JP2004323870A - 耐遅れ破壊特性の優れた高強度ｐｃ鋼線およびその製造方法 - Google Patents
耐遅れ破壊特性の優れた高強度ｐｃ鋼線およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2004323870A JP2004323870A JP2003116008A JP2003116008A JP2004323870A JP 2004323870 A JP2004323870 A JP 2004323870A JP 2003116008 A JP2003116008 A JP 2003116008A JP 2003116008 A JP2003116008 A JP 2003116008A JP 2004323870 A JP2004323870 A JP 2004323870A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel wire
- strength
- less
- delayed fracture
- cementite
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Images
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)
Abstract
【課題】遅れ破壊特性の良好な高強度ＰＣ鋼線およびその製造方法を提供する。
【解決手段】重量％でＣ：０．６〜１．２％、Ｓｉ：０．１２〜２．０％、Ｍｎ：０．３〜１．０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００２５％以下を含み、さらに必要に応じて、Ａｌ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｖ、Ｎｂ、Ｗ、Ｔｉ、Ｂの１種または２種以上を含む鋼にパテンティングを行った後、冷間伸線加工し、フェライトとセメンタイトの層状組織とした後、最終工程において、時間を３００≧ｔ≧１（ｓ）の範囲で、７００−１００×ｌｏｇ（ｔ）≧Ｔ≧４５０℃の高温にてブルーイングを行い、板状セメンタイト形状を、長さと厚みの比（以下アスペクト比とする）の平均値を３０以下とした、引張強さが１６５０ＭＰａ以上の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ鋼線。
【選択図】 図１
【解決手段】重量％でＣ：０．６〜１．２％、Ｓｉ：０．１２〜２．０％、Ｍｎ：０．３〜１．０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００２５％以下を含み、さらに必要に応じて、Ａｌ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｖ、Ｎｂ、Ｗ、Ｔｉ、Ｂの１種または２種以上を含む鋼にパテンティングを行った後、冷間伸線加工し、フェライトとセメンタイトの層状組織とした後、最終工程において、時間を３００≧ｔ≧１（ｓ）の範囲で、７００−１００×ｌｏｇ（ｔ）≧Ｔ≧４５０℃の高温にてブルーイングを行い、板状セメンタイト形状を、長さと厚みの比（以下アスペクト比とする）の平均値を３０以下とした、引張強さが１６５０ＭＰａ以上の耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ鋼線。
【選択図】 図１
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鋼線に関わるものであり、特に強度が１６５０ＭＰａ以上である遅れ破壊特性の優れた高強度ＰＣ鋼線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、ＪＩＳ Ｇ ３５３６に規定されているＰＣ鋼線及びＰＣ鋼より線、ＪＩＳＧ ３１０９に規定されているＰＣ鋼棒が使われている。ＰＣ鋼線に用いられる材料はＪＩＳ Ｇ ３５０２に適合したピアノ線材であり、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、例えば特許文献１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鋼棒の特徴として非特許文献１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。そのためＰＣ鋼棒の遅れ破壊特性を向上させるために従来多くの提案がある。例えば、特許文献２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。また、特許文献１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を提案している。これに対し、ＰＣ鋼線に関しては、もともとＰＣ鋼棒と比較して耐遅れ破壊特性が優れていたことから、耐遅れ破壊特性向上という観点での発明は殆どなされていないのが現状である。しかしながら、近年ＰＣ鋼線にも高強度化、あるいは外ケーブル化が要求され現状では１６５０ＭＰａ級の高強度のものが要求されている。よく知られているように（例えば松山晋作著「遅れ破壊」／日刊工業新聞社）鋼材は高強度化するに従い、あるいは使用環境が過酷になるに従い、耐水素脆化感受性が増大するため、耐遅れ破壊特性を高めた高強度ＰＣ鋼線が求められている。例えば特許文献３では伸線加工後に所定の温度、所定の時間保持することによって、遅れ破壊特性を向上させることを提案している。しかしこれは鋼材組織、機械的性質を変えることなく、単に加熱により鋼材中の水素を除去することを目的としており、使用中に侵入してきた水素による破壊を抑制することはできず、耐遅れ破壊特性を向上させる根本的な対策とはいえない。特許文献４、特許文献５も同様である。
【０００４】
【特許文献１】
特公平５−４１６８４号公報
【特許文献２】
特公平５−５９９６７号公報
【特許文献３】
特開平１０−２５９４２５号公報
【特許文献４】
特開平８−３３７８４４号公報
【特許文献５】
特開平８−３３７８４５号公報
【非特許文献１】
「プレストレス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４３〜４５頁）
【０００５】
【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、遅れ破壊特性の良好な強度が１６５０ＭＰａ以上の高強度のＰＣ鋼線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。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、まずパテンティング・伸線・ブルーイングによって製造した種々の強度レベルのＰＣ鋼線を用いて、遅れ破壊挙動を詳細に解析した。ＰＣ鋼線の遅れ破壊特性は、広く用いられているＦＩＰ試験によって評価した。これは、２０質量％のチオシアン酸アンモニウム水溶液を５０℃に加熱した溶液中で、ＰＣ鋼線にその大気中における破断荷重の７０％の荷重を付与して破断時間を測定する方法である。この際、ＰＣ鋼線の試験溶液に接する表面積１ｃｍ２当たりの試験溶液量（以下比液量とする）は５５ｃｃ／ｃｍ２とした。また、ＦＩＰ試験におけるＰＣ鋼線の水素吸蔵挙動を、昇温ガスクロマトグラフで測定した。
【０００７】
