JP3457494B2 - 高強度ｐｃ鋼棒およびその製造方法 - Google Patents
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、特にスポット溶接が可能で引張強さが１２３０
ＭＰａ以上であるとともに遅れ破壊特性および一様伸び
に優れた高強度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、特にスポット溶接が可能で引張強さが１２３０
ＭＰａ以上であるとともに遅れ破壊特性および一様伸び
に優れた高強度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、ＰＣ鋼線及びＰＣ鋼より
線、ＰＣ鋼棒が使われている。ＰＣ鋼線は、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、ＰＣ鋼線及びＰＣ鋼より
線、ＰＣ鋼棒が使われている。ＰＣ鋼線は、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熱間圧延後、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ＰＣ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熱間圧延後、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ＰＣ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。
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。
【０００５】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。更
に、最近では、特開平７−３３９６号公報に記載されて
いるように、パイルなどの用途に対して曲げ靭性を向上
させるために一様伸びの優れたＰＣ鋼棒の開発が要請さ
れている。
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。更
に、最近では、特開平７−３３９６号公報に記載されて
いるように、パイルなどの用途に対して曲げ靭性を向上
させるために一様伸びの優れたＰＣ鋼棒の開発が要請さ
れている。
【０００６】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％前後となっている。Ｐ、Ｓ含有量を更に低
減することは可能であるが、製造コストが高くなる欠点
がある。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が提案されて
いる。また、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。更に、特開平６−２１２３４６号公報では、Ｎｉな
どの合金元素の添加によって遅れ破壊特性を向上させる
手段が提案されている。しかしながら、いずれの提案も
大幅な遅れ破壊特性の改善には至っていない。
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％前後となっている。Ｐ、Ｓ含有量を更に低
減することは可能であるが、製造コストが高くなる欠点
がある。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が提案されて
いる。また、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。更に、特開平６−２１２３４６号公報では、Ｎｉな
どの合金元素の添加によって遅れ破壊特性を向上させる
手段が提案されている。しかしながら、いずれの提案も
大幅な遅れ破壊特性の改善には至っていない。
【０００７】一方、ＰＣ鋼棒の一様伸びを向上させる従
来の知見として、例えば、特開平７−３３９６号公報で
は焼戻し温度を５００℃以上の高温で行う方法が提案さ
れているが、Ｃ量が０．４５％以上と高いためにスポッ
ト溶接が出来ないと言う欠点がある。また、特開平８−
１５８０１０号公報では、ＳｉおよびＡｌの多量添加が
一様伸びの向上に対して有効であると述べている。しか
し、Ｓｉ、Ａｌを多量に添加すると、スポット溶接部の
遅れ破壊特性が低下し、また製造コストも高くなる欠点
がある。
来の知見として、例えば、特開平７−３３９６号公報で
は焼戻し温度を５００℃以上の高温で行う方法が提案さ
れているが、Ｃ量が０．４５％以上と高いためにスポッ
ト溶接が出来ないと言う欠点がある。また、特開平８−
１５８０１０号公報では、ＳｉおよびＡｌの多量添加が
一様伸びの向上に対して有効であると述べている。しか
し、Ｓｉ、Ａｌを多量に添加すると、スポット溶接部の
遅れ破壊特性が低下し、また製造コストも高くなる欠点
がある。
【０００８】以上のように従来技術では、スポット溶接
が可能な高強度ＰＣ鋼棒において、遅れ破壊特性と一様
伸びの個々の課題は勿論のこと、この両者を抜本的に向
上させた高強度ＰＣ鋼棒を製造することに限界があっ
た。
が可能な高強度ＰＣ鋼棒において、遅れ破壊特性と一様
伸びの個々の課題は勿論のこと、この両者を抜本的に向
上させた高強度ＰＣ鋼棒を製造することに限界があっ
た。
【０００９】
【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、スポット溶接が可能で
且つ遅れ破壊特性と一様伸びの良好な強度が１２３０Ｍ
Ｐａ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、スポット溶接が可能で
且つ遅れ破壊特性と一様伸びの良好な強度が１２３０Ｍ
Ｐａ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。
【００１０】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、まず圧延
後、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ＰＣ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
とは既に明らかにされており、そこで、本解析では遅れ
