JP3233830B2 - スポット溶接部の遅れ破壊特性の優れた高強度ｐｃ鋼棒およびその製造方法 - Google Patents
スポット溶接部の遅れ破壊特性の優れた高強度ｐｃ鋼棒およびその製造方法Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、ポール、パイルお
よび建築、橋梁等のプレストレストコンクリート構造物
の補強材として広く使われているＰＣ鋼棒に関わるもの
であり、特に強度が１３００ＭＰａ以上である遅れ破壊
特性の優れた高強度ＰＣ鋼棒およびその製造方法に関す
るものである。
よび建築、橋梁等のプレストレストコンクリート構造物
の補強材として広く使われているＰＣ鋼棒に関わるもの
であり、特に強度が１３００ＭＰａ以上である遅れ破壊
特性の優れた高強度ＰＣ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】ポール、パイルおよび建築、橋梁等のプ
レストレストコンクリート構造物の補強材として広く使
われているＰＣ鋼材は、通常、ＪＩＳ Ｇ ３５３６に
規定されているＰＣ鋼線及びＰＣ鋼より線、ＪＩＳ Ｇ
３１０９に規定されているＰＣ鋼棒が使われている。
ＰＣ鋼線に用いられる材料はＪＩＳ Ｇ ３５０２に適
合したピアノ線材であり、パテンティング処理をした
後、伸線加工することにより製造される。
レストレストコンクリート構造物の補強材として広く使
われているＰＣ鋼材は、通常、ＪＩＳ Ｇ ３５３６に
規定されているＰＣ鋼線及びＰＣ鋼より線、ＪＩＳ Ｇ
３１０９に規定されているＰＣ鋼棒が使われている。
ＰＣ鋼線に用いられる材料はＪＩＳ Ｇ ３５０２に適
合したピアノ線材であり、パテンティング処理をした
後、伸線加工することにより製造される。
【０００３】一方、ＰＣ鋼棒は、例えば特公平５−４１
６８４号公報に記載されているように、Ｃ量が０．２５
〜０．３５％の中炭素鋼を用いて焼入れ・焼戻し処理を
することによって製造されている。ＰＣ鋼線の強度はＰ
Ｃ鋼棒に比べ高いものの、Ｃ含有量が高いためにスポッ
ト溶接ができないという欠点がある。
６８４号公報に記載されているように、Ｃ量が０．２５
〜０．３５％の中炭素鋼を用いて焼入れ・焼戻し処理を
することによって製造されている。ＰＣ鋼線の強度はＰ
Ｃ鋼棒に比べ高いものの、Ｃ含有量が高いためにスポッ
ト溶接ができないという欠点がある。
【０００４】これに対して、ＰＣ鋼棒のスポット溶接性
はＰＣ鋼線に比べ良好であるが、「プレストレストコン
クリート設計施工規準・同解説」（日本建築学会編集、
丸善）の４３〜４５頁に記載されているように、強度が
１２７５ＭＰａ（１３０kgf/mm2 ）を超えるような高強
度ＰＣ鋼棒は、ＰＣ鋼線に比べて遅れ破壊特性が劣って
いる。また、特公平５−５９９６７号公報に記載されて
いるように、スポット溶接部は急冷されるためマルテン
サイトを主体とした組織となり、スポット溶接部で遅れ
破壊が発生しやすくなるという問題点がある。
はＰＣ鋼線に比べ良好であるが、「プレストレストコン
クリート設計施工規準・同解説」（日本建築学会編集、
丸善）の４３〜４５頁に記載されているように、強度が
１２７５ＭＰａ（１３０kgf/mm2 ）を超えるような高強
度ＰＣ鋼棒は、ＰＣ鋼線に比べて遅れ破壊特性が劣って
いる。また、特公平５−５９９６７号公報に記載されて
いるように、スポット溶接部は急冷されるためマルテン
サイトを主体とした組織となり、スポット溶接部で遅れ
破壊が発生しやすくなるという問題点がある。
【０００５】ＰＣ鋼棒の遅れ破壊特性を向上させる従来
の知見として、例えば、特公平５−５９９６７号公報で
は、Ｐ、Ｓ含有量を低減することが有効であると提案し
ている。確かに、低Ｐ、低Ｓ化は遅れ破壊に対して有効
であるが、現行のＰＣ鋼棒のＰ、Ｓ含有量はいずれも既
に０．０１％前後となっており、ＪＩＳ Ｇ ３１０９
で規定されている量より低いレベルにあるのが実態であ
る。Ｐ、Ｓ含有量を更に低減化することは可能である
が、製造コストが高くなる。
の知見として、例えば、特公平５−５９９６７号公報で
は、Ｐ、Ｓ含有量を低減することが有効であると提案し
ている。確かに、低Ｐ、低Ｓ化は遅れ破壊に対して有効
であるが、現行のＰＣ鋼棒のＰ、Ｓ含有量はいずれも既
に０．０１％前後となっており、ＪＩＳ Ｇ ３１０９
で規定されている量より低いレベルにあるのが実態であ
る。Ｐ、Ｓ含有量を更に低減化することは可能である
が、製造コストが高くなる。
【０００６】また、特公平５−４１６８４号公報では、
Ｓｉ、Ｍｎ含有量を規制するとともに焼入れ処理後、焼
戻し工程中で曲げ加工または引き抜き加工を施すことを
提案している。さらに、特開平５−７９６３号公報で
は、ＰＣ鋼棒と鉄線とのスポット溶接部周辺に樹脂被覆
層を設けて遅れ破壊に対する感受性を低下させることが
提案されている。しかしながら、いずれの提案も本発明
者らの試験では、大幅な遅れ破壊特性の改善には至って
いない。以上のように、従来の技術では、遅れ破壊特性
を抜本的に向上させた高強度のＰＣ鋼棒を製造すること
には限界があった。
Ｓｉ、Ｍｎ含有量を規制するとともに焼入れ処理後、焼
戻し工程中で曲げ加工または引き抜き加工を施すことを
提案している。さらに、特開平５−７９６３号公報で
は、ＰＣ鋼棒と鉄線とのスポット溶接部周辺に樹脂被覆
層を設けて遅れ破壊に対する感受性を低下させることが
提案されている。しかしながら、いずれの提案も本発明
者らの試験では、大幅な遅れ破壊特性の改善には至って
いない。以上のように、従来の技術では、遅れ破壊特性
を抜本的に向上させた高強度のＰＣ鋼棒を製造すること
には限界があった。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上記の如き実
状に鑑みなされたものであって、遅れ破壊特性の良好な
強度が１３００ＭＰａ以上の高強度のＰＣ鋼棒を実現す
るとともにその製造方法を提供することを目的とするも
のである。
状に鑑みなされたものであって、遅れ破壊特性の良好な
強度が１３００ＭＰａ以上の高強度のＰＣ鋼棒を実現す
るとともにその製造方法を提供することを目的とするも