以上の試験を行うことによって、高強度ＰＣ鋼線のＦＩＰ破断時間を増加させる、即ち遅れ破壊特性を上げるべく、鋼材成分、オーステナイト加熱温度、伸線条件、ブルーイング熱処理条件の影響等について検討を重ねた。この結果、ブルーイング時間（ｔ）を３００≧ｔ≧１（ｓ）の範囲で、７００−１００×ｌｏｇ（ｔ）≧Ｔ≧４５０℃の高温でブルーイングを施し、パーライト中のラメラ状セメンタイトの長さと幅の比であるアスペクト比の平均が３０以下である組織を形成させれば、１６５０ＭＰａ以上の高強度域でもＦＩＰ試験の破断時間のｆ５０値（累積破断率が５０％の破断時間）が３０時間以上であることを見出した。なお、以下比液量が５５ｃｃ／ｃｍ２において、破断時間が３０時間以上であれば、実使用で遅れ破壊の可能性が非常に小さい。なお、５００℃以上のブルーイング温度で１６５０ＭＰａ以上を達成するには、鋼材成分、伸線減面率を適度に選択する必要がある。
【０００８】
以上の検討結果に基づき、鋼材成分、伸線条件、ブルーイング条件を最適に選択すれば、遅れ破壊特性に優れた高強度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。
【０００９】
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、次の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：０．６〜１．１％、Ｓｉ：０．１２〜２．０％、Ｍｎ：０．３〜１．０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００２５％以下を含み、且つ、（フェライトとセメンタイトの層状組織である）パーライト組織を主体とし、かつパーライト中の板状セメンタイトの平均アスペクト比が３０以下で、引張強さが１６５０ＭＰａ以上を有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鋼線。
（２）さらに、質量％で、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜３．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｖ：０．０５〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｗ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００３〜０．００５％の１種または２種以上を含むことを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ鋼線。
（３）質量％で、Ｃ：０．６〜１．１％、Ｓｉ：０．１２〜２．０％、Ｍｎ：０．３〜１．０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００２５％以下を含み、（フェライトとセメンタイトの層状組織である）パーライト組織を主体とし、かつ５０℃、２０重量％のチオシアン酸アンモニウム溶液中に１０時間以上浸漬し、１００℃／ｈの速度で昇温した際、２５０℃以上の５００℃以下の温度域での水素放出量の総和が０．２質量ｐｐｍ以下で、引張強さが１６５０ＭＰａ以上を有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鋼線。
（４）さらに、質量％で、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜３．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｖ：０．０５〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｗ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００３〜０．００５％の１種または２種以上を含むことを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ鋼線。
（５）質量％で、Ｃ：０．６〜１．１％、Ｓｉ：０．１２〜２．０％、Ｍｎ：０．３〜１．０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００２５％以下を含む鋼にパテンティングを行った後、冷間伸線加工し、フェライトとセメンタイトの層状組織とした組織を得た後、最終工程において、時間を３００≧ｔ≧１（ｓ）の範囲で、７００−１００×ｌｏｇ（ｔ）≧Ｔ≧４５０℃の高温にてブルーイングを行うことにより引張強さが１６５０ＭＰａ以上と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鋼線の製造方法。
（６）さらに、質量％で、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜３．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｖ：０．０５〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｗ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００３〜０．００５％の１種または２種以上を含むことを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ鋼線。
【００１０】
【発明の実施の形態】
まず、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。以下、単位は質量％とする。
【００１１】
Ｃ：ＣはＰＣの鋼線の強度を確保する上で必須の元素であるが、０．６％未満ではパテンティング時に初析フェライト量が増大するため所要の強度が得られず、一方１．１％を超えると初析セメンタイト量が増加し伸線特性が著しく劣化するため、０．６〜１．１％の範囲に制限した。
【００１２】
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。０．１２％未満では前記作用が発揮できず、一方、２％を超えるとその効果が飽和するため、０．１２〜２．０％の範囲に制限した。
【００１３】
Ｍｎ：Ｍｎは脱酸、脱硫のために必要であるばかりでなく、パテンティング材の強度を高める作用があるが、０．３％未満では上記の効果が得られず、１％を超えると鋳造時の偏析が顕著になり、パテンティング時に伸線特性を劣化させるミクロマルテンサイトが生成するため、０．３〜１．０％の範囲に制限した。
【００１４】
Ｐ：ＰはＭｎとともに共偏析し、著しく焼き入れ性を高めるため、パテンティング時のミクロマルテンサイトの生成を助長するため、０．０２５％以下とした。
【００１５】
Ｓ：ＳはＭｎＳとして析出し、伸線特性を劣化させるため、０．０２５％以下とした。
【００１６】
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、さらにこの鋼に重量％で、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜３．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｖ：０．０５〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｗ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％の１種または２種以上を含有せしめることができる。
【００１７】
