(57)【要約】【課題】少ない合金元素量で、降伏点≧２９５Ｎ／ｍｍ２、引張強さ≧４４０Ｎ／ｍｍ２、伸び≧１８％の機械的性質を有し、かつ抵抗溶接性に優れる鉄筋用異形棒鋼およびその製造方法を提供する。【解決手段】Ｃ：０．１５〜０．３０％　、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．４０〜１．６０％　、Ａｌ：０．００５％未満、Ｃｕ：０．０２〜０．６％、Ｎｉ：０．０１〜０．３％、Ｃｒ：０．０２〜０．５％、Ｍｏ：０．１％以下を含み、あるいはさらにＮｂ：０．０４０％以下、Ｖ：０．１５％　以下の１種または２種を含み、％Ｓｉ　＋％Ｍｎ　が０．７０超１．７０未満であり、かつＳＩ＝（　％Ｃ＋　％Ｓｉ／５＋　％Ｍｎ／６＋（％Ｃｕ＋％Ｎｉ）／１５　＋　％Ｃｒ／５−　％Ｍｏ／２．３＋　％Ｎｂ×３．５　＋　％Ｖ×２．５　）×１０００で表される強度指数ＳＩが３００　以上６５０　以下で、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成の鋼素材を特定の条件で加熱‐熱間圧延‐冷却して、組織をフェライト＋パーライト、フェライト平均粒径を７〜１８μｍ　としてなる鉄筋用異形棒鋼である。【選択図】　図１
2004124140.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％　で、Ｃ：０．１５〜０．３０％　、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．４０〜１．６０％　、Ａｌ：０．００５％未満、Ｃｕ：０．０２〜０．６％、Ｎｉ：０．０１〜０．３％、Ｃｒ：０．０２〜０．５％、Ｍｏ：０．１％以下を含み、％Ｓｉ　＋％Ｍｎ　が０．７０超１．７０未満であり、かつＳＩ＝（　％Ｃ＋　％Ｓｉ／５＋　％Ｍｎ／６＋（％Ｃｕ＋％Ｎｉ）／１５　＋　％Ｃｒ／５−　％Ｍｏ／２．３＋　％Ｎｂ×３．５　＋　％Ｖ×２．５　）×１０００で表される強度指数ＳＩが３００　以上６５０　以下であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、組織がフェライト＋パーライトで、フェライトの平均粒径が７〜１８μｍ　であることを特徴とする抵抗溶接性に優れる鉄筋用異形棒鋼。
【請求項２】
前記組成がさらに質量％　で、Ｎｂ：０．０４０％以下、Ｖ：０．１５％　以下の１種または２種を含むものであることを特徴とする請求項１記載の抵抗溶接性に優れる鉄筋用異形棒鋼。
【請求項３】
請求項１または２に記載される組成を有する鋼素材を、８００　〜１０００℃に加熱し、次いで粗圧延し、次いで仕上圧延終了温度を７００　〜　９８０℃とする仕上圧延を施して所定の形状の異形棒鋼となし、これを前記仕上圧延の終了からすぐに下記条件Ａ、Ｂ、Ｃのいずれかで冷却することを特徴とする抵抗溶接性に優れる鉄筋用異形棒鋼の製造方法。
記
条件Ａ：常温まで放冷する。
条件Ｂ：仕上圧延終了温度−　３００℃の温度以下になるまで放冷し、以後急冷する。
条件Ｃ：仕上圧延終了温度−２０℃〜仕上圧延終了温度−　３００℃の温度範囲内の温度になるまで急冷し、以後放冷する。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、抵抗溶接性に優れる鉄筋用異形棒鋼およびその製造方法に関し、特に合金元素添加コストが少ない抵抗溶接性に優れる鉄筋用異形棒鋼およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
