(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：0.15質量％以上0.30質量％以下、
Si：0.05質量％以上0.50質量％以下、
Mn：0.2質量％以上2.0質量％以下、
Cr：0.1質量％以上1.0質量％以下、
Al：0.01質量％以上1.00質量％以下、
Nb：0.001質量％以上0.300質量％以下、
Ｖ：0.01質量％以上1.00質量％以下、
Ti：0.003質量％未満、
Ni：0.5質量％未満
Cu：0.5質量％未満、
Ｎ：0.0060質量％未満、
Ｐ：0.03質量％以下および
Ｓ：0.03質量％以下
を含有し、かつ下記式（１）を満足し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼素材に、加熱温度Ac３点以上1100℃以下および終了温度：Ar３点以上950℃以下にて熱間圧延を施し、その後800℃以下300℃以上の温度範囲を2℃／ｓ以上20℃／ｓ以下にて冷却を行って、その際のベイナイト変態開始温度を500℃以下かつ変態完了温度を300℃超に調整し、ベイナイトの体積比率を90％以上、圧延のままで降伏強さが785MPa以上、引張強さが930MPa以上、母材伸び（EL）が８％以上および溶接継手伸びが５％以上、曲げ加工時折損なし、母材の０℃でのシャルピー衝撃値（uE0）を80J以上とすることを特徴とする鉄筋用鋼材の製造方法。
記
２［Si］＋１［Mn］＋1.2［Cr］≦3.0    ・・・（１）
ここで、［  ］は該括弧内成分の含有量（質量％）
【請求項２】
前記鋼材は、さらにＢを、下記式（２）を満足する範囲にて含有することを特徴とする請求項１に記載の鉄筋用鋼材の製造方法。
記
0.0100≧Ｂ（質量％）≧｛［Ｎ］／14−［Ti］／27｝×11＋0.0005  ・・・（２）
ここで、［  ］は該括弧内成分の含有量（質量％）
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、例えば、鉄筋コンクリート構造物に用いられる剪断補強筋の素材として使用される高強度の鉄筋用鋼材の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
例えば、鉄筋コンクリート構造物には、その崩壊を防ぐために、補強材として剪断補強筋が使用される。剪断補強筋を使用した鉄筋コンクリート構造物では、鉄筋コンクリート構造物が剪断変形する際に、剪断補強筋が伸びて塑性変形することにより、鉄筋コンクリート構造物の変形エネルギーが剪断補強筋に吸収され鉄筋コンクリート構造物の崩壊が防がれる。しかし、これまでの剪断補強筋は、伸び特性という点からは必ずしも十分なものではない。すなわち、剪断補強筋は、曲げ加工により断面が円形や角形等に成形されるものであるから、伸び特性に優れていれば、曲げ加工が容易となり、加工性の面からも大きなメリットとなる。
【０００３】
また、近年は、剪断補強筋を溶接施工して鉄筋コンクリート構造物を補強する、施工性のよい溶接閉鎖型の需要が高まっている。この溶接閉鎖型の剪断補強筋では、溶接後の強度や延性を低下させないことが大切であり、溶接部の継手伸びも重要な特性となる。通常、剪断補強筋の溶接では、フラッシュバット溶接やアプセットバット溶接と呼ばれる、高能力かつ高生産性の抵抗溶接が利用される。
ここで、フラッシュバット溶接とは、２本の棒鋼の端面どうしを接触させ２つの端面の間に大電圧をかけ、アークの接触と短絡を繰り返して端部に溶融部を形成し、最後にこの溶融部をアプセット（据え込み変形）により排出し、２本の棒鋼の端部に接合部を形成する溶接法である。また、アプセットバット溶接とは、完全に突き合わせられた２本の棒鋼の端面の間に大電圧をかけ、抵抗発熱により端部をアプセットし２本の棒鋼の端部に接合部を形成する溶接法である。
【０００４】
