JPH11229090A - 耐遅れ破壊特性の良いｐｃ鋼線または鋼棒とその製造方法 - Google Patents
耐遅れ破壊特性の良いｐｃ鋼線または鋼棒とその製造方法Info
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- JPH11229090A JPH11229090A JP3608398A JP3608398A JPH11229090A JP H11229090 A JPH11229090 A JP H11229090A JP 3608398 A JP3608398 A JP 3608398A JP 3608398 A JP3608398 A JP 3608398A JP H11229090 A JPH11229090 A JP H11229090A
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【課題】過度の合金添加に頼ることなく、金属組織を制
御することにより、高強度で、かつ耐遅れ破壊特性が良
好なＰＣ鋼線または鋼棒とその製造方法を提供する。 【解決手段】Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｎ
ｉ、Ｃｒ等を含み直径４ｍｍ以上１２ｍｍ以下の鋼線ま
たは鋼棒で、その母相中に、焼き入れままのマルテンサ
イトまたは残留オーステナイトまたはそれらの混合組織
が５０％以上を占める帯状の組織が鋼線の長さ方向と平
行に層状に配列することを特徴とする・ＰＣ鋼線または
鋼棒。また鋼線へ熱間圧延する際に、８５０℃以下で行
い、圧延終了後に１０℃／ｓ以上の冷却速度でＭｓ点以
下まで冷却し、その後に加熱速度１０℃／ｓ以上でＡｃ
1 点＋８０℃以下に加熱し、可及的速やかに焼き入れ
る。
御することにより、高強度で、かつ耐遅れ破壊特性が良
好なＰＣ鋼線または鋼棒とその製造方法を提供する。 【解決手段】Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｎ
ｉ、Ｃｒ等を含み直径４ｍｍ以上１２ｍｍ以下の鋼線ま
たは鋼棒で、その母相中に、焼き入れままのマルテンサ
イトまたは残留オーステナイトまたはそれらの混合組織
が５０％以上を占める帯状の組織が鋼線の長さ方向と平
行に層状に配列することを特徴とする・ＰＣ鋼線または
鋼棒。また鋼線へ熱間圧延する際に、８５０℃以下で行
い、圧延終了後に１０℃／ｓ以上の冷却速度でＭｓ点以
下まで冷却し、その後に加熱速度１０℃／ｓ以上でＡｃ
1 点＋８０℃以下に加熱し、可及的速やかに焼き入れ
る。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、耐遅れ破壊特性の
優れたＰＣ鋼線または鋼棒およびその製造方法に関する
ものである。
優れたＰＣ鋼線または鋼棒およびその製造方法に関する
ものである。
【０００２】
【従来の技術】プレストレストコンクリートはコンクリ
ートと鋼材の長所を組み合わせた複合材料であり、ポー
ルやパイルなど多くの用途に利用されている。プレスト
レストコンクリート用鋼材（以下ＰＣ鋼材と記す）の高
強度化に伴い、耐遅れ破壊特性の向上が強く求められて
いる。これまで、高強度で、かつ耐遅れ破壊特性の良い
ＰＣ鋼材としては、特開昭４８−８８０１８号公報、特
開昭５８−１５７９２１号公報、特開平３−２６００１
２号公報などに報告されている。これらは主に、Ｓｉ、
Ｎｉ、Ｔｉ、Ｂなどの合金元素を添加して強度と耐遅れ
破壊特性のバランスを向上させたものであるが、合金添
加の分、製造コストの高騰を招くものである。さらに過
度の合金添加はスポット溶接部の靱性を低下させるとい
う危惧もある。
ートと鋼材の長所を組み合わせた複合材料であり、ポー
ルやパイルなど多くの用途に利用されている。プレスト
レストコンクリート用鋼材（以下ＰＣ鋼材と記す）の高
強度化に伴い、耐遅れ破壊特性の向上が強く求められて
いる。これまで、高強度で、かつ耐遅れ破壊特性の良い
ＰＣ鋼材としては、特開昭４８−８８０１８号公報、特
開昭５８−１５７９２１号公報、特開平３−２６００１
２号公報などに報告されている。これらは主に、Ｓｉ、
Ｎｉ、Ｔｉ、Ｂなどの合金元素を添加して強度と耐遅れ
破壊特性のバランスを向上させたものであるが、合金添
加の分、製造コストの高騰を招くものである。さらに過
度の合金添加はスポット溶接部の靱性を低下させるとい
う危惧もある。
【０００３】一方、特に合金添加をせずに耐遅れ破壊特
性を向上させる目的で高温で歪みを与える方法が特公平
５−５９９６７号公報に報告されているが、製造法に難
点がある。また、金属組織を制御して耐遅れ破壊特性を
向上させる技術として、特開平５−２８７４５０号公
報、特開平７−３００６５２号公報等の報告があるが、
前者はスポット溶接部の表層硬度の上昇を抑える技術に
限られており、後者はマルテンサイト１相組織のため効
果に限界がる。
性を向上させる目的で高温で歪みを与える方法が特公平
５−５９９６７号公報に報告されているが、製造法に難
点がある。また、金属組織を制御して耐遅れ破壊特性を
向上させる技術として、特開平５−２８７４５０号公
報、特開平７−３００６５２号公報等の報告があるが、
前者はスポット溶接部の表層硬度の上昇を抑える技術に
限られており、後者はマルテンサイト１相組織のため効