破壊特性を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。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試料に含有
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。
後、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ＰＣ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
とは既に明らかにされており、そこで、本解析では遅れ
破壊特性を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。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試料に含有
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。
【００１１】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とがわかる。この水素量
を「限界拡散性水素量」と定義する。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。
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とがわかる。この水素量
を「限界拡散性水素量」と定義する。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。
【００１２】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ならびに一様伸びを向
上させるために組織形態の観点から種々検討を重ねた結
果、ＰＣ鋼棒の長手方向（Ｌ方向）に配向したマルテン
サイトもしくは焼戻しマルテンサイトとフェライトから
なる層状組織を形成させれば、１２３０ＭＰａを超える
ような高強度域でも、限界拡散性水素量が高く、遅れ破
壊特性が大幅に向上すると言う全く新たな知見を見い出
した。また、このような層状組織に制御することによ
り、一様伸びも格段に向上することを見い出した。更
に、ＰＣ鋼棒の長手方向に配向したマルテンサイトもし
くは焼戻しマルテンサイトとフェライトからなる層状組
織と遅れ破壊特性ならびに一様伸びの関係を詳細に解析
し、その最適な製造条件を確立し、本発明をなしたもの
である。
させる手段、即ち遅れ破壊特性をならびに一様伸びを向
上させるために組織形態の観点から種々検討を重ねた結
果、ＰＣ鋼棒の長手方向（Ｌ方向）に配向したマルテン
サイトもしくは焼戻しマルテンサイトとフェライトから
なる層状組織を形成させれば、１２３０ＭＰａを超える
ような高強度域でも、限界拡散性水素量が高く、遅れ破
壊特性が大幅に向上すると言う全く新たな知見を見い出
した。また、このような層状組織に制御することによ
り、一様伸びも格段に向上することを見い出した。更
に、ＰＣ鋼棒の長手方向に配向したマルテンサイトもし
くは焼戻しマルテンサイトとフェライトからなる層状組
織と遅れ破壊特性ならびに一様伸びの関係を詳細に解析
し、その最適な製造条件を確立し、本発明をなしたもの
である。
【００１３】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下記の通りであ
る。
のであって、その要旨とするところは下記の通りであ
る。
【００１４】（１） 質量％で、 Ｃ：０．２〜０．４％、 Ｓｉ：３．０％以下、 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り、鋼
の組織が ＰＣ鋼棒の長手方向に配向した実質的にマルテ
ンサイトとフェライトの層状組織からなり、マルテンサ
イト間の平均間隔が１０μｍ以下であることを特徴とす
る高強度ＰＣ鋼棒。
の組織が ＰＣ鋼棒の長手方向に配向した実質的にマルテ
ンサイトとフェライトの層状組織からなり、マルテンサ
イト間の平均間隔が１０μｍ以下であることを特徴とす
る高強度ＰＣ鋼棒。
【００１５】（２） 質量％で、 Ｃ：０．２〜０．４％、 Ｓｉ：３．０％以下、 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り、鋼
の組織が ＰＣ鋼棒の長手方向に配向した実質的に焼戻し
マルテンサイトとフェライトの層状組織からなり、マル
テンサイト間の平均間隔が１０μｍ以下であることを特
徴する高強度ＰＣ鋼棒。
の組織が ＰＣ鋼棒の長手方向に配向した実質的に焼戻し
マルテンサイトとフェライトの層状組織からなり、マル
テンサイト間の平均間隔が１０μｍ以下であることを特
徴する高強度ＰＣ鋼棒。
【００１６】（３） 質量％で、更に （Ａ） Ｃｒ：０．０５〜２．０％、 Ｍｏ：０．０５〜１．０％、 Ｎｉ：０．０５〜５．０％、 Ｃｕ：０．０５〜１．０％、 Ｗ：０．０５〜０．５％、 Ｂ：０．０００３〜０．００５０％ の１種または２種以上、あるいは （Ｂ） Ｖ：０．０５〜０．３％、 Ｎｂ：０．００５〜０．１％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、 Ｔａ：０．００５〜０．５％ の１種または２種以上の（Ａ）、（Ｂ）の群の一方また
は両方 を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりな
ることを特徴とする上記（１）又は（２）記載の高強度
ＰＣ鋼棒。
は両方 を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりな
ることを特徴とする上記（１）又は（２）記載の高強度
ＰＣ鋼棒。
【００１７】（４）フェライト分率が１０〜７０％の範
囲であることを特徴とする上記（１）〜（３）の内いず
れか一つに記載の高強度ＰＣ鋼棒。
囲であることを特徴とする上記（１）〜（３）の内いず
れか一つに記載の高強度ＰＣ鋼棒。
【００１８】（５） 質量％で、
Ｃ：０．２〜０．４％、
Ｓｉ：３．０％以下、
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Ａ
