JP2011094214A - 耐震性に優れた冷間成形角形鋼管 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】鋼板を冷間曲げ加工したものから得られる角形鋼管であって、前記鋼管は化学成分組成を調整したものであり、前記曲げ加工部は直角に加工ままの状態であり、且つ下記(A)〜(C)の要件を満足するものである。
(A)鋼管の平坦部における降伏強度:355MPa以上、引張強度:520MPa以上である、
(B)前記平坦部のミクロ組織において、ベイナイト組織の面積分率:40%以上である、
(C)鋼管の角部における表層部がビッカース硬さHv:350以下、引張試験での伸び:10%以上、0℃のシャルピー吸収エネルギーvE0:70J以上である。
【選択図】なし
Description
(A)鋼管の平坦部における降伏強度:355MPa以上、引張強度:520MPa以上である、
(B)前記平坦部のミクロ組織において、ベイナイト組織の面積分率:40%以上である、
(C)鋼管の角部における表層部がビッカース硬さHv:350以下、引張試験での伸び:10%以上、0℃のシャルピー吸収エネルギーvE0:70J以上である。
[Hvs]≦350−34・fα−5・fB…(1)
Cは、母材(鋼板)および溶接部の強度を確保するために必要不可欠の元素である。こうした効果を発揮させるためには、C含有量は0.02%以上とする必要がある。しかしながら、C含有量が0.18%を超えて過剰になると、鋼管角部の硬さが350Hvを超えるために、角部の靭性を確保できなくなることに加え、HAZ靭性と溶接性を劣化させることになる。尚、C含有量の好ましい下限は0.04%であり、好ましい上限は0.15%である。
Siは、脱酸作用を有すると共に、母材および溶接部の強度を確保するのに有効な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Siは0.03%以上含有させることが必要である。しかしながら、Si含有量が過剰になると、溶接性や靭性が劣化するので、0.5%以下とする必要がある。尚、Si含有量の好ましい下限は0.05%であり、好ましい上限は0.45%である。
Mnは、母材および溶接部の強度向上に有効な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Mnは0.7%以上含有させる必要がある。しかしながらMnを過剰に含有させると、HAZ靭性や溶接性を劣化させるので、上限を2.5%とする。尚、Mn含有量の好ましい下限は1.0%であり、好ましい上限は2.2%である。
Alは、脱酸元素であり、0.005%未満では脱酸が不十分となる。しかしながら、Alを過剰に含有させると、延性が劣化するので、0.12%以下とする必要がある。尚、Al含有量の好ましい下限は0.008%であり、好ましい上限は0.08%である。
Nは鋼板中に窒化物として析出し、HAZ靭性を向上させる一方で、その含有量が過剰になると鋼管の角部等のように塑性加工を受けた部位で歪時効脆性を生じるために、その含有量は0.008%以下(好ましくは0.007%以下)とする必要がある。尚、上記効果を発揮させるためのN含有量の好ましい下限は0.002%である。
Pは鋼材中に不可避的に含まれる不純物元素であり、0.02%を超えると鋼材の靭性を劣化させることになる。P含有量は、好ましくは0.015%以下とするのが良い。
Sは、鋼材中に不可避的不純物として混入し、母材および溶接部の靭性を劣化させるので、できるだけ少ない方が好ましい。こうした観点から、S含有量は0.01%以下に抑制する必要があり、好ましくは0.008%以下とするのが良い。
Oは鋼材中に酸化物系介在物として存在し、破壊の起点となる。特にO含有量が0.004%を超えると、介在物が粗大化し、鋼管成形時に割れを生じるためその含有量は0.004%以下とする必要がある。好ましくは、0.0035%以下に抑制するのが良い。
Cuは、焼き入れ性を向上させて鋼板の強度を向上させるのに有用な元素である。しかしながら、Cu含有量が過剰になると、靭性を劣化させるので、1.5%以下とすることが好ましい。尚、上記の効果を発揮させるためには、Cuは0.05%以上含有させることが好ましい。
Niは、母材および溶接部の強度と靭性の向上に有効な元素である。しかしながら、Ni含有量が過剰になると、構造用鋼として極めて高価となるため、3%以下とすることが好ましい。尚、上記の効果を発揮させるためには、Niは0.03%以上含有させることが好ましい。