果に限界がる。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、過度の合金
添加に頼ることなく、これまでにない金属組織を造り込
むことにより、高強度で、かつ耐遅れ破壊特性が良好な
ＰＣ鋼線または鋼棒とその製造方法を提供することを目
的とするものである。
添加に頼ることなく、これまでにない金属組織を造り込
むことにより、高強度で、かつ耐遅れ破壊特性が良好な
ＰＣ鋼線または鋼棒とその製造方法を提供することを目
的とするものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明は、上記のような
従来のＰＣ鋼材の欠点を有利に排除し得る、高強度で、
かつ耐遅れ破壊特性が良好なＰＣ鋼線または鋼棒とその
製造方法であり、その要旨とするところは下記のとおり
である。 （１）重量％で、Ｃ：０．２０〜０．４０％、Ｓｉ：
０．０５〜１．５％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ａｌ：
０．００２〜０．１０％、Ｎｂ：０．０１〜０．０７％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる直
径４ｍｍ以上１２ｍｍ以下の鋼線または鋼棒で、金属組
織の８０％以上がマルテンサイトまたは下部ベイナイト
からなる母相中に、焼き入れままのマルテンサイトまた
は残留オーステナイトまたはそれらの混合組織が５０％
以上を占める帯状の組織が平均で厚み１μｍ以上３０μ
ｍ以下でかつ間隔が平均で１０μｍ以上２００μｍ以内
で鋼線または鋼棒の長さ方向と平行に層状に配列されて
いることを特徴とする耐遅れ破壊特性の良いＰＣ鋼線ま
たは鋼棒。
従来のＰＣ鋼材の欠点を有利に排除し得る、高強度で、
かつ耐遅れ破壊特性が良好なＰＣ鋼線または鋼棒とその
製造方法であり、その要旨とするところは下記のとおり
である。 （１）重量％で、Ｃ：０．２０〜０．４０％、Ｓｉ：
０．０５〜１．５％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ａｌ：
０．００２〜０．１０％、Ｎｂ：０．０１〜０．０７％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる直
径４ｍｍ以上１２ｍｍ以下の鋼線または鋼棒で、金属組
織の８０％以上がマルテンサイトまたは下部ベイナイト
からなる母相中に、焼き入れままのマルテンサイトまた
は残留オーステナイトまたはそれらの混合組織が５０％
以上を占める帯状の組織が平均で厚み１μｍ以上３０μ
ｍ以下でかつ間隔が平均で１０μｍ以上２００μｍ以内
で鋼線または鋼棒の長さ方向と平行に層状に配列されて
いることを特徴とする耐遅れ破壊特性の良いＰＣ鋼線ま
たは鋼棒。
【０００６】（２）重量％で、Ｔｉ：０．００２〜０．
１０％を含有することを特徴とする前記（１）記載の耐
遅れ破壊特性の良いＰＣ鋼線または鋼棒。 （３）重量％で、Ｖ：０．００５〜０．１％を含有する
ことを特徴とする前記（１）または（２）記載の耐遅れ
破壊特性の良いＰＣ鋼線または鋼棒。
１０％を含有することを特徴とする前記（１）記載の耐
遅れ破壊特性の良いＰＣ鋼線または鋼棒。 （３）重量％で、Ｖ：０．００５〜０．１％を含有する
ことを特徴とする前記（１）または（２）記載の耐遅れ
破壊特性の良いＰＣ鋼線または鋼棒。
【０００７】（４）重量％で、Ｃｕ：０．０５〜０．５
％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｃｒ：０．０５〜０．
５％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｃｏ：０．０５〜
０．５％、Ｗ：０．０５〜０．５％の１種または２種以
上を含有することを特徴とする前記（１）〜（３）のい
ずれかに記載の耐遅れ破壊特性の良いＰＣ鋼線または鋼
棒。
％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｃｒ：０．０５〜０．
５％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｃｏ：０．０５〜
０．５％、Ｗ：０．０５〜０．５％の１種または２種以
上を含有することを特徴とする前記（１）〜（３）のい
ずれかに記載の耐遅れ破壊特性の良いＰＣ鋼線または鋼
棒。
【０００８】（５）重量％で、Ｂ：０．０００２〜０．
００２５％を含有することを特徴とする前記（１）〜
（４）のいずれかに記載の耐遅れ破壊特性の良いＰＣ鋼
線または鋼棒。 （６）重量％で、Ｒｅｍ：０．００２〜０．１０％、Ｃ
ａ：０．０００３〜０．００３０％の１種または２種を
含有することを特徴とする前記（１）〜（５）のいずれ
かに記載の耐遅れ破壊特性の良いＰＣ鋼線または鋼棒。
００２５％を含有することを特徴とする前記（１）〜
（４）のいずれかに記載の耐遅れ破壊特性の良いＰＣ鋼
線または鋼棒。 （６）重量％で、Ｒｅｍ：０．００２〜０．１０％、Ｃ
ａ：０．０００３〜０．００３０％の１種または２種を
含有することを特徴とする前記（１）〜（５）のいずれ
かに記載の耐遅れ破壊特性の良いＰＣ鋼線または鋼棒。
【０００９】（７）重量％で、Ｍｇ：０．０００３〜
０．０１％を含有することを特徴とする前記（１）〜