鉄筋コンクリート用（以下、鉄筋用という）異形棒鋼は、ＪＩＳ　Ｇ　３１１２に降伏点で分類されたＳＤ２９５ＡからＳＤ４９０までの５規格が規定されている。このなかでＳＤ２９５ＡおよびＳＤ３４５に関して、棒鋼がＪＩＳ　Ｇ　３１１２に規定の公称直径でＤ１６以下の比較的棒径の細いものについては、主筋に巻き付けて使用されるせん断補強筋として加工されて使われる場合が多い。せん断補強筋の役割は、鉄筋コンクリート構造物が地震等の外部からの力によりせん断変形する場合にせん断補強筋が伸びて組成変形することにより、コンクリート構造物の変形エネルギーがせん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というものである。せん断補強筋は近年、施工性の良さから、棒鋼を曲げ加工により円形や角形等に成形後、端部同士を溶接して製造される溶接閉鎖型の需要が高まっている。通常、せん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、高生産性の抵抗溶接が利用される。
【０００３】
耐震性要求に対して、例えば特許文献１にはＳｉ−Ｍｎ　鋼にＡｌおよび必要に応じてＢ，　Ｖ，Ｎｂ等の合金元素を添加した鋼素材を９５０　〜１２５０℃の温度域に加熱して粗圧延を行い、ついで中間圧延および／または仕上圧延においてパス間で水冷して鋼材の表面温度を６００　〜　７００℃の温度域に急降下させることを１回〜５回繰り返しながら圧延し、さらに、仕上温度を７５０　〜　９５０℃の範囲に制御して圧延を終了し、その後３℃／ｓを超え１０℃／ｓまでの冷却速度で５５０　〜　４００℃の温度域まで加速冷却することにより、降伏強度が３４５Ｎ／ｍｍ２以上、降伏比が０．８　以下、降伏伸びが１．４　％以上かつシャルピー衝撃値が２７Ｊ／ｍｍ２　以上である耐震性に優れた鋼材の製造方法が提案されている。
【０００４】
【特許文献１】
特開平９−　９５７３５号公報
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、上述のように強度および耐震性に関しては種々検討がなされているものの、抵抗溶接性まで考慮して検討した例はほとんどない。
少ない合金元素添加量でしかも高強度を有する安価な異形棒鋼を得るには、圧延温度の低温化により組織を微細化することが有効であることは既によく知られたことである。熱間圧延時において加熱温度を低下させあるいは圧延パス間で冷却を行い、低温圧延を行うことにより、少ない合金元素量で所定の強度を確保できるという利点はある。しかし、このようにして製造された異形棒鋼は、抵抗溶接時に、低温圧延により微細化された組織が加熱されて粗大化し、溶接部の強度が低下し易いという問題があった。
【０００６】
通常、せん断補強筋の溶接に用いられる抵抗溶接には、フラッシュバット溶接とアプセットバット溶接とがある。ここで、フラッシュバット溶接とは、２本の棒鋼の端面同士を接触させ、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本の棒鋼の端面に大電圧を掛け、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方法である。
【０００７】
このような溶接方法の場合、下記の点が問題となる。
溶接はシールドガスを流すことなく大気中で行なわれるため、突き合わせ端面に形成された酸化介在物が、アプセット過程で排出されず接合部に残存し、継手引張特性あるいは継手曲げ性が低下し、所定の継手特性が安定して得られない。本発明は、上記した状況に鑑み、少ない合金元素量で、降伏点≧２９５Ｎ／ｍｍ２、引張強さ≧４４０Ｎ／ｍｍ２、伸び≧１８％の機械的性質を有し、かつ抵抗溶接性に優れる鉄筋用異形棒鋼およびその製造方法を提供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
これらの問題点を解決するために、本発明者らは、鉄筋用異形棒鋼について、抵抗溶接性、とくに抵抗溶接継手の強度に及ぼす化学組成および製造条件等の要因の影響について鋭意検討した。
