(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：0.30〜0.44mass％、
Si：0.8 〜1.9 mass％、
Mn：0.8 〜3.0 mass％、
Al：0.005 〜0.050 mass％、
Nb：0.005 〜0.150 mass％および
Ｎ：0.0040〜0.0250mass％
を含み、さらに
Cr：0.05〜3.00mass％、
Mo：0.05〜1.00mass％および
Ｖ：0.05〜1.00mass％
の１種または２種以上を、（Cr＋Mo＋Ｖ）≧0.5 mass％の下に含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼材を圧延して得た棒鋼に、焼入れ、次いで500 ℃以上の焼戻し処理を施すことを特徴とする高強度ＰＣ鋼棒の製造方法。
【請求項２】
請求項１において、鋼材がさらに
Ti：0.001 〜0.100 mass％および
Ｂ：0.0003〜0.0100mass％
の１種または２種を含有することを特徴とする高強度ＰＣ鋼棒の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
この発明は、ＰＣ鋼線を含めたＰＣ鋼棒、とりわけ引張強さが1420 MPa以上の高強度に併せて、５％以上の優れた一様伸びを有するＰＣ鋼棒の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
高強度のＰＣパイルの構成材であるＰＣ鋼棒には、JIS Ｇ3137にＤ種異形棒として規定されているように、引張強さ1420 MPa以上および耐力1275 MPa以上の強度が要求される一方、プレストレストコンクリート杭の用途における耐震性の観点から、高い一様伸びに対する要求も高まっている。また、ＰＣパイルの製造工程において、ＰＣ鋼棒と横方向に配置する補助筋とを組み合わせて篭を成形する際、両者の固定に点溶接を用いることが一般的であり、溶接性に優れることも重要になる。
【０００３】
ここで、1420 MPa以上の高い引張強さと高い一様伸びという、二律背反の関係にある特性を両立する鋼材として、例えば特開平９−７８１９３号公報には、旧オーステナイト粒の長さと幅との比が1.2 以上であり、且つ体積分率でベイナイトが20〜80％で残部がマルテンサイトもしくは焼戻しマルテンサイトからなる遅れ破壊特性の優れた高強度ＰＣ鋼棒が、開示されている。
【０００４】
また、特開平８−１５８０１０号公報には、Si＋Alの添加量を2.0 〜5.0 mass％とするＰＣ鋼棒が、特開平７−３３９６号公報には、Ｃ量を0.45〜0.60mass％として焼戻し温度を500 〜650 ℃とするＰＣ用鋼材が、そして特開昭５７−１２０６２２号公報には、Ｃ：0.3 〜0.80mass％からなる鋼をオーステナイト域からマルテンサイ生成温度以上550 ℃以下の温度に急冷し、この温度域にベイナイト変態が終了するまで保持するＰＣ鋼棒または鋼線が、それぞれ提案されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特開平９一７８１９３号公報に開示のＰＣ鋼棒は、その特徴である旧オーステナイト粒のアスペクト比が1.2 以上であり、かつベイナイトが20〜80％で残部がマルテンサイトの組織を得るために、700 〜900 ℃で20％以上の圧下、そして熱間圧延後200 〜600 ℃の温度域での保持を必要とし、実生産に当たっては、熱間圧延時に厳密な温度制御を必要とする。一方、特開平８−１５８０１０号公報に開示の鋼は、多量のSiの添加のために点溶接時の必要入熱量が高くなり、点溶接後の鋼材において破断が溶接部に集中するという問題を、Ｃの高い鋼材と同様に有していた。また、特開平７−３３９６号公報に開示の鋼は、多量のＣの添加によって点溶接時の必要入熱量が高くなるとともに点溶接部の硬さが上昇し、点溶接後の鋼材において破断が溶接部に集中するため、点溶接後の鋼材においては、十分な延性を得ることができない。さらに、そのため点溶接を用いる場合にはその後にさらに焼き戻しが必要になるという問題があった。次に、特開昭５７−１２０６２２号公報に開示の鋼も、ミクロ組織がベイナイトからなるために、１４２０ＭＰａ以上の高い強度を得るためには、多量のＣ添加を要し、はやり点溶接後の延性に問題があった。
【０００６】
