JP3756291B2 - 高強度鉄筋の製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、耐震性に優れた高強度鉄筋に関するもので、従来法よりも安価に降伏棚の伸びの大きい鉄筋を製造する技術に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年の建築構造物の大型化により、高強度な鉄筋コンクリート用棒鋼が望まれている。鉄筋を高強度化することにより、一方では棒鋼の重量を軽減することもでき、作業性も向上する。こうした、鉄筋用棒鋼に対して近年では耐震性の面から降伏棚の伸び（降伏伸び）の大きい棒鋼が要求されている。降伏棚の伸びとは、図１に示す応力−歪み曲線において、規格降伏強度の上限値である上限応力Ｆを通過するときの伸びの値のことをいう。例えば、強度６８５Ｎ／ｍｍ2 級の鉄筋では、降伏棚の伸び４が１．４％以上あることが必要である。
【０００３】
こうした要望に対して、例えば、特開平６−１３６４４１号公報には、棒鋼を熱間圧延後に水冷し、表層部を３５０℃以下に冷却してマルテンサイトを生成させた後、内部の保有熱により自己焼戻しする方法（先行技術１という）が開示されている。しかしながら、この方法は３５０℃以下にまで冷却するのに数秒の水冷時間を必要とし、今日の棒鋼製造における高速圧延においては数１０ｍの長い水冷管を必要とし、更に、圧延速度をも低下させなければならず、設備費や生産性においてコスト高になる要因が大きな問題となる。
【０００４】
また、特開昭６１−１２４５２４号公報には、Ｍｎを１．８〜５．０wt.%として焼入れ性を高めた鋼を、圧延後大気放冷した後、４５０〜７００℃に焼戻しを行なう方法（先行技術２という）が開示されている。しかしながら、この方法では焼戻しに当たって再加熱をせねばならず、コスト高になってしまう。
【０００５】
特開平４−５６７２７号公報には、Ｖ：０．１５〜０．５wt.%に加え、Ｔｉ：０．１５〜０．４wt.%を添加する方法（先行技術３という）が開示されているが、Ｔｉは炭化物を形成して強度を下げるので、Ｖによる強度向上の効果が相殺されてしまい、このため多量の合金元素を必要とし、コスト高になってしまう。
【０００６】
特開平６−２２８６３５号公報には、Ｖ：０．０１〜０．３０wt.%に加え、Ｎｂ：０．０５〜０．４０wt.%及びＴｉ：０．０５wt.%以上を添加した鋼を、圧延終了温度６５０〜８５０℃で圧延する方法（先行技術４という）が開示されている。しかしながら、Ｖの他にＮｂ及びＴｉを添加することは、それだけでコスト高になるのみならず、８５０℃より低い圧延終了温度を得るには、圧延速度を現状よりも著しく低下させねばならず、更にコスト高になってしまう。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
先行技術１〜４には、上述したように、圧延後の材料冷却用の水冷管の増設や圧延速度の低下が必要となったり、焼戻しのための再加熱が必要になったり、フェライトを増やして伸びの値を大きくするために添加したＴｉが炭化物を形成することにより強度低下をもたらしたり、あるいは、材料の強度向上元素であるＶ以外にコストのかかる合金元素の添加を要する等の問題があり、設備投資、圧延能率低下あるいは合金材コストの増加が避けられない。
【０００８】
そこで、この発明においては、上記問題を解決するために、降伏棚の伸びを大きくする方法として、リューダース伸びを大きくすることが効果的であることに着眼し、高価な合金元素の添加量を抑制しつつ、引張試験におけるリューダース伸びを増大させる高強度鉄筋の製造方法を開発することを課題とした。こうして、この発明の目的は、設備増強、製造工程の増加あるいは合金材コストを抑制することを前提とし、従来法によるよりも安価に、降伏棚の伸びの大きい、高強度鉄筋を製造する方法を提供することにある。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
先行技術１〜４の上述した問題点に鑑み、本発明者等は鋭意研究を重ねた。その結果、降伏棚の伸びは３つの部分に分けることができ、降伏棚の伸びの大きさを左右するのは、主としてリューダース帯の発生に伴って生じるリューダース伸びであることを突き止めた。
【００１０】