このような剪断補強筋に用いる鉄筋用鋼材として、例えば、特許文献１および特許文献２には、圧延後に焼入れや焼き戻し等の熱処理を施さなくとも強度と延性に優れ、溶接しても母材と同等レベルの引張強さや延性を有する非調質の鉄筋用鋼材が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開平８−３２５６３７号公報
【特許文献２】特許２９７３９０９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかしながら、特許文献１に記載の非調質鉄筋用鋼材は、Mo添加を必須とするため、コストが高いという問題がある。また、特許文献２に記載の高強度鉄筋用非調質鋼材は、Tiを0.003％以上含有するため、TiNの生成により靭性が低下する場合がある。
【０００７】
また、これらの鋼材では、低温靭性について考慮されていないため、寒冷地での使用に際して割れが発生する、おそれもある。
【０００８】
さらに、これら特許文献に記載の技術はいずれも、圧延ままでの高い強度−延性バランスの達成を目的としているが、熱間圧延後の線材冷却履歴等のばらつきを起因とする、特性ばらつきが大きく、優れた特性を安定的に得ることが困難であるのが実情である。
【０００９】
そこで、本発明は、高い強度と延性を優れたバランスの下に有し、しかも溶接した際に母材と同等レベルの引張強さや延性を有する高強度の鉄筋用鋼材を、高価な合金元素を添加することなく低コストにて製造するための方法について提案することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
発明者らは、まず、非調質であっても強度と延性に優れ、しかも、溶接しても母材と同等レベルの引張強さや延性をもつ、非調質の鉄筋用鋼材を製造するために、種々の実験、研究を行った。その際に、焼入れ焼きもどしを行わずに、圧延のままで降伏強さが785MPa以上、引張強さが930MPa以上、母材伸び（EL）が８％以上および溶接継手伸びが５％以上、そして曲げ加工時折損なし、という強度と延性を兼ね備えた機械的性質を有する、非調質鉄筋用鋼材を製造することを目標とした。また、低温靭性として、母材の０℃でのシャルピー衝撃値（uEO）が80Ｊ以上であることも目標とした。
【００１１】
その結果、非調質鉄筋用鋼材において、溶接後の強度や延性の低下を防止するには、接合部付近の溶接熱影響部（HAZ）の軟化抑制が効果的であること、また、Tiの含有量を少なくし、TiNの生成抑制により低温靭性の劣化を防止することが効果的であることを見出した。しかし一方で、製造した鋼材の延性特性、特に「絞り値」のばらつきが大きく、曲げ加工を行う際に、折れが発生する場合があり、この点を改良すべく検討を重ねた。
【００１２】
発明者らは、鋼中の残留水素と鋼材の引張特性との関係に着目し、種々調査を行った。その結果、従来の鋼中には0.5〜1.5ppm程度の水素が残留しており、これが鋼材の延性に著しく悪影響を及ぼしていることを見出した。すなわち、残留水素を低減すると、引張特性、中でも曲げ加工性への影響が大きい絞り値の絶対値が上昇し、ばらつきが低減して、引張特性が大幅に改善されることが確認できた。そして、鋼材中の水素含有量と引張試験時の絞り値との関係を調査し、圧延まま鋼材中の水素含有量を0．4ppm以下に制御することによって、引張試験時に35％以上の高い絞り値を達成し、高いレベルで安定した曲げ加工性が得られることを見出した。
【００１３】
一方、鋼材の圧延後に、所定の温度で所定の時間保持を行うことにより、鋼材中の水素含有量を低下させることができるが、その実行に当たり、製造プロセスコストが上昇するとともに、当該処理炉が他の製造設備に比して処理能力不足の場合には、プロセス全体の製造量に制約が加わる場合があることも判明した。
そこで、発明者らは、さらに鋭意検討を進めたところ、必ずしも脱水素を目的とした特別な処理を施さずとも、目的とする低残留水素の鋼を圧延ままで得られる方途を見出し、本発明を完成するに到った。
