(57)【要約】【課題】本発明はコンクリートポールやコンクリートパイル等に用いられるＰＣ（プレストレスコンクリート）鋼棒に関するものである。また、橋梁用のＰＷＳ（パラレルワイヤストランド）など耐遅れ破壊特性を要する材料に有効である。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．６〜１．３％を含有し、少なくとも鋼表層から線径の２．５％まで表層の長手方向の残留応力が圧縮であり、かつ最表層部の長手方向の残留応力が１５０ＭＰａ　以上の圧縮応力であり、加工パーライト主体組織でＹＳ（０．２％耐力）が１０００ＭＰａ　以上、ＴＳが１２００ＭＰａ　以上であることを特徴とする耐遅れ破壊特性の良好な線径２．９〜９ｍｍのＰＣ鋼線または該鋼線を撚ったＰＣ撚り線。【選択図】　　　図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．６〜１．３％を含有し、線径が、２．９〜９ｍｍで、少なくとも鋼表層から線径の２．５％まで表層の長手方向の残留応力が圧縮であり、かつ最表層部の長手方向の残留応力が１５０ＭＰａ　以上の圧縮応力を有し、かつ加工パーライトからなる組織を有し、ＹＳ（０．２％耐力）が１０００ＭＰａ　以上、ＴＳが１２００ＭＰａ　以上であることを特徴とする耐遅れ破壊特性の良好なＰＣ鋼線。
【請求項２】
前記ＰＣ鋼線が、更に、質量％で、Ｓｉ：０．１０〜２．５％、およびＭｎ：０．２５〜２．０％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の良好なＰＣ鋼線。
【請求項３】
前記ＰＣ鋼線が、更に、質量％で、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．０５％以下にそれぞれ規制し、さらに、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５％、Ｖ：０．００２〜０．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．０００５〜０．０１％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、およびＭｏ：０．０５〜０．５０％の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または２記載の耐遅れ破壊特性の良好なＰＣ鋼線。
【請求項４】
請求項１、２、または３記載の成分組成を有する鋼片を、オーステナイト温度域まで加熱し、熱間圧延して線材とし、ついで４５０〜６５０℃の温度で恒温変態を施すか、または熱間圧延後直ちに衝風冷却した線材を、パテンティング処理し、または処理せずに線材を伸線加工または冷間圧延の最終パスでスキンパス伸線またはスキンパス圧延を施すことを特徴とする耐遅れ破壊特性の優れたＰＣ鋼線の製造方法。
【請求項５】
前記線材を、更に、インデント加工後、ブルーイング処理またはヒートストレッチング処理をすることを特徴とする請求項４記載の耐遅れ破壊特性の良好なＰＣ鋼線の製造方法。
【請求項６】
請求項１〜５のいずれかの項に記載のＰＣ鋼線を撚って撚り線としたことを特徴とする耐遅れ破壊特性の良好なＰＣ撚り線。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、コンクリートポールやコンクリートパイル等に用いられるＰＣ（プレストレスコンクリート）鋼線に関するものである。また、橋梁用のＰＷＳ（パラレルワイヤストランド）など耐遅れ破壊特性を要する材料にも有効なＰＣ鋼線、とその製造方法ならびにＰＣ撚り線に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