図１に示した応力−歪み曲線において、Ｅは目標下限応力、Ｆは目標上限応力を示す。そして、Ａ部分は弾性伸びであり、これは鋼の弾性率によって決まり、約０．４％であって一定であり、若干の成分組成の違いによって大きく変化することはない。Ｂ部分はリューダース帯の発生によって応力の増加を伴わずに伸びるリューダース伸びであり、この部分は鋼への添加元素の種類やその量によって大きく変化する。また、Ｃ部分は、加工硬化を伴って伸びる加工硬化伸びとも呼ぶべき部分であるが、組織がフェライト＋パーライトの場合、この部分も著しく変化することはない。従って、大きな降伏棚の伸びＤ部分を得るためには、リューダース伸びＢ部分を大きくしなければならない。
【００１１】
そして、リューダース伸びに及ぼす合金元素の作用・効果として、下記点が重要であることを知見した。
▲１▼ Ｖは、降伏応力を確保するのに必須の元素であるが、高価な元素であるので、必要最小限に抑えるべきである。
▲２▼ Ｓｉは、降伏応力を高める効果は小さいが、リューダース伸びを大きく向上させるので、積極的に利用すべきである。
▲３▼ Ｎは、転位を固着することによりリューダース伸びを大きくする。また、降伏応力を高める効果が大きく、また大気を混入させることによって安価にその量を高めることができるので、積極的に利用すべきである。
▲４▼ Ｔｉは、降伏棚の伸びを大きくするが、窒素と結合して降伏応力を大きく低下させるので、添加すべきでない。
【００１２】
この発明は上記知見に基づきなされたものであり、その構成は下記の通りである。即ち、Ｃ：０．２５〜０．５０wt.%、Ｓｉ：１．０〜２．０wt.%、Ｍｎ：１．０〜２．０wt.%、Ｃｒ：０．０１〜０．５０wt.%、Ｖ：０．１０〜０．１８wt.%、sol.Ａｌ：０．０１０〜０．１００wt.%、Ｎ：０．００８〜０．０３０wt.%、及び、Ｔｉ：０．０１０wt.%未満を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物よりなる化学成分組成の鋼塊又は鋼片を、９００〜１０００℃の範囲内の温度に加熱した後、８５０〜９５０℃の範囲内の仕上げ圧延温度で圧延し、空冷し、そして、得られる圧延鋼材の降伏応力を６８５Ｎ／ｍｍ2 以上で、且つリューダース帯の伸びを０．６％以上にすることに特徴を有するものである。
【００１３】
【発明の実施の形態】
この発明の実施の形態としては、使用する鋼塊又は鋼片を、上述した所定の化学成分組成となるように調製し、次いで、得られた鋼塊又は鋼片を上述した条件で熱間圧延をし、そして空冷する。上記において、鋼塊又は鋼片の製造は、転炉及び電気炉等の製鋼炉で精錬され、取鍋に出鋼され、次いで適宜ＲＨ脱ガス装置等の２次精錬炉で処理された、上記化学成分組成からなる溶鋼を連続鋳造法又は造塊法等で鋳造する。鋳造された鋼塊又は鋳片を所定の加熱炉に装入し、上記加熱温度に昇温する。次いで、これを熱間棒鋼圧延機に装入し、上記仕上げ圧延温度で圧延して所定の寸法・形状にし、空冷し、そして、得られる鋼材の降伏応力及びリューダース帯の伸びをいずれも上述した所定値以上にする。こうして、所要の高強度鉄筋を製造する。
【００１４】
次に、この発明において、鋼の化学成分組成、熱間圧延条件、及び鉄筋用鋼材の機械的性質を上述したように限定した理由について述べる。
〔化学成分組成〕
（１）Ｃ：０．２５〜０．５０wt.%
Ｃは、鋼の強度を確保するのに必要な元素である。しかし、０．２５wt.%未満では所要の強度を得ることができない。一方、Ｃが０．５０wt.%を超えると、フェライトの量が不足して、伸びを確保するのが困難になる。従って、Ｃ含有率は、０．２５〜０．５０wt.%の範囲内に限定する。
【００１５】
（２）Ｓｉ：１．０〜２．０wt.%
Ｓｉは、フェライトに固溶して降伏応力を高める。また、Ｓｉはフェライト形成元素であり、鋼中の組織にフェライトの量を多くして降伏棚の伸びを大きくする作用を有する。この効果を十分に発揮させるためには、１．０wt.%以上のＳｉ添加が必要であるが、一方、Ｓｉが２．０wt.%を超えると、鋼中に非金属介在物の量が多くなって鋼材の靱性が低下する。従って、Ｓｉ含有率は、１．０〜２．０wt.%の範囲内に限定する。
【００１６】
（３）Ｍｎ：１．０〜２．０wt.%
Ｍｎは、鋼の強度を高めるとともに、Ｓと結合してＭｎＳを形成し、鋼材の靱性を高める作用を有する。この効果を十分に発揮させるためには、１．０wt.%以上のＭｎ添加が必要であるが、一方、Ｍｎが２．０wt.%を超えると、組織内にベイナイトが混入して伸びが低下する。従って、Ｍｎ含有率は、１．０〜２．０wt.%の範囲内に限定する。
【００１７】
（４）sol.Ａｌ：０．０１０〜０．１００wt.%、
