JP3371744B2 - 低降伏比鋼材およびその製造方法 - Google Patents
低降伏比鋼材およびその製造方法Info
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- JP3371744B2 JP3371744B2 JP07104697A JP7104697A JP3371744B2 JP 3371744 B2 JP3371744 B2 JP 3371744B2 JP 07104697 A JP07104697 A JP 07104697A JP 7104697 A JP7104697 A JP 7104697A JP 3371744 B2 JP3371744 B2 JP 3371744B2
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、各種の建造物、と
くに耐震性構造物への使用に好適な、地震時に良好な塑
性変形能を示す、靭性もあわせ持つ低降伏比鋼材および
その製造方法に関する。
くに耐震性構造物への使用に好適な、地震時に良好な塑
性変形能を示す、靭性もあわせ持つ低降伏比鋼材および
その製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、超高層ビル等、建築構造物の大型
化の進展に伴い使用される構造用鋼材は高強度化および
厚肉化が、強く要求される傾向にある。一方、建造物の
耐震性向上に関する調査の結果、降伏比（ＹＲ：降伏強
さ(ＹＳ)を引張強さ(ＴＳ)で除した値）の低い鋼材を構
造部材として使用することが有効であることが判ってき
た。
化の進展に伴い使用される構造用鋼材は高強度化および
厚肉化が、強く要求される傾向にある。一方、建造物の
耐震性向上に関する調査の結果、降伏比（ＹＲ：降伏強
さ(ＹＳ)を引張強さ(ＴＳ)で除した値）の低い鋼材を構
造部材として使用することが有効であることが判ってき
た。
【０００３】高強度鋼材としては、調質高張力鋼材、水
冷型ＴＭＣＰ鋼板等が知られているが、これら高強度鋼
材は高いＴＳを有するものの、軟鋼や焼きならし高張力
鋼に比べるとＹＲが８０％以上と高いために塑性変形能
に劣り、したがって耐震性に劣っていた。
冷型ＴＭＣＰ鋼板等が知られているが、これら高強度鋼
材は高いＴＳを有するものの、軟鋼や焼きならし高張力
鋼に比べるとＹＲが８０％以上と高いために塑性変形能
に劣り、したがって耐震性に劣っていた。
【０００４】ところで、1994年1月の米国ノースリッジ
地震、および1995年1月の兵庫県南部地震での被災建造
物を詳細に調査すると、その鋼材には破壊に先立ち繰返
しひずみが負荷されていることが判明した。すなわち、
建造物の耐震性に必要な低ＹＲは繰返し予ひずみ後にお
いて満たされていなければならない。つまり、鋼材が繰
返し軟化するか、または繰り返し硬化するかを評価する
必要がある。繰返し軟化する材料であれば繰返しひずみ
によってＹＳが低下しＹＲも減少する結果、塑性変形能
が低くなることはない。一方、繰返し硬化する鋼材が用
いられれば、たとえ建造直後の初期状態で鋼材が低ＹＲ
であっても繰返しひずみ履歴を受けることにより鋼材の
ＹＳは除々に上昇する。そのため、建造物がいくつかの
地震を経験した後、または最初の地震でもその数回の繰
り返しひずみ後において、危険な大きなひずみの地震波
が入力された時には、鋼材のＹＲは既に上昇した状態に
なっており、設計時に期待された塑性変形能は得られな
い。
地震、および1995年1月の兵庫県南部地震での被災建造
物を詳細に調査すると、その鋼材には破壊に先立ち繰返
しひずみが負荷されていることが判明した。すなわち、
建造物の耐震性に必要な低ＹＲは繰返し予ひずみ後にお
いて満たされていなければならない。つまり、鋼材が繰
返し軟化するか、または繰り返し硬化するかを評価する
必要がある。繰返し軟化する材料であれば繰返しひずみ
によってＹＳが低下しＹＲも減少する結果、塑性変形能
が低くなることはない。一方、繰返し硬化する鋼材が用
いられれば、たとえ建造直後の初期状態で鋼材が低ＹＲ
であっても繰返しひずみ履歴を受けることにより鋼材の
ＹＳは除々に上昇する。そのため、建造物がいくつかの
地震を経験した後、または最初の地震でもその数回の繰
り返しひずみ後において、危険な大きなひずみの地震波
が入力された時には、鋼材のＹＲは既に上昇した状態に
なっており、設計時に期待された塑性変形能は得られな
い。
【０００５】鋼材の低ＹＲ化に関する従来の技術には下
記のものが知られている。
記のものが知られている。
【０００６】一度、再加熱焼入れし、さらに、フェラ
イト相とオーステナイト相の二相共存温度域に再加熱し
空冷する方法の提案（特公昭５９−５２２０７号公
報）。この方法によれば、ＹＲは確実に低くなるが、再
加熱コストが高くなるという問題点がある。
イト相とオーステナイト相の二相共存温度域に再加熱し
空冷する方法の提案（特公昭５９−５２２０７号公
報）。この方法によれば、ＹＲは確実に低くなるが、再
加熱コストが高くなるという問題点がある。
【０００７】再加熱コストを省略するために、Ａｒ3
点まで強圧下し圧延後初析フェライト相を生成させ、フ
ェライト相とオーステナイト相の二相共存状態まで空冷
し、その後水冷しオーステナイト相を硬化させる方法の
開示（特開昭５９−２１１５２８号公報）。しかしなが
ら、この方法は、フェライト相、パーライト相およびベ
イナイト相の混合組織を得ることを目的としており、こ
の組織では靭性を備えたうえで繰り返し塑性変形後の低
ＹＲを確保することができない。また、溶接性を備えた
うえで高強度化をはかるうえでも大きな制約となる。
