(57)【要約】  化学組成が、質量％で、Ｃ：０．６０〜１．１％、Ｓｉ：０．０５〜１．５％、Ｍｎ：０．３０〜１．５％、Ｐ≦０．０３０％、Ｓ≦０．０３０％、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｃｒ：０〜１．５％、Ｔｉ：０〜０．０２％、Ｂ：０〜０．００５％、残部：Ｆｅおよび不純物からなり、金属組織が、パーライトからなりかつ、長手方向に垂直な断面において、ｂｃｃ相の｛１１０｝結晶面の配向度が０．９５以上であり、線径が、２．９ｍｍ以上である鋼線は、引張強さが２０００ＭＰａ以上であって、局部腐食が生じるような環境においても耐遅れ破壊特性に優れる。このため、土木・建築構造物の大型化にも対応可能である。
2017170439.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．６０〜１．１％、
Ｓｉ：０．０５〜１．５％、
Ｍｎ：０．３０〜１．５％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．０５％、
Ｎ：０．００１〜０．００６％、
Ｃｒ：０〜１．５％、
Ｔｉ：０〜０．０２％、
Ｂ：０〜０．００５％、
残部：Ｆｅおよび不純物からなり、
金属組織が、パーライトからなりかつ、長手方向に垂直な断面において、ｂｃｃ相の｛１１０｝結晶面の配向度が０．９５以上であり、
線径が、２．９ｍｍ以上である、
耐遅れ破壊特性に優れた鋼線。
【請求項２】
前記化学組成が、質量％で、
Ｃｒ：０．１０〜１．５％を含有する、
請求項１に記載の耐遅れ破壊特性に優れた鋼線。
【請求項３】
前記化学組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．００３〜０．０２％、および、
Ｂ：０．０００５〜０．００５％、
から選択される１種以上を含有する、
請求項１または２に記載の耐遅れ破壊特性に優れた鋼線。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、耐遅れ破壊特性に優れた鋼線に関する。
【背景技術】
【０００２】
パーライト組織を伸線加工した鋼線は、ＰＣ（プレストレストコンクリート）鋼線、ワイヤロープ、橋梁用ＰＷＳ（パラレルワイヤストランド）などに用いられている。近年、それらが使用される土木・建築構造物の大型化が進み、また、その施工時の低コスト化への要望も高まっている。こうした要望の実現のために、鋼線の高強度化が必要とされている。【０００３】
従来、ＰＣ鋼線等の高炭素鋼線は、焼戻しマルテンサイト組織の材料に比べて耐遅れ破壊特性が優れていることが知られている。しかしながら、特に２０００ＭＰａ以上の高強度域になると、高炭素鋼線でも耐遅れ破壊特性が低下し、遅れ破壊が発生する危険性が増加する。【０００４】
そこで、従来から、遅れ破壊を考慮した高強度の伸線加工パーライト鋼線が検討されている。例えば、特許文献１には、表層部に付与する圧縮残留応力量を限定した耐遅れ破壊特性に優れたＰＣ鋼線、特許文献２には、セメンタイトを微細に分断させたミクロ組織を有するスチールコード用の高強度の鋼線材、特許文献３には、＜１１０＞集合組織を有するベイナイトＰＣ鋼棒、が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開２００４−１３１７９７号公報
【特許文献２】特開平１１−２６９６０７号公報
【特許文献３】特開平７−２６８５４５号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
特許文献１で開示されたＰＣ鋼線は、確かに耐遅れ破壊特性に優れている。しかし、局部腐食が発生して表面の圧縮残留を有する表面層より内側が応力集中部になる場合には、十分な耐遅れ破壊特性が得られないことも想定される。【０００７】