その結果、鉄筋用異形棒鋼の抵抗溶接性の向上には、組織微細化による異形棒鋼の強度への寄与を適正範囲にすること、具体的には、組織微細化の程度を平均フェライト粒径で７μｍ　以上までの微細化にとどめることと、抵抗溶接時に接合部にＳｉＯ２、ＭｎＯ−ＳｉＯ２およびＡｌ２Ｏ３　（Ｎｂ含有鋼の場合はＮｂＯ２）といった酸化物が形成されるのを抑制することが重要であることを見出した。
【０００９】
すなわち、組織微細化による異形棒鋼の強度への寄与を適正範囲とすることに関しては、組織を微細化すればするほど強度向上のためには有利であるが、組織が微細化すると粒界面積が増加し、粒界エネルギーが増加するため、これが溶接等により加熱を受けた場合に、粒界エネルギーが粒成長の駆動力となるため、加熱部の組織の粗大化が著しくなり、溶接部の強度が低下する。これを抑制するためには、組織微細化の程度を平均フェライト粒径７μｍ　以上の範囲に制限することが重要であることを見出した。
【００１０】
また、抵抗溶接時の酸化物形成抑制に関して、抵抗溶接継手強度の低下したサンプルを調査した結果、これらのサンプルの接合部には粗大なＳｉＯ２、ＭｎＯ−ＳｉＯ２およびＡｌ２Ｏ３　（Ｎｂ含有鋼の場合はＮｂＯ２）が存在しており、これらが抵抗溶接部強度低下の原因であることが判明した。
そして、組織微細化の程度を平均フェライト粒径７μｍ　までに制限し、かつ抵抗溶接時の酸化物形成を抑制するためには、異形棒鋼の化学組成と、熱間圧延条件および熱間圧延後冷却条件をある特定の範囲に調整する必要があることを見出した。化学組成に関して具体的には、酸化物形成元素であるＡｌ、Ｓｉ、ＭｎおよびＮｂの添加量を適正範囲に調整し、かつ特にＳｉおよびＭｎが抵抗溶接部強度に対する悪影響が大きいという本発明者らによって明らかにされた点に基づきこれらＳｉ、Ｍｎの合計添加量を規制することにより溶接部強度低下を抑制することが達成可能であることを見出した。これにより異形棒鋼の抵抗溶接性が格段に向上し、溶接部の強度が母材と同等以上となる。
【００１１】
本発明は上記知見に基づいて完成されたものである。
すなわち、本発明は、質量％　で、Ｃ：０．１５〜０．３０％　、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．４０〜１．６０％　、Ａｌ：０．００５％未満、Ｃｕ：０．０２〜０．６％、Ｎｉ：０．０１〜０．３％、Ｃｒ：０．０２〜０．５％、Ｍｏ：０．１％以下を含み、％Ｓｉ　＋％Ｍｎ　が０．７０超１．７０未満であり、かつＳＩ＝（　％Ｃ＋　％Ｓｉ／５＋　％Ｍｎ／６＋（％Ｃｕ＋％Ｎｉ）／１５　＋　％Ｃｒ／５−　％Ｍｏ／２．３＋　％Ｎｂ×３．５　＋　％Ｖ×２．５　）×１０００で表される強度指数ＳＩが３００　以上６５０　以下であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、組織がフェライト＋パーライトで、フェライトの平均粒径が７〜１８μｍ　であることを特徴とする抵抗溶接性に優れる鉄筋用異形棒鋼である。
【００１２】
本発明では、前記組成がさらに質量％　で、Ｎｂ：０．０４０％以下、Ｖ：０．１５％　以下の１種または２種を含むものであってもよい。
また、本発明は、上記本発明範囲内の組成を有する鋼素材を、８００　〜１０００℃に加熱し、次いで粗圧延し、次いで仕上圧延終了温度を７００　〜　９８０℃とする仕上圧延を施して所定の形状の異形棒鋼となし、これを前記仕上圧延の終了からすぐに下記条件Ａ、Ｂ、Ｃのいずれかで冷却することを特徴とする抵抗溶接性に優れる鉄筋用異形棒鋼の製造方法である。
【００１３】
記
条件Ａ：常温まで放冷する。
条件Ｂ：仕上圧延終了温度−　３００℃の温度以下になるまで放冷し、以後急冷する。
条件Ｃ：仕上圧延終了温度−２０℃〜仕上圧延終了温度−　３００℃の温度範囲内の温度になるまで急冷し、以後放冷する。
【００１４】