Ａｌ：Ａｌは脱酸および熱処理時において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し靭性劣化を抑制する効果とともにＮを固定し遅れ破壊特性の向上に有効な固溶Ｂを確保する効果も有しているが、０．００５％未満ではこれらの効果が発揮されず、０．１％を超えても効果が飽和するため０．００５〜０．１％の範囲に限定した。
【００１８】
Ｃｒ：Ｃｒはパーライトラメラ間隔を微細化し、パテンティング材を高強度化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％を超えると効果が飽和するために０．０５〜２．０％に限定した。
【００１９】
Ｍｏ：ＭｏはＣｒと同様にパーライトラメラ間隔を微細化するためパテンティング材を高強度化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１．０％を超えるとパーライト変態の進行を遅らせるため、０．０５〜１．０％に制限した。
【００２０】
Ｎｉ：Ｎｉは水素の侵入を抑制する効果があるが、０．０５％未満では効果が発揮できず、一方３．０％を超えても添加量にみあう効果が発揮できないため、０．０５〜３．０％の範囲に制限した。
【００２１】
Ｃｕ：Ｃｕも水素の侵入を抑制する効果があるが、０．０５％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。
【００２２】
Ｖ：Ｖは炭窒化物を生成することによりオーステナイト粒を微細化させるために有効な元素である。また、パテンティング時にも炭化物として析出し、水素のトラップサイトとして機能するため耐遅れ破壊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１．０％を超えても効果が飽和するため０．０５〜１．０％に限定した。
【００２３】
Ｎｂ：ＮｂもＶと同様に炭窒化物を生成することによりオーステナイト粒を微細化させ、延性および靭性を改善するために有効な元素である。０．００５％未満では上記効果が不十分であり、一方０．１％を超えるとこの効果が飽和するため０．００５〜０．１％に制限した。
【００２４】
Ｗ：ＷはＶと同様、高強度のＰＣ鋼線の遅れ破壊特性を向上させるために有効な元素であるが、０．０５％未満では前記の効果が発揮されず、一方、０．５％を超えて添加しても効果が飽和するため、０．０５〜０．５％の範囲に限定した。
【００２５】
Ｔｉ：Ｔｉは脱酸およびＴｉＮ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とともにＮを固定し遅れ破壊特性の向上に有効な固溶Ｂを確保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、０．０５％を超えても効果が飽和するため０．００５〜０．０５％の範囲に限定した。
【００２６】
Ｂ：Ｂは遅れ破壊特性を向上させる効果があるが、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。
【００２７】
Ｎ：ＮはＡｌ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉの窒化物を生成することによりオーステナイト粒の細粒化効果があり、延性および靭性の向上に寄与できるため、０．００３〜０．０１５％が好ましい範囲である。
【００２８】
次に本発明で目的とする高強度ＰＣ鋼線の遅れ破壊特性の向上に対して最も重要な点であるＰＣ鋼線の組織形態およびブルーイング温度の限定理由について述べる。
【００２９】
図１にブルーイング温度がＦＩＰ試験による平均破断時間に及ぼす影響について解析した一例を示す。ＦＩＰ試験は比液量５５ｃｃ／ｃｍ２、負荷荷重は１２００ＭＰａで、各鋼種について１２本ずつ実施した結果である。同図から明らかなように、ブルーイング温度が高くなるに伴いＦＩＰ試験におけるｆ５０破断時間は長くなり、耐遅れ破壊特性が改善されたことを示す。好ましいブルーイング温度は５００℃以上である。ブルーイング温度とブルーイング時間の関係について、図２に示す。図中、●はＦＩＰ試験ｆ５０破断時間が３０ｈ以上のもの、×は、３０ｈ未満のもの、または１６５０ＭＰａ未満のものを示す。効果が認められるのは、ブルーイング時間が３００≧ｔ≧１（ｓ）の範囲で、且つ、ブルーイング温度が７００−１００×ｌｏｇ（ｔ）≧Ｔ≧４５０℃の範囲である。
【００３０】
伸線されたパーライト組織において、板状に伸延されたセメンタイトは、図３に示すように、高温でブルーイングすることによって溶解し分断される。図４はブルーイング温度が板状セメンタイトの長さと厚みの比（アスペクト比）に及ぼす影響を解析した結果を示す。測定は、試験片を飽和ピクラール溶液でエッチングした後に走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）でセメンタイトが直線的であるような任意の３箇所を５０００倍で撮影し、その視野を画像解析によって平均アスペクト比を求めた。同図より、ブルーイング温度が高くなるに伴ってセメンタイトは分断され、球状化されることを示す。
【００３１】
図５は、セメンタイトのアスペクト比がＦＩＰ破断時間に及ぼす影響を示す。セメンタイトのアスペクト比が小さくなるに伴ってＦＩＰ破断時間は長くなる。顕著な効果が認められるのは、アスペクト比が３０以下の場合であり、より好ましくは２０以下である。これは、セメンタイトのアスペクト比が小さいと、亀裂先端の応力緩和が容易になるためＦＩＰ破断時間が長くなるものと考えられる。
【００３２】
なお、このような組織状態であることを確認する簡便な手法として、水素昇温分析によって２５０℃〜５００℃の温度域で放出される水素量を測定することによって特定する方法を考案した。図６に、図３で示すパーライト組織を有するＰＣ鋼線を、１０時間ＦＩＰ試験を実施した後に取り出し、１００℃／ｈの昇温速度で水素分析を実施した際の水素放出曲線を示す。３５０℃ブルーイング材は、１００℃と３５０℃近傍に水素放出のピークを有する。１００℃のピークは拡散性水素量、３５０℃のピークはセメンタイトとフェライト界面近傍にパイルアップした加工転位にトラップされる水素と考えられている。高温ブルーイングすることによってセメンタイトは球状化し、界面転位は減少するため、トラップ水素量も減少する。そのため、図６において、５００℃ブルーイング材は３５０℃のピークが検出されない。図７に、ブルーイング温度と３５０℃ピークの水素量（２５０℃から５００℃の放出水素量）の関係を示す。図のように、ブルーイング温度と３５０℃ピークの水素は密接な関係があり、４５０℃以上のブルーイング温度であれば、２５０℃から５００℃の放出水素量は０．２質量ｐｐｍ以下である。
【００３３】
【実施例】
表１に示す化学組成を有する供試材を通常の熱間圧延条件で圧延した後、種々の温度範囲でパテンティング、伸線し、温度を変えてブルーイングを実施し、ＰＣ鋼線を製造した。ブルーイング時間は３０ｓとした。上記のＰＣ鋼線を用いて、機械的性質、組織形態、遅れ破壊特性について評価した結果を表２に示す。遅れ破壊特性は、ＦＩＰ試験にて、１２００ＭＰａの負荷応力で実施した。評価は、ＦＩＰ試験における１２本の破断時間のｆ５０をとることによって実施した。
【００３４】
表１、２のＡ〜Ｔが本発明例で、その他は比較例である。同表に見られるように本発明例はいずれもブルーイング温度が４５０℃以上で、引張強さ１６５０ＭＰａ以上を達成している。ＦＩＰ試験におけるｆ５０破断時間は３０時間以上である。
【００３５】
比較例であるＵは、鋼材成分および伸線減面率が適当でなかったために、４５０℃以上のブルーイングで１６５０ＭＰａを達成できなかった例である。
【００３６】
