JPS61124524A - 鉄筋コンクリ−ト用棒鋼の製造方法 - Google Patents
鉄筋コンクリ−ト用棒鋼の製造方法Info
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- JPS61124524A JPS61124524A JP24612484A JP24612484A JPS61124524A JP S61124524 A JPS61124524 A JP S61124524A JP 24612484 A JP24612484 A JP 24612484A JP 24612484 A JP24612484 A JP 24612484A JP S61124524 A JPS61124524 A JP S61124524A
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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）
本発明は常温において降伏点伸びの大きな棒鋼、特に鉄
筋コンクリート用棒鋼の製造方法に関するものである。
筋コンクリート用棒鋼の製造方法に関するものである。
（従来の技術）
近年、高強度の鉄筋コンクリート用棒鋼の通用範囲がま
すます増大しつつあるが、鉄筋コンクリート用棒鋼に対
する要求特性として降伏点伸びが注目をあびつつある。
すます増大しつつあるが、鉄筋コンクリート用棒鋼に対
する要求特性として降伏点伸びが注目をあびつつある。
ここに、降伏点伸びとは実物鉄筋の引張試験によって得
られる、添付図面に示すような応力−歪曲線の平坦域（
図中、点Ａおよび点８間の領域）に対応する伸びの値を
いう。
られる、添付図面に示すような応力−歪曲線の平坦域（
図中、点Ａおよび点８間の領域）に対応する伸びの値を
いう。
現在実用化されている鉄筋コンクリート用棒鋼はＪＩＳ
Ｇ３１１２にその化学成分および機械的性質が規定さ
れており、広い用途にこれらが使われている。しかしな
がら、このＪＩＳ規格の鉄筋コンクリート用棒鋼は通常
の熱間圧延（１１００〜１２５０℃加熱後、９００〜１
０００℃程度の仕上圧延を行う）で製造されており、圧
延ままで使用される。ＪＩＳ規格にもとず（鉄筋コンク
リート用棒鋼において、降伏点伸びは高々１％程度であ
り、熱間圧延後に熱処理を行ってもその値を高めること
は不可能であった。
Ｇ３１１２にその化学成分および機械的性質が規定さ
れており、広い用途にこれらが使われている。しかしな
がら、このＪＩＳ規格の鉄筋コンクリート用棒鋼は通常
の熱間圧延（１１００〜１２５０℃加熱後、９００〜１
０００℃程度の仕上圧延を行う）で製造されており、圧
延ままで使用される。ＪＩＳ規格にもとず（鉄筋コンク
リート用棒鋼において、降伏点伸びは高々１％程度であ
り、熱間圧延後に熱処理を行ってもその値を高めること
は不可能であった。
（発明が解決すべき問題点）
ところで、一般に鉄筋コンクリート用棒鋼は施工前に種
々の塑性変形が与えられる。その代表的なものは曲げ加
工であり、局部的には１％を超える変形が与えられるこ
とも多い。したがって、前述のような降伏点伸びの小さ
い、ＪＩＳ規格の鉄筋コンクリート用棒鋼では、曲げ加
工中に著しい加工硬化を生じて、曲げ加工に必要な荷重
が大きくなり施工性を著しく損なっているのが実情であ
った。特に、５Ｄ４０．５Ｄ５０の高強度鉄筋が多量に
使用されはじめている現在の状況では、曲げ加工に代表
されるような塑性加工性の優れた新しい鉄筋の開発が焦
眉の急であった。
々の塑性変形が与えられる。その代表的なものは曲げ加
工であり、局部的には１％を超える変形が与えられるこ
とも多い。したがって、前述のような降伏点伸びの小さ
い、ＪＩＳ規格の鉄筋コンクリート用棒鋼では、曲げ加
工中に著しい加工硬化を生じて、曲げ加工に必要な荷重
が大きくなり施工性を著しく損なっているのが実情であ
った。特に、５Ｄ４０．５Ｄ５０の高強度鉄筋が多量に
使用されはじめている現在の状況では、曲げ加工に代表
されるような塑性加工性の優れた新しい鉄筋の開発が焦
眉の急であった。
（問題を解決するための手段）
本発明者らは上述のような観点から、今後ますます要望
が強くなるとみられる降伏点伸びの大きな鉄筋コンクリ
ート用棒鋼の研究、開発を行い、以下に述べるような知
見を得、鋼の化学成分、圧延条件および熱処理方法の組
合せにより、降伏点伸びを飛糧的に増加せしめることが
可能となることを見出して本発明を完成したのである。
が強くなるとみられる降伏点伸びの大きな鉄筋コンクリ
ート用棒鋼の研究、開発を行い、以下に述べるような知
見を得、鋼の化学成分、圧延条件および熱処理方法の組
合せにより、降伏点伸びを飛糧的に増加せしめることが
可能となることを見出して本発明を完成したのである。
短見蔓１
ａ）降伏点伸びを増加させるためには、鋼のミクロ組織
を従来のＪＩＳ鉄筋の如き（フェライト＋パーライト）
混合組織から（フェライト＋ベイナイト）組織に変える
ことが必要条件である。
を従来のＪＩＳ鉄筋の如き（フェライト＋パーライト）
混合組織から（フェライト＋ベイナイト）組織に変える