点まで強圧下し圧延後初析フェライト相を生成させ、フ
ェライト相とオーステナイト相の二相共存状態まで空冷
し、その後水冷しオーステナイト相を硬化させる方法の
開示（特開昭５９−２１１５２８号公報）。しかしなが
ら、この方法は、フェライト相、パーライト相およびベ
イナイト相の混合組織を得ることを目的としており、こ
の組織では靭性を備えたうえで繰り返し塑性変形後の低
ＹＲを確保することができない。また、溶接性を備えた
うえで高強度化をはかるうえでも大きな制約となる。
【０００８】この問題を解決するために、熱間圧延に
際し、再結晶域で５０％以上の圧延後、Ａｒ3 点以上か
ら５〜１５℃／秒の速度で水冷する方法の開示がなされ
た（特開平１−１７６０２７号公報）。しかし、この方
法には、ＹＲが７５％程度しか低くならず、かつ最大板
厚５０ｍｍ程度に留まる限界があった。
際し、再結晶域で５０％以上の圧延後、Ａｒ3 点以上か
ら５〜１５℃／秒の速度で水冷する方法の開示がなされ
た（特開平１−１７６０２７号公報）。しかし、この方
法には、ＹＲが７５％程度しか低くならず、かつ最大板
厚５０ｍｍ程度に留まる限界があった。
【０００９】上記の３方法の問題点を解決すべく下記の
方法の提案がなされた。
方法の提案がなされた。
【００１０】１１２０〜１１５０℃加熱後、再結晶域
で５０％以上の圧延を行い、Ａｒ3 点以上から５〜１５
℃／秒の速度で４００〜６５０℃まで制御冷却する方法
（特開平５−２１４４４０号公報）。しかしながら、こ
の方法では低ＹＲ化が不十分である。
で５０％以上の圧延を行い、Ａｒ3 点以上から５〜１５
℃／秒の速度で４００〜６５０℃まで制御冷却する方法
（特開平５−２１４４４０号公報）。しかしながら、こ
の方法では低ＹＲ化が不十分である。
【００１１】圧延終了後、二相域から焼入れし焼戻し
を施す方法（特開昭６３−２８６５１７号公報）。この
方法は、製造コストが上昇する問題がある。
を施す方法（特開昭６３−２８６５１７号公報）。この
方法は、製造コストが上昇する問題がある。
【００１２】体積率１〜３０％の残留オーステナイト
を含み、セメンタイトがベイナイト相のフェライトラス
間に層状に分布する組織にする方法（特開平７−１０９
５４４号公報）。この組織は靭性が著しく低くなる問題
がある。
を含み、セメンタイトがベイナイト相のフェライトラス
間に層状に分布する組織にする方法（特開平７−１０９
５４４号公報）。この組織は靭性が著しく低くなる問題
がある。
【００１３】上記の従来技術をまとめると、靭性を備
え、安価で、かつ繰り返しひずみ後にも低ＹＲを保つ建
築用鋼材の製造方法の提供はこれまでなかったといえ
る。とくに、繰り返しひずみ後の性能（以後、「繰り返
し軟化硬化特性」という）について検討した例はみられ
ない。
え、安価で、かつ繰り返しひずみ後にも低ＹＲを保つ建
築用鋼材の製造方法の提供はこれまでなかったといえ
る。とくに、繰り返しひずみ後の性能（以後、「繰り返
し軟化硬化特性」という）について検討した例はみられ
ない。
【００１４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、繰り返し塑
性変形を受けても硬化せずに低ＹＲを維持し、かつ良好
な靭性をあわせ持つ安価な低降伏比鋼材およびその製造
方法を提供することを目的とする。具体的にはつぎの性
能を全て満たすことを目的とする。
性変形を受けても硬化せずに低ＹＲを維持し、かつ良好
な靭性をあわせ持つ安価な低降伏比鋼材およびその製造
方法を提供することを目的とする。具体的にはつぎの性
能を全て満たすことを目的とする。
【００１５】
１． ＹＳ≧３００ＭＰａ、ＴＳ≧４５０ＭＰａ
２． 初期ＹＲ≦０．８０、繰り返し軟化硬化特性（σ
100／σ1）≦１．０２ ３． シャルピー衝撃試験における破面遷移温度vＴs≦
−４０℃ 繰り返し軟化硬化特性の記号（σ100／σ1）の意味は、
実施例において説明する。
100／σ1）≦１．０２ ３． シャルピー衝撃試験における破面遷移温度vＴs≦
−４０℃ 繰り返し軟化硬化特性の記号（σ100／σ1）の意味は、
実施例において説明する。
【００１６】
【課題を解決するための手段】本発明者は、靱性を確保
しつつ、初期のＹＲを低く押さえると同時に、繰返しひ
ずみに対しＹＳが上昇しない、すなわち繰返し軟化特性
が良好になる製造条件、とくに圧延後の冷却条件の検討
を行った結果、つぎの事項を確認することができた。
しつつ、初期のＹＲを低く押さえると同時に、繰返しひ
ずみに対しＹＳが上昇しない、すなわち繰返し軟化特性
が良好になる製造条件、とくに圧延後の冷却条件の検討
を行った結果、つぎの事項を確認することができた。
【００１７】（ａ）熱間圧延後、フェライト相とオース
テナイト相の二相温度域から一定範囲の冷却速度で一定
温度まで冷却するとフェライト相およびベイナイト相、
またはフェライト相、ベイナイト相およびマルテンサイ
ト相からなる混合組織が得られ、低ＹＲ鋼材が得られ
る。
テナイト相の二相温度域から一定範囲の冷却速度で一定
温度まで冷却するとフェライト相およびベイナイト相、
またはフェライト相、ベイナイト相およびマルテンサイ
ト相からなる混合組織が得られ、低ＹＲ鋼材が得られ
る。
【００１８】（ｂ）繰り返し軟化硬化特性と靭性の両方
を確保するには、フェライト粒径を適切な範囲にする必
要がある。そのために、ＮｂとＴｉの両者の一方または
両方を一定以上含ませる。
を確保するには、フェライト粒径を適切な範囲にする必
要がある。そのために、ＮｂとＴｉの両者の一方または
両方を一定以上含ませる。
【００１９】（ｃ）繰り返し軟化硬化特性、初期ＹＲ、
および靭性の三者を同時に満足させる化学組成、圧延条
