JP2006137990A - 非調質鉄筋用鋼材およびその製造方法 - 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、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有する非調質鉄筋用鋼材とその製造方法を提供すること。また、低温靭性に優れた非調質鉄筋用鋼材とその製造方法を提供すること。
【解決手段】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り、金属組織が実質的にベイナイトであることを特徴とする非調質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非調質鉄筋用鋼材およびそ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２参照。）。
特開平８−３２５６３７号公報 特許２９７３９０９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。

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、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有する非調質鉄筋用鋼材とその製造方法を提供することにある。

また本発明の他の目的は、低温靭性に優れた非調質鉄筋用鋼材とその製造方法を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％、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り、金属組織が実質的にベイナイトであることを特徴とする非調質鉄筋用鋼材である。

第２の発明は、さらに、質量％で、Ｂ：０．００２０〜０．０１００％を含有し、鋼中Ｂ量とＮ量の間に下記（１）式で示される関係が成り立つことを特徴とする上記第１の発明に記載の非調質鉄筋用鋼材である。
Ｂ（％）≧Ｎ（％）／１４×１１＋０．０００５・・・（１）
第３の発明は、さらに、質量％で、Ｃｒ：２．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｖ：１．０％以下、Ｗ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｃｏ：１．０％以下、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上記第１または第２の発明に記載の非調質鉄筋用鋼材である。

第４の発明は、上記第１〜第３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、２０℃／ｓ以下の冷却速度で冷却することを特徴とする非調質鉄筋用鋼材の製造方法である。

本発明によれば、圧延のままで強度・延性が高く、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非調質鉄筋用鋼材を製造できる。

本発明者らは、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て、本発明を完成した。

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０．３％以下とする。

Ｓｉは、鋼の脱酸及び強化のために添加するが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。

Ｍｎは、焼入性を確保し目標の強度を得るために０．２％以上の添加が必要である。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。

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、その含有量が０.００１％未満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。

Ａｌは、鋼の脱酸のために添加するが、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。

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。Ｔｉは基本的に添加しないことが望ましいが、許容し得る含有量は０．００３％未満である。

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許容しうる含有量の上限は０．０３％である。

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許容しうる含有量の上限を０．０３％とする。

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。

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。強度上昇効果を得るためには０．００２０％以上の添加を必要とするが、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。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量との間に下記（１）式で示される関係が成り立つことが必要である。
Ｂ（％）≧Ｎ（％）／１４×１１＋０．０００５・・・（１）
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２．０％以下とする。

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１．０％以下とする。

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。これらの効果は０.０１％以上で発現するので０．０１％以上とすることが好ましい。一方、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の添加量は、１．０％以下とする。

Ｗは、焼入れ性を向上させる元素であり、強度の向上に有効であるので含有されていてもよい。強度向上に寄与させるためには、０．０１％以上とすることが好ましい。しかし、Ｗは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、添加量は１．０％以下とする。

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有効であり含有されていてもよい。強度向上に寄与させるためには０．０１％以上とすることが好ましい。しかし、Ｎｉは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、添加量は１．０％以下とする。

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。０．０１％未満ではその効果が不十分であるため、０．０１％以上含有させることが好ましい。１．０％を超えると熱間加工性や溶接性を阻害するため、添加量は１．０％以下とする。

Ｃｏは、焼入性を向上させ強度の向上に有効な元素であるため含有されていてもよい。強度の向上に寄与させるためには０．０１％以上とすることが好ましい。しかし、過剰に添加しても効果が飽和するため、添加量は１．０％以下とする。

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、０．００１０％以上０．００５０％以下の添加とする。

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。

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、ベイナイトの面積分率が８０％以上であればよい。島状マルテンサイトやフェライトを含有する場合には、トータルの面積分率で島状マルテンサイトおよびフェライトの分率はそれぞれ１０％未満であることが望ましい。

本発明の鋼材においては、ＴｉＮは析出しないことが望ましい。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。

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し、その後５００℃〜８００℃の温度範囲を０．３℃／ｓ以上、２０℃／ｓ以下の冷却速度で冷却することで、ベイナイトの面積分率が８０％以上の組織を有する非調質鉄筋用鋼材として製造することができる。

加熱温度をＡｃ₃点以上、１２５０℃以下の温度範囲内とした理由は、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。また、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い、強度、延性が低下し、また、熱料原単位の上昇にもつながるからである。

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、２０℃／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２０℃／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。

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。

表１に示す化学成分の鋼（鋼種Ａ〜Ｍ）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、直径１３ｍｍの異形棒鋼を製造した（Ｎｏ．１〜１９）。

製造した各棒鋼について顕微鏡観察により組織とその面積分率を調べた。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。さらに、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。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。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、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範囲内であるＮｏ．１１〜１４の鋼材のうち、圧延後の冷却速度が本発明の範囲よりも低いＮｏ.１１およびＮｏ.１４は鋼中ミクロ組織のフェライト含有率が高く、表２に示すように、降伏強度（ＹＳ）がそれぞれ目標値に達していない。一方、圧延後の冷却速度が本発明の範囲よりも高いＮｏ.１２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するとともに低温靭性が目標値に達していない。熱間圧延前の加熱温度が本発明範囲よりも高いＮｏ.１３も同様に曲げ加工時に破断を生じるサンプルが存在するとともに低温靭性が目標値に達していない。また、化学成分が本発明の範囲外である鋼種Ｉ、Ｊ、Ｋ、Ｌ、Ｍを用いたＮｏ．１５〜１９の鋼材は、ＹＳ、母材伸び、溶接継手伸びのいずれかあるいは複数が目標に達していない。これに対して、化学成分が本発明の範囲内であり、本発明の製造方法を用いた鋼材であるＮｏ．１〜１０はＹＳ、母材伸び、溶接継手伸びとも、それぞれ、目標とする値が安定して得られ、溶接割れの発生も無かった。

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 (4)

1. 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り、金属組織が実質的にベイナイトであることを特徴とする非調質鉄筋用鋼材。
2. さらに、質量％で、Ｂ：０．００２０〜０．０１００％を含有し、鋼中のＢ量とＮ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１に記載の非調質鉄筋用鋼材。
   Ｂ（％）≧Ｎ（％）／１４×１１＋０．０００５・・・（１）
3. さらに、質量％で、Ｃｒ：２．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｖ：１．０％以下、Ｗ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｃｏ：１．０％以下、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１または請求項２に記載の非調質鉄筋用鋼材。
4. 請求項１ないし請求項３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、２０℃／ｓ以下の冷却速度で冷却することを特徴とする非調質鉄筋用鋼材の製造方法。

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