JP3451007B2 - 降伏強さが低く、且つ、降伏強さの異方性が少ない構造用鋼およびその製造方法 - Google Patents
降伏強さが低く、且つ、降伏強さの異方性が少ない構造用鋼およびその製造方法Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】建築などの鋼構造物に用いら
れる、降伏強さが低く、且つ、降伏強さの異方性が少な
い構造用鋼およびその製造方法に関するものである。好
ましくは、降伏強さが２００ＭＰａ以下、更に好ましく
は、降伏強さが１４０ＭＰａ以下の鋼およびその製造方
法に関する。
れる、降伏強さが低く、且つ、降伏強さの異方性が少な
い構造用鋼およびその製造方法に関するものである。好
ましくは、降伏強さが２００ＭＰａ以下、更に好ましく
は、降伏強さが１４０ＭＰａ以下の鋼およびその製造方
法に関する。
【０００２】
【従来の技術】建築構造物が地震に遭遇した際に、地震
のエネルギーを部材の塑性変形により吸収し、構造物全
体としての健全性を確保する観点から、降伏強さが低
く、高伸びを有する鋼に関する知見がこれまでに、開示
されている。
のエネルギーを部材の塑性変形により吸収し、構造物全
体としての健全性を確保する観点から、降伏強さが低
く、高伸びを有する鋼に関する知見がこれまでに、開示
されている。
【０００３】特開平５−２１４４４２号公報では、Ｃ：
０．００５％以下、Ｓｉ：０．０４％以下、Ｍｎ：０．
２０％以下、Ｔｉ：０．０３〜０．０７％、Ａｌ：０．
０６０％以下、Ｎ：０．００４％以下で、熱間圧延と熱
処理の条件を規定することにより降伏強さが低く、伸び
の高い構造用鋼が製造できることが示されている。
０．００５％以下、Ｓｉ：０．０４％以下、Ｍｎ：０．
２０％以下、Ｔｉ：０．０３〜０．０７％、Ａｌ：０．
０６０％以下、Ｎ：０．００４％以下で、熱間圧延と熱
処理の条件を規定することにより降伏強さが低く、伸び
の高い構造用鋼が製造できることが示されている。
【０００４】また、特開平６−２３５０４２号公報で
は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、固溶Ｎの上限を規
定した上で、平均粒径が１〜３０μｍの六方晶ＢＮ粒子
を０．０１〜０．２５％含有する鋼において、極めて低
い降伏強さが実現できることが記載されている。
は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、固溶Ｎの上限を規
定した上で、平均粒径が１〜３０μｍの六方晶ＢＮ粒子
を０．０１〜０．２５％含有する鋼において、極めて低
い降伏強さが実現できることが記載されている。
【０００５】このうち、特開平５−２１４４４２号公報
で開示された技術はＴｉの炭窒化物を形成し、降伏強さ
を低くすることに効果があるが、粗大な析出物が生成し
やすいために伸びの向上には限度がある。
で開示された技術はＴｉの炭窒化物を形成し、降伏強さ
を低くすることに効果があるが、粗大な析出物が生成し
やすいために伸びの向上には限度がある。
【０００６】また、 特開平６−２３５０４２号公報に
開示された技術においてはすべり変形を生じ易い六方晶
析出物により降伏強すを低くすることができるが、析出
物起点のミクロボイドが生成しやすいために伸びの向上
には限度があり、また、板厚方向にＢＮを粒子を均一に
分散させ、板厚方向全体にわたって降伏強さを低く抑え
ることは困難である。
開示された技術においてはすべり変形を生じ易い六方晶
析出物により降伏強すを低くすることができるが、析出
物起点のミクロボイドが生成しやすいために伸びの向上
には限度があり、また、板厚方向にＢＮを粒子を均一に
分散させ、板厚方向全体にわたって降伏強さを低く抑え
ることは困難である。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、降伏強さを