件、冷却開始温度、冷却速度、冷却停止温度等の製造条
件の範囲が存在する。
および靭性の三者を同時に満足させる化学組成、圧延条
件、冷却開始温度、冷却速度、冷却停止温度等の製造条
件の範囲が存在する。
【００２０】本発明は上記の事項をもとに現場試作を経
て完成されたもので、その要旨は下記の低降伏比鋼材お
よびその製造方法にある。
て完成されたもので、その要旨は下記の低降伏比鋼材お
よびその製造方法にある。
【００２１】（１）重量パーセントで、Ｃ：０．０７〜
０．１８％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．３〜２
％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下、Ｃｕ：０〜０．６
％、Ｎｂ：０〜０．１％、Ｔｉ：０〜０．１％、残部が
Ｆｅおよび不純物からなり、かつＮｂ＋Ｔｉが０．０１
〜０．１％である鋼の熱間圧延をＡｒ３ 点を超える温
度で終了し、フェライト相とオーステナイト相の二相温
度域７８０〜８４０℃まで放冷し、同温度域から冷却速
度５〜２０℃／秒で２００〜５００℃の温度域まで制御
冷却し、その後放冷する、フェライト相およびベイナイ
ト相、またはフェライト相、ベイナイト相およびマルテ
ンサイト相からなり、いずれの組織の場合もフェライト
粒の平均粒径が５〜４０μｍである低降伏比鋼材の製造
方法（〔発明１〕とする）。
０．１８％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．３〜２
％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下、Ｃｕ：０〜０．６
％、Ｎｂ：０〜０．１％、Ｔｉ：０〜０．１％、残部が
Ｆｅおよび不純物からなり、かつＮｂ＋Ｔｉが０．０１
〜０．１％である鋼の熱間圧延をＡｒ３ 点を超える温
度で終了し、フェライト相とオーステナイト相の二相温
度域７８０〜８４０℃まで放冷し、同温度域から冷却速
度５〜２０℃／秒で２００〜５００℃の温度域まで制御
冷却し、その後放冷する、フェライト相およびベイナイ
ト相、またはフェライト相、ベイナイト相およびマルテ
ンサイト相からなり、いずれの組織の場合もフェライト
粒の平均粒径が５〜４０μｍである低降伏比鋼材の製造
方法（〔発明１〕とする）。
【００２２】（２）重量パーセントで、Ｃ：０．０７〜
０．１８％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．３〜２
％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下、Ｃｕ：０〜０．６
％、Ｎｂ：０〜０．１％、Ｔｉ：０〜０．１％、残部が
Ｆｅおよび不純物からなり、かつＮｂ＋Ｔｉが０．０１
〜０．１％である鋼であって、その組織はフェライト相
およびベイナイト相、またはフェライト相、ベイナイト
相およびマルテンサイト相からなり、そのフェライト粒
の平均粒径がいずれの組織の場合も５〜４０μｍであ
り、さらに繰り返し軟化硬化特性（σ １００ ／σ １ ）が
下記式で与えられる関係を満足する低降伏比鋼材（〔発
明２〕とする）。σ １００ ／σ １ ≦１．０２ ここで、σ １ およびσ １００ は、歪み制御下で歪み
範囲２％の完全両振り三角形波形を１００波負荷したと
きの、それぞれ１波目および１００波目の引張り歪み１
％での応力を表す。
０．１８％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．３〜２
％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下、Ｃｕ：０〜０．６
％、Ｎｂ：０〜０．１％、Ｔｉ：０〜０．１％、残部が
Ｆｅおよび不純物からなり、かつＮｂ＋Ｔｉが０．０１
〜０．１％である鋼であって、その組織はフェライト相
およびベイナイト相、またはフェライト相、ベイナイト
相およびマルテンサイト相からなり、そのフェライト粒
の平均粒径がいずれの組織の場合も５〜４０μｍであ
り、さらに繰り返し軟化硬化特性（σ １００ ／σ １ ）が
下記式で与えられる関係を満足する低降伏比鋼材（〔発
明２〕とする）。σ １００ ／σ １ ≦１．０２ ここで、σ １ およびσ １００ は、歪み制御下で歪み
範囲２％の完全両振り三角形波形を１００波負荷したと
きの、それぞれ１波目および１００波目の引張り歪み１
％での応力を表す。
【００２３】上記において、「鋼材」は厚鋼板、熱延鋼
板、棒鋼、鍛鋼品等が該当する。
板、棒鋼、鍛鋼品等が該当する。
【００２４】「フェライト相とオーステナイト相の二相
温度域７８０〜８４０℃」は、二相温度域のうちの７８
０〜８４０℃の温度域をさす。
温度域７８０〜８４０℃」は、二相温度域のうちの７８
０〜８４０℃の温度域をさす。
【００２５】「ベイナイト相」は上部ベイナイト相と下
部ベイナイト相の両方を含む。フェライト相とベイナイ
ト相の２相組織の場合のベイナイト相は上部ベイナイト
相が主体であり、フェライト相、ベイナイト相およびマ
ルテンサイト相におけるベイナイト相は下部ベイナイト
相と上部ベイナイト相が混合したものか、または下部ベ
イナイト相が主体である。
部ベイナイト相の両方を含む。フェライト相とベイナイ
ト相の２相組織の場合のベイナイト相は上部ベイナイト
相が主体であり、フェライト相、ベイナイト相およびマ
ルテンサイト相におけるベイナイト相は下部ベイナイト
相と上部ベイナイト相が混合したものか、または下部ベ
イナイト相が主体である。
【００２６】温度はとくにことわらない限り、鋼材の中
心部と表面の中間点、たとえば厚鋼板の場合は、板幅方
