JPH06306543A - 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ｐｃ棒線とその製造方法 - Google Patents
耐遅れ破壊特性に優れた高強度ｐｃ棒線とその製造方法Info
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- JPH06306543A JPH06306543A JP11115193A JP11115193A JPH06306543A JP H06306543 A JPH06306543 A JP H06306543A JP 11115193 A JP11115193 A JP 11115193A JP 11115193 A JP11115193 A JP 11115193A JP H06306543 A JPH06306543 A JP H06306543A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 ＰＣ棒線の遅れ破壊特性を改善する。
【構成】 化学成分として、重量％で、Ｃ：０．１０〜
０．３９％、Ｓｉ：０．１０〜３．０％、Ｍｎ：０．２
〜１．５％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％を含有し、
残部鉄及び不可避的不純物から成り、組織がオーステナ
イト粒度番号で１０番以上及び下部ベーナイトの比率が
４０％以上である事を特徴とする１５００ＭＰａの強度
を有する耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ棒線。
０．３９％、Ｓｉ：０．１０〜３．０％、Ｍｎ：０．２
〜１．５％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％を含有し、
残部鉄及び不可避的不純物から成り、組織がオーステナ
イト粒度番号で１０番以上及び下部ベーナイトの比率が
４０％以上である事を特徴とする１５００ＭＰａの強度
を有する耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ棒線。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、建設用等に用いられる
優れた耐遅れ破壊特性を示す高張力ＰＣ棒線とその製造
方法に関するものである。
優れた耐遅れ破壊特性を示す高張力ＰＣ棒線とその製造
方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、構造物の大型化に伴い引張強さ１
５００ＭＰａ以上のＰＣ鋼線の開発が要求されてきてい
る。しかし、引張強度が１２００ＭＰａを超えると遅れ
破壊の危険性が高まることがよく知られており、例えば
ボルト鋼等に於いては、現在使用されている強度は１１
００ＭＰａ級が上限となっているのが現状である。
５００ＭＰａ以上のＰＣ鋼線の開発が要求されてきてい
る。しかし、引張強度が１２００ＭＰａを超えると遅れ
破壊の危険性が高まることがよく知られており、例えば
ボルト鋼等に於いては、現在使用されている強度は１１
００ＭＰａ級が上限となっているのが現状である。
【０００３】遅れ破壊の対策として、従来、高強度ボル
ト用鋼において数々の研究開発がなされているが、例え
ば、特開平３−２４３７４４号公報、特開平３−２４３
７４５号公報に、それぞれ重量％で、Ｃ＝０．３０〜
０．５０、Ｓｉ＝０．０５〜０．５０、Ｍｎ＜０．５
０、Ｃｒ＝０．１〜５．０、Ａｌ＝０．００５〜０．１
０、Ｎｂ＝０．００５〜０．２０、Ｃｕ＝０．０１〜
０．６０、Ｍｏ＝０．０１〜０．８０、Ｎ＝０．００５
〜０．３０、及びＣ＝０．３５〜０．５０、Ｓｉ＜０．
２０、Ｍｎ＜０．３５、Ｃｒ＜０．２５、Ａｌ＝０．０
０５〜０．１０、Ｖ＝０．０５〜０．５０、Ｎｂ＝０．
００５〜０．２０、Ｔｉ＜０．１０、Ｚｒ＜０．１５、
Ｃｕ＝０．０５〜０．６０、Ｎｉ＝１．０〜３．０、Ｍ
ｏ＝０．４〜１．５の化学成分を含有する高強度鋼及び
その製造方法が記載されている。これらの発明は、遅れ
破壊クラックがオーステナイト粒界を起点及び伝播径路
として発生する事に注目し、粒界偏析元素の低減、粒の
細粒化等により粒界強化を図り、耐遅れ破壊性を改善す
るものである。
ト用鋼において数々の研究開発がなされているが、例え
ば、特開平３−２４３７４４号公報、特開平３−２４３
７４５号公報に、それぞれ重量％で、Ｃ＝０．３０〜
０．５０、Ｓｉ＝０．０５〜０．５０、Ｍｎ＜０．５
０、Ｃｒ＝０．１〜５．０、Ａｌ＝０．００５〜０．１
０、Ｎｂ＝０．００５〜０．２０、Ｃｕ＝０．０１〜
０．６０、Ｍｏ＝０．０１〜０．８０、Ｎ＝０．００５
〜０．３０、及びＣ＝０．３５〜０．５０、Ｓｉ＜０．
２０、Ｍｎ＜０．３５、Ｃｒ＜０．２５、Ａｌ＝０．０
０５〜０．１０、Ｖ＝０．０５〜０．５０、Ｎｂ＝０．
００５〜０．２０、Ｔｉ＜０．１０、Ｚｒ＜０．１５、
Ｃｕ＝０．０５〜０．６０、Ｎｉ＝１．０〜３．０、Ｍ
ｏ＝０．４〜１．５の化学成分を含有する高強度鋼及び
その製造方法が記載されている。これらの発明は、遅れ
破壊クラックがオーステナイト粒界を起点及び伝播径路
として発生する事に注目し、粒界偏析元素の低減、粒の
細粒化等により粒界強化を図り、耐遅れ破壊性を改善す
るものである。
【０００４】又、ＰＣ鋼棒の遅れ破壊特性を改善する手
段が特開昭４９−９０２０７号公報に記載されている。
この発明は、炭素含有量０．２０〜０．９０％の鋼材を
熱間圧延後あるいは熱間圧延冷却後Ａ3 変態点以上に再
加熱後強制空冷を施し、マルテンサイト量を３０％以下
に抑制し、主組織をパーライト、ベーナイトまたはフェ
ライトとする事によりＰＣ鋼棒の遅れ破壊特性の改善を
図るものである。
段が特開昭４９−９０２０７号公報に記載されている。