ことが必要条件である。
ｂ）上記ａ）を実現するためには鋼の化学成分と熱間圧
延条件、特にオーステナイト域における圧下率とを組合
せて調整することが不可欠である。
延条件、特にオーステナイト域における圧下率とを組合
せて調整することが不可欠である。
Ｃ）上記ｂ）によって得られた（フェライト＋ベイナイ
ト）混合組織を所定の温度域で焼戻すことにより、降伏
点伸びを著しく増加させることができる。
ト）混合組織を所定の温度域で焼戻すことにより、降伏
点伸びを著しく増加させることができる。
ｄ）鋼の焼入性と熱間圧延条件との組合せを特定のもの
に制限しながら熱間圧延を実施することにより熱間圧延
ままでフェライトとベイナイトの混合組織を得ることが
可能である。しかし、熱間圧延ままではベイナイト相の
中に多数の可動転位が存在し降伏強さが著しく小さいう
えに降伏点の伸びを示さない。この点、本発明者らは、
熱間圧延によって得られたフェライトとベイナイトに対
し４５０〜７００℃の温度域での焼戻を施すことにより
、ベイナイト中の可動転位がＣによって固着され、降伏
強さが増加し、さらに、フェライト相と可動転位の固着
されたベイナイト相が共存することにより実物鉄筋の引
張試験時に両相の界面から局部的に塑性変形が開始し、
その局部変形が鉄筋の長手方向に引張試験の進行ととも
に伝播してゆくのであり、このような局部的な変形が降
伏点伸びを与えることを見い出した。
に制限しながら熱間圧延を実施することにより熱間圧延
ままでフェライトとベイナイトの混合組織を得ることが
可能である。しかし、熱間圧延ままではベイナイト相の
中に多数の可動転位が存在し降伏強さが著しく小さいう
えに降伏点の伸びを示さない。この点、本発明者らは、
熱間圧延によって得られたフェライトとベイナイトに対
し４５０〜７００℃の温度域での焼戻を施すことにより
、ベイナイト中の可動転位がＣによって固着され、降伏
強さが増加し、さらに、フェライト相と可動転位の固着
されたベイナイト相が共存することにより実物鉄筋の引
張試験時に両相の界面から局部的に塑性変形が開始し、
その局部変形が鉄筋の長手方向に引張試験の進行ととも
に伝播してゆくのであり、このような局部的な変形が降
伏点伸びを与えることを見い出した。
すなわち、この降伏点伸びの領域において、鉄筋コンク
リート用棒鋼は曲げなどの強い加工を行っても、加工硬
化することなく局部的な塑性変形が鉄筋の長手方向に伝
播していくようにすることにより曲げ加工が容易になり
、したがって施工性の向上は著しくなる。
リート用棒鋼は曲げなどの強い加工を行っても、加工硬
化することなく局部的な塑性変形が鉄筋の長手方向に伝
播していくようにすることにより曲げ加工が容易になり
、したがって施工性の向上は著しくなる。
本発明は上記知見に基づいてなされたものであり、よっ
てその趣旨とするところは、 重量％で、 Ｃ：ｏ、ｉｏ〜０．５０％、 Ｓｉ ： ０．５０％以
下、Ｍｎ ： １．８０％超、５．００％以下、を含有
するとともに、必要により、更にＭｏ ： ０．０５〜
０．８０％、 Ｎｂ ： ０．０１０−０．１００％、
Ａｌ ： ０．０１０〜０．１００％、Ｃｕ ： ０．
０５〜０．３０％、Ｎｉ ： ０．０５〜１．２０％、
Ｃｒ ： ０．０５〜１．２０％、Ｔｉ ： ０．０
１〜０．０５％、およびＢ ： ０．０００５〜０．
００３０％、のうち１種または２種以上を含有し、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物 から成る成分組成の鋼片を安定オーステナイト温度域に
加熱した後、オーステナイト温度域で８０％以上の圧下
率を与えて圧延を完了し、次いで常温まで大気放冷した
後、４５０〜７００℃の温度域で焼戻をすることを特徴
とする、降伏点伸びの大なる鉄筋コンクリート用棒鋼の
製造方法である。
てその趣旨とするところは、 重量％で、 Ｃ：ｏ、ｉｏ〜０．５０％、 Ｓｉ ： ０．５０％以
下、Ｍｎ ： １．８０％超、５．００％以下、を含有
するとともに、必要により、更にＭｏ ： ０．０５〜
０．８０％、 Ｎｂ ： ０．０１０−０．１００％、
Ａｌ ： ０．０１０〜０．１００％、Ｃｕ ： ０．
０５〜０．３０％、Ｎｉ ： ０．０５〜１．２０％、
Ｃｒ ： ０．０５〜１．２０％、Ｔｉ ： ０．０
１〜０．０５％、およびＢ ： ０．０００５〜０．
００３０％、のうち１種または２種以上を含有し、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物 から成る成分組成の鋼片を安定オーステナイト温度域に
加熱した後、オーステナイト温度域で８０％以上の圧下
率を与えて圧延を完了し、次いで常温まで大気放冷した
後、４５０〜７００℃の温度域で焼戻をすることを特徴
とする、降伏点伸びの大なる鉄筋コンクリート用棒鋼の
製造方法である。
ただし、Ｓｉに代えて脱酸剤としてＡｌを添加する場合
、脱酸剤としては０．０２％以下添加するが、合金成分
として添加するＡｌとの合計量は０．０１０％〜０．１
００％であり、一般には０．１００％以下である。
、脱酸剤としては０．０２％以下添加するが、合金成分
として添加するＡｌとの合計量は０．０１０％〜０．１