この発明は、このような状況に鑑みて成されたものであり、多量のSiやＣを必要としない、点溶接性に優れ、かつ一様伸びと強度とが高次にバランスしたＰＣ鋼棒の有利な製造方法を提供しようとするものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、上記の課題を解決すべく検討を重ねた結果、焼入れ焼戻し後の鋼の一様伸びと焼戻し温度との間に密接な関係があることを見出した。
すなわち、Ｃを0.3 〜0.45mass％で含む、従来のＰＣ鋼棒は、350 〜450 ℃で焼戻しをして必要強度を得るのが一般的であるが、この温度域での焼戻しは、一様伸びの観点からは望ましくなく、これらの温度域にて焼戻した鋼材は、せいぜい４％前後の一様伸びしか得られなかった。
【０００８】
これに対して、Cr, MoおよびＶの添加によって、従来のＰＣ鋼棒と同程度の強度を得るのに必要な、焼戻し温度を高温化した鋼材は、強度と一様伸びとのバランスに優れ、とりわけ、これら成分を適切量添加した鋼は、焼戻し温度を500 ℃以上とすることによって、JIS −Ｄ種級の高強度と５％以上の一様伸びとを同時に実現し得ることを見出した。さらに、焼入れ焼戻し鋼の一様伸びには、焼入れ時の旧オーステナイト粒径も強く影響することも判明した。すなわち、AlおよびNbを添加した鋼中に0.004 mass％以上のＮを含有させて、焼入れ加熱時のオーステナイトを微細に保って焼入れ焼戻し後の組織を微細化することが、焼入れ焼戻し後の一様伸びを向上して、1420 MPa以上の高強度に併せて５％以上の一様伸びを獲得するのに有利であることも知見した。
【００１０】
すなわち、この発明は、Ｃ：0.30〜0.44mass％、Si：0.8 〜1.9 mass％、Mn：0.8 〜3.0 mass％、Al：0.005 〜0.050 mass％、Nb：0.005 〜0.150 mass％およびＮ：0.0040〜0.0250mass％を含み、さらにCr：0.05〜3.00mass％、Mo：0.05〜1.00mass％およびＶ：0.05〜1.00mass％の１種または２種以上を、（Cr＋Mo＋Ｖ）≧0.5 mass％の下に含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼材を圧延して得た棒鋼に、焼入れ、次いで500 ℃以上の焼戻し処理を施すことを特徴とする高強度ＰＣ鋼棒の製造方法である。
【００１１】
また、上記成分組成に、さらに Ti ：0.001 〜0.100 mass％およびＢ：0.0003〜0.0100mass％の１種または２種を含有することによって、強度の更なる向上が可能である。
【００１２】
【発明の実施の形態】
次に、この発明のＰＣ鋼棒における各成分の限定理由を詳細に説明する。
Ｃ：0.30〜0.44mass％
Ｃは、焼入れ焼戻し後の強度を得るために必須の成分であるが、0.30mass％未満では、一様伸びの向上に有効な500 ℃以上の温度での焼戻しにて必要な強度が得られない。一方、0.44mass％をこえると、焼き割れに対する感受性および点溶接時の必要入熱量が高くなるとともに、点溶接部に生ずるマルテンサイトの硬さを上昇することで、点溶接部の硬さが著しく上昇する結果、点溶接後の鋼材全体の延性が劣化するため、0.30〜0.44mass％の範囲とした。
【００１３】
Si：0.8 〜1.9 mass％
Siは、鋼材溶製時に脱酸剤として作用するとともに、焼入れ性および焼戻し軟化抵抗の向上に有効な元素であるが、0.8 mass％未満では必要な特性が得られない。一方、1.9 mass％をこえると、上記効果がほぼ飽和するとともに、焼入れ時の焼き割れを引き起こす危険が増大し、さらには鋼材の電気抵抗を増大して溶接に必要な熱量も増大する結果、溶接部が拡大して点溶接後の鋼材全体の延性にも問題を来すため、0.8 〜1.9 mass％の範囲とした。
【００１４】
Mn：0.8 〜3.0 mass％
Mnも脱酸剤として作用するとともに、焼入れ性の向上に有効な元素である。しかし、0.8 mass％未満の添加では焼入れ性が不足し安定した強度が得られなくなり、一方3.0 mass％をこえて添加しても効果が飽和し、それ以上の添加は経済的に問題があるため、0.8 〜3.0 mass％の範囲とした。
【００１５】
Al：0.005 〜0.050 mass％