比較例であるＶ〜Ｚはいずれも従来の製造方法で製造したものである。即ち、４００℃以下のブルーイングを実施しており、１６５０ＭＰａ以上を達成しているものの、セメンタイトのアスペクト比が３０より大きく、ＦＩＰ試験の破断時間は３０時間以下であり、遅れ破壊特性が悪い例である。
【００３７】
【表１】
【００３８】
【表２】
【００３９】
【発明の効果】
本発明は伸線パーライト鋼よりなるＰＣ鋼線において、板状セメンタイトのアスペクト比を制御することによって、引張強さが１６５０ＭＰａ以上の高強度ＰＣ鋼線の遅れ破壊特性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、伸線減面率、ブルーイング条件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】ブルーイング温度がＦＩＰ試験破断時間に及ぼす影響を示す図である。
【図２】ブルーイング温度・時間がＦＩＰ結果に及ぼす影響を示す図である。
【図３】（ａ）は３５０℃ブルーイング材、（ｂ）は５００℃ブルーイング材のセメンタイト形状を示す図である。
【図４】セメンタイトのアスペクト比がＦＩＰ破断時間に及ぼす影響を示す図である。
【図５】ブルーイング温度がセメンタイトのアスペクト比に及ぼす影響を示す図である。
【図６】ブルーイング温度が昇温水素分析における水素放出曲線に及ぼす影響を示す図。
【図７】ブルーイング温度が昇温分析の２５０〜５００℃の温度で放出される水素量に及ぼす影響を示す図である。
【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鋼線に関わるものであり、特に強度が１６５０ＭＰａ以上である遅れ破壊特性の優れた高強度ＰＣ鋼線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、ＪＩＳ Ｇ ３５３６に規定されているＰＣ鋼線及びＰＣ鋼より線、ＪＩＳＧ ３１０９に規定されているＰＣ鋼棒が使われている。ＰＣ鋼線に用いられる材料はＪＩＳ Ｇ ３５０２に適合したピアノ線材であり、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、例えば特許文献１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鋼棒の特徴として非特許文献１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。そのためＰＣ鋼棒の遅れ破壊特性を向上させるために従来多くの提案がある。例えば、特許文献２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。また、特許文献１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を提案している。これに対し、ＰＣ鋼線に関しては、もともとＰＣ鋼棒と比較して耐遅れ破壊特性が優れていたことから、耐遅れ破壊特性向上という観点での発明は殆どなされていないのが現状である。しかしながら、近年ＰＣ鋼線にも高強度化、あるいは外ケーブル化が要求され現状では１６５０ＭＰａ級の高強度のものが要求されている。よく知られているように（例えば松山晋作著「遅れ破壊」／日刊工業新聞社）鋼材は高強度化するに従い、あるいは使用環境が過酷になるに従い、耐水素脆化感受性が増大するため、耐遅れ破壊特性を高めた高強度ＰＣ鋼線が求められている。例えば特許文献３では伸線加工後に所定の温度、所定の時間保持することによって、遅れ破壊特性を向上させることを提案している。しかしこれは鋼材組織、機械的性質を変えることなく、単に加熱により鋼材中の水素を除去することを目的としており、使用中に侵入してきた水素による破壊を抑制することはできず、耐遅れ破壊特性を向上させる根本的な対策とはいえない。特許文献４、特許文献５も同様である。
【０００４】
【特許文献１】
特公平５−４１６８４号公報
【特許文献２】
特公平５−５９９６７号公報
【特許文献３】
特開平１０−２５９４２５号公報
【特許文献４】
特開平８−３３７８４４号公報
【特許文献５】
特開平８−３３７８４５号公報
【非特許文献１】
「プレストレス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４３〜４５頁）
【０００５】
【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、遅れ破壊特性の良好な強度が１６５０ＭＰａ以上の高強度のＰＣ鋼線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。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、まずパテンティング・伸線・ブルーイングによって製造した種々の強度レベルのＰＣ鋼線を用いて、遅れ破壊挙動を詳細に解析した。ＰＣ鋼線の遅れ破壊特性は、広く用いられているＦＩＰ試験によって評価した。これは、２０質量％のチオシアン酸アンモニウム水溶液を５０℃に加熱した溶液中で、ＰＣ鋼線にその大気中における破断荷重の７０％の荷重を付与して破断時間を測定する方法である。この際、ＰＣ鋼線の試験溶液に接する表面積１ｃｍ２当たりの試験溶液量（以下比液量とする）は５５ｃｃ／ｃｍ２とした。また、ＦＩＰ試験におけるＰＣ鋼線の水素吸蔵挙動を、昇温ガスクロマトグラフで測定した。
【０００７】
以上の試験を行うことによって、高強度ＰＣ鋼線のＦＩＰ破断時間を増加させる、即ち遅れ破壊特性を上げるべく、鋼材成分、オーステナイト加熱温度、伸線条件、ブルーイング熱処理条件の影響等について検討を重ねた。この結果、ブルーイング時間（ｔ）を３００≧ｔ≧１（ｓ）の範囲で、７００−１００×ｌｏｇ（ｔ）≧Ｔ≧４５０℃の高温でブルーイングを施し、パーライト中のラメラ状セメンタイトの長さと幅の比であるアスペクト比の平均が３０以下である組織を形成させれば、１６５０ＭＰａ以上の高強度域でもＦＩＰ試験の破断時間のｆ５０値（累積破断率が５０％の破断時間）が３０時間以上であることを見出した。なお、以下比液量が５５ｃｃ／ｃｍ２において、破断時間が３０時間以上であれば、実使用で遅れ破壊の可能性が非常に小さい。なお、５００℃以上のブルーイング温度で１６５０ＭＰａ以上を達成するには、鋼材成分、伸線減面率を適度に選択する必要がある。
【０００８】
以上の検討結果に基づき、鋼材成分、伸線条件、ブルーイング条件を最適に選択すれば、遅れ破壊特性に優れた高強度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。
【０００９】
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、次の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：０．６〜１．１％、Ｓｉ：０．１２〜２．０％、Ｍｎ：０．３〜１．０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００２５％以下を含み、且つ、（フェライトとセメンタイトの層状組織である）パーライト組織を主体とし、かつパーライト中の板状セメンタイトの平均アスペクト比が３０以下で、引張強さが１６５０ＭＰａ以上を有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鋼線。