Ｃ１〜ＡＣ３の温度範囲に加熱し、２０％以上の圧下率
で熱間加工を行った後、２０℃／秒以上の冷却速度で冷
却することを特徴とする高強度ＰＣ鋼棒の製造方法。
Ｃ１〜ＡＣ３の温度範囲に加熱し、２０％以上の圧下率
で熱間加工を行った後、２０℃／秒以上の冷却速度で冷
却することを特徴とする高強度ＰＣ鋼棒の製造方法。
【００１９】（６） 上記（５）記載の製造方法に次い
で２００〜６００℃の温度範囲で焼き戻すことを特徴と
する高強度ＰＣ鋼棒の製造方法。
で２００〜６００℃の温度範囲で焼き戻すことを特徴と
する高強度ＰＣ鋼棒の製造方法。
【００２０】（７） 上記（５）記載の製造方法に次い
で０．３％以上の塑性歪みを付与し、引き続き２００〜
６００℃の温度範囲で焼き戻すことを特徴とする高強度
ＰＣ鋼棒の製造方法。
で０．３％以上の塑性歪みを付与し、引き続き２００〜
６００℃の温度範囲で焼き戻すことを特徴とする高強度
ＰＣ鋼棒の製造方法。
【００２１】（８） 上記（５）記載の製造方法に次い
で２００〜６００℃の温度範囲に加熱し０．３％以上の
塑性歪みを付与することを特徴とする高強度ＰＣ鋼棒の
製造方法。
で２００〜６００℃の温度範囲に加熱し０．３％以上の
塑性歪みを付与することを特徴とする高強度ＰＣ鋼棒の
製造方法。
【００２２】（９） 質量％で、
（Ａ）
Ｃ：０．２〜０．４％、
Ｓｉ：３．０％以下、
Ｃｒ：０．０５〜２．０％、
Ｍｏ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜５．０％、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｗ：０．０５〜０．５％、
Ｂ：０．０００３〜０．００５０％
の１種または２種以上、あるいは
（Ｂ）
Ｖ：０．０５〜０．３％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、
Ｔａ：０．００５〜０．５％
の１種または２種以上の（Ａ）、（Ｂ）の群の一方また
は両方を含有することを特徴とする上記（５）、
（６）、（７）、（８）の内いずれか一つに記載の高強
度ＰＣ鋼棒の製造方法。
は両方を含有することを特徴とする上記（５）、
（６）、（７）、（８）の内いずれか一つに記載の高強
度ＰＣ鋼棒の製造方法。
【００２３】
【発明の実施の形態】次に、本発明の実施の形態につい
て説明する。
て説明する。
【００２４】まず、本発明で目的とする高強度ＰＣ鋼棒
の遅れ破壊特性と一様伸びの向上に対して最も重要な点
である組織形態の限定理由について述べる。本発明で限
定しているＰＣ鋼棒の長手方向（Ｌ方向）に配向したマ
ルテンサイトもしくは焼戻しマルテンサイトとフェライ
トの層状組織の走査型電子顕微鏡写真の一例を図２に示
す。
の遅れ破壊特性と一様伸びの向上に対して最も重要な点
である組織形態の限定理由について述べる。本発明で限
定しているＰＣ鋼棒の長手方向（Ｌ方向）に配向したマ
ルテンサイトもしくは焼戻しマルテンサイトとフェライ
トの層状組織の走査型電子顕微鏡写真の一例を図２に示
す。
【００２５】図２はマルテンサイトとフェライトの場合
であるが、マルテンサイトとフェライトは微細な層状組
織になっており、しかもＰＣ鋼棒の長手方向（Ｌ方向）
に配向していることがわかる。なお、この組織を焼き戻
すと焼戻しマルテンサイトとフェライトの層状組織とな
る。マルテンサイトもしくは焼戻しマルテンサイトとフ
ェライトの微細な層状組織に制御することによって、遅
れ破壊特性と一様伸びの両者を同時に向上させることが
可能となる。
であるが、マルテンサイトとフェライトは微細な層状組
織になっており、しかもＰＣ鋼棒の長手方向（Ｌ方向）
に配向していることがわかる。なお、この組織を焼き戻
すと焼戻しマルテンサイトとフェライトの層状組織とな
る。マルテンサイトもしくは焼戻しマルテンサイトとフ
ェライトの微細な層状組織に制御することによって、遅
れ破壊特性と一様伸びの両者を同時に向上させることが
可能となる。
【００２６】遅れ破壊特性と一様伸びに及ぼす組織形態
の影響について解析した一例を図３、図４に示す。ＰＣ
鋼棒の長手方向に配向したマルテンサイトもしくは焼戻
しマルテンサイトとフェライトの層状組織にすることに
よって、限界拡散性水素量が高く、また一様伸びが大幅
に向上することがわかる。これに対して、従来の焼入れ
・焼戻し方法による焼戻しマルテンサイトの単一の組織
では、限界拡散性水素量と一様伸びが低い。なお、高強
度で且つ遅れ破壊特性と一様伸びを大幅に向上させるた
めには、マルテンサイトもしくは焼戻しマルテンサイト
とフェライトの層状組織において、マルテンサイト間も
しくは焼戻しマルテンサイト間の平均間隔は１０μｍ以
下が好ましく、より好ましい条件は５μｍ以下である。
平均間隔は、図２示した写真において、長手方向（Ｌ方
向）に垂直な方向で切断法によって測定することができ
る。
の影響について解析した一例を図３、図４に示す。ＰＣ
鋼棒の長手方向に配向したマルテンサイトもしくは焼戻
しマルテンサイトとフェライトの層状組織にすることに
よって、限界拡散性水素量が高く、また一様伸びが大幅
に向上することがわかる。これに対して、従来の焼入れ
・焼戻し方法による焼戻しマルテンサイトの単一の組織
では、限界拡散性水素量と一様伸びが低い。なお、高強
度で且つ遅れ破壊特性と一様伸びを大幅に向上させるた
めには、マルテンサイトもしくは焼戻しマルテンサイト
とフェライトの層状組織において、マルテンサイト間も
しくは焼戻しマルテンサイト間の平均間隔は１０μｍ以
下が好ましく、より好ましい条件は５μｍ以下である。
平均間隔は、図２示した写真において、長手方向（Ｌ方
向）に垂直な方向で切断法によって測定することができ
る。
【００２７】また、層状組織のマルテンサイトもしくは
焼戻しマルテンサイト中に残留オーステナイトあるいは
少量のベイナイト、パーライトが存在していても、一様
伸び、遅れ破壊特性に対して何ら差し支えがない。マル
テンサイトもしくは焼戻しマルテンサイトとフェライト
の層状組織は、ＰＣ鋼棒の全断面にわたって生成させる
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１５％の領域で生成していれば、遅れ破壊特性と
一様伸びを向上させる効果がある。
焼戻しマルテンサイト中に残留オーステナイトあるいは
