JP5657790B2

JP5657790B2 - 超高強度鉄筋及びその製造方法

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Publication number: JP5657790B2
Application number: JP2013518219A
Authority: JP
Inventors: リー、サン‐ヤン; リー、ヒャン‐チュル; クウォン、ヨン‐ジュン
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Description

本発明は、超高強度鉄筋及びその製造方法に係り、さらに詳しくは、降伏強度８００ＭＰａ級の高強度条件を満たすようにした超高強度鉄筋及びその製造方法に関する。

現在は、未来社会の人口増加による人間活動の空間確保及び空間活用性のために構造物の巨大化（例えば、超高層ビル、長スパン橋梁、大空間構造物、巨大海洋構造物、巨大地下構造物）が必然的である。
土木・建築分野において、構造物が超高層化及び巨大化するほど、構造材料の軽量化及び高強度化は必須不可欠な要素となっている。
現在は降伏強度４００〜５００ＭＰａ級の鉄筋が商用化されて超高層構造物に用いられており、このような趨勢は今後さらに加速化するだろうと見通されている。

本発明の目的は、合金設計と熱間圧延及び冷却条件の調節により、８００ＭＰａ以上の降伏強度、９００ＭＰａ以上の引張強度、１０％以上の延伸率を有し且つ１８０°曲げ試験の際に亀裂が発生しない超高強度鉄筋及びその製造方法を提供することにある。

上記目的を達成するための本発明の特徴によれば、Ｃ：０．０５〜０．４５ｗｔ％、Ｓｉ：０．１０〜０．３５ｗｔ％、Ｍｎ：０．１〜０．８５ｗｔ％、Ｃｒ：０．６〜１．２０ｗｔ％、Ｍｏ：０．０５〜０．３５ｗｔ％を含有し、残部がＦｅ及びその他の不純物からなり、表面層と中心層を含み、表面層にマルテンサイト組織の硬化層が形成され、中心層にフェライト組織が含まれる。

前記その他の不純物は、Ｐ：０超過０．０３５ｗｔ％以下、Ｎｉ：０超過０．２ｗｔ％以下、Ｃｕ：０超過０．３ｗｔ％以下、Ｖ：０．００１〜０．００６ｗｔ％、Ｓ：０超過０．０７５ｗｔ％以下、Ａｌ：０超過０．０４ｗｔ％以下、Ｓｎ：０超過０．０１ｗｔ％以下、Ｎ_２：０超過１５０ｐｐｍ以下を含む。

前記鉄筋は、９．５ｍｍ〜１０．５ｍｍの直径を有する。

前記フェライト組織は、粒子サイズが５〜７μｍである。

前記硬化層は、表面から中心へ０．８〜２．３ｍｍの深さを有する。

Ｃ：０．０５〜０．４５ｗｔ％、Ｓｉ：０．１０〜０．３５ｗｔ％、Ｍｎ：０．１〜０．８５ｗｔ％、Ｃｒ：０．６〜１．２０ｗｔ％、Ｍｏ：０．０５〜０．３５ｗｔ％を含有し、残部がＦｅ及びその他の不純物からなる鉄筋用ビレットに対して、再加熱し粗圧延する過程を２回行った後に中間圧延及び仕上げ圧延によって鉄筋形状に製造する熱間圧延工程を施した後、テンプコア工程を介して４００〜６００℃まで水冷させ、冷却床で空冷させる。

前記その他の不純物は、Ｐ：０超過０．０３５ｗｔ％、Ｎｉ：０超過０．２ｗｔ％以下、Ｃｕ：０超過０．３ｗｔ％以下、Ｖ：０．００１〜０．００６ｗｔ％、Ｓ：０超過０．０７５ｗｔ％以下、Ａｌ：０超過０．０４ｗｔ％以下、Ｓｎ：０超過０．０１ｗｔ％以下、Ｎ_２：０超過１５０ｐｐｍ以下を含む。

前記熱間圧延工程は、１０００〜１２５０℃の温度で１〜３時間加熱する１次再加熱段階と、前記１次再加熱段階後、９００〜１０００℃の温度で粗圧延する１次熱間圧延段階と、前記１次熱間圧延段階後、１１００〜１２００℃の温度で１〜３時間加熱する２次再加熱段階と、前記２次再加熱段階後、粗圧延、中間圧延及び仕上げ圧延を行い、８００〜９００℃で仕上げる２次熱間圧延段階とを含んでなる。