【００１４】
ここで、圧延ままで当該鋼の残留水素が低位に制御される機構は必ずしも明確でないが、おおよそ以下の通りと考えられる。
まず、組織がオーステナイトの状態にあると、鋼中の水素固溶限は極めて高く、圧延後未変態の鋼中には高濃度の水素が残留する。圧延後の冷却中に、フェライト、パーライト、ベイナイト、マルテンサイトなどの組織へ変態が完了した後にオーステナイト中に残留した水素の大部分は大気中への放出を開始する。
すなわち、脱水素の観点からは、より高温で変態が完了することが有利である。一方で、変態温度が極度に高くなると、高強度の達成が困難となるため、ベイナイト変態開始温度が500℃以下であること、かつベイナイト変態完了温度が300℃超であることが、所期した特性を得るために有効であるを新たに見出したのである。
【００１５】
すなわち、本発明の要旨構成は、次のとおりである。
１．Ｃ：0.15質量％以上0.30質量％以下、
Si：0.05質量％以上0.50質量％以下、
Mn：0.2質量％以上2.0質量％以下、
Cr：0.1質量％以上1.0質量％以下、
Al：0.01質量％以上1.00質量％以下、
Nb：0.001質量％以上0.300質量％以下、
Ｖ：0.01質量％以上1.00質量％以下、
Ti：0.003質量％未満、
Ni：0.5質量％未満、
Cu：0.5質量％未満、
Ｎ：0.0060質量％未満、
Ｐ：0.03質量％以下および
Ｓ：0.03質量％以下
を含有し、かつ下記式（１）を満足し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼素材に、加熱温度：Ａｃ３点以上1100℃以下および終了温度：Ａｒ３点以上950℃以下にて熱間圧延を施し、その後800℃以下300℃以上の温度範囲を２℃／ｓ以上20℃／ｓ以下にて冷却を行って、その際のベイナイト変態開始温度を500℃以下かつ変態完了温度を300℃超に調整し、ベイナイトの体積比率を90％以上、圧延のままで降伏強さが785MPa以上、引張強さが930MPa以上、母材伸び（EL）が８％以上および溶接継手伸びが５％以上、曲げ加工時折損なし、母材の０℃でのシャルピー衝撃値（uE0）を80J以上とすることを特徴とする鉄筋用鋼材の製造方法。
記
２［Si］＋１［Mn］＋1.2［Cr］≦3.0  …（１）
ここで、［  ］は該括弧内成分の含有量（質量％）
【００１６】
２．前記鋼材は、さらにＢを、下記式（２）を満足する範囲にて含有することを特徴とする前記１に記載の鉄筋用鋼材の製造方法。
記
0.0100≧Ｂ（質量％）≧{［Ｎ］／14−［Ti］／27}×11＋0.0005  …（２）
ここで、［］は該括弧内成分の含有量（質量％）
【発明の効果】
【００１８】
本発明によれば、冷間曲げ加工時の延性と、最終強度バランスが高く、延性特性のばらつきが小さく、溶接した場合の母材伸びや溶接継手伸びに優れた錮材を、高価な合金元素を添加することなく低コストで製造できる。また低温靭性に優れた高強度の鉄筋用鋼材を製造できる。
【図面の簡単な説明】
【００１９】
【図１】互いに突き合わされた鉄筋と、その溶接後の断面硬さプロファイルを示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００２０】
以下、本発明の鉄筋用鋼材の製造方法について詳しく説明する。まず、本発明の方法における鋼素材の成分限定理由から順に説明する。なお、以下の説明において、「％」で示す単位は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
Ｃ：0.15％以上0.30％以下
Ｃは、目的とする強度を確保するために0.15％以上は必要である。しかし、0.30％を超えて添加すると、溶接性や延性、特に鋼中に水素が残存する場合の延性が著しく劣化するため0．30％以下とする。
【００２１】
Si：0.05％以上0.50％以下
