JPH0313544A - 高Ｍｎ非磁性鉄筋棒鋼の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明はリニアモーターカー用路盤、核融合実験施設、
核磁気共鳴断層撮影室などのコンクリート補強筋として
主に使用される非磁性鉄筋棒鋼およびその製造方法に関
するものである。

（従来の技術） 上記のような磁気を用いる設備では誘導電流の励起によ
るエネルギー損失やノイズの発生を避けるために、その
コンクリート補強用鉄筋には低い透磁率が要求される。

これらにはオーステナイト組織を有する鋼材が適してい
るが、中でも磁気特性の安定している１５〜２５％Ｍｎ
１ｌが多く使用されている。これらのオーステナイト鋼
には降伏強度が低いという問題点がある。

これらの改善策として、■等の析出強化元素（特開昭５
５−１０４４２８号公報）やＣ「等の固溶強化元素（特
開昭８０−１８１２５８号公報）などの高価な元素を多
量に添加する方法が採られている。また、これらの鋼材
は、溶製、鋳造、分塊圧延および熱間圧延等の工程を経
て異径棒鋼に製造されるが、高温での塑性変形能が小さ
い鋼種のため熱間圧延等で割れが発生し易い。そのため
従来は、鋳片や鋼片に発生した割れきすをグラインダー
等で除去する工程が必要であった。

（発明が解決しようとする課題） 本発明の第一の目的は、合金元素およびＭｎ量の低減で
ある。鉄筋棒鋼のように大量に使用される鋼材では、わ
ずかの合金元素の添加も大きなコスト上昇につながるた
め、合金元素の低減ニーズが非常に強い。Ｎｉ、　Ｃｒ
、　Ｖなどの合金元素を添加せず高降伏強度を得るため
には低温圧延による結晶粒の微細化の方法がある（特開
昭５８−６７８２４号公報）が、結晶粒の微細化が靭性
の低下をもたらすため、鉄筋に要求される降伏強度と靭
性の両立が困難であった。

また、合金元素低減に伴う透６ｉｉ率の不安定化の補償
としてのＣ量の増加は、熱間加工性の低下による割れの
発生を増加させるという問題を引き起こす。本発明の第
二の目的は、熱間加工性に劣るＣ量の高い高Ｍｎ′ｗｉ
を割れきすによる鋼材の廃棄や割れきすの除去工程なく
製造することである。

（課題を解決するための手段） 本発明は、高価な合金元素を添加せずＭｎ量を低く抑え
た成分の鋼で、圧延温度の制限によっても靭性の劣化を
ともなわず高い降伏強度を持つ鉄筋棒鋼およびそれを熱
間で割れなく製造する方法に関するものである。

高価な合金元素を添加せずＭｎ量を低減した場合に非磁
性を保つには、Ｃ量を増加すれば良いが、Ｃ量の増加に
よって熱間加工性および靭性の低下が引き起こされる。

まず、Ｃ量を低く抑えることによって、粒界炭化物の発
生および熱膨張率を抑え低温圧延によっても熱間加工性
を低下させることなく製造できることを見いだしその上
限を定めた。さらに熱間加工性を向上させるためにはＰ
の量を制限した上に鋼片の加熱温度の上限と圧延温度の
下限を守り製造する必要があることを見いだした。

しかし、Ｃ量を低く抑えることによって鉄筋に要求され
る降伏強度の確保が難しくなるという問題に直面する。

降伏強度を得るために圧延温度を低く抑える方法が採ら
れているがこの方法では靭性が低下するという問題点が
あった（前記特開昭５８−６７８２４号公報）、この低
温圧延による靭性の低下を、＾又とＮの同時添加による
方法で解決した。つまり、再結晶温度を高める■や、粒
界炭化物形成元素であるＣｒを含有しないＣ−Ｍｎ鋼に
対して、圧延温度の制御による結晶粒の微細化と＾交お
よびＮの複合添加によって靭性の劣化なしに高降伏強度
が得られることを見いだした。

すなわち本発明は Ｃ：　０．５５〜０．８０％、 Ｓｉ　：　０．５％以下、 Ｍｎ：１１〜１７％、 Ａｌ　：　　０．０２〜０．０６％、 Ｎ　　：　　０．０２〜０．０６％ Ｐ　：　０．０２％以下 および残部が不可避的な不純物からなる高Ｍｎ非磁性鉄
筋棒鋼。

および Ｃ：　０．５５〜０．８０％、 Ｓｔ　：　０．５％以下、 Ｍｎ：１１〜１７％、 Ａｌ：　０．０２〜０．０６％、 Ｎ　：　０．０２〜０．０６％ Ｐ　：　０．０２％以下 および残部が不可避的な不純物からなる鋼片を１０５０
〜１２５０℃に加熱し、仕上げ圧延を２０％以上の圧下
率で行い、最終圧延温度を７１０℃以上９８０℃以下に
限定して圧延する高Ｍｎ非磁性鉄筋棒鋼の製造方法であ
る。

