JPS6148521A - 低温靭性および強度の優れた鉄筋棒鋼の製造方法 - Google Patents
低温靭性および強度の優れた鉄筋棒鋼の製造方法Info
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- JPS6148521A JPS6148521A JP16647084A JP16647084A JPS6148521A JP S6148521 A JPS6148521 A JP S6148521A JP 16647084 A JP16647084 A JP 16647084A JP 16647084 A JP16647084 A JP 16647084A JP S6148521 A JPS6148521 A JP S6148521A
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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。
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、液化天然ガス貯蔵コンクリート補強用および
氷海域での石油掘削リグコンクリート補強用鉄筋など、
特に低温域で使用される鉄筋棒鋼の製造方法に関するも
のである。
氷海域での石油掘削リグコンクリート補強用鉄筋など、
特に低温域で使用される鉄筋棒鋼の製造方法に関するも
のである。
これらの鉄筋に要求される特性は、降伏強度が４０〜５
０に９ｆ／ｗｎ２（常温強度）、シャルピー吸収エネル
ギーＷＥ−１２０≧４．５ Ｋｐｆ −ｍ （ＬＮＧ用
）またはｖＥ−６０≧３Ｋｇｆ−ｍ（リグ用）程度テア
ル。
０に９ｆ／ｗｎ２（常温強度）、シャルピー吸収エネル
ギーＷＥ−１２０≧４．５ Ｋｐｆ −ｍ （ＬＮＧ用
）またはｖＥ−６０≧３Ｋｇｆ−ｍ（リグ用）程度テア
ル。
（従来の技術）
低温域で使用される鉄筋棒鋼は、近来表面焼入法や、制
御圧延法等により製造されており、画法の特徴は次の通
りである。
御圧延法等により製造されており、画法の特徴は次の通
りである。
表面焼入法はＩｒｏｎ ａｎｄ ５ｔｅｅｌ Ｅｎｇ
、 Ｍａｒｃｈ１９８４ Ｐ５’３に開示されている
ように、熱間圧延後の鋼材の顕熱を利用して、圧延直後
にオーステナイト域から急冷することによって、表面層
に焼戻マルテンサイト又はベーナイトあるいはこれらの
混合組織等、通常の圧延組織とは異なった組織を形成さ
せ、強度および靭性を改善するものである。
、 Ｍａｒｃｈ１９８４ Ｐ５’３に開示されている
ように、熱間圧延後の鋼材の顕熱を利用して、圧延直後
にオーステナイト域から急冷することによって、表面層
に焼戻マルテンサイト又はベーナイトあるいはこれらの
混合組織等、通常の圧延組織とは異なった組織を形成さ
せ、強度および靭性を改善するものである。
制御圧延法は、特公昭５６−１９３７５号公報または鉄
と鋼６８（１９８２）１４９頁−’８２−８４７３に開
示されているように、加熱および仕上温度を、コントロ
ール圧延中のオーステナイト結晶粒を微細化することに
よって、変態後のフェライト・パーライト組織の微細化
を図り、強靭性を改善しようとするものであり、この場
合仕上圧延温度は、Ａ１３点近傍（直上）で行なわれる
ことが多い。
と鋼６８（１９８２）１４９頁−’８２−８４７３に開
示されているように、加熱および仕上温度を、コントロ
ール圧延中のオーステナイト結晶粒を微細化することに
よって、変態後のフェライト・パーライト組織の微細化
を図り、強靭性を改善しようとするものであり、この場
合仕上圧延温度は、Ａ１３点近傍（直上）で行なわれる
ことが多い。
表面焼入法は、前述のように圧延終了後の急冷によって
、鉄筋の表層に焼戻マルテンサイト層を形成させるもの
である。したがってその低温靭性は、焼戻マルテンサイ
