(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．２〜０．４０％、
Ｓｉ：０．２５〜２．０％、
Ｍｎ：０．１〜２．０％、
Ｐ  ：０％超、０．０５％以下、
Ｓ  ：０％超、０．０５％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｎ  ：０％超、０．０２５％以下、
Ｖ  ：０．２５〜０．５０％を含有し、残部が鉄及び不可避不純物であり、
フェライト及びパーライトの合計面積率が８５％以上であり、
フェライト結晶粒度番号が９．０番以上であり、
更に、下記式（１）〜（３）を満たす鉄筋用線材又は棒鋼。
[Ｃ]＋[Ｍｎ]／６＋[Ｓｉ]／２４＋[Ｎｉ]／４０＋[Ｃｒ]／５＋[Ｍｏ]／４＋[Ｖ]／１４≦０．７０  ・・・（１）
１．１０≦[Ｃ]＋０．１２３[Ｓｉ]＋０．２８[Ｍｎ]−１．０３[Ｓ]＋０．３２３[Ｃｒ]＋１．６９[Ｖ]≦１．４  ・・・（２）
０．４３[Ｃ]＋０．４９[Ｍｎ]＋０．２７[Ｃｒ]≦０．９０  ・・・（３）
但し、上記式（１）〜（３）中、[  ]は、各元素の質量％での含有量を意味する。
【請求項２】
更に、質量％で、
Ｃｒ：０％超、０．３％以下、
Ｃｕ：０％超、０．２５％以下、
Ｎｉ：０％超、０．２５％以下及び
Ｍｏ：０％超、０．０５％以下よりなる群から選択される少なくとも１種を含有し、降伏強度又は降伏現象が現れない場合には０．２％耐力が７８５ＭＰａ以上である請求項１に記載の鉄筋用線材又は棒鋼。
【請求項３】
請求項１または２に記載の化学成分組成を有する鋼を、
熱間圧延前の加熱温度を１０５０℃以上、熱間圧延終了温度を８００〜９００℃で熱間圧延し、
熱間圧延終了温度から５００℃までを１．０〜１５℃／秒の平均冷却速度で冷却する請求項１又は２に記載の鉄筋用線材又は棒鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は鉄筋用線材又は棒鋼、並びにその製造方法に関する。以下、線材又は棒鋼を、「線材」で代表させる場合がある。
【背景技術】
【０００２】
近年、土地の有効利用と建築費の低減を目的として、鉄筋コンクリート構造からなる高層住宅の建設が盛んに行われている。この様な高層住宅の建設に当たっては、居住空間を確保しつつ更に耐震性をも得る為に、鉄筋の高強度化が不可欠である。ところが、鉄筋を高強度化すると、鉄筋の延性は一般に低下してしまう。特に、剪断補強筋においては曲げ加工性が低下したり、溶接強度が低下する等の施工上の問題が生じる。
【０００３】
例えば、特許文献１、２には、高強度線材およびその製造方法が開示されている。特許文献１、２では、各種成分を含み、鋼組織の８０％以上がベイナイトである高強度鉄筋用鋼材と、その製造方法が開示され、これら技術によれば強度と延性に優れ、溶接しても母材と同等レベルの引張強度を有する高強度鉄筋用鋼材が実現できる旨が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開２０１１−２０８２５７号公報
【特許文献２】特開２００８−１９６０４５号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかし、上記した特許文献１、２で想定している溶接は、アプセットバット溶接やフラッシュバット溶接であり、これらの溶接方法より入熱量の高い溶接を行った場合でも溶接強度の低下を抑制できる技術が望まれる。本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、高強度であると共に延性に優れ、かつアプセットバット溶接やフラッシュバット溶接よりも入熱量の高い溶接法によっても溶接部強度の低下が抑制される鉄筋用線材及びその製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
上記課題を達成した本発明は、
質量％で、