これに従えば、合金コストの上昇無しに鉄筋コンクリー
ト用棒ｍ　（ＪＩＳ　Ｇ３１１２）５０３０，５Ｄ３５
およびＳ［１４０相当の降伏強度を有する鉄筋棒鋼を熱
間割れなく製造することが可能である。もちろん、非磁
性鋼としての基本物性である透磁率は本発明の場合、圧
延ままでもＪＩＳに規定されている冷間曲げ加工（曲げ
角度：直径の４倍、曲げ角度：　　１８０°）後におい
ても一般に要求される１、０２以下を充分に満足できる
ものである。

本発明において前述のように成分および製造方法を定め
た理由について述べる。

ＣＴＣはオーステナイト相を安定化すると同時に固溶強
化作用により強度を改善する元素である。ＭｎおよびＮ
との組合せに依存するが、要求される透磁率および降伏
強度を満たすには、少なくとも０．５５％以上添加する
必要がある。しかし、Ｃ量が０．８０％を超えるとオー
ステナイト粒界へ多量の炭化物が析出し、また、熱膨張
率が増加するため、靭性の劣化および熱間圧延時の割れ
発生が助長される。それゆえ、Ｃ量の上限を０．８０％
とした。

Ｓｉ：ＳｉはＡ２と共に脱酸剤として使用するが耐食性
を劣化させるために、耐食性を重視する場合には５１は
使用しない。それゆえ、下限を無添加にした。しかし脱
酸剤として使用する場合でも０．５０％を超えるとシリ
ケート系の介在物を生成し、延靭性を劣化させるため上
限を０．５０％にした。

Ｍｎ　：　ＭｎはＣと同様にオーステナイト相を安定化
すると同時に固溶強化作用により、強度を改善する元素
である。ＣおよびＮとの組合せによって異なるが、本発
明のＣ，Ｎ量に対しては、安定した透６ｎ率および降伏
強度を得るために少なくとも１１％以上必要である。し
かし１７％を超えるとコストが高くなるばかりでなく、
孔食が発生し易くなるため、上限を１７％とした。

Ａｌ：Ａｌは脱酸剤として使用する元素である。

本発明においては、制御圧延によるオーステナイト結晶
粒の微細化と＾２およびＮの複合添加効果によって、靭
性を低下させることなく降伏強度を改善することができ
る。このためには最低０．０２％以上が必須であるが、
０．０６％を超えるとアルミナ系の介在物を生成し、曲
げ加工性を劣化させる。

ＮＵＮオーステナイトの安定化元素であり、ＣおよびＭ
ｎと同様に透磁率を低下させる効果がある。また、ＡＮ
と同時に添加することによって生成するＡＩＮは加熱時
のオーステナイト粒の粗大化防止およびオーステナイト
粒の微細化に寄与する。ざらにＡｌとの同時添加は低温
圧延を行っても靭性の低下なしに高い降伏強度を得るこ
とに寄与する。これらの効果を得るために、少なくとも
０．０２％以上必要であるが、０．０６％を超えると粒
界脆化を引き起こし熱間加工性を害するために上限を０
．０６％とした。

ＦＤＰを０．０２％に抑えることで良好な熱間加工性を
得ることができるが、さらに、鋼片の加熱温度を１２５
０℃以下に抑え圧延温度を７１０℃以上に限定した圧延
条件との相乗効果によって熱間加工性が著しく改善され
、圧延時の割れが大幅に改善される。

加熱温度：ビレットの加熱温度が１０５０℃以下の場合
には、圧延機に著しい負荷がかかり圧延設備を大型化し
なければならないほか、オーステナイト粒界に析出した
粗大炭化物が十分固溶しきれないために、製品の靭延性
を低下させる。一方、高温においては粒界脆化が著しく
熱間加工性を低下させるために加熱温度の上限を１２５
０℃と定めた。

圧下率と最終圧延温度二本発明の特徴はコスト上有利な
Ｃ−Ｍｎ系の単純組成でしかもＭｎ量の少ない鋼材を用
いて、所定の降伏強度と靭性を圧延温度の制御による結
晶粒の微細化とＡｎおよびＮの複合添加によって改善す
るものである。

このための圧延条件としては圧下率と仕上げ温度のふた
つの影響が大きい、仕上圧延機群での圧下率が十分確保
できない場合は、結晶粒の微細化が十分で行われず高い
降伏強度が得られない。そのためには、仕上げ圧延機群
における最低２０％の圧下率が必要である。さらに、最
終圧延温度を９８０℃以下に限定することによフて３０
　ｋｇｆ／ｍｍ２以上降伏強度を持ち、最終圧延温度を
７１０℃以上に限定することによって４５　ｋｇｆ／ｍ
ｍ２以下の降伏強度持つ高Ｍｎ非磁性鉄筋棒鋼を製造す
ることができる。仕上げ温度の下限を７１０℃としたの
はＣおよびＰ量の低下による熱間加工性の向上の効果が
低下し始めるためである。また、棒調圧延時の変形抵抗
が大きくなり圧延機の負荷が増大するという問題も発生
するためでもある。