低く押さえた上で、さらに降伏強さの異方性が少ない鋼
およびその製造法を提供することにある。
低く押さえた上で、さらに降伏強さの異方性が少ない鋼
およびその製造法を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明は上記課題を解決
するためになされたものであり、降伏強さを低く保ち、
且つ、降伏強さの異方性を少なくするためには炭窒化物
形成元素の量および形態を制御する必要があるとの知見
に基づいたものである。
するためになされたものであり、降伏強さを低く保ち、
且つ、降伏強さの異方性を少なくするためには炭窒化物
形成元素の量および形態を制御する必要があるとの知見
に基づいたものである。
【０００９】本発明の要旨は次のとおりである。
【００１０】（１） 重量％で、
Ｃ ：０．００５％以下、
Ｓｉ：０．０４％以下、
Ｍｎ：０．４％以下、
Ｐ ：０．０２％以下、
Ｓ ：０．０２％以下、
Ａｌ：０．０６％以下、
Ｎ ：０．００４％以下、
Ｔｉ：０．０００３〜０．０３％未満、
Ｎｂ：０．００２〜０．０１％未満、
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼に
おいて、固溶Ｃと固溶Ｎの合計が０．００６％以下であ
り、かつ、Ｔｉ炭窒化物、Ｎｂ炭窒化物の１種または２
種の微小炭窒化物を含有することを特徴とする、降伏強
さが低く、且つ、降伏強さの異方性が少ない構造用鋼。
おいて、固溶Ｃと固溶Ｎの合計が０．００６％以下であ
り、かつ、Ｔｉ炭窒化物、Ｎｂ炭窒化物の１種または２
種の微小炭窒化物を含有することを特徴とする、降伏強
さが低く、且つ、降伏強さの異方性が少ない構造用鋼。
【００１１】（２） 重量％で、
Ｃ ：０．００５％以下、
Ｓｉ：０．０４％以下、
Ｍｎ：０．４％以下、
Ｐ ：０．０２％以下、
Ｓ ：０．０２％以下、
Ａｌ：０．０６％以下、
Ｎ ：０．００４％以下、
Ｔｉ：０．００３〜０．０３％未満、
Ｎｂ：０．００２〜０．０１％未満、
Ｖ ：０．００２〜０．０６％未満、
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼に
おいて、固溶Ｃと固溶Ｎの合計が０．００６％以下であ
り、かつ、Ｔｉ炭窒化物、Ｎｂ炭窒化物、Ｖ炭窒化物の
１種または２種以上の微小炭窒化物を含有することを特
徴とする、降伏強さが低く、且つ、降伏強さの異方性が
少ない構造用鋼。
おいて、固溶Ｃと固溶Ｎの合計が０．００６％以下であ
り、かつ、Ｔｉ炭窒化物、Ｎｂ炭窒化物、Ｖ炭窒化物の
１種または２種以上の微小炭窒化物を含有することを特
徴とする、降伏強さが低く、且つ、降伏強さの異方性が
少ない構造用鋼。
【００１２】（３） 重量％で、Ｂ ：０．０００２〜
０．００３％を含有することを特徴とする、前記（１）
または（２）に記載の、降伏強さが低く、且つ、降伏強
さの異方性が少ない構造用鋼。
０．００３％を含有することを特徴とする、前記（１）
または（２）に記載の、降伏強さが低く、且つ、降伏強
さの異方性が少ない構造用鋼。
【００１３】（４） 重量％で、Ｍｇ：０．０００３〜
０．００５％を含有することを特徴とする、前記（１）
ないし（３）のいずれかに記載の、降伏強さが低く、且
つ、降伏強さの異方性が少ない構造用鋼。
０．００５％を含有することを特徴とする、前記（１）
ないし（３）のいずれかに記載の、降伏強さが低く、且
つ、降伏強さの異方性が少ない構造用鋼。
【００１４】（５） 前記（１）ないし（４）のいずれ
かに記載の鋼と同一成分を有する鋼片、または、鋳片を
１０５０〜１２５０℃に加熱し、仕上げ温度を８００℃
以上となるように熱間圧延を行った後、９１０〜９６０
℃に加熱後空冷することを特徴とする、降伏強さが低
