(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．５５〜１．２％、
Ｓｉ：０．０１〜３％、
Ｍｎ：０．１〜１．００％、
を含有し、さらに、
Ｃｒ：０．０５〜１．５％、
Ａｌ：０．００３〜０．１％、
Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、
Ｃｕ：０．０１〜４％、
Ｎｉ：０．０１〜４％、
Ｂ ：０．０００１〜０．００５％、
Ｖ ：０．０１〜１．５％、
Ｍｏ：０．０１〜３％
の１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、少なくとも表面から５０μｍ深さまでの表層組織がベイナイトの面積率が３０％以上で残部はフェライト、パーライトの１種又は２種を含有する組織からなり、表面からの深さが５００μｍを超える内部組織はパーライトの面積率が７０％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ＰＣ鋼棒。
【請求項２】
前記表層組織のベイナイトの最大硬さがビッカース硬度で３５０〜４５０であ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ＰＣ鋼棒。
【請求項３】
限界拡散性水素量が０．２ｐｐｍ以上であることを特徴とする請求項１又は２記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ鋼棒。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ鋼棒を製造する方法であって，請求項１記載の成分を有する鋼材を、圧延終了後又は再加熱後、Ａｃ3以上からＭｓ〜５５０℃まで１〜１０℃／秒の冷却速度で冷却することを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ鋼棒の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【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鋼材、特に１３００ＭＰａ以上の引張強度を有する、耐遅れ破壊特性の優れた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】
ＰＣ鋼棒、橋梁用ワイヤ、レールに数多く使われている高強度パーライト鋼は、引張り強度が１３００ＭＰａを超えると遅れ破壊の危険性が高くなることが知られており、使用の範囲が限定されている。
【０００３】
パーライト鋼の耐遅れ破壊特性を改善する方法として、例えば特開２０００−３７３３２号公報、特開２０００−３３７３３３号公報や特開２０００−３３７３３４号公報では、耐遅れ破壊特性の改善にはパーライト鋼を強伸線加工することが有効であると提案している。確かにパーライト鋼を強伸線加工すると耐遅れ破壊特性が改善するが、強伸線加工によりコストが高くなる問題があり、また強伸線加工が必要なことから、形状およびサイズも限定される。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記のような実情を考慮してなされたものであり、本発明が解決しようとする課題は、遅れ破壊特性が優れた高強度ＰＣ鋼棒、特に遅れ破壊特性が良好で、且つ強度が１３００ＭＰａ以上のパーライト組織が主体のＰＣ鋼棒を提供することである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決するため、本発明者らは鋼材組成、組織形態を最適に選択すれば、遅れ破壊特性に優れた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。
【０００６】
本発明の要旨とするところは下記の通りである。
【０００７】
（１）  質量％で、
Ｃ  ：０．５５〜１．２％、   Ｓｉ：０．０１〜３％、
Ｍｎ：０．１〜１．００％、
を含有し、さらに、
Ｃｒ：０．０５〜１．５％、   Ａｌ：０．００３〜０．１％、
Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、Ｃｕ：０．０１〜４％、
Ｎｉ：０．０１〜４％、              Ｂ  ：０．０００１〜０．００５％、
Ｖ  ：０．０１〜１．５％、   Ｍｏ：０．０１〜３％
の１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、少なくとも表面から５０μｍ深さまでの表層組織がベイナイトの面積率が３０％以上で残部はフェライト、パーライトの１種又は２種を含有する組織からなり、表面からの深さが５００μｍを超える内部組織はパーライトの面積率が７０％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ＰＣ鋼棒。