前記テンプコア工程は、４〜６Ｂａｒの水圧、４００〜６００ｍ^３／ｈｒの水量で冷却水を噴射して４００〜６００℃まで冷却する。

前記鉄筋用ビレットは、電気炉、レードル、真空精練工程を経て溶鋼を製造し、前記溶鋼を再酸化が防止されるようにストッパーキャスティング(Stopper Casting)を適用してタンディッシュからモールドへ鋳込み、連続鋳造して製造する。

前記熱間圧延工程の際に、前記鉄筋形状の直径が９．５ｍｍ〜１０．５ｍｍを満足するように圧延比を制御する。

本発明によれば、Ｃｒ及びＭｏを添加する合金設計と熱間圧延によって圧延比を制御するとともに、テンプコア工程などによって表面層と中心層の微細組織を制御することにより、降伏強度８００ＭＰａ以上、引張強度９００ＭＰａ以上、延伸率１０％以上及び１８０°曲げ試験を満足する超高強度鉄筋を生産することができる。
このような鉄筋は、従来のものでは満足できなかった降伏強度、引張強度、延伸率及び曲げ試験などの条件を満足するので、高強度コンクリート［σ_ｃｋ（コンクリート強度）＝６００〜１２００ｋｇ／ｃｍ^２］と柱主根に結合して主筋及びせん断補強筋部材として有用に使用できるという効果がある。
特に、本発明は、韓国の鉄鋼技術の先進性を知らせると共に、土木、建築技術の未来化に大きく寄与することができる有用な効果がある。

本発明に係る超高強度鉄筋の製造方法を示す順序図である。本発明に係る超高強度鉄筋の製造方法を示す熱処理工程図である。表２の直径規格別表面層及び中心層の微細組織を示す光学顕微鏡組織写真である。表３の規格Ｄ１０の中心層の微細組織を示す走査電子顕微鏡組織写真である。表２の直径別表面層と中心層の硬度値の変化（ａ）、及び最終鉄筋（規格Ｄ１０）を切断した断面巨視組織写真（ｂ）を示す図である。規格Ｄ１０に圧延された表２の実施例２の曲げ性能を試験した写真である。圧延比による降伏強度の変化を直径規格別に実験した結果を示すグラフである。テンプコア工程の温度による降伏強度の変化を実験した結果を示すグラフである。

以下、本発明を詳細に説明する。

本発明は、Ｃ：０．０５〜０．４５ｗｔ％、Ｓｉ：０．１０〜０．３５ｗｔ％、Ｍｎ：０．１〜０．８５ｗｔ％、Ｃｒ：０．６〜１．２０ｗｔ％、Ｍｏ：０．０５〜０．３５ｗｔ％を含有し、残部がＦｅ及びその他の不純物からなる。
その他の不純物は、Ｐ：０超過０．０３５ｗｔ％以下、Ｎｉ：０超過０．２ｗｔ％以下、Ｃｕ：０超過０．３ｗｔ％以下、Ｖ：０．００１〜０．００６ｗｔ％、Ｓ：０超過０．０７５ｗｔ％以下、Ａｌ：０超過０．０４ｗｔ％以下、Ｓｎ：０超過０．０１ｗｔ％以下、Ｎ_２：０超過１５０ｐｐｍ以下を含む。
このような合金組成をベースとして製造した鉄筋用ビレットを、加熱し粗圧延する過程を２回行った後、中間圧延、仕上げ圧延によって鉄筋形状に製造し、テンプコア工程によって水冷させた後、冷却床で空冷させることにより、降伏強度８００ＭＰａ以上、引張強度９００ＭＰａ以上、延伸率１０％以上及び１８０°曲げ試験の物性値を満足する超高強度鉄筋を製造する。

鉄筋は、１０ｍｍの直径に製造され、これを規格Ｄ１０と表示する。ところが、製造上の誤差を考慮して規格Ｄ１０の範囲を９．５ｍｍ〜１０．５ｍｍに定める。
また、１３ｍｍの直径に製造された鉄筋を規格Ｄ１３と表示し、１６ｍｍの直径に製造された鉄筋を規格Ｄ１６と表示し、これも製造上の誤差を考慮して規格Ｄ１３の範囲を１２．５ｍｍ〜１３．５ｍｍ、規格Ｄ１６の範囲を１５．５〜１６．５ｍｍにそれぞれ定める。

