JP3153072B2 - 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼棒およびその製造方法 - Google Patents
耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼棒およびその製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は耐遅れ破壊特性に優れた
高張力鋼棒の製造に適用するものである。具体的にはＪ
ＩＳ Ｇ ３１０９ Ｄ種 １号 ＳＢＰＤ １３０／
１４５相当のＰＣ鋼棒の耐遅れ破壊特性の改善に関す
る。
高張力鋼棒の製造に適用するものである。具体的にはＪ
ＩＳ Ｇ ３１０９ Ｄ種 １号 ＳＢＰＤ １３０／
１４５相当のＰＣ鋼棒の耐遅れ破壊特性の改善に関す
る。
【０００２】
【従来の技術】ＰＣパイルにはパイルのひび割れ防止、
曲げ強さ確保のため、ＰＣ鋼棒が補強材として用いられ
る。ＰＣパイルの製造工程においてはまず、ＰＣ鋼棒に
よって鉄筋籠を形成し、このＰＣ鋼棒に引張強さの７０
％の引張応力を負荷し、この籠を型枠内に配置し、コン
クリート原料を型枠内に投入し、遠心成形することによ
って製造される。ここにおいて、引張応力を負荷された
ＰＣ鋼棒はコンクリートに圧縮応力を与えることによっ
て、コンクリートのひび割れを防ぐ作用を持つ。ＰＣ鋼
棒は強度が１４５ｋｇｆ／ｍｍ2 以上と高いうえに、コ
ンクリート中で強度の７０％の張力を負荷された状態で
使用されるため、遅れ破壊が発生する可能性が高い。こ
のため、耐遅れ破壊特性の優れた鋼棒が必要となる。
曲げ強さ確保のため、ＰＣ鋼棒が補強材として用いられ
る。ＰＣパイルの製造工程においてはまず、ＰＣ鋼棒に
よって鉄筋籠を形成し、このＰＣ鋼棒に引張強さの７０
％の引張応力を負荷し、この籠を型枠内に配置し、コン
クリート原料を型枠内に投入し、遠心成形することによ
って製造される。ここにおいて、引張応力を負荷された
ＰＣ鋼棒はコンクリートに圧縮応力を与えることによっ
て、コンクリートのひび割れを防ぐ作用を持つ。ＰＣ鋼
棒は強度が１４５ｋｇｆ／ｍｍ2 以上と高いうえに、コ
ンクリート中で強度の７０％の張力を負荷された状態で
使用されるため、遅れ破壊が発生する可能性が高い。こ
のため、耐遅れ破壊特性の優れた鋼棒が必要となる。
【０００３】遅れ破壊は粒界破壊が支配的であるため、
旧オーステナイト粒を微細化する対策（特開平５−１７
１３５６号公報）や、焼戻し温度を高くする対策（特開
平５−１１７８１１号公報）等が取られている。また、
遅れ破壊の原因となる水素の侵入を抑制するため、合金
元素の添加により耐腐食特性を向上させることも試みら
れている（特開平２−２４０２３６号公報、特開平２−
２４０２３７号公報、特開平２−２４０２４４号公
報）。更に合金元素の添加による高温焼戻しが耐遅れ破
壊特性を向上させるという提案もある。
旧オーステナイト粒を微細化する対策（特開平５−１７
１３５６号公報）や、焼戻し温度を高くする対策（特開
平５−１１７８１１号公報）等が取られている。また、
遅れ破壊の原因となる水素の侵入を抑制するため、合金
元素の添加により耐腐食特性を向上させることも試みら
れている（特開平２−２４０２３６号公報、特開平２−
２４０２３７号公報、特開平２−２４０２４４号公
報）。更に合金元素の添加による高温焼戻しが耐遅れ破
壊特性を向上させるという提案もある。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記の
いずれの方法も遅れ破壊の特徴である粒界破壊の抑制は
不十分で、耐遅れ破壊特性向上には完全とは言えない。
そこで本発明は上記のような事情に着目してなされたも
のであって、その目的は旧オーステナイト粒のアスペク
ト比、及び粒界炭化物のサイズを制御することによって
遅れ破壊感受性が低い高強度棒鋼を提供しようとするも
のである。
いずれの方法も遅れ破壊の特徴である粒界破壊の抑制は
不十分で、耐遅れ破壊特性向上には完全とは言えない。
そこで本発明は上記のような事情に着目してなされたも
のであって、その目的は旧オーステナイト粒のアスペク
ト比、及び粒界炭化物のサイズを制御することによって