向の温度変化は無視して、板厚１／４位置での温度をさ
す。また、冷却速度も同様に中間点、すなわち厚鋼板の
場合は板厚１／４位置での冷却速度とする。
心部と表面の中間点、たとえば厚鋼板の場合は、板幅方
向の温度変化は無視して、板厚１／４位置での温度をさ
す。また、冷却速度も同様に中間点、すなわち厚鋼板の
場合は板厚１／４位置での冷却速度とする。
【００２７】つぎに、上記の発明を完成させる基となっ
た研究の内容について詳細に説明する。
た研究の内容について詳細に説明する。
【００２８】供試鋼としては、Ｃ：０．０９％、Ｓｉ：
０．４５％、Ｍｎ：１．０％、Ｎｂ：０．０１５％、Ｔ
ｉ：０．０３５％、sol.Ａｌ：０．０２５％を含む鋼
（Ａｒ3 点８０２℃）を用いた。この鋼を１１００℃に
加熱後、再結晶温度域（ほぼ９５０℃以上）で７０％の
圧下率を付与し、仕上げ温度８８０℃にて板厚２５ｍｍ
に圧延し、７４０〜８８０℃の温度域まで空冷し、同温
度域から冷却速度３〜２５℃／秒で冷却し、１００〜６
００℃の温度域で冷却を停止し、放冷後、性能を調査し
た。
０．４５％、Ｍｎ：１．０％、Ｎｂ：０．０１５％、Ｔ
ｉ：０．０３５％、sol.Ａｌ：０．０２５％を含む鋼
（Ａｒ3 点８０２℃）を用いた。この鋼を１１００℃に
加熱後、再結晶温度域（ほぼ９５０℃以上）で７０％の
圧下率を付与し、仕上げ温度８８０℃にて板厚２５ｍｍ
に圧延し、７４０〜８８０℃の温度域まで空冷し、同温
度域から冷却速度３〜２５℃／秒で冷却し、１００〜６
００℃の温度域で冷却を停止し、放冷後、性能を調査し
た。
【００２９】表１〜表３は、それぞれ繰返し軟化特性、
初期ＹＲ、および靱性の評価結果を示す。
初期ＹＲ、および靱性の評価結果を示す。
【００３０】
【表１】
【００３１】
【表２】
【００３２】
【表３】
【００３３】表１〜表３より、繰り返し軟化硬化特性、
初期ＹＲ、および靭性の三者を同時に満足させるために
は、冷却開始温度は７８０〜８４０℃、また冷却停止温
度下限は２００℃〜５００℃とすることが適切であるこ
とが分かる。
初期ＹＲ、および靭性の三者を同時に満足させるために
は、冷却開始温度は７８０〜８４０℃、また冷却停止温
度下限は２００℃〜５００℃とすることが適切であるこ
とが分かる。
【００３４】冷却開始温度下限は、表１に示した繰返し
軟化特性の確保のために７８０℃が適切である。冷却開
始温度上限は、表２に示す初期ＹＲ値の確保のために８
４０℃が適切であるといえる。また、表３に示すよう
に、靱性確保の観点から冷却停止温度下限は２００℃と
すべきである。冷却停止温度上限については初期ＹＲの
確保のために５００℃とした。
軟化特性の確保のために７８０℃が適切である。冷却開
始温度上限は、表２に示す初期ＹＲ値の確保のために８
４０℃が適切であるといえる。また、表３に示すよう
に、靱性確保の観点から冷却停止温度下限は２００℃と
すべきである。冷却停止温度上限については初期ＹＲの
確保のために５００℃とした。
【００３５】
【発明の実施の形態】つぎに本発明を上記のように限定
した理由について説明する。以後の説明において合金元
素についての「％」は「重量％」をあらわす。
した理由について説明する。以後の説明において合金元
素についての「％」は「重量％」をあらわす。
【００３６】１．化学組成
Ｃ：０．０７〜０．１８％
ベイナイト相の十分な比率を確保するためにＣの下限は
０．０７％とする。Ｃがこれを下回ると、フェライト比
率が高すぎ必要なＴＳを得ることができない。一方、Ｃ
が０．１８％を超えると溶接割れが生じやすくなり、溶
接施工が困難となり、構造用鋼としての使用範囲が著し
く限定されるので上限は０．１８％とする。強度と耐溶
接割れ性の両者ともに良好な範囲とするには、０．０８
〜０．１６％とすることが望ましい。
０．０７％とする。Ｃがこれを下回ると、フェライト比
率が高すぎ必要なＴＳを得ることができない。一方、Ｃ
が０．１８％を超えると溶接割れが生じやすくなり、溶
接施工が困難となり、構造用鋼としての使用範囲が著し
く限定されるので上限は０．１８％とする。強度と耐溶
接割れ性の両者ともに良好な範囲とするには、０．０８
〜０．１６％とすることが望ましい。
【００３７】Ｓｉ：０．６％以下
Ｓｉは脱酸のために添加するが鋼中に留まらなくてもよ
い。しかし、脱酸を確実に行い、より脱酸力の強いＡｌ
のロスを防止し、かつ強度を上昇させるためには０．０
５％以上含むことが望ましい。一方、Ｓｉが０．６％を
超えると破壊靭性の劣化が著しく生じるのでＳｉの上限
は０．６％とする。強度と靭性をともに良好にするには
０．１５〜０．５％とすることが望ましい。
い。しかし、脱酸を確実に行い、より脱酸力の強いＡｌ
のロスを防止し、かつ強度を上昇させるためには０．０
５％以上含むことが望ましい。一方、Ｓｉが０．６％を
超えると破壊靭性の劣化が著しく生じるのでＳｉの上限
は０．６％とする。強度と靭性をともに良好にするには
０．１５〜０．５％とすることが望ましい。
【００３８】Ｍｎ：０．３〜２％
Ｍｎは、構造用鋼としての強度を保証する上で必要であ
る。Ｍｎが０．３％未満では強度が不足するので０．３
％を下限とする。一方、Ｍｎが２％を超えると厳重な溶
接割れ防止対策が必要となり、構造用鋼としての使用が
著しく限定されるので２％以下とする。強度と耐溶接割
れ性の両者のより良好な均衡を図るためには０．５〜
１．８％とすることが望ましい。
る。Ｍｎが０．３％未満では強度が不足するので０．３
％を下限とする。一方、Ｍｎが２％を超えると厳重な溶
接割れ防止対策が必要となり、構造用鋼としての使用が
著しく限定されるので２％以下とする。強度と耐溶接割
れ性の両者のより良好な均衡を図るためには０．５〜