ここで、“急冷”とは冷却開始温度〜冷却終了温度間の平均冷却速度が１０℃／ｓ以上になる冷却を指し、“放冷”とは急冷以外の冷却を指す。
また、“％　元素記号”（すなわち、％Ｓｉ　、％Ｍｎ　、等々）は、その元素記号で表される元素の鋼中含有量の数値（％　を取り去った値）を指す。
【００１５】
【発明の実施の形態】
本発明の鉄筋用異形棒鋼は、降伏点２９５Ｎ／ｍｍ２以上、引張強さ４４０Ｎ／ｍｍ２以上、伸び１８％　以上を有し、かつ抵抗溶接性に優れたものである。このような特性を有する異形棒鋼を得るために、まず化学組成を適正範囲に限定する。本発明の鉄筋用異形棒鋼の化学組成の限定理由について説明する。
【００１６】
Ｃ：０．１５〜０．３０％
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が著しく劣化する。このため、Ｃは０．１５〜０．３０％　の範囲に限定した。なお、好ましくは０．１７〜０．３０％　である。
Ｓｉ：０．０５〜０．５％
Ｓｉは鋼の脱酸および強化のために添加されるが、０．０５％　未満では効果が少ないため０．０５％　以上添加する。しかし、０．５　％　を超えて添加すると、抵抗溶接部の接合界面にＳｉ酸化物が形成され、引張試験で接合界面からの破断が発生し、抵抗溶接部の引張強さを低下させる。このため、Ｓｉは０．０５〜０．５　％　の範囲に限定した。なお、好ましくは０．０５〜０．３５％　である。
【００１７】
Ｍｎ：０．４０〜１．６０％
Ｍｎは焼入性を確保し目標強度を得るために０．４０％　以上の添加が必要である。しかし、１．６０％　を超えて添加すると焼入性が過剰となり、ベイナイト組織が生成して降伏点および延性が低下する。また、抵抗溶接部の接合界面にＭｎ酸化物を形成し、溶接部の引張強さが低下する。このためＭｎは０．４０〜１．６０％　の範囲に限定した。なお、好ましくは０．５０〜１．４０％　である。
【００１８】
Ａｌ：０．００５　％　未満
Ａｌは抵抗溶接部の接合界面にＡｌ酸化物を形成し、溶接部の引張強さを著しく低下させる。この悪影響は０．００５％以上の含有で顕現する。よって、脱酸剤として添加する場合であっても、またそうしない場合であっても、鋼中にＡｌを０．００５％以上残さないこと、すなわち鋼中Ａｌ含有量を０．００５％未満に規制することを必須とした。
【００１９】
Ｃｕ：０．０２〜０．６　％
Ｃｕは焼入性を向上させるとともに析出強化により、強度上昇に有効な元素であるが、０．０２％　未満ではその効果が不十分であり、一方、０．６％を超えると熱間加工性を阻害するため、０．０２〜０．６％の範囲とする。なお、好ましくは０．０４〜０．５％である。
【００２０】
Ｎｉ：０．０１〜０．３　％
Ｎｉは焼入性を向上させることにより強度確保に有効な元素であるが、０．０１％　未満の添加ではその効果が不十分であり、一方、０．３％を超えるとベイナイト組織が生成し、降伏点および延性が低下するとともに溶接性が低下し溶接割れや溶接部引張強さの低下が起こるため０．０１〜０．３　％　の範囲とする。なお、好ましくは０．０３〜０．１５％　である。
【００２１】
Ｃｒ：０．０２〜０．５％
Ｃｒは焼入性を向上させることにより強度確保に有効な元素であるが、０．０２％　未満の添加ではその効果が不十分であり、一方、０．５％を超えるとベイナイト組織が生成し、降伏点および延性が低下するとともに溶接性が低下し溶接割れや溶接部引張強さの低下が起こるため０．０２〜０．５％の範囲とする。なお、好ましくは０．０４〜０．３％である。
【００２２】
Ｍｏ：０．１％以下
Ｍｏは焼入性を向上させることにより強度確保に有効な元素であり、その効果を得るには０．０１％　以上の添加が好ましいが、一方、０．１％を超えて添加するとベイナイト組織が生成し、降伏点および延性が低下し溶接割れや溶接部引張強さの低下が起こるため０．１％以下の添加とする。なお、好ましくは０．０１〜０．０５％　である。