少量のベイナイト、パーライトが存在していても、一様
伸び、遅れ破壊特性に対して何ら差し支えがない。マル
テンサイトもしくは焼戻しマルテンサイトとフェライト
の層状組織は、ＰＣ鋼棒の全断面にわたって生成させる
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１５％の領域で生成していれば、遅れ破壊特性と
一様伸びを向上させる効果がある。
【００２８】また、マルテンサイトもしくは焼戻しマル
テンサイトの層状組織において、フェライト分率は１０
〜７０％の範囲が好ましい条件である。これは、フェラ
イト分率が１０％未満では、大幅な一様伸びの向上が期
待できず、一方、７０％を越えると１２３０ＭＰａ以上
の高強度にすることが困難になるためである。ＰＣ鋼棒
の高強度化および遅れ破壊特性と一様伸びの向上を同時
に達成する点で、より好ましいフェライト分率の範囲
は、２０〜６０％である。
テンサイトの層状組織において、フェライト分率は１０
〜７０％の範囲が好ましい条件である。これは、フェラ
イト分率が１０％未満では、大幅な一様伸びの向上が期
待できず、一方、７０％を越えると１２３０ＭＰａ以上
の高強度にすることが困難になるためである。ＰＣ鋼棒
の高強度化および遅れ破壊特性と一様伸びの向上を同時
に達成する点で、より好ましいフェライト分率の範囲
は、２０〜６０％である。
【００２９】次に、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。
理由について述べる。
【００３０】Ｃ：ＣはＰＣ鋼棒の強度を確保する上で必
須の元素であるが、０．２％未満では目的とする高強度
のＰＣ鋼棒が得られず、一方０．４％を越えるとスポッ
ト溶接性が著しく劣化するため、０．２〜０．４％の範
囲に制限した。
須の元素であるが、０．２％未満では目的とする高強度
のＰＣ鋼棒が得られず、一方０．４％を越えるとスポッ
ト溶接性が著しく劣化するため、０．２〜０．４％の範
囲に制限した。
【００３１】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。３％を超えても添加量に見合う効果が期待で
きず、スポット溶接部の遅れ破壊特性が低下するため、
３％以下の範囲に制限した。好ましい範囲は、０．２〜
２．５％である。
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。３％を超えても添加量に見合う効果が期待で
きず、スポット溶接部の遅れ破壊特性が低下するため、
３％以下の範囲に制限した。好ましい範囲は、０．２〜
２．５％である。
【００３２】Ｍｎ：Ｍｎは脱酸、脱硫のために必要であ
るばかりでなく、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％を越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、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％を越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。
【００３３】Ａｌ：Ａｌは脱酸および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、０．１％を越えても効果が飽和するため０．
００５〜０．１％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、０．１％を越えても効果が飽和するため０．
００５〜０．１％の範囲に限定した。
【００３４】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、更にこの鋼に （Ａ） Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０
％、Ｎｉ：０．０５〜５．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．
０％、Ｗ：０．０５〜０．５％、Ｂ：０．０００３〜
０．００５０％の１種または２種以上、あるいは （Ｂ） Ｖ：０．０５〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．１
％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｔａ：０．００５
〜０．５％の１種または２種以上の（Ａ）、（Ｂ）の群
の一方または両方を含有せしめることができる。（Ａ）
群の元素は主に焼入れ性と遅れ破壊特性を向上させる目
的で添加するものである。一方、（Ｂ）群の元素は主と
して、結晶粒を微細化させるためと、マルテンサイトも
しくは焼戻しマルテンサイトとフェライトの層状組織に
おいて、フェライト中に炭窒化物を生成させ降伏強度の
増加とリラクゼーション特性を向上させることを目的に
添加するものである。
あるが、本発明においては、更にこの鋼に （Ａ） Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０
％、Ｎｉ：０．０５〜５．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．
０％、Ｗ：０．０５〜０．５％、Ｂ：０．０００３〜
０．００５０％の１種または２種以上、あるいは （Ｂ） Ｖ：０．０５〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．１
％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｔａ：０．００５
〜０．５％の１種または２種以上の（Ａ）、（Ｂ）の群
の一方または両方を含有せしめることができる。（Ａ）
群の元素は主に焼入れ性と遅れ破壊特性を向上させる目
的で添加するものである。一方、（Ｂ）群の元素は主と
して、結晶粒を微細化させるためと、マルテンサイトも
しくは焼戻しマルテンサイトとフェライトの層状組織に
おいて、フェライト中に炭窒化物を生成させ降伏強度の
増加とリラクゼーション特性を向上させることを目的に
添加するものである。
【００３５】Ｃｒ：Ｃｒは焼入性と遅れ破壊特性を向上