のである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、まず焼入
れ・焼戻し処理によって製造した種々の強度レベルのＰ
Ｃ鋼棒を用いて、遅れ破壊挙動を詳細に解析した。遅れ
破壊は鋼材中の水素に起因して発生していることは既に
明らかである。そこで、遅れ破壊特性について、遅れ破
壊が発生しない「限界拡散性水素量」を求めることによ
り評価した。
れ・焼戻し処理によって製造した種々の強度レベルのＰ
Ｃ鋼棒を用いて、遅れ破壊挙動を詳細に解析した。遅れ
破壊は鋼材中の水素に起因して発生していることは既に
明らかである。そこで、遅れ破壊特性について、遅れ破
壊が発生しない「限界拡散性水素量」を求めることによ
り評価した。
【０００９】この方法は、電解水素チャージにより種々
のレベルの拡散性水素量を含有させた後、遅れ破壊試験
中に試料から大気中に水素が抜けることを防止するため
にＣｄめっきを施し、その後、大気中で所定の荷重を負
荷し、遅れ破壊が発生しなくなる拡散性水素量を評価す
るものである。
のレベルの拡散性水素量を含有させた後、遅れ破壊試験
中に試料から大気中に水素が抜けることを防止するため
にＣｄめっきを施し、その後、大気中で所定の荷重を負
荷し、遅れ破壊が発生しなくなる拡散性水素量を評価す
るものである。
【００１０】図１に拡散性水素量と遅れ破壊に至るまで
の破断時間の関係について解析した一例を示す。試料中
に含まれる拡散性水素量が少なくなるほど遅れ破壊に至
るまでの時間が長くなり、拡散性水素量がある値以下で
は遅れ破壊が発生しなくなる。この水素量を「限界拡散
性水素量」と定義する。
の破断時間の関係について解析した一例を示す。試料中
に含まれる拡散性水素量が少なくなるほど遅れ破壊に至
るまでの時間が長くなり、拡散性水素量がある値以下で
は遅れ破壊が発生しなくなる。この水素量を「限界拡散
性水素量」と定義する。
【００１１】限界拡散性水素量が高いほど鋼材の耐遅れ
破壊特性は良好であり、鋼材の成分、熱処理等の製造条
件によって決まる鋼材固有の値である。なお、試料中の
拡散性水素量はガスクロマトグラフで容易に測定するこ
とができる。
破壊特性は良好であり、鋼材の成分、熱処理等の製造条
件によって決まる鋼材固有の値である。なお、試料中の
拡散性水素量はガスクロマトグラフで容易に測定するこ
とができる。
【００１２】そこで、高強度ＰＣ鋼棒の限界拡散性水素
量を増加させる手段、即ち遅れ破壊特性を上げるべく、
オーステナイト結晶粒度、鋼材成分、熱処理条件の影響
等について検討を重ねた。この結果、上記の要因のいず
れを大きく変化させても、遅れ破壊特性は大幅に向上で
きないことがわかった。
量を増加させる手段、即ち遅れ破壊特性を上げるべく、
オーステナイト結晶粒度、鋼材成分、熱処理条件の影響
等について検討を重ねた。この結果、上記の要因のいず
れを大きく変化させても、遅れ破壊特性は大幅に向上で
きないことがわかった。
【００１３】遅れ破壊が旧オーステナイト粒界に沿った
粒界割れであることから、遅れ破壊特性の大幅な向上を
達成するためには、粒界割れの発生を防止することが重
要であるとの結論に達した。
粒界割れであることから、遅れ破壊特性の大幅な向上を
達成するためには、粒界割れの発生を防止することが重
要であるとの結論に達した。
【００１４】オーステナイト粒界割れを防止する手段に
ついて、種々検討を重ねた結果、焼戻しマルテンサイト
と粒界フェライトからなる組織を形成させれば限界水素
量が高く、さらに、ＰＣ鋼棒の表層から軸中心方向に少
なくても半径の１０％にわたる領域において、オーステ
ナイト粒の長さと幅の比であるアスペクト比（オーステ
ナイト粒の長径／短径）が１．２以上である組織を形成
させれば、１３００ＭＰａを超えるような高強度域でも
オーステナイト粒界割れを防止できることを発見した。
ついて、種々検討を重ねた結果、焼戻しマルテンサイト
と粒界フェライトからなる組織を形成させれば限界水素
量が高く、さらに、ＰＣ鋼棒の表層から軸中心方向に少
なくても半径の１０％にわたる領域において、オーステ
ナイト粒の長さと幅の比であるアスペクト比（オーステ
ナイト粒の長径／短径）が１．２以上である組織を形成
させれば、１３００ＭＰａを超えるような高強度域でも
オーステナイト粒界割れを防止できることを発見した。
【００１５】即ち、オーステナイト粒をＰＣ鋼棒の圧延
方向に伸長させ、アスペクトを１．２以上にした焼戻し
マルテンサイトと粒界フェライトからなる組織の鋼は、
破壊形態が粒内割れになるため、限界拡散性水素量が大
幅に増加し、耐遅れ破壊特性が格段に向上すると言う全
く新たな知見を見出したのである。
方向に伸長させ、アスペクトを１．２以上にした焼戻し
マルテンサイトと粒界フェライトからなる組織の鋼は、
破壊形態が粒内割れになるため、限界拡散性水素量が大
幅に増加し、耐遅れ破壊特性が格段に向上すると言う全
く新たな知見を見出したのである。
【００１６】オーステナイト粒を伸長化させる方法とし
て、熱間圧延温度と圧下率の最適な熱間圧延条件を選択
することによって、アスペクト比を１．２以上にさせる
ことが可能であることを明らかにした。さらに、粒界フ
ェライトの厚みと遅れ破壊特性の関係を詳細に解析し、
その最適な条件を明確にするとともに、その製造条件を
確立した。
て、熱間圧延温度と圧下率の最適な熱間圧延条件を選択
することによって、アスペクト比を１．２以上にさせる
ことが可能であることを明らかにした。さらに、粒界フ
ェライトの厚みと遅れ破壊特性の関係を詳細に解析し、
その最適な条件を明確にするとともに、その製造条件を
確立した。
【００１７】また、熱間圧延後に水冷することによって
マルテンサイト組織にしたＰＣ鋼棒の焼戻し処理工程に
おいて、焼戻し温度への加熱速度を増加させると同じオ
ーステナイト粒内割れでも限界拡散性水素量が向上し、
遅れ破壊特性が格段に向上することを見い出した。
マルテンサイト組織にしたＰＣ鋼棒の焼戻し処理工程に
おいて、焼戻し温度への加熱速度を増加させると同じオ
ーステナイト粒内割れでも限界拡散性水素量が向上し、
遅れ破壊特性が格段に向上することを見い出した。
【００１８】以上の検討結果に基づき、鋼材組成、組織
形態、熱間圧延条件、熱処理条件を最適に選択すれば、
遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ鋼棒を実現できるとい
う結論に達し、本発明をなしたものである。
形態、熱間圧延条件、熱処理条件を最適に選択すれば、
遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ鋼棒を実現できるとい
う結論に達し、本発明をなしたものである。
【００１９】本発明は以上の知見に基づいてなされたも
のであって、その要旨とするところは、次の通りであ
る。 （１）重量％で、Ｃ：０．２〜０．６％、Ｓｉ：０．０
５〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ａｌ：０．０
０５〜０．１％を含有するか、あるいは更にＣｒ：０．
０５〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：
０．０５〜５．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｖ：
０．０５〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔ
ａ：０．００５〜０．５％、Ｗ：０．０５〜０．５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００３〜
０．００５０％の１種または２種以上を含むとともに残
部はＦｅ及び不可避的不純物よりなる鋼において、焼戻
しマルテンサイトと厚みが０．２〜１０μｍの粒界フェ
ライト組織からなり、且つ少なくても表層から０．１Ｒ
（Ｒ：ＰＣ鋼棒の半径）の領域で旧オーステナイト粒の
長さと幅の比が１．２以上であり、さらに限界拡散性水
素量が１．０８ｐｐｍ以上で、かつ引張強さが１３００
ＭＰａ以上であることを特徴とするスポット溶接部の遅
れ破壊特性の優れた高強度ＰＣ鋼棒。
のであって、その要旨とするところは、次の通りであ
る。 （１）重量％で、Ｃ：０．２〜０．６％、Ｓｉ：０．０
５〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ａｌ：０．０
０５〜０．１％を含有するか、あるいは更にＣｒ：０．
０５〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：
０．０５〜５．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｖ：
０．０５〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔ
ａ：０．００５〜０．５％、Ｗ：０．０５〜０．５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００３〜
０．００５０％の１種または２種以上を含むとともに残
部はＦｅ及び不可避的不純物よりなる鋼において、焼戻
しマルテンサイトと厚みが０．２〜１０μｍの粒界フェ
ライト組織からなり、且つ少なくても表層から０．１Ｒ
（Ｒ：ＰＣ鋼棒の半径）の領域で旧オーステナイト粒の
長さと幅の比が１．２以上であり、さらに限界拡散性水
素量が１．０８ｐｐｍ以上で、かつ引張強さが１３００
ＭＰａ以上であることを特徴とするスポット溶接部の遅
れ破壊特性の優れた高強度ＰＣ鋼棒。
【００２０】（２） 上記化学成分を有する鋼を熱間圧
延するに際して、少なくても７００〜９００℃の温度範
囲で総圧下率が２０％以上の熱間圧延を行う工程を経た
後、Ａｒ3 〜Ａｒ1 の温度範囲で２〜１００秒保持しオ
ーステナイト粒界にフェライトを析出させ、この後水冷
することにより残部をマルテンサイトにし、引き続き１
０℃／秒以上の加熱速度で２５０〜５５０℃の温度範囲
に加熱し焼き戻すことを特徴とするスポット溶接部の遅
れ破壊特性の優れた高強度ＰＣ鋼棒の製造方法。
延するに際して、少なくても７００〜９００℃の温度範
囲で総圧下率が２０％以上の熱間圧延を行う工程を経た
後、Ａｒ3 〜Ａｒ1 の温度範囲で２〜１００秒保持しオ
ーステナイト粒界にフェライトを析出させ、この後水冷
することにより残部をマルテンサイトにし、引き続き１
０℃／秒以上の加熱速度で２５０〜５５０℃の温度範囲
に加熱し焼き戻すことを特徴とするスポット溶接部の遅
れ破壊特性の優れた高強度ＰＣ鋼棒の製造方法。
【００２１】
【発明の実施の形態】まず、本発明の対象とする鋼の成
分の限定理由について述べる。 Ｃ：ＣはＰＣの鋼棒の強度を確保する上で必須の元素で
あるが、０．２％未満では所要の強度が得られず、一方
０．６％を超えるとスポット溶接性が著しく劣化するた
め、０．２〜０．６％の範囲に制限した。
分の限定理由について述べる。 Ｃ：ＣはＰＣの鋼棒の強度を確保する上で必須の元素で
あるが、０．２％未満では所要の強度が得られず、一方
０．６％を超えるとスポット溶接性が著しく劣化するた
め、０．２〜０．６％の範囲に制限した。
【００２２】Ｓｉ：Ｓｉはリラクゼーション特性を向上
させるとともに固溶体硬化作用によって強度を高める作
用がある。０．０５％未満では前記作用が発揮できず、
一方、２％を超えても添加量に見合う効果が期待できな
いため、０．０５〜２．０％の範囲に制限した。
させるとともに固溶体硬化作用によって強度を高める作
用がある。０．０５％未満では前記作用が発揮できず、
一方、２％を超えても添加量に見合う効果が期待できな
いため、０．０５〜２．０％の範囲に制限した。
【００２３】Ｍｎ：Ｍｎは脱酸、脱硫のために必要であ
るばかりでなく、マルテンサイト組織を得るための焼入
性を高めるために有効な元素であるが、０．２％未満で
は上記の効果が得られず、一方２．０％を超えるとスポ
ット溶接性が悪化するために、０．２〜２．０％の範囲
に制限した。
るばかりでなく、マルテンサイト組織を得るための焼入
性を高めるために有効な元素であるが、０．２％未満で
は上記の効果が得られず、一方２．０％を超えるとスポ
ット溶接性が悪化するために、０．２〜２．０％の範囲
に制限した。
【００２４】Ａｌ：Ａｌは脱酸および熱処理時において
ＡｌＮを形成することによりオーステナイト粒の粗大化