特許文献２で開示された高強度鋼線材は、最終伸線加工後の強度が高く、かつ捻回試験で縦割れを生じないので、極細径のスチールコード用として好適である。しかし、大型の土木・建築構造物には用い難い。【０００８】
特許文献３で開示されたＰＣ鋼棒は、含有炭素量が、０．１〜０．４質量％と少ないため、引張強さで２０００ＭＰａ以上という高強度が得られない。【０００９】
本発明は、耐遅れ破壊特性に優れた鋼線（特に、局部腐食が生じるような環境においても、耐遅れ破壊特性に優れた鋼線）を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明は、上記課題を解決するためになされたものであり、下記に示す耐遅れ破壊特性に優れた鋼線を要旨とする。【００１１】
（１）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．６０〜１．１％、
Ｓｉ：０．０５〜１．５％、
Ｍｎ：０．３０〜１．５％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．０５％、
Ｎ：０．００１〜０．００６％、
Ｃｒ：０〜１．５％、
Ｔｉ：０〜０．０２％、
Ｂ：０〜０．００５％、
残部：Ｆｅおよび不純物からなり、
金属組織が、パーライトからなりかつ、長手方向に垂直な断面において、ｂｃｃ相の｛１１０｝結晶面の配向度が０．９５以上であり、
線径が、２．９ｍｍ以上である、
耐遅れ破壊特性に優れた鋼線。【００１２】
（２）前記化学組成が、質量％で、
Ｃｒ：０．１０〜１．５％を含有する、
上記（１）に記載の耐遅れ破壊特性に優れた鋼線。【００１３】
（３）前記化学組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．００３〜０．０２％、および、
Ｂ：０．０００５〜０．００５％、
から選択される１種以上を含有する、
上記（１）または（２）に記載の耐遅れ破壊特性に優れた鋼線。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、引張強さが２０００ＭＰａ以上の耐遅れ破壊特性に優れた鋼線を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】実施例の試験結果を、縦軸と横軸にそれぞれ、遅れ破壊強度比と引張強さをとって整理した図である。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
本発明者らは、前記の課題を解決するために、伸線加工ひずみ量と耐遅れ破壊特性について詳細に検討した。その結果、下記の重要な知見を得た。
【００１７】
（ａ）金属組織がパーライトからなる鋼線は、その長手方向に垂直な断面において、ｂｃｃ相の｛１１０｝結晶面の配向度（以下、単に「｛１１０｝結晶面の配向度」ということがある。）が０．９５以上の場合に、耐遅れ破壊特性が著しく向上する。
【００１８】
（ｂ）金属組織がパーライトからなる鋼線に対し、２．３以上の冷間伸線加工での総真ひずみを加えると、ｂｃｃ相の｛１１０｝結晶面の配向度を０．９５以上とすることができる。
【００１９】
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものである。以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
【００２０】
（Ａ）化学組成：
本発明に係る鋼線の化学組成の限定理由は次の通りである。以下の説明において各元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。
【００２１】
Ｃ：０．６０〜１．１％