（２）さらに、質量％で、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜３．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｖ：０．０５〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｗ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００３〜０．００５％の１種または２種以上を含むことを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ鋼線。
（３）質量％で、Ｃ：０．６〜１．１％、Ｓｉ：０．１２〜２．０％、Ｍｎ：０．３〜１．０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００２５％以下を含み、（フェライトとセメンタイトの層状組織である）パーライト組織を主体とし、かつ５０℃、２０重量％のチオシアン酸アンモニウム溶液中に１０時間以上浸漬し、１００℃／ｈの速度で昇温した際、２５０℃以上の５００℃以下の温度域での水素放出量の総和が０．２質量ｐｐｍ以下で、引張強さが１６５０ＭＰａ以上を有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鋼線。
（４）さらに、質量％で、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜３．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｖ：０．０５〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｗ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００３〜０．００５％の１種または２種以上を含むことを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ鋼線。
（５）質量％で、Ｃ：０．６〜１．１％、Ｓｉ：０．１２〜２．０％、Ｍｎ：０．３〜１．０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００２５％以下を含む鋼にパテンティングを行った後、冷間伸線加工し、フェライトとセメンタイトの層状組織とした組織を得た後、最終工程において、時間を３００≧ｔ≧１（ｓ）の範囲で、７００−１００×ｌｏｇ（ｔ）≧Ｔ≧４５０℃の高温にてブルーイングを行うことにより引張強さが１６５０ＭＰａ以上と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鋼線の製造方法。
（６）さらに、質量％で、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜３．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｖ：０．０５〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｗ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００３〜０．００５％の１種または２種以上を含むことを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ鋼線。
【００１０】
【発明の実施の形態】
まず、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。以下、単位は質量％とする。
【００１１】
Ｃ：ＣはＰＣの鋼線の強度を確保する上で必須の元素であるが、０．６％未満ではパテンティング時に初析フェライト量が増大するため所要の強度が得られず、一方１．１％を超えると初析セメンタイト量が増加し伸線特性が著しく劣化するため、０．６〜１．１％の範囲に制限した。
【００１２】
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。０．１２％未満では前記作用が発揮できず、一方、２％を超えるとその効果が飽和するため、０．１２〜２．０％の範囲に制限した。
【００１３】
Ｍｎ：Ｍｎは脱酸、脱硫のために必要であるばかりでなく、パテンティング材の強度を高める作用があるが、０．３％未満では上記の効果が得られず、１％を超えると鋳造時の偏析が顕著になり、パテンティング時に伸線特性を劣化させるミクロマルテンサイトが生成するため、０．３〜１．０％の範囲に制限した。
【００１４】
Ｐ：ＰはＭｎとともに共偏析し、著しく焼き入れ性を高めるため、パテンティング時のミクロマルテンサイトの生成を助長するため、０．０２５％以下とした。
【００１５】
Ｓ：ＳはＭｎＳとして析出し、伸線特性を劣化させるため、０．０２５％以下とした。
【００１６】
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、さらにこの鋼に重量％で、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜３．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｖ：０．０５〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｗ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％の１種または２種以上を含有せしめることができる。
【００１７】
Ａｌ：Ａｌは脱酸および熱処理時において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し靭性劣化を抑制する効果とともにＮを固定し遅れ破壊特性の向上に有効な固溶Ｂを確保する効果も有しているが、０．００５％未満ではこれらの効果が発揮されず、０．１％を超えても効果が飽和するため０．００５〜０．１％の範囲に限定した。
【００１８】
Ｃｒ：Ｃｒはパーライトラメラ間隔を微細化し、パテンティング材を高強度化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％を超えると効果が飽和するために０．０５〜２．０％に限定した。
【００１９】
Ｍｏ：ＭｏはＣｒと同様にパーライトラメラ間隔を微細化するためパテンティング材を高強度化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１．０％を超えるとパーライト変態の進行を遅らせるため、０．０５〜１．０％に制限した。
【００２０】
Ｎｉ：Ｎｉは水素の侵入を抑制する効果があるが、０．０５％未満では効果が発揮できず、一方３．０％を超えても添加量にみあう効果が発揮できないため、０．０５〜３．０％の範囲に制限した。
【００２１】
Ｃｕ：Ｃｕも水素の侵入を抑制する効果があるが、０．０５％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。
【００２２】
Ｖ：Ｖは炭窒化物を生成することによりオーステナイト粒を微細化させるために有効な元素である。また、パテンティング時にも炭化物として析出し、水素のトラップサイトとして機能するため耐遅れ破壊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１．０％を超えても効果が飽和するため０．０５〜１．０％に限定した。
【００２３】
Ｎｂ：ＮｂもＶと同様に炭窒化物を生成することによりオーステナイト粒を微細化させ、延性および靭性を改善するために有効な元素である。０．００５％未満では上記効果が不十分であり、一方０．１％を超えるとこの効果が飽和するため０．００５〜０．１％に制限した。
【００２４】