（６）のいずれかに記載の耐遅れ破壊特性の良いＰＣ鋼
線または鋼棒。 （８）前記（１）〜（７）のいずれかに記載の化学成分
からなる鋼を直径４ｍｍ以上１２ｍｍ以下の鋼線または
鋼棒へ熱間圧延する際に、最終線径に至るまでの真歪み
が０．８以上となる線径から以後の圧延を８５０℃以下
で行い、圧延終了後に１０℃／ｓ以上の冷却速度でＭｓ
点以下まで冷却し、その後に加熱速度１０℃／ｓ以上で
Ａｃ1 点以上Ａｃ1 点＋８０℃以下に加熱し、焼き入れ
ることを特徴とする前記（１）〜（７）のいずれかに記
載の耐遅れ破壊特性の良いＰＣ鋼線または鋼棒の製造方
法。
０．０１％を含有することを特徴とする前記（１）〜
（６）のいずれかに記載の耐遅れ破壊特性の良いＰＣ鋼
線または鋼棒。 （８）前記（１）〜（７）のいずれかに記載の化学成分
からなる鋼を直径４ｍｍ以上１２ｍｍ以下の鋼線または
鋼棒へ熱間圧延する際に、最終線径に至るまでの真歪み
が０．８以上となる線径から以後の圧延を８５０℃以下
で行い、圧延終了後に１０℃／ｓ以上の冷却速度でＭｓ
点以下まで冷却し、その後に加熱速度１０℃／ｓ以上で
Ａｃ1 点以上Ａｃ1 点＋８０℃以下に加熱し、焼き入れ
ることを特徴とする前記（１）〜（７）のいずれかに記
載の耐遅れ破壊特性の良いＰＣ鋼線または鋼棒の製造方
法。
【００１０】ここで、真歪みεは、ε＝ｌｎ（ｄ0 ／ｄ
1 ）で定義される。ただし、ｌｎは自然対数、ｄ0 、ｄ
1 はそれぞれ圧延途中の所定の線径と圧延最終線径。 （９）熱間圧延後の直接冷却後、付加的な加工工程、形
状調整工程等を経た後に、加熱速度１０℃／ｓ以上でＡ
ｃ1 点以上Ａｃ1 点＋８０℃以下に加熱し、焼き入れる
ことを特徴とする前記（８）記載の耐遅れ破壊特性の良
いＰＣ鋼線または鋼棒の製造方法。
1 ）で定義される。ただし、ｌｎは自然対数、ｄ0 、ｄ
1 はそれぞれ圧延途中の所定の線径と圧延最終線径。 （９）熱間圧延後の直接冷却後、付加的な加工工程、形
状調整工程等を経た後に、加熱速度１０℃／ｓ以上でＡ
ｃ1 点以上Ａｃ1 点＋８０℃以下に加熱し、焼き入れる
ことを特徴とする前記（８）記載の耐遅れ破壊特性の良
いＰＣ鋼線または鋼棒の製造方法。
【００１１】以下、本発明について詳細に説明する。本
発明の根幹をなす技術思想は以下のとおりである。遅れ
破壊は水素に起因して生ずるため、その防止には水素の
侵入を抑制することと、水素のトラッブサイトとなる欠
陥を低減することなどが有効である。前者のためには、
３．５％以上のＮｉを添加して鋼材表面に安定な被膜を
生成させ、水素の侵入を抑制する方法が知られている。
一方、後者のためには、Ｓｉのような固溶強化元素を多
量に添加して焼き入れ時点での強度を上昇させ、その強
度上昇量に見合う分を焼戻温度の上昇により低下させる
ことにより、同一強度でかつ種々の格子欠陥が少ない鋼
材を得る方法が知られている。
発明の根幹をなす技術思想は以下のとおりである。遅れ
破壊は水素に起因して生ずるため、その防止には水素の
侵入を抑制することと、水素のトラッブサイトとなる欠
陥を低減することなどが有効である。前者のためには、
３．５％以上のＮｉを添加して鋼材表面に安定な被膜を
生成させ、水素の侵入を抑制する方法が知られている。
一方、後者のためには、Ｓｉのような固溶強化元素を多
量に添加して焼き入れ時点での強度を上昇させ、その強
度上昇量に見合う分を焼戻温度の上昇により低下させる
ことにより、同一強度でかつ種々の格子欠陥が少ない鋼
材を得る方法が知られている。
【００１２】本発明は、このような合金元素の添加に頼
るものではなく、金属組織を制御することにより遅れ破
壊の亀裂の伝播を遅らせることを意図したものである。
一般に遅れ破壊は鋼材の断面方向に亀裂が進み、最終的
に破断する破壊現象であり、焼き入れ前の旧オーステナ
イト結晶粒界が破壊経路となるいわゆる粒界破壊の様相
を呈する場合が多い。そのため、鋼材の断面に垂直な方
向に組織が配列するいわゆる異方性を有する組織であれ
ば、遅れ破壊の亀裂の鋼材断面方向への進展は阻止さ
れ、遅れ破壊自体を抑制することが可能である。特に、
通常の母相の組織より高い硬度を有する組織が断面に垂
直な方向に配列する場合に、この効果は著しいことを見
出した。
るものではなく、金属組織を制御することにより遅れ破
壊の亀裂の伝播を遅らせることを意図したものである。
一般に遅れ破壊は鋼材の断面方向に亀裂が進み、最終的
に破断する破壊現象であり、焼き入れ前の旧オーステナ
イト結晶粒界が破壊経路となるいわゆる粒界破壊の様相
を呈する場合が多い。そのため、鋼材の断面に垂直な方
向に組織が配列するいわゆる異方性を有する組織であれ
ば、遅れ破壊の亀裂の鋼材断面方向への進展は阻止さ
れ、遅れ破壊自体を抑制することが可能である。特に、
通常の母相の組織より高い硬度を有する組織が断面に垂
直な方向に配列する場合に、この効果は著しいことを見
出した。
【００１３】以下に、本発明の限定理由について述べ
る。Ｃは鋼を強化するのに有効な元素であり、０．２０
％未満ではＰＣ鋼線または鋼棒としての十分な強度が得
られない。一方、その含有量が０．４０％を超えるとス
ポット溶接部が硬化し過ぎて割れやすくなる。Ｓｉは脱
酸元素として、また鋼の強化元素として有効であるが、
０．０５％未満の含有量ではその効果がない。一方、
１．５％を超えるとスポット溶接部の靱性を損なう。
