JP2008196046A - 高強度鉄筋用鋼材および高強度鉄筋、ならびにそれらの製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】降伏応力７８５ＭＰａ以上の高強度鉄筋用鋼材であって、延性のばらつきが小さく、しかも、低温靭性に優れ溶接しても母材と同等レベルの引張強度や延性を有する高強度鉄筋用鋼材および高強度鉄筋、ならびにそれらの製造方法を、低コストで提供すること。
【解決手段】鋼材が質量％で、Ｃ：０．１５〜０．３０％を含有する鋼材、好ましくは、Ｓｉ：０．０５〜１％、Ｍｎ：０．２〜２．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．０１〜１．０％、Ｎｂ：０．００１〜０．３％、Ｔｉ：０．００３％未満、Ｎ：０．００６０％未満を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼材で、鋼材の金属組織が、体積比率で８０％以上のベイナイト、残部フェライトおよび／またはマルテンサイトから構成され、鋼材中の残留水素濃度が０．３ｐｐｍ以下であることを特徴とする高強度鉄筋用鋼材を用いる。
【選択図】図１

Description

本発明は、例えば、鉄筋コンクリート構造物に用いられる剪断補強筋の素材として使用される高強度鉄筋用鋼材および高強度鉄筋、ならびにそれらの製造方法に関する。

鉄筋コンクリート構造物を補強してその崩壊を防ぐために剪断補強筋が使用される。剪断補強筋を使用した鉄筋コンクリート構造物では、鉄筋コンクリート構造物が剪断変形する際に、剪断補強筋が伸びて塑性変形することにより、鉄筋コンクリート構造物の変形エネルギーが剪断補強筋に吸収され鉄筋コンクリート構造物の崩壊が防がれる。しかし、これまでの剪断補強筋は、伸び特性という点からは必ずしも十分なものではない。剪断補強筋は、曲げ加工により円形や角形等に成形されて製造されるものであり、伸び特性に優れると、曲げ加工が容易となり、加工性の面からも大きなメリットとなる。

また、近年は、剪断補強筋を溶接して施工することで鉄筋コンクリート構造物を補強する、施工性のよい溶接閉鎖型の需要が高まっている。この溶接閉鎖型の剪断補強筋では、溶接後の強度・延性を低下させないことが大切であり、溶接部の継手伸びも重要な特性となる。通常、剪断補強筋の溶接では、フラッシュバット溶接やアプセットバット溶接と呼ばれる高能力、高生産性の抵抗溶接が利用される。ここで、フラッシュバット溶接とは、２本の棒鋼の端面どうしを接触させ２つの端面の間に大電圧をかけ、アークの接触と短絡を繰り返して端部に溶融部を形成し、最後にこの溶融部をアプセット（据え込み変形）により排出し、２本の棒鋼の端部に接合部を形成する溶接法である。また、アプセットバット溶接とは、完全に突き合わせられた２本の棒鋼の端面の間に大電圧をかけ、抵抗発熱により端部をアプセットし２本の棒鋼の端部に接合部を形成する溶接法である。

このような剪断補強筋に用いる鉄筋用鋼材として、圧延後に焼入れや焼き戻し等の熱処理を施さなくとも強度と延性に優れ、溶接しても母材と同等レベルの引張強度や延性を有する非調質鉄筋用鋼材が知られている（例えば、特許文献１、特許文献２、特許文献３参照。）。
特開平８−３２５６３７号公報 特許２９７３９０９号公報 特開２００６−１３７９９０号公報

特許文献1に記載の非調質鉄筋用鋼材は、Ｍｏ添加を必須とするため、コストが高いという問題がある。また、特許文献２に記載の高強度鉄筋用非調質鋼材は、Ｔｉを０．００３％以上含有するため、ＴｉＮの生成により靭性が低下する場合がある。