【００２３】
Ｎｂ：０．０４０％以下
Ｎｂは焼入性の確保および熱間圧延時のオーステナイト再結晶温度を高温側へ移動させ、結晶粒を微細化することにより、強度を向上させる元素であり、その効果を得るには０．００３％以上の添加が好ましいが、多量に添加すると抵抗溶接部の引張強度が低下するため０．０４０％以下とする。０．０４０％を超えて添加された場合には、抵抗溶接部の接合界面にＮｂ酸化物を形成し、溶接部の引張強さを著しく低下させる。なお、好ましくは０．００３　〜０．０２０％である。
【００２４】
Ｖ：０．１５％　以下
Ｖは析出強化により、強度向上に有効な元素であり、その効果を得るには０．０１％　以上の添加が好ましいが、０．１５％　を超えると連続鋳造時に表面割れが発生し、鋳片品質が低下するため０．１５％　以下に制限する。なお、好ましくは０．０１〜０．０５％　である。
【００２５】
％Ｓｉ　＋％Ｍｎ　：０．７０超１．７０未満（ＳｉとＭｎの合計含有量：０．７０％　超１．７０％　未満）
ＳｉとＭｎの合計含有量が１．７０％　以上となると抵抗溶接部の引張強さが低下する。このため、ＳｉとＭｎの合計含有量は１．７０％　未満に限定した。また０．７０％　以下となると母材の引張強さが不足するため０．７０％　を超えて添加する必要がある。
ＳＩ（＝（　％Ｃ＋　％Ｓｉ／５＋　％Ｍｎ／６＋（％Ｃｕ＋％Ｎｉ）／１５　＋　％Ｃｒ／５−　％Ｍｏ／２．３＋　％Ｎｂ×３．５　＋　％Ｖ×２．５　）×１０００）：３００　以上６５０　以下
上式で表される強度指数ＳＩが　３００未満の場合、降伏点２９５Ｎ／ｍｍ２以上、引張強さ４９０Ｎ／ｍｍ２以上が得られない。このためＳＩを３００　以上に限定した。また、６５０　超となると抵抗溶接時の溶接割れが発生し溶接部引張強度の低下が起こるため６５０　以下とする必要がある。
【００２６】
本発明では、上記した化学組成以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。なお、不可避的不純物としては、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０４０％以下、Ｎ：０．０２％　以下、Ｏ：０．０３％　以下、Ｓｎ：０．１％以下が許容できる。
本発明の異形棒鋼の組織は、フェライト＋パーライト組織が体積率で９０％　超を占める組織である。組織をフェライト＋パーライトとするのは、ベイナイトあるいはマルテンサイトといった所謂低温変態組織が混在すると、これらの組織がパーライトに比べて硬く、変形しづらいために、引張試験時にフェライト組織への応力集中が起こり、降伏点が低下して、所望の強度が得られなくなる可能性があると同時に延性が低下するためである。降伏点の低下を抑制し所望の強度を得るためには、具体的にはベイナイトあるいはマルテンサイトといった低温変態組織の混在を体積率で少なくとも１０％　以下とすることが必要である。またさらに、フェライト＋パーライト組織が消失して、ベイナイトあるいはマルテンサイト組織のみとなると、延性が低下し、ＪＩＳ規格の範囲外となる。このため、組織をフェライト＋パーライトとする。なお、組織全体に対するフェライトの体積率は、延性確保の観点から２０％　以上、また強度確保の観点から８５％　以下であることが好ましい。
【００２７】
また、フェライト粒径を平均粒径で７〜１８μｍ　としたのは次の理由からである。すなわち、粒径が７μｍ　未満の場合、強度の向上代は大きくなるが粒界面積増加による粒界エネルギーの上昇のために抵抗溶接による加熱の際、粒界エネルギーが駆動力となり粒成長が促進され組織の粗大化が著しくなり溶接部の強度が低下するため、７μｍ　以上とした。一方、１８μｍ　を超える場合、母材強度の確保が困難となるため１８μｍ　以下とした。
【００２８】
次に、本発明の異形棒鋼の製造方法について説明する。