この発明は、炭素含有量０．２０〜０．９０％の鋼材を
熱間圧延後あるいは熱間圧延冷却後Ａ3 変態点以上に再
加熱後強制空冷を施し、マルテンサイト量を３０％以下
に抑制し、主組織をパーライト、ベーナイトまたはフェ
ライトとする事によりＰＣ鋼棒の遅れ破壊特性の改善を
図るものである。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】特開平３−２４３７４
４号公報及び特開平３−２４３７４５号公報記載の発明
は、窒素含有量及び窒化物を形成する合金元素の含有量
を規定する事により、再加熱時のオーステナイト粒の粗
大化を抑制するものである。しかし、この技術により得
られるオーステナイト粒径の微細化度合いには限界があ
る為、ＰＣ鋼線に応用した場合、その遅れ破壊特性の改
善にも自ずと限界がある。
４号公報及び特開平３−２４３７４５号公報記載の発明
は、窒素含有量及び窒化物を形成する合金元素の含有量
を規定する事により、再加熱時のオーステナイト粒の粗
大化を抑制するものである。しかし、この技術により得
られるオーステナイト粒径の微細化度合いには限界があ
る為、ＰＣ鋼線に応用した場合、その遅れ破壊特性の改
善にも自ずと限界がある。
【０００６】また、特開昭４９−９０２０７号公報記載
の発明の様に、遅れ破壊の起点となるマルテンサイトの
含有量を規定しても、その組織を積極的に微細化しない
のでは大幅な遅れ破壊特性改善にはつながらない。
の発明の様に、遅れ破壊の起点となるマルテンサイトの
含有量を規定しても、その組織を積極的に微細化しない
のでは大幅な遅れ破壊特性改善にはつながらない。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は以下の通
りである。
りである。
【０００８】 化学成分として、重量％で、Ｃ：０．
１０〜０．３９％、Ｓｉ：０．１０〜３．０％、Ｍｎ：
０．２〜１．５％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％を含
有し、残部鉄及び不可避的不純物から成り、組織がオー
ステナイト粒度番号で１０番以上及び下部ベーナイトの
比率が４０％以上である事を特徴とする１５００ＭＰａ
の強度を有する耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ棒
線。
１０〜０．３９％、Ｓｉ：０．１０〜３．０％、Ｍｎ：
０．２〜１．５％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％を含
有し、残部鉄及び不可避的不純物から成り、組織がオー
ステナイト粒度番号で１０番以上及び下部ベーナイトの
比率が４０％以上である事を特徴とする１５００ＭＰａ
の強度を有する耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ棒
線。
【０００９】 化学成分として、重量％で、Ｃ：０．
１０〜０．３９％、Ｓｉ：０．１０〜３．０％、Ｍｎ：
０．２〜１．５％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％を含
有し、その他強化元素としてＣｒ：０．１〜２．０％、
Ｍｏ：０．０１〜２．０％、Ｖ：０．０１〜１．０％、
Ｗ：０．０１〜２．０％、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｃ
ｕ：０．１〜２．０％、Ｔｉ：０．０１〜０．５％、Ｎ
ｂ：０．０１〜０．５％、Ｂ：０．０００２〜０．００
５％の１種類または２種類以上を含有し、残部鉄及び不
可避的不純物から成り、組織がオーステナイト粒度番号
で１０番以上及び下部ベーナイトの比率が４０％以上で
ある事を特徴とする１５００ＭＰａの強度を有する耐遅
れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ棒線。
１０〜０．３９％、Ｓｉ：０．１０〜３．０％、Ｍｎ：
０．２〜１．５％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％を含
有し、その他強化元素としてＣｒ：０．１〜２．０％、
Ｍｏ：０．０１〜２．０％、Ｖ：０．０１〜１．０％、
Ｗ：０．０１〜２．０％、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｃ
ｕ：０．１〜２．０％、Ｔｉ：０．０１〜０．５％、Ｎ
ｂ：０．０１〜０．５％、Ｂ：０．０００２〜０．００
５％の１種類または２種類以上を含有し、残部鉄及び不
可避的不純物から成り、組織がオーステナイト粒度番号
で１０番以上及び下部ベーナイトの比率が４０％以上で
ある事を特徴とする１５００ＭＰａの強度を有する耐遅
れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ棒線。
【００１０】 前記またはの１５００ＭＰａの強
度を有する耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ棒線の製
造方法において、前記成分を含有する鋼片を加熱条件９
５０℃以上１２００℃以下、仕上げ温度６００℃以上９
５０℃以下で棒線に圧延後、Ｍｓ点±２００℃の範囲で
オーステンパー処理する事を特徴とする１５００ＭＰａ
の強度を有する耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ棒線
の製造方法。
度を有する耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ棒線の製
造方法において、前記成分を含有する鋼片を加熱条件９
５０℃以上１２００℃以下、仕上げ温度６００℃以上９
５０℃以下で棒線に圧延後、Ｍｓ点±２００℃の範囲で