【０００８】
（２）前記表層組織のベイナイトの最大硬さがビッカース硬度で３５０〜４５０であることを特徴とする前記（１）記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ鋼棒。
【００１０】
（３）限界拡散性水素量が０．２ｐｐｍ以上であることを特徴とする前記（１）又は（２）記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ鋼棒。
【００１１】
（４）前記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ鋼棒を製造する方法であって、前記（１）記載の成分を有する鋼材を、圧延終了後又は再加熱後、Ａｃ3以上からＭｓ〜５５０℃まで１〜１０℃／秒の冷却速度で冷却することを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ鋼棒の製造方法。
【００１２】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、圧延ままおよび圧延後加速冷却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。遅れ破壊は外部環境から鋼材中に侵入し、鋼材中を室温で拡散し得る拡散性水素に起因して発生していることは既に明らかである。
【００１３】
耐遅れ破壊特性は、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含有させた後、遅れ破壊試験中に試料中の水素が大気中に抜けることを抑制するために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。
【００１４】
図３に示した水素放出プロファイルは標準的な鋼材の放出プロファイルであり、拡散性水素量とは、１００℃に見られるピークの面積を積分したものが拡散性水素量である。
【００１５】
図４に、拡散性水素量と遅れ破壊が発生す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が発生す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。この遅れ破壊が発生しない上限の拡散性水素量を「限界拡散性水素量」と定義する。この限界拡散性水素量が高いほど遅れ破壊特性は良好である。
【００１６】
なお、この拡散性水素量は、ガスクロマトグラフを用いた昇温分析によって測定することができる。
【００１７】
そこで、ＰＣ鋼棒の遅れ破壊特性を改善すべく詳細に検討した結果、遅れ破壊の起点となる表層付近を耐遅れ破壊特性の優れたベイナイト主体の組織にすることで、限界拡散性水素量が増加し耐遅れ破壊特性が向上する条件を確立した。
【００１８】
まず、本発明の成分の限定理由について説明する。
【００１９】
Ｃ：Ｃは本発明にとって重要な元素であり、鋼の強度確保およびパーライト組織形成のために必須な元素であるが、０．５５％未満であるとパーライト組織形成は困難であり、１．２％を超えると延靭性の低下が顕著に現れてくるため、０．５５〜１．２％に限定した。
【００２０】
本発明では上記成分のほか、以下の元素を添加する。
【００２１】
Ｓｉ：Ｓｉは初析セメンタイトの生成を抑え、焼入れ性を向上させる効果がある。また、パーライトラメラー間のフェライトに固溶し、固溶体硬化によって強度を高める効果がある。しかし、０．０１％未満ではこの強化の効果を得られず、３％を超えると延靭性が著しく低下するため、０．０１〜３％の範囲に限定した。
【００２２】
Ｍｎ：Ｍｎは脱酸、脱硫のために必要であるばかりでなく、焼入れ性を向上させるために有効な元素であるが、０．１％未満であると上記の効果は得られず、１．００％を超えるとＭｎの偏析部にマルテンサイトなどの過冷組織が生成して延靭性が劣化するため、０．１〜１．００％に限定した。
【００２３】
Ｃｒ：Ｃｒはパーライトのラメラー間隔を微細化して強度を向上させる効果がある。しかし０．０５％未満では上記効果は得られず、１．５％を超えると変態終了時間が長くなりすぎて、マルテンサイトなどの過冷組織が生成して延靭性が低下するため、０．０５〜１．５％の範囲に限定した。
【００２４】
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、０．００３％未満では上記効果は発揮されず、０．１％を超えると効果が飽和するため、０．００３〜０．１％の範囲に限定した。