遅れ破壊感受性が低い高強度棒鋼を提供しようとするも
のである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、高強度鋼
材の遅れ破壊現象をシミュレーションでき、しかも遅れ
破壊特性を破壊に要する水素量で評価できる遅れ破壊試
験法を開発した。この方法を用いた試験結果から、棒鋼
の熱処理における焼戻しの際の加熱速度と保持温度、保
持時間の制御により遅れ破壊に要する水素量を増加でき
る、つまり耐遅れ破壊特性を改善できるとの知見を得
て、本発明を完成するに至ったものである。
材の遅れ破壊現象をシミュレーションでき、しかも遅れ
破壊特性を破壊に要する水素量で評価できる遅れ破壊試
験法を開発した。この方法を用いた試験結果から、棒鋼
の熱処理における焼戻しの際の加熱速度と保持温度、保
持時間の制御により遅れ破壊に要する水素量を増加でき
る、つまり耐遅れ破壊特性を改善できるとの知見を得
て、本発明を完成するに至ったものである。
【０００６】その要旨とするところは、Ｃ：０．１５〜
０．５０％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：０．０５
〜２．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０２％以
下、Ａｌ：０．００５〜０．１％を含有し、さらに必要
に応じＣｒ：０．１〜３．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．
２％、Ｎｉ：０．０５〜２．０％、Ｖ：０．１０〜０．
５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％、Ｎｂ：０．０
０５〜０．１０％のうち１種または２種以上を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼で、焼戻し
マルテンサイト組織からなり、旧オーステナイト粒のア
スペクト比が２以上であるとともに旧オーステナイト粒
界の炭化物のサイズが０．０５〜０．２μｍであり、且
つ強度が１４５ｋｇｆ／ｍｍ2 以上であることを特徴と
する耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼棒であり、さらに
上記成分の鋼を熱間圧延する際に温度７００℃以上８５
０℃以下の未再結晶温度域で３０％以上の圧下率を与え
る工程を経た後、直ちに水冷してマルテンサイト組織に
した後、５０℃／ｓｅｃ以上の加熱速度で昇温し、３５
０℃〜５００℃の温度範囲に１０〜５０秒保持して焼戻
すことを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼棒
の製造方法である。
０．５０％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：０．０５
〜２．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０２％以
下、Ａｌ：０．００５〜０．１％を含有し、さらに必要
に応じＣｒ：０．１〜３．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．
２％、Ｎｉ：０．０５〜２．０％、Ｖ：０．１０〜０．
５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％、Ｎｂ：０．０
０５〜０．１０％のうち１種または２種以上を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼で、焼戻し
マルテンサイト組織からなり、旧オーステナイト粒のア
スペクト比が２以上であるとともに旧オーステナイト粒
界の炭化物のサイズが０．０５〜０．２μｍであり、且
つ強度が１４５ｋｇｆ／ｍｍ2 以上であることを特徴と
する耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼棒であり、さらに
上記成分の鋼を熱間圧延する際に温度７００℃以上８５
０℃以下の未再結晶温度域で３０％以上の圧下率を与え
る工程を経た後、直ちに水冷してマルテンサイト組織に
した後、５０℃／ｓｅｃ以上の加熱速度で昇温し、３５