Ｗ：ＷはＶと同様、高強度のＰＣ鋼線の遅れ破壊特性を向上させるために有効な元素であるが、０．０５％未満では前記の効果が発揮されず、一方、０．５％を超えて添加しても効果が飽和するため、０．０５〜０．５％の範囲に限定した。
【００２５】
Ｔｉ：Ｔｉは脱酸およびＴｉＮ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とともにＮを固定し遅れ破壊特性の向上に有効な固溶Ｂを確保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、０．０５％を超えても効果が飽和するため０．００５〜０．０５％の範囲に限定した。
【００２６】
Ｂ：Ｂは遅れ破壊特性を向上させる効果があるが、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。
【００２７】
Ｎ：ＮはＡｌ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉの窒化物を生成することによりオーステナイト粒の細粒化効果があり、延性および靭性の向上に寄与できるため、０．００３〜０．０１５％が好ましい範囲である。
【００２８】
次に本発明で目的とする高強度ＰＣ鋼線の遅れ破壊特性の向上に対して最も重要な点であるＰＣ鋼線の組織形態およびブルーイング温度の限定理由について述べる。
【００２９】
図１にブルーイング温度がＦＩＰ試験による平均破断時間に及ぼす影響について解析した一例を示す。ＦＩＰ試験は比液量５５ｃｃ／ｃｍ２、負荷荷重は１２００ＭＰａで、各鋼種について１２本ずつ実施した結果である。同図から明らかなように、ブルーイング温度が高くなるに伴いＦＩＰ試験におけるｆ５０破断時間は長くなり、耐遅れ破壊特性が改善されたことを示す。好ましいブルーイング温度は５００℃以上である。ブルーイング温度とブルーイング時間の関係について、図２に示す。図中、●はＦＩＰ試験ｆ５０破断時間が３０ｈ以上のもの、×は、３０ｈ未満のもの、または１６５０ＭＰａ未満のものを示す。効果が認められるのは、ブルーイング時間が３００≧ｔ≧１（ｓ）の範囲で、且つ、ブルーイング温度が７００−１００×ｌｏｇ（ｔ）≧Ｔ≧４５０℃の範囲である。
【００３０】
伸線されたパーライト組織において、板状に伸延されたセメンタイトは、図３に示すように、高温でブルーイングすることによって溶解し分断される。図４はブルーイング温度が板状セメンタイトの長さと厚みの比（アスペクト比）に及ぼす影響を解析した結果を示す。測定は、試験片を飽和ピクラール溶液でエッチングした後に走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）でセメンタイトが直線的であるような任意の３箇所を５０００倍で撮影し、その視野を画像解析によって平均アスペクト比を求めた。同図より、ブルーイング温度が高くなるに伴ってセメンタイトは分断され、球状化されることを示す。
【００３１】
図５は、セメンタイトのアスペクト比がＦＩＰ破断時間に及ぼす影響を示す。セメンタイトのアスペクト比が小さくなるに伴ってＦＩＰ破断時間は長くなる。顕著な効果が認められるのは、アスペクト比が３０以下の場合であり、より好ましくは２０以下である。これは、セメンタイトのアスペクト比が小さいと、亀裂先端の応力緩和が容易になるためＦＩＰ破断時間が長くなるものと考えられる。
【００３２】
なお、このような組織状態であることを確認する簡便な手法として、水素昇温分析によって２５０℃〜５００℃の温度域で放出される水素量を測定することによって特定する方法を考案した。図６に、図３で示すパーライト組織を有するＰＣ鋼線を、１０時間ＦＩＰ試験を実施した後に取り出し、１００℃／ｈの昇温速度で水素分析を実施した際の水素放出曲線を示す。３５０℃ブルーイング材は、１００℃と３５０℃近傍に水素放出のピークを有する。１００℃のピークは拡散性水素量、３５０℃のピークはセメンタイトとフェライト界面近傍にパイルアップした加工転位にトラップされる水素と考えられている。高温ブルーイングすることによってセメンタイトは球状化し、界面転位は減少するため、トラップ水素量も減少する。そのため、図６において、５００℃ブルーイング材は３５０℃のピークが検出されない。図７に、ブルーイング温度と３５０℃ピークの水素量（２５０℃から５００℃の放出水素量）の関係を示す。図のように、ブルーイング温度と３５０℃ピークの水素は密接な関係があり、４５０℃以上のブルーイング温度であれば、２５０℃から５００℃の放出水素量は０．２質量ｐｐｍ以下である。
【００３３】
【実施例】
表１に示す化学組成を有する供試材を通常の熱間圧延条件で圧延した後、種々の温度範囲でパテンティング、伸線し、温度を変えてブルーイングを実施し、ＰＣ鋼線を製造した。ブルーイング時間は３０ｓとした。上記のＰＣ鋼線を用いて、機械的性質、組織形態、遅れ破壊特性について評価した結果を表２に示す。遅れ破壊特性は、ＦＩＰ試験にて、１２００ＭＰａの負荷応力で実施した。評価は、ＦＩＰ試験における１２本の破断時間のｆ５０をとることによって実施した。
【００３４】
表１、２のＡ〜Ｔが本発明例で、その他は比較例である。同表に見られるように本発明例はいずれもブルーイング温度が４５０℃以上で、引張強さ１６５０ＭＰａ以上を達成している。ＦＩＰ試験におけるｆ５０破断時間は３０時間以上である。
【００３５】
比較例であるＵは、鋼材成分および伸線減面率が適当でなかったために、４５０℃以上のブルーイングで１６５０ＭＰａを達成できなかった例である。
【００３６】
比較例であるＶ〜Ｚはいずれも従来の製造方法で製造したものである。即ち、４００℃以下のブルーイングを実施しており、１６５０ＭＰａ以上を達成しているものの、セメンタイトのアスペクト比が３０より大きく、ＦＩＰ試験の破断時間は３０時間以下であり、遅れ破壊特性が悪い例である。
【００３７】
【表１】
【表２】
【発明の効果】
本発明は伸線パーライト鋼よりなるＰＣ鋼線において、板状セメンタイトのアスペクト比を制御することによって、引張強さが１６５０ＭＰａ以上の高強度ＰＣ鋼線の遅れ破壊特性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、伸線減面率、ブルーイング条件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】ブルーイング温度がＦＩＰ試験破断時間に及ぼす影響を示す図である。
【図２】ブルーイング温度・時間がＦＩＰ結果に及ぼす影響を示す図である。
【図３】（ａ）は３５０℃ブルーイング材、（ｂ）は５００℃ブルーイング材のセメンタイト形状を示す図である。
【図４】セメンタイトのアスペクト比がＦＩＰ破断時間に及ぼす影響を示す図である。
【図５】ブルーイング温度がセメンタイトのアスペクト比に及ぼす影響を示す図である。
【図６】ブルーイング温度が昇温水素分析における水素放出曲線に及ぼす影響を示す図。
【図７】ブルーイング温度が昇温分析の２５０〜５００℃の温度で放出される水素量に及ぼす影響を示す図である。
Claims (7)
- 質量％で、Ｃ：０．６〜１．１％、Ｓｉ：０．１２〜２．０％、Ｍｎ：０．３〜１．０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００２５％以下を含み、且つ、（フェライトとセメンタイトの層状組織である）パーライト組織を主体とし、かつパーライト中の板状セメンタイトの平均アスペクト比が３０以下で、引張強さが１６５０ＭＰａ以上を有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鋼線。