上記した化学組成の鋼を転炉、電気炉等の通常公知の製鋼法で溶製し、連続鋳造法あるいは造塊‐分塊圧延法によりブルーム、ビレット等の鋼素材とする。次いでこの鋼素材を所定温度に加熱後、あるいは温度が高い場合には直接あるいは若干の加熱により所定温度とした後、熱間圧延し、所定形状の異形棒鋼とする。熱間圧延の加熱温度は、次の理由から８００　〜１０００℃とするのが望ましい。すなわち、加熱温度が　８００℃未満では、変形抵抗が高すぎ、圧延機への負荷が多大となり、熱間圧延が困難となるとともに、また、熱間圧延がオーステナイト域で完了しない場合もあり製品品質（強度、靭性、表面性状）が低下する。一方、加熱温度が１０００℃超では加熱時の組織が粗大となるため、圧延後のフェライト粒径が粗大となり強度確保が困難となる。
【００２９】
異形棒鋼は通常、孔型ロールを有する粗圧延機列、仕上圧延機列等（場合によっては中間圧延機列を経る）による熱間圧延工程を経て所定の寸法形状に加工されてなる。図１は本発明に好適な製造設備の１例を示すレイアウト図である。本発明では、粗圧延機列２での粗圧延後、仕上圧延機列３での仕上圧延終了温度すなわち仕上圧延機列３の出側での棒鋼温度を７００　〜　９８０℃の温度範囲内に制御する。仕上圧延終了温度が　７００℃未満では、仕上圧延機への負荷が多大となり圧延が困難となる。一方、仕上圧延終了温度が　９８０℃を超えるとオーステナイト粒の成長が著しく、粒径の粗大化が起こるために組織の微細化が達成されず、フェライトの平均粒径を１８μｍ　以下とすることが困難となる。また、焼入性が増大してベイナイトあるいはマルテンサイト等の低温変態組織が生成しやすくなるために、強度とくに降伏点が低下して、所望の強度が得られなくなる可能性があると同時に延性が低下する。このため、仕上圧延終了温度は７００　〜　９８０℃の温度範囲内に制御される。この制御では、仕上圧延前の水冷（仕上圧延前水冷設備５による）および／または仕上圧延のパス間での水冷（仕上圧延パス間水冷設備６による）を適宜用いると、制御精度が良くなるので好ましい。ただし、パス間で温度を下げすぎるとフェライトの平均粒径が７μｍ　未満となる可能性があり、パス間においても　７００℃未満にならないようにする必要がある。
【００３０】
本発明ではさらに、熱間圧延終了後、得られた異形棒鋼をすぐに下記条件Ａ、Ｂ、Ｃのいずれかで冷却する。
条件Ａ：常温まで放冷する。
条件Ｂ：仕上圧延終了温度−　３００℃の温度以下になるまで放冷し、以後急冷する。
【００３１】
条件Ｃ：仕上圧延終了温度−２０℃〜仕上圧延終了温度−　３００℃の温度範囲内の温度になるまで急冷し、以後放冷する。
条件Ａは通常行なわれる冷却方法であり、この方法でもフェライト＋パーライト組織が得られる。
条件Ｂは放冷途中で急冷して棒鋼製品をより早くハンドリングできるようにするものであるが、この場合、放冷途中で仕上圧延終了温度−　３００℃の温度よりも高温から急冷すると、フェライト＋パーライト主体の組織となるものの、ベイナイトあるいはマルテンサイト等の低温変態組織が体積率で１０％　を超えて混在しやすくなるため、放冷から急冷に切替える温度を仕上圧延終了温度−　３００℃の温度以下とする。
【００３２】
条件Ｃでは、異形棒鋼は熱間圧延終了後すぐに急冷処理を施され、その急冷処理は常温までの冷却途中で放冷に切替えられる。なお、急冷処理は、水噴射、水中浸漬等特に限定されない（この点は条件Ｂの急冷でも同じ）。
条件Ｃにおける急冷処理は、圧延後直ちに行なう必要性から、図１の仕上圧延機列３の出側に急冷設備４を配置し、これを用いて連続的に行なうのが望ましい。条件Ｃの場合、急冷停止温度が仕上圧延終了温度−２０℃よりも高いと、急冷処理による組織微細化による機械的性質の向上効果が十分に得られない。一方、急冷停止温度が仕上圧延終了温度−　３００℃を下回ると、フェライト粒の微細化が過剰となり溶接性の低下が生じたり、ベイナイトあるいはマルテンサイトといった低温変態組織が生成するようになり、フェライト＋パーライト組織が得られず、このため所望の機械的性質が得られなくなる。よって、急冷停止温度は仕上圧延終了温度−２０℃〜仕上圧延終了温度−　３００℃の温度範囲内の温度とした。