さらに詳しく説明すると、硬化能及び焼き戻し脆性(Tempering Embrittlement)を高めるためにＣｒとＭｏを添加し、鉄筋用ビレットを加熱し粗圧延する過程を２回行うことにより、初期オーステナイト結晶粒を小さくして、テンプコア工程と冷却床における空冷によってなされる最終組織の結晶粒を微細化させる。
ＣｒとＭｏの添加は、状態図上においてオーステナイト領域を広め、変態温度を低める。それだけでなく、ＣｒとＭｏの添加は、ＴＴＴ曲線においてマルテンサイトの限界を示すＳカバーを全体的に右へ移動させてマルテンサイト生成区域を広めることにより、硬化能を高める。

加熱し粗圧延する過程を２回行うことは、初期オーステナイト粒度を小さくする。規格Ｄ１０の鉄筋形状に製造することは、オーステナイト粒子をさらに微細にして最終組織を微細化させる。

テンプコア工程は、加速冷却を介して表面層を硬化させることにより、降伏強度及び硬度を高める。

製造された鉄筋の最終組織は、表面層に微細且つ緻密なマルテンサイト組織が形成され、中心層に微細なフェライト組織が形成される。フェライトは、５〜７μｍの粒子サイズ及び０．８〜２．３ｍｍの硬化層深さを有する。鉄筋はＤ１０の直径を有する。

本発明の基本成分となる合金元素の機能及び含有量は、次のとおりである。
［必須添加元素］
Ｃ：０．０５〜０．４５ｗｔ％
Ｃは強度確保のために添加される。Ｃは、０．０５ｗｔ％未満であれば、目的する降伏強度８００ＭＰａ級以上の強度確保が難しく、０．４５ｗｔ％超過であれば、テンプコア工程において硬化層の強度が高まり、強度は上昇するが、脆性的な性質を持つようになって曲げ性能が著しく低下する。

Ｓｉ：０．１０〜０．３５ｗｔ％
Ｓｉは、製鋼工程で鋼中の酸素を除去するための脱酸剤として添加されるもので、固溶強化効果も有する。Ｓｉは、０．１０ｗｔ％未満であれば、固溶強化効果が十分でなく、０．３５ｗｔ％超過であれば、炭素当量が高まって溶接性及び靱性を劣化させる。

Ｍｎ：０．１〜０．８５ｗｔ％
Ｍｎは、強度及び靱性を増加させ、オーステナイトを安定化させるうえ、焼入れ性を増加させる。さらに、Ａｒ３の温度を低下させて本発明の圧延工程の温度範囲を拡大させることにより、圧延による結晶粒を微細化させて強度及び靱性を向上させる。
Ｍｎは、０．１ｗｔ％未満であれば、強度の向上に寄与せず、０．８５ｗｔ％超過であれば、製造コストを上昇させ、靱性を低下させるうえ、炭素当量が高まって溶接性劣化の問題を誘発する。

Ｃｒ：０．６〜１．２０ｗｔ％
Ｃｒは、オーステナイト領域を拡張させとともに、Ｃと結合して脆化を起こさない炭化物を形成させる。また、本発明において、Ｃｒは降伏強度８００ＭＰａ級の達成のために硬化能を向上させるために添加される。
Ｃｒは、０．６ｗｔ％未満であれば、強度向上効果が微々たるものであり、１．２０ｗｔ％超過であれば、硬化能を無駄に増加させて圧延及び冷却の際にフェライトの変態速度を低下させるうえ、溶接の際に品質欠陥を引き起こす。

Ｍｏ：０．０５〜０．３５ｗｔ％
Ｍｏは硬化能を向上させるために添加される。
Ｍｏは、０．０５ｗｔ％未満であれば、強度向上効果が微々たるものであり、０．３５ｗｔ％超過であれば、Ｃｒと同様に、硬化能を無駄に増加させて圧延及び冷却の際にフェライト変態速度を低下させるうえ、溶接の際に品質欠陥を引き起こす。