トの性質に支配され、靭性を向上させるには、炭素量を
低減する以外にな〜・。
、鉄筋の表層に焼戻マルテンサイト層を形成させるもの
である。したがってその低温靭性は、焼戻マルテンサイ
トの性質に支配され、靭性を向上させるには、炭素量を
低減する以外にな〜・。
したがって従来は炭素量を低減し、それによって低下す
る強度は、胤量の増加および歯、■の添加で補っていた
ため製造コストが高かった。
る強度は、胤量の増加および歯、■の添加で補っていた
ため製造コストが高かった。
このＮｂや■による強化作用は、炭窒化物の析出による
ため、熱間圧延前の鋼片加熱温度を１２００℃以上とし
、これらの元素を十分地鉄に固溶させる必要があり、こ
の点からも製造コストが高くなっていた。
ため、熱間圧延前の鋼片加熱温度を１２００℃以上とし
、これらの元素を十分地鉄に固溶させる必要があり、こ
の点からも製造コストが高くなっていた。
また制御圧延法は、Ａｒｘ点近傍の仕上圧延により、オ
ーステナイト粒の微細化ならびにマイクロアロイ（Ｎｂ
やＶなど）の析出強化作用を利用して強靭化を図る方法
である。さらに強靭化を図る場合には、極端に低いＡｒ
＋点近傍の温度で仕上圧延を行なうが、この場合圧延速
度を著しく低速にして、非常に高い負荷での圧延となる
。
ーステナイト粒の微細化ならびにマイクロアロイ（Ｎｂ
やＶなど）の析出強化作用を利用して強靭化を図る方法
である。さらに強靭化を図る場合には、極端に低いＡｒ
＋点近傍の温度で仕上圧延を行なうが、この場合圧延速
度を著しく低速にして、非常に高い負荷での圧延となる
。
これらの方法により結晶粒は微細化されるが、金属組織
は通常の圧延材と同じくフェライトパーライト組織であ
り、さ程大きな強度の上昇は望めない。従って表面焼入
により製造した＝ｔ＋と、同等の強度を得ようとすれば
、地、ＣｒおよびＮｂ、■等の合金元素を多量に必要と
し、合金コスト高となっている。
は通常の圧延材と同じくフェライトパーライト組織であ
り、さ程大きな強度の上昇は望めない。従って表面焼入
により製造した＝ｔ＋と、同等の強度を得ようとすれば
、地、ＣｒおよびＮｂ、■等の合金元素を多量に必要と
し、合金コスト高となっている。
（発明が解決しようとする問題点）
本発明は、従来の製造方法に比較して、さらに低温靭性
に優れた高強度鉄筋棒鋼をより安く製造しようとするも
のである。
に優れた高強度鉄筋棒鋼をより安く製造しようとするも
のである。
（問題点を解決するための手段）
本発明はＣ：０．１０〜０．５０％、Ｓｉ ： ０．５
０％以下、Ｍｎ： ０．３０〜０．７５ ％、Ｐ ：
０．０３０ ％以下、Ｓ：０．０３０％以下、ｓｏｌＡ
ｌ： ０．０１０〜０．０５０％、残部が鉄および不可
避的不純物から成る鋼材を、熱間圧延するに際し、仕上
圧延機出側の鋼材温度が、Ａｒ＋ −Ａｒ３点の温度範
囲になるように圧延を行ない、さらに仕上圧延後直ちに
急冷し、その後鋼材の顕熱により、表面部の温度が２０
０℃〜５５０℃になるように復熱させることを特徴とす
る低温靭性および強度の優れた鉄筋棒鋼の製造方法であ
る。
０％以下、Ｍｎ： ０．３０〜０．７５ ％、Ｐ ：
０．０３０ ％以下、Ｓ：０．０３０％以下、ｓｏｌＡ
ｌ： ０．０１０〜０．０５０％、残部が鉄および不可
避的不純物から成る鋼材を、熱間圧延するに際し、仕上
圧延機出側の鋼材温度が、Ａｒ＋ −Ａｒ３点の温度範
囲になるように圧延を行ない、さらに仕上圧延後直ちに
急冷し、その後鋼材の顕熱により、表面部の温度が２０
０℃〜５５０℃になるように復熱させることを特徴とす
る低温靭性および強度の優れた鉄筋棒鋼の製造方法であ
る。
以下に本発明の限定理由について述べる。
Ｃ：０．１０〜０．５０％としたのは、０．１０％未満
では所定の強度および靭性が得られず、０５０％を超え
ると、棒鋼内部の非硬化部はもとより、表層の焼入焼戻
部の靭性も低下し、目標の低温靭性が得られないためで
ある。