Siは、鋼の脱酸及び強化のために0.05％以上で添加する。一方、0.50％を超えて添加すると、最終的に形成された母相組織を脆化するとともに、ベイナイト変態完了温度を低下させる結果、溶接継手の曲げ性を低下させるため、0.50％以下とする。
【００２２】
Mn：0.2％以上2.0％以下
Mnは、焼入性を確保し目標の強度を得るために0.2％以上の添加が必要である。しかし、2.0％を超えて添加すると、延性や溶接性の劣化を招くとともに、べイナイト変態完了温度を低下させて圧延後の鋼中水素残留量を増加させるため、2.0％以下とする。
【００２３】
Cr：0.1％以上1.0％以下
Crは、焼入性を高める元素であり、強度を上昇させるために0.1％以上の添加が必要である。しかし、1.0％を超えて添加すると、焼入性が過大となり延性や溶接性を劣化させるとともに、ベイナイト変態完了温度を低下させて圧延後の鋼中水素残留量を増加させるため1.0％以下とする。
【００２４】
２［Si］＋１［Mn］＋1.2［Cr］≦3.0  …（１）
本発明において、上記したSi，MnおよびCrは、それぞれ目標強度達成のために必須の添加元素であるが、同時に、そのいずれもがベイナイト変態の完了温度を低下させるものである。それぞれ単独の添加量が本発明の範囲内にあっても、上記式（１）が満足されない場合には、ベイナイト変態完了温度が低下し、圧延ままの鋼中に水素を残留させることになる。
【００２５】
Nb：0.001％以上0.300％以下
Nbは、鋼中に徽細な炭窒化物を形成し、母材の強度上昇とともに、溶接熱影響部軟化抑制に有効な元素である。析出炭窒化物がTiNと比較してもさらに微細であるため、靭性への悪影響も小さい。さらには変態完了温度への影響も小さい。しかし、0.001％未満の添加では十分な効果が得られず、一方0.300％を超えると、Nb炭窒化物であっても溶接熱影響部の靭性劣化が著しくなるため、Nb含有量は0.001％以上0.300％以下とする。
【００２６】
Ｖ：0.01％以上1.00％以下
Ｖは、鋼材の焼き入れ性を向上させるとともに炭窒化、溶接熱影響部の軟化抑制にも有効な元素である。0.01％未満の添加では十分な効果が得られず、1.0％を超えると著しく溶接熱影響部の靭性を劣化させるため、0.01％以上1.00％以下とする。
【００２７】
Al：0.01％以上1.00％以下
Alは、鋼の脱酸のために添加するが、0.01％未満ではその効果が少ないため0．01％以上で添加する。しかし、1.00％を超えて添加すると、溶接継手の曲げ性を低下させるため1.00％以下とする。
【００２８】
Ti：0.003％未満
Tiは、Ｎを固定し粗大な窒化物（TiN）を生成し、靭性の低下を促進するため、基本的に添加しないことが望ましい。許容し得る含有量は、0.003％未満である。
【００２９】
Ｐ：0.03％以下
Ｐは、鋼材を脆化し、母材と溶接後の延性および低温靭性を劣化させるため、基本的に含有しないことが望ましい。不可避不純物として許容しうる含有量の上限は、0.03％である。
【００３０】
Ｓ：0.03％以下
Ｓは、鋼中でMnなどの金属と結合して粗大な硫化物を形成し、母材と溶接後の延性および低温靭性を劣化させるため、基本的に含有しないことが望ましい。不可避不純物として許容し得る含有量の上限は、0.03％である。
【００３１】
Ｎ：0.0060％未満
Ｎは、不可避的不純物であり、0.0060％を超えて含有された場合、溶接時にTiNやVN等の粗大な析出物を形成し、溶接継手の引張強さ及び曲げ性を低下させるため、0.0060％未満とする。
【００３２】
Ni：0.5％未満
Niは、鋼材の圧延まま強度の上昇には有効であるが、一方でベイナイト変態完了温度を著しく低下する。従って、本発明においては添加しないことが望ましいが、0.5％までの含有は許容できる。
【００３３】
Cu：0.5％未満