［その他の不純物］
その他の不純物のうち、Ｐ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓは電気炉製鋼特性上添加される成分であり、Ｖは任意に添加できる成分である。

Ｐ：０超過０．０３５ｗｔ％以下
Ｐは、鋼中に均一に分布する場合にはあまり問題がなく、固溶強化効果もある。ところが、通常、硫化物又は粒界偏析した状態で存在しながら加工性を低下させる。
したがって、Ｐはその含量が低ければ低いほど良い。ところが、Ｐは、電気炉製鋼特性上避けられない不純物であるので、その含量を０．０３５ｗｔ％以下に制限する。

Ｎｉ：０超過０．２ｗｔ％以下
Ｎｉは、硬化能を増大させ且つ靱性を向上させる効果を有する。ところが、０．２ｗｔ％超過であれば、連鋳工程がややこしくなり、高価の合金元素の添加による製造コストの上昇をもたらす。

Ｃｕ：０超過０．３ｗｔ％以下
Ｃｕは、添加の際に固溶強化による強度上昇の効果を有する。ところが、０．３ｗｔ％超過であれば、靱性の顕著な低下及び加工性の劣化をもたらし、溶接性を低下させる。

Ｖ：０．００１〜０．００６ｗｔ％
Ｖは、固溶強化及び析出強化による強度確保のために、０．００１〜０．００６ｗｔ％の範囲で添加できる。ところが、添加されなくても構わない。

Ｓ：０超過０．０７５ｗｔ％以下
Ｓは、Ｍｎと結合して鋼の被削性を改善させる効果があるが、０．０７５ｗｔ％超過であれば、加工性を低下させて圧延の際に亀裂を誘発する。

Ａｌ：０超過０．０４ｗｔ％以下
Ａｌは、添加の際に溶鋼中の酸素を除去する役目をする。ところが、Ａｌは、０．０４ｗｔ％超過であれば、非金属介在物Ａｌ_２Ｏ_３を形成して衝撃靱性を低下させる。

Ｓｎ：０超過０．０１ｗｔ％以下
Ｓｎは、鉄くずを原料として用いる製鋼工程で除去することができない不純物として存在する。Ｓｎは、固溶強化効果があるが、強度や延伸率を低下させる問題がある。
Ｓｎは、０．０１ｗｔ％超過であれば、延伸率と成形値を急激に低下させる悪影響を及ぼす。

Ｎ_２：０超過１５０ｐｐｍ以下
ＮはＣ、Ｖと結合して炭化物を形成する。添加量が１０ｐｐｍ以上であれば、圧延の際に結晶粒の成長を抑制して結晶粒を微細化させることにより強度及び靱性を向上させる。ところが、１５０ｐｐｍ超過であれば、延伸率及び熱間圧延時の変形性を低下させる問題点がある。

本発明は、これらの成分を含有し、残部がＦｅであり、原料、資材、製造設備などの状況に応じて含有される元素として、不可避な不純物の微細な混入も許容される。

上述した成分は、製鋼工程によって溶鋼に製造された後、連続鋳造工程を介して鉄筋用ビレットに製造され、再加熱、熱間圧延（粗圧延）、再加熱、熱間圧延（粗圧延、中間圧延、仕上げ圧延）、テンプコア工程を順次経て鉄筋に製造される。

図１を参照すると、製鋼工程は電気炉工程、ＬＦ精練工程、及び真空精練工程を含む。電気炉工程で水素（Ｈ）、酸素（Ｏ）、窒素（Ｎ）の成分量を調節して非金属介在物を低減し、ＬＦ精練工程(Ladle Furnace)を行った後、真空精練工程で脱ガス処理を行い、鋳片の欠陥要因となる水素、酸素、窒素成分を除去する。
ＬＦ精練工程は、溶鋼の脱硫、脱酸、非金属介在物の形状制御、並びに成分及び温度の調整などの用途として適用される。

真空精練工程の後にはストッパーキャスティングを適用して溶鋼をタンディッシュからモールドへ鋳込む。ストッパーキャスティングは、タンディッシュに浸漬ノズル又はシュレッダーを適用したもので、タンディッシュからモールドへの溶鋼鋳込みの際に溶鋼と大気の接触を遮断する無酸化操業を行う。
モールドへの溶鋼鋳込みの際に溶鋼と大気の接触が遮断されると、鉄筋用ビレット製造の際に鋼中の介在物による溶鋼汚染が最小化され、溶鋼再酸化が防止されて最終製品の品質が向上する。シュレッダーはタンディッシュとモールドとの間に設置され、溶鋼の大気接触を遮断する一種の管と見なせばよい。