０℃〜５００℃の温度範囲に１０〜５０秒保持して焼戻
すことを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼棒
の製造方法である。
【０００７】
【作用】この遅れ破壊試験方法は図１の形状の環状ノッ
チをもつＰＣ鋼棒からなる供試材に定電流陰極チャージ
によって水素をチャージした後、大気中で図２で示され
るカンチレバー式の試験機によって引張強度の７０％の
定荷重引張応力を負荷し、破断に要する時間を測定する
ものである。他方、これと同一形状の供試材に同一条件
で陰極チャージを行い、この供試材にチャージされた水
素量をガスクロマトグラフ法により測定する。このと
き、１００℃／ｈｏｕｒの昇温速度で加熱し測定を行う
が、水素の放出プロファイルには図３のように２つのピ
ークが現れる。このうちの低温側のピークは室温で拡散
し得る水素量を示すため、これを拡散性水素量と定義す
る。
チをもつＰＣ鋼棒からなる供試材に定電流陰極チャージ
によって水素をチャージした後、大気中で図２で示され
るカンチレバー式の試験機によって引張強度の７０％の
定荷重引張応力を負荷し、破断に要する時間を測定する
ものである。他方、これと同一形状の供試材に同一条件
で陰極チャージを行い、この供試材にチャージされた水
素量をガスクロマトグラフ法により測定する。このと
き、１００℃／ｈｏｕｒの昇温速度で加熱し測定を行う
が、水素の放出プロファイルには図３のように２つのピ
ークが現れる。このうちの低温側のピークは室温で拡散
し得る水素量を示すため、これを拡散性水素量と定義す
る。
【０００８】こうして求めた破断時間とそのときの拡散
性水素量をグラフ化すると図４の様になる。この図から
負荷後１００時間たっても破断しない水素量Ｈｃを求
め、これを限界拡散性水素量と定義し、この大小で鋼材
の耐遅れ破壊特性を判断する。この遅れ破壊試験方法に
よってＰＣ鋼棒での遅れ破壊クラックの発生と伝播現象
を調査した結果、次のことが判明した。すなわち、圧延
仕上げ温度を未再結晶温度域である７００℃以上８５０
℃以下としこの温度域での圧下率を３０％以上、好まし
くは５０％以上とし、且つ冷却温度を１５０℃／ｓｅｃ
以上の範囲にして冷却することによって表層から少なく
とも０．５ｍｍ以上の深さまでの旧オーステナイト結晶
粒が伸長化され、アスペクト比が２以上、前記の好まし
い条件下で４以上であるマルテンサイト組織を得る。こ
れを５０℃／ｓｅｃ以上、好ましくは１００℃／ｓｅｃ
以上の加熱速度で昇温し、３５０℃〜５００℃の温度範
囲に１０秒〜５０秒、好ましくは１０〜２０秒の時間保
持して焼戻すことにより、旧オーステナイト粒界上に析
出する炭化物が成長するに十分な時間がないため、普通
の焼戻しで粒界炭化物サイズは０．４μｍ程度であるの
に対して、０．２μｍ以下、前記の好ましい条件下では
０．１μｍ以下という微少な粒界炭化物をもつ焼戻しマ
ルテンサイト組織を得る。このような微細な粒界炭化物
を特徴とする組織を持つ鋼では、亀裂が旧オーステナイ
ト粒界に沿って伝播することが困難であり、したがって
粒界破壊するに際し多量の拡散性水素を必要とする、す
なわち、耐遅れ破壊特性が大幅に改善できることを見出
したのである。
性水素量をグラフ化すると図４の様になる。この図から
負荷後１００時間たっても破断しない水素量Ｈｃを求
め、これを限界拡散性水素量と定義し、この大小で鋼材
の耐遅れ破壊特性を判断する。この遅れ破壊試験方法に
よってＰＣ鋼棒での遅れ破壊クラックの発生と伝播現象
を調査した結果、次のことが判明した。すなわち、圧延
仕上げ温度を未再結晶温度域である７００℃以上８５０
℃以下としこの温度域での圧下率を３０％以上、好まし
くは５０％以上とし、且つ冷却温度を１５０℃／ｓｅｃ
以上の範囲にして冷却することによって表層から少なく
とも０．５ｍｍ以上の深さまでの旧オーステナイト結晶
粒が伸長化され、アスペクト比が２以上、前記の好まし
い条件下で４以上であるマルテンサイト組織を得る。こ
れを５０℃／ｓｅｃ以上、好ましくは１００℃／ｓｅｃ
以上の加熱速度で昇温し、３５０℃〜５００℃の温度範
囲に１０秒〜５０秒、好ましくは１０〜２０秒の時間保
持して焼戻すことにより、旧オーステナイト粒界上に析
出する炭化物が成長するに十分な時間がないため、普通