る。Ｃは鋼を強化するのに有効な元素であり、０．２０
％未満ではＰＣ鋼線または鋼棒としての十分な強度が得
られない。一方、その含有量が０．４０％を超えるとス
ポット溶接部が硬化し過ぎて割れやすくなる。Ｓｉは脱
酸元素として、また鋼の強化元素として有効であるが、
０．０５％未満の含有量ではその効果がない。一方、
１．５％を超えるとスポット溶接部の靱性を損なう。
【００１４】Ｍｎは鋼の強化に有効な元素であり、０．
２％未満では十分な効果が得られない。一方、その含有
量が１．５％を超えると鋼の加工性を劣化させる。Ａｌ
は脱酸元素として添加される。０．００２％未満の含有
量ではその効果がなく、０．１０％を超えると鋼の表面
性状を損なう。Ｎｂは熱間圧延においてオーステナイト
の再結晶の抑制に有効であることは良く知られているた
め、０．０１％以上添加する。Ｎｂの効果は０．０７％
を超えると飽和するため、添加量は０．０７％以下とす
る。
２％未満では十分な効果が得られない。一方、その含有
量が１．５％を超えると鋼の加工性を劣化させる。Ａｌ
は脱酸元素として添加される。０．００２％未満の含有
量ではその効果がなく、０．１０％を超えると鋼の表面
性状を損なう。Ｎｂは熱間圧延においてオーステナイト
の再結晶の抑制に有効であることは良く知られているた
め、０．０１％以上添加する。Ｎｂの効果は０．０７％
を超えると飽和するため、添加量は０．０７％以下とす
る。
【００１５】Ｔｉは微量の添加で結晶粒の微細化と析出
硬化の面で有効に機能するが、過度に添加すると析出脆
化を起こす。このため、その添加量の上限を０．１０％
とする。一方、添加量が少な過ぎると効果がないため、
添加量の下限を０．００２％とする。Ｖは微量の添加で
析出強化をもたらすが、過度に添加すると析出脆化を起
こす。このため、その添加量の上限を０．１０％とす
る。一方、添加量が少な過ぎると効果がないため、添加
量の下限を０．００５％とする。
硬化の面で有効に機能するが、過度に添加すると析出脆
化を起こす。このため、その添加量の上限を０．１０％
とする。一方、添加量が少な過ぎると効果がないため、
添加量の下限を０．００２％とする。Ｖは微量の添加で
析出強化をもたらすが、過度に添加すると析出脆化を起
こす。このため、その添加量の上限を０．１０％とす
る。一方、添加量が少な過ぎると効果がないため、添加
量の下限を０．００５％とする。
【００１６】Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｗはいず
れも固溶強化により鋼を強化させる元素である。本発明
における場合、その添加により鋼の強度を高めることが
できるが、過度の量の添加は鋼を硬化させ割れやすくす
るため、Ｃｕ≦０．５％、Ｎｉ≦１．０％、Ｃｒ≦０．
５％、Ｍｏ≦０．５％、Ｃｏ≦０．５％、Ｗ≦０．５％
に限定する。また、添加量が少な過ぎると効果がないた
め、添加量の下限をいずれの元素とも０．０５％とす
る。
れも固溶強化により鋼を強化させる元素である。本発明
における場合、その添加により鋼の強度を高めることが
できるが、過度の量の添加は鋼を硬化させ割れやすくす
るため、Ｃｕ≦０．５％、Ｎｉ≦１．０％、Ｃｒ≦０．
５％、Ｍｏ≦０．５％、Ｃｏ≦０．５％、Ｗ≦０．５％
に限定する。また、添加量が少な過ぎると効果がないた
め、添加量の下限をいずれの元素とも０．０５％とす
る。
【００１７】Ｂは鋼の焼入れ性を向上させる元素であ
る。本発明における場合、その添加により鋼の強度を高
めることができるが、過度の添加はＢの析出物を増加さ
せて鋼の靱性を損なうため、その添加量の上限を０．０
０２５％とする。また、添加量が少な過ぎると効果がな
いため、添加量の下限を０．０００２％とする。Ｒｅｍ
とＣａはＳの無害化に有効であるが、添加量が少ないと
Ｓが有害のまま残り、過度の添加は酸化物を多く生成せ
しめて靱性を損なうため、Ｒｅｍ：０．００２〜０．１
０％、Ｃａ：０．０００３〜０．００３０％の範囲で添
加する。
る。本発明における場合、その添加により鋼の強度を高
めることができるが、過度の添加はＢの析出物を増加さ
せて鋼の靱性を損なうため、その添加量の上限を０．０
０２５％とする。また、添加量が少な過ぎると効果がな
いため、添加量の下限を０．０００２％とする。Ｒｅｍ
とＣａはＳの無害化に有効であるが、添加量が少ないと
Ｓが有害のまま残り、過度の添加は酸化物を多く生成せ
しめて靱性を損なうため、Ｒｅｍ：０．００２〜０．１
０％、Ｃａ：０．０００３〜０．００３０％の範囲で添
加する。
【００１８】Ｍｇは微細な酸化物となり鋼の組織を微細
化して靱性を向上させる。０．０００３％未満ではその
効果がなく、また０．０１％を超えると酸化物を起点と
した割れが生じやすくなるため、含有量を０．０００３
〜０．０１％の範囲とする。次に、本発明における鋼線
または鋼棒の金属組織の特徴について述べる。ＰＣ鋼線
または鋼棒の強度はＪＩＳにより類別されており、最も
高強度のものは１４２０ＭＰａ以上のＴＳが規定されて
いる。このような高強度を得るためには、金属組織の８
０％以上をマルテンサイトあるいは下部ベイナイトとす
る必要がある。
化して靱性を向上させる。０．０００３％未満ではその
効果がなく、また０．０１％を超えると酸化物を起点と
した割れが生じやすくなるため、含有量を０．０００３
〜０．０１％の範囲とする。次に、本発明における鋼線