オーステンパー処理する事を特徴とする１５００ＭＰａ
の強度を有する耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ棒線
の製造方法。
【００１１】 前記またはの１５００ＭＰａの強
度を有する耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ棒線の製
造方法において、前記成分を含有する鋼片を加熱条件９
５０℃以上１２００℃以下、仕上げ温度６００℃以上９
５０℃以下で棒線に圧延後、直ちにＭｓ点±２００℃の
範囲でオーステンパー処理し、更に２５０℃以上の温度
及び１秒以上の時間でＴ（２０＋ｌｏｇ10ｔ）≧１００
００（Ｔ：焼戻し温度（Ｋ）、ｔ：焼戻し時間（時
間））を満足する様に焼戻し処理する事を特徴とする１
５００ＭＰａの強度を有する耐遅れ破壊特性に優れた高
強度ＰＣ棒線の製造方法。
度を有する耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ棒線の製
造方法において、前記成分を含有する鋼片を加熱条件９
５０℃以上１２００℃以下、仕上げ温度６００℃以上９
５０℃以下で棒線に圧延後、直ちにＭｓ点±２００℃の
範囲でオーステンパー処理し、更に２５０℃以上の温度
及び１秒以上の時間でＴ（２０＋ｌｏｇ10ｔ）≧１００
００（Ｔ：焼戻し温度（Ｋ）、ｔ：焼戻し時間（時
間））を満足する様に焼戻し処理する事を特徴とする１
５００ＭＰａの強度を有する耐遅れ破壊特性に優れた高
強度ＰＣ棒線の製造方法。
【００１２】ここで、ベーナイト比率は、Ｃ断面切断方
向のサンプルをＳＥＭまたは光学顕微鏡等により５００
０倍以下で観察し、単位面積当たりのベーナイト面積の
百分率と定義する。
向のサンプルをＳＥＭまたは光学顕微鏡等により５００
０倍以下で観察し、単位面積当たりのベーナイト面積の
百分率と定義する。
【００１３】
【作用】本発明者は、耐遅れ破壊特性に優れた高張力Ｐ
Ｃ棒線とその製造方法の開発を進めた結果、鋼片から棒
線へ圧延する際の加熱温度及び仕上げ温度を制御し、イ
ンラインにてオーステンパー処理する事によりオーステ
ナイト粒を微細化した上、更にオーステナイト粒界に炭
化物の析出量が少ない下部ベーナイト組織の比率を多く
する事がＰＣ鋼棒の遅れ破壊特性改善に効果的である事
を見いだした。
Ｃ棒線とその製造方法の開発を進めた結果、鋼片から棒
線へ圧延する際の加熱温度及び仕上げ温度を制御し、イ
ンラインにてオーステンパー処理する事によりオーステ
ナイト粒を微細化した上、更にオーステナイト粒界に炭
化物の析出量が少ない下部ベーナイト組織の比率を多く
する事がＰＣ鋼棒の遅れ破壊特性改善に効果的である事
を見いだした。
【００１４】そこでまず、ＰＣ棒線の耐遅れ破壊性を改
善するために必要なオーステナイト粒径及び下部ベーナ
イトの比率を検討した。
善するために必要なオーステナイト粒径及び下部ベーナ
イトの比率を検討した。
【００１５】例えば、０．３５％Ｃ＋２．０％Ｓｉ＋
０．８０％Ｍｎ＋０．０２０％Ｔｉ＋２０ｐｐｍＢ＋
０．０４５％Ａｌ組成の１２２角鋼片より圧延し、線径
７．０φの棒鋼線を製造するにあたり、その加熱温度及
び仕上げ温度を変え棒線のオーステナイト粒径を変化さ
せ、更に圧延終了後に３７０℃のソルトバスに浸漬する
時間をさまざまに変えて下部ベーナイトの比率を変化さ
せたＰＣ鋼線の耐遅れ破壊特性を調べた。つまり、図１
に示すように円周にノッチを設けた試験片１を作り、試
験片１のノッチ部を５０℃の２０％ＮＨ4 ＳＣＮ水溶液
中に浸漬し、試験片１に０．７σB の定引張荷重を負荷
して破断までの時間を測定し、耐遅れ破壊特性を評価し
た。
０．８０％Ｍｎ＋０．０２０％Ｔｉ＋２０ｐｐｍＢ＋
０．０４５％Ａｌ組成の１２２角鋼片より圧延し、線径
７．０φの棒鋼線を製造するにあたり、その加熱温度及
び仕上げ温度を変え棒線のオーステナイト粒径を変化さ
せ、更に圧延終了後に３７０℃のソルトバスに浸漬する
時間をさまざまに変えて下部ベーナイトの比率を変化さ
せたＰＣ鋼線の耐遅れ破壊特性を調べた。つまり、図１
に示すように円周にノッチを設けた試験片１を作り、試
験片１のノッチ部を５０℃の２０％ＮＨ4 ＳＣＮ水溶液
中に浸漬し、試験片１に０．７σB の定引張荷重を負荷
して破断までの時間を測定し、耐遅れ破壊特性を評価し
た。
【００１６】その結果を整理したのが図２である。オー
ステナイト粒度番号で１０番以上及び下部ベーナイトの
比率が４０％以上であれば、ＰＣ鋼線の遅れ破壊特性が
改善される事が判明した。特に、オーステナイト粒度番
号で１２番以上、下部ベーナイト比率で６０％以上の場
合に改善が著しく、この範囲内に制御する事が望まし
い。
ステナイト粒度番号で１０番以上及び下部ベーナイトの
比率が４０％以上であれば、ＰＣ鋼線の遅れ破壊特性が
改善される事が判明した。特に、オーステナイト粒度番
号で１２番以上、下部ベーナイト比率で６０％以上の場
合に改善が著しく、この範囲内に制御する事が望まし
い。
【００１７】次に、前述の組織を確保する圧延方法を検
討した。まず、オーステナイト粒径を１０番以上へ安定
的に制御する方法を検討した。従来の線材は、１２２角
の鋼片を１２５０℃程度に加熱し、仕上げミル直後の温
度が１１００℃程度で圧延され製造されている。しか
し、この方法では、得られる線材のオーステナイト粒度
番号は８〜１０番程度であり、それ以上のものを安定的
に製造する事は困難である。そこで、鋼片の加熱温度を
低める事により加熱炉内での鋼片のオーステナイト粒径
の粗大化を抑制し、しかもその後低温で圧延する事によ
りオーステナイト粒径の微細化を図る事とした。オース
テナイト粒径に及ぼす加熱温度と圧延仕上げ温度の影響
を検討し、整理したのが図３である。オーステナイト粒
度番号で１０番以上を確保する為には、加熱温度で１２