させるとともに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。
させるとともに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。
【００３６】Ｍｏ：ＭｏはＣｒと同様に焼入れ性と遅れ
破壊特性を向上させ、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
越えて添加してもその効果が飽和するため、０．０５〜
１．０％の範囲に制限した。
破壊特性を向上させ、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
越えて添加してもその効果が飽和するため、０．０５〜
１．０％の範囲に制限した。
【００３７】Ｎｉ：Ｎｉは焼入性と遅れ破壊特性を高め
るために添加するが、０．０５％未満ではその効果が少
なく、一方５．０％を越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。
るために添加するが、０．０５％未満ではその効果が少
なく、一方５．０％を越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。
【００３８】Ｃｕ：Ｃｕは焼入れ性と焼戻しマルテンサ
イトの強度を高めるために有効な元素であるが、０．０
５％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。
イトの強度を高めるために有効な元素であるが、０．０
５％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。
【００３９】Ｂ：Ｂは、遅れ破壊特性を向上させる効果
があり、更に焼入性を著しく高める効果も有している
が、Ｂが０．０００３％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．
０００３〜０．００５０％に制限した。
があり、更に焼入性を著しく高める効果も有している
が、Ｂが０．０００３％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．
０００３〜０．００５０％に制限した。
【００４０】Ｖ：Ｖは炭窒化物を生成することにより結
晶粒を微細化させるとともに降伏強度の増加とリラクゼ
ーション特性を向上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％を越え
ても効果が飽和するため０．０５〜０．３％に限定し
た。
晶粒を微細化させるとともに降伏強度の増加とリラクゼ
ーション特性を向上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％を越え
ても効果が飽和するため０．０５〜０．３％に限定し
た。
【００４１】Ｎｂ：ＮｂもＶと同様に炭窒化物を生成す
ることにより結晶粒を微細化させるとともに降伏強度の
増加とリラクゼーション特性を向上させる効果がある。
０．００５％未満では上記効果が不十分であり、一方
０．１％を越えるとこの効果が飽和するため０．００５
〜０．１％に制限した。
ることにより結晶粒を微細化させるとともに降伏強度の
増加とリラクゼーション特性を向上させる効果がある。
０．００５％未満では上記効果が不十分であり、一方
０．１％を越えるとこの効果が飽和するため０．００５
〜０．１％に制限した。
【００４２】Ｔｉ：Ｔｉは脱酸および炭窒化物を形成す
ることにより結晶粒の粗大化を防止する効果とともに降
伏強度の増加とリラクゼーション特性の向上に有効な元
素であるが、０．００５％未満ではこれらの効果が発揮
されず、０．０５％を越えても効果が飽和するため０．
００５〜０．０５％の範囲に限定した。
ることにより結晶粒の粗大化を防止する効果とともに降
伏強度の増加とリラクゼーション特性の向上に有効な元
素であるが、０．００５％未満ではこれらの効果が発揮
されず、０．０５％を越えても効果が飽和するため０．
００５〜０．０５％の範囲に限定した。
【００４３】Ｔａ：ＴａもＶと同様に炭窒化物を生成す
ることにより結晶粒粒を微細化させるとともに降伏強度
の増加とリラクゼーション特性を向上させる効果がある
が、０．００５％未満では前記の効果が発揮されず、
０．５％を越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。
ることにより結晶粒粒を微細化させるとともに降伏強度
の増加とリラクゼーション特性を向上させる効果がある
が、０．００５％未満では前記の効果が発揮されず、
０．５％を越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。
【００４４】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結
晶粒の細粒化、降伏強度の増加、リラクゼーション特性
の向上効果があるため、０．００２〜０．０１５％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結
晶粒の細粒化、降伏強度の増加、リラクゼーション特性
の向上効果があるため、０．００２〜０．０１５％が好
ましい範囲である。
【００４５】本発明の高強度ＰＣ鋼棒の製造方法では、
上記成分の鋼をＡｃ1〜Ａｃ3の温度範囲に加熱し２０％
以上の圧下率で熱間加工を行った後、２０℃／秒以上の
冷却速度で冷却するか、あるいは冷却後に２００〜６０
０℃の温度範囲で焼き戻すか、または冷却後に０．３％
以上の塑性歪みを付与し引き続き２００〜６００℃の温
度範囲で焼き戻すか、もしくは冷却後に２００〜６００
℃の温度範囲に加熱し０．３％以上の塑性歪みを付与す
るものである。以下に製造条件の限定理由を述べる。
上記成分の鋼をＡｃ1〜Ａｃ3の温度範囲に加熱し２０％
以上の圧下率で熱間加工を行った後、２０℃／秒以上の
冷却速度で冷却するか、あるいは冷却後に２００〜６０
０℃の温度範囲で焼き戻すか、または冷却後に０．３％
以上の塑性歪みを付与し引き続き２００〜６００℃の温
度範囲で焼き戻すか、もしくは冷却後に２００〜６００
℃の温度範囲に加熱し０．３％以上の塑性歪みを付与す
るものである。以下に製造条件の限定理由を述べる。
【００４６】鋼材はフェライトとオーステナイトの二相