または鋼棒の金属組織の特徴について述べる。ＰＣ鋼線
または鋼棒の強度はＪＩＳにより類別されており、最も
高強度のものは１４２０ＭＰａ以上のＴＳが規定されて
いる。このような高強度を得るためには、金属組織の８
０％以上をマルテンサイトあるいは下部ベイナイトとす
る必要がある。
【００１９】一般に遅れ破壊は亀裂がいわゆる旧オース
テナイト結晶粒界を伝播し、破壊に至る場合が多い。そ
のため、棒・線の軸方向に直角な断面を考えた場合に、
断面の直径方向と平行にオーステナイト結晶粒界が向い
ていれば、亀裂は容易に断面を貫通して最終破断を起こ
す。逆に、断面の直径方向と直角に、すなわち棒・線の
軸方向に平行に亀裂の進展を抑制し得る高硬度の組織が
配列していれば、棒・線の表面から発生した亀裂は棒・
線の軸方向へ分岐しやすくなり、断面を貫通して最終破
断を起こす確率は低くなる。
テナイト結晶粒界を伝播し、破壊に至る場合が多い。そ
のため、棒・線の軸方向に直角な断面を考えた場合に、
断面の直径方向と平行にオーステナイト結晶粒界が向い
ていれば、亀裂は容易に断面を貫通して最終破断を起こ
す。逆に、断面の直径方向と直角に、すなわち棒・線の
軸方向に平行に亀裂の進展を抑制し得る高硬度の組織が
配列していれば、棒・線の表面から発生した亀裂は棒・
線の軸方向へ分岐しやすくなり、断面を貫通して最終破
断を起こす確率は低くなる。
【００２０】ＰＣ鋼線または鋼棒の場合は、上述のよう
に母相自体が高強度の焼戻しマルテンサイトであるた
め、これより高硬度を有する組織は変態ままのマルテン
サイトである必要がある。また、残留オーステナイト
は、ＰＣ鋼線または鋼棒の使用環境下で応力を負荷され
た場合に歪み誘起変態によりマルテンサイトヘ変態する
ため、結果的にはマルテンサイトと同様の効果をもたら
す。耐遅れ破壊特性の向上のためには、このように焼き
入れままのマルテンサイトまたは残留オーステナイトま
たはそれらの混合組織が主体である帯状の組織が母相中
に配列する必要があるが、帯状の組織内部で焼き入れま
まのマルテンサイトまたは残留オーステナイトまたはそ
れらの混合組織が面積率で５０％未満であると、亀裂の
進展抑制効果が小さい。また、その帯状の組織が平均で
厚み１μｍ未満であると、やはり亀裂の進展抑制効果が
小さい。しかし、この厚みが３０μｍを超えるとＰＣ鋼
線または鋼棒自体の脆化を招く。また、帯状の組織の間
隔が平均で１０μｍ未満であると、やはり硬質相が多過
ぎてＰＣ鋼線または鋼棒自体の脆化を招く。一方、間隔
が平均で２００μｍを超えると、亀裂の進展抑制効果が
小さい。
に母相自体が高強度の焼戻しマルテンサイトであるた
め、これより高硬度を有する組織は変態ままのマルテン
サイトである必要がある。また、残留オーステナイト
は、ＰＣ鋼線または鋼棒の使用環境下で応力を負荷され
た場合に歪み誘起変態によりマルテンサイトヘ変態する
ため、結果的にはマルテンサイトと同様の効果をもたら
す。耐遅れ破壊特性の向上のためには、このように焼き
入れままのマルテンサイトまたは残留オーステナイトま
たはそれらの混合組織が主体である帯状の組織が母相中
に配列する必要があるが、帯状の組織内部で焼き入れま
まのマルテンサイトまたは残留オーステナイトまたはそ
れらの混合組織が面積率で５０％未満であると、亀裂の
進展抑制効果が小さい。また、その帯状の組織が平均で
厚み１μｍ未満であると、やはり亀裂の進展抑制効果が
小さい。しかし、この厚みが３０μｍを超えるとＰＣ鋼
線または鋼棒自体の脆化を招く。また、帯状の組織の間
隔が平均で１０μｍ未満であると、やはり硬質相が多過
ぎてＰＣ鋼線または鋼棒自体の脆化を招く。一方、間隔
が平均で２００μｍを超えると、亀裂の進展抑制効果が
小さい。
【００２１】図１に本発明鋼の金属組織の例を示す。ま
た、図２には帯状組織内部での焼き入れままのマルテン
サイトまたは残留オーステナイトまたはそれらの混合組
織の面積率、帯状組織の厚み（板厚方向の幅）と間隔
（板厚方向）の測定法の例を示す。次に、本発明におけ
るＰＣ鋼線または鋼棒の製造方法の特徴について述べ
る。
た、図２には帯状組織内部での焼き入れままのマルテン
サイトまたは残留オーステナイトまたはそれらの混合組
織の面積率、帯状組織の厚み（板厚方向の幅）と間隔
（板厚方向）の測定法の例を示す。次に、本発明におけ
るＰＣ鋼線または鋼棒の製造方法の特徴について述べ
る。
【００２２】直径を４ｍｍ以上１２ｍｍ以下としたの
は、通常使用されるＰＣ鋼線または鋼棒のサイズがほぼ
この範囲に収まるためである。また、最終線径に至るま
での真歪みが０．８以上となる線径から以後の熱間圧延
温度を８５０℃以下としたのは、Ｎｂ添加と低温域での
圧延の相乗効果によりオーステナイトの動的再結晶およ
び静的再結晶を共に抑制し、かつ０．８以上の歪みを与
えることにより十分に変態前の旧オーステナイト粒を延
伸せしめ、引き続いて行われる直接冷却過程での変態に
より圧延方向（鋼線の長さ方向）と平行に延伸した組織
を得るためである。
は、通常使用されるＰＣ鋼線または鋼棒のサイズがほぼ
この範囲に収まるためである。また、最終線径に至るま
での真歪みが０．８以上となる線径から以後の熱間圧延
温度を８５０℃以下としたのは、Ｎｂ添加と低温域での
圧延の相乗効果によりオーステナイトの動的再結晶およ
び静的再結晶を共に抑制し、かつ０．８以上の歪みを与