Ｃ  ：０．２〜０．４０％、
Ｓｉ：０．２５〜２．０％、
Ｍｎ：０．１〜２．０％、
Ｐ  ：０％超、０．０５％以下、
Ｓ  ：０％超、０．０５％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｎ  ：０％超、０．０２５％以下、
Ｖ  ：０．２５〜０．５０％を含有し、残部が鉄及び不可避不純物であり、
フェライト及びパーライトの面積率が８５％以上であり、
フェライト結晶粒度番号が９．０番以上であり、
更に、下記式（１）〜（３）を満たす鉄筋用線材又は棒鋼である。
[Ｃ]＋[Ｍｎ]／６＋[Ｓｉ]／２４＋[Ｎｉ]／４０＋[Ｃｒ]／５＋[Ｍｏ]／４＋[Ｖ]／１４≦０．７０  ・・・（１）
１．１０≦[Ｃ]＋０．１２３[Ｓｉ]＋０．２８[Ｍｎ]−１．０３[Ｓ]＋０．３２３[Ｃｒ]＋１．６９[Ｖ]≦１．４  ・・・（２）
０．４３[Ｃ]＋０．４９[Ｍｎ]＋０．２７[Ｃｒ]≦０．９０  ・・・（３）
但し、上記式（１）〜（３）中、[  ]は、各元素の質量％での含有量を意味する。
【０００７】
本発明の鉄筋用線材又は棒鋼は、更に、
Ｃｒ：０％超、０．３％以下、
Ｃｕ：０％超、０．２５％以下、
Ｎｉ：０％超、０．２５％以下及び
Ｍｏ：０％超、０．０５％以下よりなる群から選択される少なくとも１種を含有していても良い。
【０００８】
本発明は、上記の化学成分組成を有する鋼を、
熱間圧延前の加熱温度を１０５０℃以上、熱間圧延終了温度を８００〜９００℃で熱間圧延し、
熱間圧延終了温度から５００℃までを１．０〜１５℃／秒の平均冷却速度で冷却する鉄筋用線材又は棒鋼の製造方法も包含する。
【０００９】
なお、本明細書における化学成分組成は全て質量％を意味する。
【発明の効果】
【００１０】
本発明は、各種成分の含有量を調整するとともに、これら含有量が相互に所定の関係式を満たすように調整され、更に組織も適切に制御されている。したがって、本発明によれば高強度であると共に延性に優れ、かつアプセットバット溶接やフラッシュバット溶接よりも入熱量の高いガス圧接などの溶接法によっても溶接部強度の低下が抑制された鉄筋用線材又は棒鋼が実現できる。
【発明を実施するための形態】
【００１１】
本発明者らは、上記課題を達成すべく検討を重ねた。その結果、（i）鉄筋用線材に含有される合金成分については、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、Ｖの各種成分の含有量を適切に調整すると共に、これら元素の含有量を下記式（１）〜（３）で示す関係式を満たすように調整すること、及び（ii）組織については、フェライト及びパーライトの面積率を８５％以上として、且つフェライト結晶粒度番号を９番以上とすれば、上記課題を達成できることが明らかになった。以下、各合金成分の含有量、式（１）〜（３）、組織について順に説明する。
【００１２】
Ｃ：０．２〜０．４０％
Ｃは、強度を付与するための必須の元素である。そこで、Ｃ量は０．２％以上と定めた。Ｃ量は、好ましくは０．２２％以上であり、より好ましくは０．２５％以上である。一方、Ｃ量が過剰になると強度が高くなりすぎ、伸びに悪影響を及ぼす。そこで、Ｃ量は０．４０％以下と定めた。Ｃ量は、好ましくは０．３８％以下であり、より好ましくは０．３５％以下である。
【００１３】
Ｓｉ：０．２５〜２．０％
Ｓｉは、マトリックスの固溶強化により強度を向上させる元素である。そこで、Ｓｉ量を０．２５％以上と定めた。Ｓｉ量は、好ましくは０．４０％以上であり、より好ましくは０．５０％以上である。一方、Ｓｉ量が過剰になると加工性が著しく低下する。そこで、Ｓｉ量は２．０％以下と定めた。Ｓｉ量は、好ましくは１．９％以下であり、より好ましくは１．８％以下である。
【００１４】
Ｍｎ：０．１〜２．０％