の焼戻しで粒界炭化物サイズは０．４μｍ程度であるの
に対して、０．２μｍ以下、前記の好ましい条件下では
０．１μｍ以下という微少な粒界炭化物をもつ焼戻しマ
ルテンサイト組織を得る。このような微細な粒界炭化物
を特徴とする組織を持つ鋼では、亀裂が旧オーステナイ
ト粒界に沿って伝播することが困難であり、したがって
粒界破壊するに際し多量の拡散性水素を必要とする、す
なわち、耐遅れ破壊特性が大幅に改善できることを見出
したのである。
【０００９】これらの実験及び検討の結果本発明を完成
したものであって、本発明に従う高強度鋼棒の合金成分
の範囲は次の理由で決定される。Ｃは、焼入れ、焼戻し
により高強度を得るためには０．１５％以上必要である
が、０．５％を超えると靱性を劣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に０．１５％以
上０．５０％以下とした。Ｓｉは鋼の脱酸および強度を
高めるのに必要な元素であり、０．１％以上添加する。
２．０％を超えると脆化の原因となるので、０．１％以
上２．０％以下とした。Ｍｎは鋼の脱酸および焼入れ性
の確保のため０．０５％以上必要であり、２．０％を超
えると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
るために０．０５％以上２．０％以下とした。
したものであって、本発明に従う高強度鋼棒の合金成分
の範囲は次の理由で決定される。Ｃは、焼入れ、焼戻し
により高強度を得るためには０．１５％以上必要である
が、０．５％を超えると靱性を劣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に０．１５％以
上０．５０％以下とした。Ｓｉは鋼の脱酸および強度を
高めるのに必要な元素であり、０．１％以上添加する。
２．０％を超えると脆化の原因となるので、０．１％以
上２．０％以下とした。Ｍｎは鋼の脱酸および焼入れ性
の確保のため０．０５％以上必要であり、２．０％を超
えると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
るために０．０５％以上２．０％以下とした。
【００１０】Ｐは焼入れ性元素としては有効であるが、
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に０．０１５％以下とし
た。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に０．０２％以下と
した。Ａｌは鋼の脱酸に有効な元素であるために０．０
０５％以上必要であるが、０．１％を超えると靱性の劣
化を招くために０．００５％以上０．１％以下とした。
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に０．０１５％以下とし
た。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に０．０２％以下と
した。Ａｌは鋼の脱酸に有効な元素であるために０．０
０５％以上必要であるが、０．１％を超えると靱性の劣
化を招くために０．００５％以上０．１％以下とした。
【００１１】また、耐遅れ破壊特性に及ぼす合金元素、
焼戻し温度の影響を調べたところ、従来の高強度棒鋼に
比べて、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂの添加が有
効であることを見出した。従って、必要に応じこれらの
元素の内、１種または２種以上を含有させる。
焼戻し温度の影響を調べたところ、従来の高強度棒鋼に
比べて、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂの添加が有
効であることを見出した。従って、必要に応じこれらの
元素の内、１種または２種以上を含有させる。
【００１２】Ｃｒは鋼の焼入れ性を得るためには０．１
％以上必要であるが、多すぎると靱性の劣化、冷間加工
性の劣化を招く元素であるために３．０％以下とした。
Ｍｏは鋼の焼入れ性を得るために、また焼戻し軟化抵抗
を有し４００℃以上の焼戻し温度で安定して１４５ｋｇ
ｆ／ｍｍ2 以上の引張荷重を得るのに０．０５％以上必