領域に加熱するものである。この際、加熱温度がＡｃ1
未満あるいはＡｃ3を越えると、最終的にマルテンサイ
トもしくは焼戻しマルテンサイトとフェライトの層状組
織が得られないため、加熱温度範囲をＡｃ1〜Ａｃ3に限
定した。なお、（Ａｃ1＋１０）〜（Ａｃ3−１０）℃の
範囲がより好ましい条件である。また、マルテンサイト
もしくは焼戻しマルテンサイトとフェライトの層状組織
の微細化を図る上で、加熱する前の鋼は、マルテンサイ
トまたは焼戻しマルテンサイトあるいはベイナイトもし
くはパーライトを主体とした組織に調整しておくことが
望ましく、この際のフェライト分率は、１０％未満がよ
り好ましい条件である。なお、加熱前の組織を制御する
手段としては、熱間圧延後の冷却速度の調整、あるいは
通常の焼入れ・焼戻し、オーステナイト化処理後の冷却
速度の調整などがあり、いずれの方法でもかまわない。
領域に加熱するものである。この際、加熱温度がＡｃ1
未満あるいはＡｃ3を越えると、最終的にマルテンサイ
トもしくは焼戻しマルテンサイトとフェライトの層状組
織が得られないため、加熱温度範囲をＡｃ1〜Ａｃ3に限
定した。なお、（Ａｃ1＋１０）〜（Ａｃ3−１０）℃の
範囲がより好ましい条件である。また、マルテンサイト
もしくは焼戻しマルテンサイトとフェライトの層状組織
の微細化を図る上で、加熱する前の鋼は、マルテンサイ
トまたは焼戻しマルテンサイトあるいはベイナイトもし
くはパーライトを主体とした組織に調整しておくことが
望ましく、この際のフェライト分率は、１０％未満がよ
り好ましい条件である。なお、加熱前の組織を制御する
手段としては、熱間圧延後の冷却速度の調整、あるいは
通常の焼入れ・焼戻し、オーステナイト化処理後の冷却
速度の調整などがあり、いずれの方法でもかまわない。
【００４７】熱間加工の圧下率（断面縮小率）は、２０
％未満であるとＰＣ鋼棒の長手方向に配向した層状組織
が得られないため、圧下率の下限を２０％に限定した。
微細な層状組織化の観点から、３０％以上の圧下率が好
ましい条件である。さらに、通常のフェライト・パーラ
イト組織を有する鋼を使用する場合は、微細な層状組織
化を実現するために、５０％以上の圧下率で熱間加工を
行うことが好ましい。なお、熱間加工は、いかなる方法
を使っても良い。
％未満であるとＰＣ鋼棒の長手方向に配向した層状組織
が得られないため、圧下率の下限を２０％に限定した。
微細な層状組織化の観点から、３０％以上の圧下率が好
ましい条件である。さらに、通常のフェライト・パーラ
イト組織を有する鋼を使用する場合は、微細な層状組織
化を実現するために、５０％以上の圧下率で熱間加工を
行うことが好ましい。なお、熱間加工は、いかなる方法
を使っても良い。
【００４８】熱間加工後の冷却速度が２０℃／秒未満で
あると、冷却中に多量のフェライト、パーライト、ベイ
ナイトが生成し強度が低下する可能性が高くなるため、
冷却速度の下限を２０℃／秒に限定した。冷却中に生成
しやすいフェライト、パーライト、ベイナイトを出来る
だけ防止する観点で、好ましい冷却速度は５０℃／秒以
上である。なお、冷却の終了温度は、マルテンサイト変
態温度以下（Ｍｓ点以下）である。
あると、冷却中に多量のフェライト、パーライト、ベイ
ナイトが生成し強度が低下する可能性が高くなるため、
冷却速度の下限を２０℃／秒に限定した。冷却中に生成
しやすいフェライト、パーライト、ベイナイトを出来る
だけ防止する観点で、好ましい冷却速度は５０℃／秒以
上である。なお、冷却の終了温度は、マルテンサイト変
態温度以下（Ｍｓ点以下）である。
【００４９】冷却後の焼戻しは、降伏強度の増加とリラ
クゼーション特性を向上させるために行うものである。
特に、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｔａを含む鋼では、焼戻し処理
によってフェライト中にこれらの合金元素の炭窒化物が
生成するため、降伏強度が増加し、リラクゼーション特
性の向上効果がある。この際、２００℃未満では焼戻し
の効果が少なく、一方、６００℃を越えると強度が低下
し高強度のＰＣ鋼棒の製造が困難になるため、焼戻し温
度範囲を２００〜６００℃に限定した。なお、遅れ破壊
特性の向上の点で、焼戻し時の加熱速度は２０℃／秒以
上が好ましい条件である。
クゼーション特性を向上させるために行うものである。
特に、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｔａを含む鋼では、焼戻し処理
によってフェライト中にこれらの合金元素の炭窒化物が
生成するため、降伏強度が増加し、リラクゼーション特
性の向上効果がある。この際、２００℃未満では焼戻し
の効果が少なく、一方、６００℃を越えると強度が低下
し高強度のＰＣ鋼棒の製造が困難になるため、焼戻し温
度範囲を２００〜６００℃に限定した。なお、遅れ破壊
特性の向上の点で、焼戻し時の加熱速度は２０℃／秒以
上が好ましい条件である。
【００５０】本発明では、冷却後にＰＣ鋼棒に０．３％
以上の塑性歪みを付与し、その後に焼き戻すか、焼戻し
の際に０．３％以上の塑性歪みを付与しても良い。この
目的は、降伏強度の増加とリラクゼーション特性を向上
させるためである。０．３％未満では、上記の効果が少
ないため、下限を０．３％に限定した。なお、塑性歪み
を付与する手段は、引張り歪み、矯直加工による歪みな
ど、いかなる方法でも良い。
以上の塑性歪みを付与し、その後に焼き戻すか、焼戻し
の際に０．３％以上の塑性歪みを付与しても良い。この
目的は、降伏強度の増加とリラクゼーション特性を向上
させるためである。０．３％未満では、上記の効果が少
ないため、下限を０．３％に限定した。なお、塑性歪み
を付与する手段は、引張り歪み、矯直加工による歪みな
ど、いかなる方法でも良い。
【００５１】本発明では熱間加工前または熱間加後もし
くは冷却後あるいは焼戻し処理後に線径調整、異形加工
などの目的で軽度の伸線加工あるいは塑性加工を行って
も遅れ破壊特性、一様伸びの顕著な劣化はなく、なんら
制限を受けるものではない。
くは冷却後あるいは焼戻し処理後に線径調整、異形加工
などの目的で軽度の伸線加工あるいは塑性加工を行って
も遅れ破壊特性、一様伸びの顕著な劣化はなく、なんら
制限を受けるものではない。
【００５２】
【表１】
【００５３】
【表２】
【００５４】
【表３】
【００５５】