Ｃは、伸線加工パーライト鋼線の強度を確保する上で必須の元素である。Ｃの含有量が０．６０％未満では、たとえ後述の６５０〜５５０℃という好適な温度範囲に保持した場合でも初析フェライト量が増大するため、所要の強度（引張強さで２０００ＭＰａ以上）が得られない。一方、Ｃの含有量が１．１％を超えると、初析セメンタイト量が増加して伸線加工特性が著しく劣化し、後述の総真ひずみ２．３以上という好適な冷間伸線加工を施すことができない。そのため、Ｃの含有量は０．６０〜１．１％とする。Ｃ含有量の好ましい下限は０．８０％であり、また、好ましい上限は１．０％である。
【００２２】
Ｓｉ：０．０５〜１．５％
Ｓｉは、固溶強化によって強度を高める効果があり、強度を得るために有効な元素である。Ｓｉの含有量が０.０５％未満では前記効果が発揮できない。一方、Ｓｉの含有量が多すぎると、初析フェライトの析出を促進するとともに、伸線加工での限界加工度が低下し、後述の総真ひずみ２．３以上という好適な冷間伸線加工を施すことができない。このため、Ｓｉの含有量は０．０５〜１．５％とする。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１０％であり、また、好ましい上限は１．０％である。
【００２３】
Ｍｎ：０．３０〜１．５％
Ｍｎは、脱酸、脱硫のために必要であるばかりでなく、パーライト変態処理において安定的にラメラを形成し、２０００ＭＰａ以上の引張強さを得るために必要な元素である。Ｍｎの含有量が０．３０％未満では上記の効果が得られず、一方、１．５％を超えて含有させてもその量に見合う効果が得られない。このため、Ｍｎの含有量は０．３０〜１．５％とする。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．４０％であり、また、好ましい上限は０．９０％である。
【００２４】
Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、不純物として含有され、結晶粒界に偏析して耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、Ｐの含有量は０．０３０％以下とする。Ｐの含有量は極力低いことが好ましい。
【００２５】
Ｓ：０．０３０％以下
Ｓは、不純物として含有され、結晶粒界に偏析して耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、Ｓの含有量は０．０３０％以下とする。Ｓの含有量は極力低いことが好ましい。
【００２６】
Ａｌ：０．００５〜０．０５％
Ａｌは、脱酸剤として有効な元素であり、また、窒化物を生成することにより、オーステナイト粒を細粒化させる効果がある。しかし、Ａｌの含有量が０．００５％未満では、これらの効果が不十分であり、０．０５％を超えて含有させても効果が飽和する。このため、Ａｌの含有量は０．００５〜０．０５％とする。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、また、好ましい上限は０．０４％である。なお、本発明のＡｌ含有量とはトータルＡｌでの含有量を指す。
【００２７】
Ｎ：０．００１〜０．００６％
Ｎは、Ａｌの窒化物を生成することにより、オーステナイト粒を細粒化させる効果がある。Ｎの含有量が０．００１％未満であるとこの効果が不十分であり、一方、０．００６％を超えると冷間伸線加工性が低下する。このため、Ｎ含有量は０．００１〜０．００６％とする。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００２％であり、また、好ましい上限は０．００５％である。
【００２８】
Ｃｒ：０〜１．５％
Ｃｒは、パーライトのラメラ間隔を微細化し、強度を向上させるのに有効な元素である。このため、必要に応じてＣｒを含有させてもよい。しかしながら、Ｃｒの含有量が多過ぎると、変態終了時間が長くなり、たとえ後述の６５０〜５５０℃という好適な温度範囲に保持した場合でもパーライト変態が完了せず、マルテンサイトが生じる恐れがある。したがって、含有させる場合のＣｒ含有量の上限を１．５％とする。Ｃｒ含有量の上限は、０．６０％であることが好ましい。なお、前記の効果を安定して得るためには、Ｃｒ含有量の下限は、０．１０％であることが好ましい。