Crは、鋼材の強度を高めるために有効な元素である。しかしながら、Cr含有量が過剰になると、母材や溶接部の靭性を劣化させるので、1.5%以下とすることが好ましい。尚、上記の効果を発揮させるためには、Crは0.01%以上含有させることが好ましい。
Moは、母材の強度と靭性を向上させるのに有効な元素である。しかしながら、Mo含有量が過剰になると、溶接部の靭性および溶接性が劣化するので、0.8%以下とすることが好ましい。尚、上記の効果を発揮させるためには、Moは0.01%以上含有させることが好ましい。
Bは、焼入れ性を高め、母材および溶接部の強度を向上させると共に、溶接部の靭性を向上させる上で有効な元素である。しかしながら、B含有量が過剰になると、母材および溶接部の靭性や溶接性を劣化させるので、0.003%以下(より好ましくは0.0025%以下)とすることが好ましい。尚、上記の効果を発揮させるためには、Bは0.0002%以上含有させることが好ましい。
Vは、母材の強度を向上させる上で有効な元素である。しかしながら、V含有量が過剰になると、母材の靭性や溶接性を劣化させるので、0.08%以下とすることが好ましい。尚、上記の効果を発揮させるためには、Vは0.005%以上含有させることが好ましい。
Nbは、母材の強度と靭性を向上させる上で有効な元素である。しかしながら、Nb含有量が過剰になると、母材および溶接部の靭性や溶接性を劣化させるので、0.05%以下とすることが好ましい。尚、上記の効果を発揮させるためには、Nbは0.005%以上含有させることが好ましい。
Tiは、母材の強度を向上させる上で有効な元素である。また、窒化物として析出し、溶接部の靭性を向上させる上でも有効である。しかしながら、Ti含有量が過剰になると、粗大なTi析出物が生じ、母材や溶接部の靭性が却って劣化するので、0.02%以下とすることが好ましい。尚、上記の効果を発揮させるためには、Tiは0.003%以上含有させることが好ましい。
Caは、SをCaSとして固定させることで母材およびHAZの靭性を向上させるのに有効な元素である。しかしながら、Ca含有量が過剰になると、酸化物系介在物が粗大し却って母材およびHAZの靭性を劣化させるので、0.0035%以下とすることが好ましい。尚、上記の効果を発揮させるためには、Caは0.0003%以上含有させることが好ましい。
(a)熱間圧延を行なって所定の板厚の鋼板とした後、冷却開始から冷却停止までの平均冷却速度が5〜100℃/秒で加速冷却を行ない、その後500〜650℃の温度範囲で焼戻しを行なう(焼戻しによる表面の軟化を促進)。
(b)上記加速冷却の停止温度を表面温度で400℃以上とする(マルテンサイトの生成を抑制し、表層部の硬化を防止する)。
(c)加速冷却の開始温度をAr3変態点以下、Ar3変態点−50℃以上の温度範囲とし、加速冷却の停止温度を200℃未満とする(冷却前に初析フェライトを生成させ、表層部の硬化を防止すると共に、ベイナイト組織の面積分率:40%以上を確保する)。
圧延後の冷却工程は、組織制御のために重要な工程である。このときの平均冷却速度が5℃/秒未満では、ベイナイトの分率:40面積%以上を確保できなくなる。また、冷却速度が100℃/秒を超えると、表層部がマルテンサイト主体の組織となり、母材靭性が劣化し、強度が過大となって破断伸びが低下する。
焼戻し処理は、鋼板の強度を低下させ、降伏比YRを高くする傾向があるが、冷却工程によって生じた表層部の硬化を抑制するのに有効である。焼戻し温度が500〜650℃であれば、強度の過度の低下と降伏比YRの過度な上昇を抑えることができる。焼戻し温度が500℃未満であると、表層部の硬度が十分低下せず、鋼管加工時に割れが生じたり、鋼管角部の硬度が上昇するため角部に良好な靭性を確保できない。一方、焼戻し温度が650℃を超えると、所望の強度を得ることはできない。
鋼板表層部においては、冷却停止温度によって表面の硬度が大きく変化する。冷却停止温度を400℃以上とすることでマルテンサイトの生成を抑制することに加え、冷却停止後に焼戻し効果を得られるため表面の硬度を適正化できる。一方、冷却停止温度が400℃未満になると、マルテンサイト組織が多く生成する上、焼戻し効果も得られないため適正な表面硬度が得られない。
冷却停止温度を200℃未満とし、Ar3変態点を超える温度で冷却を開始した場合、表層部の冷却速度が速く、マルテンサイトの生成により過度に硬度が上昇してしまうことになる。一方、加速冷却の開始温度をAr3変態点以下とすることで、比較的硬度の低いフェライト組織が得られるため、表層部の硬度を適正化することができる。但し、加速冷却の開始温度がAr3変態点−50℃未満となれば、ベイナイト組織の面積分率:40%以上を確保できなくなる。