【００３３】
なお、条件Ｃは、圧延終了後すぐの急冷処理による組織微細化により条件Ａ、Ｂよりも機械的性質の向上効果が大きいので、最も好ましい。
【００３４】
【実施例】
表１に示す化学組成の鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法で１５０ｍｍ　角のビレット（鋼素材）とした。これらビレットを表２に示す加熱温度に再加熱した後、粗圧延、次いで仕上圧延を行い、表２に示す仕上圧延終了温度で、公称径１６ｍｍの鉄筋用異形棒鋼とした。仕上圧延終了温度は、表２に示すように必要に応じて仕上圧延前および／または仕上圧延パス間での水冷を行なうことにより調整した。仕上圧延終了直後に、異形棒鋼を、表２に示すように、ａ：放冷のみの単一冷却、ｂ：放冷→急冷の２段冷却、ｃ：急冷→放冷の２段冷却、のいずれかの冷却条件で冷却した。表２に２段冷却における１段目から２段目への切替温度（ｂでは急冷開始温度、ｃでは急冷停止温度）を示した。ｂの急冷開始温度は、図１の急冷設備４（ここでは水噴射型；ｂの実施時には水噴射なし）の下流側に設けた図示しない水浸漬ピットまでの棒鋼搬送速度（＝圧延出側速度）を変えることにより表２の温度に制御した。ｃの急冷停止温度は、図１の急冷設備４（ｃの実施時には水噴射あり）を棒鋼が通過する時間（すなわち棒鋼搬送速度＝圧延出側速度）を変えることにより表２の温度に制御した。なお、条件ａ、ｂ、ｃと前記条件Ａ、Ｂ，Ｃとの対応関係は次のとおりである。
【００３５】
条件Ａ＝条件ａ
条件Ｂ＝条件ｂで急冷開始温度が（仕上圧延終了温度−３００　℃）以下の場合
条件Ｃ＝条件ｃで急冷停止温度が（仕上圧延終了温度−２０℃）〜（仕上圧延終了温度−３００　℃）の場合
これら異形棒鋼について、光学顕微鏡組織観察を行い、撮影した組織写真から画像解析によりフェライト、パーライト等の組織の体積率を測定するとともに、ＪＩＳ　Ｇ　３１１２およびＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準じて引張試験を施し、降伏強さ（降伏点；以下ＹＰとも記す）、引張強さ（以下ＴＳとも記す）、伸び（以下Ｅｌとも記す）を測定した。また、降伏比（ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ　）を求めた。
【００３６】
また、同一条件で製造した異形棒鋼の端面同士を抵抗溶接法により接合した。なお、抵抗溶接法としては、表２に示すようにフラッシュバット溶接あるいはアプセットバット溶接を用いた。溶接後、ＪＩＳ　Ｚ　３１２０およびＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準じて継手引張試験を行い、抵抗溶接継手のＴＳ（以下、継手ＴＳと略記）を測定した。
結果を表２に示す。
【００３７】
【表１】
2004124140.tif 000003
【００３８】
【表２】
2004124140.tif 000004
【００３９】
【表３】
2004124140.tif 000005
【００４０】
本発明の範囲内にある発明例は、所望の機械的性質（ＹＰ：２９５Ｎ／ｍｍ２以上、ＴＳ：４４０Ｎ／ｍｍ２　以上、Ｅｌ：１８％　以上）および母材ＴＳと同等の継手ＴＳを有している。
これに対し、本発明の範囲を外れる比較例は、母材の機械的特性が所望の値を外れるか、あるいは、継手ＴＳが母材ＴＳに比べ低下している。