コンクリートポールならびにコンクリートパイルには剛性および曲げ強さの向上、コンクリートのひび割れ防止のためコンクリートに圧縮力を与えて、コンクリートポールならびにコンクリートパイルそのものの強度を高めたＰＣポール、ＰＣパイルがあり、これらは以下に説明する方法で製造されている。
【０００３】
まず、円周上に並列に配したＰＣ鋼材に軟鋼線を螺旋状に巻き付けた後（以後ラセン筋と称す）、ＰＣ鋼材と螺旋筋の交点を固定して円筒状の籠片型補強体（以下補強体と略称）を製造する。次いで、この補強体を型枠に導入し、補強体を構成するＰＣ鋼材の両端を固定して引張強さの７０％前後の応力で緊張する。型枠内に注入したコンクリートが固化した後にＰＣ鋼材の緊張力が除去され、同時にコンクリートに圧縮力が付与されてＰＣパイルまたはＰＣポールが製造される。このような、コンクリート構造物に使用されるＰＣ鋼材の代表的な製造方法としてＪＩＳ　Ｇ３１３７に代表されるＰＣ鋼棒とＪＩＳ　Ｇ３５３６に代表されるＰＣ鋼線が上げられる。
【０００４】
ＰＣ鋼棒の製造方法は、熱間圧延後空冷した鋼線を焼入れ・焼戻しによって製造するものである。焼入れ・焼戻しによりＪＩＳ　Ｇ３１３７（Ｄ種）で規定される１４２０ＭＰａ　以上の引張強さ（ＴＳ）を確保できることが、報告されている。例えば、特許文献１には、スポット溶接性とリラクゼーション特性および耐遅れ破壊特性を改善するためにＳｉ量を低減しＭｏを添加したものであるが、焼入れ・焼戻しにより引張強さを１４２０Ｍｐａ　以上の高強度のＰＣ鋼棒が製造可能であることが開示されている。
【０００５】
これらのＰＣ鋼棒は、焼入れ・焼戻しによって製造されるので、組織が焼戻しマルテンサイト組織のために耐遅れ破壊特性の確保が難しいものとなっている。たとえば、非特許文献１に示されているように１２００ＭＰａ　以上の焼戻しマルテンサイトでは耐遅れ破壊特性は劣化する。一方、非特許文献１では加工パーライト主体のＰＣ鋼線は遅れ破壊特性に対して良好であるとされている。しかし、このように耐遅れ破壊特性の良好なＰＣ鋼線でも更なる向上が求められている。このため、より高強度で耐遅れ破壊特性の良好なＰＣ鋼線の開発が求められている。
【０００６】
【特許文献１】
特開平３−１５１４４５号公報
【非特許文献１】
「鉄と鋼」ｖｏｌ．８１（１９９５）、Ｐ１６２５
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、伸線または冷間圧延する際に、その最終パスでスキンパス伸線またはスキンパス圧延をしＹＳ（０．２％耐力）が１０００ＭＰａ　以上、ＴＳが１２００ＭＰａ　以上を有する耐遅れ破壊特性の優れたＰＣ鋼線とその製造方法ならびにＰＣ撚り線を提供するものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
通常、鋼材がＴＳが１２００ＭＰａ　以上に高強度化すると耐遅れ破壊特性が劣化する。
【０００９】
そこで、本発明者らは上記課題を解決する際において、伸線または圧延工程の最終パスによる残留応力の生成と遅れ破壊の関係について、鋭意、調査した。
【００１０】
その結果、恒温変態により生成した加工パーライト主体組織に対して少なくとも鋼表層から線径の２．５％まで表層の残留応力が圧縮であり、かつ最表層部の残留応力が１５０ＭＰａ　以上の圧縮応力であれば、降伏強さ：ＹＳ（０．２％耐力）が１０００ＭＰａ　以上、引張強度：ＴＳが１２００ＭＰａ　以上の強度上で耐遅れ破壊特性の厳しい鋼においても向上することが確認された。
【００１１】
本発明は、このような知見に基づき、上記課題を解決するものであって、その趣旨は以下の通りである。
【００１２】
（１）質量％で、Ｃ：０．６〜１．３％を含有し、線径が２．９〜９ｍｍで、少なくとも鋼表層から線径の２．５％まで表層の残留応力が圧縮であり、かつ最表層部の残留応力が１５０ＭＰａ　以上の圧縮応力を有し、かつパーライトからなる組織で降伏強さ：ＹＳ（０．２％耐力）が１０００ＭＰａ　以上、引張強度：ＴＳが１２００ＭＰａ　以上であることを特徴とする耐遅れ破壊特性の良好なＰＣ鋼線。