えることにより十分に変態前の旧オーステナイト粒を延
伸せしめ、引き続いて行われる直接冷却過程での変態に
より圧延方向（鋼線の長さ方向）と平行に延伸した組織
を得るためである。
【００２３】熱間圧延後に直接冷却するが、その際の冷
却速度が１０℃／ｓ未満ではマルテンサイトまたは下部
ベイナイトを面積率にして８０％以上得ることは困難で
ある。冷却は、十分な量のマルテンサイトまたは下部ベ
イナイトを得るためにＭｓ点以下までとする。冷却後に
次の工程である熱処理までの間に、必要に応じて伸線、
表面加工、形状調整等の付加的な加工工程を経ることは
本発明の目的である耐遅れ破壊特性の向上にとって何ら
障害となるものではない。
却速度が１０℃／ｓ未満ではマルテンサイトまたは下部
ベイナイトを面積率にして８０％以上得ることは困難で
ある。冷却は、十分な量のマルテンサイトまたは下部ベ
イナイトを得るためにＭｓ点以下までとする。冷却後に
次の工程である熱処理までの間に、必要に応じて伸線、
表面加工、形状調整等の付加的な加工工程を経ることは
本発明の目的である耐遅れ破壊特性の向上にとって何ら
障害となるものではない。
【００２４】熱処理過程においては、加熱速度１０℃／
ｓ以上でＡｃ1 点以上Ａｃ1 点＋８０℃以下に加熱し、
焼き入れるが、加熱速度が１０℃／ｓ未満では加熱中に
組織の粗大化が起こり、耐遅れ破壊特性が劣化する。ま
た、最高加熱温度がＡｃ1 点未満では逆変態オーステナ
イトが得られず、加熱後の焼き入れによっても焼き入れ
ままのマルテンサイトまたは残留オーステナイトまたは
それらの混合組織が得られない。また、加熱温度がＡｃ
1 点＋８０℃を超えると逆変態オーステナイトが多過ぎ
て焼入れ性が低下し、焼き入れままのマルテンサイトま
たは残留オーステナイトまたはそれらの混合組織が十分
に得られない。そこで、加熱温度の範囲をＡｃ1 点以上
Ａｃ1 点＋８０℃以下と限定する。
ｓ以上でＡｃ1 点以上Ａｃ1 点＋８０℃以下に加熱し、
焼き入れるが、加熱速度が１０℃／ｓ未満では加熱中に
組織の粗大化が起こり、耐遅れ破壊特性が劣化する。ま
た、最高加熱温度がＡｃ1 点未満では逆変態オーステナ
イトが得られず、加熱後の焼き入れによっても焼き入れ
ままのマルテンサイトまたは残留オーステナイトまたは
それらの混合組織が得られない。また、加熱温度がＡｃ
1 点＋８０℃を超えると逆変態オーステナイトが多過ぎ
て焼入れ性が低下し、焼き入れままのマルテンサイトま
たは残留オーステナイトまたはそれらの混合組織が十分
に得られない。そこで、加熱温度の範囲をＡｃ1 点以上
Ａｃ1 点＋８０℃以下と限定する。
【００２５】加熱後の焼き入れは可及的速やかに行うこ
とが好ましく、かくして十分な量の焼き入れままのマル
テンサイトまたは残留オーステナイトまたはそれらの混
合組織を確保できる。以上の工程を経ることにより、本
発明のＰＣ鋼線または鋼棒の金属組織を得ることが可能
となる。
とが好ましく、かくして十分な量の焼き入れままのマル
テンサイトまたは残留オーステナイトまたはそれらの混
合組織を確保できる。以上の工程を経ることにより、本
発明のＰＣ鋼線または鋼棒の金属組織を得ることが可能
となる。
【００２６】
【発明の実施の形態】次に、本発明を実施例に基づいて
詳細に説明する。先ず、表１に示す化学成分の鋼を表２
に示す製造条件で同じく表２中に示す線径の鋼線とし
た。この鋼線の金属組織、硬質相の厚み、間隔、帯状組
織内部の焼き入れままのマルテンサイトまたは残留オー
ステナイトまたはそれらの混合組織の面積率および引張
試験結果および遅れ破壊試験結果（ＦＩＰ遅れ破壊試験
におけるｆ50時間）を併せて表３、表４（表３のつづ
き）に示す。
詳細に説明する。先ず、表１に示す化学成分の鋼を表２
に示す製造条件で同じく表２中に示す線径の鋼線とし
た。この鋼線の金属組織、硬質相の厚み、間隔、帯状組
織内部の焼き入れままのマルテンサイトまたは残留オー
ステナイトまたはそれらの混合組織の面積率および引張
試験結果および遅れ破壊試験結果（ＦＩＰ遅れ破壊試験
におけるｆ50時間）を併せて表３、表４（表３のつづ
き）に示す。
【００２７】
【表１】
【００２８】
【表２】
【００２９】
【表３】
【００３０】
【表４】
【００３１】
【発明の効果】表３および表４から明らかなように、本
発明の鋼線は、いずれもマルテンサイトまたは下部ベイ
ナイトが８０％以上の組織を有し、母相中に、焼き入れ
ままのマルテンサイトまたは残留オーステナイトまたは
それらの混合組織が５０％以上を占める帯状の組織が平
均で厚み１μｍ以上３０μｍ以下でかつ間隔が平均で１
０μｍ以上２００μｍ以内で鋼線の長さ方向と平行に層
状に配列している。このような組織を有する鋼線は十分
な強度と伸びを有し、さらに遅れ破壊試験の破断時間も
顕著に長い。表２から、このような組織を得るための製
造方法は、８５０℃以下の低温域で０．８以上の真歪み
で圧延され、さらに圧延終了後に１０℃／ｓ以上の冷却
速度でＭｓ点以下まで冷却され、その後に加熱速度１０
℃／ｓ以上でＡｃ1 点以上Ａｃ1 点＋８０℃以下に加熱
し、焼き入れされたものであることがわかる。また、熱
間圧延後の直接冷却と熱処理の間に付加的な伸線工程、
表面加工、形状調整工程等を入れても、本発明鋼の特性
に何ら悪影響がないこともわかる。
発明の鋼線は、いずれもマルテンサイトまたは下部ベイ