またこれらの鋼材については低温靭性について考慮されていないため、寒冷地での使用に際して割れが発生する恐れもある。

さらに、これらの鋼材は圧延ままでの高い強度−延性バランスの達成を目的としているが、熱間圧延後の線材冷却履歴等のばらつきを起因とする特性ばらつきが大きく、優れた特性を安定的に得ることが困難であるのが実情である。

特許文献３に記載の非調質鉄筋用鋼材は、上記のコストや低温靭性の問題を解決できる優れた鋼材であるが、特許文献１、２に記載の鋼材と同様に延性のばらつきが大きく、曲げ加工を行なう際に折れが発生する場合があるという問題がある。

したがって本発明の目的は、このような従来技術の課題を解決し、降伏応力７８５ＭＰａ以上の高強度鉄筋用鋼材であって、延性のばらつきが小さく、しかも、低温靭性に優れ溶接しても母材と同等レベルの引張強度や延性を有する高強度鉄筋用鋼材および高強度鉄筋、ならびにそれらの製造方法を、低コストで提供することにある。

このような課題を解決するための本発明の特徴は以下の通りである。

第１の発明は、質量％でＣ：０．１５〜０．３０％を含有する鋼材の金属組織が、体積比率で８０％以上のベイナイト、残部フェライトおよび／またはマルテンサイトから構成され、鋼材中の残留水素濃度が０．３ｐｐｍ以下であることを特徴とする高強度鉄筋用鋼材。

第２の発明は、鋼材が質量％で、Ｃ：０．１５〜０．３０％、Ｓｉ：０．０５〜１％、Ｍｎ：０．２〜２．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．０１〜１．０％、Ｎｂ：０．００１〜０．３％、Ｔｉ：０．００３％未満、Ｎ：０．００６０％未満、を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする第１の発明に記載の高強度鉄筋用鋼材。

第３の発明は、鋼材がさらに、Ｂを含有し、該Ｂの含有量は、質量％で、鋼中のＮ量、Ｔｉ量との間に下記（１）式で示される関係が成り立つことを特徴とする第２の発明に記載の高強度鉄筋用鋼材。
０．０１００≧Ｂ（％）≧｛Ｎ（％）／１４−Ｔｉ（％）／２７｝×１１＋０．０００５・・・（１）
第４の発明は、鋼材がさらに、質量％で、Ｃｒ：０．１〜２．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｖ：０．０１〜１．０％、Ｗ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｃｏ：０．０１〜１．０％、Ｓｂ：０．００１０〜０．００５０％の中から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする第２の発明または第３の発明に記載の高強度鉄筋用鋼材。

第５の発明は、第２の発明ないし第４の発明のいずれかに記載の化学組成を有する鋼を、加熱温度：Ａｃ₃点以上、圧延終了温度：Ａｒ₃温度以上で熱間圧延し、その後５００℃〜８００℃の温度範囲を０．３℃／ｓ以上、２５℃／ｓ以下の冷却速度で冷却し、その後下記（２）式を満たす保持温度Ｔ（Ｋ）、保持時間ｔ（秒）での保持を行なうことを特徴とする高強度鉄筋用鋼材の製造方法。
Ｔ×ｌｏｇｔ≧１７００・・・（２）
第６の発明は、第１の発明ないし第４の発明のいずれかに記載の高強度鉄筋用鋼材に、鉄筋コンクリート施工に使用するための曲げ加工が施されていることを特徴とする高強度鉄筋。

第７の発明は、第２の発明ないし第４の発明のいずれかに記載の化学組成を有する鋼を、加熱温度：Ａｃ₃点〜１２５０℃、圧延終了温度：Ａｒ₃温度以上で熱間圧延し、その後５００℃〜８００℃の温度範囲を０．３℃／ｓ以上、２５℃／ｓ以下の冷却速度で冷却し、その後下記（２）式を満たす保持温度Ｔ（Ｋ）、保持時間ｔ（秒）での保持を行ない、しかる後に曲げ加工を施し、鉄筋コンクリート施工に使用する鉄筋とすることを特徴とする、高強度鉄筋の製造方法。
Ｔ×ｌｏｇｔ≧１７００・・・（２）