１．８％とすることが望ましい。
【００３９】sol.Ａｌ：０．１％以下
Ａｌは脱酸のために添加するが、鋼中に留まらなくても
よい。しかし、鋼中に留まった微量のsol.Ａｌは組織を
微細化し靭性を向上させる作用があるので、sol.Ａｌ、
すなわち酸化物以外の形態で鋼中に留まるＡｌは０．０
０５％以上とすることが望ましい。一方、０．１％を超
えると破壊靭性が低下し、かつ鋼の清浄度が劣化し伸び
絞り等の延性も低下するので鋼中に留まるsol.Ａｌの上
限は０．１％とする。靭性上からは０．０１〜０．０５
％とすることがより望ましい。
よい。しかし、鋼中に留まった微量のsol.Ａｌは組織を
微細化し靭性を向上させる作用があるので、sol.Ａｌ、
すなわち酸化物以外の形態で鋼中に留まるＡｌは０．０
０５％以上とすることが望ましい。一方、０．１％を超
えると破壊靭性が低下し、かつ鋼の清浄度が劣化し伸び
絞り等の延性も低下するので鋼中に留まるsol.Ａｌの上
限は０．１％とする。靭性上からは０．０１〜０．０５
％とすることがより望ましい。
【００４０】これまで説明した合金元素は必ず含まれな
ければならない。つぎに説明するＮｂとＴｉは両方とも
に含まれる必要はないが、少なくとも一方は必ず含まな
ければならない。
ければならない。つぎに説明するＮｂとＴｉは両方とも
に含まれる必要はないが、少なくとも一方は必ず含まな
ければならない。
【００４１】Ｎｂ：０〜０．１％
ＮｂはＴｉが含まれている場合は無添加でもよい。Ｎｂ
はオーステナイト粒径を微細化し靭性を向上し、強度上
昇にも有効であるので、高強度鋼とする場合は含ませ
る。０．０１％未満ではこれらの効果は小さいので含有
させる場合には０．００５％以上とすることが望まし
い。一方、０．１％を超えると靭性劣化が著しいので上
限は０．１％とする。より良好な靭性確保のためには
０．０１〜０．０５％とすることが望ましい。
はオーステナイト粒径を微細化し靭性を向上し、強度上
昇にも有効であるので、高強度鋼とする場合は含ませ
る。０．０１％未満ではこれらの効果は小さいので含有
させる場合には０．００５％以上とすることが望まし
い。一方、０．１％を超えると靭性劣化が著しいので上
限は０．１％とする。より良好な靭性確保のためには
０．０１〜０．０５％とすることが望ましい。
【００４２】Ｔｉ：０〜０．１％
Ｔｉは、Ｎｂを含む場合には無添加でもよい。Ｔｉは後
記する熱間圧延前のスラブ加熱時のオーステナイト粒の
粗大化抑制し靭性向上に有効である。また溶接熱影響部
の靭性を確保するためにも有効である。これらの効果を
積極的に得る場合にはＴｉを含ませる。０．００５％未
満のときには上記効果は小さいので含有させる場合には
０．００５％以上とすることが望ましい。一方、０．１
％を超えると靭性が著しく低下するので、上限は０．１
％とする。さらに良好な靭性を得るためには０．０１〜
０．０５％とすることが望ましい。
記する熱間圧延前のスラブ加熱時のオーステナイト粒の
粗大化抑制し靭性向上に有効である。また溶接熱影響部
の靭性を確保するためにも有効である。これらの効果を
積極的に得る場合にはＴｉを含ませる。０．００５％未
満のときには上記効果は小さいので含有させる場合には
０．００５％以上とすることが望ましい。一方、０．１
％を超えると靭性が著しく低下するので、上限は０．１
％とする。さらに良好な靭性を得るためには０．０１〜
０．０５％とすることが望ましい。
【００４３】Ｎｂ＋Ｔｉ：０．０１〜０．１％
Ｎｂ＋Ｔｉが０．０１％未満のときには、後記する圧延
仕上げ温度をＡｒ3 点を超える温度とすると二相温度域
７４０〜８４０℃まで放冷したときフェライト平均粒径
が４０μｍを超え、靭性が劣化する。一方、０．１％を
超えるとフェライト粒径が微細となりすぎ繰り返し軟化
硬化特性が劣化するので０．１％以下とする。靭性およ
び繰り返し軟化硬化特性をともに良好にするには０．０
３５％超、０．０７５％以下とすることが望ましい。
仕上げ温度をＡｒ3 点を超える温度とすると二相温度域
７４０〜８４０℃まで放冷したときフェライト平均粒径
が４０μｍを超え、靭性が劣化する。一方、０．１％を
超えるとフェライト粒径が微細となりすぎ繰り返し軟化
硬化特性が劣化するので０．１％以下とする。靭性およ
び繰り返し軟化硬化特性をともに良好にするには０．０
３５％超、０．０７５％以下とすることが望ましい。
【００４４】つぎに説明する合金元素のＣｕおよびＣｒ
はともに無添加でもよい任意元素である。
はともに無添加でもよい任意元素である。
【００４５】Ｃｕ：０〜０．６％
Ｃｕは添加しなくてよい。しかし、Ｃｕは靭性を大きく
劣化させずに強度を向上できるので、溶接性の観点から
Ｃを下げて強度を確保する場合には含ませる。０．６％
を超えると、連続鋳造スラブの表面性状が劣化するの
で、含ませる場合には０．６％以下とする。強度上昇と
表面性状を両立させるためには０．１５〜０．４％とす
ることが望ましい。
劣化させずに強度を向上できるので、溶接性の観点から
Ｃを下げて強度を確保する場合には含ませる。０．６％
を超えると、連続鋳造スラブの表面性状が劣化するの
で、含ませる場合には０．６％以下とする。強度上昇と
表面性状を両立させるためには０．１５〜０．４％とす
ることが望ましい。
【００４６】Ｃｒ：０〜０．６％
Ｃｒは添加しなくてよい。しかし、Ｃｒは焼入性を高め
るので肉厚が厚い鋼材を製造する場合には含ませる。
０．６％を超えると焼入性が過大となり溶接性が劣化す
るので、含ませる場合には０．６％以下とする。溶接性
および強度と靭性の両方をともに高める場合には０．１
５〜０．４％とすることが望ましい。
るので肉厚が厚い鋼材を製造する場合には含ませる。