【００２９】
Ｔｉ：０〜０．０２％
Ｔｉは、脱酸元素であり、固溶Ｎを固定して伸線加工性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じてＴｉを含有させてもよい。しかしながら、Ｔｉの含有量が０．０２％を超えると、効果が飽和するとともに粗大な酸化物を形成して冷間伸線加工性を劣化させることがある。したがって、含有させる場合のＴｉ含有量の上限を０．０２％とする。なお、前記の効果を安定して得るためには、Ｔｉ含有量の下限は、０．００３％であることが好ましい。
【００３０】
Ｂ：０〜０．００５％
Ｂは、初析フェライトの生成を抑制し、パーライト変態後の引張強さを高める効果を有する。このため、必要に応じてＢを含有させてもよい。しかしながら、Ｂを０．００５％を超えて含有させても、上記効果が飽和する。したがって、含有させる場合のＢ含有量の上限を０．００５％とする。なお、前記の効果を安定して得るためには、Ｂ含有量の下限は、０．０００５％であることが好ましい。
【００３１】
本発明に係る鋼線において、残部はＦｅおよび不純物である。
【００３２】
ここで「不純物」とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップなどの原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
【００３３】
（Ｂ）金属組織：
本発明に係る鋼線の金属組織は、パーライトからなり、かつ、長手方向に垂直な断面において、ｂｃｃ相の｛１１０｝結晶面の配向度が０．９５以上である。このため、後述の実施例に示すように、引張強さで２０００ＭＰａ以上の高強度と優れた耐遅れ破壊特性との両立が達成できる。上記配向度の好ましい下限は０．９７である。一方、最終線径が２．９ｍｍ以上の鋼線の場合は、０．９９程度が上記配向度の上限になる。なお、パーライトからなる本発明に係る鋼線の金属組織には面積率で、初析フェライトもしくは初析セメンタイトを単独で５％以下、または初析フェライトと初析セメンタイトの双方を合計で５％以下、の範囲であれば含んでもよい。
【００３４】
ｂｃｃ相の｛１１０｝結晶面の配向度は、鋼線の長手方向に垂直な断面（伸線加工方向に垂直な横断面）においてＸ線回折を行い、各結晶面の積分強度を求め、下記の式にて算出する。
Ｆ＝（Ｐ−Ｐ0）／（１−Ｐ0）
Ｐ＝ΣＩ（１１０）／ΣＩ（ｈｋｌ）
なお、上記の２式において、「Ｆ」はｂｃｃ相の｛１１０｝結晶面の配向度、「Ｉ（１１０）」および「Ｉ（ｈｋｌ）」は、伸線加工方向に垂直な横断面におけるｂｃｃ相の（１１０）面および（ｈｋｌ）面の積分強度、「Ｐ0」は無配向試料における値である。後述の実施例では、結晶面は（１１０）、（２００）および（２１１）を採用し、また、無配向試料のデータは粉末Ｘ線回折のデータベース（ＰＤＦ（Ｐｏｗｄｅｒ  Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ  Ｆｉｌｅ））に記載されている強度の数値を使用した。
【００３５】
なお、本発明の鋼線の組織はパーライトである。パーライトとは、フェライト相とセメンタイト相が、層状組織を形成したものである。したがって、ｂｃｃ相の｛１１０｝結晶面の配向度とは、実質的にはパーライトを構成するフェライトの｛１１０｝結晶面の配向度である。しかしながら、上記のように５％以下の微量の初析フェライトを含む場合がある。この場合、パーライトを構成するフェライトの｛１１０｝結晶面の配向度と、初析フェライトの｛１１０｝結晶面の配向度を分離して求めることはできない。よって、パーライトを構成するフェライトの｛１１０｝結晶面の配向度で規定せず、ｂｃｃ相の｛１１０｝結晶面の配向度で規定することとした。