００％であり、一般には０．１００％以下である。
すなわち、本発明はその別の態様によれば、Ｃ： ０．
１０−０．５０％、 Ａｌ ： ０．０２％以下、Ｍｎ
： １．８０％超、５．００％以下、を含有するとと
もに、必要により、更にＭｏ ： ０．０５〜０．８０
％、 Ｎｂ ： ０．０１０〜０．１００％、Ａｌ：合
計で０．１００．％以下、Ｃｕ ： ０．０５〜０．３
０％、Ｎｉ ： ０．０５〜１．２０％、 Ｃｒ ：
０．０５〜１．２０％、Ｔｉ ： ０．０１〜０．０５
％、およびＢ ： ０．０００５〜０．００３０％、の
うち１種または２種以上を含有し、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物 から成る成分組成の鋼片を安定オーステナイト温度域に
加熱した後、オーステナイト温度域で８０％以上の圧下
率を与えて圧延を完了し、次いで常温まで大気放冷した
後、４５０〜７００ ’Ｃの温度域で焼戻をすることを
特徴とする、降伏点伸びの大なる鉄筋コンクリート用棒
鋼の製造方法である。
１０−０．５０％、 Ａｌ ： ０．０２％以下、Ｍｎ
： １．８０％超、５．００％以下、を含有するとと
もに、必要により、更にＭｏ ： ０．０５〜０．８０
％、 Ｎｂ ： ０．０１０〜０．１００％、Ａｌ：合
計で０．１００．％以下、Ｃｕ ： ０．０５〜０．３
０％、Ｎｉ ： ０．０５〜１．２０％、 Ｃｒ ：
０．０５〜１．２０％、Ｔｉ ： ０．０１〜０．０５
％、およびＢ ： ０．０００５〜０．００３０％、の
うち１種または２種以上を含有し、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物 から成る成分組成の鋼片を安定オーステナイト温度域に
加熱した後、オーステナイト温度域で８０％以上の圧下
率を与えて圧延を完了し、次いで常温まで大気放冷した
後、４５０〜７００ ’Ｃの温度域で焼戻をすることを
特徴とする、降伏点伸びの大なる鉄筋コンクリート用棒
鋼の製造方法である。
（作用）
次いで、本発明にかかる鉄筋コンクリート用棒鋼の製造
方法において、鋼の成分組成割合および熱間圧延、熱処
理条件を上記の如くに数値限定した理由を説明する。
方法において、鋼の成分組成割合および熱間圧延、熱処
理条件を上記の如くに数値限定した理由を説明する。
■夏戊分区虞：
Ｃ（炭素）
Ｃは棒鋼に所定の強度を付与するために含有させるもの
であるが、その含有量が０．１０％未満では所望の強度
が得られない。また、Ｃは鋼の焼入性を著しく増大させ
る効果を有し、本発明において、熱間圧延後の大気放冷
によって（フェライト＋ベイナイト）組織を得るために
は０．１０％以上の添加が必要である。一方、０．５０
％を超えて含有させると、鉄筋コンクリート用棒鋼とし
て各種環境にさらされたときの耐食性が著しく劣化する
ことから、本発明にあってＣ含有量は０．５０％を上限
とした。
であるが、その含有量が０．１０％未満では所望の強度
が得られない。また、Ｃは鋼の焼入性を著しく増大させ
る効果を有し、本発明において、熱間圧延後の大気放冷
によって（フェライト＋ベイナイト）組織を得るために
は０．１０％以上の添加が必要である。一方、０．５０
％を超えて含有させると、鉄筋コンクリート用棒鋼とし
て各種環境にさらされたときの耐食性が著しく劣化する
ことから、本発明にあってＣ含有量は０．５０％を上限
とした。
Ｓｉ （ケイ素）
Ｓｉ成分は鋼の脱酸に有効な元素であり、通常、脱酸剤
としては０．１５％以上、一般には、０．１５〜０゜３
５％程度の添加がなされるものである。しかしながら、
脱酸をＡｌで行う場合にはＳｉ添加は必ずしも必要でな
く、一方、０．５％を超えて含有させると熱間加工性に
悪影響がでてくるようになる。このようなことから、本
発明にあってはＳｉ含有量を０゜５％以下と定めた。
としては０．１５％以上、一般には、０．１５〜０゜３
５％程度の添加がなされるものである。しかしながら、
脱酸をＡｌで行う場合にはＳｉ添加は必ずしも必要でな
く、一方、０．５％を超えて含有させると熱間加工性に
悪影響がでてくるようになる。このようなことから、本
発明にあってはＳｉ含有量を０゜５％以下と定めた。
Ｍｎ （マンガン）
Ｍｎ成分は、鋼の脱硫に必要な元素であり、且つ鋼の素
地に固溶して鋼材強度を向上させるとともに鋼材に所定
の焼入れ性を付与する作用をも有している。そして、本
発明の要件であるフェライトとへイナイトとの混合組織
を生ぜしめて鋼に所定の降伏点伸びを付与するには、１
．８０％超のＭｎ含有量とする必要があり、一方、５．
００％を超えて含有させるとＭｎ偏析が著しくなって靭
性および溶接性が劣化するようになることから、Ｍｎ含
有量を１．８０％超、５，００％以下と定めた。
地に固溶して鋼材強度を向上させるとともに鋼材に所定
の焼入れ性を付与する作用をも有している。そして、本
発明の要件であるフェライトとへイナイトとの混合組織
を生ぜしめて鋼に所定の降伏点伸びを付与するには、１
．８０％超のＭｎ含有量とする必要があり、一方、５．
００％を超えて含有させるとＭｎ偏析が著しくなって靭
性および溶接性が劣化するようになることから、Ｍｎ含