００℃以下、仕上げ温度で９５０℃以下とする事が必要
である。特に安定的に微細化する事を考えると、１１０
０℃以下の加熱温度及び８００℃以下の仕上げ温度が望
ましい。しかし、加熱温度９５０℃未満及び仕上げ温度
６００℃未満では熱間圧延の変形抵抗が急増し、熱間圧
延が困難となるのでこれを下限とした。
討した。まず、オーステナイト粒径を１０番以上へ安定
的に制御する方法を検討した。従来の線材は、１２２角
の鋼片を１２５０℃程度に加熱し、仕上げミル直後の温
度が１１００℃程度で圧延され製造されている。しか
し、この方法では、得られる線材のオーステナイト粒度
番号は８〜１０番程度であり、それ以上のものを安定的
に製造する事は困難である。そこで、鋼片の加熱温度を
低める事により加熱炉内での鋼片のオーステナイト粒径
の粗大化を抑制し、しかもその後低温で圧延する事によ
りオーステナイト粒径の微細化を図る事とした。オース
テナイト粒径に及ぼす加熱温度と圧延仕上げ温度の影響
を検討し、整理したのが図３である。オーステナイト粒
度番号で１０番以上を確保する為には、加熱温度で１２
００℃以下、仕上げ温度で９５０℃以下とする事が必要
である。特に安定的に微細化する事を考えると、１１０
０℃以下の加熱温度及び８００℃以下の仕上げ温度が望
ましい。しかし、加熱温度９５０℃未満及び仕上げ温度
６００℃未満では熱間圧延の変形抵抗が急増し、熱間圧
延が困難となるのでこれを下限とした。
【００１８】次に、圧延後の恒温変態条件を検討した結
果が図４である。Ｍｓ点より２００℃以上高い温度では
高温変態生成物を生成してしまい、下部ベーナイトを４
０％以上安定的に生成させ、強度１５００ＭＰａ以上の
鋼棒を製造する事が困難となる。また、Ｍｓ点より２０
０℃以上低い温度ではマルテンサイトの生成する量が増
大し、下部ベーナイトを４０％以上安定的に生成させる
事が困難となり、高い遅れ破壊特性を確保する事が困難
となるので、恒温変態温度をＭｓ点±２００℃の範囲に
規定した。
果が図４である。Ｍｓ点より２００℃以上高い温度では
高温変態生成物を生成してしまい、下部ベーナイトを４
０％以上安定的に生成させ、強度１５００ＭＰａ以上の
鋼棒を製造する事が困難となる。また、Ｍｓ点より２０
０℃以上低い温度ではマルテンサイトの生成する量が増
大し、下部ベーナイトを４０％以上安定的に生成させる
事が困難となり、高い遅れ破壊特性を確保する事が困難
となるので、恒温変態温度をＭｓ点±２００℃の範囲に
規定した。
【００１９】さらに、インラインで高周波コイル内を通
過させる、直接通電加熱する、またはソルトバス内を通
過させる事により焼戻し処理を実施すれば、工程省略及
び省エネルギーの観点からメリットが大きい。特に高周
波コイル内を通過させる急速加熱による焼戻し処理は、
炭化物を微細にオーステナイト粒内に析出させ、オース
テナイト粒界への炭化物の析出を抑制する事が可能とな
り、遅れ破壊特性を向上させる事となる。しかし、図５
に示す様に、２５０℃以上の温度及び１秒以上の時間で
Ｔ（２０＋ｌｏｇ10ｔ）≧１００００の条件を満足しな
ければ降伏比９０％以上を確保する事が困難となり、Ｊ
ＩＳＧ３１０９を満足しなくなる。
過させる、直接通電加熱する、またはソルトバス内を通
過させる事により焼戻し処理を実施すれば、工程省略及
び省エネルギーの観点からメリットが大きい。特に高周
波コイル内を通過させる急速加熱による焼戻し処理は、
炭化物を微細にオーステナイト粒内に析出させ、オース
テナイト粒界への炭化物の析出を抑制する事が可能とな
り、遅れ破壊特性を向上させる事となる。しかし、図５
に示す様に、２５０℃以上の温度及び１秒以上の時間で
Ｔ（２０＋ｌｏｇ10ｔ）≧１００００の条件を満足しな
ければ降伏比９０％以上を確保する事が困難となり、Ｊ
ＩＳＧ３１０９を満足しなくなる。
【００２０】なお、圧延工程内でＰＣ鋼線特有の異径形
状へ加工する事により、大幅な省工程を図る事も出来
る。
状へ加工する事により、大幅な省工程を図る事も出来
る。
【００２１】次に成分限定理由を述べる。
【００２２】《Ｃ》Ｃは下部ベーナイト棒線の高強度を
得るために０．１０％以上必要であるが、多すぎると靱
性とともに耐遅れ破壊特性を劣化させ、溶接性も劣化さ
せる為０．３９％以下とした。
得るために０．１０％以上必要であるが、多すぎると靱
性とともに耐遅れ破壊特性を劣化させ、溶接性も劣化さ
せる為０．３９％以下とした。
【００２３】《Ｓｉ》Ｓｉは鋼の脱酸および強度を高め
るのに必要な元素であるが、０．１％未満ではその効果
が得難い為０．１％以上とした。また３．０％を超える
とオーステナイト域加熱時に粒界に偏析する量が多くな
り過ぎ、著しく粒界を脆化させるとともに耐遅れ破壊特
性を劣化させる為３．０％以下とした。
るのに必要な元素であるが、０．１％未満ではその効果
が得難い為０．１％以上とした。また３．０％を超える
とオーステナイト域加熱時に粒界に偏析する量が多くな
り過ぎ、著しく粒界を脆化させるとともに耐遅れ破壊特
性を劣化させる為３．０％以下とした。
【００２４】《Ｍｎ》Ｍｎは鋼の脱酸および焼入れ性を
確保し、フェライト等の軟質組織の形成を抑制するのに
必要な元素であるが、０．２％未満ではその効果は得難
いので０．２％以上とした。また１．５％を超えるとオ
ーステナイト域加熱時に粒界に偏析する量が多くなり過
ぎ、著しく粒界を脆化させるとともに耐遅れ破壊特性を
劣化させる為１．５％以下とした。
確保し、フェライト等の軟質組織の形成を抑制するのに
必要な元素であるが、０．２％未満ではその効果は得難
いので０．２％以上とした。また１．５％を超えるとオ
ーステナイト域加熱時に粒界に偏析する量が多くなり過
ぎ、著しく粒界を脆化させるとともに耐遅れ破壊特性を
劣化させる為１．５％以下とした。
【００２５】《Ｎｉ》Ｎｉは、腐食環境中に素材の一部
のＦｅが溶解した後にＮｉが素材表面に残留する事によ
