JP6244980B2

JP6244980B2 - 鉄筋

Info

Publication number: JP6244980B2
Application number: JP2014037355A
Authority: JP
Inventors: 稔本庄; 水野　大輔; 大輔水野; 岩本　隆; 岩本　　隆; 遠藤　茂; 茂遠藤
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2014-02-27
Filing date: 2014-02-27
Publication date: 2017-12-13
Anticipated expiration: 2034-02-27
Also published as: JP2015160999A

Description

本発明は、例えば、鉄筋コンクリート構造物に用いられる引張強さが1600MPa以上のせん断補強筋等に使用される鉄筋に関するものである。

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、補強材としてせん断補強筋が使用される。せん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せん断変形する際に、せん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。

これまで使用されているせん断補強筋は、引張強さが1200MPa程度のものが使用されている。しかし、近年、鉄筋コンクリート構造物の断面をスリム化および軽量化したり、また鉄筋コンクリート構造物を高層化する、ニーズがあり、超高強度コンクリートの開発が急速に進んでいる。これに伴って、コンクリート強度の上昇とのバランスをとるために、せん断補強筋の高強度化も必要となる。

しかしながら、一般に鋼材を高強度化すると、遅れ破壊に対する感受性が鋭敏になり、特にコンクリート中での鋼材の腐食に起因して鋼材表面で発生する水素が該鋼材中に侵入すると、応力集中部での水素集積による遅れ破壊を引き起こし易くなる。従って、せん断補強筋の高強度化をはかった場合に、特にコンクリートに埋設される鉄筋ではコンクリート中に存在する塩化物イオンによる表面の腐食に伴って発生する水素が増加すると想定されることから、遅れ破壊特性の低下が懸念されている。

そこで、上記問題を克服するため、いくつかの提案がなされている。
例えば、特許文献１には、鋼材中のＣ、Si、Mnの含有量を適正範囲に制御し、かつ、鋼材をオーステナイト域に加熱した後の冷却条件を制御することによって、鋼材の表面のフェライト脱炭相を0.12ｍｍ以上確保し、内部をフェライト・パーライト組織とするための熱処理方法が開示されている。しかしながら、フェライト脱炭相が0.12mm以上になると、強度確保が困難となる。また、内部の組織がフェライト・パーライト組織であり、高強度の鉄筋を得ることが困難である。

特許文献２には、鋼線材中のＣ、Si、Mn、Ni、Alの含有量の最適化、鋼線材の表層のフェライト脱炭層を0.12mm以上に制御し、内部をフェライト・パーライト組織あるいは球状化セメンタイト組織に制御した、遅れ破壊特性に優れた鋼線材が開示されている。しかしながら、上述したとおり、フェライト脱炭が0.12mm以上になると、強度確保が困難となる。また、内部の組織がフェライト・パーライト組織あるいは球状化セメンタイト組織であるため、高強度の鉄筋を得ることが困難である。

特許３１５６１６６号公報特開平６−３０６５４０号公報

上述の通り、超高強度コンクリートの開発に伴い、鉄筋の高強度化が必要であるところ、鉄筋を高強度化すると、遅れ破壊感受性が高まって遅れ破壊が発生しやすくなることが、解決しなければならない課題となっていた。

本発明は、このような課題を解決すべくなされたものであり、引張強さが1600MPa以上となる高い強度特性を有するとともに、耐遅れ破壊特性に優れた鉄筋を提供することを目的とする。

発明者らは、前記課題を解決するため、表面から少なくとも10μmの深さまでの領域のＣ量、鋼組織および組織分率を変化させた高強度鉄筋を製作し、遅れ破壊特性について鋭意調査した。その結果、鉄筋の表面側をフェライト単相組織（以下、表層フェライトとも言う）とし、かつ、鉄筋の表面から所定の深さまでの領域のＣ含有量を低減することにより、鉄筋表面で発生する水素量を低減させ、これにより鉄筋中に侵入する水素量を低減できるという知見を得た。さらに、鉄筋の芯部をマルテンサイト単相組織（以下、芯部マルテンサイトとも言う）とし、全組織（表層フェライト＋芯部マルテンサイト）に対するフェライトの分率を面積率で５％未満とすれば、引張強さ1600MPa以上を確保でき、かつ、上記の表層フェライトによる侵入水素の低減効果は維持されるという知見も得た。このように、表面から少なくとも10μm深さまでの領域のＣ含有量を0.0１mass％以下とし、鋼組織が表層のフェライトと芯部のマルテンサイトとからなり、全組織中のフェライトの分率が５％未満という条件を満足すれば、鉄筋中への拡散性水素の侵入量を低減でき、引張強さ1600MPa以上の高強度を有する鋼であっても良好な遅れ破壊特性を付与できることを見出し、本発明を完成するに至った。