有量を１．８０％超、５，００％以下と定めた。
Ｍｏ （モリブデン）
Ｍｏ成分は、鋼の靭性を…なうことなく強度を付与する
のに極めて有効な元素であり、所望により加える任意成
分である。また、本発明の方法の場合には、鋼の焼入れ
性を調整して、圧延のままでフェライトとベイナイトの
混合組織を得るために有効な元素でもあり、前出のＣ，
Ｍｎに加えて必要に応じて添加することができる。Ｍｏ
含有量が０．０５％未満では上記の効果が十分に発揮さ
れず、一方、０．８０％を超えて含有させても上記効果
が飽和してしまうことから、Ｍｏ含有量を０．０５〜０
．８０％と定めた。
のに極めて有効な元素であり、所望により加える任意成
分である。また、本発明の方法の場合には、鋼の焼入れ
性を調整して、圧延のままでフェライトとベイナイトの
混合組織を得るために有効な元素でもあり、前出のＣ，
Ｍｎに加えて必要に応じて添加することができる。Ｍｏ
含有量が０．０５％未満では上記の効果が十分に発揮さ
れず、一方、０．８０％を超えて含有させても上記効果
が飽和してしまうことから、Ｍｏ含有量を０．０５〜０
．８０％と定めた。
Ｎｂ （ニオブ）
Ｗｂは一般に鋼のミクロ組織を微細化するのに用いられ
る元素であるが、オーステナイト域での加熱時に一部固
熔して、鋼の焼入れ性を増加させる効果も有する。した
がって本発明のフェライトとベイナイトの混合組織を得
るために有効な元素である。このようにＮｂは組織の微
細化および焼入れ性の向上を通して強度の改善を図るこ
とのできる元素であり、必要に応じて添加することがで
きる。
る元素であるが、オーステナイト域での加熱時に一部固
熔して、鋼の焼入れ性を増加させる効果も有する。した
がって本発明のフェライトとベイナイトの混合組織を得
るために有効な元素である。このようにＮｂは組織の微
細化および焼入れ性の向上を通して強度の改善を図るこ
とのできる元素であり、必要に応じて添加することがで
きる。
しかし、添加する場合でも、Ｎｂ含有量がｏ、ｏｔｏ％
未満では上記の効果が十分に発揮されず、一方、０．１
００％を超えて含有させると過剰なＮｂ炭窒化物が形成
され、熱間加工性が阻害されるので０．１００％を上限
とした。
未満では上記の効果が十分に発揮されず、一方、０．１
００％を超えて含有させると過剰なＮｂ炭窒化物が形成
され、熱間加工性が阻害されるので０．１００％を上限
とした。
Ａｌ （アルミニウム）
Ａｌは、本発明の場合、脱酸剤としてＳｉに代えて通常
０，０２％以下程度添加してもよいが、一部固溶Ａｌと
しでオーステナイト中に存在する場合には鋼の焼入れ性
を増加せしめる効果も有する。したがって本発明の場合
、アルミニウムも単なる脱酸剤としてばかりではなく強
度を改善するために必要に応じて添加することができる
任意添加成分である。
０，０２％以下程度添加してもよいが、一部固溶Ａｌと
しでオーステナイト中に存在する場合には鋼の焼入れ性
を増加せしめる効果も有する。したがって本発明の場合
、アルミニウムも単なる脱酸剤としてばかりではなく強
度を改善するために必要に応じて添加することができる
任意添加成分である。
なお、強度改善の効果を十分に発揮させるためには０．
０１０％以上の添加が必要である。一方、０゜１００％
を超えて含有させると鋼の熱間加工性が劣化することか
ら、Ａｌ含有量を０００１０〜０．１００％と定めた。
０１０％以上の添加が必要である。一方、０゜１００％
を超えて含有させると鋼の熱間加工性が劣化することか
ら、Ａｌ含有量を０００１０〜０．１００％と定めた。
ただし、脱酸剤としてＳｔに代えて添加する場合、Ａｌ
は合計量を０．０１０〜０．１００％、一般には０．１
００％以下とする。
は合計量を０．０１０〜０．１００％、一般には０．１
００％以下とする。
Ｃｕ （銅）
Ｃｕ成分は、鋼の靭性にほとんど悪影響を及ぼすことな
（強度を上昇させる作用を有している。特に、Ｃｕは本
発明の如く熱間圧延後に焼戻を行う場合には、その焼戻
時に析出して強度を上昇させることができる。本発明の
場合、Ｃｕは任意添加成分である。このＣｕの析出は、
フェライト中あるいはベイナイト中いずれにおいても生
じるので、本発明のフェライトとベイナイトの混合組織
においてもＣｕ添加は有効である。しかし、その含有量
が０゜０５％未満では前記作用に所望の効果が得られず
、他方０．３０％を超えて含有させると鋼の熱間加工性
を害するようになることから、Ｃｕ含有量を０．０５〜
０．３０％と定めた。
（強度を上昇させる作用を有している。特に、Ｃｕは本
発明の如く熱間圧延後に焼戻を行う場合には、その焼戻
時に析出して強度を上昇させることができる。本発明の
場合、Ｃｕは任意添加成分である。このＣｕの析出は、
フェライト中あるいはベイナイト中いずれにおいても生
じるので、本発明のフェライトとベイナイトの混合組織
においてもＣｕ添加は有効である。しかし、その含有量
が０゜０５％未満では前記作用に所望の効果が得られず
、他方０．３０％を超えて含有させると鋼の熱間加工性
を害するようになることから、Ｃｕ含有量を０．０５〜
０．３０％と定めた。
Ｎｉ にッケル）
Ｎｉ成分は、特に鋼の低温靭性改善に有効な元素である