【００１３】
（２）前記ＰＣ鋼線が、更に、質量％で、Ｓｉ：０．１０〜２．５％、およびＭｎ：０．２５〜２．０％を含有することを特徴とする（１）記載の耐遅れ破壊特性の良好なＰＣ鋼線。
【００１４】
（３）前記ＰＣ鋼線が、更に、質量％で、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．０５％以下に規定し、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５％、Ｖ：０．００２〜０．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．０００５〜０．０１％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、およびＭｏ：０．０５〜０．５０％、の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）記載の耐遅れ破壊特性の良好なＰＣ鋼線。
【００１５】
（４）前記（１）、（２）または（３）記載の成分組成を有する鋼片を、オーステナイト温度域まで加熱し、熱間圧延して線材とし、ついで４５０〜６５０℃の温度で恒温変態を施すか、または熱間圧延後直ちに衝風冷却した線材を、パテンティング処理し、または処理せずに線材を伸線加工または冷間圧延の最終パスでスキンパス伸線またはスキンパス圧延を施すことを特徴とする耐遅れ破壊特性の良好なＰＣ鋼線の製造方法。
【００１６】
（５）前記線材を、更にインデント加工後、ブルーイング処理またはヒートストレッチング処理をすることを特徴とする（４）記載の耐遅れ破壊特性の良好なＰＣ鋼線の製造方法。
【００１７】
（６）（１）〜（５）のいずれかの項に記載のＰＣ鋼線を撚って撚り線としたことを特徴とする耐遅れ破壊特性の良好なＰＣ撚り線。
【００１８】
【発明の実施の形態】
本発明の化学成分を以下の通りに説明する。なお、化学成分組成はいずれも質量％である。
【００１９】
Ｃは、引張強度（ＴＳ）や降伏強度（ＹＳ）を確保するために重要かつ経済的な元素であるが、ＰＣ鋼線として必要なＹＳを１０００ＭＰａ　以上、ＴＳを１２００ＭＰａ　以上をそれぞれ得るためには少なくとも０．６％以上必要であり、０．６％未満では必要な強度が得られない。また、１．３％を超えると粒界に網状セメンタイトまたは粗大なセメンタイトが析出してＰＣ鋼線の延性低下が顕著になる。このためＣの成分範囲を０．６〜１．３％とした。
【００２０】
Ｓｉは、フェライト（パーライト中のフェライト地）に固溶し顕著な固溶強化を示しＹＳを向上させる。この効果のためには少なくとも０．１０％以上の添加量が必要である。一方、Ｓｉの添加量が２．５％を超えると強度が高くなりすぎ延性を低下させることから上限値を２．５％とした。
【００２１】
Ｍｎは、鋼の焼入性を向上させて強度を上昇させるとともに横断面における組織を均一にするのに有効である。これらの効果を得るためには、少なくとも０．２５％以上を添加する必要がある。しかし、過剰に添加すると、中心偏析部にミクロマルテンサイトが発生し易くなり、発生したミクロマルテンサイトは延性を低下する。この問題を回避するにはパテンティング処理での変態時間を長くする必要があり実用的ではない。このためＭｎの上限を２．０％とし、Ｍｎ量は０．２５〜２．０％の範囲とする。
【００２２】
Ｐは、粒界に偏析し粒界脆化を起こしやすくするため、０．０３％以下にする必要がある。耐遅れ破壊特性向上の観点からも不純物元素であるＰは極力低減することが望ましい。また、ＳもＰと同様に粒界に偏析し粒界脆化を起こしやすくするため、０．０３％以下にする必要がある。なお、不純物元素であるＳは極力低減することが望ましい。