【実施例】以下、実施例により本発明の効果をさらに具
体的に説明する。
体的に説明する。
【００５６】表１に示す化学組成を有する鋼材を熱間圧
延後の冷却速度の調整あるいはオーステナイト化処理後
の焼入れ、焼戻しによって種々の組織形態にした後、Ａ
ｃ1〜Ａｃ3の温度範囲に加熱し熱間加工を行い、その
後、冷却した。焼戻しは高周波加熱で行い、塑性歪み
は、引張り試験機を使って付与した。
延後の冷却速度の調整あるいはオーステナイト化処理後
の焼入れ、焼戻しによって種々の組織形態にした後、Ａ
ｃ1〜Ａｃ3の温度範囲に加熱し熱間加工を行い、その
後、冷却した。焼戻しは高周波加熱で行い、塑性歪み
は、引張り試験機を使って付与した。
【００５７】上記の試料を用いて、組織形態、機械的性
質、遅れ破壊特性、リラクゼーション特性について評価
した。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。リラクゼー
ション試験は、ＪＩＳ Ｇ ３１３７の方法で行った。
これらの結果を、表２、表３に示す。
質、遅れ破壊特性、リラクゼーション特性について評価
した。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。リラクゼー
ション試験は、ＪＩＳ Ｇ ３１３７の方法で行った。
これらの結果を、表２、表３に示す。
【００５８】表２の試験Ｎｏ．１〜１６が本発明例で、
表３のＮｏ．１７〜２４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ＰＣ鋼棒の引張強さが１２
３０ＭＰａ以上であるとともに、ＰＣ鋼棒の長手方向に
配向したマルテンサイトもしくは焼戻しマルテンサイト
とフェライトの微細な層状組織にすることにより、従来
のＰＣ鋼棒に比べ限界拡散性水素量が高く遅れ破壊特性
に優れ、しかも、高い一様伸びのＰＣ鋼棒が実現されて
いる。また、リラクゼーションも従来ＰＣ鋼棒と同レベ
ルにある。
表３のＮｏ．１７〜２４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ＰＣ鋼棒の引張強さが１２
３０ＭＰａ以上であるとともに、ＰＣ鋼棒の長手方向に
配向したマルテンサイトもしくは焼戻しマルテンサイト
とフェライトの微細な層状組織にすることにより、従来
のＰＣ鋼棒に比べ限界拡散性水素量が高く遅れ破壊特性
に優れ、しかも、高い一様伸びのＰＣ鋼棒が実現されて
いる。また、リラクゼーションも従来ＰＣ鋼棒と同レベ
ルにある。
【００５９】これに対して比較例であるＮｏ．１７、１
８、１９は、いずれも従来の製造方法で製造したもので
ある。即ち、通常の焼入れ・焼戻し処理によって製造し
たものであり、組織が焼戻しマルテンサイトの例であ
る。このため、限界拡散性水素量が低くスポット溶接部
の遅れ破壊特性は本発明例に比べ劣っている。また一様
伸びも低い。
８、１９は、いずれも従来の製造方法で製造したもので
ある。即ち、通常の焼入れ・焼戻し処理によって製造し
たものであり、組織が焼戻しマルテンサイトの例であ
る。このため、限界拡散性水素量が低くスポット溶接部
の遅れ破壊特性は本発明例に比べ劣っている。また一様
伸びも低い。
【００６０】比較例であるＮｏ．２０、２１は、熱間加
工の際の加熱温度が不適切な例である。Ｎｏ．２０は、
加熱温度がＡｃ3を越えているために、オーステナイト
の単相になり、焼戻しマルテンサイトとフェライトの層
状組織が達成出来なかった例であり、遅れ破壊特性と一
様伸びの大幅な向上が達成できていない。また、Ｎｏ．
２１は加熱温度がＡｃ1以下であるために、フェライト
と球状化したパーライト組織となり、高強度化が達成出
来ていない。
工の際の加熱温度が不適切な例である。Ｎｏ．２０は、
加熱温度がＡｃ3を越えているために、オーステナイト
の単相になり、焼戻しマルテンサイトとフェライトの層
状組織が達成出来なかった例であり、遅れ破壊特性と一
様伸びの大幅な向上が達成できていない。また、Ｎｏ．
２１は加熱温度がＡｃ1以下であるために、フェライト
と球状化したパーライト組織となり、高強度化が達成出
来ていない。
【００６１】また、比較例であるＮｏ．２２は、熱間加
工の圧下率が不適切な例である。即ち、圧下率が少なす
ぎるために、ＰＣ鋼棒の長手方向に配向した焼戻しマル
テンサイトとフェライトの層状組織にならず、遅れ破壊
特性と一様伸びの向上効果が少ない。
工の圧下率が不適切な例である。即ち、圧下率が少なす
ぎるために、ＰＣ鋼棒の長手方向に配向した焼戻しマル
テンサイトとフェライトの層状組織にならず、遅れ破壊
特性と一様伸びの向上効果が少ない。
【００６２】Ｎｏ．２３は、熱間加工後の冷却速度が低
すぎるために、冷却途中に多量のフェライトおよびパー
ライトが生成し、強度が低下した例である。
すぎるために、冷却途中に多量のフェライトおよびパー
ライトが生成し、強度が低下した例である。
【００６３】更に、比較例であるＮｏ．２４は、鋼のＣ
含有量が高すぎるために、スポット溶接性が劣化しスポ
ット溶接部に亀裂が発生した例である。この結果、限界
拡散性水素量が著しく低下し、スポット溶接部の遅れ破
壊特性が劣化している。
含有量が高すぎるために、スポット溶接性が劣化しスポ
ット溶接部に亀裂が発生した例である。この結果、限界
拡散性水素量が著しく低下し、スポット溶接部の遅れ破
壊特性が劣化している。
【００６４】
【発明の効果】以上の実施例からも明かなごとく、本発
明は、ＰＣ鋼棒の長手方向に配向したマルテンサイトも
しくは焼戻しマルテンサイトとフェライトの微細な層状
組織にすることにより、スポット溶接が可能で且つ高強
度ＰＣ鋼棒の遅れ破壊特性と一様伸びを大幅に向上させ
ることを可能にするとともに、鋼の化学成分、熱間加工
条件、熱処理条件等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。
明は、ＰＣ鋼棒の長手方向に配向したマルテンサイトも
しくは焼戻しマルテンサイトとフェライトの微細な層状
組織にすることにより、スポット溶接が可能で且つ高強
度ＰＣ鋼棒の遅れ破壊特性と一様伸びを大幅に向上させ
ることを可能にするとともに、鋼の化学成分、熱間加工
条件、熱処理条件等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。
【図面の簡単な説明】