Ａｌは、鋼の結晶粒を微細にして伸びを確保するのに重要な元素である。この効果を十分に発揮させるためには、酸可溶Ａｌであるsol.Ａｌとして０．０１０wt.%以上の量が必要である。一方、sol.Ａｌが０．１００wt.%を超えると、溶鋼中のＡｌ2 Ｏ3 介在物が増加し、連続鋳造時にノズル詰まりの原因となる。従って、sol.Ａｌ含有率は、０．０１０〜０．１００wt.%の範囲内に限定する。
【００１８】
（５）Ｎ：０．００８〜０．０３０wt.%
Ｎは、鋼に固溶して降伏応力を高める。また、Ｖと結合して窒化物を形成し、降伏応力を高める。Ｎは更に、結晶粒を微細にするとともに、転位の回りにコットレル雰囲気をつくり、このピン止め効果によりリューダース伸びを大きくする作用・効果を有する。この作用・効果を十分に発揮させるためには、０．００８wt.%以上のＮ添加が必要である。一方、Ｎが０．０３０wt.%を超えると、鋼中に気泡が形成されて鋼材の靱性が劣化する。従って、Ｎ含有率は、０．００８〜０．０３０wt.%の範囲内に限定する。
【００１９】
（６）Ｃｒ：０．０１〜０．５０wt.%
Ｃｒは、Ｍｎと同様、鋼を強化する元素である。この効果を十分発揮させるためには、０．０１wt.%以上のＣｒ添加を必要とする。一方、Ｃｒが０．５０wt.%を超えると、組織内にベイナイトが混入して伸びを低下させる。従って、Ｃｒ含有率は、０．０１〜０．５０wt.%の範囲内に限定する。Ｖは、降伏応力を確保するのに必須の元素であるが、高価な元素であるので、必要最小限に押さえるべきである。従って、Ｖ含有量は、０．１０〜０．１８ wt.% の範囲内に限定する。
【００２０】
（７）Ｔｉ：０．０１０wt.%未満
Ｔｉは、Ｎと結合してＮの上述した重要な効果を弱める。従って、Ｔｉはこの発明の鋼材においては不純物であり、その混入量を０．０１０wt.%未満に抑えるべきである。
【００２１】
なお、鋼には通常、以上の元素の他にＰ、Ｓ、Ｎｉ、Ｍｏ及びＳｎ等の不可避的に混入する元素が含まれる。この発明においても、上記不可避不純物の不可避的含有率の混入は差し支えない。
【００２２】
〔熱間圧延条件〕
（１）加熱温度：９００〜１０００℃
圧延前の加熱温度が９００℃未満では、圧延中の鋼材の変形抵抗が大きくて、
圧延機に過大な負荷がかかる。また、所望の形状の棒が得られにくい。一方、加熱温度が１０００℃を超えると、鋼材中ＡｌＮが固溶してオーステナイト粒が粗大化し、圧延後に微細な結晶粒を得るのが困難になる。従って、加熱温度は９００〜１０００℃の範囲内に限定する。
【００２３】
（２）仕上げ圧延温度：８５０〜９５０℃
仕上げ圧延温度が８５０℃未満では、鋼材の変形能が低下して表面疵の発生が多くなる。一方、仕上げ圧延温度が９５０℃を超えると、ベイナイトが発生し易くなり、降伏棚が発生しにくくなったり、降伏棚の伸びが小さくなったりする。従って、仕上げ圧延温度は８５０〜９５０℃の範囲内に限定する。
【００２４】
〔機械的性質〕
（１）降伏応力：６８５Ｎ／ｍｍ2 以上
高強度鉄筋として所望の強度を持たせるためには、降伏応力が６８５Ｎ／ｍｍ2 以上必要である。これは、図１における目標下限応力Ｅが６８５Ｎ／ｍｍ2 であるときに相当する。なお、この発明においては、同図の目標上限応力Ｆが７８５Ｎ／ｍｍ2 であることが望ましい。
【００２５】
（２）リューダース帯の伸び：０．６％以上
リューダース帯の伸びが０．６％未満では、所望とする１．４％以上の降伏棚の伸びを得ることが困難になるので、リューダース帯の伸びは０．６％以上にすべきである。
【００２６】
【実施例】
次に、この発明を、実施例に基づき更に説明する。
表１及び２に示す各種化学成分組成の供試鋼を溶製し、次いで上記鋼を加熱温度及び仕上げ温度を本発明の範囲内で種々変化させ、呼び名Ｄ２２の異径棒鋼に熱間圧延した。仕上げ圧延温度の調整は、圧延速度の調節及び圧延中の中間水冷の使用により行なった。そして、降伏応力及びリューダース帯の伸びのそれぞれが本発明の範囲内又は本発明の範囲外になるよう、析出物であるＶＮの大きさと数、並びに、変態前のオーステナイト粒の大きさ及び変態後のフェライト粒の大きさと数を、それぞれ調整した。
【００２７】
このようにして、本発明の範囲内の製造方法である実施例１、２、３、５および７、及び、本発明の範囲外の製造方法である比較例１〜９により製造された鉄筋用棒鋼について引張試験により引張特性を評価した。また、ミクロ組織試験をした。表１及び２に、上記試験結果を併記する。
【００２８】
【表１】
【００２９】