ナイトが８０％以上の組織を有し、母相中に、焼き入れ
ままのマルテンサイトまたは残留オーステナイトまたは
それらの混合組織が５０％以上を占める帯状の組織が平
均で厚み１μｍ以上３０μｍ以下でかつ間隔が平均で１
０μｍ以上２００μｍ以内で鋼線の長さ方向と平行に層
状に配列している。このような組織を有する鋼線は十分
な強度と伸びを有し、さらに遅れ破壊試験の破断時間も
顕著に長い。表２から、このような組織を得るための製
造方法は、８５０℃以下の低温域で０．８以上の真歪み
で圧延され、さらに圧延終了後に１０℃／ｓ以上の冷却
速度でＭｓ点以下まで冷却され、その後に加熱速度１０
℃／ｓ以上でＡｃ1 点以上Ａｃ1 点＋８０℃以下に加熱
し、焼き入れされたものであることがわかる。また、熱
間圧延後の直接冷却と熱処理の間に付加的な伸線工程、
表面加工、形状調整工程等を入れても、本発明鋼の特性
に何ら悪影響がないこともわかる。
【図１】本発明鋼の金属組織写真の例を示す図である。
【図２】帯状組織内部での焼き入れままのマルテンサイ
トまたは残留オーステナイトまたはそれらの混合組織の
面積率、帯状組織の厚みと間隔の測定法を示す模式図で
ある。
トまたは残留オーステナイトまたはそれらの混合組織の
面積率、帯状組織の厚みと間隔の測定法を示す模式図で
ある。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 西田 世紀 君津市君津１番地 新日本製鐵株式会社君 津製鐵所内 (72)発明者 樽井 敏三 富津市新富20−１ 新日本製鐵株式会社技 術開発本部内
Claims (9)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：０．２０〜０．４０％、 Ｓｉ：０．０５〜１．５％、 Ｍｎ：０．２〜１．５％、 Ａｌ：０．００２〜０．１０％、 Ｎｂ：０．０１〜０．０７％ を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる直
径４ｍｍ以上１２ｍｍ以下の鋼線または鋼棒で、金属組
織の８０％以上がマルテンサイトまたは下部ベイナイト
からなる母相中に、焼き入れままのマルテンサイトまた
は残留オーステナイトまたはそれらの混合組織が５０％
以上を占める帯状の組織が平均で厚み１μｍ以上３０μ
ｍ以下でかつ間隔が平均で１０μｍ以上２００μｍ以内
で鋼線または鋼棒の長さ方向と平行に層状に配列されて
いることを特徴とする耐遅れ破壊特性の良いＰＣ鋼線ま
たは鋼棒。 - 【請求項２】 重量％で、 Ｔｉ：０．００２〜０．１０％ を含有することを特徴とする請求項１記載の耐遅れ破壊
特性の良いＰＣ鋼線または鋼棒。 - 【請求項３】 重量％で、 Ｖ：０．００５〜０．１％ を含有することを特徴とする請求項１または２記載の耐
遅れ破壊特性の良いＰＣ鋼線または鋼棒。 - 【請求項４】 重量％で、 Ｃｕ：０．０５〜０．５％、 Ｎｉ：０．０５〜１．０％、 Ｃｒ：０．０５〜０．５％、 Ｍｏ：０．０５〜０．５％、 Ｃｏ：０．０５〜０．５％、 Ｗ：０．０５〜０．５％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求
項１〜３のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性の良い
ＰＣ鋼線または鋼棒。 - 【請求項５】 重量％で、 Ｂ：０．０００２〜０．００２５％ を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか１
項に記載の耐遅れ破壊特性の良いＰＣ鋼線または鋼棒。 - 【請求項６】 重量％で、 Ｒｅｍ：０．００２〜０．１０％、 Ｃａ：０．０００３〜０．００３０％ の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１
〜５のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性の良いＰＣ
鋼線または鋼棒。 - 【請求項７】 重量％で、 Ｍｇ：０．０００３〜０．０１％ を含有することを特徴とする請求項１〜６のいずれか１
項に記載の耐遅れ破壊特性の良いＰＣ鋼線または鋼棒。 - 【請求項８】 請求項１〜７のいずれか１項に記載の化
学成分からなる鋼を直径４ｍｍ以上１２ｍｍ以下の鋼線
または鋼棒へ熱間圧延する際に、最終線径に至るまでの
真歪みが０．８以上となる線径から以後の圧延を８５０
℃以下で行い、圧延終了後に１０℃／ｓ以上の冷却速度
でＭｓ点以下まで冷却し、その後に加熱速度１０℃／ｓ
以上でＡｃ1 点以上Ａｃ1 点＋８０℃以下に加熱し、焼
き入れることを特徴とする請求項１〜７のいずれか１項
に記載の耐遅れ破壊特性の良いＰＣ鋼線または鋼棒の製
造方法。ここで、真歪みεは、ε＝ｌｎ（ｄ0 ／ｄ1 ）
で定義される。ただし、ｌｎは自然対数、ｄ0 、ｄ1 は
それぞれ圧延途中の所定の線径と圧延最終線径。 - 【請求項９】 熱間圧延後の直接冷却後、付加的な加工
工程、形状調整工程等を経た後に、加熱速度１０℃／ｓ
以上でＡｃ1 点以上Ａｃ1 点＋８０℃以下に加熱し、焼
き入れることを特徴とする請求項８記載の耐遅れ破壊特