- さらに、質量％で、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜３．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｖ：０．０５〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｗ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００３〜０．００５％の１種または２種以上を含むことを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ鋼線。
- 質量％で、Ｃ：０．６〜１．１％、Ｓｉ：０．１２〜２．０％、Ｍｎ：０．３〜１．０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００２５％以下を含み、（フェライトとセメンタイトの層状組織である）パーライト組織を主体とし、かつ５０℃、２０重量％のチオシアン酸アンモニウム溶液中に１０時間以上浸漬し、１００℃／ｈの速度で昇温した際、２５０℃以上の５００℃以下の温度域での水素放出量の総和が０．２質量ｐｐｍ以下で、引張強さが１６５０ＭＰａ以上を有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鋼線。
- さらに、質量％で、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜３．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｖ：０．０５〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｗ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００３〜０．００５％の１種または２種以上を含むことを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ鋼線。
- 質量％で、Ｃ：０．６〜１．１％、Ｓｉ：０．１２〜２．０％、Ｍｎ：０．３〜１．０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００２５％以下を含む鋼にパテンティングを行った後、冷間伸線加工し、フェライトとセメンタイトの層状組織とした組織を得た後、最終工程において、時間を３００≧ｔ≧１（ｓ）の範囲で、７００−１００×ｌｏｇ（ｔ）≧Ｔ≧４５０℃の高温にてブルーイングを行うことにより引張強さが１６５０ＭＰａ以上と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鋼線の製造方法。
- さらに質量％で、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜３．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｖ：０．０５〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｗ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００３〜０．００５％の１種または２種以上を含むことを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ鋼線。
- 上記請求項１〜７のいずれかの項を満足するＰＣ鋼線を製造するための圧延線材。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2003116008A JP4146271B2 (ja) | 2003-04-21 | 2003-04-21 | 耐遅れ破壊特性の優れた高強度ｐｃ鋼線およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2003116008A JP4146271B2 (ja) | 2003-04-21 | 2003-04-21 | 耐遅れ破壊特性の優れた高強度ｐｃ鋼線およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2004323870A true JP2004323870A (ja) | 2004-11-18 |
| JP4146271B2 JP4146271B2 (ja) | 2008-09-10 |
Family
ID=33496393
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2003116008A Expired - Fee Related JP4146271B2 (ja) | 2003-04-21 | 2003-04-21 | 耐遅れ破壊特性の優れた高強度ｐｃ鋼線およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4146271B2 (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100928786B1 (ko) * | 2007-12-27 | 2009-11-25 | 주식회사 포스코 | 고강도 교량용 아연도금강선 및 그 제조방법 |
| KR101304744B1 (ko) * | 2009-08-06 | 2013-09-05 | 주식회사 포스코 | 고강도 ｐｃ강연선용 선재, ｐｃ강연선 및 그 제조방법 |
| CN103882339A (zh) * | 2014-02-21 | 2014-06-25 | 芜湖市鸿坤汽车零部件有限公司 | 一种高碳钢材料及其制备方法 |
| JP2015189987A (ja) * | 2014-03-27 | 2015-11-02 | 株式会社神戸製鋼所 | 優れた冷間鍛造性を有し、浸炭処理時の異常粒発生が抑制可能な肌焼鋼 |
| WO2016002414A1 (ja) * | 2014-07-01 | 2016-01-07 | 株式会社神戸製鋼所 | 鋼線用線材および鋼線 |
| CN105483550A (zh) * | 2014-10-07 | 2016-04-13 | 高丽制钢株式会社 | 预应力混凝土钢绞线 |
| JP2018162524A (ja) * | 2018-06-22 | 2018-10-18 | 株式会社神戸製鋼所 | 鋼線用線材および鋼線 |
-
2003
- 2003-04-21 JP JP2003116008A patent/JP4146271B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100928786B1 (ko) * | 2007-12-27 | 2009-11-25 | 주식회사 포스코 | 고강도 교량용 아연도금강선 및 그 제조방법 |
| KR101304744B1 (ko) * | 2009-08-06 | 2013-09-05 | 주식회사 포스코 | 고강도 ｐｃ강연선용 선재, ｐｃ강연선 및 그 제조방법 |
| CN103882339A (zh) * | 2014-02-21 | 2014-06-25 | 芜湖市鸿坤汽车零部件有限公司 | 一种高碳钢材料及其制备方法 |
| JP2015189987A (ja) * | 2014-03-27 | 2015-11-02 | 株式会社神戸製鋼所 | 優れた冷間鍛造性を有し、浸炭処理時の異常粒発生が抑制可能な肌焼鋼 |
| WO2016002414A1 (ja) * | 2014-07-01 | 2016-01-07 | 株式会社神戸製鋼所 | 鋼線用線材および鋼線 |