【００３６】
（Ｃ）線径：
本発明に係る鋼線の線径（鋼線の最終線径）は２．９ｍｍ以上である。これは、ＰＣ鋼線等ではコンクリートのき裂発生によりＰＣ鋼線が腐食して、特に、線径が２．９ｍｍ未満の細径の場合には、遅れ破壊ではなく、腐食による破断を原因として寿命が短くなることがあるからである。該線径は、３．０ｍｍ以上であることが好ましい。線径には特に制限はないものの、工業的な上限は７ｍｍが妥当である。
【００３７】
（Ｄ）製造方法：
本発明の鋼線は、例えば、以下に示す方法によって、好適に製造することができる。なお、この方法に限られるものでない。
【００３８】
前記（Ａ）項で述べた化学組成を有する低合金鋼を溶製した後、鋳造によりインゴットまたは鋳片とする。次いで、鋳造されたインゴットまたは鋳片に、熱間圧延、熱間鍛造等の熱間加工を施して鋼片を作製し、さらに、該鋼片を圧延して、断面が円形状の棒鋼または線材に仕上げる。その後、該棒鋼または該線材を、必要に応じ適宜の方法で伸線加工して鋼線としてもよい。断面が円形状の、該棒鋼、該線材および該鋼線（以下、まとめて「丸鋼材」ともいう。）に対して、以下に述べる工程（ｉ）から工程（ｉｖ）までの工程を順に施して、本発明の耐遅れ破壊特性に優れた鋼線が製造される。なお、工程（ｉｖ）の後で工程（ｖ）の時効処理を行ってもよい。
【００３９】
工程（ｉ）：８５０〜１０５０℃に５〜３０分加熱してオーステナイト化する工程
オーステナイト化温度が８５０℃未満では、オーステナイト化が不十分なことがある。一方、オーステナイト化温度が１０５０℃を超えると、オーステナイト粒の粗大化が起きて伸線加工性が低下し、工程（ｉｖ）の総真ひずみ２．３以上という冷間伸線加工を施すことができない場合がある。このため、オーステナイト化温度を８５０〜１０５０℃とする。オーステナイト化温度の下限は、９００℃とすることが好ましい。オーステナイト粒の細粒化の観点から、オーステナイト化温度の好ましい上限は１０００℃であり、より好ましい上限は９５０℃である。なお、上記のオーステナイト化温度は、丸鋼材の表面における温度を指す。
【００４０】
上記の温度域であっても、オーステナイト化時間が５分未満では、オーステナイト化が不十分な場合があり、３０分を超えると、加熱コストが増加するだけである。このため、オーステナイト化時間を５〜３０分とする。オーステナイト化時間の好ましい下限は１０分であり、また、好ましい上限は２０分である。
【００４１】
工程（ｉｉ）：１℃／秒以上の冷却速度で６５０〜５５０℃の温度範囲まで冷却し、該温度範囲で１〜３０分保持する工程
工程（ｉ）でオーステナイト化した丸鋼材を、冷却速度を１℃／秒以上として、６５０〜５５０℃の温度範囲まで急冷し、該温度範囲で１〜３０分保持して、金属組織を微細なパーライトにする。オーステナイト化後の冷却速度が１℃／秒未満の場合には、上記の保持温度範囲に達する前にパーライト変態が開始して、粗大なパーライト組織となるため、冷間伸線加工時にクラックが発生する場合がある。さらに、上記温度範囲での保持によるパーライト変態の開始前に初析フェライトが析出したり初析セメンタイトが析出したりして、引張強さで２０００ＭＰａ以上の高強度と優れた耐遅れ破壊特性との両立が達成できない場合もある。なお、オーステナイト化後の冷却速度の上限は工業的には２００℃／秒程度である。
【００４２】
上記の１℃／秒以上の冷却速度であっても、冷却する温度が６５０℃を超える場合は、パーライトブロックサイズが大きくなり、工程（ｉｖ）の総真ひずみ２．３以上という冷間伸線加工を施すことができない場合がある。一方、冷却する温度が５５０℃未満では、パーライト変態の完了時間が長時間となったり、マルテンサイトを生じてしまう場合がある。
【００４３】