本発明によれば、強度・延性が高く、延性特性のばらつきが小さく、溶接した場合の母材伸びや溶接継手伸びに優れた鋼材を、高価な合金元素を添加することなく低コストで製造できる。また低温靭性に優れた高強度鉄筋用鋼材、さらには高強度鉄筋を製造できる。

本発明者らは、まず、非調質であっても強度と延性に優れ、しかも、溶接しても母材と同等レベルの引張強度や延性をもつ非調質鉄筋用鋼材を製造するために種々の実験・研究を行った。その際に、焼入れ・焼きもどしを行わずに圧延のままで降伏強度が７８５ＭＰａ以上、引張強度９３０ＭＰａ以上、母材伸び（ＥＬ）８％以上、溶接継手伸び５％以上、曲げ加工時破断なし、という強度と延性を兼ね備えた機械的性質を有する非調質鉄筋用鋼材を製造することを目標とした。また、低温靭性として、母材の０℃でのシャルピー衝撃値（ｕＥ０）が８０Ｊ以上であることを目標とした。そして、非調質鉄筋用鋼材において、溶接後の強度や延性の低下を防止するには、接合部付近の溶接熱影響部（ＨＡＺ）の軟化抑制が効果的であること、また、Ｔｉの含有量を少なくし、ＴｉＮの生成抑制により低温靭性の劣化を防止することが効果的であることを見出した。しかし一方で、製造した鋼材の延性特性、特に「絞り値」のばらつきが大きく、曲げ加工を行なう際に、折れが発生する場合があり、この点を改良すべく検討を重ねた。

本発明者らは、鋼中の残留水素と鋼材の引張特性との関係に着目し、種々調査を行なった。その結果、鋼中には０．５〜１．５ｐｐｍ程度の水素が残留しており、これが鋼材の延性に著しい悪影響を及ぼしていることを見出した。すなわち、残留水素の低減に伴い、引張特性、中でも曲げ加工性への影響が大きい絞り値の絶対値が上昇し、ばらつきが低減して、引張特性が大幅に改善されることが確認できた。そして、鋼材中の水素含有量と引張試験時の絞り値との関係を調査し、鋼中の水素含有量を０．３ｐｐｍ以下に制御することで、引張試験時に３５％以上の高い絞り値を達成し、高いレベルで安定した曲げ加工性を達成しうることを見出し、本発明を完成した。鋼材の圧延後に所定の温度で所定の時間、保持を行なうことで、鋼材中の水素含有量を低下させることができる。高温で保持を行なえば、保持時間を短縮できるが、鋼材を加熱することなく圧延後に所定の期間放置することも有効であり、高温保持を行なわない場合には本発明の鋼材は非調質鋼材に分類できる。

本発明の高強度鉄筋用鋼材は、質量％でＣ：０．１５〜０．３０％を含有する鋼材であり、金属組織が、体積比率で８０％以上のベイナイト、残部フェライトおよび／またはマルテンサイトから構成され、鋼材中の残留水素濃度が０．３ｐｐｍ以下であるものである。このような鋼材を用いることで、降伏強度が７８５ＭＰａ以上、母材伸び（ＥＬ）８％以上、絞り値３５％以上を達成できる。

上記のような鋼材として、下記に示す成分組成のものを用いることが好ましい。

以下に本発明の鋼材の成分の限定理由を説明する。以下の説明において％で示す単位は、特に記載がある場合以外は全て質量％である。

Ｃは、目的とする強度を確保するために０．１５％以上は必要である。しかし、０．３０％を超えて添加すると溶接性や延性が劣化するため０．３０％以下とする。

残留水素は、その濃度が０．３ｐｐｍ超であると、引張試験時に３５％以上の高い絞り値を達成できなくなり、高いレベルで安定した曲げ加工性を達成し得なくなる。よって、鋼材中の残留水素量は、０．３ｐｐｍ以下とする。