【表２】
【００３０】
表１及び２より、下記事項がわかる。実施例１、２、３、５および７は、高価な合金元素であるＶ含有量を０．１〜０．１８wt.%の低い範囲に抑えており、鋼の加熱温度、及び圧延温度も適正であり、鉄筋として必要な引張特性を有するものを得ることができた。これにより、従来よりも安価に鉄筋の製造が可能となった。
【００３１】
これに対して、比較例では、下記のように問題点が必ずしも解決されていない。
比較例１は、Ｓｉ含有量が本発明の範囲より低いため、フェライトの面積率が不足して、リューダース帯の伸びを十分に確保することができず、従って、十分な降伏棚の伸びを得ることができなかった。
【００３２】
比較例２は逆にＳｉ含有量が本発明の範囲より高い場合であり、非金属介在物が多量に混入したためにやはり降伏棚の伸びが小さい。
比較例３は、本発明の範囲より、Ｍｎ及びＮ含有量が低く、Ｔｉ含有量が高いため、Ｍｎによる固溶強化、ＮによるＶＮの析出強化が不足し、更に、ＣがＴｉと結合して鋼中のパーライト量が少なくなってしまったため、所望の降伏強度を得ることはできなかった。
【００３３】
比較例４は、本発明の範囲より、Ｍｎ及びＣｒ含有量が高いため、組織がベイナイトになってしまい、降伏点が発生していない。従って、リューダース伸びを発生させることができなかった。
【００３４】
比較例５は、Ｖ含有量が本発明の範囲より低いため、Ｖによる析出強化が不足して、所望の降伏強度を得ることはできなかった。
比較例６は、Ｖ及びＮ含有量が本発明の範囲より高いため、強度が高過ぎて、十分なリューダース伸びを得ることはできなかった。
【００３５】
比較例７は、Ｃ含有量が本発明の範囲より低いため、必要な降伏強度を得ることができなかった。また、sol.Ａｌが本発明の範囲より低いため、圧延後の棒鋼にブローホール性の線状疵が多数見られた。
【００３６】
比較例８は、Ｃ含有量が高すぎるため、フェライト量が不足して、十分なリューダース伸びを得ることができなかった。
比較例９は、sol.Ａｌ含有量が高過ぎたために非金属介在物が多量に混じり、伸びが十分でない。
【００３７】
次に、化学成分組成が本発明の範囲内にある一定の供試鋼を用い、加熱温度及び圧延仕上げ温度を、本発明の範囲の内外に変化させて、前記試験と同様の方法により呼び名Ｄ２２の異径棒鋼を製造した。このようにして得られた、本発明の範囲内の製造方法である実施例９、及び、本発明の範囲外の製造方法である比較例１０〜１２により製造された鉄筋用棒鋼について、引張試験及びミクロ組織試験を行なった。
【００３８】
表３に、上記試験における供試鋼の化学成分組成及び圧延条件、並びに、引張試験等の結果を示す。
【００３９】
【表３】
【００４０】
表３より、下記事項がわかる。
実施例９は、鉄筋として良好な特性を有するものを得ることができた。
これに対して、比較例１０〜１２では、下記のように問題点が必ずしも解決されていない。
【００４１】
比較例１０は、成分組成は適正であるが、加熱温度及び仕上げ温度とも高過ぎたため、ベイナイトが発生して、降伏現象が起きていない。
比較例１１は、成分組成及び加熱温度は適正であるが、中間水冷を施さなかったため、仕上げ温度が本発明の範囲より高くなってしまい、このためベイナイトが発生して、やはり降伏現象を起こしていない。
【００４２】
比較例１２は、成分組成は適正であるが、加熱温度及び仕上げ温度とも低過ぎたため、鋼材の変形能が不足して、多数の割れが発生した。
【００４３】
【発明の効果】
以上述べたように、この発明によれば、十分な延性を有する高強度鉄筋を、高価な合金元素資源を節減しつつ、また、極端な低温圧延をしなくてもよいので生産性の低下をきたすということもなく、従って、安価に製造することが可能となる。この発明は、このような高強度鉄筋の製造方法を提供することができ、工業上有用な効果がもたらされる。
【図面の簡単な説明】
【図１】引張試験における応力−歪み曲線によりリューダース伸びを説明する図である。
【符号の説明】
Ａ：弾性伸び
Ｂ：リューダース伸び
Ｃ：加工硬化による伸び
Ｄ：降伏棚の伸び
Ｅ：目標下限応力
Ｆ：目標上限応力
【発明の属する技術分野】