では所定の強度および靭性が得られず、０５０％を超え
ると、棒鋼内部の非硬化部はもとより、表層の焼入焼戻
部の靭性も低下し、目標の低温靭性が得られないためで
ある。
Ｓｉを０．５％以下としたのは、Ｓｉは鉄筋をコンクリ
ート中に埋設した際、鉄筋の表面に生成した被膜中にＳ
ｉが富化し、シリケートを生成し、コンクリートを構成
するアルカリ液に侵食される傾向が強くなる。従って腐
食の点からＳｉ量は低い程望ましい。しかしコンクリー
ト中の腐食環境が、さ程厳しくない場合には、脱酸およ
び強化元素として、低温靭性が劣化しな℃・範囲として
０５％まで使用出来る。
ート中に埋設した際、鉄筋の表面に生成した被膜中にＳ
ｉが富化し、シリケートを生成し、コンクリートを構成
するアルカリ液に侵食される傾向が強くなる。従って腐
食の点からＳｉ量は低い程望ましい。しかしコンクリー
ト中の腐食環境が、さ程厳しくない場合には、脱酸およ
び強化元素として、低温靭性が劣化しな℃・範囲として
０５％まで使用出来る。
胤を０３０〜０７５％としたのは、ＩＶＩｎはＣと共に
焼入性を高める元素で、強化元素として使用するが、下
限を０．３０％としたのは、Ｃ量との組合せにおいて焼
入不足となり、所定の強度が得られないためである。ま
た合金コストの点を考慮し、上限を０．７５％とした。
焼入性を高める元素で、強化元素として使用するが、下
限を０．３０％としたのは、Ｃ量との組合せにおいて焼
入不足となり、所定の強度が得られないためである。ま
た合金コストの点を考慮し、上限を０．７５％とした。
ＰおよびＳを０．０３０％以下としたのは、００３０％
超では低温靭性が著しく劣化するためである。
超では低温靭性が著しく劣化するためである。
５ｏｔＡｔを０．０１０〜０．０５０％としたのは、５
ｏＡＡｔはビレットの加熱時にオーステナイト結晶粒の
粗大化を防止するので、このためには００１０％以上必
要であり、また０、０５０％を超えるとその効果が飽和
するからである。
ｏＡＡｔはビレットの加熱時にオーステナイト結晶粒の
粗大化を防止するので、このためには００１０％以上必
要であり、また０、０５０％を超えるとその効果が飽和
するからである。
仕上圧延機の出側の温度を、Ａｒ＋〜Ａｒ３点の範囲に
限定したのは、フェライト＋オーステナイトの二相域に
て圧延を行ない、かつ二相域から急冷することによって
得られるフェライト＋焼戻マルテンサイトまたはフェラ
イト＋焼戻ベーナイト組織材の方が、Ｉ’ｒｏｎ ａｎ
ｄ ５ｔｅｅｌ Ｅｎｇ −Ｍａｒｃｈ １９８４Ｐ５
３に開示されているＴｅｍｐ ｃｏｒｅ材のような焼戻
マルテンサイト均一組織材に比較して、強度は若干低下
するが、低温靭性が著しく向上することを見い出したか
らである。この場合、強度の低下は冷却水量密度の増加
によって十分補償出来る。
限定したのは、フェライト＋オーステナイトの二相域に
て圧延を行ない、かつ二相域から急冷することによって
得られるフェライト＋焼戻マルテンサイトまたはフェラ
イト＋焼戻ベーナイト組織材の方が、Ｉ’ｒｏｎ ａｎ
ｄ ５ｔｅｅｌ Ｅｎｇ −Ｍａｒｃｈ １９８４Ｐ５
３に開示されているＴｅｍｐ ｃｏｒｅ材のような焼戻
マルテンサイト均一組織材に比較して、強度は若干低下
するが、低温靭性が著しく向上することを見い出したか
らである。この場合、強度の低下は冷却水量密度の増加
によって十分補償出来る。
復熱後の鋼材の表面温度を２００℃〜５５０℃としたの
は、２００℃未満では復熱による焼戻が不十分となり、
低温靭性が劣化し、５５０℃を超える場合には、焼入深
度が不足し、かつ高温に焼戻されるため所定の強度が得
られないためである。
は、２００℃未満では復熱による焼戻が不十分となり、
低温靭性が劣化し、５５０℃を超える場合には、焼入深
度が不足し、かつ高温に焼戻されるため所定の強度が得
られないためである。
（実施例〕
次に本発明の実施例について述べる。