モールド内に鋳込まれた溶鋼は、連続鋳造され、鉄筋を製造するための半製品である鉄筋用ビレットに製造される。

連続鋳造によって製造された鉄筋用ビレットを鉄筋に製造する過程では、再加熱し粗圧延する過程が２回行われる。その後、中間圧延及び仕上げ圧延を介して鉄筋形状に製造され、テンプコア工程と冷却床を介して所望の機械的性質を持つようになる。
再加熱し粗圧延する過程を２回行った後に中間圧延及び仕上げ圧延を行うことは、初期オーステナイト結晶粒のサイズをできる限り小さくしてフェライト粒子を微細化させるためである。
図２は本発明に係る超高強度鉄筋の製造方法を示す熱処理工程図である。
次に、図２を参照して、製造方法について具体的に説明する。

［加熱炉］＿１次再加熱
鉄筋用ビレット鋳造の際に、偏析した成分を再固溶させて均質なオーステナイトを形成するが、初期オーステナイト結晶粒を小さくするために１０００〜１２５０℃の温度で１〜３時間１次再加熱する。
１次再加熱温度は、１０００℃未満であれば、偏析した成分が再固溶せず、１２５０℃超過であれば、初期オーステナイト結晶粒を小さくすることが難しい。再加熱時間は、均質なオーステナイト形成のために１〜３時間が好ましい。再加熱時間が３時間超過であれば、オーステナイト結晶粒が粗大化する。

［熱間圧延］＿１次粗圧延
均質化されたオーステナイト組織の微細化のために９００〜１０００℃の温度で１次粗圧延する。１次粗圧延は、オーステナイト再結晶域の圧延であって、１次再加熱時のオーステナイト結晶粒よりサイズが大きく減少してフェライト核生成場所としてのオーステナイト粒界を増加させる。
１次粗圧延温度は、二相域(two phase region)圧延を回避するために９００℃以上とし、１次再加熱温度を考慮して上限を１０００℃に定める。
本実施例の場合、１次粗圧延は孔型ロールを通過して行われる。

［再加熱］＿２次再加熱
硬化能、強度及び圧延性を高めるために、１１００〜１２００℃の温度で１〜３時間２次再加熱する。
２次再加熱は、圧延性を高めるために、１１００℃以上の温度で行い、１次再加熱と１次粗圧延によって微細化したオーステナイト結晶粒が粗大化しないように１２００℃を超過しない。２次再加熱時間は、圧延性の向上のために１〜３時間が好ましく、３時間超過であれば、オーステナイト結晶粒が粗大化して強度の確保が難しい。

［熱間圧延］＿２次粗圧延、中間圧延、仕上げ圧延
２次再加熱された鉄筋用ビレットに対して、２次粗圧延、中間圧延及び仕上げ圧延からなる熱間圧延を行い、鉄筋形状に製造する。
２次粗圧延の際に、１次粗圧延によって微細化したオーステナイト結晶粒がさらに小さくなって初期オーステナイト結晶粒が微細化し、中間圧延、仕上げ圧延を経て延伸され、さらに微細なオーステナイトになる。
仕上げ圧延の仕上げ温度、すなわち、２次熱間圧延の仕上げ温度は熱間圧延後に微細な組織を得るように８００〜９００℃とする。
熱間圧延の仕上げ温度が８００℃未満であれば、圧延速度の問題及び生産性の低下が発生し、曲げの際に亀裂が発生するおそれがあり、９００℃超過であれば、オーステナイト粒子が成長して結晶粒の微細化が難しいおそれがあり、強度上昇の効果が微々たるものである。
熱間圧延はＤ１６〜Ｄ１０の規格範囲で行う。Ｄ１６からＤ１０へ行くほど圧延比を増加させた場合に該当する。圧延比が大きいほど変形量が増加し、これによりオーステナイト組織が微細化して降伏強度値が上昇する。Ｄ１６〜Ｄ１０は鉄筋の厚さ、すなわち直径を示す。