要な元素であり、１．２％を超えるとその効果は飽和し
コストの上昇を招くために０．０５％以上１．２％以下
とした。Ｎｉは靱性を向上させるとともに耐遅れ破壊特
性を向上させるために０．０５％以上必要であるが、
２．０％を超えるとその効果は飽和しむしろコスト上昇
を招くために０．０５％以上２．０％以下とした。
％以上必要であるが、多すぎると靱性の劣化、冷間加工
性の劣化を招く元素であるために３．０％以下とした。
Ｍｏは鋼の焼入れ性を得るために、また焼戻し軟化抵抗
を有し４００℃以上の焼戻し温度で安定して１４５ｋｇ
ｆ／ｍｍ2 以上の引張荷重を得るのに０．０５％以上必
要な元素であり、１．２％を超えるとその効果は飽和し
コストの上昇を招くために０．０５％以上１．２％以下
とした。Ｎｉは靱性を向上させるとともに耐遅れ破壊特
性を向上させるために０．０５％以上必要であるが、
２．０％を超えるとその効果は飽和しむしろコスト上昇
を招くために０．０５％以上２．０％以下とした。
【００１３】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、それぞれＶ：０．１０％以上、Ｔｉ：
０．００５％以上、Ｎｂ：０．００５％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
化させる元素であるためにそれぞれＶ：０．５０％以
下、Ｔｉ：０．１０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下とし
た。
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、それぞれＶ：０．１０％以上、Ｔｉ：
０．００５％以上、Ｎｂ：０．００５％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
化させる元素であるためにそれぞれＶ：０．５０％以
下、Ｔｉ：０．１０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下とし
た。
【００１４】次に本発明で目的とする高強度のＰＣ鋼棒
遅れ破壊特性の向上に対して最も重要な点である旧オー
ステナイト粒のアスペクト比と、粒界炭化物サイズの限
定理由について述べる。図５に焼戻しマルテンサイト組
織からなるＰＣ鋼棒の限界拡散水素量に及ぼす旧オース
テナイト粒のアスペクト比の影響について解析した一例
を示す。アスペクト比が２未満では限界拡散性水素量の
向上効果が少ない、即ち遅れ破壊特性向上効果が少ない
ため、アスペクト比を２以上に限定した。
遅れ破壊特性の向上に対して最も重要な点である旧オー
ステナイト粒のアスペクト比と、粒界炭化物サイズの限
定理由について述べる。図５に焼戻しマルテンサイト組
織からなるＰＣ鋼棒の限界拡散水素量に及ぼす旧オース
テナイト粒のアスペクト比の影響について解析した一例
を示す。アスペクト比が２未満では限界拡散性水素量の
向上効果が少ない、即ち遅れ破壊特性向上効果が少ない
ため、アスペクト比を２以上に限定した。
【００１５】また、図６に焼戻しマルテンサイト組織か
らなるＰＣ鋼棒の限界拡散性水素量に及ぼす粒界炭化物
サイズの影響について解析した一例を示す。粒界炭化物
サイズが０．２μｍ超では限界拡散性水素量の向上効果
が少ない。即ち遅れ破壊特性向上効果が少ないため、粒
界炭化物サイズを０．２μｍ以下に限定した。この２つ
のパラメータが限界拡散水素量に及ぼす影響を解析した
一例を図７に示す。アスペクト比を２以上にし、かつ粒
界炭化物サイズを０．２μｍ以下にすることによって限
界拡散性水素量を増加させることができる。したがって
アスペクト比２以上で且つ粒界炭化物サイズを０．２μ
ｍ以下に限定した。
らなるＰＣ鋼棒の限界拡散性水素量に及ぼす粒界炭化物
サイズの影響について解析した一例を示す。粒界炭化物
サイズが０．２μｍ超では限界拡散性水素量の向上効果
が少ない。即ち遅れ破壊特性向上効果が少ないため、粒
界炭化物サイズを０．２μｍ以下に限定した。この２つ
のパラメータが限界拡散水素量に及ぼす影響を解析した
一例を図７に示す。アスペクト比を２以上にし、かつ粒
界炭化物サイズを０．２μｍ以下にすることによって限
界拡散性水素量を増加させることができる。したがって