Ar3変態点=868−369×[C]+25×[Si]−68×[Mn]−36×[Ni]−21×[Cu]−25×[Cr]−30×[Mo]…(2)
但し、[C],[Si],[Mn],[Ni],[Cu],[Cr]および[Mo]は、夫々C,Si,Mn,Ni,Cu,CrおよびMoの含有量(質量%)を示し、その元素を含有しない場合には、その項がないものとして計算する。
Ceq=[C]+[Si]/24+[Mn]/6+[Ni]/40+[Cr]/4+
[V]/14 …(3)
但し、[C],[Si],[Mn],[Ni],[Cr]および[V]は、夫々C,Si,Mn,Ni,CrおよびVの含有量(質量%)を示し、その元素を含有しない場合には、その項がないものとして計算する。
1/4t(t:板厚)の位置におけるミクロ組織を画像解析することにより、フェライト相(α相)およびベイナイト相(B相)の面積分率(α分率、B分率)を測定した。
図1に示す角部45°の位置の外径から内側に1mmの箇所で、JIS Z2244に従い、角部のビッカース硬さ(Hv)を室温(25℃)で測定した(荷重:98N)。また、上記の同様にして表面下1mmの箇所で、鋼板のビッカース硬さ(Hv)を測定した。
図1に示す鋼管角部45°の位置の外面側から内側に6mmの箇所を中心として、JIS Z 2242に従い、一辺が10mmのシャルピー試験片を管軸方向に3本採取し、鋼管の厚さ方向にVノッチの切り込み(断面ノッチ)を施した。このシャルピー試験片を用い、JIS Z 2242に準拠してシャルピー衝撃試験を行ない(3回試験の平均値)、温度:0℃でのシャルピー吸収エネルギーvE0を測定した。このシャルピー吸収エネルギーvE0が70J以上を合格とした。
図2に示す鋼管角部45°の位置から、JIS Z 2201に従い、厚さ5mmの13B号試験片(平板引張試験片)を管軸方向に2本採取した。この試験片を用い、JIS Z 2241の要領で引張試験を行ない(測定温度:25℃)、鋼管角部の破断伸びを測定した(2回の平均値)。この破断伸びが10%以上を合格とした。
図1に示す角形鋼管の平坦部について外面側から鋼板の1/4t(t:板厚)の位置における管軸方向に、JIS Z 2201 4号試験片(丸棒引張試験片)を採取してJIS Z 2241の要領で引張試験を行ない(測定温度:25℃)、鋼管平坦部の降伏強度YS(上降伏点YPまたは0.2%耐力σ0.2)、引張強度TS、降伏比YR(降伏強度YS/引張強度TS)を測定した。合格基準は、2回での平均値で、降伏強度YS:355MPa以上、引張強度TS:520MPa以上である。
Claims (4)
- 鋼板を冷間曲げ加工したものから得られる角形鋼管であって、前記鋼管は、C:0.02〜0.18%(「質量%」の意味、化学成分について以下同じ)、Si:0.03〜0.5%、Mn:0.7〜2.5%、Al:0.005〜0.12%およびN:0.008%以下(0%を含まない)を夫々含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、該不可避的不純物のうちP:0.02%以下(0%を含まない)、S:0.01%以下(0%を含まない)およびO:0.004%以下(0%を含まない)に夫々抑制されており、前記曲げ加工部は直角に加工ままの状態であり、且つ下記(A)〜(C)の要件を満足することを特徴とする耐震性に優れた冷間成形角形鋼管。
(A)鋼管の平坦部における降伏強度:355MPa以上、引張強度:520MPa以上である、
(B)前記平坦部のミクロ組織において、ベイナイト組織の面積分率:40%以上である、
(C)鋼管の角部における表層部がビッカース硬さHv:350以下、引張試験での伸び:10%以上、0℃のシャルピー吸収エネルギーvE0:70J以上である。 - 鋼管中に含まれる円相当直径が100μm以上の介在物が観察視野1cm2当り2.0個以下である請求項1に記載の冷間成形角形鋼管。
- 前記鋼板は、更に、Cu:0.05〜1.5%、Ni:0.03〜3%、Cr:0.01〜1.5%、Mo:0.01〜0.8%、B:0.0002〜0.003%、V:0.005〜0.08%およびNb:0.005〜0.05%よりなる群から選ばれる1種以上を含有するものである請求項1または2に記載の冷間成形角形鋼管。
- 前記鋼板は、更に、Ti:0.003〜0.02%および/またはCa:0.0003〜0.0035%を含有するものである請求項1〜3のいずれかに記載の冷間成形角形鋼管。
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