り素材表面をＮｉコーティングするのと同じ状況にな
り、それ以上の腐食進行を抑制する事により鋼材の耐食
性を向上させ、鋼材の耐遅れ破壊特性を向上させる元素
である。しかし、０．１％未満ではその効果が不十分で
ある為０．１％以上とした。又、２．０％を越えるとベ
ーナイト変態時間が長くなりすぎる上、腐食環境中に於
いて鋼材表面に腐食孔が著しく発生するようになり、む
しろ遅れ破壊特性が劣化するので２．０％以下とした。
ただし、Ｎｉは焼き入れ性を上げ、ベーナイト変態時間
を大幅に遅らせるので０．８％以下が望ましい。
のＦｅが溶解した後にＮｉが素材表面に残留する事によ
り素材表面をＮｉコーティングするのと同じ状況にな
り、それ以上の腐食進行を抑制する事により鋼材の耐食
性を向上させ、鋼材の耐遅れ破壊特性を向上させる元素
である。しかし、０．１％未満ではその効果が不十分で
ある為０．１％以上とした。又、２．０％を越えるとベ
ーナイト変態時間が長くなりすぎる上、腐食環境中に於
いて鋼材表面に腐食孔が著しく発生するようになり、む
しろ遅れ破壊特性が劣化するので２．０％以下とした。
ただし、Ｎｉは焼き入れ性を上げ、ベーナイト変態時間
を大幅に遅らせるので０．８％以下が望ましい。
【００２６】《Ｃｕ》Ｃｕは、腐食環境中に素材の一部
のＦｅが溶解した後にＣｕが素材表面に残留する事によ
り素材表面をＣｕコーティングするのと同じ状況にな
り、それ以上の腐食進行を抑制する事により鋼材の耐食
性を向上させ、鋼材の耐遅れ破壊特性を向上させる元素
である。しかし、０．１％未満ではその効果が不十分で
ある為０．１％以上とした。又、２．０％を越えると粒
界に偏析して粒界を脆化させ、鋼材の遅れ破壊特性が劣
化するので２．０％以下とした。ただし、Ｃｕは焼き入
れ性を上げ、ベーナイト変態時間を大幅に遅らせるので
１．０％以下が望ましい。
のＦｅが溶解した後にＣｕが素材表面に残留する事によ
り素材表面をＣｕコーティングするのと同じ状況にな
り、それ以上の腐食進行を抑制する事により鋼材の耐食
性を向上させ、鋼材の耐遅れ破壊特性を向上させる元素
である。しかし、０．１％未満ではその効果が不十分で
ある為０．１％以上とした。又、２．０％を越えると粒
界に偏析して粒界を脆化させ、鋼材の遅れ破壊特性が劣
化するので２．０％以下とした。ただし、Ｃｕは焼き入
れ性を上げ、ベーナイト変態時間を大幅に遅らせるので
１．０％以下が望ましい。
【００２７】《Ａｌ》Ａｌは鋼の脱酸の安定化、均質化
及び細粒化を図るのに有効な元素であるが、０．００５
％未満ではその効果を得る事は出来ない。一方、０．１
％を越えて含有させてもその効果は飽和してしまい、ま
た介在物の増大によるきずが発生し、靱性を劣化させる
ため０．００５％以上０．１％以下とした。
及び細粒化を図るのに有効な元素であるが、０．００５
％未満ではその効果を得る事は出来ない。一方、０．１
％を越えて含有させてもその効果は飽和してしまい、ま
た介在物の増大によるきずが発生し、靱性を劣化させる
ため０．００５％以上０．１％以下とした。
【００２８】《Ｍｏ》Ｍｏは焼き入れ性を上げ、フェラ
イト等の軟質組織の形成を抑制するのに必要な元素であ
る上、腐食環境中にＭｏＯ-4イオンを形成し、素材表層
のＦｅと錯体を形成する事により耐食性の高いコーティ
ングを施し、腐食の進行を抑制する事により鋼材の耐食
性を向上させ、ＰＣ棒線の耐腐食疲労特性を向上させる
元素である。しかし、０．０１％未満ではその効果が不
十分である為０．０１％以上とした。又、２．０％を越
えるとその効果は飽和し、コストの上昇を招き実用的で
はないので２．０％以下とした。ただし、Ｍｏは焼き入
れ性を上げる元素である為、ベーナイトへの変態時間を
考えると０．５％以下が望ましい。
イト等の軟質組織の形成を抑制するのに必要な元素であ
る上、腐食環境中にＭｏＯ-4イオンを形成し、素材表層
のＦｅと錯体を形成する事により耐食性の高いコーティ
ングを施し、腐食の進行を抑制する事により鋼材の耐食
性を向上させ、ＰＣ棒線の耐腐食疲労特性を向上させる
元素である。しかし、０．０１％未満ではその効果が不
十分である為０．０１％以上とした。又、２．０％を越
えるとその効果は飽和し、コストの上昇を招き実用的で
はないので２．０％以下とした。ただし、Ｍｏは焼き入
れ性を上げる元素である為、ベーナイトへの変態時間を
考えると０．５％以下が望ましい。
【００２９】《Ｗ》Ｗは焼き入れ性を上げ、フェライト
等の軟質組織の形成を抑制するのに必要な元素である
上、腐食環境中にＷＯ-4イオンを形成し、素材表層のＦ
ｅと錯体を形成する事により耐食性の高いコーテンィグ
を施し、腐食の進行を抑制する事により鋼材の耐食性を
向上させる。しかし、０．０１％未満ではその効果が不
十分である為０．０１％以上とした。又、２．０％を越
えるとその効果は飽和し、コストの上昇を招き実用的で
はないので２．０％以下とした。ただし、Ｗは焼き入れ
性を上げる元素である為、ベーナイトへの変態時間を考
えると０．５％以下が望ましい。
等の軟質組織の形成を抑制するのに必要な元素である
上、腐食環境中にＷＯ-4イオンを形成し、素材表層のＦ
ｅと錯体を形成する事により耐食性の高いコーテンィグ
を施し、腐食の進行を抑制する事により鋼材の耐食性を
向上させる。しかし、０．０１％未満ではその効果が不
十分である為０．０１％以上とした。又、２．０％を越
えるとその効果は飽和し、コストの上昇を招き実用的で
はないので２．０％以下とした。ただし、Ｗは焼き入れ
性を上げる元素である為、ベーナイトへの変態時間を考
えると０．５％以下が望ましい。
【００３０】《Ｃｒ》Ｃｒは焼き入れ性を上げ、フェラ
イト等の軟質組織の形成を抑制するのに必要な元素であ
るが、効果を得る為には０．１％以上必要であり、多す
ぎると靱性を劣化させ、耐遅れ破壊特性の劣化を招く元
素であるため２．０％以下とした。