Ｎｏ．４とＮｏ．１６　は加熱温度および仕上圧延終了温度が本発明の範囲より高く外れているため、組織中にベイナイトが１０体積％　を超えて混在するようになるとともに、フェライト粒径が本発明の上限を超えたために、母材のＹＰおよびＥｌが目標に未達である。Ｎｏ．９は、加熱温度と仕上圧延終了温度が本発明範囲内の低温側でかつ急冷停止温度が本発明の下限未満であるため、フェライト粒径が本発明の下限未満となり、溶接後組織の粗大化が著しく継手ＴＳが所望の値に未達である。Ｎｏ．１２　は、急冷停止温度が本発明の範囲を外れ、低温まで急冷されているため、組織がベイナイト主体となり、母材Ｅｌが目標に未達である。Ｎｏ．１４　は加熱温度が本発明の下限未満であるため変形抵抗が増大し、圧延機の定格荷重を超えたため圧延不能であった。
【００４１】
Ｎｏ．２０　は、ＣおよびＳＩが本発明の範囲から低く外れているために、母材のＴＳおよびＹＰが低下し、所望の強度に達していない。Ｎｏ．２１　は、Ｃが本発明の範囲から高く外れているために、溶接性が低下し、溶接継手引張試験において溶接部から破断が起こり、継手ＴＳが目標の値に未達である。Ｎｏ．２２　は、Ｓｉが本発明の範囲から高く外れているために、継手ＴＳが母材ＴＳに比べて低下し、所望の強度に達していない。破断位置は溶接部であり、電子顕微鏡観察で破断面上にＳｉ酸化物の生成が確認された。Ｎｏ．２３　は、Ｍｎが本発明の範囲から低く外れているために、母材ＴＳが低下し、所望の強度が得られていない。Ｎｏ．２４　は、Ｍｎが本発明の範囲から高く外れているために、母材Ｅｌが目標に未達である。また、溶接継手引張試験では接部から破断が起こり、継手ＴＳが母材ＴＳに比べて大幅に低下している。
【００４２】
Ｎｏ．２５　はＣｕが本発明の上限を超えているため、圧延時に熱間脆化が起こり圧延不能であった。
Ｎｏ．２６　〜Ｎｏ．２８　は、Ｎｏ．２６　ではＮｉ、Ｎｏ．２７　ではＣｒ、Ｎｏ．２８　ではＭｏがそれぞれ本発明の上限を超えているため、いずれもベイナイト組織が生成し母材Ｅｌが目標に達していない。また、溶接継手引張試験において溶接部からの破断が発生し、継手ＴＳが母材ＴＳに比べて低下している。
【００４３】
Ｎｏ．２９　は、Ａｌが本発明の範囲から高く外れているために、継手ＴＳが母材ＴＳに比べて低下し、所望の強度に達していない。破断位置は溶接部であり、電子顕微鏡観察で破断面上にＡｌ酸化物の生成が確認された。Ｎｏ．３０　はＮｂおよびＳＩが本発明の範囲から高く外れているために、継手ＴＳが母材ＴＳに比べて低下し、所望の強度に達していない。破断位置は溶接部であり、電子顕微鏡観察で破断面上にＮｂ酸化物の生成が確認された。
【００４４】
Ｎｏ．３１　はＶが本発明の範囲から高く外れているために、連続鋳造時に鋳片表面割れが発生し、圧延素材として使用不能であったため圧延できなかった。Ｎｏ．３２　はＳＩが本発明の範囲から高く外れているために、溶接継手引張において溶接部からの破断が発生し、継手ＴＳが母材ＴＳに比べて低下している。
Ｎｏ．３３　は、Ｓｉ＋Ｍｎ量が本発明の範囲から高く外れているために、継手ＴＳが母材ＴＳに比べて低下し、所望の強度に達していない。破断位置は溶接部であり、電子顕微鏡観察で破断面上にＳｉ酸化物、Ｍｎ酸化物およびＳｉ＋Ｍｎ複合酸化物の生成が確認された。
【００４５】
【発明の効果】
本発明によれば、少ない合金添加量で強度と抵抗溶接性ともに優れた特性を有する異形棒鋼を安定して得ることが可能になるという優れた効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明に好適な製造設備の１例を示すレイアウト図である。
【符号の説明】
１　加熱炉
２　粗圧延機列
３　仕上圧延機列
４　急冷設備
５　仕上圧延前水冷設備
６　仕上圧延パス間水冷設備
【図１】
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