この発明は、耐震性に優れた高強度鉄筋に関するもので、従来法よりも安価に降伏棚の伸びの大きい鉄筋を製造する技術に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年の建築構造物の大型化により、高強度な鉄筋コンクリート用棒鋼が望まれている。鉄筋を高強度化することにより、一方では棒鋼の重量を軽減することもでき、作業性も向上する。こうした、鉄筋用棒鋼に対して近年では耐震性の面から降伏棚の伸び（降伏伸び）の大きい棒鋼が要求されている。降伏棚の伸びとは、図１に示す応力−歪み曲線において、規格降伏強度の上限値である上限応力Ｆを通過するときの伸びの値のことをいう。例えば、強度６８５Ｎ／ｍｍ2 級の鉄筋では、降伏棚の伸び４が１．４％以上あることが必要である。
【０００３】
こうした要望に対して、例えば、特開平６−１３６４４１号公報には、棒鋼を熱間圧延後に水冷し、表層部を３５０℃以下に冷却してマルテンサイトを生成させた後、内部の保有熱により自己焼戻しする方法（先行技術１という）が開示されている。しかしながら、この方法は３５０℃以下にまで冷却するのに数秒の水冷時間を必要とし、今日の棒鋼製造における高速圧延においては数１０ｍの長い水冷管を必要とし、更に、圧延速度をも低下させなければならず、設備費や生産性においてコスト高になる要因が大きな問題となる。
【０００４】
また、特開昭６１−１２４５２４号公報には、Ｍｎを１．８〜５．０wt.%として焼入れ性を高めた鋼を、圧延後大気放冷した後、４５０〜７００℃に焼戻しを行なう方法（先行技術２という）が開示されている。しかしながら、この方法では焼戻しに当たって再加熱をせねばならず、コスト高になってしまう。
【０００５】
特開平４−５６７２７号公報には、Ｖ：０．１５〜０．５wt.%に加え、Ｔｉ：０．１５〜０．４wt.%を添加する方法（先行技術３という）が開示されているが、Ｔｉは炭化物を形成して強度を下げるので、Ｖによる強度向上の効果が相殺されてしまい、このため多量の合金元素を必要とし、コスト高になってしまう。
【０００６】
特開平６−２２８６３５号公報には、Ｖ：０．０１〜０．３０wt.%に加え、Ｎｂ：０．０５〜０．４０wt.%及びＴｉ：０．０５wt.%以上を添加した鋼を、圧延終了温度６５０〜８５０℃で圧延する方法（先行技術４という）が開示されている。しかしながら、Ｖの他にＮｂ及びＴｉを添加することは、それだけでコスト高になるのみならず、８５０℃より低い圧延終了温度を得るには、圧延速度を現状よりも著しく低下させねばならず、更にコスト高になってしまう。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
先行技術１〜４には、上述したように、圧延後の材料冷却用の水冷管の増設や圧延速度の低下が必要となったり、焼戻しのための再加熱が必要になったり、フェライトを増やして伸びの値を大きくするために添加したＴｉが炭化物を形成することにより強度低下をもたらしたり、あるいは、材料の強度向上元素であるＶ以外にコストのかかる合金元素の添加を要する等の問題があり、設備投資、圧延能率低下あるいは合金材コストの増加が避けられない。
【０００８】
そこで、この発明においては、上記問題を解決するために、降伏棚の伸びを大きくする方法として、リューダース伸びを大きくすることが効果的であることに着眼し、高価な合金元素の添加量を抑制しつつ、引張試験におけるリューダース伸びを増大させる高強度鉄筋の製造方法を開発することを課題とした。こうして、この発明の目的は、設備増強、製造工程の増加あるいは合金材コストを抑制することを前提とし、従来法によるよりも安価に、降伏棚の伸びの大きい、高強度鉄筋を製造する方法を提供することにある。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
先行技術１〜４の上述した問題点に鑑み、本発明者等は鋭意研究を重ねた。その結果、降伏棚の伸びは３つの部分に分けることができ、降伏棚の伸びの大きさを左右するのは、主としてリューダース帯の発生に伴って生じるリューダース伸びであることを突き止めた。
【００１０】
図１に示した応力−歪み曲線において、Ｅは目標下限応力、Ｆは目標上限応力を示す。そして、Ａ部分は弾性伸びであり、これは鋼の弾性率によって決まり、約０．４％であって一定であり、若干の成分組成の違いによって大きく変化することはない。Ｂ部分はリューダース帯の発生によって応力の増加を伴わずに伸びるリューダース伸びであり、この部分は鋼への添加元素の種類やその量によって大きく変化する。また、Ｃ部分は、加工硬化を伴って伸びる加工硬化伸びとも呼ぶべき部分であるが、組織がフェライト＋パーライトの場合、この部分も著しく変化することはない。従って、大きな降伏棚の伸びＤ部分を得るためには、リューダース伸びＢ部分を大きくしなければならない。