イト等の軟質組織の形成を抑制するのに必要な元素であ
るが、効果を得る為には０．１％以上必要であり、多す
ぎると靱性を劣化させ、耐遅れ破壊特性の劣化を招く元
素であるため２．０％以下とした。
【００３１】《Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ》Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂは結晶
粒の微細化に寄与し、かつ水素との親和性に富み、鋼中
での水素の拡散・集積を抑制することにより耐遅れ破壊
特性向上に有効な元素であるため、Ｖ：０．０１％以
上、Ｔｉ：０．０１％以上、Ｎｂ：０．０１％以上必要
である。ただし多すぎるとその効果は飽和し、むしろ靱
性を劣化させ、耐遅れ破壊特性の劣化を招く元素である
ため、Ｖ：１．０％以下、Ｔｉ：０．５％以下、Ｎｂ：
０．５％以下とした。
粒の微細化に寄与し、かつ水素との親和性に富み、鋼中
での水素の拡散・集積を抑制することにより耐遅れ破壊
特性向上に有効な元素であるため、Ｖ：０．０１％以
上、Ｔｉ：０．０１％以上、Ｎｂ：０．０１％以上必要
である。ただし多すぎるとその効果は飽和し、むしろ靱
性を劣化させ、耐遅れ破壊特性の劣化を招く元素である
ため、Ｖ：１．０％以下、Ｔｉ：０．５％以下、Ｎｂ：
０．５％以下とした。
【００３２】《Ｂ》Ｂは鋼の焼入れ性を一段と向上させ
る作用があるので、特に太いＰＣ棒線でより高い強度が
要求される場合に添加するが、０．０００２％未満では
その効果を得る事は出来ない。一方、０．００５％を越
えて含有させてもその効果は飽和してしまい、しかも靱
性も劣化し、耐遅れ破壊特性が劣化する為０．０００２
％以上０．００５％以下とした。
る作用があるので、特に太いＰＣ棒線でより高い強度が
要求される場合に添加するが、０．０００２％未満では
その効果を得る事は出来ない。一方、０．００５％を越
えて含有させてもその効果は飽和してしまい、しかも靱
性も劣化し、耐遅れ破壊特性が劣化する為０．０００２
％以上０．００５％以下とした。
【００３３】《Ｐ、Ｓ、Ｎ》Ｐ、Ｓ、Ｎに関して特に規
定はしないが、Ｐは凝固時にミクロ偏析し、さらにオー
ステナイト域加熱時に粒界に偏析し、粒界を脆化させる
とともに耐遅れ破壊特性を劣化させる元素であるため
０．０１５％以下が望ましい。Ｓは不可避的不純物であ
るが、オーステナイト域加熱時に粒界に偏析し、粒界を
脆化させるとともに耐遅れ破壊特性を劣化させる元素で
あるため０．０２％以下が望ましい。Ｎはオーステナイ
ト加熱時に粒界に偏析し、粒界を脆化させるとともに耐
遅れ破壊特性も劣化させる元素であるため０．０３％以
下が望ましい。
定はしないが、Ｐは凝固時にミクロ偏析し、さらにオー
ステナイト域加熱時に粒界に偏析し、粒界を脆化させる
とともに耐遅れ破壊特性を劣化させる元素であるため
０．０１５％以下が望ましい。Ｓは不可避的不純物であ
るが、オーステナイト域加熱時に粒界に偏析し、粒界を
脆化させるとともに耐遅れ破壊特性を劣化させる元素で
あるため０．０２％以下が望ましい。Ｎはオーステナイ
ト加熱時に粒界に偏析し、粒界を脆化させるとともに耐
遅れ破壊特性も劣化させる元素であるため０．０３％以
下が望ましい。
【００３４】
【実施例】本発明の成分要件を満たす供試鋼の化学成分
を表１、表２に示す。この組成を有する１２２角の鋼片
の棒鋼を加熱炉で１２００〜９５０℃の範囲に加熱後、
７φ線材に仕上げ温度９５０〜６００℃の範囲で圧延
し、Ｍｓ点±２００℃温度範囲のソルトバスへ挿入して
オーステンパー処理を実施し、更に冷速１０℃／Ｓ以上
で冷却し焼き入れ後、高周波コイル内を通過させて２５
０〜４８０℃の範囲で焼戻し処理を実施し、強度１５０
０ＭＰａの７φＰＣ棒線を製造した。これらのＰＣ棒線
について、前述の遅れ破壊評価試験により耐遅れ破壊特
性を評価した。その結果を表３、表４に示す。また、比
較例のＰＣ棒線の遅れ破壊特性評価結果を表５、表６に
示した。
を表１、表２に示す。この組成を有する１２２角の鋼片
の棒鋼を加熱炉で１２００〜９５０℃の範囲に加熱後、
７φ線材に仕上げ温度９５０〜６００℃の範囲で圧延
し、Ｍｓ点±２００℃温度範囲のソルトバスへ挿入して
オーステンパー処理を実施し、更に冷速１０℃／Ｓ以上
で冷却し焼き入れ後、高周波コイル内を通過させて２５
０〜４８０℃の範囲で焼戻し処理を実施し、強度１５０
０ＭＰａの７φＰＣ棒線を製造した。これらのＰＣ棒線
について、前述の遅れ破壊評価試験により耐遅れ破壊特
性を評価した。その結果を表３、表４に示す。また、比
較例のＰＣ棒線の遅れ破壊特性評価結果を表５、表６に
示した。
【００３５】
【表１】
【００３６】
【表２】
【００３７】
【表３】
【００３８】
【表４】
【００３９】
【表５】
【００４０】
【表６】
【００４１】この表より、本発明例は比較例に比べて破
断時間が約２倍以上長く、遅れ破壊しにくい事が明らか
となった。
断時間が約２倍以上長く、遅れ破壊しにくい事が明らか
となった。
【００４２】
【発明の効果】本発明により１５００ＭＰａ級以上の引
張強度を有し、耐遅れ破壊特性の優れたＰＣ棒線が得ら
れる。これによってコンクリート構造物の寿命及び安全
性が向上する。
張強度を有し、耐遅れ破壊特性の優れたＰＣ棒線が得ら
れる。これによってコンクリート構造物の寿命及び安全
性が向上する。
【図１】ＰＣ遅れ破壊評価試験用試験片を示す図であ
る。
る。
【図２】ＰＣ鋼線の組織とＰＣ鋼線の耐遅れ破壊特性と
の関係を示す図である。
の関係を示す図である。
【図３】ＰＣ鋼線の組織のオーステナイト粒度番号に及
ぼす加熱温度及び仕上げ温度の影響を示す図である。
ぼす加熱温度及び仕上げ温度の影響を示す図である。
【図４】ＰＣ鋼線の組織の下部ベーナイト組織に及ぼす
ソルト温度の影響を示す図である。
ソルト温度の影響を示す図である。