Ｍｎは、マトリックスの固溶強化により強度及び焼入れ性を向上させる元素である。そこで、Ｍｎ量は０．１％以上と定めた。Ｍｎ量は、好ましくは０．１５％以上であり、より好ましくは０．２％以上である。一方、Ｍｎ量が過剰になると加工性が著しく低下する。そこで、Ｍｎ量は２．０％以下と定めた。Ｍｎ量は、好ましくは１．８％以下であり、より好ましくは１．６％以下である。
【００１５】
Ｐ：０％超、０．０５％以下
Ｐは、不可避的な不純物として鋼に混入する元素であり、粒界に偏析して強度のばらつきを強めるため、極力低減することが望ましい元素であるが、極端な低減は製鋼コストの増加を招く。そこで、Ｐ量は０．０５％以下と定めた。Ｐ量は、好ましくは０．０４％以下であり、より好ましくは０．０３％以下である。Ｐ量は少なければ少ない程好ましいが、通常０．００３％程度含まれる。
【００１６】
Ｓ：０％超、０．０５％以下
Ｓは、不可避的な不純物として鋼に混入する元素であり、ＭｎＳとして析出して加工性を低下させるため、極力低減することが望ましい元素であるが、極端な低減は製鋼コストの増加を招く。そこで、Ｓ量は０．０５％以下と定めた。Ｓ量は、好ましくは０．０４％以下であり、より好ましくは０．０３％以下である。Ｓ量は少なければ少ない程好ましいが、通常０．００３％程度含まれる。
【００１７】
Ａｌ：０．００５〜０．１％
Ａｌは、脱酸元素であると共に、結晶粒微細化に有効な元素である。そこで、Ａｌ量を０．００５％以上と定めた。Ａｌ量は、好ましくは０．００８％以上であり、より好ましくは０．０１０％以上である。しかし、Ａｌ量は過剰になっても前記効果は飽和する。そこで、Ａｌ量を０．１％以下と定めた。Ａｌ量は、好ましくは０．０８％以下であり、より好ましくは０．０５％以下である。
【００１８】
Ｎ：０％超、０．０２５％以下
Ｎは、強度の向上に有効な元素である。このような効果を有効に発揮させるため、Ｎ量は好ましくは０．００２５％以上であり、より好ましくは０．００４０％以上である。一方、Ｎ量が過剰になると加工性が著しく低下する。そこで、Ｎ量は０．０２５％以下と定めた。Ｎ量は、好ましくは０．０２％以下であり、より好ましくは０．０１５％以下である。
【００１９】
Ｖ：０．２５〜０．５０％
Ｖは、鋼の強度向上に寄与する元素である。そこで、Ｖ量を０．２５％以上と定めた。Ｖ量は、好ましくは０．２６％以上であり、より好ましくは０．２７％以上である。一方、Ｖ量は過剰になると強度が向上しすぎることによって延性が低下し、またコスト上昇を招く。そこで、Ｖ量は０．５０％以下と定めた。Ｖ量は、好ましくは０．４９％以下であり、より好ましくは０．４８％以下である。
【００２０】
本発明の鉄筋用線材に用いる基本成分は上記の通りであり、残部は実質的に鉄である。但し、原材料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる不可避不純物が鋼中に含まれることは当然に許容される。さらに本発明では、必要に応じて以下の元素を含有していても良い。
【００２１】
Ｃｒ：０％超、０．３％以下、Ｃｕ：０％超、０．２５％以下、Ｎｉ：０％超、０．２５％以下及びＭｏ：０％超、０．０５％以下よりなる群から選択される少なくとも１種
Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ及びＭｏは、いずれも焼入れ性の向上に寄与する元素である。Ｃｒ量は０．１０％以上、Ｃｕ量は０．１０％以上、Ｎｉ量は０．１０％以上、Ｍｏ量は０．０１％以上としても良い。しかし、これら元素はマルテンサイトやベイナイトなどの異常組織を発生させやすく、また鋳造時に偏析することによって局所的に異常組織が発生するため、組織のばらつきの原因となる。そこで、Ｃｒ量は０．３％以下、Ｃｕ量は０．２５％以下、Ｎｉ量は０．２５％以下、Ｍｏ量は０．０５％以下が好ましい。Ｃｒ量は、より好ましくは０．２８％以下であり、更に好ましくは０．２５％以下である。Ｃｕ量及びＮｉ量はいずれも、より好ましくは０．２２％以下であり、更に好ましくは０．２％以下であり、特に０．１５％以下が好ましい。Ｍｏ量は、より好ましくは０．０４％以下であり、更に好ましくは０．０３％以下である。