を防止する効果とともにＮを固定し焼入性および遅れ破
壊特性の向上に有効な固溶Ｂを確保する効果も有してい
るが、０．００５％未満ではこれらの効果が発揮され
ず、０．１％を超えても効果が飽和するため０．００５
〜０．１％の範囲に限定した。
ＡｌＮを形成することによりオーステナイト粒の粗大化
を防止する効果とともにＮを固定し焼入性および遅れ破
壊特性の向上に有効な固溶Ｂを確保する効果も有してい
るが、０．００５％未満ではこれらの効果が発揮され
ず、０．１％を超えても効果が飽和するため０．００５
〜０．１％の範囲に限定した。
【００２５】以上が本発明の対象とする鋼の基本成分で
あるが、本発明においては、さらにこの鋼にＣｒ：０．
０５〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：
０．０５〜５．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｖ：
０．０５〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔ
ａ：０．００５〜０．５％、Ｗ：０．０５〜０．５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００３〜
０．００５０％の１種または２種以上を含有せしめるこ
とができる。
あるが、本発明においては、さらにこの鋼にＣｒ：０．
０５〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：
０．０５〜５．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｖ：
０．０５〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔ
ａ：０．００５〜０．５％、Ｗ：０．０５〜０．５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００３〜
０．００５０％の１種または２種以上を含有せしめるこ
とができる。
【００２６】Ｃｒ：Ｃｒは焼入性の向上および焼戻し処
理時の軟化抵抗を増加させるために有効な元素である
が、０．０５％未満ではその効果が十分に発揮できず、
一方２．０％を超えるとスポット溶接性が劣化するため
に０．０５〜２．０％に限定した。
理時の軟化抵抗を増加させるために有効な元素である
が、０．０５％未満ではその効果が十分に発揮できず、
一方２．０％を超えるとスポット溶接性が劣化するため
に０．０５〜２．０％に限定した。
【００２７】Ｍｏ：ＭｏはＣｒと同様に強い焼戻し軟化
抵抗を有し熱処理後の引張強さを高めるために有効な元
素であり、更にリラクゼーション特性を向上させ、未再
結晶温度を上昇させる効果も有しているが、０．０５％
未満ではその効果が少なく、一方１．０％を超えるとス
ポット溶接性が劣化するため、０．０５〜１．０％に制
限した。
抵抗を有し熱処理後の引張強さを高めるために有効な元
素であり、更にリラクゼーション特性を向上させ、未再
結晶温度を上昇させる効果も有しているが、０．０５％
未満ではその効果が少なく、一方１．０％を超えるとス
ポット溶接性が劣化するため、０．０５〜１．０％に制
限した。
【００２８】Ｎｉ：Ｎｉは高強度化に伴って劣化する延
性を向上させるとともに熱処理時の焼入性を向上させて
引張強さを増加させるために添加されるが、０．０５％
未満ではその効果が少なく、一方５．０％を超えても添
加量にみあう効果が発揮できないため、０．０５〜５．
０％の範囲に制限した。
性を向上させるとともに熱処理時の焼入性を向上させて
引張強さを増加させるために添加されるが、０．０５％
未満ではその効果が少なく、一方５．０％を超えても添
加量にみあう効果が発揮できないため、０．０５〜５．
０％の範囲に制限した。
【００２９】Ｃｕ：Ｃｕは焼戻し軟化抵抗を高めるため
に有効な元素であるが、０．０５％未満では効果が発揮
できず、１．０％を超えると熱間加工性が劣化するた
め、０．０５〜１．０％に制限した。
に有効な元素であるが、０．０５％未満では効果が発揮
できず、１．０％を超えると熱間加工性が劣化するた
め、０．０５〜１．０％に制限した。
【００３０】Ｖ：Ｖは焼入処理時において炭窒化物を生
成することによりオーステナイト粒を微細化させるとと
もにリラクゼーション値を増加させる効果があるが、
０．０５％未満では前記作用の効果が得られず、一方
０．３％を超えても効果が飽和するため０．０５〜０．
３％に限定した。
成することによりオーステナイト粒を微細化させるとと
もにリラクゼーション値を増加させる効果があるが、
０．０５％未満では前記作用の効果が得られず、一方
０．３％を超えても効果が飽和するため０．０５〜０．
３％に限定した。
【００３１】Ｎｂ：ＮｂもＶと同様に炭窒化物を生成す
ることによりオーステナイト粒を微細化させるために有
効な元素である。また、Ｎｂは未再結晶温度を大幅に高
める効果があり、熱間圧延仕上げ温度が高くてもオース
テナイト粒が伸長化した鋼を容易に製造できる利点があ
る。０．００５％未満では上記効果が不十分であり、一
方０．１％を超えるとこの効果が飽和するため０．００
５〜０．１％に制限した。
ることによりオーステナイト粒を微細化させるために有
効な元素である。また、Ｎｂは未再結晶温度を大幅に高
める効果があり、熱間圧延仕上げ温度が高くてもオース
テナイト粒が伸長化した鋼を容易に製造できる利点があ
る。０．００５％未満では上記効果が不十分であり、一
方０．１％を超えるとこの効果が飽和するため０．００
５〜０．１％に制限した。
【００３２】Ｔａ：ＴａもＮｂと同様に未再結晶温度を
高める効果を有しているが、０．００５％未満では前記
の効果が発揮されず、０．５％を超えて添加しても効果
が飽和するため、０．００５〜０．５％に限定した。
高める効果を有しているが、０．００５％未満では前記
の効果が発揮されず、０．５％を超えて添加しても効果
が飽和するため、０．００５〜０．５％に限定した。
【００３３】Ｗ：Ｗは高強度のＰＣ鋼棒の遅れ破壊特性
を向上させるために有効な元素であるが、０．０５％未
満では前記の効果が発揮されず、一方、０．５％を超え