（作　　　用） 低温圧延による結晶粒微細化作用のほかに、ＡＬｌとＮ
を同時添加することによって、従来の高Ｍｎ鋼で起こる
低温圧延による靭性の低下を防止することが可能である
。これによって、靭性を損なうことなく高降伏強度をも
つＣ−Ｍｎ系非磁性鉄筋の製造が可能である。また、Ｃ
を０．８０％以下Ｐを０．０２％以下にし、加熱温度を
１０５０〜１２５０℃、圧延温度を７１０℃以上に限定
することによって熱間割れ無く製造可能である。

（実　施　例） 第１表に本発明例１−ａ〜３−ｂ　ｖＡの化学組成とそ
の圧延条件を示す。１−ａ〜３−ｂ鋼は何れもＣ−Ｍｎ
−Ｎ系からなり、　ｌ−ａ〜１−ｅおよび２−ａ鋼は０
．６５％Ｃ−１５，０％Ｍｎ１１１であり２−ａ鋼は耐
食性を考慮してＳｔ含有量を下げたものである。これら
組成を有する鋼を分塊圧延した後に１２０ｖｎ角のビレ
ットに圧延した。これを同じく第１表に示す条件で加熱
および圧下し異径鉄筋棒鋼を製造した。

本鉄筋棒鋼からＪＩＳ４号衝撃試験片およびＪＩＳ４号
衝引張試験片を切り出し機械試験を行った。

次に、非磁性鋼の基本物性値としての透磁率の測定を、
圧延まま材およびＪＩＳ　３１１２に規定されているよ
うに１８０°曲げ加工実施材の画材について行った。さ
らに長さＩＱＯｍｍの耐塩性試験片を切り出し黒皮まま
の状態でＪＩＳ　Ｚ　２３７１に規定されている塩水噴
露試験（期間：２０日、食塩水濃度：５±１℃、ｐ）Ｉ
　６．５〜７．２、温度３５±２℃）を行い耐食性（孔
食）を評価した。それらの試験結果を第２表に示す。本
発明の１−ａ〜１−ｅおよび３−ａ、３−ｂ鋼は仕上圧
延温度が低下するに従ってオーステナイト結晶粒が微細
化するため降伏強度が増加しているが、衝撃値が良好な
のが特徴である０次に非磁性鋼の基本的な物性値である
透磁率は圧延まま及び１８０°曲げ加工材ともに通常の
非磁性鉄筋に要求される１、０２を大きく下回っており
良好である。さらに本発明例のＳｔを低減した２−ａ　
＠の平均孔食深さはＳｔ脱酸鋼（１−ａ・・弓−ｅおよ
び３−ａ。

３−ｂｍ）に比較して浅くなっておりＳｔ低減による耐
塩性の改善がみられる。

比較例１はＣ量が少なく、比較例２はＭｎ量が少ないた
めに非磁性鉄筋に要求される１、０２以下を満たさない
。比較例３，４．５は、八２とＮの同時添加が行われて
いないために、低温で圧延した場合に靭性が劣化する。

比較例６は仕上げ圧下率が不足のため、比較例７は仕上
げ温度が高過ぎるために十分な降伏強度が得られない。

比較例８は、加熱温度が低く粗大炭化物の固溶が十分促
進されないために靭性の低下がみられる。なお、第１表
で示す比較例９は高温加熱のために、比較例１０はＰ量
が多くかつ低温圧延を行ったために圧延後に表面傷が多
かった。

（発明の効果） 以上のように高価な合金元素を含有しない本発明鋼およ
び本発明の方法により製造した鉄筋棒鋼は非磁性鋼に要
求される透磁率を十分満足すると同時に、ＪＩＳ　Ｇ３
１１２に規定される５０３０〜５Ｄ４０鋼の降伏強度レ
ベルをも十分満足しえるもので非磁性鉄筋棒鋼としての
利用価値は大きい。

他４名

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １　Ｃ：０．５５〜０．８０％、 Ｓｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：１１〜１７％、 Ａｌ：０．０２〜０．０６％、 Ｎ：０．０２〜０．０６％ Ｐ：０．０２％以下 および残部が不可避的な不純物の組成からなることを特
   徴とする高Ｍｎ非磁性鉄筋棒鋼。２　Ｃ：０．５５〜０
   ．８０％、 Ｓｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：１１〜１７％、 Ａｌ：０．０２〜０．０６％、 Ｎ：０．０２〜０．０６％ Ｐ：０．０２％以下 および残部が不可避的な不純物からなる鋼片を１０５０
   〜１２５０℃に加熱し、仕上げ圧延を２０％以上の圧下
   率で行い、最終圧延温度を７１０℃以上９８０℃以下と
   することを特徴とする高Ｍｎ非磁性鉄筋棒鋼の製造方法
   。