また、上記６５０〜５５０℃の温度範囲での保持時間が１分未満では、丸鋼材のサイズおよび／または含有元素の影響から、パーライト変態が完了しない場合があり、一方、３０分を超える長時間の保持では、製造コストが嵩んでしまう。保持時間の好ましい下限は３分であり、また、好ましい上限は１０分である。
【００４４】
工程（ｉｉ）での冷却速度は、丸鋼材の表面における平均の冷却速度を指す。また、冷却および保持する温度範囲は、例えば、塩浴、鉛浴等の熱伝導の良好な等温変態処理設備の設定温度を指す。
【００４５】
工程（ｉｉｉ）：室温まで冷却する工程
上記工程（ｉｉ）の処理を終了させた後、丸鋼材は室温まで冷却される。この際の冷却速度については、特に制限がない。
【００４６】
工程（ｉｖ）：総真ひずみで２．３以上の冷間伸線加工を施し、最終線径を２．９ｍｍ以上の鋼線とする工程
前記（Ａ）項で述べた化学組成を有し、上記工程（ｉ）から工程（ｉｉｉ）までの工程を順に施した丸鋼材は、冷間伸線加工する。特に、冷間伸線加工による総真ひずみを２．３以上とすることにより、引張強さで２０００ＭＰａ以上の高強度を具えることができ、ｂｃｃ相の｛１１０｝結晶面の配向度を０．９５以上とすることができる。このため、冷間伸線加工による総真ひずみを２．３以上とする。冷間伸線加工の総真ひずみの好ましい下限は２．５であり、また、好ましい上限は３．０である。総真ひずみが２．３以上であれば、冷間伸線加工の回数は特に限定されず、１回でも複数回でもよい。ただし、工程（ｉｖ）における冷間伸線加工は、工程（ｉｉｉ）で室温まで冷却した丸鋼材に対して軟化処理することなく施す必要がある。なお、総真ひずみεは、下記の式を用いて求めた値である。
ε＝ｌｎ（Ａ0／Ａf）
ただし、「Ａ0」および「Ａf」はそれぞれ、冷間伸線加工前の丸鋼材の断面積および最終冷間伸線加工後の鋼線の断面積を指す。
【００４７】
なお、室温まで冷却した丸鋼材には、必要に応じて、冷間伸線加工する前に酸洗等による脱スケール処理を行ってもよい。なお、上記丸鋼材の冷間伸線加工の際には、適宜の方法で潤滑処理を行うことが好ましい。
【００４８】
工程（ｖ）：２００〜４５０℃に１０秒〜３０分加熱して時効処理する工程
上記の冷間伸線加工の後、残留ひずみ除去のために鋼線に対して、２００〜４５０℃に１０秒〜３０分加熱して時効処理を施してもよい。時効処理の加熱温度が２００℃未満ではその効果が十分得られず、４５０℃を超えると引張強さが大幅に低下するためである。さらに、上記２００〜４５０℃の温度域での保持時間が１０秒未満では、その効果が十分得られないし、３０分を超えて保持してもその効果が飽和して製造コストの上昇を招くだけである。上記の時効処理温度は鋼線における表面の温度を指す。なお、時効処理での冷却は、大気中での放冷が好ましい。
【００４９】
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
【実施例】
【００５０】
表１に示す化学組成を有する鋼Ａ〜Ｒを溶製し、鋳型に鋳込んで得たインゴットを１２５０℃に加熱し、熱間鍛造によって直径２０ｍｍの丸鋼材（線材）とした。【００５１】
表１中の鋼Ａ〜Ｌおよび鋼Ｎ〜Ｒは、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。一方、鋼Ｍは、化学組成が本発明で規定する条件から外れた鋼である。【００５２】
【表１】
2017170439.tif 000003
【００５３】
上記のようにして得た直径２０ｍｍの線材（丸鋼材）を室温の塩酸で酸洗し、リン酸塩被膜処理をした後、予備伸線加工して表２に示す直径の鋼線（丸鋼材）とした。【００５４】
次いで、予備伸線加工して得た上記の各鋼線を表２に示す温度に１０分加熱してオーステナイト化してから、表２に示す温度の鉛浴で１分保持して変態処理を行った。その際、鋼線に熱電対を取り付け冷却速度を測定した。鋼線の加熱温度から変態温度（鉛浴温度）への冷却速度は、７〜６０℃／秒であった。なお、変態処理後は、水冷した。【００５５】