ので、低温靭性のより一層の向上を必要とする場合に、
その効果が顕著となる０、０５％以上添加含有せしめら
れるものである。またＮｉは鋼の焼入れ性向上にも効果
を発揮し、強度改善にも有効であるのでとくに大径の鉄
筋コンクリート用ｐＪ鋼において、フェライトとへイナ
イトとの混合組織を得るのに有効である。しかし、１．
２０％を超えて含有させると鋼材コストが上昇する上に
、製造上、白点などの水素に起因する欠陥を発生する率
が増加するようになることから、Ｎｉ含有量を０．０５
〜１゜２０％と定めた。
ので、低温靭性のより一層の向上を必要とする場合に、
その効果が顕著となる０、０５％以上添加含有せしめら
れるものである。またＮｉは鋼の焼入れ性向上にも効果
を発揮し、強度改善にも有効であるのでとくに大径の鉄
筋コンクリート用ｐＪ鋼において、フェライトとへイナ
イトとの混合組織を得るのに有効である。しかし、１．
２０％を超えて含有させると鋼材コストが上昇する上に
、製造上、白点などの水素に起因する欠陥を発生する率
が増加するようになることから、Ｎｉ含有量を０．０５
〜１゜２０％と定めた。
Ｃｒ （クロム）
Ｃｒ成分には鋼の強度を上昇させる作用があるので、よ
り高い強度を必要とする場合に含有せしめられるもので
あるが、その含有量が０．０５％未満では前記作用に所
望の効果を得ることができず、一方、１．２０％を超え
て含有させると熱間加工性の劣化を招くことから、Ｃｒ
含有量を０．０５〜１．２０％と定めた。
り高い強度を必要とする場合に含有せしめられるもので
あるが、その含有量が０．０５％未満では前記作用に所
望の効果を得ることができず、一方、１．２０％を超え
て含有させると熱間加工性の劣化を招くことから、Ｃｒ
含有量を０．０５〜１．２０％と定めた。
Ｔｉ （チタン）
Ｔｉは鋼をオーステナイ１−城に加熱したとき、一部オ
ーステナイト中に固溶して、鋼の焼入性を増加させ、こ
れにより強度を改善する効果を有する。
ーステナイト中に固溶して、鋼の焼入性を増加させ、こ
れにより強度を改善する効果を有する。
したがって、熱間圧延ままでフェライトとベイナイトの
混合組織を得るのに活用でき、必要に応じて添加するこ
とができる。またＴｉは本発明の如く熱間圧延後に焼戻
を行う場合、Ｔｉ炭窒化物を形成して鋼の強度を上げる
という効果も有する。本発明の場合、Ｔｉも所望添加元
素である。上記の９１果を発揮させるためには０．０１
％以上の添加が必要である。一方、０．０５％を超えて
添加すると鋼の熱間加工性が劣化するので、Ｔｉを添加
する場合、Ｔｉ含有量としては０．０１〜０．０５％と
定めた。
混合組織を得るのに活用でき、必要に応じて添加するこ
とができる。またＴｉは本発明の如く熱間圧延後に焼戻
を行う場合、Ｔｉ炭窒化物を形成して鋼の強度を上げる
という効果も有する。本発明の場合、Ｔｉも所望添加元
素である。上記の９１果を発揮させるためには０．０１
％以上の添加が必要である。一方、０．０５％を超えて
添加すると鋼の熱間加工性が劣化するので、Ｔｉを添加
する場合、Ｔｉ含有量としては０．０１〜０．０５％と
定めた。
Ｂ （ポロン）
Ｂ成分には、微量添加で鋼の焼入性を向上させる作用が
あるので、鋼材強度のより一層の上昇を図る必要がある
場合に任意成分の１つとして添加含有せしめるが、その
含有量が０．０００５％未満では前記作用に所望の効果
が得られず、一方、０．００３０％を超えて含有させる
と熱間加工性の劣化を来すことから、Ｂ含有量をｏ、ｏ
ｏｏｓ〜０．００３０％と定めた。
あるので、鋼材強度のより一層の上昇を図る必要がある
場合に任意成分の１つとして添加含有せしめるが、その
含有量が０．０００５％未満では前記作用に所望の効果
が得られず、一方、０．００３０％を超えて含有させる
と熱間加工性の劣化を来すことから、Ｂ含有量をｏ、ｏ
ｏｏｓ〜０．００３０％と定めた。
なお、本発明にあっては上述の所望添加成分である門０
、Ｎｂ、、Ａｌ、、Ｃｕ、、Ｎｉ、、Ｃｒ、 Ｔｉおよ
びＢはいずれも究極的に材料の強度改善に寄与するもの
であって、それらは今日要望されている高強度棒鋼を得
るために少なくとも１種が添加される。
、Ｎｂ、、Ａｌ、、Ｃｕ、、Ｎｉ、、Ｃｒ、 Ｔｉおよ
びＢはいずれも究極的に材料の強度改善に寄与するもの
であって、それらは今日要望されている高強度棒鋼を得
るために少なくとも１種が添加される。
圧延工愁処理条Ａ生：
圧延前の加熱条件については通常の安定オーステナイト
域加熱温度、例えば１１００〜１２５０’ｃであり、特
に限定するものではない。降伏点伸び以外に要求される
性能の程度から１１００℃未満あるいは１２５０℃を超
える温度域に鋼片を加熱しても、安定オーステナイト域
での加熱である限り、本発明の効果を損なうことはない
。
域加熱温度、例えば１１００〜１２５０’ｃであり、特
に限定するものではない。降伏点伸び以外に要求される
性能の程度から１１００℃未満あるいは１２５０℃を超
える温度域に鋼片を加熱しても、安定オーステナイト域
での加熱である限り、本発明の効果を損なうことはない
。
オーステナイト域における全圧下率については８０％以
上とする必要がある。圧下率が８０％未満の場合、圧延