本発明の鋼材では、前記したＣ、残留水素以外の元素の含有量は、後述する体積比率で８０％以上のベイナイト、残部フェライトおよび／またはマルテンサイトから構成される金属組織を得られれば特に限定されるものではないが、以下に示すように各元素の含有量が調整されていることが、特に好ましい。

Ｓｉは、鋼の脱酸及び強化のために添加できるが０．０５％未満では効果が少ないため０．０５％以上添加する。しかし、１％を超えて添加すると継手曲げ性を低下させるため１％以下とすることが好ましい。

Ｍｎは、焼入性を確保し目標の強度を得るために０．２％以上添加することが好ましい。しかし、２．５％を超えて添加すると延性や溶接性の劣化を招くため２．５％以下とすることが好ましい。

Ｎｂは、鋼中に微細な炭窒化物を形成し、母材の強度上昇とともに、溶接熱影響部軟化抑制に有効な元素である。析出炭窒化物がＴｉＮと比較してもさらに微細であるため、靭性への悪影響も小さい。しかし、０.００１％未満の添加では十分な効果が得られず、０.３％を超えるとＮｂ炭窒化物であっても溶接熱影響部の靭性劣化が著しくなるため、Ｎｂ含有量は０.００１〜０.３％とすることが好ましい。

Ａｌは、鋼の脱酸のために添加できるが、０．０１％以下ではその効果が少ないため０．０１％を超える量を添加する。しかし、１．０％以上添加すると継手曲げ性を低下させるため１．０％未満とすることが好ましい。

Ｔｉは、Ｎを固定し粗大な窒化物（ＴｉＮ）を生成するので靭性低下を促進する。よって、本発明の鋼材においては、ＴｉＮは析出しないこと、あるいは、ＴｉＮが析出する場合は、その粒径の最大径を１０μｍ以下とすることが望ましい。そのためには、Ｔｉは基本的に添加しないことが望ましく、含有されたとしてもその含有量は０．００３％未満ととすることが好ましい。

Ｐは、鋼材を脆化し、母材と溶接後の延性、および低温靭性を劣化させる。Ｐは基本的に含有しないことが望ましいが、不可避不純物として含有されたとしてもその含有量は０．０３％以下であることが好ましい。

Ｓは、鋼中でＭｎなどの金属と結合して粗大な硫化物を形成し、母材と溶接後の延性、および低温靭性を劣化させる。Ｓは基本的に含有しないことが望ましいが、不可避不純物として含有されたとしてもその含有量は０．０３％以下であることが好ましい。

Ｎは、不可避的不純物であり、０．００６０％を超えて含有された場合、溶接時にＴｉＮ、ＶＮ等の粗大な析出物を形成し、溶接継手の引張強度及び曲げ性を低下させるため、０．００６０％未満とすることが好ましい。

さらに、Ｂを添加することが望ましい。

Ｂは焼入性を向上させる元素であり、母材の強度上昇を特に必要とする場合には、添加が有効である。しかし、０．０１００％を超えて添加しても焼入性向上効果が飽和し、溶接性が劣化する原因にもなるため０．０１００％以下とすることが好ましい。また、強度上昇効果を得るためには、Ｂが鋼中に固溶している必要がある。しかし、鋼中に固溶Ｎが存在する場合には鋼中のＢはＢＮの形成に消費され、ＢＮとしてＢが鋼中に存在する場合には、焼き入れ性の向上に寄与しない。しかしＴｉが存在すると、その存在量に応じて鋼中のＮをＴｉＮとして固定し、ＴｉＮとなったＮはＢＮの形成に寄与しなくなる。したがって、Ｂを添加する場合にはＢＮの形成に消費される以上の量を添加する必要があり、鋼中のＢ量とＮ量とＴｉ量との間に下記（１）式で示される関係が成り立つことが特に好ましい。
０．０１００≧Ｂ（％）≧｛Ｎ（％）／１４−Ｔｉ（％）／２７｝×１１＋０．０００５・・・（１）
尚、上記（１）式の各元素記号は質量％での各元素の含有量である。