すなわち、本発明の要旨構成は、以下のとおりである。
表面から少なくとも10μｍの深さまでの領域のＣ含有量が0.01mass％以下の鋼からなり、該鋼が表層のフェライトと芯部のマルテンサイトとの２相組織を有し、全組織中のフェライトの分率が５％未満であり、引張強さが1600MPa以上である鉄筋。

ここで、フェライトの分率は、鉄筋の長さ方向に垂直な断面における面積率｛フェライト面積／（フェライト面積＋マルテンサイト面積）｝である。

本発明によれば、従来の鉄筋に比べて高強度でありながら優れた遅れ破壊特性を有する鉄筋を提供することが可能となる。本発明の鉄筋は、引張強さが1600MPa以上を有し、優れた遅れ破壊特性を有しており、鉄筋コンクリート構造物の断面スリム化および軽量化や、鉄筋コンクリート構造物の高層化にも寄与するため、産業上有益な効果がもたらされる。

遅れ破壊特性の評価試験に供する試験片の形状を示す図である。試験片の採取位置を示す図である。拡散性水素量と破断時間の関係を示すグラフである。

以下、本発明の鉄筋について、所定の領域のＣ含有量並びに鋼組織を具体的に説明する。
［表面から少なくとも10μmの深さまでの領域のＣ含有量：0.01mass％以下］
鉄筋の表面から少なくとも10μmの深さまでの領域（以下、低Ｃ領域ともいう）のＣ含有量が0.01mass％を超えると、固溶Ｃ量の増加、さらにはベイナイト組織および／またはマルテンサイト組織の生成により、遅れ破壊感受性が高くなる。また、この低Ｃ領域のＣ含有量が0.01mass％を超えると、鉄筋表面の腐食に伴って発生する水素量が増加し、遅れ破壊の原因となる水素の鉄筋中への侵入量も増加する。
なお、低Ｃ領域のＣ含有量は、完全にＣ含有量を０mass％とすることは困難であるため、0.001mass％以上とすることが好ましい。

ここで、Ｃ含有量を0.01mass％以下とする領域を、表面から少なくとも10μmの深さまで、すなわち低Ｃ領域の厚みを10μm以上としたのは、低Ｃ領域の厚さが10μm未満になると、腐食に伴って発生する水素量の低減効果が不十分となり、鋼中に侵入する水素量が増加し、鋼材内部にある硬質なマルテンサイト組織に水素が溜まりやすくなり、遅れ破壊が促進されるからである。この低Ｃ領域の厚さは15μm以上であることが、好ましい。

なお、高強度鉄筋としての強度、具体的には引張強さ1600MPa以上を得るためには、Ｃ含有量が0.01mass％以下となる領域の厚みを、100μｍ以下とすることが好ましい。なぜなら、Ｃ含有量が0.01mass％以下となる領域の厚みが100μｍ超となると、表層フェライトにかかる力が大きくなり、引張時に表層フェライトにき裂が入り、その後、すぐにき裂が進展し、引張強さが低下する。

