JP2008196045A

JP2008196045A - 高強度鉄筋用鋼材の製造方法

Info

Publication number: JP2008196045A
Application number: JP2007150295A
Authority: JP
Inventors: Takashi Iwamoto; 岩本　　隆; Yoshimichi Hino; 善道日野; Takaaki Toyooka; 高明豊岡; Akira Yamauchi; 章山内
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2007-01-17
Filing date: 2007-06-06
Publication date: 2008-08-28
Anticipated expiration: 2027-06-06
Also published as: JP5092554B2; JP2008196046A; JP5205820B2

Abstract

【課題】降伏応力７８５ＭＰａ以上の高強度の鉄筋用鋼材であって、多量の合金元素を添加することなく強度と延性に優れ、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高強度鉄筋用鋼材の製造方法を提供すること。または、低温靭性に優れた高強度鉄筋用鋼材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、を含有する鋼素材を、加熱温度：Ａｃ₃点〜１２５０℃、圧延終了温度：Ａｒ₃温度以上で丸棒等への熱間圧延を行い、熱間圧延完了温度から５００℃までの温度範囲を１．５℃／ｓ以上、５００〜３００℃までの温度範囲を１℃／ｓ未満の冷却速度で冷却を行うことを特徴とする高強度鉄筋用鋼材の製造方法を用いる。
【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。

加えてこれらの特許文献に記載の技術においてはいずれも、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。

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以上の高強度の鉄筋用鋼材であって、多量の合金元素を添加することなく強度と延性に優れ、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高強度鉄筋用鋼材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、低温靭性に優れた高強度鉄筋用鋼材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、化学組成が質量％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である鋼素材を、加熱温度：Ａｃ₃点〜１２５０℃、圧延終了温度：Ａｒ₃温度以上で丸棒、丸線材あるいは異形棒、異形線材形状への熱間圧延を行い、その後熱間圧延完了温度から５００℃までの温度範囲を１．５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却を行い、５００〜３００℃までの温度範囲を１℃／ｓ未満の冷却速度で冷却を行うことを特徴とする、降伏応力７８５ＭＰａ以上、全伸び８％以上、絞り３５％以上の高強度鉄筋用鋼材の製造方法。

第２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１の発明に記載の高強度鉄筋用鋼材の製造方法。
０．０１００≧Ｂ（％）≧｛Ｎ（％）／１４−Ｔｉ（％）／２７｝×１１＋０．０００５・・・（１）
第３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１の発明または第２の発明に記載の高強度鉄筋用鋼材の製造方法。

第４の発明は、冷却後さらに、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第１の発明ないし第３の発明のいずれかに記載の高強度鉄筋用鋼材の製造方法。
Ｔ×ｌｏｇｔ≧１７００・・・（２）

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高強度鉄筋用鋼材を製造できる。さらに、簡易的な温度保持工程を追加することにより、鋼中の残留水素を低めて、さらなる特性向上も可能となる。

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でも製造可能な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を見出した。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いだした。さらに、熱間圧延後の鋼材中の水素濃度を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も明らかにした。これらの知見を持って上記の目標達成が可能であることを見出して、本発明を完成した。

以下に本発明で製造する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。

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。

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。

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を０．０３％以下とする。

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％以下とする。

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。

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。

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、許容しうる含有量の上限を０．００３％未満とする。

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。必要な効果を得るためには０．０００５％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、必要な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。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。そのため、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、その必要Ｂ量と鋼中のＮ量と関係を式に表すと、下記（１）式の様に表記できる。
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％以上添加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。

次に、本発明で製造される鋼材の金属組織について説明する。本発明で製造される鋼材の金属組織は、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／または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。

本発明で製造される鋼材においては、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。

本発明では、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温度以上で丸棒あるいは異形形状への熱間圧延を行い、その後熱間圧延完了温度から５００℃までの温度範囲を１．５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却を行い、５００℃〜３００℃までの温度範囲を１℃／ｓ未満の冷却速度で冷却を行うことで、ベイナイトの面積分率が８０％以上の組織を有し、強度と延性バランスに優れ、特性バラツキも小さい非調質鉄筋用鋼材を製造することができる。

加熱温度をＡｃ₃点以上、１２５０℃以下とした理由は、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って延性が低下し、また、熱料原単位の上昇にもつながるからである。

熱間圧延後圧延完了温度から５００℃までの温度範囲を１．５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却を行う理由は、この温度域におけるフェライトおよびパーライトの生成を抑止するためであり、１．５℃／ｓ未満の冷却速度では、これらフェライトおよびパーライト生成抑止が困難となる。