以下の元素は、鋼材の強度・延性のバランス向上に有効であり、必要に応じて１種または２種以上を選択して添加することができる。

Ｃｒは、焼入性を高める元素であり、強度を上昇させるために含有されていてもよく、０．１％以上とすることが好ましい。しかし、２．０％を超えて添加すると焼入性が過大となり延性や溶接性を劣化させるため添加する場合は２．０％以下とすることが好ましい。

Ｍｏは、焼入性を高めるとともに、組織を改善して延性を向上させるために含有されていてもよく、０．０１％以上とすることが好ましい。しかし１．０％を超えて添加するとコストが上昇し、また、溶接性が劣化する原因となるため添加する場合は１．０％以下とすることが好ましい。

Ｖは、鋼材の焼き入れ性を向上させるとともに炭窒化物の形成により母材の強度を上昇させ、さらに溶接熱影響部軟化抑制にも有効な元素である。０.０１％未満の添加では十分な効果が得られず、１．０％を超えると著しく溶接熱影響部の靭性を劣化させるため、Ｖを添加する場合は、０．０１％以上、１．０％以下とすることが好ましい。

Ｗは、焼入れ性を向上させる元素である。強度の確保が必要な場合に０．０１％以上添加することができるが、高価であることに加えて、過剰に添加すれば溶接性を劣化させるため、添加する場合は１．０％以下とすることが好ましい。

Ｎｉは、焼入性を向上させる元素である。強度の確保が必要な場合に０．０１％以上添加することができるが、高価であることに加えて、過剰に添加すれば溶接性を劣化させるため、添加する場合は１．０％以下とすることが好ましい。

Ｃｕは、焼入性を高め、フェライト相を析出強化することにより強度を向上させる元素である。強度を確保する必要のある場合に添加することができるが、０．０１％未満では効果が不十分であり、１．０％を超えると熱間加工性や溶接性を阻害するため、添加する場合は０．０１％〜１．０％とすることが好ましい。

Ｃｏは、焼入性を向上させ強度の向上に有効な元素である。強度の確保が必要な場合に０．０１％以上添加することができるが、過剰に添加しても効果が飽和するため、添加する場合は１．０％以下とすることが好ましい。

Ｓｂは、熱間圧延前の加熱時のオーステナイト粒径粗大化を抑制するとともに、加熱時の表層脱炭を抑制する作用を有しており、熱間圧延時の加熱温度の上昇が必要な場合に添加することができる。０．００１０％未満の添加では十分な効果が得られず、一方、０．００５０％を超えて添加すると効果が飽和するとともに熱間加工性および低温靭性の低下をもたらずため、添加する場合は０．００１０％以上、０．００５０％以下とすることが好ましい。

上記以外の残部は、Ｆｅ及び上記以外の不可避的不純物からなることが好ましい。

次に、本発明の鋼材の金属組織について説明する。本発明の鋼材の金属組織は、実質的にベイナイト組織からなる。実質的にベイナイト組織からなるとは、本発明の作用効果を無くさない限り、ベイナイト以外の組織を含有するものが、本発明の範囲に含まれることを意味する。ベイナイト以外の組織を含有すると、強度と延性のバランスが低下するため、ベイナイト以外の組織は少ないほど望ましい。しかし、ベイナイト以外の組織の割合が低い場合は影響が無視できるため、ベイナイトの体積比率が８０％以上であればよい。ベイナイト以外の組織を含有する場合は、フェライトおよび／またはマルテンサイトから構成されるものとする。島状マルテンサイトやフェライトを含有する場合には、トータルの体積比率で島状マルテンサイトおよびフェライトの割合はそれぞれ１０％未満であることが望ましい。