アスペクト比２以上で且つ粒界炭化物サイズを０．２μ
ｍ以下に限定した。
【００１６】本発明の高強度ＰＣ鋼棒の製造方法では、
所定の条件で熱間圧延を行った後、直ちに焼入れてマル
テンサイト組織にした後、所定の加熱速度、温度、保持
時間で焼戻しを行うものであるが、次にこの製造条件の
限定理由について述べる。 加熱速度；加熱速度が５０℃／ｓｅｃ未満では、昇温の
過程で粒界炭化物が析出、粗大化するため安定して微細
な粒界炭化物を得ることが困難であるため加熱速度の下
限を５０℃／ｓｅｃとした。 圧延温度；圧延温度が８５０℃を超えると圧延時の再結
晶が顕著になり、アスペクト比が２以上のマルテンサイ
ト組織を得ることが困難である。一方、圧延温度が７０
０℃未満では所定のアスペクト比の組織を得るに十分な
圧下率を確保できない。従って圧延温度を７００℃以上
８５０℃に限定した。 圧下率；アスペクト比が２以上のマルテンサイト組織を
得るには３０％以上の圧下率が必要であるため圧下率を
３０％以上に限定した。 加熱温度；３５０℃未満の温度では粒界脆化が顕著にな
り、遅れ破壊特性が悪化する。５００℃を超える温度で
は強度が低下し、また安定して微細な粒界炭化物を得る
ことが困難なため、加熱温度域を３５０℃以上５００℃
以下とした。 保持時間；５０秒を超える時間保持すると、炭化物が粗
大化する。一方、１０秒未満の短時間では均一な焼戻し
マルテンサイト組織を得ることが困難である。従って１
０秒以上５０秒以下に限定した。
所定の条件で熱間圧延を行った後、直ちに焼入れてマル
テンサイト組織にした後、所定の加熱速度、温度、保持
時間で焼戻しを行うものであるが、次にこの製造条件の
限定理由について述べる。 加熱速度；加熱速度が５０℃／ｓｅｃ未満では、昇温の
過程で粒界炭化物が析出、粗大化するため安定して微細
な粒界炭化物を得ることが困難であるため加熱速度の下
限を５０℃／ｓｅｃとした。 圧延温度；圧延温度が８５０℃を超えると圧延時の再結
晶が顕著になり、アスペクト比が２以上のマルテンサイ
ト組織を得ることが困難である。一方、圧延温度が７０
０℃未満では所定のアスペクト比の組織を得るに十分な
圧下率を確保できない。従って圧延温度を７００℃以上
８５０℃に限定した。 圧下率；アスペクト比が２以上のマルテンサイト組織を
得るには３０％以上の圧下率が必要であるため圧下率を
３０％以上に限定した。 加熱温度；３５０℃未満の温度では粒界脆化が顕著にな
り、遅れ破壊特性が悪化する。５００℃を超える温度で
は強度が低下し、また安定して微細な粒界炭化物を得る
ことが困難なため、加熱温度域を３５０℃以上５００℃
以下とした。 保持時間；５０秒を超える時間保持すると、炭化物が粗
大化する。一方、１０秒未満の短時間では均一な焼戻し
マルテンサイト組織を得ることが困難である。従って１
０秒以上５０秒以下に限定した。
【００１７】
【実施例】供試鋼の化学成分を表１に、熱処理条件、降
伏点、引張強度、伸び、並びに上記の遅れ破壊試験によ
り求めた限界拡散性水素量を表２に示す。（１）〜（２
０）は本発明の高張力鋼棒用鋼の成分、熱処理条件に従
ったものであり、（２２）〜（４３）は比較鋼である。
直径７．４ｍｍに所定の条件で圧延後直ちに水冷し、そ
の後高周波加熱炉によって焼戻しを行った。熱処理条件
は、ＪＩＳ Ｄ種１号 ＳＢＰＤ １３０／１４５相当
の引張強度となるように行った。
伏点、引張強度、伸び、並びに上記の遅れ破壊試験によ
り求めた限界拡散性水素量を表２に示す。（１）〜（２
０）は本発明の高張力鋼棒用鋼の成分、熱処理条件に従
ったものであり、（２２）〜（４３）は比較鋼である。
直径７．４ｍｍに所定の条件で圧延後直ちに水冷し、そ
の後高周波加熱炉によって焼戻しを行った。熱処理条件
は、ＪＩＳ Ｄ種１号 ＳＢＰＤ １３０／１４５相当
の引張強度となるように行った。
【００１８】
【表１】
【００１９】
【表２】
【００２０】この表より、本発明の組成および焼戻し温
度、焼戻し速度の範囲にある（１）〜（２０）は、比較
材である（２２）〜（４３）に比べて限界水素量が高
く、遅れ破壊しにくいこと、あるいは比較材は添加元素
が少なくその効果が見られないことが明らかである。
度、焼戻し速度の範囲にある（１）〜（２０）は、比較