【００２３】
次に選択元素について説明する。γ粒径を微細にし延性を向上させるために鋼の化学成分として、Ａｌ，Ｔｉ，Ｃａ，ＲＥＭ，Ｎｂ，Ｖの１種あるいは２種以上を添加する。また、圧延ＰＣ鋼棒の強度を上げるためにＢ，Ｎｂ，Ｖ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｍｏ、リラクゼーション特性を向上させるためＶ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｎｂ、耐遅れ破壊特性を向上させるためにＶ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｃａ，ＲＥＭ，Ｂを添加することができる。
【００２４】
Ａｌは、微細なＡｌ２　Ｏ３　あるいはＡｌＮ析出物のピンニング効果により熱処理時のγ粒径などを微細化する。しかし、０．０５％を超えると粗大なＡｌ２　Ｏ３　が発生し延性が低下する。そのため上限を０．０５％とする。
【００２５】
Ｔｉは、ＴｉＯ２　などの酸化物あるいはＴｉＮ，ＴｉＣなどのＴｉ析出物のピンニング効果により熱処理時のγ粒径などを微細化する。この効果を得るためには０．００５％以上の添加が必要である。しかし、０．０５％超添加すると粗大なＴｉＮが多量に析出するため延性を劣化させる。このため、上限を０．０５％とする。
【００２６】
Ｃａは、ＣａＳ（Ｏ）の生成により熱処理時のγ粒径などを微細化するのに有効な元素である。０．０００５％未満では効果がないため０．０００５％を下限値とした。しかし、０．００５％を超えると清浄度が低下するとともにＣａ介在物が粗大化し延性を低下させるため上限値を０．００５％とした。
【００２７】
ＲＥＭもＣａと同様に熱処理時のγ粒径などを微細化するために有効な元素である。０．０００５％未満では効果がないため０．０００５％を下限値とした。しかし、０．００５％を超えると清浄度が低下するとともにＲＥＭを含む介在物が粗大化し延性を低下するため上限値を０．００５％とした。
【００２８】
Ｂは、焼入性を向上させることでＰＣ鋼棒の強度を向上する。また、優先的に粒界に偏析しＰ，Ｓ，Ｍｎ等の粒界偏析を抑制する粒界清浄効果のために遅れ破壊の劣化を抑える。このため、Ｂは０．０００５％を下限値とする。しかし、０．０１％を超えるとＦｅ２３Ｂを析出し耐遅れ破壊特性を劣化させる。このためＢの成分範囲を０．０００５〜０．０１％とする。
【００２９】
Ｎｂは、Ｎｂ析出物のピンニング効果によりオーステナイト粒を微細化し、ＰＣ鋼線の延性を向上させる。このためには０．００５％以上の添加が必要である。しかしながら、多量に添加しても効果が飽和し経済的に不利となるため０．１％を上限とする。このためＮｂの適正範囲を０．００５〜０．１％とする。
【００３０】
Ｖは、炭窒化物を析出させγ粒を微細化し強度、延性を向上させる。また、鋼中に侵入した水素のトラップサイトとなるため遅れ破壊特性を改善する。この効果を得るには０．００２％以上の添加が必要である。しかし、多量の添加では効果が飽和するため経済的に不利になる。このため上限値を０．５％とした。
【００３１】
Ｃｒは、固溶強化、焼入性向上させパーライトのラメラー間隔を小さくし強度を上昇させる。０．０５％以下ではこの効果が不十分である。しかし、２．０％を超えると強度が高くなり過ぎ、延性が低下する。このため上限値を２．０％とした。
【００３２】
Ｃｕは、焼入性を向上させるために添加する。また、安定な腐食生成物を生成するために水素の侵入を抑制し遅れ破壊を改善する。この効果を得るには０．０５％以上必要である。しかし、１．０％を超えると圧延時に熱間割れを引き起こしやすくなるため上限値を１．０％とした。
【００３３】