Alは、極めて有効な脱酸剤であるとともに、焼入れ焼戻し後の組織を微細化し、これによって一様伸びを向上するのに有効な成分である。しかし、0.005 mass％以下では必要な効果が得られず、一方0.050 mass％をこえて添加しても効果が飽和する上、粗大なAlN や酸化物を生成することで鋼の延性をかえって阻害するため、0.005 〜0.050 mass％の範囲とした。
【００１６】
Nb：0.005 〜0.150 mass％
Nbは、析出硬化による焼戻し後の強度上昇とともに、組織の微細化にも有効であり、鋼材の焼入れ焼戻し後の強度と一様伸びとをバランス良く向上するのに有効な成分である。しかし、0.005 mass％未満では必要な効果が得られず、一方0.150 mass％をこえて添加しても効果が飽和して不経済であるから、0.005 〜0.150 mass％の範囲とした。
【００１７】
Ｎ：0.0040〜0.0250mass％
Ｎは、微細なAlN あるいはNb（Ｃ，Ｎ）を構成する元素であるとともに、鋼中の固溶Ｎ自身も焼入れ焼戻し後の組織の微細化に有効に作用し、この焼入れ焼戻し後の組織の微細化により一様伸びを向上する働きを有する元素である。しかし、0.0040mass％未満では十分な効果が得られず、一方、この種の鋼においてＮを0.0250mass％をこえて含有させることは困難であるため、0.0040〜0.0250mass％の範囲とした。
【００１８】
さらに、この発明では、焼入れ焼戻し後の強度上昇および組織微細化を目的として、次の成分の１種または２種以上を添加し、その効果を利用する。
【００１９】
Cr：0.05〜3.00mass％
Crは、焼入れ性を向上するとともに、焼戻し時の炭窒化物析出により強度を上昇し、鋼の焼戻し軟化抵抗を上昇することで同一強度を得るための焼戻し温度を上昇し、これによって焼入れ焼戻し後の強度と一様伸びとをバランス良く向上する元素である。しかし、0.05mass％未満では必要な効果が得られず、一方3.00mass％をこえて添加しても効果が飽和して不経済であるから、0.05〜3.00mass％の添加とした。
【００２０】
Mo：0.05〜1.00mass％
Ｖ：0.05〜1.00mass％
MoおよびＶは、Crと同様に析出硬化による焼戻し後の強度上昇により、同一強度を得るための焼戻し温度の上昇を可能にするとともに、組織の微細化にも有効に作用することで、焼入れ焼戻し後の強度と一様伸びとをバランス良く向上させるのに極めて有効な元素である。しかし、0.05mass％未満では必要な効果が得られず、一方1.00mass％をこえて添加しても効果が飽和して不経済であるから、それぞれ0.05〜1.00mass％の範囲とした。
【００２１】
なお、上記Cr, MoおよびＶの３成分は、（Cr＋Mo＋Ｖ）≧0.5 mass％の下に、添加することが肝要である。
すなわち、これらCr, MoおよびＶの添加は、単独、あるいは２種以上の複合のいずれでも構わないが、添加量の総量が0.5 mass％に満たない場合には、焼入れ焼戻し後に必要な強度を得るための焼戻し温度を十分に高くすることができず、同一強度レベルにおける一様伸びの値が低くなる。そのため、Cr, MoおよびＶの添加量は、それぞれ上記の範囲でかつ（Cr＋Mo＋Ｖ）≧0.5 mass％を満足する必要がある。
【００２２】
また、この発明においては、焼入れ焼戻し後に安定した高強度を得ることを目的として、以下の元素を添加することも可能である。
【００２３】
Ｂ：0.0003〜0.0100mass％
Ｂは、焼入れ性を向上させる元素であり、その効果を発揮するには0.0003mass％以上の添加が必要であるが、過剰に添加してもその効果は飽和するので0.0100mass％を上限とする。
【００２４】
Ti：0.001 〜0.100 mass％
Tiは、Ti炭窒化物の析出により鋼を強化するとともに、Ｂの焼入れ性を安定させるのにも有効な元素であり、この効果を得るためには0.001 mass％以上の添加を必要とする。一方、過剰に添加すると、粗大なTiN および酸化物を形成し、鋼の延性に悪影響を及ぼすため、0.100 mass％を上限とする。
【００２５】
また、この発明の鋼棒は、焼戻しマルテンサイトを主体とする組織であることも肝要である。すなわち、フェライトやベイナイトを多量に含有する組織では、必要とする強度を得ることが困難となるため、体積比でミクロ組織の90％以上が焼戻しマルテンサイトからなるものとする。
【００２６】