【図１】拡散性水素量と遅れ破壊時間の関係の一例を示
す図である。
す図である。
【図２】ＰＣ鋼棒の長手方向に配向したマルテンサイト
とフェライトの層状組織の一例を示す走査型電子顕微鏡
写真である。
とフェライトの層状組織の一例を示す走査型電子顕微鏡
写真である。
【図３】遅れ破壊特性とＰＣ鋼棒の組織形態の関係の一
例を示す図である。
例を示す図である。
【図４】一様伸びとＰＣ鋼棒の組織形態の関係の一例を
示す図である。
示す図である。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/00 - 38/60
C21D 8/08
C21D 9/00
Claims (9)
- 【請求項１】 質量％で、 Ｃ：０．２〜０．４％、 Ｓｉ：３．０％以下、 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り、鋼
の組織が ＰＣ鋼棒の長手方向に配向した実質的にマルテ
ンサイトとフェライトの層状組織からなり、マルテンサ
イト間の平均間隔が１０μｍ以下であることを特徴とす
る高強度ＰＣ鋼棒。 - 【請求項２】 質量％で、 Ｃ：０．２〜０．４％、 Ｓｉ：３．０％以下、 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り、鋼
の組織が ＰＣ鋼棒の長手方向に配向した実質的に焼戻し
マルテンサイトとフェライトの層状組織からなり、マル
テンサイト間の平均間隔が１０μｍ以下であることを特
徴する高強度ＰＣ鋼棒。 - 【請求項３】 質量％で、更に （Ａ） Ｃｒ：０．０５〜２．０％、 Ｍｏ：０．０５〜１．０％、 Ｎｉ：０．０５〜５．０％、 Ｃｕ：０．０５〜１．０％、 Ｗ：０．０５〜０．５％、 Ｂ：０．０００３〜０．００５０％ の１種または２種以上、あるいは （Ｂ） Ｖ：０．０５〜０．３％、 Ｎｂ：０．００５〜０．１％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、 Ｔａ：０．００５〜０．５％ の１種または２種以上の（Ａ）、（Ｂ）の群の一方また
は両方を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりな
ることを特徴とする請求項１又は請求項２記載の高強度
ＰＣ鋼棒。 - 【請求項４】 フェライト分率が１０〜７０％の範囲で
あることを特徴する請求項１、２、３の内いずれか一つ
に記載の高強度ＰＣ鋼棒。 - 【請求項５】 質量％で、 Ｃ：０．２〜０．４％、 Ｓｉ：３．０％以下、 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Ａ
Ｃ１〜ＡＣ３の温度範囲に加熱し、２０％以上の圧下率
で熱間加工を行った後、２０℃／秒以上の冷却速度で冷
却することを特徴とする高強度ＰＣ鋼棒の製造方法。 - 【請求項６】 請求項５記載の製造方法に次いで２００
〜６００℃の温度範囲で焼き戻すことを特徴とする高強
度ＰＣ鋼棒の製造方法。 - 【請求項７】 請求項５記載の製造方法に次いで０．３
％以上の塑性歪みを付与し、引き続き２００〜６００℃
の温度範囲で焼き戻すことを特徴とする高強度ＰＣ鋼棒
の製造方法。 - 【請求項８】 請求項５記載の製造方法に次いで２００
〜６００℃の温度範囲に加熱し０．３％以上の塑性歪み
を付与することを特徴とする高強度ＰＣ鋼棒の製造方
法。 - 【請求項９】 質量％で、 （Ａ） Ｃｒ：０．０５〜２．０％、 Ｍｏ：０．０５〜１．０％、 Ｎｉ：０．０５〜５．０％、 Ｃｕ：０．０５〜１．０％、 Ｗ：０．０５〜０．５％、 Ｂ：０．０００３〜０．００５０％ の１種または２種以上、あるいは （Ｂ） Ｖ：０．０５〜０．３％、 Ｎｂ：０．００５〜０．１％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、 Ｔａ：０．００５〜０．５％ の１種または２種以上の（Ａ）、（Ｂ）の群の一方また
は両方を含有することを特徴とする請求項５、６、７、
８の内いずれか一つに記載の高強度ＰＣ鋼棒の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP07088397A JP3457494B2 (ja) | 1997-03-10 | 1997-03-10 | 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 |
|---|---|---|---|
| JP07088397A JP3457494B2 (ja) | 1997-03-10 | 1997-03-10 | 高強度ｐｃ鋼棒およびその製造方法 |
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|---|---|
| JPH10251801A JPH10251801A (ja) | 1998-09-22 |
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|---|---|---|---|
| JP07088397A Expired - Fee Related JP3457494B2 (ja) | 1997-03-10 | 1997-03-10 | 高強度ｐｃ鋼棒およびその製造方法 |
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|---|---|
| JP (1) | JP3457494B2 (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN104531965A (zh) * | 2014-12-25 | 2015-04-22 | 中国钢研科技集团有限公司 | 高强塑性低屈强比混凝土用钢筋的热处理方法 |
-
1997
- 1997-03-10 JP JP07088397A patent/JP3457494B2/ja not_active Expired - Fee Related
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|---|---|
| JPH10251801A (ja) | 1998-09-22 |
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