［鋼組織：表層のフェライトと芯部のマルテンサイトとの２相組織を有し、全組織中のフェライトの分率が５％未満］
鋼は、表層のフェライトと、その内側の芯部となるマルテンサイトとの２相組織とする。マルテンサイト相は、鋼を高強度化する上では有用であるが、鉄筋の表層をマルテンサイト組織とすると遅れ破壊感受性が増大し、耐遅れ破壊特性が低下する。そこで、鉄筋の表層を遅れ破壊感受性の小さいフェライト単相組織とし、芯部すなわち表層以外は強度を確保するためのマルテンサイト単相組織とすることが肝要である。一方、全組織中のフェライトの分率が５％以上となると、マルテンサイトよりも強度が小さいフェライトの分率が大きくなって所望の強度を確保することが難しくなるために、フェライトの分率は５％未満とする。
以上のことから、鋼組織は、表層のフェライトと芯部のマルテンサイトとからなり、全組織中のフェライトの分率が５％未満である２相組織とした。

引張強さ：1600MPa以上
鉄筋の引張強さが1600MPa未満では、鉄筋がコンクリートの高強度化に対応できないため、1600MPa以上とした。好ましくは、1650MPa以上である。

以上の鉄筋は、転炉による溶製あるいは真空溶製した鋼を、鋼塊、スラブ、ブルームまたはビレットなどに鋳造して素材とし、該素材を加熱して熱間圧延または熱間鍛伸加工に供して、その後、酸洗してスケールを除去して伸線により所定の太さに整えたのち、加熱・保持、焼入れ、あるいはさらに焼戻しを施すことによって、製造される。

ここで、前記の溶製時に、マルテンサイト組織とすれば引張強さが1600MPa以上となり得る。好ましくは、表層フェライト生成による強度低下分を考慮してマルテンサイト組織とすれば1650MPa以上の引張強さとなり得る鋼組成の素材を溶製する。

次いで、上述の加熱・保持の際に表層に脱炭を生じさせることにより、表面から少なくとも10μmの深さまでの領域のＣ含有量を0.01mass％以下に調整する。すなわち、脱炭雰囲気（大気、Ｎ₂雰囲気等）中で、加熱・保持することにより表面から少なくとも10μmの深さまでの領域のＣ含有量を0.01mass％以下とする。この際、低Ｃ領域内側の芯部のＣ含有量は溶製時のＣ含有量が維持されるように、加熱温度および保持時間を適宜調整する。表面から少なくとも10μmの深さまでの領域のＣ含有量を0.01mass％以下にまで脱炭させるための加熱温度および保持時間の条件は、素材の鋼組成によっても変化するため、鋼組成に応じて最適な条件を予め求めておけばよい。そして、加熱・保持の後に、焼入れ処理を施すことによって、芯部はマルテンサイト組織となり表層はフェライト組織となる。同様に、全組織に対するフェライトの分率の調整についても、熱処理時の加熱温度および保持時間を制御することにより、脱炭が生じる表層深さを調整して行うことができる。

なお、表層のフェライト組織の厚さは、Ｃ含有量が0.01mass％以下の低Ｃ領域の厚さよりも大きくなる。なぜなら、Ｃ含有量が0.01mass％超であり、かつ、芯部よりもＣ含有量が小さく、焼入れを施してもマルテンサイトにならずフェライトとなる領域が低Ｃ領域よりも内側（芯部側）に生じるためである。

かくして得られた鉄筋は、安価に製造できるにも関わらず、高強度でありながら優れた遅れ破壊特性を有し、1600MPa以上の高強度を必要とする、高層マンションなどのせん断補強筋への適用が可能である。

鉄筋の遅れ破壊特性の評価は、実際に鉄筋を製造し、鉄筋コンクリート構造物に用いて評価するのが最も好ましいが、この方法では時間がかかるため、本実施例では次の通り評価した。
すなわち、表１に示す成分組成を有する鋼を溶製、鋳造した後、熱間鍛伸加工により、直径60mmの丸棒にした。この丸棒から、図１に示す仕様に従って試験片を採取した。試験片の採取は、図２に示すように、丸棒２の表面から丸棒直径Ｄの1/4の深さ位置（1/4D位置）が試験片１の軸中心となるように行った。採取した試験片を、表２に示す加熱温度、850℃以上での在炉時間にて加熱・保持を行い、その後、６０℃油冷の条件にて焼入れを施した。その後、表２に示す加熱温度および保持時間での焼戻しを施した。ここでの加熱・保持は高強度鉄筋に施す焼入れ時の加熱を模擬したものである。次に、焼戻し処理後の試験片を酸洗して脱スケールを行った後、以下の条件にて表層のＣ含有量、引張強さおよび拡散性水素量を測定し、また遅れ破壊特性を評価し、さらに鋼組織の観察を行った。