Ｎｂ：Ｎｂは炭窒化物を生成し、遅れ破壊特性の向上をもたらすが、０．００１％未満であると上記効果は不十分であり、０．０５％を超えるとこの効果が飽和するため、０．００１〜０．０５％の範囲に限定した。
【００２５】
Ｃｕ：Ｃｕは焼入れ性の向上と析出効果による高強度化が図れるが、０．０１％未満だと上記効果は得られず、４％を超えると粒界脆化を起こして耐遅れ破壊特性を劣化させるため、０．０１〜４％の範囲に限定した。
【００２６】
Ｎｉ：Ｎｉは延靭性を向上する効果があるが、０．０１％未満であると上記効果が得られず、４％を超えるとＣｒと同様に変態終了時間が長くなりすぎて、マルテンサイトなどの過冷組織が生成して延靭性が低下するため、０．０１〜４％の範囲に限定した。
【００２７】
Ｂ：Ｂは粒界破壊を抑制し、遅れ破壊特性を向上させる効果がある。さらに、Ｂはオーステナイト粒界に偏析することにより焼入れ性を著しく高めるが、０．０００１％未満であると上記効果が得られず、０．００５％を超えても効果が飽和するため、０．０００１〜０．００５％の範囲に限定した。
【００２８】
Ｖ：Ｖは焼入れ性を向上させる元素であると共に、炭化物または窒化物あるいはその複合析出物を形成し、この析出物が水素トラップサイトとなり、遅れ破壊特性が向上する。しかし、０．０１％未満であると、この水素トラップの効果はほとんど得られず、１．５％を超えてもその添加量に見合う効果が得られないため、０．０１〜１．５％の範囲に限定した。
【００２９】
Ｍｏ：ＭｏもＶと同様に焼入れ性を向上させる元素であると共に、炭化物または窒化物あるいはその複合析出物を形成し、この析出物が水素トラップサイトとなり、遅れ破壊特性が向上する。しかし０．０１％未満であると、この水素トラップの効果はほとんど得られず、３％を超えてもその添加量に見合う効果が得られないため、０．０１〜３％の範囲に限定した。
【００３０】
不純物であるＰ，ＳおよびＮについては特に制限しないものの、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。
【００３１】
次に、本発明の組織形態について説明する。
【００３２】
棒鋼の長手方向に垂直なＣ断面において、表面から少なくとも５０μｍの深さまでベイナイト組織を形成させると遅れ破壊特性が向上する。その深さが表面から５０μｍ未満であると遅れ破壊特性が向上の効果が無いため、表層ベイナイトの深さを少なくとも表面から５０μｍに限定した。なお、ベイナイト組織の深さが５００μｍを超えても遅れ破壊特性の向上の効果は飽和するため、好ましくは５００μｍ以下がよい。ベイナイトの面積率は遅れ破壊特性向上のため、３０％以上とする。この表層の組織は、残部は破壊靭性の確保のためにフェライト、パーライトの１種又は２種を含有する組織とし、パーライトの面積率が７０％以上であることが表層硬度の確保の点で好ましい。
【００３３】
尚、ベイナイトの面積率は表面〜５００μmの間を光学顕微鏡により１００〜５００倍で連続的に撮影し、この表面〜５００μmの連続組織を５〜１０視野観察し、面積率により求めた値と定義する。
【００３４】
また、表面からの深さが５００μｍを超える内部組織は強度確保のため、パーライトを面積率で７０％以上とすることが必要である。内部組織はパーライトを１００％としてもよいが、残部の組織はフェライト、ベイナイトの１種または２種を３０％以下含有することが遅れ破壊特性、破壊靭性確保の点で好ましい。
【００３５】
尚、フェライト、パーライトの面積率はベイナイトの面積率と同様の方法で測定した値と定義する。
【００３６】
また、表層をベイナイト組織にすると共にこのベイナイト組織中の強度レベルをビッカース硬さで４５０以下に調整することによって、更に遅れ破壊特性が向上するため、表層のベイナイト組織中の最大硬さをビッカース硬さで４５０以下とすることが好ましい。一方、疲労特性確保のためには３５０以上とすることが好ましい。
【００３７】
尚、ベイナイトの最大硬さとは、ビッカース硬さ１００〜１０００ｇで試料を５〜２０点測定したときの平均値と定義する。
【００３８】
次に、限界拡散性水素量の限定理由について説明する。
【００３９】
上記成分の鋼材の遅れ破壊を評価した結果、遅れ破壊の起点となる表層をベイナイト主体の組織とし、さらに好ましくは強度レベルを調整することで限界拡散性水素量が著しく向上した。特に１３００ＭＰａ以上の高強度ＰＣ鋼棒では、上記の効果により０．２ｐｐｍ以上，好ましくは０．５ｐｐｍ以上の限界拡散性水素量にすることができる。
次に、本発明の製造条件について説明する。
【００４０】