CuもNiと同様に、鋼材の圧延まま強度の上昇には有効であるが、一方でベイナイト変態完了温度を著しく低下する。従って、本発明においては添加しないことが望ましいが、0.5％までの含有は許容できる。
【００３４】
また、鋼素材は、必要に応じてＢを添加することが可能である。
Ｂは、焼入性を向上させる元素であり、母材の強度上昇を特に必要とする場合には、添加することが有効である。一方、0.0100％を超えて添加しても焼入性向上効果が飽和し、溶接性が劣化する原因にもなるため、0.0100％以下とする。また、強度上昇効果を得るためには、Ｂが鋼中に固溶している必要がある。しかし、鋼中に固溶Ｎが存在すると鋼中のＢはBNの形成に消費され、このようにＢがBNとして鋼中に存在する場合には、Ｂは焼き入れ性の向上に寄与しない。しかしTiが存在すると、その存在量に応じて鋼中のＮをTiＮとして固定し、TiＮとなったＮはBNの形成に寄与しなくなる。従って、Ｂを添加する場合にはBNの形成に消費される以上の量を添加する必要があり、そのためには、鋼中のＢ量とＮ量とTi量との間に次式（２）にて示される関係が成り立つことが必要になる。なお、強度上昇効果を得る上では、0.0020％以上で添加することが好ましい。
0.0100≧Ｂ（質量％）≧{［Ｎ］／14−［Ti］／27}×11＋0.0005  …（２）
ここで、［］は該括弧内成分の含有量（質量％）
【００３５】
さらに、鋼材の強度−延性バランスを向上することを目的として、必要に応じてMoを添加することができる。すなわち、Moは、変態完了温度への影響が小さい一方で焼入性を高めることから、組織を改善して延性を向上させるために添加することができる。添加する場合には、0.01％以上とすることが好ましい。しか、1.00％を超えて添加すると、コストが上昇し、また過剰な添加は溶接性が劣化するとともに、変態完了温度低下の原因となるため、1.00％以下とすることが好ましい。
上記した成分以外の残部は、Fe及び上記以外の不可避的不純物からなる。
【００３６】
上記の成分組成を有する鋼素材には、加熱温度：Ａｃ３点以上1100℃以下および終了温度：Ａｒ３点以上950℃以下にて熱間圧延を施す。その後、800℃以下300℃以上の温度範囲を２℃／ｓ以上20℃／ｓ以下にて冷却を行って、その際のベイナイト変態開始温度を500℃以下かつ変態完了温度を300℃超に調整することによって、ベイナイトの体積比率が90％以上の組織を有し、残留水素濃度が0.3ppm以下であって、強度と延性バランスに優れ、特性のばらつきも小さい高強度の鉄筋用鋼材を製造することができる。
【００３７】
すなわち、熱間圧延における加熱温度が1100℃を超える場合には、初期のγ粒径が粗大化し、冷却時の変態が遅延する。その結果、変態完了温度の低下をもたらす。同様に、熱間圧延の終了温度が950℃を超える場合にも、やはり変態前のγ粒径が粗大化し、冷却時の変態が遅延する結果、変態完了温度の低下をもたらす。
【００３８】
一方、熱間圧延における加熱温度がＡｃ３点未満になると、変形抵抗の増大により、ミルの負荷が増大し圧延による成形が困難となる。また、熱間圧延の終了温度がＡｒ３点未満になると、同様に変形抵抗の増大により圧延が困難となるとともに、常温まで冷却したのちも圧延時のひずみが残留し、鋼材の延性に悪影響を及ぼす。
【００３９】
次いで、熱間圧延後に、800℃以下300℃以上の温度範囲を２℃／ｓ以上20℃／ｓ以下にて冷却を行う。まず、冷却速度が２℃／ｓを下回る場合には、フェライトの分率が上昇し、上記した成分組成の下に90％以上のベイナイト組織を得られなくなり、十分な鋼材強度を得られなくなる。一方、冷却速度が20℃／ｓを超える場合には、変態完了温度が300℃以下となり、圧延後の水素残留をもたらすとともにマルテンサイトの組織分率が増加し、強度―延性バランスが悪化する。
【００４０】