て添加しても効果が飽和するため、０．０５〜０．５％
の範囲に限定した。
を向上させるために有効な元素であるが、０．０５％未
満では前記の効果が発揮されず、一方、０．５％を超え
て添加しても効果が飽和するため、０．０５〜０．５％
の範囲に限定した。
【００３４】Ｔｉ：Ｔｉは脱酸およびＴｉＮを形成する
ことによりオーステナイト粒の粗大化を防止する効果と
ともにＮを固定し遅れ破壊特性の向上に有効な固溶Ｂを
確保する効果を有しているが、０．００５％未満ではこ
れらの効果が発揮されず、０．０５％を超えても効果が
飽和するため０．００５〜０．０５％の範囲に限定し
た。
ことによりオーステナイト粒の粗大化を防止する効果と
ともにＮを固定し遅れ破壊特性の向上に有効な固溶Ｂを
確保する効果を有しているが、０．００５％未満ではこ
れらの効果が発揮されず、０．０５％を超えても効果が
飽和するため０．００５〜０．０５％の範囲に限定し
た。
【００３５】Ｂ：Ｂは遅れ破壊特性を向上させる効果が
あり、更にオーステナイト粒界に偏析することにより焼
入性を著しく高める効果も有しているが、Ｂが０．００
０３％未満では前記の効果が発揮されず、０．００５０
％を超えても効果が飽和するため０．０００３〜０．０
０５０％に制限した。
あり、更にオーステナイト粒界に偏析することにより焼
入性を著しく高める効果も有しているが、Ｂが０．００
０３％未満では前記の効果が発揮されず、０．００５０
％を超えても効果が飽和するため０．０００３〜０．０
０５０％に制限した。
【００３６】Ｐ、Ｓについては特に制限しないものの、
ＰＣ鋼棒の遅れ破壊特性を向上させる観点から、それぞ
れ０．０１５％以下が好ましい範囲である。また、Ｎは
Ａｌ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉの窒化物を生成することによりオ
ーステナイト粒の細粒化効果があるため、０．００３〜
０．０１５％が好ましい範囲である。
ＰＣ鋼棒の遅れ破壊特性を向上させる観点から、それぞ
れ０．０１５％以下が好ましい範囲である。また、Ｎは
Ａｌ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉの窒化物を生成することによりオ
ーステナイト粒の細粒化効果があるため、０．００３〜
０．０１５％が好ましい範囲である。
【００３７】次に本発明で目的とする高強度ＰＣ鋼棒の
遅れ破壊特性の向上に対して最も重要な点であるＰＣ鋼
棒の組織形態の限定理由について述べる。図２に焼戻し
マルテンサイトと粒界フェライト組織からなるＰＣ鋼棒
の限界拡散性水素量に及ぼすアスペクト比の影響につい
て解析した一例を示す。ここで、アスペクト比が１．０
のＰＣ鋼棒は、オーステナイト粒が伸長化されていない
鋼である。
遅れ破壊特性の向上に対して最も重要な点であるＰＣ鋼
棒の組織形態の限定理由について述べる。図２に焼戻し
マルテンサイトと粒界フェライト組織からなるＰＣ鋼棒
の限界拡散性水素量に及ぼすアスペクト比の影響につい
て解析した一例を示す。ここで、アスペクト比が１．０
のＰＣ鋼棒は、オーステナイト粒が伸長化されていない
鋼である。
【００３８】同図から明らかなように、オーステナイト
粒を伸長化させてアスペクト比が増加するに伴い限界拡
散性水素量が増加し、遅れ破壊特性が格段に向上する。
ここで、アスペクト比が１．２未満ではオーステナイト
粒界割れを防止することが困難であり遅れ破壊特性の向
上が顕著でないため、アスペクト比の下限を１．２に限
定した。なお、アスペクト比が１．５以上で遅れ破壊特
性の向上効果が顕著になるため、１．５以上がアスペク
ト比の好ましい範囲である。
粒を伸長化させてアスペクト比が増加するに伴い限界拡
散性水素量が増加し、遅れ破壊特性が格段に向上する。
ここで、アスペクト比が１．２未満ではオーステナイト
粒界割れを防止することが困難であり遅れ破壊特性の向
上が顕著でないため、アスペクト比の下限を１．２に限
定した。なお、アスペクト比が１．５以上で遅れ破壊特
性の向上効果が顕著になるため、１．５以上がアスペク
ト比の好ましい範囲である。
【００３９】図３は限界拡散性水素量とアスペクト比が
１．２以上になっているＰＣ鋼棒表層から軸中心方向の
深さに対するＰＣ鋼棒半径の比率の関係について解析し
た一例を示す図である。アスペクト比が１．２以上であ
るＰＣ鋼棒表層からの領域がＰＣ鋼棒の半径に対して、
０．１未満では限界拡散性水素量の向上効果が少なく、
遅れ破壊特性に対して顕著な効果がないことがわかる。
１．２以上になっているＰＣ鋼棒表層から軸中心方向の
深さに対するＰＣ鋼棒半径の比率の関係について解析し
た一例を示す図である。アスペクト比が１．２以上であ
るＰＣ鋼棒表層からの領域がＰＣ鋼棒の半径に対して、
０．１未満では限界拡散性水素量の向上効果が少なく、
遅れ破壊特性に対して顕著な効果がないことがわかる。
【００４０】このため、アスペクト比が１．２以上の領
域を少なくてもＰＣ鋼棒表層より０．１Ｒ（Ｒ：ＰＣ鋼
棒の半径）にわたる領域に限定した。なお、図３から明
らかなように、０．２Ｒ以上で遅れ破壊特性の向上効果
が高いことから、好ましい条件は０．２Ｒ以上である。
域を少なくてもＰＣ鋼棒表層より０．１Ｒ（Ｒ：ＰＣ鋼
棒の半径）にわたる領域に限定した。なお、図３から明
らかなように、０．２Ｒ以上で遅れ破壊特性の向上効果
が高いことから、好ましい条件は０．２Ｒ以上である。
【００４１】図４はオーステナイト粒が伸長化している
ＰＣ鋼棒の限界拡散性水素量に及ぼす粒界フェライト厚
みの影響について解析した一例を示す。粒界フェライト
厚みが「０」は、粒界フェライトが存在しない焼戻しマ
ルテンサイトからなる鋼である。同図から明らかなよう
に、フェライト厚みが増加するほど限界拡散性水素量が
増加し、遅れ破壊特性が格段に向上する。
ＰＣ鋼棒の限界拡散性水素量に及ぼす粒界フェライト厚
みの影響について解析した一例を示す。粒界フェライト
厚みが「０」は、粒界フェライトが存在しない焼戻しマ
ルテンサイトからなる鋼である。同図から明らかなよう
に、フェライト厚みが増加するほど限界拡散性水素量が
増加し、遅れ破壊特性が格段に向上する。