［表層のＣ含有量］
表層のＣ含有量は、図１に示す試験片の平行部の中央部を切り出し、試験片の軸と直交する断面が観察面となるように樹脂に埋め込み、鏡面研磨後、電子線マイクロアナライザ（以下、ＥＰＭＡと示す）を利用して測定した。ＥＰＭＡの測定条件は、ビーム径：５μｍφ、加速電圧：20ｋＶ、電流：４×10^−７Ａにて、表面から深さ１mmまで線分析を実施し、表面からの深さ毎（５μｍピッチ）にＣ量を測定した。そして、Ｃ含有量が0.01mass％以下となる領域の表面からの深さの値を求めた。

[組織観察]
組織の調査は、上記したＣ濃度を測定した試験片を用いて、鏡面研磨後に３％ナイタルで腐食を行ってから、光学顕微鏡500倍にて観察を行い、試験片断面におけるフェライト組織およびマルテンサイト組織の面積をそれぞれ求め、次式
Ｆ＝（フェライト面積／試験片の断面積）×100（％）
但し、試験片の断面積：フェライト面積＋マルテンサイト面積
に従ってフェライト分率Ｆを求めた。

［引張試験］
引張強さは、図１の試験片を引張速度５mm／minにてJIS Z2241に準拠して引張試験を行うことで評価した。

［遅れ破壊特性］
高強度鉄筋としての遅れ破壊特性を調べるために、図１に示す試験片を使用して、FIP試験を実施した。FIP試験は、JSCE S 1201：2012（社団法人腐食防食協会）に従い試験を実施した。すなわち、50℃の20％チオシアン酸アンモニウム（NH₄SCN）水溶液中に浸漬して、引張強さの70％となる試験荷重を負荷し、試験時間100時間経過しても破断しない場合、遅れ破壊特性が良好と定義した。

［拡散性水素量］
拡散性水素量は、上述したFIP試験で破断または試験満了した後、破断した試験片は破面から、未破断の試験片は平行部から10mm長さのサンプルを切断して、株式会社ジェイ・サイエンス・ラボ製 GC7000Tで昇温速度200℃/時間で昇温を行い、350℃までに放出された水素量を拡散性水素量と定義して、拡散性水素量の測定を行った。

表２に、表層に存在するＣ含有量が0.01mass％以下の領域の深さ、フェライト分率、拡散性水素量、FIP試験での破断時間ならびに引張強さを示す。全ての例において、表層の鋼組織はフェライト単相であり、芯部の組織はマルテンサイト単相であった。本発明のＣ量が0.01mass％以下の領域が10μｍ以上およびフェライト分率が５％未満の要件を満たす鋼No.１〜３、６、７、10、12（いずれも発明例）は、FIP試験での破断は認められなかった。一方、本発明の範囲外である鋼No.４、５、８（比較例）はFIP試験で早期破断を生じており、遅れ破壊特性が低下していることが分かる。また、鋼No.９、11は加熱保持時間が長く、表層の脱炭量またはフェライト分率が増加し、遅れ破壊特性が良好ではあるものの、引張強さが本発明の範囲外であることがわかる。なお、表２に示した結果について、拡散性水素量と破断時間との関係を示したグラフを図３に示す。本発明例において、優れた耐遅れ破壊特性を示すのは、拡散性水素量が３mass ppmの低い値となっていることに起因するものと考えられる。

１試験片
２丸棒

Claims

表面から少なくとも10μｍの深さまでの領域のＣ含有量が0.01mass％以下の鋼からなり、該鋼が表層のフェライトと芯部のマルテンサイトとの２相組織を有し、全組織中のフェライト分率が５％未満であり、引張強さが1600MPa以上であり、50℃の20％チオシアン酸アンモニウム（NH ₄ SCN）水溶液中に浸漬して引張強さの70％となる試験荷重を負荷して100時間経過しても破断しない鉄筋。