また、上記の冷却速度を規定する温度範囲を800℃以下300℃以上とするのは、フェライト変態およびベイナイト変態がこの温度領域にて進行するからであり、この温度領域でのフェライト生成を抑制し、ベイナイト変態完了温度を規定内とするためには、この温度領域の温度履歴制御が重要なためである。
【００４１】
以上の工程を経て得られる圧延後の冷却ままの鋼材は、実質的にベイナイト組織からなる。ここで、実質的にベイナイト組織からなるとは、本発明の作用効果を無くさない限り、ベイナイト以外の組織を含有するものが、本発明の範囲に含まれることを意味する。なお、ベイナイト以外の組織を含有すると、強度−延性バランスが悪化するため、ベイナイト以外の組織は少ないほど望ましい。しかし、ベイナイト以外の組織の割合が低い場合は影響が無視できるため、ベイナイトの体積比率が90％以上であればよい。ベイナイト以外の組織を含有する場合は、フェライトおよび／またはマルテンサイトから構成されるものとする。しかしながら、目的とする強度の達成のためにはフェライトの含有率が低い方が望ましく、一方で鋼材の延性確保、特に水素に起因する低延性化回避のためにはマルテンサイト含有率はやはり低い方が望ましい。従って、マルテンサイトやフェライトを含有する場合には、トータルの体積比率で島状マルテンサイトおよびフェライトの割合はそれぞれ５％未満であることが望ましい。
【００４２】
また、上記冷却後の鋼材は、残留水素濃度が0.4ppm以下となる。ここで、残留水素濃度を0.4ppm以下とするのは、水素の残留に起因する延性の低下を抑制し、曲げ加工を可能とすることを目的としている。
【００４３】
上述したように、TiはＮを固定し粗大な窒化物TiNを生成し靭性の低下を促進するため、本発明においては基本的には含有しないことが望ましいが、0.003％未満であれば許容される。微量のTiでも鋼中のＮをTiNとして固定するが、靭性低下を抑制する観点から、折出するTiNの粒径は10μm以下とすることが望ましい。Tiを0.003％未満にすることでTiNの粒径を10μm以下とすることが可能となる。
【００４４】
かくして得られる鋼材は、圧延のままで降伏強さが785MPa以上、引張強さが930MPa以上、母材伸び（EL）が８％以上および溶接継手伸びが５％以上、そして曲げ加工時折損なし、という強度と延性を兼ね備えた機械的性質を有するものとなる。
【００４５】
なお、本発明は必ずしも熱間圧延後の熱処理を必要としないが、熱間圧延−冷却後に、下記（３）式を満足する温度および時間に保持する工程を経ることによって、さらに延性に優れた鋼材を得ることも可能である。
記
Ｔ×log ｔ≧1700  …（３）
ここで、Ｔ：保持温度（Ｋ）
ｔ：保持時間（秒）
但し、保持温度を450℃以上にすると、ベイナイトおよびマルテンサイトの焼戻しが進行しすぎて、強度が低下するため、上記（３）式におけるＴは450℃以下とする。好ましくは400℃以下である。
【００４６】
ちなみに、熱間圧延においては、丸棒または異形形状に圧延して、棒鋼または異形棒鋼の鉄筋用鋼材とするのが通例である。
また、上記以外の製造工程は特に限定されず、通常の鉄筋の製造工程を用いることができる。
【実施例】
【００４７】
表１に示す化学成分の鋼（鋼種Ａ〜Ｎ）を溶製、そして鋳造してビレットとし、表２に示す各温度に加熱して、同表に示す温度で完了する熱間圧延を行い、表２に示す冷却速度で300℃〜800℃の温度範囲を冷却して、直径13mmの異形棒鋼No.１〜19を製造した。
【００４８】
【表１】
0005540764.tif 000002
【００４９】
【表２】
0005540764.tif 000003
【００５０】
製造した各棒鋼から、熱間圧延−冷却後１ｈ以内に試験片を採取し、該試験片について鋼材中の残留水素濃度を測定した。また、製造時に測定した圧延後の冷却速度を実験的に再現し、その際の熱膨張挙動よりベイナイト変態の開始温度および変態完了温度を測定した。
【００５１】