完了後室温まで放冷したときに得られるフェライト粒お
よびベイナイト粒が粗大となって、焼戻後においても十
分な降伏点伸びの値が得られないためである。
上とする必要がある。圧下率が８０％未満の場合、圧延
完了後室温まで放冷したときに得られるフェライト粒お
よびベイナイト粒が粗大となって、焼戻後においても十
分な降伏点伸びの値が得られないためである。
次に、焼戻条件について本発明にあっては焼戻を４５０
〜７００℃の温度域において実施するが、これは本発明
の目的とする降伏点伸びの大なる鉄筋を得るための必須
条件である。すなわち、焼戻温度が４５０℃未満では、
鋼中のＣによるベイナイト相中の可動転位の固着が不完
全であり、鉄筋の引張試験において局部的塑性変形が生
ぜず降伏点伸びが得られない。一方、焼戻温度が７００
℃を超えると、ベイナイト相が回復、再結晶を起こし、
可動転位が消滅することによって、実質的にフェライト
単層の組織となるので降伏点伸びは著しく低下してしま
う。したがって、焼戻温度域としては４５０〜７００℃
とした。
〜７００℃の温度域において実施するが、これは本発明
の目的とする降伏点伸びの大なる鉄筋を得るための必須
条件である。すなわち、焼戻温度が４５０℃未満では、
鋼中のＣによるベイナイト相中の可動転位の固着が不完
全であり、鉄筋の引張試験において局部的塑性変形が生
ぜず降伏点伸びが得られない。一方、焼戻温度が７００
℃を超えると、ベイナイト相が回復、再結晶を起こし、
可動転位が消滅することによって、実質的にフェライト
単層の組織となるので降伏点伸びは著しく低下してしま
う。したがって、焼戻温度域としては４５０〜７００℃
とした。
次いで、本発明によってｉ４られる効果を具体的実施例
をもって説明する。
をもって説明する。
１１皿上
まず通常の溶解法によって第１表に示される成分組成の
鋼を溶製し、これにより１６０１角のビレットを製造し
た。これのビレットを１２００°Ｃに加熱し１６パスの
圧延によりＤ３２鉄筋コンクリート用棒鋼とした。この
熱間圧延による圧下率は９７％であった。圧延ままのＤ
３２鉄筋棒鋼のミクロ組織を光学顕微鏡にて調査した。
鋼を溶製し、これにより１６０１角のビレットを製造し
た。これのビレットを１２００°Ｃに加熱し１６パスの
圧延によりＤ３２鉄筋コンクリート用棒鋼とした。この
熱間圧延による圧下率は９７％であった。圧延ままのＤ
３２鉄筋棒鋼のミクロ組織を光学顕微鏡にて調査した。
さらに圧延ままの鉄筋棒鋼を６００°Ｃ１１ｈｒ焼戻処
理後常温まで放冷した。
理後常温まで放冷した。
こうして得られた鉄筋の実物引張試験を実施して降伏強
さ、引張強さ、全伸びおよび降伏点伸びを求めた。全伸
びは標点間距離１６０ｍｍによるものである。また降伏
点伸びはスパン１６０１の伸び計を実物鉄筋にセットし
、荷重−変位曲線を記録して、そのチャートから求めた
。
さ、引張強さ、全伸びおよび降伏点伸びを求めた。全伸
びは標点間距離１６０ｍｍによるものである。また降伏
点伸びはスパン１６０１の伸び計を実物鉄筋にセットし
、荷重−変位曲線を記録して、そのチャートから求めた
。
得られた結果を第１表に付記した。鋼１〜２６は本発明
の要件を満足する化学成分を有するものであり、本発明
による圧延条件および焼戻処理との組合せにより降伏点
伸び４％以上の値が得られている。一方、、 鋼２７〜
３１は比較鋼であり、圧延、熱処理条件は本発明例のも
のと同じであるが、本発明の要件から外れた化学組成を
有しているものである。これらの鋼については降伏点伸
びが１％以下であり、鋼１〜２６に比較して降伏点伸び
の値が著しく低下している。つまり本発明による圧延お
よび焼戻条件を施しても、化学成分が本発明の要件を満
たさない場合には、所定の性能が得られないことがわか
る。
の要件を満足する化学成分を有するものであり、本発明
による圧延条件および焼戻処理との組合せにより降伏点
伸び４％以上の値が得られている。一方、、 鋼２７〜
３１は比較鋼であり、圧延、熱処理条件は本発明例のも
のと同じであるが、本発明の要件から外れた化学組成を
有しているものである。これらの鋼については降伏点伸
びが１％以下であり、鋼１〜２６に比較して降伏点伸び
の値が著しく低下している。つまり本発明による圧延お
よび焼戻条件を施しても、化学成分が本発明の要件を満
たさない場合には、所定の性能が得られないことがわか
る。
ユＪｆｉＪ圧１
第１表のｍｌを用いて、熱間圧延時の圧下率および焼戻
条件の影響について調査した。鋼片サイズとしては１６
０ｏ＋＋ｍ角、９０ｆｆｌＩ１１角、６３１１Ｉ１１角
および５９Ｒ１１１角の４種類を準備した。それぞれの
鋼片を１２００°Ｃに加熱後、Ｄ３２鉄筋コンクリート
用棒鋼に圧延した。圧下率は鋼片サイズ１６０ｍｍ角、
９０＋＋ｕｗ角、６３ｍｎ＋角および５９ＩＩｌ１１１
角に対応してそれぞれ９７％、９０％、８０％および７
７％である。次いで圧延ままの鉄筋を４３０℃、４５０
℃、６００℃、７００℃、７２０℃の各温度でｌｈｒ焼
戻した後実施例１と同様の要領で実物鉄筋の引張試験を
実施した。結果を第２表にまとめて示す。
条件の影響について調査した。鋼片サイズとしては１６