表１に供試材の化学組成を示す。
を
本発明に係る鋼Ａは、機械構造用鋼８２０Ｃなみの成分
であり、従来の製造法である表面焼入法に使用されてい
た鋼Ｂ、Ｃ，Ｄまたは制御圧延法に使用されていた鋼Ｅ
、Ｆに比較して、地合有量が少な（・ことおよび油、■
を含有しないため合金コストが、最も安価になっている
。本発明に係る鋼ＡのＡｒ＋およびＡｒａ変態温度は、
類似組成から成る鋼を用℃・て見い出した次の実験式か
ら算出した。
であり、従来の製造法である表面焼入法に使用されてい
た鋼Ｂ、Ｃ，Ｄまたは制御圧延法に使用されていた鋼Ｅ
、Ｆに比較して、地合有量が少な（・ことおよび油、■
を含有しないため合金コストが、最も安価になっている
。本発明に係る鋼ＡのＡｒ＋およびＡｒａ変態温度は、
類似組成から成る鋼を用℃・て見い出した次の実験式か
ら算出した。
Ａｒｔ（℃）＝ ６７７ ２７６（０％） −１０７（
Ｍｎ％）Ａｒ＋（匂＝ ９３０ ６１０（０％）−６１
（Ｍｎ％）また表面焼入用鋼Ｂ、Ｃ，Ｄと制御圧延用鋼
Ｅ、Ｆを比較すると、制御圧延用鋼の方が、地合有量が
多く最も高価な成分系となっている。
Ｍｎ％）Ａｒ＋（匂＝ ９３０ ６１０（０％）−６１
（Ｍｎ％）また表面焼入用鋼Ｂ、Ｃ，Ｄと制御圧延用鋼
Ｅ、Ｆを比較すると、制御圧延用鋼の方が、地合有量が
多く最も高価な成分系となっている。
次に本発明に係る鋼Ａを転炉で溶製し、１２０φビレツ
トを素材として、本発明の方法により鉄筋を製造したほ
か、従来製造法（表面焼入法および制御圧延法）をシミ
、ユレートして、鉄筋を製造し、同一組成において、本
発明および従来製造法による鉄筋の機械的性質を比較調
査した。
トを素材として、本発明の方法により鉄筋を製造したほ
か、従来製造法（表面焼入法および制御圧延法）をシミ
、ユレートして、鉄筋を製造し、同一組成において、本
発明および従来製造法による鉄筋の機械的性質を比較調
査した。
表２にこれら鉄筋の製造条件および得られた鉄筋の機械
的性質を示す。
的性質を示す。
鋼片の加熱温度は、本発明および従来法をシミュレート
した製造法のいずれにおいても１０５０℃とした。
した製造法のいずれにおいても１０５０℃とした。
仕上圧延機出側の温度は、本発明法の場合、７８０℃（
ＡｒＩ−Ａｒ３間）に制御し、表面焼入法の場合は、９
５０℃および８３０℃の両温度で、また制御圧延法の場
合は８２５℃に制御した。
ＡｒＩ−Ａｒ３間）に制御し、表面焼入法の場合は、９
５０℃および８３０℃の両温度で、また制御圧延法の場
合は８２５℃に制御した。
圧延終了後の冷却は、本発明および表面焼入シミュレー
ト法の場合は、冷却水量および冷却時間を変化させるこ
とにより、種々の水量密反で急冷し、その後冷却床上に
おいて、鋼材内部の顕熱によって、２３０℃〜４４５℃
の種々の温度に復熱せしめ自動的に焼戻させた。制御圧
延法の場合は圧延後大気中で放冷した。
ト法の場合は、冷却水量および冷却時間を変化させるこ
とにより、種々の水量密反で急冷し、その後冷却床上に
おいて、鋼材内部の顕熱によって、２３０℃〜４４５℃
の種々の温度に復熱せしめ自動的に焼戻させた。制御圧
延法の場合は圧延後大気中で放冷した。
これら鉄筋について、ＪＩＳ２号引張試験片（Ｌ＝８Ｄ
）およびＪＩ８４号衝撃試験片（■ノツチ）を用い、
両試験を実施した。
）およびＪＩ８４号衝撃試験片（■ノツチ）を用い、
両試験を実施した。
（発明の効果）
第１図に、本発明により製造した鉄筋および表面焼入法
および制御圧延法をシミュレートして製造した鉄筋の金
属組織を示す。表面焼入法による鉄筋は、焼戻マルテン
サイトおよびイーナイト組織を、また制御圧延法による
鉄筋は、通常のフェライトパーライト組織を呈して（・
るのに対して、本発明鉄筋は、微細フェライトの混在し
た焼戻マルテンサイトおよびベーナイト組織の複合組織
である。
および制御圧延法をシミュレートして製造した鉄筋の金
属組織を示す。表面焼入法による鉄筋は、焼戻マルテン