製造した各棒鋼について顕微鏡観察により組織とその体積比率を調べた。また、母材の特性を調べるために引張試験を行ない、降伏強さ（YS）、引張強さ（TS）、母材伸び（EL）をそれぞれ測定した。また、引張試験において、絞り値を各棒鋼について20箇所ずつ測定して絞り値の標準偏差を求めた。
【００５２】
次に、図１に示すように、節10aおよび20aをそれぞれ有する２本の異形棒鋼10および20をアプセットバット溶接して溶接継手を作製し、これを引強試験に供して溶接継手伸び（溶接部を含む棒鋼そのものを引張試験した際の全伸びの値）を測定するとともに、破断位置を確認した。破断位置は、溶接部近傍について0.5mmピッチでビッカース硬さを測定して、図１に示すような長手方向の硬さプロファイルを求め、母材硬さより硬さが大きい部分を溶接部、母材硬さよりも硬さが小さい部分を軟化部として、破断位置がいずれの部分であるかを評価した。
【００５３】
次に、母材の曲げ特性を調べるために、異形棒鋼を長さ500mmに切断した後、公称直径の１倍の曲げ直径で180°まで曲げた後、これを90°まで曲げ戻す、曲げ−曲げ戻し試験を行い、異形棒鋼20本中の折損本数の割合（折損率）を算出することにより、曲げ加工性を評価した。
【００５４】
さらに、低温靭性として、母材の０℃でのシャルピー衝撃値（uE０）を測定した。その結果を表２に併せて示す。なお、表２には、上記の硬さプロファイルにおいて最小の硬さをHAZビッカース硬さとして併記する。
【００５５】
なお、降伏強さが785MPa以上、引張強さ930MPa以上、母材伸び（EL）８％以上、母材絞り値平均が40％以上、絞り値標準偏差が10以下を、延性のばらつきの小さい鋼材として評価した。溶接継手伸び５％以上および曲げ加工時折損率０％を、本発明の鋼材に必要な特性とした。そして、シャルピー衝撃値（uE０）は80Ｊ以上を良好とした。
【００５６】
表１および２に示すように、化学成分が本発明の範囲内にあるものの、圧延後の冷却速度が２℃／ｓよりも低いNo.７、Ｎ量が0.0070％と高くかつＢ量が上記式（２）を満足しないNo.15、およびＶ無添加のNo.14さらには、Ｃ，Si，Mn量がそれぞれ本発明の範囲を満足しないNo．17，18，19は、それぞれ鋼中ミクロ組織のフェライト含有率が高く、本発明で規定しは体積比率で90％以上のベイナイトを満足していない。そのため、表２に示すように、降伏強さ（YS）、引張強さ（TS）がそれぞれ目標値に達していない。
【００５７】
一方、圧延後の冷却速度が本発明規定よりも高いNo.８、および圧延前加熱温度や圧延完了温度が本発明の規定よりも高いNo.９および10は、鋼中ミクロ組織のマルテンサイト含有率が高く、曲げ加工時に折損を生じるサンプルが存在するとともに、低温靭性が目標値に達していない。
【００５８】
個別の添加元素量は本発明の規定を満足するものの、上記式（１）の値が３を超えるNo.11およびNi量が本発明範囲外となるNo.12は、圧延後の冷却で得られるミクロ組織が本発明の規定を満足するものの、冷却時の変態完了温度が本発明の規定よりも低くなり、冷却後の残留水素量が高く、引張試験時の絞り値が低く、曲げ加工試験時に折損を生じるサンプルが存在した。
【００５９】
Ti量が本発明の規定外となるNo.13では、変態温度、ミクロ組織とも目標とするものが得られたにも関わらず、曲げ加工試験時に折損を生じるとともに、シャルピー衝撃値が低い値を示した。
【００６０】
Ｃ量が本発明の規定外となるNo.16では、溶接後の引張試験において、溶接接合面から破断を生じて伸びが十分に得られず、また曲げ加工試験時に全ての鋼材に折損が発生した。これに対して、本発明の規定を満足するNo.１〜５では、YS、TS、母材伸び、絞り値（平均値、標準偏差）、溶接縦手の伸び、曲げ加工時折損率とも、それぞれ、目標とする値が得られ、溶接割れの発生も無かった。また、低温靭性も良好であった。
【符号の説明】
【００６１】
10、20  異形棒鋼
10a、20a  節
【図１】
0005540764.tif 000004