［テンプコア工程］
テンプコア(Tempcore)工程は、鉄筋の所望の最終組織を得るために、熱間圧延後に高圧の冷却水を鉄筋の表層に噴射する段階であって、４〜６Ｂａｒの水圧、４２０〜５００ｍ^３／ｈｒの水量で噴射して４００〜６００℃まで冷却する。
テンプコア工程中に、鉄筋の表面に、冷却水の噴射を直接受けて急冷したマルテンサイト変態組織の硬化層が形成される。
冷却温度は、４００℃未満であれば脆性が増加するおそれがあり、６００℃超過であれば、マルテンサイト変態組織である硬化層の確保が難しく、降伏強度８００ＭＰａ以上の確保が難しい。ここで、水圧と噴射量も上述の範囲を満足しなければ、硬化層の確保及び降伏強度の確保が難しい。
このようなテンプコア工程は、鉄筋の表面層を高強度組織のマルテンサイトに変態させた後、鉄筋内部の熱で硬化組織を焼き鈍し処理する熱処理工程である。テンプコア工程後、中心層は、オーステナイト組織を有し、冷却床で微細なフェライト組織に変態する。
テンプコア工程の際に好ましい冷却温度は４６３℃である。これは、後述する図８から確認されるように、４６３℃で高い降伏強度値を示すためである。

［冷却床］
テンプコア工程の後に空冷して内部応力を除去することにより、硬化層の組織を安定化させる。テンプコア工程後、冷却済みの鉄筋の最終組織は、表面層がマルテンサイト変態組織を有し、中心層が微細なフェライト組織を有する。フェライト組織にはパーライトが一部含まれてもよい。
中心層をなすフェライト結晶粒のサイズは５〜７μｍであり、降伏強度は８００ＭＰａ以上である。表面層の硬度は３４０〜４２０Ｈｖであり、その厚さ（硬化層の深さ）は０．８〜２．３ｍｍであり、中心層の硬度は２５０〜３５０Ｈｖである。表面層と中心層の硬度は、規格Ｄ１０に圧延された場合に約５０Ｈｖ程度の差が生ずる。
フェライト結晶粒の大きさは、微細であるほど良いが、５μｍ未満であれば確保が難しく、７μｍ超過であれば中心層の硬度値の低下をもたらして表面層と中心層の硬度差が大きくなり、強度上昇効果が低下して降伏強度８００ＭＰａ以上を満足することが難しいおそれがある。

上述したように、Ｃｒ、Ｍｏを添加し、加熱し粗圧延する過程を２回繰り返し行った後、中間圧延及び仕上げ圧延を行い、テンプコア工程と冷却床を経る方法によって、降伏強度８００ＭＰａ以上、引張強度９００ＭＰａ以上、延伸率１０％以上、及び１８０°曲げ試験の物性値を満足する超高強度鉄筋を製造することができる。

以下、上述した超高強度鉄筋及びその製造方法を実施例によって説明する。

下記表１は本発明の実施例の合金設計を示す。
表１の合金組成を有する鋼を、図１に示すように、電気炉、レードル、真空精練工程を経て溶鋼に製造した後、ストッパーキャスティング(Stopper Casting)を適用してタンディッシュからモールドへ鋳込み、連続鋳造して鉄筋用ビレットを製造する。
製造された鉄筋用ビレットは、１０７０℃で再加熱した後、９５０℃で１次粗圧延する。その後、１次粗圧延した鉄筋用ビレットをさらに再加熱し、２次粗圧延、中間圧延及び仕上げ圧延した後、テンプコア工程を行って鉄筋に製造する。１次粗圧延は４つの孔型ロール(4pass)を通過して行う。

下記表２は１次粗圧延後、２次再加熱、熱間圧延及びテンプコア工程の条件とそれによる機械的性質を示す。
下記表２は１次粗圧延後、２次再加熱、熱間圧延及びテンプコア工程の条件とそれによる機械的性質を示す。［区分１を実施例１、区分２を実施例２として説明する。］