【００４２】ここで、粒界フェライト厚みが０．２μｍ
未満では遅れ破壊特性が顕著でないため、粒界フェライ
ト厚みの下限を０．２μｍに限定した。なお、０．５μ
ｍ以上で顕著な効果を発揮することから、好ましい条件
は０．５μｍ以上である。一方、１０μｍを超えるとフ
ェライトの体積分率が大きくなり、強度が低下しやすく
なるため上限を１０μｍに制限した。
未満では遅れ破壊特性が顕著でないため、粒界フェライ
ト厚みの下限を０．２μｍに限定した。なお、０．５μ
ｍ以上で顕著な効果を発揮することから、好ましい条件
は０．５μｍ以上である。一方、１０μｍを超えるとフ
ェライトの体積分率が大きくなり、強度が低下しやすく
なるため上限を１０μｍに制限した。
【００４３】フェライトの体積分率については特に限定
しないものの、体積分率が多くなると強度が低下しやす
くなるため、粒内フェライトも含めたフェライトの体積
分率の好ましい上限値は２０％である。また、粒界フェ
ライトはＰＣ鋼棒の全断面にわたって存在する必要はな
く、ＰＣ鋼棒の表層から少なくてもＰＣ鋼棒の半径の１
５％の領域で生成していれば、遅れ破壊特性を向上させ
る効果がある。
しないものの、体積分率が多くなると強度が低下しやす
くなるため、粒内フェライトも含めたフェライトの体積
分率の好ましい上限値は２０％である。また、粒界フェ
ライトはＰＣ鋼棒の全断面にわたって存在する必要はな
く、ＰＣ鋼棒の表層から少なくてもＰＣ鋼棒の半径の１
５％の領域で生成していれば、遅れ破壊特性を向上させ
る効果がある。
【００４４】本発明の遅れ破壊特性の優れた高強度ＰＣ
鋼棒の製造方法では、オーステナイト粒を伸長化させる
ために低温での熱間圧延を行い、圧延後の冷却過程で所
定の温度範囲に保持して粒界フェライトを生成させた
後、残部を水冷しマルテンサイトにし、更に焼戻し処理
を行うものである。
鋼棒の製造方法では、オーステナイト粒を伸長化させる
ために低温での熱間圧延を行い、圧延後の冷却過程で所
定の温度範囲に保持して粒界フェライトを生成させた
後、残部を水冷しマルテンサイトにし、更に焼戻し処理
を行うものである。
【００４５】以下に製造条件の限定理由を述べる。 熱間圧延温度：熱間圧延仕上げ温度が９００℃を超える
と未再結晶温度を上げる元素を添加しても再結晶化しや
すく、伸長化したオーステナイト粒を得ることが困難で
あるとともに、アスペクト比が１．２以上の領域を０．
１Ｒ以上にすることが難しくなるため、上限温度を９０
０℃に制限した。一方、７００℃を下回ると変形抵抗が
大きくなりすぎて熱間圧延が困難になるため下限温度を
７００℃に限定した。
と未再結晶温度を上げる元素を添加しても再結晶化しや
すく、伸長化したオーステナイト粒を得ることが困難で
あるとともに、アスペクト比が１．２以上の領域を０．
１Ｒ以上にすることが難しくなるため、上限温度を９０
０℃に制限した。一方、７００℃を下回ると変形抵抗が
大きくなりすぎて熱間圧延が困難になるため下限温度を
７００℃に限定した。
【００４６】熱間圧延圧下率：７００〜９００℃の温度
範囲での総圧下率が２０％未満では、アスペクト比が
１．２以上である伸長化したオーステナイト粒を得るこ
とが困難であるとともに、アスペクト比が１．２以上の
領域を０．１Ｒ以上にすることが難しくなるため、総圧
下率の下限を２０％に限定した。
範囲での総圧下率が２０％未満では、アスペクト比が
１．２以上である伸長化したオーステナイト粒を得るこ
とが困難であるとともに、アスペクト比が１．２以上の
領域を０．１Ｒ以上にすることが難しくなるため、総圧
下率の下限を２０％に限定した。
【００４７】熱間圧延後の保持温度と時間：熱間圧延後
にＡｒ3 〜Ａｒ1 の温度範囲に保持する理由は、オース
テナイト粒界にフェライトを生成させるためである。こ
こで、保持温度がＡｒ3 以上ではフェライトが生成せ
ず、一方、Ａｒ1 未満ではパーライトが生成するため
に、保持温度範囲をＡｒ3 〜Ａｒ1 に制限した。保持時
間は、保持温度と成分によって変わってくるが、２秒未
満では粒界フェライトを生成させることが困難であり、
一方、１００秒を超えると粒界フェライトの厚みが１０
μｍを超えやすくなるため、保持時間を２〜１００秒に
限定した。
にＡｒ3 〜Ａｒ1 の温度範囲に保持する理由は、オース
テナイト粒界にフェライトを生成させるためである。こ
こで、保持温度がＡｒ3 以上ではフェライトが生成せ
ず、一方、Ａｒ1 未満ではパーライトが生成するため
に、保持温度範囲をＡｒ3 〜Ａｒ1 に制限した。保持時
間は、保持温度と成分によって変わってくるが、２秒未
満では粒界フェライトを生成させることが困難であり、
一方、１００秒を超えると粒界フェライトの厚みが１０
μｍを超えやすくなるため、保持時間を２〜１００秒に
限定した。
【００４８】なお、保持後は粒界フェライトが生成した
残部を水冷することによりマルテンサイトにするもので
あるが、マルテンサイト組織において、体積分率で２０
％未満のパーライト、ベイナイト、残留オーステナイト
またはこれらの混合組織が生成しても遅れ破壊特性の劣
化はなく、なんら制限を受けるものではない。
残部を水冷することによりマルテンサイトにするもので
あるが、マルテンサイト組織において、体積分率で２０
％未満のパーライト、ベイナイト、残留オーステナイト
またはこれらの混合組織が生成しても遅れ破壊特性の劣
化はなく、なんら制限を受けるものではない。
【００４９】焼戻し加熱速度：ＰＣ鋼棒を焼き戻す際の
加熱速度（昇温速度）が１０℃／秒未満では、組織形態
が焼戻しマルテンサイトと粒界フェライトであっても限
界拡散性水素量が低く、遅れ破壊特性の大幅な向上が望
めないため、加熱速度の下限を１０℃／秒に制限した。
安定して遅れ破壊特性の優れたＰＣ鋼棒を製造するため
の好ましい条件は、２０℃／秒以上である。
加熱速度（昇温速度）が１０℃／秒未満では、組織形態
が焼戻しマルテンサイトと粒界フェライトであっても限
界拡散性水素量が低く、遅れ破壊特性の大幅な向上が望
めないため、加熱速度の下限を１０℃／秒に制限した。
安定して遅れ破壊特性の優れたＰＣ鋼棒を製造するため
の好ましい条件は、２０℃／秒以上である。
【００５０】焼戻し温度：焼戻し温度が２５０℃未満で