本発明の鋼材は、上記の成分組成を有する鋼を用い、加熱温度：Ａｃ₃点〜１２５０℃、圧延終了温度：Ａｒ₃温度以上で熱間圧延を行い、その後５００℃〜８００℃の温度範囲を０．３℃／ｓ以上、２５℃／ｓ以下の冷却速度で冷却を行ない、さらにその後、下記（２）式を満足する温度、および時間で保持する工程を経ることで、ベイナイトの体積比率が８０％以上の組織を有し、残留水素濃度が０．３ｐｐｍ以下であって、強度と延性バランスに優れ、特性ばらつきも小さい高強度鉄筋用鋼材として製造することができる。
Ｔ×ｌｏｇｔ≧１７００・・・（２）
但し、Ｔは保持温度（Ｋ）、ｔは保持時間（秒）である。

加熱温度をＡｃ₃点以上とした理由は、Ａｃ₃点未満の温度では加熱後に引き続いて行われる圧延において加工性が悪化することと、鋼のミクロ組織中に伸長したフェライトが残留して伸びが低下することによるものである。なお、１２５０℃を超える加熱の場合、オーステナイト粒の粗大化にともなって延性が低下し、また、熱料原単位の上昇にもつながる場合があるので、加熱温度は１２５０℃以下とする。

熱間圧延においては、通常、丸棒または異形形状に圧延して、棒鋼または異形棒鋼の鉄筋用鋼材とする。

熱間圧延後５００℃以上、８００℃以下の温度範囲内を０．３℃／ｓ以上、２５℃／ｓ以下の冷却速度で冷却する理由は、０．３℃／ｓ未満の冷却では組織中にフェライトが、また２５℃／ｓ超の冷却速度では島状マルテンサイトの組織分率が増加し、強度と伸びのバランスが低下するからである。

冷却後、上記（２）式を満足する温度、および時間で保持する。鋼中の残留水素の放出挙動は、温度と時間との関数の形で表すことが可能であり、保持温度により必要な保持時間は異なっている。上記（２）式を満足する保持温度（Ｋ）−保持時間（秒）の履歴を経ることで、目標とする鋼中の残留水素濃度０．３ｐｐｍ以下の鋼材を得ることが可能となる。

上記（２）式を満足させるためには、例えば１５０℃で５時間の熱処理（Ｔ×ｌｏｇｔ＝１８００≧１７００）をすることや、あるいは平均気温２０℃で２０日間保持する（Ｔ×ｌｏｇｔ＝１８２８≧１７００）など、種々の方法が可能である。１００〜４５０℃の温度域で３０分以上保持することが、一つの目安である。ただし、保持温度を４５０℃以上にすると、ベイナイトおよびマルテンサイトの焼戻しが進行しすぎて、強度が低下するため、上記（２）式におけるＴは４５０℃以下とする。好ましくは４００℃以下である。気温の高い場所で鋼材を保管する場合は、加熱の工程が不要であり、鋼材製造後の保管期間の管理のみで本発明を実施することが可能である。

上記以外の製造工程は特に限定されず、通常の鉄筋の製造工程を用いることができる。

以上説明した製造方法により、本発明の鉄筋用鋼材を製造できるが、本発明の鉄筋用鋼材を、鉄筋コンクリート施工に用いるためには、適宜曲げ加工を施す必要がある。本発明の鉄筋用鋼材は、残留水素濃度が０．３ｐｐｍ以下に抑制されているので、曲げ加工性への影響が大きい絞り値の絶対値が大きく、かつ、そのばらつきも小さいので、曲げ加工時に折れることがない。

本発明の高強度鉄筋用鋼材に曲げ加工を施した本発明の高強度鉄筋は、延性に富んでおり、鉄筋コンクリート施工時に折損することもない。

さらに、本発明の高強度鉄筋用鋼材は、溶接継手の延性についても優れているので、本発明の高強度鉄筋に溶接を施した鉄筋についても、鉄筋コンクリート施工時の折損が防止されたものとなる。