０．６％を超えると焼入性が過大となり溶接性が劣化す
るので、含ませる場合には０．６％以下とする。溶接性
および強度と靭性の両方をともに高める場合には０．１
５〜０．４％とすることが望ましい。
【００４７】２．熱間圧延および冷却方法
熱間圧延終了温度がＡｒ3 以下になると、フェライト粒
が加工され硬化されるので低ＹＲとすることができず、
またフェライト粒径が微細になり良好な繰り返し軟化硬
化特性を得ることができない。フェライト粒径が微細に
なり過ぎないようにするためには、熱間圧延終了温度は
（Ａｒ3 点＋１５℃）以上とすることが望ましい。
が加工され硬化されるので低ＹＲとすることができず、
またフェライト粒径が微細になり良好な繰り返し軟化硬
化特性を得ることができない。フェライト粒径が微細に
なり過ぎないようにするためには、熱間圧延終了温度は
（Ａｒ3 点＋１５℃）以上とすることが望ましい。
【００４８】“熱間圧延終了後フェライト相およびオー
ステナイト相の２相温度域７８０〜８４０℃まで放冷
し、同温度域から冷却を開始する”のは、冷却において
オーステナイト相からベイナイト相またはベイナイト相
とマルテンサイト相を生成させてフェライト相とベイナ
イト相の二相組織、またはフェライト相、ベイナイト
相、マルテンサイト相の三相組織にするためである。熱
間圧延後に放冷するのは、上記の化学組成の範囲の鋼に
フェライト相を生成させ、かつ温度の監視が容易に行え
るからである。
ステナイト相の２相温度域７８０〜８４０℃まで放冷
し、同温度域から冷却を開始する”のは、冷却において
オーステナイト相からベイナイト相またはベイナイト相
とマルテンサイト相を生成させてフェライト相とベイナ
イト相の二相組織、またはフェライト相、ベイナイト
相、マルテンサイト相の三相組織にするためである。熱
間圧延後に放冷するのは、上記の化学組成の範囲の鋼に
フェライト相を生成させ、かつ温度の監視が容易に行え
るからである。
【００４９】冷却開始温度が７８０℃未満のときは、ベ
イナイト相が硬くなりすぎ繰り返しひずみを受けたとき
フェライト相にのみひずみが集中し、加工硬化が促進さ
れ繰り返し軟化硬化特性が悪くなり、後記するσ100／
σ1が１．０を超えてしまう。すなわち、数回のゆれの
後の危険波の際に塑性変形能が不足する場合がある。一
方、８４０℃を超えると初析フェライト相の成長が十分
でなく初期ＹＲが目標値以下にならない。そこで、冷却
開始温度は７８０〜８４０℃とする。
イナイト相が硬くなりすぎ繰り返しひずみを受けたとき
フェライト相にのみひずみが集中し、加工硬化が促進さ
れ繰り返し軟化硬化特性が悪くなり、後記するσ100／
σ1が１．０を超えてしまう。すなわち、数回のゆれの
後の危険波の際に塑性変形能が不足する場合がある。一
方、８４０℃を超えると初析フェライト相の成長が十分
でなく初期ＹＲが目標値以下にならない。そこで、冷却
開始温度は７８０〜８４０℃とする。
【００５０】冷却速度が、５℃／秒未満では実質的に冷
却の効果がなく、一方、２０℃／秒を超えるとベイナイ
ト相が抑制されマルテンサイト相が主体となり、繰り返
し軟化硬化特性が悪くなるので、冷却速度は５〜２０℃
／秒とする。
却の効果がなく、一方、２０℃／秒を超えるとベイナイ
ト相が抑制されマルテンサイト相が主体となり、繰り返
し軟化硬化特性が悪くなるので、冷却速度は５〜２０℃
／秒とする。
【００５１】冷却停止温度が２００℃未満のときは靭性
に有害な島状マルテンサイトが生成し、一方、５００℃
を超えると生成するベイナイト相の硬さが低くなりＴＳ
が低下し、かつフェライト相との硬度差が小さくなり低
ＹＲとならないので、冷却停止温度は２００〜５００℃
とする。
に有害な島状マルテンサイトが生成し、一方、５００℃
を超えると生成するベイナイト相の硬さが低くなりＴＳ
が低下し、かつフェライト相との硬度差が小さくなり低
ＹＲとならないので、冷却停止温度は２００〜５００℃
とする。
【００５２】３．組織
本発明では上記の化学組成および製造方法を適用するこ
とにより組織をフェライト相およびベイナイト相の二相
組織、またはフェライト相、ベイナイト相、およびマル
テンサイト相の三相組織とする。これは、強度の高いベ
イナイト相またはベイナイト相とマルテンサイト相に強
度が相対的に低いフェライト相を連結するよう配置し、
低ＹＲを実現させるためである。
とにより組織をフェライト相およびベイナイト相の二相
組織、またはフェライト相、ベイナイト相、およびマル
テンサイト相の三相組織とする。これは、強度の高いベ
イナイト相またはベイナイト相とマルテンサイト相に強
度が相対的に低いフェライト相を連結するよう配置し、
低ＹＲを実現させるためである。
【００５３】上記の二相または三相組織のいずれにおい
てもフェライト粒の平均粒径が４０μｍを超えると靭性
が低下し、一方、５μｍ未満では繰り返し軟化硬化特性
が劣化するので、フェライト粒の平均粒径は５〜４０μ
ｍとする。フェライト粒の平均粒径は光学顕微鏡観察に
より、倍率１００倍程度の５〜１０視野において測定し
簡単に求めることができる。
てもフェライト粒の平均粒径が４０μｍを超えると靭性
が低下し、一方、５μｍ未満では繰り返し軟化硬化特性
が劣化するので、フェライト粒の平均粒径は５〜４０μ
ｍとする。フェライト粒の平均粒径は光学顕微鏡観察に
より、倍率１００倍程度の５〜１０視野において測定し
簡単に求めることができる。
【００５４】
【実施例】つぎに実施例により本発明の効果を説明す
る。
る。
【００５５】表４は、供試鋼の化学組成を示す。
【００５６】
【表４】
【００５７】これらの鋼を転炉で溶製し、連続鋳造によ