冷却後の鋼線はその後、室温の塩酸で酸洗し、リン酸塩被膜処理をした後、途中で軟化処理を施すことなく、表２に示す条件で、最終線径まで冷間伸線加工を行った。一部の鋼線については、伸線加工後さらに表２に示す温度にて大気中で５分加熱して放冷する「時効処理」を行った。【００５６】
【表２】
2017170439.tif 000004
【００５７】
上記最終線径の各鋼線を用いて、以下に示す各種の調査を行った。【００５８】
〈１〉パーライトの面積率：
最終線径の各鋼線について、長手方向に垂直な断面を鏡面研磨した後、ピクラール液でエッチングを行い、走査型顕微鏡にて断面の（１／４）Ｄ（但し、「Ｄ」は鋼線の直径を表す。）の位置において任意の８視野を５０００倍で観察して写真を撮影し、目視にてパーライト部分を決定し、それを画像解析して金属組織におけるパーライトの面積率を求めた。【００５９】
〈２〉引張特性：
最終線径の各鋼線から、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１（２０１１）に準拠して９Ｂ号の引張試験片を採取して、室温の大気中で引張試験して、引張強さを求めた。【００６０】
〈３〉耐遅れ破壊特性：
上記〈２〉の調査で１７００ＭＰａ以上の引張強さが得られた試験番号について、最終線径の各鋼線に深さ０．５ｍｍ、角度６０°、切欠き底半径０．１ｍｍの切欠きを設けた試験片を用いて、下記の方法で耐遅れ破壊特性を調査した。【００６１】
室温にて、３質量％食塩水中でＡｇ／ＡｇＣｌ電極に対して−１．２Ｖの分極した環境で上記の試験片に定荷重応力を負荷後、直ちに水素チャージを開始し、最大２００時間の試験を実施した。なお、上記環境中での定荷重負荷応力を種々変化させて、破断しない最大負荷応力（Ｔ１）を求めた。同様に、室温の大気中にて、上記の切欠きを設けた試験片を用いて引張試験を行い、大気中での破断応力（Ｔ２）を求め、Ｔ１をＴ２で除した値を遅れ破壊強度比とした。なお、遅れ破壊強度比が１に近いほど耐遅れ破壊特性が良好である。【００６２】
〈４〉ｂｃｃ相の｛１１０｝結晶面の配向度：
上記〈２〉の調査で１７００ＭＰａ以上の引張強さが得られた試験番号について、最終線径の各鋼線について、前記（Ｂ）項で述べた方法によって、金属組織におけるｂｃｃ相の｛１１０｝結晶面の配向度（Ｆ）を算出した。【００６３】
表２に、上記の各調査結果を併せて示す。さらに、図１に、縦軸と横軸にそれぞれ、遅れ破壊強度比と引張強さをとって各鋼線の耐遅れ破壊特性を比較して示す。【００６４】
表２および図１から、本発明例の試験番号１〜２５は、比較例の試験番号２６〜２９に比べて、引張強さと耐遅れ破壊特性の双方に優れていることが明らかである。【００６５】
比較例の試験番号２６〜２８の場合は、用いた鋼Ａおよび鋼Ｂの化学組成はともに本発明で規定する範囲内にあるが、ｂｃｃ相の｛１１０｝結晶面の配向度が０．７６〜０．９２と小さく本発明で規定する条件から外れるので、本発明例に比べて、引張強さと耐遅れ破壊特性の双方で劣っている。【００６６】
比較例の試験番号２９は、用いた鋼ＭのＣ含有量が０．３８％と少なく、本発明で規定する条件から外れるので、引張強さが１４５８ＭＰａしかなく、本発明例に比べて極めて劣っている。
【産業上の利用可能性】
【００６７】
本発明の耐遅れ破壊特性に優れた鋼線は、引張強さが２０００ＭＰａ以上であって、局部腐食が生じるような環境においても耐遅れ破壊特性に優れるので、土木・建築構造物の大型化にも対応できる。このため、本発明は、産業上の貢献が極めて顕著である。
【図１】
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【国際調査報告】
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