熱間圧延終了後、もしくは再加熱によりオーステナイト域の温度から加速冷却することにより、表層がベイナイト主体の組織になり、内部がベイナイト変態時の復熱によりパーライトもしくはフェライト・パーライト主体の組織になる。再加熱温度は特に定めないが、オーステナイト化の点で７５０℃以上とし，オーステナイト粒粗大化防止の点で１０５０℃以下とすることが好ましい。冷却開始温度がＡｃ3より低いと低強度のフェライト・パーライト主体の組織になりベイナイトが生成せず、遅れ破壊特性が低くなるため、冷却開始温度はＡｃ3以上に限定した。一方、冷却開始温度はの上限は特に定めないが、加速冷却時間の生産性の関係から、Ａｃ3＋３００℃以下が望ましい。
【００４１】
尚、Ａｃ3は小型熱膨張型変態測定装置（フォーマスター）により求めた値と定義する。
【００４２】
加速冷却停止温度は、Ｍｓ点より低いとマルテンサイトが生成し、５５０℃より高いとベイナイトが生成しないため、Ｍｓ〜５５０℃に限定した。冷却速度は、１℃／秒より低いとベイナイトが生成せず、１０℃／秒より早いと全断面にベイナイト主体の組織が生成するため、１〜１０℃／秒に限定した。
【００４３】
【実施例】
以下、実施例により本発明の効果を更に具体的に説明する。
【００４４】
表１に示す化学組成を有する鋼を１２００℃に加熱後、熱間圧延でφ７ｍｍの鋼棒を製造し、９５０℃に加熱し、表２に示す冷却条件で冷却した。その機械的性質と、図１に示す遅れ破壊試験片を用いて図２に示す遅れ破壊試験機で評価した遅れ破壊特性を表２に示す。
【００４５】
遅れ破壊特性は、図４に示す１００時間後に遅れ破壊しない拡散性水素量、すなわち限界拡散性水素量で評価を行い、負荷荷重は引張り強さの９０％の条件で実施した。なお水素チャージは、電解水素チャージ法を用いて、チャージ電流を変えることにより水素レベルを変化させた。
【００４６】
表１および表２の鋼種Ａ〜Ｃ、Ｅ，Ｆ，符号１〜３、５、６が本発明鋼であり、鋼種Ｇ〜Ｌ，符号７〜１３、１５〜１７が比較鋼である。
【００４７】
本発明鋼は、いずれも引張強度が１３００ＭＰａ以上であると共に、表層からのベイナイト層の深さが５０μｍ以上で、ベイナイトの最大硬さがビッカース硬さで４５０以下であり、遅れ破壊試験の限界拡散性水素量が０．２ｐｐｍ以上である。
【００４８】
これに対して、比較鋼である符号７は、Ｃ量が低いため内部のパーライト組織の面積率が低く、引張強度が１３００ＭＰａ未満と低い例である。符号８は冷却開始温度が低く表層ベイナイトが生成していないため、限界拡散性水素量が０.２ｐｐｍ未満と低く遅れ破壊特性が悪くなった例である。符号９は、Ｃ量が多く表層のベイナイト硬さがＨｖ４５０超であるため、限界拡散性水素量が０.２ｐｐｍ未満と遅れ破壊特性が悪くなった例である。符号１０は、冷却停止温度が高く表層ベイナイトが生成していないため、限界拡散性水素量が０.２ｐｐｍ未満と遅れ破壊特性が悪くなった例である。符号１１はＳｉが３．１０％と高く、Ｍｎが０．０５％と低いため、ベイナイト組織中の硬さが高くなり靭性が低下して遅れ破壊特性が悪くなった例である。符号１２は冷却速度が遅く、引張強度が１３００ＭＰａ未満という強度が低い例である。符号１３はＳｉが０．００９％と低く、Ｍｎが２．１％と高いため、ベイナイト組織中の硬さが高くなり破壊靭性値が低低下して遅れ破壊特性が悪い例である。符号１５は、Ｖが１．５８％，Ｃｒが１．６１％と高く焼入れ性が非常に高くなったため、表層にマルテンサイトを生成し、限界拡散性水素量が０.２ｐｐｍ未満と遅れ破壊特性が悪くなった例である。符号１６は、冷却停止温度が低く表層にマルテンサイト組織を生成し、表層のベイナイト組織の面積率が低いため、著しく遅れ破壊特性が悪くなった例である。符号１７はＭｏが３．０５％と高いほかにＣｕおよびＮｉが高く焼入れ性が非常に高いため、表層にマルテンサイトが生成し、ベイナイトの面積率が低いため遅れ破壊特性が悪い例である。
【００４９】
【表１】
0003648192.tif 000002
【００５０】
【表２】
0003648192.tif 000003
【００５１】
【発明の効果】
本発明によれば、表層に遅れ破壊特性の優れたベイナイト層を生成させることにより、引張強さが１３００ＭＰａ以上の耐遅れ破壊特性に優れたＰＣ鋼棒を製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】鋼材の遅れ破壊試験に用いた試験片平面図。
【図２】遅れ破壊試験装置の説明図。
【図３】水素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。
【符号の説明】
１  試験片
２  バランスウェイト
３  支点
【図１】
0003648192.tif 000004
【図２】
0003648192.tif 000005
【図３】
0003648192.tif 000006
【図４】
0003648192.tif 000007