０ｏ＋＋ｍ角、９０ｆｆｌＩ１１角、６３１１Ｉ１１角
および５９Ｒ１１１角の４種類を準備した。それぞれの
鋼片を１２００°Ｃに加熱後、Ｄ３２鉄筋コンクリート
用棒鋼に圧延した。圧下率は鋼片サイズ１６０ｍｍ角、
９０＋＋ｕｗ角、６３ｍｎ＋角および５９ＩＩｌ１１１
角に対応してそれぞれ９７％、９０％、８０％および７
７％である。次いで圧延ままの鉄筋を４３０℃、４５０
℃、６００℃、７００℃、７２０℃の各温度でｌｈｒ焼
戻した後実施例１と同様の要領で実物鉄筋の引張試験を
実施した。結果を第２表にまとめて示す。
第２表の結果からも分かるように、圧延ままではいずれ
の圧下率においても降伏点伸びはゼロである。圧下率が
８０．９０．９７％の３つのレベルにおいては焼戻温度
の上昇にともない降伏点伸びは増加するが、４３０℃焼
戻では降伏点伸びは１％以下であり本発明の目的とする
大きな降伏点伸びは得られていない。焼戻温度が４５０
〜７００℃の範囲内で降伏点伸びが顕著に増加し４％以
上の値を示すようになる。しかし、焼戻温度が７００℃
を超えると降伏点伸びは再び１％以下となる。一方、圧
下率が８０％未満の場合焼戻温度の如何に拘らず降伏点
伸びはいずれも１％未満であり一２本発明の目的とする
性能が得られない。
の圧下率においても降伏点伸びはゼロである。圧下率が
８０．９０．９７％の３つのレベルにおいては焼戻温度
の上昇にともない降伏点伸びは増加するが、４３０℃焼
戻では降伏点伸びは１％以下であり本発明の目的とする
大きな降伏点伸びは得られていない。焼戻温度が４５０
〜７００℃の範囲内で降伏点伸びが顕著に増加し４％以
上の値を示すようになる。しかし、焼戻温度が７００℃
を超えると降伏点伸びは再び１％以下となる。一方、圧
下率が８０％未満の場合焼戻温度の如何に拘らず降伏点
伸びはいずれも１％未満であり一２本発明の目的とする
性能が得られない。
第２表
傾にてγプく）
実】Ｉ津１
鋼１の１６０ｍｍ角鋼片を用いて鋼片加熱温度を１２５
０．１２００．１１００．１０００．９００ ’Ｃの５
水準を選び、Ｄ３２鉄筋コンクリート用棒鋼に熱間圧延
した。圧延後６００′Ｃ１１ｈｒの焼戻処理・を行い実
施例１と同じ要領で引張試験を行った。結果を第３表に
まとめて示す。
０．１２００．１１００．１０００．９００ ’Ｃの５
水準を選び、Ｄ３２鉄筋コンクリート用棒鋼に熱間圧延
した。圧延後６００′Ｃ１１ｈｒの焼戻処理・を行い実
施例１と同じ要領で引張試験を行った。結果を第３表に
まとめて示す。
第３表からも明らかな如く加熱温度は安定オーステナイ
ト温度域である１２５０〜９００℃のいずれにおいても
４％以上の降伏点伸びが得られており、鋼片加熱温度に
ついては本発明では特に限定する必要がないことが明ら
かである。
ト温度域である１２５０〜９００℃のいずれにおいても
４％以上の降伏点伸びが得られており、鋼片加熱温度に
ついては本発明では特に限定する必要がないことが明ら
かである。
第３表
（注） Ｆ：フェライト、 Ｂ：ペイナイト（効果）
以上述べてきたように、本発明に規定される化学成分を
有し、本発明による圧延および熱処理条件のもとづいて
得られた鉄筋コンクリ−１・用捧鋼は４％以上の降伏点
伸びを有しており、鉄筋コンクＩＪ −ト用欅鋼が施工
時に受ける各種塑性変形にたいして負荷荷重が少なく施
工性のきわめて優れた製品である。
有し、本発明による圧延および熱処理条件のもとづいて
得られた鉄筋コンクリ−１・用捧鋼は４％以上の降伏点
伸びを有しており、鉄筋コンクＩＪ −ト用欅鋼が施工
時に受ける各種塑性変形にたいして負荷荷重が少なく施
工性のきわめて優れた製品である。
添付図面は降伏点伸びを説明するための応力−歪曲線を
示すグラフである。
示すグラフである。
Claims (2)
- （１）重量％で、 Ｃ：０．１０〜０．５０％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍ
ｎ：１．８０％超、５．００％以下、 を含有するとともに、必要により、更に Ｍｏ：０．０５〜０．８０％、Ｎｂ：０．０１０〜０．
１００％、Ａｌ：０．０１０〜０．１００％、Ｃｕ：０
．０５〜０．３０％、Ｎｉ：０．０５〜１．２０％、Ｃ
ｒ：０．０５〜１．２０％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５
％、および Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、 のうち１種または２種以上を含有し、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物 から成る成分組成の鋼片を安定オーステナイト温度域に
加熱した後、オーステナイト温度域で８０％以上の圧下
率を与えて圧延を完了し、次いで常温まで大気放冷した
後、４５０〜７００℃の温度域で焼戻をすることを特徴
とする、降伏点伸びの大なる鉄筋コンクリート用棒鋼の
製造方法。 - （２）重量％で、 Ｃ：０．１０〜０．５０％、Ａｌ：０．０２％以下、Ｍ
ｎ：１．８０％超、５．００％以下、 を含有するとともに、必要により、更に Ｍｏ：０．０５〜０．８０％、Ｎｂ：０．０１０〜０．