り２４０ｍｍ厚スラブとした後、１１９０℃に加熱し、
熱間圧延し最終板厚３０ｍｍ、５０ｍｍおよび６０ｍｍ
の厚鋼板に８８０℃に仕上げた。この仕上げ温度は、表
４の鋼番号のいずれのＡｒ3点よりも高い。熱間圧延に
おける９５０℃以上の温度域における累積圧下率は、板
厚３０ｍｍの場合は６７％、板厚５０ｍｍと板厚６０ｍ
ｍは６０％とした。
り２４０ｍｍ厚スラブとした後、１１９０℃に加熱し、
熱間圧延し最終板厚３０ｍｍ、５０ｍｍおよび６０ｍｍ
の厚鋼板に８８０℃に仕上げた。この仕上げ温度は、表
４の鋼番号のいずれのＡｒ3点よりも高い。熱間圧延に
おける９５０℃以上の温度域における累積圧下率は、板
厚３０ｍｍの場合は６７％、板厚５０ｍｍと板厚６０ｍ
ｍは６０％とした。
【００５８】表５は熱間圧延後の冷却条件および組織を
示す。
示す。
【００５９】
【表５】
【００６０】性能の調査は、下記により行った。
【００６１】初期ＹＲは引張試験（JIS Z2241 : 試験片
JIS Z 2201 4号試験片）により、ＹＳ、ＴＳから求め
た。試験片採取位置は板厚の１／４位置とし、方向は圧
延長手方向に一致させた。
JIS Z 2201 4号試験片）により、ＹＳ、ＴＳから求め
た。試験片採取位置は板厚の１／４位置とし、方向は圧
延長手方向に一致させた。
【００６２】繰り返し軟化硬化特性は、丸棒試験片（平
行部直径６ｍｍ、ゲージ長１５ｍｍ）にひずみ制御下で
ひずみ範囲△ε＝２％の完全両振り三角形波形を１００
波負荷し、つぎに述べる方法で評価した。１波目の引張
りひずみ１％（最大ひずみ）での応力σ1 と１００波め
の引張りひずみ１％（最大ひずみ）での応力σ100 との
比、σ100／σ1により繰り返し軟化硬化特性の指標とし
た。
行部直径６ｍｍ、ゲージ長１５ｍｍ）にひずみ制御下で
ひずみ範囲△ε＝２％の完全両振り三角形波形を１００
波負荷し、つぎに述べる方法で評価した。１波目の引張
りひずみ１％（最大ひずみ）での応力σ1 と１００波め
の引張りひずみ１％（最大ひずみ）での応力σ100 との
比、σ100／σ1により繰り返し軟化硬化特性の指標とし
た。
【００６３】靭性は、シャルピー衝撃試験（JIS Z 2242
: 試験片 JIS Z 2202 4号試験片）により評価した。
: 試験片 JIS Z 2202 4号試験片）により評価した。
【００６４】これらの試験結果を表５に示す。
【００６５】比較例である試験番号１０は冷却開始温度
が高すぎたために初期ＹＲが高くなり、試験番号１１
は、逆に冷却開始温度が低すぎて、初期ＹＲは低いもの
の繰り返し軟化硬化特性が高くなった。試験番号１２は
冷却速度が本発明の範囲より小さいために靭性が劣化
し、逆に、試験番号１３は冷却速度が本発明の範囲より
大となり初期ＹＲが高すぎる結果となった。試験番号１
４は冷却停止温度が本発明の範囲より高いために初期Ｙ
Ｒが目標範囲に入らず、また試験番号１５は冷却停止温
度が低すぎて靭性が劣化した。試験番号１６は鋼材番号
５を用いた試験であるが、ＴｉもＮｂも含まないために
組織が粗くなり靭性が低下する結果となった。
が高すぎたために初期ＹＲが高くなり、試験番号１１
は、逆に冷却開始温度が低すぎて、初期ＹＲは低いもの
の繰り返し軟化硬化特性が高くなった。試験番号１２は
冷却速度が本発明の範囲より小さいために靭性が劣化
し、逆に、試験番号１３は冷却速度が本発明の範囲より
大となり初期ＹＲが高すぎる結果となった。試験番号１
４は冷却停止温度が本発明の範囲より高いために初期Ｙ
Ｒが目標範囲に入らず、また試験番号１５は冷却停止温
度が低すぎて靭性が劣化した。試験番号１６は鋼材番号
５を用いた試験であるが、ＴｉもＮｂも含まないために
組織が粗くなり靭性が低下する結果となった。
【００６６】これらに対して、本発明例である試験番号
１〜９は、鋼の組成、冷却条件のいずれも本発明の範囲
内にあるので、初期ＹＲ、繰り返し軟化硬化特性、靭性
の全てが目標性能に達した。
１〜９は、鋼の組成、冷却条件のいずれも本発明の範囲
内にあるので、初期ＹＲ、繰り返し軟化硬化特性、靭性
の全てが目標性能に達した。
【００６７】
【発明の効果】 本発明によれば、鋼の組成と冷却条件
を制御することにより、初期ＹＲを低く保ち、繰り返し
負荷を受けても硬化しない、高靭性の鋼材を安価に提供
できる。本発明方法で製造された鋼材を各種の建造物に
使用すれば、地震の際にも、塑性変形能不足で破断する
ことなく優れた耐久性を示すので、今後の耐震性建造物
用鋼材として重要な役割を担うこととなる。
を制御することにより、初期ＹＲを低く保ち、繰り返し
負荷を受けても硬化しない、高靭性の鋼材を安価に提供
できる。本発明方法で製造された鋼材を各種の建造物に
使用すれば、地震の際にも、塑性変形能不足で破断する
ことなく優れた耐久性を示すので、今後の耐震性建造物
用鋼材として重要な役割を担うこととなる。
フロントページの続き
(56)参考文献 特開 平１−301819（ＪＰ，Ａ)
特開 昭64−47815（ＪＰ，Ａ)
特開 平２−267222（ＪＰ，Ａ)
特開 平３−285013（ＪＰ，Ａ)
特開 平９−291310（ＪＰ，Ａ)
特開 平10−96024（ＪＰ，Ａ)
佐伯英一郎、杉沢充、山口種美、望月
晴雄、和田章，低降伏点鋼の低サイクル
疲労特性に関する研究，日本建築学会構
造系論文集，日本，1995年６月30日,
472，Ｐ．139−147
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C21D 8/00 - 8/10
C22C 38/00 - 38/60
Claims (2)
- 【請求項１】重量パーセントで、Ｃ：０．０７〜０．１