【００１１】
そして、リューダース伸びに及ぼす合金元素の作用・効果として、下記点が重要であることを知見した。
▲１▼ Ｖは、降伏応力を確保するのに必須の元素であるが、高価な元素であるので、必要最小限に抑えるべきである。
▲２▼ Ｓｉは、降伏応力を高める効果は小さいが、リューダース伸びを大きく向上させるので、積極的に利用すべきである。
▲３▼ Ｎは、転位を固着することによりリューダース伸びを大きくする。また、降伏応力を高める効果が大きく、また大気を混入させることによって安価にその量を高めることができるので、積極的に利用すべきである。
▲４▼ Ｔｉは、降伏棚の伸びを大きくするが、窒素と結合して降伏応力を大きく低下させるので、添加すべきでない。
【００１２】
この発明は上記知見に基づきなされたものであり、その構成は下記の通りである。即ち、Ｃ：０．２５〜０．５０wt.%、Ｓｉ：１．０〜２．０wt.%、Ｍｎ：１．０〜２．０wt.%、Ｃｒ：０．０１〜０．５０wt.%、Ｖ：０．１０〜０．１８wt.%、sol.Ａｌ：０．０１０〜０．１００wt.%、Ｎ：０．００８〜０．０３０wt.%、及び、Ｔｉ：０．０１０wt.%未満を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物よりなる化学成分組成の鋼塊又は鋼片を、９００〜１０００℃の範囲内の温度に加熱した後、８５０〜９５０℃の範囲内の仕上げ圧延温度で圧延し、空冷し、そして、得られる圧延鋼材の降伏応力を６８５Ｎ／ｍｍ2 以上で、且つリューダース帯の伸びを０．６％以上にすることに特徴を有するものである。
【００１３】
【発明の実施の形態】
この発明の実施の形態としては、使用する鋼塊又は鋼片を、上述した所定の化学成分組成となるように調製し、次いで、得られた鋼塊又は鋼片を上述した条件で熱間圧延をし、そして空冷する。上記において、鋼塊又は鋼片の製造は、転炉及び電気炉等の製鋼炉で精錬され、取鍋に出鋼され、次いで適宜ＲＨ脱ガス装置等の２次精錬炉で処理された、上記化学成分組成からなる溶鋼を連続鋳造法又は造塊法等で鋳造する。鋳造された鋼塊又は鋳片を所定の加熱炉に装入し、上記加熱温度に昇温する。次いで、これを熱間棒鋼圧延機に装入し、上記仕上げ圧延温度で圧延して所定の寸法・形状にし、空冷し、そして、得られる鋼材の降伏応力及びリューダース帯の伸びをいずれも上述した所定値以上にする。こうして、所要の高強度鉄筋を製造する。
【００１４】
次に、この発明において、鋼の化学成分組成、熱間圧延条件、及び鉄筋用鋼材の機械的性質を上述したように限定した理由について述べる。
〔化学成分組成〕
（１）Ｃ：０．２５〜０．５０wt.%
Ｃは、鋼の強度を確保するのに必要な元素である。しかし、０．２５wt.%未満では所要の強度を得ることができない。一方、Ｃが０．５０wt.%を超えると、フェライトの量が不足して、伸びを確保するのが困難になる。従って、Ｃ含有率は、０．２５〜０．５０wt.%の範囲内に限定する。
【００１５】
（２）Ｓｉ：１．０〜２．０wt.%
Ｓｉは、フェライトに固溶して降伏応力を高める。また、Ｓｉはフェライト形成元素であり、鋼中の組織にフェライトの量を多くして降伏棚の伸びを大きくする作用を有する。この効果を十分に発揮させるためには、１．０wt.%以上のＳｉ添加が必要であるが、一方、Ｓｉが２．０wt.%を超えると、鋼中に非金属介在物の量が多くなって鋼材の靱性が低下する。従って、Ｓｉ含有率は、１．０〜２．０wt.%の範囲内に限定する。
【００１６】
（３）Ｍｎ：１．０〜２．０wt.%
Ｍｎは、鋼の強度を高めるとともに、Ｓと結合してＭｎＳを形成し、鋼材の靱性を高める作用を有する。この効果を十分に発揮させるためには、１．０wt.%以上のＭｎ添加が必要であるが、一方、Ｍｎが２．０wt.%を超えると、組織内にベイナイトが混入して伸びが低下する。従って、Ｍｎ含有率は、１．０〜２．０wt.%の範囲内に限定する。
【００１７】
（４）sol.Ａｌ：０．０１０〜０．１００wt.%、
Ａｌは、鋼の結晶粒を微細にして伸びを確保するのに重要な元素である。この効果を十分に発揮させるためには、酸可溶Ａｌであるsol.Ａｌとして０．０１０wt.%以上の量が必要である。一方、sol.Ａｌが０．１００wt.%を超えると、溶鋼中のＡｌ2 Ｏ3 介在物が増加し、連続鋳造時にノズル詰まりの原因となる。従って、sol.Ａｌ含有率は、０．０１０〜０．１００wt.%の範囲内に限定する。
【００１８】
（５）Ｎ：０．００８〜０．０３０wt.%