１００％、Ａｌ：合計で０．１００％以下、Ｃｕ：０．
０５〜０．３０％、Ｎｉ：０．０５〜１．２０％、Ｃｒ
：０．０５〜１．２０％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％
、および Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、 のうち１種または２種以上を含有し、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物 から成る成分組成の鋼片を安定オーステナイト温度域に
加熱した後、オーステナイト温度域で８０％以上の圧下
率を与えて圧延を完了し、次いで常温まで大気放冷した
後、４５０〜７００℃の温度域で焼戻をすることを特徴
とする、降伏点伸びの大なる鉄筋コンクリート用棒鋼の
製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24612484A JPS61124524A (ja) | 1984-11-22 | 1984-11-22 | 鉄筋コンクリ−ト用棒鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24612484A JPS61124524A (ja) | 1984-11-22 | 1984-11-22 | 鉄筋コンクリ−ト用棒鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61124524A true JPS61124524A (ja) | 1986-06-12 |
Family
ID=17143836
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP24612484A Pending JPS61124524A (ja) | 1984-11-22 | 1984-11-22 | 鉄筋コンクリ−ト用棒鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61124524A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4784922A (en) * | 1985-10-11 | 1988-11-15 | Mitsubishi Steel Mfg. Co., Ltd. | Corrosion-resistant clad steel and method for producing the same |
| CN100351417C (zh) * | 2004-04-08 | 2007-11-28 | 宝钢集团上海梅山有限公司 | 一种热轧低碳贝氏体复相材料及其制备工艺 |
| JP2017538034A (ja) * | 2014-11-03 | 2017-12-21 | ポスコＰｏｓｃｏ | 強度及び衝撃靭性に優れた線材及びその製造方法 |
| KR20180067894A (ko) * | 2016-12-13 | 2018-06-21 | 주식회사 포스코 | 충격인성이 우수한 고강도 선재 및 그 제조방법 |
| CN110952037A (zh) * | 2019-11-18 | 2020-04-03 | 阳春新钢铁有限责任公司 | 一种400MPa热轧耐火钢筋及其制造方法 |
-
1984
- 1984-11-22 JP JP24612484A patent/JPS61124524A/ja active Pending
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4784922A (en) * | 1985-10-11 | 1988-11-15 | Mitsubishi Steel Mfg. Co., Ltd. | Corrosion-resistant clad steel and method for producing the same |
| CN100351417C (zh) * | 2004-04-08 | 2007-11-28 | 宝钢集团上海梅山有限公司 | 一种热轧低碳贝氏体复相材料及其制备工艺 |
| JP2017538034A (ja) * | 2014-11-03 | 2017-12-21 | ポスコＰｏｓｃｏ | 強度及び衝撃靭性に優れた線材及びその製造方法 |
| KR20180067894A (ko) * | 2016-12-13 | 2018-06-21 | 주식회사 포스코 | 충격인성이 우수한 고강도 선재 및 그 제조방법 |
| KR101879068B1 (ko) * | 2016-12-13 | 2018-07-16 | 주식회사 포스코 | 충격인성이 우수한 고강도 선재 및 그 제조방법 |
| CN110952037A (zh) * | 2019-11-18 | 2020-04-03 | 阳春新钢铁有限责任公司 | 一种400MPa热轧耐火钢筋及其制造方法 |
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