８％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．３〜２％、ｓｏ
ｌ．Ａｌ：０．１％以下、Ｃｕ：０〜０．６％、Ｎｂ：
０〜０．１％、Ｔｉ：０〜０．１％、残部がＦｅおよび
不純物からなり、かつＮｂ＋Ｔｉが０．０１〜０．１％
である鋼の熱間圧延をＡｒ３ 点を超える温度で終了
し、フェライト相とオーステナイト相の二相温度域７８
０〜８４０℃まで放冷し、同温度域から冷却速度５〜２
０℃／秒で２００〜５００℃の温度域まで制御冷却し、
その後放冷することを特徴とする、フェライト相および
ベイナイト相、またはフェライト相、ベイナイト相およ
びマルテンサイト相からなり、そのフェライト粒の平均
粒径がいずれの組織の場合も５〜４０μｍである低降伏
比鋼材の製造方法。 - 【請求項２】重量パーセントで、Ｃ：０．０７〜０．１
８％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．３〜２％、ｓｏ
ｌ．Ａｌ：０．１％以下、Ｃｕ：０〜０．６％、Ｎｂ：
０〜０．１％、Ｔｉ：０〜０．１％、残部がＦｅおよび
不純物からなり、かつＮｂ＋Ｔｉが０．０１〜０．１％
である鋼であって、その組織はフェライト相およびベイ
ナイト相、またはフェライト相、ベイナイト相およびマ
ルテンサイト相からなり、いずれの組織の場合もフェラ
イト粒の平均粒径が５〜４０μｍであり、さらに繰り返
し軟化硬化特性（σ １００ ／σ １ ）が下記式で与えられ
る関係を満足することを特徴とする低降伏比鋼材。σ １００ ／σ １ ≦１．０２ ここで、σ １ およびσ １００ は、歪み制御下で歪み
範囲２％の完全両振り三角形波形を１００波負荷したと
きの、それぞれ１波目および１００波目の引張り歪み１
％での応力を表す。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP07104697A JP3371744B2 (ja) | 1997-03-25 | 1997-03-25 | 低降伏比鋼材およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP07104697A JP3371744B2 (ja) | 1997-03-25 | 1997-03-25 | 低降伏比鋼材およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10265844A JPH10265844A (ja) | 1998-10-06 |
| JP3371744B2 true JP3371744B2 (ja) | 2003-01-27 |
Family
ID=13449200
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP07104697A Expired - Fee Related JP3371744B2 (ja) | 1997-03-25 | 1997-03-25 | 低降伏比鋼材およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3371744B2 (ja) |
Families Citing this family (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3869747B2 (ja) * | 2002-04-09 | 2007-01-17 | 新日本製鐵株式会社 | 変形性能に優れた高強度鋼板、高強度鋼管および製造方法 |
| JP3863818B2 (ja) * | 2002-07-10 | 2006-12-27 | 新日本製鐵株式会社 | 低降伏比型鋼管 |
| JP4571928B2 (ja) * | 2006-09-01 | 2010-10-27 | 新日本製鐵株式会社 | 低降伏比型鋼管 |
| JP5811591B2 (ja) * | 2011-05-24 | 2015-11-11 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐圧潰性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度ラインパイプ及びその製造方法 |
| JP5751013B2 (ja) * | 2011-05-24 | 2015-07-22 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐圧潰性および耐サワー性に優れた高強度ラインパイプの製造方法 |
| JP5751012B2 (ja) * | 2011-05-24 | 2015-07-22 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐圧潰性および耐サワー性に優れた高強度ラインパイプの製造方法 |
-
1997
- 1997-03-25 JP JP07104697A patent/JP3371744B2/ja not_active Expired - Fee Related
Non-Patent Citations (1)
| Title |
|---|
| 佐伯英一郎、杉沢充、山口種美、望月晴雄、和田章，低降伏点鋼の低サイクル疲労特性に関する研究，日本建築学会構造系論文集，日本，１９９５年６月３０日，４７２，Ｐ．１３９−１４７ |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH10265844A (ja) | 1998-10-06 |
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