【００２２】
本発明の鉄筋用線材は、各種合金成分を上述の通りに調整した上で、下記式（１）〜（３）を満たすようにすることが重要である。なお、下記式（１）〜（３）において、[  ]は各元素の質量％での含有量を意味する。
【００２３】
[Ｃ]＋[Ｍｎ]／６＋[Ｓｉ]／２４＋[Ｎｉ]／４０＋[Ｃｒ]／５＋[Ｍｏ]／４＋[Ｖ]／１４≦０．７０  ・・・（１）
上記式（１）は線材の溶接性を判断する指標となる式であり、実験例より導かれた一般に用いられる溶接炭素等量式である。上記式（１）の左辺の値（以下、Ｐ値と呼ぶ）が大きくなると、溶接不良が発生し、負荷がかかった際の破断位置が溶接部付近、すなわち、接合部付近になる。そこで、Ｐ値を０．７０以下と定めた。Ｐ値は、好ましくは０．６５以下であり、より好ましくは０．６０以下である。Ｐ値の下限は特に限定されないが、例えば０．４０以上である。
【００２４】
１．１０≦[Ｃ]＋０．１２３[Ｓｉ]＋０．２８[Ｍｎ]−１．０３[Ｓ]＋０．３２３[Ｃｒ]＋１．６９[Ｖ]≦１．４  ・・・（２）
上記式（２）は線材の強度を判断する指標となる式であり、実験例より導かれた一般に用いられる強度炭素等量式である。上記式（２）の値（以下、Ｑ値と呼ぶ）が小さくなると強度が不足する。そこで、Ｑ値は１．１０以上と定めた。Ｑ値は、好ましくは１．１３以上であり、より好ましくは１．１５以上、特に１．２０以上である。一方、Ｑ値が大きくなりすぎると、強度が高くなりすぎて延性が低下する。そこで、Ｑ値を１．４以下と定めた。Ｑ値は、好ましくは１．３８以下であり、より好ましくは１．３５以下、特に１．３２以下である。
【００２５】
０．４３[Ｃ]＋０．４９[Ｍｎ]＋０．２７[Ｃｒ]≦０．９０  ・・・（３）
上記式（３）は、ベイナイトなどの異常組織の出やすさを判断する指標となる式であり、「Ｄ．Ｖ．Ｄｏａｎｅ，Ｊ．Ｓ．Ｋｉｒｋａｌｄｙ、  Ｈａｒｄｅｎａｂｉｌｉｔｙ  Ｃｏｎｃｅｐｔ  ｗｉｔｈ  Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ  ｔｏ  Ｓｔｅｅｌ,（１９７８）」に記載された、ベイナイトの生成しやすさを表す式である。上記式（３）の左辺の値（以下、Ｒ値と呼ぶ）が大きくなりすぎると異常組織が生成してしまい、溶接後に負荷がかかった際の破断位置が溶接部付近になる。そこで、Ｒ値を０．９０以下と定めた。Ｒ値は、好ましくは０．８５以下であり、より好ましくは０．８０以下、特に０．７５以下である。Ｒ値の下限は特に限定されないが、例えば０．２５以上である。
【００２６】
本発明の鉄筋用線材では、フェライト及びパーライトの合計面積率が８５面積％以上である。ベイナイトやマルテンサイトなどの異常組織が多く生成すると、線材の伸びが低下するとともに、溶接時に熱影響を受けて軟化し、溶接部付近で破断する。フェライト及びパーライトの合計面積率は、８８面積％以上が好ましく、より好ましくは９０面積％以上である。
【００２７】
また、フェライト結晶粒度番号が小さくなると伸びが低下する。そこで、フェライト結晶粒度番号は９．０番以上と定めた。フェライト結晶粒度番号は、好ましくは１０．０番以上であり、より好ましくは１１．０番以上である。フェライト結晶粒度番号の上限は特に限定されないが、例えば１４．０番である。
【００２８】
本発明の鉄筋用線材は、鋼を溶製し、鋳造し、熱間圧延するという一連の工程の中で、特に熱間圧延前の加熱温度及び熱間圧延終了温度を所定の範囲に調整するとともに、熱間圧延終了後の冷却速度を調整することが重要である。
【００２９】
熱間圧延前の加熱温度は、１０５０℃以上が好ましい。該加熱温度は、Ｖの固溶量と結晶粒度に影響し、強度と異常組織の出やすさに関係がある。該加熱温度が１０５０℃未満であるとＶの固溶量が不足するため、強度が不足する。加熱温度は１０６５℃以上が好ましく、より好ましくは１０８０℃以上である。加熱温度の上限は特に限定されないが、高すぎると結晶粒度が粗くなり異常組織が出やすくなるため、例えば１２００℃である。
【００３０】
熱間圧延終了温度は８００〜９００℃が好ましい。熱間圧延終了時の温度は、転位密度と結晶粒度に影響し、伸びに関係がある。熱間圧延終了温度が８００℃未満であると、圧延中にフェライトが多く生成し、加工を受けたフェライト、すなわち転位密度の高いフェライトが多く残ってしまう。転位密度の高いフェライトは変形能が低いため、伸びを低下させる。一方、熱間圧延終了温度が９００℃より高いと、結晶粒度が粗くなることによって延性が低下し、伸びが低下する。熱間圧延終了温度は、８１０℃以上がより好ましく、８２０℃以上が更に好ましい。また、熱間圧延終了温度は、８９０℃以下がより好ましく、８８０℃以下が更に好ましい。
【００３１】
更に、熱間圧延終了温度から５００℃までの冷却は、１〜１５℃／秒の平均冷却速度で行うことが好ましい。圧延終了温度から５００℃までの冷却は、強度、組織、伸びに影響する。該平均冷却速度が１℃／秒未満であると強度が不足する一方で、１５℃／秒を超えると異常組織が発生し、伸びが低下すると共に溶接部付近で破断する。該平均冷却速度は、１．５℃／秒以上がより好ましく、２．５℃／秒以上が更に好ましい。また、平均冷却速度は、１３℃／秒以下がより好ましく、１０℃／秒以下が更に好ましい。
【００３２】
本発明の鉄筋用線材は、強度及び延性に優れ、またガス圧接のような入熱量の高い溶接を行った場合であっても溶接部強度に優れている。従って、本発明の鉄筋用線材は、せん断補強筋などの鉄筋として好適に用いられる。本発明の鉄筋用線材は、例えば降伏強度又は降伏現象が現れない場合には０．２％耐力が７８５ＭＰａ以上であり、より好ましくは７９０ＭＰａ以上であり、上限は特に限定されないが、例えば８７０ＭＰａである。また、伸びＥＬは強度によっても異なるが、例えば１０％以上であり、より好ましくは１３％以上であり、更に好ましくは１５％以上であり、上限は特に限定されないが、例えば３５％である。なお、本発明の鉄筋用線材の直径は特に限定されないが、例えば４〜５５ｍｍである。
【実施例】
【００３３】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、前記、後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【００３４】
表１、２に示す化学成分組成の鋼を、通常の溶製法に従って溶製し、鋳造した後、表３、４に示す条件で熱間圧延し、ＪＩＳ  Ｇ３１１２の呼び名Ｄ１３の鉄筋を得た。なお、表３、４に示す圧延終了温度の調整は、圧延中の水冷強度を調整することにより行った。また、平均冷却速度は、圧延終了温度から５００℃までの平均冷却速度を意味し、風冷の強さで調節した。
【００３５】
得られた鉄筋について、以下の方法で評価した。
【００３６】
（１）面積率及びフェライト結晶粒度番号の測定
鉄筋の圧延方向に垂直な断面におけるＤ／４位置の、９０μｍ×７０μｍの領域を光学顕微鏡にて倍率１００倍で観察及び撮影し、画像解析にてフェライト及びパーライトの合計面積率を測定した。測定は３視野行い、これらの算術平均値をフェライト及びパーライトの合計面積率とした。フェライト結晶粒度番号は、ＪＩＳ  Ｇ０５５１に従って測定した。なお、前記Ｄは棒鋼の直径を意味する。
【００３７】
（２）降伏強度の測定
上記鉄筋から、ＪＩＳ  Ｚ２２０１の附属書Ｄに記載される２号試験片を採取、ＪＩＳ  Ｚ２２４１に従って引張試験を行い、降伏強度又は０．２％耐力（以下、降伏強度で代表させる）と伸びＥＬを測定した。なお、前記試験片の断面積は１２６．７ｍｍ2であった。
【００３８】
（３）溶接後の引張試験
得られた鉄筋を所定長さに切断したものを２本用意し、突き合わせてガス圧接した。溶接後の鉄筋から、突き合わせ部が試験片の中央となるようＪＩＳ  Ｚ２２０１の附属書Ｄに記載される２号試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ２２４１に従って引張試験を行った。破断位置が溶接中央部から２０．８ｍｍ以上離れている場合を母材部での破断と判断し、２０．８ｍｍ未満の場合を溶接部での破断と判断した。３つの試験片について引張試験を行い、全ての試験片について破断位置が溶接中央部から２０．８ｍｍ以上離れている場合を、溶接部強度に優れると判断し、表３、４に「ＯＫ」と記載した。一方、３つの試験片のうち、一つでも溶接中央部から２０．８ｍｍ未満の位置で破断した場合には、溶接部強度に劣ると判断し、表３、４に「ＮＧ」と記載した。
【００３９】
【表１】
0006297960.tif 000002
【００４０】
【表２】
0006297960.tif 000003
【００４１】
なお、表１、２において、Ｃｕ、Ｎｉについては、０．０３％以下は不純物量であり、Ｃｒについては０．０８％以下は不純物量である。
【００４２】
【表３】
0006297960.tif 000004
【００４３】
【表４】
0006297960.tif 000005
【００４４】
表３の試験Ｎｏ．１〜１５及び１７は、鋼の化学成分組成が適切に制御されると共に、フェライト及びパーライトの面積率、及びフェライトの結晶粒度が本発明の要件を満たすため、降伏強度、伸び及び溶接部強度が良好であった。
【００４５】
一方、表３の試験Ｎｏ．１６、１８及び表４の試験Ｎｏ．１９〜３２は、化学成分組成及び組織の少なくともいずれかが本発明の要件を満たさないため、降伏強度、伸び及び溶接部強度の少なくともいずれかが劣る結果となった。
【００４６】
Ｎｏ．１６は、圧延終了温度が高かったため、結晶粒度番号が小さくなり、伸びが低下した。Ｎｏ．１８は、圧延終了後の冷却速度が速かったため、フェライト及びパーライトが生成せず、ベイナイト及びマルテンサイトなどの異常組織が発生し、伸びが低下した。
【００４７】
Ｎｏ．１９は、Ｐ値の大きな鋼材ａを用いており、溶接部強度が低下した。Ｎｏ．２０は、Ｑ値の小さな鋼材ｂを用いており、降伏強度が不足した。Ｎｏ．２１は、Ｑ値が大きな鋼材ｃを用いており、強度が高くなりすぎて伸びが低下した。Ｎｏ．２２は、Ｒ値が大きな鋼材ｄを用いており、異常組織が発生してフェライト及びパーライトの面積率が不足し、溶接部強度が低下した。Ｎｏ．２３は、Ｃ量が多く、Ｐ、Ｑ、Ｒ値のいずれも大きな鋼材ｅを用いており、異常組織が発生してフェライト及びパーライトの面積率が不足し、伸びが低下するとともに、溶接部強度が低下した。
【００４８】
Ｎｏ．２４は、Ｍｎ量が多く、Ｐ、Ｑ、Ｒ値のいずれも大きな鋼材ｆを用いており、異常組織が発生してフェライト及びパーライトの面積率が不足し、伸びが低下するとともに、溶接部強度が低下した。Ｎｏ．２５はＣｕ、Ｎｉ及びＭｏ量が多い鋼材ｇを用いており、異常組織が発生してフェライト及びパーライトの面積率が不足し、伸びが低下するとともに、溶接部強度が低下した。Ｎｏ．２６、Ｃｒ量が多く、Ｑ値とＲ値の大きな鋼材ｈを用いており、異常組織が発生してフェライト及びパーライトの面積率が不足し、伸びが低下するとともに、溶接部強度が低下した。
【００４９】
Ｎｏ．２７は、Ｖ量が少なく、Ｑ値が小さい鋼材ｉを用いており、降伏強度が不足した。Ｎｏ．２８は、Ｖ量が多く、Ｑ値が大きい鋼材ｊを用いており、異常組織が発生してフェライト及びパーライトの面積率が不足し、伸びが低下するとともに、溶接部強度が低下した。Ｎｏ．２９はＡｌ量が少ない鋼材ｋを用いており、結晶粒微細化効果が得られず、伸びが低下した。Ｎｏ．３０、Ｓｉ量が多い鋼材ｌを用い、また圧延前加熱温度が低かったため、降伏強度が不足した。
【００５０】
Ｎｏ．３１は、Ｐ値の大きい鋼材ｍを用い、また圧延終了温度が低かったため、伸びが低下するとともに、溶接部強度が低下した。Ｎｏ．３２は、Ｒ値が高い鋼材ｎを用い、また圧延終了後の冷却速度が遅かったため、降伏強度が不足した。