サイトおよびイーナイト組織を、また制御圧延法による
鉄筋は、通常のフェライトパーライト組織を呈して（・
るのに対して、本発明鉄筋は、微細フェライトの混在し
た焼戻マルテンサイトおよびベーナイト組織の複合組織
である。
第２図は先に示した第２表の機械的性質の試験結果をも
とに、両製造法による鉄筋の試験温度と、低温衝撃値の
関係を整理したものである。
とに、両製造法による鉄筋の試験温度と、低温衝撃値の
関係を整理したものである。
本発明鉄筋は、従来の表面焼入鉄筋（従来例１）および
制御圧延鉄筋（従来例２）に比較して、より低温域での
衝撃値改善効果が大きく、ＬＮＧ貯蔵タンクコンクリー
ト補強用鉄筋に必要な衝撃値（ｖＥ−１ｚｏ≧４．５
Ｋｇｆ −ｍ ）を満足出来ル。
制御圧延鉄筋（従来例２）に比較して、より低温域での
衝撃値改善効果が大きく、ＬＮＧ貯蔵タンクコンクリー
ト補強用鉄筋に必要な衝撃値（ｖＥ−１ｚｏ≧４．５
Ｋｇｆ −ｍ ）を満足出来ル。
第３図は水量密度と降伏強度の関係を示す。同一水量密
度において、本発明鉄筋は、表面焼入層に軟質のフェラ
イト組織を析出させるため、表面焼入鉄筋（従来例１）
に比較して降伏強度は低下するが、水量密度の制御によ
って十分目標強度（ＹＰ’−４０〜５０ＫＬｉｆ／＠ｉ
２）が得られる。
度において、本発明鉄筋は、表面焼入層に軟質のフェラ
イト組織を析出させるため、表面焼入鉄筋（従来例１）
に比較して降伏強度は低下するが、水量密度の制御によ
って十分目標強度（ＹＰ’−４０〜５０ＫＬｉｆ／＠ｉ
２）が得られる。
また制御圧延鉄筋（従来例２）は、本供試鋼の成分では
目標の強度が得られない。
目標の強度が得られない。
以上のように、本発明の方法によって低温靭性の優れた
高強度鉄筋を、低コストで製造することが出来る。
高強度鉄筋を、低コストで製造することが出来る。
第１図は本発明および従来法（表面焼入法および制御圧
延法）により製造した鉄筋の写真図、第２図は本発明お
よび従来法により製造した鉄筋の試験温匿と衝撃値の関
係を示す図表、第３図は本発明および従来法により製造
した鉄筋の水量密度と降伏強度の関係を示す図表である
。 シ 第２図 １ 第３図 手続補正書（方式） 昭和５９年１１月３０日
延法）により製造した鉄筋の写真図、第２図は本発明お
よび従来法により製造した鉄筋の試験温匿と衝撃値の関
係を示す図表、第３図は本発明および従来法により製造
した鉄筋の水量密度と降伏強度の関係を示す図表である
。 シ 第２図 １ 第３図 手続補正書（方式） 昭和５９年１１月３０日
Claims (1)
- Ｃ：０．１０〜０．５０％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍ
ｎ：０．３０〜０．７５％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ
：００３０％以下、ｓｏｌＡｌ：０．０１０〜０．０５
０％、残部が鉄および不可避的不純物から成る鋼材を、
熱間圧延するに際し、仕上圧延機出側の鋼材温度が、Ａ
ｒ＿１〜Ａｒ＿３点の温度範囲になるように圧延を行な
い、さらに仕上圧延後直ちに急冷し、その後鋼材の顕熱
により、表面部の温度が２００℃〜５５０℃になるよう
に復熱させることを特徴とする低温靭性および強度の優
れた鉄筋棒鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16647084A JPS6148521A (ja) | 1984-08-10 | 1984-08-10 | 低温靭性および強度の優れた鉄筋棒鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16647084A JPS6148521A (ja) | 1984-08-10 | 1984-08-10 | 低温靭性および強度の優れた鉄筋棒鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6148521A true JPS6148521A (ja) | 1986-03-10 |