材である（２２）〜（４３）に比べて限界水素量が高
く、遅れ破壊しにくいこと、あるいは比較材は添加元素
が少なくその効果が見られないことが明らかである。
【００２１】
【発明の効果】本発明によりアスペクト比、粒界炭化物
のサイズを制御することによって、ＪＩＳ Ｇ ３１０
９ Ｄ種 １号 ＳＢＰＤ １３０／１４５相当の引張
強度を有し、耐遅れ破壊特性の優れたＰＣ鋼棒を製造す
る。
のサイズを制御することによって、ＪＩＳ Ｇ ３１０
９ Ｄ種 １号 ＳＢＰＤ １３０／１４５相当の引張
強度を有し、耐遅れ破壊特性の優れたＰＣ鋼棒を製造す
る。
【図１】鋼材の遅れ破壊試験に用いた試験片の平面図
【図２】遅れ破壊試験装置の説明図
【図３】水素量分析の水素放出プロファイル
【図４】限界拡散性水素量の説明図
【図５】旧オーステナイト粒のアスペクト比が限界拡散
性水素量に及ぼす効果を示すグラフ
性水素量に及ぼす効果を示すグラフ
【図６】粒界炭化物サイズが限界拡散性水素量に及ぼす
効果を示すグラフ
効果を示すグラフ
【図７】旧オーステナイト粒のアスペクト比と粒界炭化
物サイズが限界拡散性水素量に及ぼす効果を示すグラフ
物サイズが限界拡散性水素量に及ぼす効果を示すグラフ
１ 試験片 ２ バランスウェイト ３ 支点
フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭62−267420（ＪＰ，Ａ) 特開 昭57−198211（ＪＰ，Ａ) 特開 昭47−22813（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 1/00 - 38/60 C21D 8/00 - 8/10
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ ：０．１５〜０．５０％ Ｓｉ：０．１〜２．０％ Ｍｎ：０．０５〜２．０％ Ｐ ：０．０１５％以下 Ｓ ：０．０２％以下 Ａｌ：０．００５〜０．１％ を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼
で、焼戻しマルテンサイト組織からなり、旧オーステナ
イト粒の長さと幅の比（以降アスペクト比とする）が２
以上であるとともに粒界の炭化物のサイズが０．２μｍ
以下であり、且つ強度が１４５ｋｇｆ／ｍｍ2 以上であ
ることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼
棒。 - 【請求項２】 請求項１の鋼成分に加え、さらに重量％
で Ｃｒ：０．１〜３．０％ Ｍｏ：０．０５〜１．２％ Ｎｉ：０．０５〜２．０％ Ｖ ：０．１０〜０．５０％ Ｔｉ：０．００５〜０．１０％ Ｎｂ：０．００５〜０．１０％ のうち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記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼棒。 - 【請求項３】 重量％で Ｃ ：０．１５〜０．５０％ Ｓｉ：０．１〜２．０％ Ｍｎ：０．０５〜２．０％ Ｐ ：０．０１５％以下 Ｓ ：０．０２％以下 Ａｌ：０．００５〜０．１％ を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼
を熱間圧延するに際して温度７００℃以上８５０℃以下
の未再結晶温度域で３０％以上の圧下率を与える工程を
経た後、マルテンサイト組織にした後、５０℃／ｓｅｃ
以上の加熱速度で昇温し、３５０℃〜５００℃の温度範
囲に１０〜５０秒保持して焼戻すことを特徴とする耐遅
れ破壊特性に優れた高強度鋼棒の製造方法。 - 【請求項４】 請求項３の鋼成分に加え、さらに重量％
で Ｃｒ：０．１〜３．０％ Ｍｏ：０．０５〜１．２％ Ｎｉ：０．０５〜２．０％ Ｖ ：０．１０〜０．５０％ Ｔｉ：０．００５〜０．１０％ Ｎｂ：０．００５〜０．１０％ のうち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３記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼棒の製