【図５】ＰＣ鋼線のインライン焼戻し条件とＰＣ鋼線の
降伏比との関係を示す図である。
降伏比との関係を示す図である。
１ 試験片
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成５年５月２７日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】発明の名称
【補正方法】変更
【補正内容】
【発明の名称】 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ棒
線とその製造方法
線とその製造方法
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】特許請求の範囲
【補正方法】変更
【補正内容】
【特許請求の範囲】
【手続補正３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００８
【補正方法】変更
【補正内容】
【０００８】 化学成分として、重量％で、Ｃ：０．
１０〜０．３９％、Ｓｉ：０．１０〜３．０％、Ｍｎ：
０．２〜１．５％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％を含
有し、残部鉄及び不可避的不純物から成り、組織がオー
ステナイト粒度番号で１０番以上及び下部ベーナイトの
比率が４０％以上である事を特徴とする１５００ＭＰａ
以上の強度を有する耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ
棒線。
１０〜０．３９％、Ｓｉ：０．１０〜３．０％、Ｍｎ：
０．２〜１．５％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％を含
有し、残部鉄及び不可避的不純物から成り、組織がオー
ステナイト粒度番号で１０番以上及び下部ベーナイトの
比率が４０％以上である事を特徴とする１５００ＭＰａ
以上の強度を有する耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ
棒線。
【手続補正４】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００９
【補正方法】変更
【補正内容】
【０００９】 化学成分として、重量％で、Ｃ：０．
１０〜０．３９％、Ｓｉ：０．１０〜３．０％、Ｍｎ：
０．２〜１．５％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％を含
有し、その他強化元素としてＣｒ：０．１〜２．０％、
Ｍｏ：０．０１〜２．０％、Ｖ：０．０１〜１．０％、
Ｗ：０．０１〜２．０％、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｃ
ｕ：０．１〜２．０％、Ｔｉ：０．０１〜０．５％、Ｎ
ｂ：０．０１〜０．５％、Ｂ：０．０００２〜０．００
５％の１種類または２種類以上を含有し、残部鉄及び不
可避的不純物から成り、組織がオーステナイト粒度番号
で１０番以上及び下部ベーナイトの比率が４０％以上で
ある事を特徴とする１５００ＭＰａ以上の強度を有する
耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ棒線。
１０〜０．３９％、Ｓｉ：０．１０〜３．０％、Ｍｎ：
０．２〜１．５％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％を含
有し、その他強化元素としてＣｒ：０．１〜２．０％、
Ｍｏ：０．０１〜２．０％、Ｖ：０．０１〜１．０％、
Ｗ：０．０１〜２．０％、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｃ
ｕ：０．１〜２．０％、Ｔｉ：０．０１〜０．５％、Ｎ
ｂ：０．０１〜０．５％、Ｂ：０．０００２〜０．００
５％の１種類または２種類以上を含有し、残部鉄及び不
可避的不純物から成り、組織がオーステナイト粒度番号
で１０番以上及び下部ベーナイトの比率が４０％以上で
ある事を特徴とする１５００ＭＰａ以上の強度を有する
耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ棒線。
【手続補正５】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１０
【補正方法】変更
【補正内容】
【００１０】 前記またはの耐遅れ破壊特性に優
れた高強度ＰＣ棒線の製造方法において、前記成分を含
有する鋼片を加熱条件９５０℃以上１２００℃以下、仕
上げ温度６００℃以上９５０℃以下で棒線に圧延後、Ｍ
ｓ点±２００℃の範囲でオーステンパー処理する事を特
徴とする１５００ＭＰａ以上の強度を有する耐遅れ破壊
特性に優れた高強度ＰＣ棒線の製造方法。
れた高強度ＰＣ棒線の製造方法において、前記成分を含
有する鋼片を加熱条件９５０℃以上１２００℃以下、仕
上げ温度６００℃以上９５０℃以下で棒線に圧延後、Ｍ
ｓ点±２００℃の範囲でオーステンパー処理する事を特
徴とする１５００ＭＰａ以上の強度を有する耐遅れ破壊
特性に優れた高強度ＰＣ棒線の製造方法。
【手続補正６】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１１
【補正方法】変更
【補正内容】
【００１１】 前記またはの耐遅れ破壊特性に優
れた高強度ＰＣ棒線の製造方法において、前記成分を含
有する鋼片を加熱条件９５０℃以上１２００℃以下、仕
上げ温度６００℃以上９５０℃以下で棒線に圧延後、直
ちにＭｓ点±２００℃の範囲でオーステンパー処理し、
更に２５０℃以上の温度及び１秒以上の時間でＴ（２０
＋ｌｏｇ10ｔ）≧１００００（Ｔ：焼戻し温度（Ｋ）、