Ｎは、鋼に固溶して降伏応力を高める。また、Ｖと結合して窒化物を形成し、降伏応力を高める。Ｎは更に、結晶粒を微細にするとともに、転位の回りにコットレル雰囲気をつくり、このピン止め効果によりリューダース伸びを大きくする作用・効果を有する。この作用・効果を十分に発揮させるためには、０．００８wt.%以上のＮ添加が必要である。一方、Ｎが０．０３０wt.%を超えると、鋼中に気泡が形成されて鋼材の靱性が劣化する。従って、Ｎ含有率は、０．００８〜０．０３０wt.%の範囲内に限定する。
【００１９】
（６）Ｃｒ：０．０１〜０．５０wt.%
Ｃｒは、Ｍｎと同様、鋼を強化する元素である。この効果を十分発揮させるためには、０．０１wt.%以上のＣｒ添加を必要とする。一方、Ｃｒが０．５０wt.%を超えると、組織内にベイナイトが混入して伸びを低下させる。従って、Ｃｒ含有率は、０．０１〜０．５０wt.%の範囲内に限定する。Ｖは、降伏応力を確保するのに必須の元素であるが、高価な元素であるので、必要最小限に押さえるべきである。従って、Ｖ含有量は、０．１０〜０．１８ wt.% の範囲内に限定する。
【００２０】
（７）Ｔｉ：０．０１０wt.%未満
Ｔｉは、Ｎと結合してＮの上述した重要な効果を弱める。従って、Ｔｉはこの発明の鋼材においては不純物であり、その混入量を０．０１０wt.%未満に抑えるべきである。
【００２１】
なお、鋼には通常、以上の元素の他にＰ、Ｓ、Ｎｉ、Ｍｏ及びＳｎ等の不可避的に混入する元素が含まれる。この発明においても、上記不可避不純物の不可避的含有率の混入は差し支えない。
【００２２】
〔熱間圧延条件〕
（１）加熱温度：９００〜１０００℃
圧延前の加熱温度が９００℃未満では、圧延中の鋼材の変形抵抗が大きくて、
圧延機に過大な負荷がかかる。また、所望の形状の棒が得られにくい。一方、加熱温度が１０００℃を超えると、鋼材中ＡｌＮが固溶してオーステナイト粒が粗大化し、圧延後に微細な結晶粒を得るのが困難になる。従って、加熱温度は９００〜１０００℃の範囲内に限定する。
【００２３】
（２）仕上げ圧延温度：８５０〜９５０℃
仕上げ圧延温度が８５０℃未満では、鋼材の変形能が低下して表面疵の発生が多くなる。一方、仕上げ圧延温度が９５０℃を超えると、ベイナイトが発生し易くなり、降伏棚が発生しにくくなったり、降伏棚の伸びが小さくなったりする。従って、仕上げ圧延温度は８５０〜９５０℃の範囲内に限定する。
【００２４】
〔機械的性質〕
（１）降伏応力：６８５Ｎ／ｍｍ2 以上
高強度鉄筋として所望の強度を持たせるためには、降伏応力が６８５Ｎ／ｍｍ2 以上必要である。これは、図１における目標下限応力Ｅが６８５Ｎ／ｍｍ2 であるときに相当する。なお、この発明においては、同図の目標上限応力Ｆが７８５Ｎ／ｍｍ2 であることが望ましい。
【００２５】
（２）リューダース帯の伸び：０．６％以上
リューダース帯の伸びが０．６％未満では、所望とする１．４％以上の降伏棚の伸びを得ることが困難になるので、リューダース帯の伸びは０．６％以上にすべきである。
【００２６】
【実施例】
次に、この発明を、実施例に基づき更に説明する。
表１及び２に示す各種化学成分組成の供試鋼を溶製し、次いで上記鋼を加熱温度及び仕上げ温度を本発明の範囲内で種々変化させ、呼び名Ｄ２２の異径棒鋼に熱間圧延した。仕上げ圧延温度の調整は、圧延速度の調節及び圧延中の中間水冷の使用により行なった。そして、降伏応力及びリューダース帯の伸びのそれぞれが本発明の範囲内又は本発明の範囲外になるよう、析出物であるＶＮの大きさと数、並びに、変態前のオーステナイト粒の大きさ及び変態後のフェライト粒の大きさと数を、それぞれ調整した。
【００２７】
このようにして、本発明の範囲内の製造方法である実施例１、２、３、５および７、及び、本発明の範囲外の製造方法である比較例１〜９により製造された鉄筋用棒鋼について引張試験により引張特性を評価した。また、ミクロ組織試験をした。表１及び２に、上記試験結果を併記する。
【００２８】
【表１】
【表２】
表１及び２より、下記事項がわかる。実施例１、２、３、５および７は、高価な合金元素であるＶ含有量を０．１〜０．１８wt.%の低い範囲に抑えており、鋼の加熱温度、及び圧延温度も適正であり、鉄筋として必要な引張特性を有するものを得ることができた。これにより、従来よりも安価に鉄筋の製造が可能となった。
【００３１】
これに対して、比較例では、下記のように問題点が必ずしも解決されていない。