造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11194394A JP3153072B2 (ja) | 1994-04-28 | 1994-04-28 | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼棒およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11194394A JP3153072B2 (ja) | 1994-04-28 | 1994-04-28 | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼棒およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07300653A JPH07300653A (ja) | 1995-11-14 |
| JP3153072B2 true JP3153072B2 (ja) | 2001-04-03 |
Family
ID=14574040
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11194394A Expired - Lifetime JP3153072B2 (ja) | 1994-04-28 | 1994-04-28 | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼棒およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3153072B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR102004590B1 (ko) * | 2016-06-15 | 2019-07-26 | 이영수 | 보조 절단칼이 구비된 파이프 절단기 |
| US10752969B2 (en) | 2015-03-10 | 2020-08-25 | Nippon Steel Corporation | Steel for suspension spring and method of manufacturing same |
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|---|---|---|---|---|
| KR100522409B1 (ko) * | 1998-03-04 | 2005-10-19 | 카가쿠기쥬쯔죠 킨조쿠자이료 기쥬쯔켄큐죠 | 인성이 높은 고강도강과 템퍼링 마르텐사이트강 및 그 제조방법 |
| US7093526B2 (en) | 1999-05-20 | 2006-08-22 | Honda Giken Kogyo Kabushiki Kaisha | Forming die apparatus |
| JP4904106B2 (ja) * | 2006-07-25 | 2012-03-28 | Ｎｔｎ株式会社 | 転動部品 |
| KR102523765B1 (ko) * | 2020-12-15 | 2023-04-20 | 주식회사 포스코 | 고강도 및 고연성을 가지는 후물 강재 및 이의 제조방법 |
-
1994
- 1994-04-28 JP JP11194394A patent/JP3153072B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US10752969B2 (en) | 2015-03-10 | 2020-08-25 | Nippon Steel Corporation | Steel for suspension spring and method of manufacturing same |
| KR102004590B1 (ko) * | 2016-06-15 | 2019-07-26 | 이영수 | 보조 절단칼이 구비된 파이프 절단기 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH07300653A (ja) | 1995-11-14 |
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