表２によれば、規格Ｄ１０に圧延した場合、引張強度９００ＭＰａ以上、降伏強度８００ＭＰａ以上、及び延伸率１０％以上を満足する。
実施例１の場合は、規格Ｄ１０に圧延したが、テンプコア工程の温度が高いため、引張強度及び降伏強度が要求される機械的性質を満足していない。全体的にみて、テンプコア工程の温度が低いほど降伏強度値は高まったが、あまり低い場合には延伸率も低下した。
比較例３〜比較例１０の場合は、圧延比が低いか或いはテンプコアの温度が高いため、降伏強度８００ＭＰａ以上を満足していない。
曲げ性能試験は実施例１〜実施例１０のいずれにおいても良好であった。

図３は表２の直径規格別微細組織を示す光学顕微鏡組織写真である。
（図３において、Ｄ１６は表２の実施例６（区分６）の顕微鏡組織写真であり、Ｄ１３は表２の実施例３（区分３）の顕微鏡組織写真であり、Ｄ１０は表２の実施例２（区分２）の組織写真である。）図３の顕微鏡組織写真に表示された６０μｍは粒子サイズを示すためのスケールバー(scale bar)である。

図３によれば、表面層に存在する粒子が緻密に構成され、マルテンサト組織が観察される。特に、直径がＤ１６からＤ１０になるほど、マルテンサイト組織が確然に観察される。これは、テンプコア工程中に鉄筋の表面に冷却水が直接触れて瞬間温度が急速に下がることにより、マルテンサイト変態組織が発生するのである。
規格Ｄ１０に圧延された中心層に５〜７μｍサイズ程度のフェライト粒子が構成されており、フェライト粒子が島のように構成されている。

図４は表３の規格Ｄ１０の中心層の微細組織を示す走査電子顕微鏡組織写真である。走査電子顕微鏡は中心層の微細組織を精密に分析するためのものである。
図４によれば、中心層の微細組織に長尺状かつ多角形のフェライト粒子が観察される。フェライト粒子のサイズは５〜６μｍ程度である。

図５は表２の直径別表面層と中心層の硬度値の変化（ａ）、及び最終鉄筋（規格Ｄ１０）を切断した断面巨視組織写真（ｂ）を示す図である。
（図５の（ａ）において、Ｄ１６は表２の実施例６（区分６）、Ｄ１３は表２の実施例３（区分３）、Ｄ１０は表２の実施例２（区分２）に相当する。）

図５によれば、断面を観察した結果、表面から中心へ硬化層の深さが２．３ｍｍであった。硬化層はマルテンサイト変態組織が生成された区間である。このような硬化層はＭｏとＣｒの影響によるものである。Ｄ１６からＤ１０に行くほど表面層の硬度値は増加する傾向を示し、マルテンサイト変態組織区間を経てからは一定の硬度値を示した。
特に、規格Ｄ１０で表面層の硬度値が４００Ｈｖを示し、中心層の硬度値が３５０Ｈｖを示した。これは中心層に微細なフェライト組織が形成されたことを意味する。
このように規格が小さいほど硬度値が高いことは、圧延比が大きいほど変形量が多くなり、表面層と中心層に多くの電位が分布しているためである。それにより、降伏強度が上昇した傾向を示している。

図６は規格Ｄ１０に圧延された表２の実施例２の１８０°曲げ性能を試験した写真である。
図６によれば、１８０°曲げ試験の際に亀裂が発生しなかった。また、表２を参照すると、規格Ｄ１０に圧延された実施例２では降伏強度８００ＭＰａ以上の値を示し、それ以上の規格では降伏強度８００ＭＰａ以下の値を示した。これにより、超高強度と軟性を同時に確保することができることが分かる。

図７は圧延比による降伏強度の変化を直径規格別に実験した結果を示すグラフである。（図７において、Ｄ１６は表２の実施例６（区分６）、Ｄ１３は表２の実施例３（区分３）、Ｄ１０は表２の実施例２（区分２）に相当する。）
圧延条件のうち、降伏強度の変化に最も重要な影響を及ぼす因子を調べるために、規格別に圧延速度と冷却水量は一定にして、圧延比による降伏強度値の推移を調べた。
図７によれば、圧延比２４８Ｓ（規格Ｄ１０）で降伏強度８００ＭＰａ以上を示した。規格Ｄ１０の降伏強度が規格Ｄ１３〜Ｄ１６に比べて高いことは、フェライト粒度が微細であり、表面層にマルテンサイト変態組織が構成されたためである。