は焼戻しの効果が少なく、一方、５５０℃を超えると引
張強さが低下しやすくなり高強度のＰＣ鋼棒を製造する
ことが困難になるため、焼戻し温度範囲を２５０〜５５
０℃に限定した。
は焼戻しの効果が少なく、一方、５５０℃を超えると引
張強さが低下しやすくなり高強度のＰＣ鋼棒を製造する
ことが困難になるため、焼戻し温度範囲を２５０〜５５
０℃に限定した。
【００５１】本発明では熱間圧延後、あるいは焼戻し処
理後に線径調整、他の目的で軽度の伸線加工を行っても
遅れ破壊特性、機械的特性の劣化はなく、なんら制限を
受けるものではない。
理後に線径調整、他の目的で軽度の伸線加工を行っても
遅れ破壊特性、機械的特性の劣化はなく、なんら制限を
受けるものではない。
【００５２】
【実施例】表１に示す化学組成を有する供試材を通常の
熱間圧延条件で圧延した後、種々の温度範囲で保持し、
水冷後、焼戻し処理を施してＰＣ鋼棒を製造した。上記
の試料を用いて、機械的性質、組織形態、遅れ破壊特性
について評価した結果を表２に示す。遅れ破壊特性は、
スポット溶接を施した試料を用いて、前に述べた限界拡
散性水素量で評価を行い、負荷応力は引張強さの８０％
の条件で実施した。
熱間圧延条件で圧延した後、種々の温度範囲で保持し、
水冷後、焼戻し処理を施してＰＣ鋼棒を製造した。上記
の試料を用いて、機械的性質、組織形態、遅れ破壊特性
について評価した結果を表２に示す。遅れ破壊特性は、
スポット溶接を施した試料を用いて、前に述べた限界拡
散性水素量で評価を行い、負荷応力は引張強さの８０％
の条件で実施した。
【００５３】表２の試験Ｎｏ．１〜１１が本発明例で、
その他は比較例である。同表に見られるように本発明例
はいずれも焼戻しマルテンサイトと粒界フェライトから
なる組織にするとともに、アスペクト比を１．２以上に
し、且つＰＣ鋼棒の半径に対して１．２以上のアスペク
ト比の比率が０．１以上であるため、限界拡散性水素量
が従来のＰＣ鋼棒に比べ格段に高く、限界拡散性水素量
が１．０８ｐｐｍ以上で、かつ引張強さが１３００ＭＰ
ａ以上のスポット溶接部の遅れ破壊特性の優れた高強度
ＰＣ鋼棒が実現されている。
その他は比較例である。同表に見られるように本発明例
はいずれも焼戻しマルテンサイトと粒界フェライトから
なる組織にするとともに、アスペクト比を１．２以上に
し、且つＰＣ鋼棒の半径に対して１．２以上のアスペク
ト比の比率が０．１以上であるため、限界拡散性水素量
が従来のＰＣ鋼棒に比べ格段に高く、限界拡散性水素量
が１．０８ｐｐｍ以上で、かつ引張強さが１３００ＭＰ
ａ以上のスポット溶接部の遅れ破壊特性の優れた高強度
ＰＣ鋼棒が実現されている。
【００５４】これに対して比較例であるＮｏ．１２、１
３は、いずれも従来の製造方法で製造したものである。
即ち、熱間圧延後、焼入れ・焼戻し処理によって製造し
たものであり、粒界フェライトが含まれず、オーステナ
イト粒も伸長化していない例である。このため、破壊形
態がオーステナイト粒界割れであり、限界拡散性水素量
が低く、遅れ破壊特性が悪い例である。
３は、いずれも従来の製造方法で製造したものである。
即ち、熱間圧延後、焼入れ・焼戻し処理によって製造し
たものであり、粒界フェライトが含まれず、オーステナ
イト粒も伸長化していない例である。このため、破壊形
態がオーステナイト粒界割れであり、限界拡散性水素量
が低く、遅れ破壊特性が悪い例である。
【００５５】比較例であるＮｏ．１５、１８はいずれも
熱間圧延での総圧下率が低すぎるためにアスペクト比が
１．２以上になっていないために、遅れ破壊特性の大幅
な向上に至っていない例である。
熱間圧延での総圧下率が低すぎるためにアスペクト比が
１．２以上になっていないために、遅れ破壊特性の大幅
な向上に至っていない例である。
【００５６】また、比較例であるＮｏ．１４、１７はい
ずれも熱間圧延後の保持時間が長すぎたためにフェライ
トの体積分率が増加し目的とする高強度のＰＣ鋼棒が達
成できなかった例である。
ずれも熱間圧延後の保持時間が長すぎたためにフェライ
トの体積分率が増加し目的とする高強度のＰＣ鋼棒が達
成できなかった例である。
【００５７】比較例であるＮｏ．１６は、オーステナイ
ト粒は伸長化されているものの熱間圧延後の保持温度が
Ａｒ3 を超えているため粒界フェライトが生成しなかっ
た例である。更に、比較例であるＮｏ．１９は、焼戻し
処理時の加熱速度が低いために限界拡散性水素量が低
く、遅れ破壊特性が劣化した例である。
ト粒は伸長化されているものの熱間圧延後の保持温度が
Ａｒ3 を超えているため粒界フェライトが生成しなかっ
た例である。更に、比較例であるＮｏ．１９は、焼戻し
処理時の加熱速度が低いために限界拡散性水素量が低
く、遅れ破壊特性が劣化した例である。
【００５８】
【表１】
【００５９】
【表２】
【００６０】
【発明の効果】本発明は旧オーステナイト粒を伸長化さ
せた焼戻しマルテンサイトと粒界フェライトからなる組
織にすることによりＰＣ鋼棒の遅れ破壊形態を粒界割れ
から粒内割れにさせて、引張強さが１３００ＭＰａ以上
の高強度ＰＣ鋼棒の遅れ破壊特性を大幅に向上させるこ
とを可能にするとともに、鋼の化学成分、熱間圧延条
件、熱処理条件を最適に選択することによって、その製
造方法を確立したものであり、産業上の効果は極めて顕
著なものがある。
せた焼戻しマルテンサイトと粒界フェライトからなる組
織にすることによりＰＣ鋼棒の遅れ破壊形態を粒界割れ
から粒内割れにさせて、引張強さが１３００ＭＰａ以上
の高強度ＰＣ鋼棒の遅れ破壊特性を大幅に向上させるこ
とを可能にするとともに、鋼の化学成分、熱間圧延条
件、熱処理条件を最適に選択することによって、その製
造方法を確立したものであり、産業上の効果は極めて顕
著なものがある。
【図１】拡散性水素量と遅れ破壊時間の関係の一例を示
す図表である。
す図表である。
【図２】限界拡散性水素量とアスペクト比の関係につい
て解析した一例を示す図表である。
て解析した一例を示す図表である。
【図３】限界拡散性水素量と半径に対するアスペクト比
が１．２以上の比率の関係について解析した一例を示す
図表である。
が１．２以上の比率の関係について解析した一例を示す
図表である。
【図４】限界拡散性水素量と粒界フェライトの厚みの関