表１に示す化学成分の鋼（鋼種Ａ〜Ｌ）を溶製鋳造してビレットとし、表２に示す各温度に加熱して、各圧延終了温度で完了する圧延を行い、表２に示す冷却速度で５００℃〜８００℃の温度範囲を冷却したのち、種々の温度で種々の時間保持して、直径１３ｍｍの異形棒鋼を製造した（Ｎｏ．１〜１８）。なお、加熱温度はいずれもＡｃ₃点以上であり、圧延終了温度はいずれもＡｒ₃温度以上である。

製造した各棒鋼について顕微鏡観察により組織とその体積比率を調べ、鋼材中の残留水素濃度を測定した。

また、母材の特性を調べるために引張試験を行ない、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、母材伸び（ＥＬ）を測定した。

また、引張試験において絞り値も測定した。各棒鋼について２０箇所ずつ測定して絞り値の標準偏差を求めた。

次に、図１に示すように節１０ａ、２０ａをそれぞれ有する２本の異形棒鋼１０、２０をアプセットバット溶接して溶接継手を作製し、これを引張試験に供して溶接継手伸び（溶接部を含む棒鋼そのものを引張試験した際の全伸びの値）を測定するとともに破断位置を確認した。破断位置は、溶接部近傍について０．５ｍｍピッチでビッカース硬さを測定して、図１に示すような長手方向の硬さプロファイルを求め、母材硬さより硬さが大きい部分を溶接部、母材硬さよりも硬さが小さい部分を軟化部として、破断位置がいずれの部分であるかを評価した。

次に、母材の曲げ特性を調べるために、異形棒鋼を長さ５００ｍｍに切断した後、公称直径の１倍の曲げ直径で１８０°まで曲げた後、これを９０°まで曲げ戻す曲げ−曲げ戻し試験を行い、異形棒鋼１０本中の折損本数の割合（破断率）を算出することにより曲げ加工性を評価した。

さらに、低温靭性として、母材の０℃でのシャルピー衝撃値（ｕＥ０）を測定した。

結果を表２に併せて示す。なお、表２には、上記の硬さプロファイルにおいて最小の硬さをＨＡＺビッカース硬さとして併記する。

降伏強度が７８５ＭＰａ以上、引張強度９３０ＭＰａ以上、母材伸び（ＥＬ）８％以上、母材絞り値平均が４０％以上、絞り値標準偏差が１０以下を、延性のばらつきの小さい鋼材として評価した。溶接継手伸び５％以上、曲げ加工時破断率０％を本発明の鋼材に必要な特性とした。そして、シャルピー衝撃値（ｕＥ０）が８０J以上の物を良好とした。

化学成分が本発明の第１の発明の範囲内であるＮｏ．１〜１７、１９の鋼材のうち、圧延後の冷却速度が０．３℃／ｓよりも低いＮｏ.１２およびＮｏ.１５、さらにはＮ量が０．００７０％と高く、Ｂ量がＢ（％）≧｛Ｎ（％）／１４−Ｔｉ（％）／２７｝×１１＋０．０００５を満足しない鋼Ｊを用いたＮｏ．１６、およびＮｂ量が０．００１％に満たない鋼Ｋを用いたＮｏ．１７はそれぞれ鋼中ミクロ組織のフェライト含有率が高く、本発明で規定した、体積比率で８０％以上のベイナイトを満足しない。そのため、表２に示すように、降伏強度（ＹＳ）が目標値に達していない。また、引張強度（ＴＳ）も低い。

一方、圧延後の冷却速度が２５℃／ｓよりも高いＮｏ.１３は鋼中ミクロ組織のマルテンサイト含有率が高く、曲げ加工時に破断を生じるサンプルが存在した。

圧延後の保持温度Ｔ（Ｋ）と保持時間ｔ（秒）とがＴ×ｌｏｇｔ≧１７００の関係を満足しない、Ｔ×ｌｏｇｔが１７００未満であるＮｏ．１４、１５、１９では、鋼中の残留水素濃度が高く、引張試験時の絞り値の平均値が低く、標準偏差が大きく、ばらつきが大きい。さらに、Ｎｏ．１４、１５、１９では、曲げ加工時には折損も認められた。