性の良いＰＣ鋼線または鋼棒の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP03608398A JP4132178B2 (ja) | 1998-02-18 | 1998-02-18 | 耐遅れ破壊特性の良いｐｃ鋼線または鋼棒とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP03608398A JP4132178B2 (ja) | 1998-02-18 | 1998-02-18 | 耐遅れ破壊特性の良いｐｃ鋼線または鋼棒とその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11229090A true JPH11229090A (ja) | 1999-08-24 |
| JP4132178B2 JP4132178B2 (ja) | 2008-08-13 |
Family
ID=12459865
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP03608398A Expired - Fee Related JP4132178B2 (ja) | 1998-02-18 | 1998-02-18 | 耐遅れ破壊特性の良いｐｃ鋼線または鋼棒とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4132178B2 (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102409226A (zh) * | 2010-09-21 | 2012-04-11 | 鞍钢股份有限公司 | 一种包装用钢带及其生产方法 |
| CN102644036A (zh) * | 2012-04-28 | 2012-08-22 | 江苏天舜金属材料集团有限公司 | 一种高强螺旋肋钢筋及其加工方法 |
| WO2014114159A1 (zh) * | 2013-01-22 | 2014-07-31 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种具有低屈服比的超高强韧钢板及其制造方法 |
| CN104745940A (zh) * | 2015-04-03 | 2015-07-01 | 甘肃酒钢集团宏兴钢铁股份有限公司 | 一种抗锈蚀热轧带肋钢筋及其生产工艺 |
| US9845519B2 (en) | 2012-03-26 | 2017-12-19 | Kobe Steel, Ltd. | Boron-added high strength steel for bolt and high strength bolt having excellent delayed fracture resistance |
| JP2022537538A (ja) * | 2020-02-24 | 2022-08-26 | ポスコ | 伸線加工性及び衝撃靭性に優れた非調質線材及びその製造方法 |
-
1998
- 1998-02-18 JP JP03608398A patent/JP4132178B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102409226A (zh) * | 2010-09-21 | 2012-04-11 | 鞍钢股份有限公司 | 一种包装用钢带及其生产方法 |
| US9845519B2 (en) | 2012-03-26 | 2017-12-19 | Kobe Steel, Ltd. | Boron-added high strength steel for bolt and high strength bolt having excellent delayed fracture resistance |
| CN102644036A (zh) * | 2012-04-28 | 2012-08-22 | 江苏天舜金属材料集团有限公司 | 一种高强螺旋肋钢筋及其加工方法 |
| WO2014114159A1 (zh) * | 2013-01-22 | 2014-07-31 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种具有低屈服比的超高强韧钢板及其制造方法 |
| US10801090B2 (en) | 2013-01-22 | 2020-10-13 | Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. | Ultra high obdurability steel plate having low yield ratio and process of manufacturing same |
| CN104745940A (zh) * | 2015-04-03 | 2015-07-01 | 甘肃酒钢集团宏兴钢铁股份有限公司 | 一种抗锈蚀热轧带肋钢筋及其生产工艺 |
| JP2022537538A (ja) * | 2020-02-24 | 2022-08-26 | ポスコ | 伸線加工性及び衝撃靭性に優れた非調質線材及びその製造方法 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP4132178B2 (ja) | 2008-08-13 |
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