係について解析した一例を示す図表である。
係について解析した一例を示す図表である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 高橋 稔彦 富津市新富20−１ 新日本製鐵株式会社 技術開発本部内 (56)参考文献 特開 平２−107743（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−236223（ＪＰ，Ａ) 特開 平７−224355（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−222450（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−358023（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60 C21D 8/00 - 8/10
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．２〜０．６％、 Ｓｉ：０．０５〜２．０％、 Ｍｎ：０．２〜２．０％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％ を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなる鋼に
おいて、焼戻しマルテンサイトと厚みが０．２〜１０μ
ｍの粒界フェライト組織からなり、且つ少なくても表層
から０．１Ｒ（Ｒ：ＰＣ鋼棒の半径）の領域で旧オース
テナイト粒の長さと幅の比が１．２以上であり、さらに
限界拡散性水素量が１．０８ｐｐｍ以上で、かつ引張強
さが１３００ＭＰａ以上であることを特徴とするスポッ
ト溶接部の遅れ破壊特性の優れた高強度ＰＣ鋼棒。 - 【請求項２】 重量％で、 Ｃｒ：０．０５〜２．０％、 Ｍｏ：０．０５〜１．０％、 Ｎｉ：０．０５〜５．０％、 Ｃｕ：０．０５〜１．０％、 Ｖ ：０．０５〜０．３％、 Ｎｂ：０．００５〜０．１％、 Ｔａ：０．００５〜０．５％、 Ｗ ：０．０５〜０．５％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００５０％ の１種または２種以上をさらに含有することを特徴とす
る請求項１記載のスポット溶接部の遅れ破壊特性の優れ
た高強度ＰＣ鋼棒。 - 【請求項３】 請求項１記載の高強度ＰＣ鋼棒を製造す
る方法であって、 重量％で、 Ｃ ：０．２〜０．６％、 Ｓｉ：０．０５〜２．０％、 Ｍｎ：０．２〜２．０％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％ を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなる鋼を
熱間圧延するに際して、少なくても７００〜９００℃の
温度範囲で総圧下率が２０％以上の熱間圧延を行う工程
を経た後、Ａｒ3 〜Ａｒ1 の温度範囲で２〜１００秒保
持しオーステナイト粒界にフェライトを析出させ、この
後水冷することにより残部をマルテンサイトにし、引き
続き１０℃／秒以上の加熱速度で２５０〜５５０℃の温
度範囲に加熱し焼き戻すことを特徴とするスポット溶接
部の遅れ破壊特性の優れた高強度ＰＣ鋼棒の製造方法。 - 【請求項４】 重量％で、 Ｃｒ：０．０５〜２．０％、 Ｍｏ：０．０５〜１．０％、 Ｎｉ：０．０５〜５．０％、 Ｃｕ：０．０５〜１．０％、 Ｖ ：０．０５〜０．３％、 Ｎｂ：０．００５〜０．１％、 Ｔａ：０．００５〜０．５％、 Ｗ ：０．０５〜０．５％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００５０％ の１種または２種以上をさらに含有することを特徴とす
る請求項３記載のスポット溶接部の遅れ破壊特性の優れ
た高強度ＰＣ鋼棒。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23570195A JP3233830B2 (ja) | 1995-09-13 | 1995-09-13 | スポット溶接部の遅れ破壊特性の優れた高強度ｐｃ鋼棒およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23570195A JP3233830B2 (ja) | 1995-09-13 | 1995-09-13 | スポット溶接部の遅れ破壊特性の優れた高強度ｐｃ鋼棒およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0978195A JPH0978195A (ja) | 1997-03-25 |
| JP3233830B2 true JP3233830B2 (ja) | 2001-12-04 |
Family
ID=16989951
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP23570195A Expired - Lifetime JP3233830B2 (ja) | 1995-09-13 | 1995-09-13 | スポット溶接部の遅れ破壊特性の優れた高強度ｐｃ鋼棒およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3233830B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP6149951B2 (ja) * | 2015-01-29 | 2017-06-21 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 鉄筋用鋼材およびその製造方法 |
-
1995
- 1995-09-13 JP JP23570195A patent/JP3233830B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0978195A (ja) | 1997-03-25 |
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