ｔ：焼戻し時間（時間））を満足する様に焼戻し処理す
る事を特徴とする１５００ＭＰａ以上の強度を有する耐
遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ棒線の製造方法。
れた高強度ＰＣ棒線の製造方法において、前記成分を含
有する鋼片を加熱条件９５０℃以上１２００℃以下、仕
上げ温度６００℃以上９５０℃以下で棒線に圧延後、直
ちにＭｓ点±２００℃の範囲でオーステンパー処理し、
更に２５０℃以上の温度及び１秒以上の時間でＴ（２０
＋ｌｏｇ10ｔ）≧１００００（Ｔ：焼戻し温度（Ｋ）、
ｔ：焼戻し時間（時間））を満足する様に焼戻し処理す
る事を特徴とする１５００ＭＰａ以上の強度を有する耐
遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ棒線の製造方法。
Claims (4)
- 【請求項１】 化学成分として、重量％で、Ｃ：０．１
０〜０．３９％、Ｓｉ：０．１０〜３．０％、Ｍｎ：
０．２〜１．５％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％を含
有し、残部鉄及び不可避的不純物から成り、組織がオー
ステナイト粒度番号で１０番以上及び下部ベーナイトの
比率が４０％以上である事を特徴とする１５００ＭＰａ
の強度を有する耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ棒
線。 - 【請求項２】 化学成分として、重量％で、Ｃ：０．１
０〜０．３９％、Ｓｉ：０．１０〜３．０％、Ｍｎ：
０．２〜１．５％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％を含
有し、その他強化元素としてＣｒ：０．１〜２．０％、
Ｍｏ：０．０１〜２．０％、Ｖ：０．０１〜１．０％、
Ｗ：０．０１〜２．０％、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｃ
ｕ：０．１〜２．０％、Ｔｉ：０．０１〜０．５％、Ｎ
ｂ：０．０１〜０．５％、Ｂ：０．０００２〜０．００
５％の１種類または２種類以上を含有し、残部鉄及び不
可避的不純物から成り、組織がオーステナイト粒度番号
で１０番以上及び下部ベーナイトの比率が４０％以上で
ある事を特徴とする１５００ＭＰａの強度を有する耐遅
れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ棒線。 - 【請求項３】 請求項１または２記載の１５００ＭＰａ
の強度を有する耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ棒線
の製造方法において、前記成分を含有する鋼片を加熱条
件９５０℃以上１２００℃以下、仕上げ温度６００℃以
上９５０℃以下で棒線に圧延後、Ｍｓ点±２００℃の範
囲でオーステンパー処理する事を特徴とする１５００Ｍ
Ｐａの強度を有する耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ
棒線の製造方法。 - 【請求項４】 請求項１または２記載の１５００ＭＰａ
の強度を有する耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ棒線
の製造方法において、前記成分を含有する鋼片を加熱条
件９５０℃以上１２００℃以下、仕上げ温度６００℃以
上９５０℃以下で棒線に圧延後、直ちにＭｓ点±２００
℃の範囲でオーステンパー処理し、更に２５０℃以上の
温度及び１秒以上の時間でＴ（２０＋ｌｏｇ10ｔ）≧１
００００（Ｔ：焼戻し温度（Ｋ）、ｔ：焼戻し時間（時
間））を満足する様に焼戻し処理する事を特徴とする１
５００ＭＰａの強度を有する耐遅れ破壊特性に優れた高
強度ＰＣ棒線の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11115193A JPH06306543A (ja) | 1993-04-15 | 1993-04-15 | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ｐｃ棒線とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11115193A JPH06306543A (ja) | 1993-04-15 | 1993-04-15 | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ｐｃ棒線とその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06306543A true JPH06306543A (ja) | 1994-11-01 |
Family
ID=14553758
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11115193A Withdrawn JPH06306543A (ja) | 1993-04-15 | 1993-04-15 | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ｐｃ棒線とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06306543A (ja) |
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-
1993
- 1993-04-15 JP JP11115193A patent/JPH06306543A/ja not_active Withdrawn
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