Family
ID=15831989
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16647084A Pending JPS6148521A (ja) | 1984-08-10 | 1984-08-10 | 低温靭性および強度の優れた鉄筋棒鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6148521A (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5883158A (en) * | 1994-08-12 | 1999-03-16 | Kao Corporation | Process for producing improved super absorbent polymer |
| US6087002A (en) * | 1988-06-28 | 2000-07-11 | Nippon Shokubai Kagaku Kogyo Co. Ltd. | Water absorbent resin |
| US6448320B1 (en) | 1997-01-31 | 2002-09-10 | Kao Corporation | Superabsorbent resin composition and method for producing the same |
| US6720389B2 (en) | 2000-09-20 | 2004-04-13 | Nippon Shokubai Co., Ltd. | Water-absorbent resin and production process therefor |
| WO2007079876A1 (de) * | 2006-01-10 | 2007-07-19 | Sms Demag Ag | Verfahren und vorrichtung zur einstellung gezielter eigenschaftskombinationen bei mehrphasenstählen |
| US8487048B2 (en) | 2003-05-09 | 2013-07-16 | Nippon Shokubai Co., Ltd. | Water-absorbent resin and its production process |
| WO2015076242A1 (ja) | 2013-11-19 | 2015-05-28 | 新日鐵住金株式会社 | 棒鋼 |
-
1984
- 1984-08-10 JP JP16647084A patent/JPS6148521A/ja active Pending
Cited By (11)
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| KR20160071462A (ko) | 2013-11-19 | 2016-06-21 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 봉강 |
| JPWO2015076242A1 (ja) * | 2013-11-19 | 2017-03-16 | 新日鐵住金株式会社 | 棒鋼 |
| US10131965B2 (en) | 2013-11-19 | 2018-11-20 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel bar |
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