| JP2016014169A (ja) * | 2014-07-01 | 2016-01-28 | 株式会社神戸製鋼所 | 鋼線用線材および鋼線 |
| CN106471146A (zh) * | 2014-07-01 | 2017-03-01 | 株式会社神户制钢所 | 钢丝用线材和钢丝 |
| CN105483550A (zh) * | 2014-10-07 | 2016-04-13 | 高丽制钢株式会社 | 预应力混凝土钢绞线 |
| JP2016074978A (ja) * | 2014-10-07 | 2016-05-12 | 高麗製鋼株式会社 | 応力腐食特性にすぐれる高強度ｐｃ鋼撚線 |
| JP2018162524A (ja) * | 2018-06-22 | 2018-10-18 | 株式会社神戸製鋼所 | 鋼線用線材および鋼線 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP4146271B2 (ja) | 2008-09-10 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4267376B2 (ja) | 遅れ破壊特性の優れた高強度ｐｃ鋼線およびその製造方法 | |
| JP5177323B2 (ja) | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材と高強度ボルト、及び、その製造方法 | |
| JPWO2011111873A1 (ja) | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材と高強度ボルト、及び、その製造方法 | |
| JP5802162B2 (ja) | 線材及びこれを用いた鋼線 | |
| JP5251633B2 (ja) | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材、高強度ボルト及びその製造方法 | |
| JP2004323870A (ja) | 耐遅れ破壊特性の優れた高強度ｐｃ鋼線およびその製造方法 | |
| JP2001288538A (ja) | 耐遅れ破壊特性の優れた高強度ボルト用鋼、ボルトおよびそのボルトの製造方法 | |
| JP6416708B2 (ja) | 高強度ｐｃ鋼線 | |
| JP3648192B2 (ja) | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ｐｃ鋼棒および製造方法 | |
| KR20180031731A (ko) | 고강도 pc 강선 | |
| JP3348188B2 (ja) | 高強度ｐｃ鋼棒及びその製造方法 | |
| JP4043754B2 (ja) | 遅れ破壊特性に優れた高強度ｐｃ鋼棒 | |
| JP4132178B2 (ja) | 耐遅れ破壊特性の良いｐｃ鋼線または鋼棒とその製造方法 | |
| JP2002173739A (ja) | 耐水素脆化特性の優れた高強度鋼 | |
| JP3233826B2 (ja) | スポット溶接部の遅れ破壊特性の優れた高強度ｐｃ鋼棒およびその製造方法 | |
| JP4464735B2 (ja) | 耐水素脆化特性に優れた高強度ｐｃ鋼棒およびその製造方法 | |
| KR980009479A (ko) | 균일신장 및 고온 릴랙세이션 특성이 우수한 피씨강 막대와, 고균일신장 및 저항복비로 고온 릴랙세이션 특성이 우수한 피씨강 막대의 제조방법 | |
| JP4081234B2 (ja) | 耐水素脆化特性の優れた高強度鋼 | |
| JPH09279303A (ja) | 遅れ破壊特性の優れた高強度ｐｃ鋼棒およびその製造方法 | |
| JP6135553B2 (ja) | 鉄筋およびその製造方法 | |
| JPH06185513A (ja) | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルトとその製造法 | |
| JP6682863B2 (ja) | 高炭素鋼線材および高炭素鋼線 | |
| JP2006104550A (ja) | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ｐｃ鋼棒およびその耐遅れ破壊特性向上方法 | |
| JP3348187B2 (ja) | 高強度ｐｃ鋼棒及びその製造方法 | |
| JP2847508B2 (ja) | 遅れ破壊特性に優れた耐塩性ｐｃ鋼棒 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20050913 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20071203 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20071218 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20080218 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20080422 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20080515 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20080610 |
|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20080619 |
|
| R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 4146271 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110627 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110627 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120627 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130627 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130627 Year of fee payment: 5 |
|
| S531 | Written request for registration of change of domicile |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313531 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130627 Year of fee payment: 5 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130627 Year of fee payment: 5 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130627 Year of fee payment: 5 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |