(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
mass％で、
Ｃ：0.02％以下、                Si：1.0 ％以下、
Mn：0.30〜2.5 ％、              Ｐ：0.030 ％以下、
Ｓ：0.030 ％以下、              Al：0.10％以下、
Ti：0.001 〜0.30％、            Nb：0.001 〜0.20％、
Ｂ：0.0003〜0.0050％、          Ｏ：0.0100％以下、
Ｎ：0.0150％以下
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする抵抗溶接部の耐疲労特性に優れた鉄筋コンクリート用棒鋼。
【請求項２】
前記組成に加えて、さらにmass％で、Cr：1.0 ％以下、Mo：1.0 ％以下、Ni：1.0 ％以下、Cu：0.8 ％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の鉄筋コンクリート用棒鋼。
【請求項３】
前記組成に加えて、さらにmass％で、Ｖ：0.5 ％以下、Ｗ：0.5 ％以下、Co：0.5 ％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の鉄筋コンクリート用棒鋼。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、コンクリート構造物の鉄筋用材料として好適な棒鋼に係り、とくに抵抗溶接部の耐疲労特性の改善に関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来から、コンクリート構造体の補強用鉄筋としては、JIS G 3112に規定された鉄筋コンクリート用棒鋼が用いられている。
これら棒鋼は、長手方向に、あるいは十字に配置され接合されてコンクリート構造体の補強用鉄筋として使用されている。これら棒鋼の接合には、ガス圧接や、アーク溶接、抵抗溶接等の溶接が用いられている。なかでも抵抗溶接は、棒鋼（鉄筋）同士を点接触させ、加圧通電することで簡易に接合できることから、コンクリート構造体の型枠製造において積極的に利用されている。
【０００３】
抵抗溶接は、棒鋼（鉄筋）同士を点接触させ、 10000Ａを超える大電流を通電し、接触部の抵抗発熱を利用して鉄筋の一部を溶融させて接合する方法である。したがって、抵抗溶接部では、融点からオーステナイト域の高温までに急速加熱されたのち、急冷される熱サイクルを受ける。このため、急速加熱時には、オーステナイト粒が粗大化し、急冷時には、その粗大オーステナイトからのマルテンサイト変態、ベイナイト変態により溶接部の著しい硬化が生じ、抵抗溶接熱影響部の低温靱性が著しく劣化する。このようなことから、鉄筋コンクリート用棒鋼の溶接性の改善が望まれていた。
【０００４】
鉄筋コンクリート用棒鋼の溶接性改善については、例えば、特開昭62-287012 号公報に、抵抗溶接用には限定されないが、溶接性に優れた低温用鉄筋棒の製造方法が開示されている。特開昭62-287012 号公報に記載された製造方法は、Ｃを0.020 〜0.12％に制限し、さらにNi：0.2 〜1.5 ％、Ti：0.04〜0.15％、Al：0.01〜0.07％、Ｂ：0.0005〜0.0030％を含有する鋼材に、制御圧延、制御冷却を施し組織をマルテンサイトとベイナイト組織とする鉄筋棒の製造方法である。このような製造方法で製造された鉄筋用棒鋼は、溶接による熱影響を受けても結晶粒の粗大化はないとしている。
【０００５】
しかしながら、特開昭62-287012 号公報に記載された技術で製造された棒鋼でも、抵抗溶接の熱影響により著しく硬化することは避けられないという問題が残されていた。
また、コンクリート構造体の型枠を製造する際に、図１（ａ）に示すように鉄筋コンクリート用棒鋼を十字に配置して接合する場合には、図１（ａ）のＡ−Ａ断面図である図１（ｂ）に示すように接合部は、必然的に切欠きが存在する継手形状となる。切欠きが存在する接合部では、平滑な場合に比べ疲労強度が低下することは良く知られたことではあるが、さらに、このような切欠きが存在する接合部の組織が粗大オーステナイト粒からの硬化組織である場合には、切欠感受性が高くなり、疲労強度の低下がさらに顕著となると推察される。そこで、コンクリート構造体の疲労強度を著しく低下させないために、鉄筋コンクリート用棒鋼抵抗溶接部の疲労強度の向上が要望されている。
【０００６】
棒鋼ではなく、高張力鋼板を対象としたアーク溶接部の疲労特性の向上について、いくつかの提案がなされている。例えば、特開平7-62489 号公報には、溶接ままで溶接熱影響部の組織を強化して、疲労亀裂の発生を阻止または抑制することにより、アーク溶接部の疲労特性を改善する高張力鋼が開示されている。特開平7-62489 号公報に記載された技術は、Ｃ：0.03〜0.20％、Si：0.1 〜2.0 ％、Mn：0.6 〜2.0 ％、Al：0.01〜0.08％を含み、さらにＰ：0.02〜0.20％を含有し、あるいはさらにＢ、Ni、Cr、Ｖ等を含有して、好ましくは溶接熱影響部をベイナイト組織とし、疲労特性を向上させようとするものである。
【０００７】
また、特開平6-235044号公報、特開平6-330232号公報には、溶接ままで溶接熱影響部の組織を制御して、溶接部の疲労強度を改善する溶接構造用高張力鋼が提案されている。特開平6-235044号公報に記載された技術は、Ｃ：0.04〜0.12％、Si：0.3 〜0.6 ％、Mn：0.8 〜2.0 ％、Al：0.02〜0.06％、Cu：0.5 〜1.2 ％、Ｂ：0.0005〜0.002 ％、Ti：0.005 〜0.04％含有し、あるいはさらにNi等を含有して、溶接熱影響部を上部ベイナイト組織とし、疲労特性を向上させようとするものである。特開平6-330232号公報に記載された技術は、Ｃ：0.03〜0.20％、Si：0.6 〜2.0 ％、Mn：0.6 〜2.0 ％、Al：0.02〜0.05％、Ｂ：0.0005〜0.0020％含有し、あるいはさらにNi、Cr、Ｖ等を含有して、溶接熱影響部の粒界初析フェライトを低減し、溶接部の疲労特性を向上させようとするものである。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特開平7-62489 号公報、特開平6-235044号公報、特開平6-330232号公報に記載された技術は、アーク溶接を主体とした溶接部の耐疲労特性の改善であり、これら公報に記載された技術で製造された鋼材を抵抗溶接により接合した場合には、依然として、抵抗溶接部の組織は硬化組織となりやすく、耐疲労特性の顕著な改善は見られない。一般に、抵抗溶接の溶接部熱サイクルはアーク溶接にくらべ、急熱急冷となっている。
【０００９】
本発明は、上記した従来技術の問題に鑑み、抵抗溶接を行っても、溶接熱影響部の硬化が少なく、抵抗溶接部の耐疲労特性に優れた鉄筋コンクリート用棒鋼を提案することを目的とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記した課題を解決するために、棒鋼組成と抵抗溶接部の組織との関係を鋭意研究した。その結果、本発明者らは、溶接部の疲労特性を向上するためには、抵抗溶接部組織の冷却速度依存性を低減して、溶接熱影響部の硬化を防止することがよいとの考えに想到した。本発明者らは、抵抗溶接部組織の冷却速度依存性を低減するには、棒鋼組成を限定すること、とくにＣ含有量を0.02mass％以下まで低減することが、最も有効であることを見いだした。Ｃ：0.02mass％以下とすることにより、溶接硬化性が低下し、疲労における切欠き感受性が低下するのである。
【００１１】
本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討して完成されたものである。
すなわち、本発明は、mass％で、Ｃ：0.02％以下、Si：1.0 ％以下、Mn：0.30〜2.5 ％、Ｐ：0.030 ％以下、Ｓ：0.030 ％以下、Al：0.10％以下、Ti：0.001 〜0.30％、Nb：0.001 〜0.20％、Ｂ：0.0003〜0.0050％、Ｏ：0.0100％以下、Ｎ：0.0150％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする抵抗溶接部の耐疲労特性に優れた鉄筋コンクリート用棒鋼であり、また、本発明では、前記組成に加えて、さらにmass％で、Cr：1.0 ％以下、Mo：1.0 ％以下、Ni：1.0 ％以下、Cu：0.8 ％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することが好ましく、また、本発明では、前記各組成に加えて、さらにmass％で、Ｖ：0.5 ％以下、Ｗ：0.5 ％以下、Co：0.5 ％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することが好ましい。
【００１２】
【発明の実施の形態】
まず、本発明棒鋼の組成限定理由について説明する。以下、mass％は単に％と記す。
Ｃ：0.02％以下
Ｃは、母材の強度を増加させ、また溶接部の硬さを増加させる元素であり、溶接熱影響部の硬化を抑制するため、本発明では0.02％以下に限定する。なお、強度確保の観点からは0.005 ％以上含有するのが好ましい。
【００１３】
Si：1.0 ％以下
Siは、脱酸剤として作用するとともに、固溶強化により強度を増加させる有用な元素である。このような効果は0.05％以上の含有で顕著となる。しかし、過剰に含有させると溶接熱影響部が硬化するため、Siは1.0 ％以下に限定した。なお、好ましく0.10〜0.50％である。
【００１４】
Mn：0.30〜2.5 ％
Mnは、脱酸剤として作用するとともに、固溶強化により強度を増加させる有用な元素である。また、棒鋼組織の冷却速度依存性を低減するうえで必要な元素である。このような効果は0.30％以上の含有で認められるが、2.5 ％を越えて含有すると、延性が低下する。このため、Mnは0.30〜2.5 ％の範囲に限定した。なお、好ましく0.8 〜1.8 ％である。
【００１５】
Ｐ：0.030 ％以下
Ｐは、固溶して強度を増加させるが、粒界に偏析したり、抵抗溶接部の最終凝固部に濃化して、溶接部の疲労強度を低下させる。このため、Ｐはできるだけ低減するのが好ましいが、0.030 ％までは許容できる。
Ｓ：0.030 ％以下
Ｓは、鋼中では硫化物として存在し、Ｐと同様に疲労強度を低下させる。このため、Ｓはできるだけ低減するのが好ましいが、0.030 ％までは許容できる。
【００１６】
Al：0.10％以下
Alは、Siと同様に脱酸剤として有効に作用するが、含有量が0.10％を越えるとアルミナ系介在物が増加し、疲労強度を低下させる。このため、Alは0.10％以下に限定した。なお、好ましくは、0.01〜0.05％である。
Ti：0.001 〜0.30％
Tiは、Ｎと結合しTiN を形成して、組織の微細化に寄与し、切欠き感受性を低下させる有用な元素である。また、Tiは脱酸剤としても作用する。このような効果は、0.001 ％以上の含有で認められるが、0.30％を超えて過剰に含有すると、焼入れ性が向上し、抵抗溶接時の熱影響部の硬化を招き疲労強度を低下させる。このため、Tiは0.001 〜0.30％に限定した。なお、固溶Ｂ確保の観点から、好ましくは、0.05〜0.10％である。
【００１７】
Nb：0.001 〜0.20％
Nbは、炭窒化物として析出し、ピンニング効果により組織の微細化に寄与するとともに、固溶Nbとして焼入れ性を向上させる。ピンニング効果を得るためには、少なくとも0.001 ％以上の含有を必要とするが、0.20％を越えて過剰に含有すると、焼入れ性が向上しすぎて、抵抗溶接時の熱影響部の硬化を招き疲労強度を低下させる。このため、Nbは0.001 〜0.20％に限定した。なお、好ましくは、0.01〜0.10％である。
【００１８】
Ｂ：0.0003〜0.0050％
Ｂは、焼入れ性を向上させる元素であり、強度の冷却速度依存性を低減するのに有用な元素である。このような効果を発揮するためには、0.0003％以上の含有が必要である。一方、0.0050％を超えて過剰に含有しても、その効果は飽和して、含有量に見合う効果が期待できない。このため、Ｂは0.0003〜0.0050％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.0010〜0.0030％である。
【００１９】
Ｏ：0.0100％以下
Ｏは、鋼中では介在物として存在し、清浄度を低下するとともに、疲労強度を低下させる。このため、Ｏはできるだけ低減するのが好ましいが、0.0100％までは許容できる。
Ｎ：0.0010〜0.0150％
Ｎは、Ti、Nbと結合し窒化物、あるいは炭窒化物として析出し、加熱時もしくは抵抗溶接時の結晶粒成長を抑制するピンニングサイトとして組織を微細化し、疲労強度を向上させる作用を有している。TiN 等の窒化物、炭窒化物の析出による組織微細化効果を十分に発揮させるには、0.0010％以上の含有を必要とする。一方、0.0150％を越えて含有すると、効果が飽和するうえ、固溶Ｎの増加によりむしろ棒鋼の靭性が低下し、また抵抗溶接の熱影響部において切欠き感受性が高くなり疲労強度が低下する。このため、Ｎは0.0010〜0.0150％に限定した。
【００２０】
以上、基本組成について説明したが、本発明では、上記した基本組成に加えてさらに、焼入れ性を向上させ、ひいては強度を向上させる元素として、Cr、Mo、Ni、Cuのうちの１種または２種以上を選択して含有することができる。
Cr：1.0 ％以下、Mo：1.0 ％以下、Ni：1.0 ％以下、Cu：0.8 ％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Crは、強度の冷却速度依存性を低減する上で有用な元素であるが、1.0 ％を超えて多量に含有すると靭性の低下を招く。このため、Crは、1.0 ％以下に限定するのが好ましい。なお、より好ましくは、0.1 〜0.8 ％である。
【００２１】
Moは、Crと同様に、強度の冷却速度依存性を低減する上で有用な元素であるが、1.0 ％を越えて多量に含有すると靭性の低下を招く。このため、Moは、1.0 ％以下に限定するのが好ましい。なお、より好ましくは、0.1 〜0.8 ％である。
Niは、強度および靭性を向上させるのに有用な元素であるが、高価であり、1.0 ％を超えて多量に含有しても、その効果が飽和し含有量に見合う効果が期待できなくなる。このため、Niは1.0 ％以下に限定するのが好ましい。なお、より好ましくは、0.1 〜0.8 ％である。
【００２２】
Cuは、強度を向上させるのに有効な元素であるが、Ｐ、Ｓと同様に、抵抗溶接部の最終凝固部に濃化して疲労強度を低下させる。このため、Cuは0.8 ％以下に限定するのが好ましい。なお、より好ましくは、0.1 〜0.6 ％である。
また、本発明では、上記した基本組成に加えて、強度を増加させる元素として、Ｖ、Ｗ、Coのうちの１種または２種以上を含有できる。あるいは、Cr、Mo、Ni、Cuのうちの１種または２種以上を加えたうえ、さらにＶ、Ｗ、Coのうちの１種または２種以上を含有してもよい。
【００２３】
Ｖ：0.5 ％以下、Ｗ：0.5 ％以下、Co：0.5 ％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｖ、Ｗ、Coは、いずれも強度を向上させるのに有効な元素であるが、0.5 ％を越えて含有すると熱影響部の切欠き感受性が高くなる。このため、Ｖ、Ｗ、Coはいずれも0.5 ％以下に限定するのが好ましい。なお、より好ましくは、Ｖは0.05〜0.25％、Ｗは0.05〜0.25％、Coは0.05〜0.25％である。
【００２４】
上記した成分以外の残部はFeおよび不可避的不純物である。
【００２５】
【実施例】
表１に示す組成を有する鋼を、転炉で溶製し、連続鋳造法により断面： 400×560mm のブルームとしたのち、これらブルームを熱間圧延により12mmφの鉄筋コンクリート用棒鋼とした。
これら棒鋼について、圧延ままの機械的特性（引張特性、断面硬さ）を調査した。
（１）引張特性
各棒鋼から長さ 300mmの試験片を採取し、JIS Z 2204の規定に準拠して引張試験を行い、降伏強さＹＳ、引張強さＴＳ、および伸びＥｌを求めた。
（２）硬さ試験
各棒鋼から硬さ測定用試験片を採取し、圧延方向に平行な断面（Ｌ断面）のＤ／４の位置で、ビッカーズ硬度計（荷重10kg）を用いて５点測定し、それらの平均値Ｈv meanを各棒鋼の硬さとした。
【００２６】
つぎに、これら棒鋼について、溶接部の疲労特性を調査した。
（３）溶接部の疲労特性
各棒鋼から長さ 350mmの試験片用素材を採取し、図１に示すように十文字状に配置し抵抗溶接を行って接合し抵抗溶接継手を製作し、継手疲労試験片とした。抵抗溶接条件は、加圧力5000Ｎ、溶接電流 15000Ａ、溶接時間 0.3ｓとした。
【００２７】
このようにして製作した疲労試験片を用い、周波数７Hzとする部分片振り引張疲労試験を実施した。なお、最低引張応力は3000Ｎとした。また、繰り返し数：107 回を満足する強度を疲労強度とした。また、疲労強度と圧延ままの引張強さとの比を耐久比とした。
（４）溶接部の硬さ試験
抵抗溶接により棒鋼を十字状に接合した抵抗溶接継手について、接合部を切断し研磨して、図２に示す要領でビッカース硬度計（荷重１kg）により硬さ分布を測定し、最大値を最高硬さＨv max とした。
【００２８】
それらの結果を表２に示す。
【００２９】
【表１】
0004352590.tif 000002
【００３０】
【表２】
0004352590.tif 000003
【００３１】
本発明例は、いずれも溶接熱影響部の硬化はほとんどなく耐久比0.3 以上の良好な疲労特性を示した。
一方、本発明の範囲を外れる比較例は、溶接熱影響部が硬化し耐久比が0.3 未満であった。
Ｃ、Si、Mnが本発明の範囲の上限を超えた比較例（棒鋼No.18 〜No.20 ）には、熱影響部が硬化し、耐久比が0.3 未満であった。Ti、Nbが不足している比較例（棒鋼No.21 、No.23 ）では、耐久比が低い。また、Ti、Nbが本発明範囲の上限を超えた場合（棒鋼No.22 、No.24 ）では、熱影響部が硬化し、耐久比が低い。また、Ｏ、Ｎが本発明範囲の上限を超えた場合（棒鋼No.25 、No.26 ）では、耐久比が低い。
【００３２】
なお、従来例（棒鋼No.27 ）はJIS SR295 を満足する鉄筋コンクリート用棒鋼の例であり、熱影響部の硬さが大幅に高く、また耐久比は0.23である。
【００３３】
【発明の効果】
本発明によれば、耐久比が0.3 を越える良好な疲労特性を有する抵抗溶接継手を得ることが可能な抵抗溶接部の疲労特性に優れた鉄筋コンクリート用棒鋼を容易に得ることができ、鉄筋コンクリート用部材の高品質化に寄与でき、産業上の格段の効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】コンクリート構造体に用いられる十字状抵抗溶接継手を模式的に示す説明図である。
【図２】十字状抵抗溶接継手接合部の溶接部硬さ測定位置を示す説明図である。
【図１】
0004352590.tif 000004
【図２】
0004352590.tif 000005