５００℃から３００℃までの温度範囲を１℃／ｓ未満の冷却速度で冷却を行う理由は、この温度域におけるベイナイト変態の促進を図るためである。この温度域が１℃／ｓ以上の冷却速度となるとベイナイト変態が十分に進行せず、未変態オーステナイトとして一部残留した部分が、３００℃以下に冷却された際にマルテンサイト変態を起こす。また、ベイナイト変態完了後も３００℃までを１℃／ｓ未満の冷却とすることで、圧延素材中の水素および熱間圧延中に侵入した水素を放出することが可能となる。

熱間圧延後の冷却速度が、上記のような本発明の条件を満たさない場合には、ミクロ組織中に、一定量以上のフェライト、パーライトまたはマルテンサイトが混入し、目的とする「実質的にベイナイト組織からなる鋼材」を得ることが困難となる。

さらに冷却後、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が好ましい。
Ｔ×ｌｏｇｔ≧１７００・・・（２）
但し、Ｔは保持温度（Ｋ）、ｔは保持時間（秒）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理由は、以下の通りである。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、種々調査を行った。その結果、鋼材には０．５〜１．５ｐｐｍ程度の水素が残留している場合があり、これが鋼材の延性に悪影響を及ぼしていることを見いだした。すなわち、残留水素の低減に伴って引張特性、中でも曲げ加工性への影響が大きい絞り値が改善する（絶対値の上昇とバラツキの低減）ことを確認した。そして、鋼中残留水素と引張試験時の絞り値の関係を調査し、鋼中水素量を低下することで、鋼材の延性が改善しうることを確認した。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以下とすることが好ましい。

本発明においては、５００〜３００℃の冷却速度を１℃／ｓ未満とすることで、熱間圧延ままでも鋼中水素の低減を可能としているが、上記（２）式を満足する温度−時間履歴を経ることで、より確実に鋼中水素の放出が可能となり、安定した鋼材延性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。ただし、保持温度を４００℃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４００℃未満とすることが好ましい。

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〜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圧延を行い、表２に示す冷却速度で熱間圧延完了後５００℃まで、および５００℃〜３００℃の温度範囲をそれぞれ冷却したのち、必要に応じて種々の温度で種々の時間保持して、Ｎｏ．１〜１９の直径１３ｍｍの異形棒鋼を製造した。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面積分率を調べ、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平均値と標準偏差を求めた。

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）を測定して溶接割れの有無を確認し、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、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。また、母材絞り値平均値が３５％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。

圧延完了後の、圧延完了温度から５００℃までの冷却速度が本発明の範囲よりも遅いＮｏ．１３、Ｎｏ．１４およびＮｏ．１７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おらず、Ｎｏ．１４、Ｎｏ．１７では絞りも低い値を示している。また、５００℃から３００℃の冷却速度が本発明の範囲よりも速いＮｏ．１４およびＮｏ．１５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の範囲よりも高いＮｏ．１６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（Ｎｏ．１８）、Ｊ（Ｎｏ．１９）、Ｋ（Ｎｏ．２０）、Ｌ（Ｎｏ．２１）の場合は、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、化学成分が本発明の範囲内の鋼種（鋼種Ａ〜Ｈ）を用い、本発明の製造方法で製造した鋼材であるＮｏ．１〜１２はＹＳ、母材伸び、絞り（平均値、標準偏差）、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、溶接部破断の発生も無かった。中でも圧延後の保持温度−時間が（Ｔ×ｌｏｇｔ≧１７００）を満足するＮｏ．１、Ｎｏ．３、Ｎｏ．５およびＮｏ．７〜Ｎｏ．１２は、圧延後保持が（Ｔ×ｌｏｇｔ≧１７００）を満足しないＮｏ．２、Ｎｏ．４、Ｎｏ．６との比較において、引張試験時の絞りの平均値がさらに高く、バラツキも小さい。

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

化学組成が質量％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である鋼素材を、加熱温度：Ａｃ₃点〜１２５０℃、圧延終了温度：Ａｒ₃温度以上で丸棒、丸線材あるいは異形棒、異形線材形状への熱間圧延を行い、その後熱間圧延完了温度から５００℃までの温度範囲を１．５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却を行い、５００〜３００℃までの温度範囲を１℃／ｓ未満の冷却速度で冷却を行うことを特徴とする、降伏応力７８５ＭＰａ以上、全伸び８％以上、絞り３５％以上の高強度鉄筋用鋼材の製造方法。
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１に記載の高強度鉄筋用鋼材の製造方法。
０．０１００≧Ｂ（％）≧｛Ｎ（％）／１４−Ｔｉ（％）／２７｝×１１＋０．０００５・・・（１）
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１または請求項２に記載の高強度鉄筋用鋼材の製造方法。
冷却後さらに、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請求項１ないし請求項３のいずれかに記載の高強度鉄筋用鋼材の製造方法。
Ｔ×ｌｏｇｔ≧１７００・・・（２）