図８はテンプコア工程の温度による降伏強度の変化を実験した結果を示すグラフである。
図８によれば、テンプコア工程の温度が低いほど、降伏強度は高い値を示した。４６３℃でテンプコア工程を通過した場合、他の温度区域より高い降伏強度を示した。これは、高温で圧延された鉄筋を強制冷却させながら表面にマルテンサイト変態を伴い、規格が小さいほどその影響が中心の微細組織にまで及んでフェライト粒子を微細化させ、かつマルテンサイト変態を伴ったためである。

これにより、Ｃｒ、Ｍｏを添加する合金設計、熱処理工程、圧延比の制御及びテンプコアなどを介して表面層と中心層の微細組織を制御することにより、降伏強度８００ＭＰａ以上、引張強度９００ＭＰａ以上、延伸率１０％以上及び１８０°曲げ試験を満足する超高強度鉄筋を生産することができることが分かる。

このような超高強度鉄筋の生産は、構造物施工の際に材料費及び工事費を節減させ、構造物の容積率を極大化させるうえ、部材のスリム化を満たす。また、高強度鉄筋の使用により配筋比が減少して円滑なコンクリート打設による品質の確保が可能であるという効果がある。

このような本発明の基本的な技術的思想の範疇内において、当業界における通常の知識を有する者であれば様々な変形を加え得るのはもとより、本発明の権利範囲は特許請求の範囲に基づいて解釈されるべきであろう。

Claims

Ｃ：０．０５〜０．４５ｗｔ％、Ｓｉ：０．１０〜０．３５ｗｔ％、Ｍｎ：０．１〜０．８５ｗｔ％、Ｃｒ：０．６〜１．２０ｗｔ％、Ｍｏ：０．０５〜０．３５ｗｔ％を含有し、残部がＦｅ及びその他の不純物からなる鉄筋用ビレットに対して、再加熱し粗圧延する過程を２回行った後に中間圧延及び仕上げ圧延によって鉄筋形状に製造する熱間圧延工程を施した後、テンプコア工程によって４００〜６００℃まで水冷させ、冷却床で空冷させ、
前記熱間圧延工程は、
１０００〜１２５０℃の温度で１〜３時間加熱する１次再加熱段階と、
前記１次再加熱段階後、９００〜１０００℃の温度で粗圧延する１次熱間圧延段階と、前記１次熱間圧延段階後、１１００〜１２００℃の温度で１〜３時間加熱する２次再加熱段階と、
前記２次再加熱段階後、粗圧延、中間圧延及び仕上げ圧延を行い、８００〜９００℃で仕上げる２次熱間圧延段階と、を含むことを特徴とする、超高強度鉄筋の製造方法。
前記その他の不純物はＰ：０超過０．０３５ｗｔ％、Ｎｉ：０超過０．２ｗｔ％以下、Ｃｕ：０超過０．３ｗｔ％以下、Ｖ：０．００１〜０．００６ｗｔ％、Ｓ：０超過０．０７５ｗｔ％以下、Ａｌ：０超過０．０４ｗｔ％以下、Ｓｎ：０超過０．０１ｗｔ％以下、Ｎ_２：０超過１５０ｐｐｍ以下を含むことを特徴とする、請求項１に記載の超高強度鉄筋の製造方法。
前記テンプコア工程は４〜６Ｂａｒの水圧、４００〜６００ｍ^３／ｈｒの水量で冷却水を噴射して４００〜６００℃まで冷却することにより行うことを特徴とする、請求項１又は２に記載の超高強度鉄筋の製造方法。
前記鉄筋用ビレットは、
電気炉、レードル及び真空精練工程を経て溶鋼を製造し、
前記溶鋼を再酸化が防止されるようにストッパーキャスティング(Stopper Casting)を適用してタンディッシュからモールドへ鋳込み、連続鋳造して製造したことを特徴とする、請求項１〜３のいずれか一項に記載の超高強度鉄筋の製造方法。
前記熱間圧延工程の際に、前記鉄筋形状の直径が９．５ｍｍ〜１０．５ｍｍを満足するように圧延比を制御することを特徴とする、請求項１〜４のいずれか一項に記載の超高強度鉄筋の製造方法。