比較例１は、Ｓｉ含有量が本発明の範囲より低いため、フェライトの面積率が不足して、リューダース帯の伸びを十分に確保することができず、従って、十分な降伏棚の伸びを得ることができなかった。
【００３２】
比較例２は逆にＳｉ含有量が本発明の範囲より高い場合であり、非金属介在物が多量に混入したためにやはり降伏棚の伸びが小さい。
比較例３は、本発明の範囲より、Ｍｎ及びＮ含有量が低く、Ｔｉ含有量が高いため、Ｍｎによる固溶強化、ＮによるＶＮの析出強化が不足し、更に、ＣがＴｉと結合して鋼中のパーライト量が少なくなってしまったため、所望の降伏強度を得ることはできなかった。
【００３３】
比較例４は、本発明の範囲より、Ｍｎ及びＣｒ含有量が高いため、組織がベイナイトになってしまい、降伏点が発生していない。従って、リューダース伸びを発生させることができなかった。
【００３４】
比較例５は、Ｖ含有量が本発明の範囲より低いため、Ｖによる析出強化が不足して、所望の降伏強度を得ることはできなかった。
比較例６は、Ｖ及びＮ含有量が本発明の範囲より高いため、強度が高過ぎて、十分なリューダース伸びを得ることはできなかった。
【００３５】
比較例７は、Ｃ含有量が本発明の範囲より低いため、必要な降伏強度を得ることができなかった。また、sol.Ａｌが本発明の範囲より低いため、圧延後の棒鋼にブローホール性の線状疵が多数見られた。
【００３６】
比較例８は、Ｃ含有量が高すぎるため、フェライト量が不足して、十分なリューダース伸びを得ることができなかった。
比較例９は、sol.Ａｌ含有量が高過ぎたために非金属介在物が多量に混じり、伸びが十分でない。
【００３７】
次に、化学成分組成が本発明の範囲内にある一定の供試鋼を用い、加熱温度及び圧延仕上げ温度を、本発明の範囲の内外に変化させて、前記試験と同様の方法により呼び名Ｄ２２の異径棒鋼を製造した。このようにして得られた、本発明の範囲内の製造方法である実施例９、及び、本発明の範囲外の製造方法である比較例１０〜１２により製造された鉄筋用棒鋼について、引張試験及びミクロ組織試験を行なった。
【００３８】
表３に、上記試験における供試鋼の化学成分組成及び圧延条件、並びに、引張試験等の結果を示す。
【００３９】
【表３】
表３より、下記事項がわかる。
実施例９は、鉄筋として良好な特性を有するものを得ることができた。
これに対して、比較例１０〜１２では、下記のように問題点が必ずしも解決されていない。
【００４１】
比較例１０は、成分組成は適正であるが、加熱温度及び仕上げ温度とも高過ぎたため、ベイナイトが発生して、降伏現象が起きていない。
比較例１１は、成分組成及び加熱温度は適正であるが、中間水冷を施さなかったため、仕上げ温度が本発明の範囲より高くなってしまい、このためベイナイトが発生して、やはり降伏現象を起こしていない。
【００４２】
比較例１２は、成分組成は適正であるが、加熱温度及び仕上げ温度とも低過ぎたため、鋼材の変形能が不足して、多数の割れが発生した。
【００４３】
【発明の効果】
以上述べたように、この発明によれば、十分な延性を有する高強度鉄筋を、高価な合金元素資源を節減しつつ、また、極端な低温圧延をしなくてもよいので生産性の低下をきたすということもなく、従って、安価に製造することが可能となる。この発明は、このような高強度鉄筋の製造方法を提供することができ、工業上有用な効果がもたらされる。
【図面の簡単な説明】
【図１】引張試験における応力−歪み曲線によりリューダース伸びを説明する図である。
【符号の説明】
Ａ：弾性伸び
Ｂ：リューダース伸び
Ｃ：加工硬化による伸び
Ｄ：降伏棚の伸び
Ｅ：目標下限応力
Ｆ：目標上限応力
Claims (1)
- Ｃ ：０．２５〜０．５０wt.%、
Ｓｉ：１．０〜２．０wt.%、
Ｍｎ：１．０〜２．０wt.%、
Ｃｒ：０．０１〜０．５０wt.%、
Ｖ ：０．１０〜０．１８wt.%、
sol.Ａｌ：０．０１０〜０．１００wt.%、
Ｎ ：０．００８〜０．０３０wt.%、及び、
Ｔｉ：０．０１０wt.%未満
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物よりなる化学成分組成の鋼塊又は鋼片を、９００〜１０００℃の範囲内の温度に加熱した後、８５０〜９５０℃の範囲内の仕上げ圧延温度で圧延し、空冷し、そして、得られる圧延鋼材の降伏応力を６８５Ｎ／ｍｍ2 以上で、且つリューダース帯の伸びを０．６％以上にすることを特徴とする、高強度鉄筋の製造方法。
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