鋼組成が本発明の範囲外となる鋼Ｌを用いたＮｏ．１８では、溶接後の伸びが十分に得られず、また曲げ試験時に全ての鋼材に折損を発生した。

これに対して、本発明の規定を満足するＮｏ．１〜１１では、ＹＳ、ＴＳ、母材伸び、絞り値（平均値、標準偏差）、溶接継手伸び、曲げ加工時破断率とも、それぞれ、目標とする値が得られ、溶接割れの発生も無かった。また低温靭性も良好であった。

中でもＮｏ．１〜Ｎｏ．９は、熱間圧延前の加熱温度が１２５０℃よりも高いＮｏ.１０、およびＴｉ量が０．００３％よりも高い鋼Ｉを用いたＮｏ．１１と比較してもさらに優れた絞り値とシャルピー衝撃値を達成した。

互いに突き合わされた鉄筋と、その溶接後の断面硬さプロファイル。

符号の説明

１０、２０ 異形棒鋼
１０ａ、２０ａ 節

Claims (7)

1. 質量％でＣ：０．１５〜０．３０％を含有する鋼材の金属組織が、体積比率で８０％以上のベイナイト、残部フェライトおよび／またはマルテンサイトから構成され、鋼材中の残留水素濃度が０．３ｐｐｍ以下であることを特徴とする高強度鉄筋用鋼材。
2. 鋼材が質量％で、Ｃ：０．１５〜０．３０％、Ｓｉ：０．０５〜１％、Ｍｎ：０．２〜２．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．０１〜１．０％、Ｎｂ：０．００１〜０．３％、Ｔｉ：０．００３％未満、Ｎ：０．００６０％未満、を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする請求項１に記載の高強度鉄筋用鋼材。
3. 鋼材がさらに、Ｂを含有し、該Ｂの含有量は、質量％で、鋼中のＮ量、Ｔｉ量との間に下記（１）式で示される関係が成り立つことを特徴とする請求項２に記載の高強度鉄筋用鋼材。
   ０．０１００≧Ｂ（％）≧｛Ｎ（％）／１４−Ｔｉ（％）／２７｝×１１＋０．０００５・・・（１）
4. 鋼材がさらに、質量％で、Ｃｒ：０．１〜２．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｖ：０．０１〜１．０％、Ｗ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｃｏ：０．０１〜１．０％、Ｓｂ：０．００１０〜０．００５０％の中から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項２または請求項３に記載の高強度鉄筋用鋼材。
5. 請求項２ないし請求項４のいずれかに記載の化学組成を有する鋼を、加熱温度：Ａｃ₃点〜１２５０℃、圧延終了温度：Ａｒ₃温度以上で熱間圧延し、その後５００℃〜８００℃の温度範囲を０．３℃／ｓ以上、２５℃／ｓ以下の冷却速度で冷却し、その後下記（２）式を満たす保持温度Ｔ（Ｋ）、保持時間ｔ（秒）での保持を行なうことを特徴とする高強度鉄筋用鋼材の製造方法。
   Ｔ×ｌｏｇｔ≧１７００・・・（２）
6. 請求項１ないし請求項４のいずれかに記載の高強度鉄筋用鋼材に、鉄筋コンクリート施工に使用するための曲げ加工が施されていることを特徴とする高強度鉄筋。
7. 請求項２ないし請求項４のいずれかに記載の化学組成を有する鋼を、加熱温度：Ａｃ₃点〜１２５０℃、圧延終了温度：Ａｒ₃温度以上で熱間圧延し、その後５００℃〜８００℃の温度範囲を０．３℃／ｓ以上、２５℃／ｓ以下の冷却速度で冷却し、その後下記（２）式を満たす保持温度Ｔ（Ｋ）、保持時間ｔ（秒）での保持を行ない、しかる後に曲げ加工を施し、鉄筋コンクリート施工に使用する鉄筋とすることを特徴とする、高強度鉄筋の製造方法。
   Ｔ×ｌｏｇｔ≧１７００・・・（２）

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