Ｎｉは、Ｃｕと同様に焼入性の向上させるために添加する。また、安全な腐食生成物を生成するために水素の侵入を抑制し遅れ破壊を改善する。また、Ｃｕ脆化を抑制する効果もある。耐遅れ破壊特性を向上するには０．０５％以上必要である。しかし、１．０％を超えるとその効果が飽和するため経済的に不利になる。このために上限値を１．０％とした。
【００３４】
Ｍｏは、リラクゼーション特性を向上させるために有効な元素である。鋼の強度を上昇させるためには少なくとも０．０５％以上添加しないとその効果は認められない。また、０．５０％を超えて添加するとフェライトの生成が抑制されるからその上限を０．５０％とする。そのため、Ｍｏの成分範囲を０．１０〜０．５０％までとした。
【００３５】
鋼の化学成分の詳細を以上のように述べたが、ＰＣ鋼線のＹＳを１０００ＭＰａ　以上を確保するためには、熱間圧延後、調整冷却した線材のＴＳを少なくとも１２００ＭＰａ　以上にする必要があり、これを考慮してＣ量や強化元素との組合わせを決定する必要がある。
【００３６】
次に本発明のＰＣ鋼線の製造方法について説明する。
【００３７】
本発明によるＰＣ鋼線の製造方法の特徴は、伸線または冷間圧延時の最終パスでスキンパス伸線またはスキンパス圧延を実施し、鋼表面に圧縮の残留応力を付与した加工パーライト組織とすることによりＴＳを１２００ＭＰａ　以上とした点にある。すなわち、本発明によるＰＣ鋼線における加工パーライト組織は耐遅れ破壊特性に優れている組織なのである。
【００３８】
図１に通常の等減面率で伸線したＰＣ鋼線と本発明による製造方法で最終パスをスキンパス伸線したＰＣ鋼線の残留応力を示す。図１での比較鋼として表層に圧縮の残留応力が１５０ＭＰａ　以下の比較鋼Ｃと１５０ＭＰａ　を満たしているが線径の２．５％で引張りの残留応力のある比較鋼Ｂがある。また、本発明鋼はスキンパス伸線を実施して鋼表層の残留応力を１５０ＭＰａ　以上となるように圧縮し、線径２．５％の残留応力を圧縮にした。
【００３９】
これらをＦＩＰ試験（プレストレストコンクリート協会規格試験）による耐遅れ破壊特性で比較すると、スキンパス伸線した本発明鋼ＡのＰＣ鋼線が優れていた。一般にＦＩＰ試験では鋼表面から１０μｍ以上の腐食ピットが発生し、そこを起点として水素脆化が引き起こされる。スキンパス伸線により圧縮の残留応力が加わっていると正味の引張応力が低減され応力腐食割れの進行が抑制される。一方、比較鋼Ｂでは表層の残留応力が１５０ＭＰａ　以上なのでイニシャルクラックが抑制されるため比較鋼Ｃより破断時間は遅くなる。しかし、残留応力が表層から浅い部位で引張りとなるため（本発明者らは線径２．５％の残留応力で評価した）、遅れ破壊の伝播特性が悪いため本発明Ａより耐遅れ破壊特性は劣化する。
【００４０】
また、リラクゼーション試験に対しては表層に圧縮応力があるため表層部のマイクロイールド（線材表層部で局部的に降伏し伸びる）が抑えられる。このためリラクゼーション特性に対しても良好である。
【００４１】
なお、疲労破壊については本発明では規制しないが、表層部に圧縮応力が付与されるため表層からの疲労破壊が抑制するため有利である。
【００４２】
以上のことから１２００ＭＰａ　以上のＰＣ鋼線に対しても耐遅れ破壊特性、リラクゼーション特性および疲労特性が向上する。
【００４３】
次に詳細に組織および製造条件について説明する。
【００４４】
オーステナイト温度域まで加熱した線材を４５０〜６５０℃の温度範囲での恒温変態または熱延後直ちに衝風冷却することによりパーライト組織を生成させる。伸線後の加工パーライト組織は１２００ＭＰａ　以上の強度を保つために必要である。４５０℃以下ではベイナイトが多く発生し強度が低下する。また、６５０℃以上になるとパーライトのラメラー間隔が広くなり強度が低下する。本発明において衝風冷却については冷却速度など言及しないが、強度を調節するために適宜調整する。また、ラメラー間隔を制御するＣｒなどを添加することも有効である。さらに、搬送中に疵が生じた場合にはパテンティング処理を実施する。