なお、上記の成分組成に調整された鋼材を圧延して棒鋼が得られるが、該棒鋼には、通常の焼入れ後に、500 ℃以上の焼戻し処理を施す。すなわち、焼入れ後に500 ℃以上に加熱する焼戻しをすることにより、焼入れ焼戻し後に高い強度を維持した上で、高い一様伸びを得ることが可能となる。一方、700 ℃以上で焼戻しを行うと、必要な強度が得られなくなるため、焼戻し温度は700 ℃を上限とすることが好ましい。
【００２７】
なお、焼入れ時の加熱温度は、通常の焼入れと同様にAc3 以上が好ましい。また、1200℃以上の加熱においては焼入れ前のオーステナイト粒径が極めて大きくなり、焼きもどし後の鋼材の強度−一様伸びバランスに悪影響を及ぼす。以上の理由から焼入れ時の加熱温度はAc3 以上1200℃以下とすることが好ましい。
【００２８】
【実施例】
表１の組成から成る鋼を供試鋼とし、直径10mmの丸棒に圧延した後、直径9.2 mmの丸棒へ冷間引抜した。その後、高周波加熱装置を用いた急速加熱後、水冷却による焼入れ、次いで焼戻しを実施し、焼戻しマルテンサイトからなるミクロ組織を得た。ここで、焼入れ時の加熱温度は930 ℃とし、焼戻し時の加熱温度は、引張強さ≧1420MPa とすることを目標として、各鋼について適正な条件を表２に示す通り、設定した。
【００２９】
かくして得られた棒鋼について、焼入れまま材のミクロ組織を観察し、画像解析により焼入れ加熱時の旧オーステナイト粒径を測定した。
【００３０】
また、以下に示す条件で点溶接を実施した後、以下に示す条件にて引張試験を実施し、機械的性質を調査した。
＜点溶接条件＞
溶接電流：  2500Ａ
通電時間：  0.04ｓ
相手材：    ＳＷＲＭ−８（3.2 mmφ）
加圧力：    412 Ｎ
＜引張試験条件＞
評点間距離：100mm
評点間のスポット溶接点数：１点
引張速度：  ２mm／min
【００３１】
これら引張試験による機械的特性等についての測定結果を表２に示す。なお、表２における溶接部破断とは、各鋼についてｎ＝10で実施した引張試験のうち、破断位置が点溶接部であったものの数を示している。
【００３２】
【表１】
0004239243.tif 000002
【００３３】
【表２】
0004239243.tif 000003
【００３４】
表１および２において、 No.１〜11は、この発明に従う棒鋼であり、これに対して、No.12 はＣ量が、No.13, 14, 16 は(Cr+Mo＋Ｖ）の添加量が、No.15 はAlおよびNb量が、そしてNo.17 はSi量が、それぞれこの発明の規定外となる比較例である。この発明の棒鋼は、いずれもJIS Ｇ3137におけるＤ種異形棒の規定を満たす、引張強さ1420 MPa以上および耐力1275MPa 以上の強度を有すると同時に、6.0 ％以上の優れた一様伸びをも有し、点溶接後の強度と一様伸びとが高度にバランスしていることが示されている。
【００３５】
このうち、0.038 mass％Al-0.080mass％Nb-0.0230 mass％ＮとしたNo. ４は、発明例の中でも特に焼入れ後の旧オーステナイト粒径が微細であり、焼戻し温度は530 ℃と発明例中では比較的低いにもかかわらず、点溶接後の一様伸びは6.8 ％と高い値を示した。
【００３６】
これに対して、No.13, 14, 16 は、（Cr＋Mo＋Ｖ）の値が発明の規定外にあるため、必要強度を得るための焼戻し温度が低く、一様伸びの値はいずれも５％よりも小さい。また、No.15 は、焼入れ後の旧γ粒径が粗大であるために、この強度レベルにおける一様伸びの値が、この発明に比較して劣っている。
【００３７】
また、No.12 は、点溶接前の母材の引張試験において、引張強さ1465MPa 、耐力1355MPa および一様伸び6.7 ％と、優れた強度−一様伸びバランスを示したものの、点溶接後の鋼材の引張試験時には破断部が点溶接部に集中し、一様伸びが大幅に低下した。点溶接部の硬さをロックウェルＣスケールにて測定した値を表２に示したように、No.12 は、Ｃ量が高いために、点溶接部の硬さが本発明鋼と比較して著しく上昇していることがわかる。さらに、No.17 はSi量が多すぎるため、溶接部が拡大し溶接部の破断が生じ一様伸びも低い。
【００３８】
【発明の効果】
この発明によれば、多量のSi, Ｃの添加を必要とせずに、点溶接性に優れ、かつ一様伸びと強度とがバランス良く向上したＰＣ鋼棒を提供することが可能であり、産業上極めて有用である。