【００４５】
本発明では、線材表面に圧縮の残留応力を付与するためスキンパス圧延やスキンパス伸線を冷間圧延または伸線加工の最終パスで実施する。遅れ破壊を向上させるためには少なくとも鋼表層から線径の２．５％まで表層の残留応力が圧縮であり、かつ最表層部の残留応力が１５０ＭＰａ　以上の圧縮応力が必要である。好ましくは最表層の残留応力は２５０ＭＰａ　以上が望ましい。
【００４６】
なお、本発明ではスキンパスの実施方法について特に限定するものではない。例えば、ダイス角の小さいもの（１０°以下のものが好ましい。）を使用したり、分割ダイス（ダブル、トリプル）などの使用が有効である。
【００４７】
インデント加工は、コンクリートとの密着性を向上させるために必要に応じて実施する。また、ブルーイングやヒートストレッチなどはリラクゼーションなどの向上のために必要に応じて実施してもよい。
【００４８】
更に、本発明は、請求項１〜３に規定したＰＣ鋼線ならびに請求項４〜５に規定した製造方法により得られたＰＣ鋼線を用途、例えば、スチールコード等の目的のためにさらに伸線とし撚り線とすることも可能である。この場合、最終パスはスキンパスとする。
【００４９】
本発明では、ＰＣ鋼線を主体として記述したが、ＰＷＳなどの耐遅れ破壊、リラクゼーション特性および疲労特性の向上に適用可能である。また、スチールコードなどの硬鋼線の疲労特性の向上にも有効である。
【００５０】
【実施例】
以下本発明の実施例について説明する。表１の化学成分組成を有する鋳片を加熱後、熱間圧延し、ＤＬＰまたはＤＰを実施した。
【００５１】
その後、該線材を７ｍｍに伸線し、ヒートストレッチイング処理した。製造条件および材質特性を表２に示す。遅れ破壊はＦＩＰにて実施し、リラクゼーション特性は１８０℃の恒温リラクゼーションを実施した。伸線前にパーライトの面積率を光学顕微鏡観察によって確認した。残留応力は微小焦点Ｘ線応力測定装置にて測定し、２ｍｍをマスキングし、表層部から２００μｍ、５００μｍおよび１０００μｍまで電解研磨にて調整した。
【００５２】
本発明鋼の鋼Ｔ１〜Ｔ１２ではＴＳが１２００ＭＰａ　以上、ＹＳが１０００ＭＰａ　以上および耐遅れ破壊特性およびリラクゼーション特性は良好であった。
【００５３】
鋼Ｈ１〜Ｈ３は本発明を満足する鋼成分組成を有していないため、機械的性質が確保できなかった。鋼Ｈ１はＣ量が少なく、所定の強度が得られずリラクゼーション特性も低下した。鋼Ｈ２はＣ量が多く、延性および耐遅れ破壊特性が低下した。鋼Ｈ３はＭｎの添加量が多く、延性と遅れ破壊特性が低下した例である。鋼Ｈ４〜Ｈ８では本発明で規定する適正な製造条件となっておらず目的の材質特性が得られない。鋼Ｈ４は恒温変態温度が低くベイナイトが多く発生し強度と遅れ破壊特性が低下した。また、鋼Ｈ５では恒温変態温度が高いため強度が低下した例である。鋼Ｈ６ではスキンパスをせず等減面率で伸線したため残留応力が所定の圧縮力とならずに耐遅れ破壊およびリラクゼーション特性が低下した。鋼Ｈ７ではスキンパスを実施したが線径２．５％で残留応力が引張応力となるためリラクゼーションおよび耐遅れ破壊特性が確保できない例である。
【００５４】
【表１】
2004131797.tif 000003
【００５５】
【表２】
2004131797.tif 000004
【００５６】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明は、コンクリートポール、コンクリートパイル等に用いられるＰＣ鋼棒及び橋梁用のＰＷＳ等の使用目的を充足する耐遅れ破壊特性の良好なＰＣ鋼線及びＰＣ撚り線を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】従来のＰＣ鋼線と本発明によるＰＣ鋼線の残留応力を示す図。
【図１】
2004131797.tif 000005