く、且つ、降伏強さの異方性が少ない構造用鋼の製造方
法。
かに記載の鋼と同一成分を有する鋼片、または、鋳片を
１０５０〜１２５０℃に加熱し、仕上げ温度を８００℃
以上となるように熱間圧延を行った後、９１０〜９６０
℃に加熱後空冷することを特徴とする、降伏強さが低
く、且つ、降伏強さの異方性が少ない構造用鋼の製造方
法。
【００１５】（６） 前記（１）ないし（４）のいずれ
かに記載の鋼と同一成分を有する鋼片、または、鋳片を
１０５０〜１２５０℃に加熱し、仕上げ温度を８００℃
以上となるように熱間圧延を行った後、８００〜９１０
℃未満に加熱後空冷することを特徴とする、降伏強さが
低く、且つ、降伏強さの異方性が少ない構造用鋼の製造
方法。
かに記載の鋼と同一成分を有する鋼片、または、鋳片を
１０５０〜１２５０℃に加熱し、仕上げ温度を８００℃
以上となるように熱間圧延を行った後、８００〜９１０
℃未満に加熱後空冷することを特徴とする、降伏強さが
低く、且つ、降伏強さの異方性が少ない構造用鋼の製造
方法。
【００１６】（７） 前記（１）ないし（４）のいずれ
かに記載の鋼と同一成分を有する鋼片、または、鋳片を
１０５０〜１２５０℃に加熱し、仕上げ温度を８００℃
以上となるように熱間圧延を行った後、８００〜９６０
℃に加熱後空冷する過程で、６００〜９１０℃に保熱後
空冷することを特徴とする、降伏強さが低く、且つ、降
伏強さの異方性が少ない構造用鋼の製造方法。
かに記載の鋼と同一成分を有する鋼片、または、鋳片を
１０５０〜１２５０℃に加熱し、仕上げ温度を８００℃
以上となるように熱間圧延を行った後、８００〜９６０
℃に加熱後空冷する過程で、６００〜９１０℃に保熱後
空冷することを特徴とする、降伏強さが低く、且つ、降
伏強さの異方性が少ない構造用鋼の製造方法。
【００１７】（８） 前記（１）ないし（４）のいずれ
かに記載の鋼と同一成分を有する鋼片、または、鋳片を
１０５０〜１２５０℃に加熱し、仕上げ温度を８００℃
以上となるように熱間圧延を行った後、８００〜９６０
℃に加熱後空冷し、さらに、６００〜９１０℃に加熱後
空冷することを特徴とする、降伏強さが低く、且つ、降
伏強さの異方性が少ない構造用鋼の製造方法。
かに記載の鋼と同一成分を有する鋼片、または、鋳片を
１０５０〜１２５０℃に加熱し、仕上げ温度を８００℃
以上となるように熱間圧延を行った後、８００〜９６０
℃に加熱後空冷し、さらに、６００〜９１０℃に加熱後
空冷することを特徴とする、降伏強さが低く、且つ、降
伏強さの異方性が少ない構造用鋼の製造方法。
【００１８】ここで、固溶Ｃと固溶Ｎの合計量は内部摩
擦法により測定するものとする。
擦法により測定するものとする。
【００１９】構造用鋼の降伏強さを低下させるために
は、通常、置換型固溶硬化元素（Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｃ
ｕ、Ｎｉなど）を低減することに加えて、固溶Ｃ、Ｎ量
を低減することが必要である。このためにはＴｉ、Ｎ
ｂ、Ｖの炭窒化物生成元素を含有させ、炭窒化物として
Ｃ、Ｎを固定して固溶Ｃ、Ｎ量を低減することが有効で
あることは従来より知られている。降伏強さを低くする
ためには、Ｃ、Ｎ量を低下させた上で、 Ｔｉ、Ｎｂ、
Ｖの含有量を適正な範囲内に限定する必要がある。これ
ら元素の含有量が少ないと、鋼中のＣ、Ｎを十分に固定
することができず、固溶Ｃ、Ｎ量が増加するために降伏
強さを低く保つことができなくなる。逆に、これら元素
を多量に含有すると、固溶Ｃ、Ｎ量を十分に低減し、降
伏強さの低下には効果を発揮するが、炭窒化物が粗大、
多量に生成するためにミクロボイドが生成しやすくなっ
て伸びを向上させることが困難となる。
は、通常、置換型固溶硬化元素（Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｃ
ｕ、Ｎｉなど）を低減することに加えて、固溶Ｃ、Ｎ量
を低減することが必要である。このためにはＴｉ、Ｎ
ｂ、Ｖの炭窒化物生成元素を含有させ、炭窒化物として
Ｃ、Ｎを固定して固溶Ｃ、Ｎ量を低減することが有効で
あることは従来より知られている。降伏強さを低くする
ためには、Ｃ、Ｎ量を低下させた上で、 Ｔｉ、Ｎｂ、
Ｖの含有量を適正な範囲内に限定する必要がある。これ
ら元素の含有量が少ないと、鋼中のＣ、Ｎを十分に固定
することができず、固溶Ｃ、Ｎ量が増加するために降伏
強さを低く保つことができなくなる。逆に、これら元素
を多量に含有すると、固溶Ｃ、Ｎ量を十分に低減し、降
伏強さの低下には効果を発揮するが、炭窒化物が粗大、
多量に生成するためにミクロボイドが生成しやすくなっ
て伸びを向上させることが困難となる。
【００２０】一方、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖは熱間圧延における
オーステナイトの再結晶を抑制する効果のあることが知
られている。特に、板厚が１０ｍｍ以下の薄手の鋼板を
圧延する際に、圧延中の鋼板温度が低下しやすく、Ｎ
ｂ、Ｔｉ、またはＶを多量に含有する鋼においては未再
結晶域圧延となる可能性が高くなる。この場合、圧延方
向とこれに直角方向の降伏強さの差が大きくなる。一般
に、未再結晶域圧延材では圧延直角方向の降伏強さが高
くなり、特に、本発明のように降伏強さを低くすること
を目的とした鋼では圧延直角方向の降伏強さ上昇が問題
となる。降伏応力の異方性が大きい鋼材を等方性体と仮
定して構造物を設計すると、想定した形態の塑性変形が
得られないことが考えられ、不具合を生じる場合もあ
る。
オーステナイトの再結晶を抑制する効果のあることが知
られている。特に、板厚が１０ｍｍ以下の薄手の鋼板を
圧延する際に、圧延中の鋼板温度が低下しやすく、Ｎ
ｂ、Ｔｉ、またはＶを多量に含有する鋼においては未再
結晶域圧延となる可能性が高くなる。この場合、圧延方
向とこれに直角方向の降伏強さの差が大きくなる。一般
に、未再結晶域圧延材では圧延直角方向の降伏強さが高
くなり、特に、本発明のように降伏強さを低くすること
を目的とした鋼では圧延直角方向の降伏強さ上昇が問題
となる。降伏応力の異方性が大きい鋼材を等方性体と仮
定して構造物を設計すると、想定した形態の塑性変形が
得られないことが考えられ、不具合を生じる場合もあ
る。
【００２１】上記問題を解決するためには、Ｎｂ、Ｔ
ｉ、またはＶによる再結晶抑制効果をできるだけ低くし
て再結晶域で圧延を終了することが有効である。このた
めにＮｂ、Ｔｉ、Ｖの含有量を適正値以下に抑える必要
がある。図１に、実験室溶解鋼により調査した降伏強さ
のＮｂ含有量依存性を示す。ここで、Ｃ：０．００２
％、Ｓｉ：０．０２％、Ｍｎ：０．０８％、Ｐ：０．０
０６％、Ｓ：０．００５％、Ａｌ：０．０３％、Ｎ：
０．００３％、Ｔｉ：０．０１５％を基本成分としてＮ
ｂ含有量を変化させた。実験室熱間圧延機により板厚が
８ｍｍの鋼板を製造したが、鋼塊加熱温度を１１５０
℃、仕上げ温度を８５０℃とした。Ｎｂ含有量が０．０
１％以上では再結晶抑制効果が顕著となり、未再結晶域
圧延となるために圧延直角方向（Ｃ）の降伏強さが圧延
方向（Ｌ）の降伏強さに比べて著しく高くなる場合があ
る。Ｎｂ含有量が０．０１％未満ではＬ、Ｃ方向の差が
小さい。なお、Ｎｂ含有量が高くなるほど降伏強さが低
下するが、これはＮｂの炭化物生成により固溶Ｃが低下
するためである。Ｎｂが０．００２％未満では降伏強さ
を低く抑えることが困難となる。
ｉ、またはＶによる再結晶抑制効果をできるだけ低くし
て再結晶域で圧延を終了することが有効である。このた
めにＮｂ、Ｔｉ、Ｖの含有量を適正値以下に抑える必要
がある。図１に、実験室溶解鋼により調査した降伏強さ
のＮｂ含有量依存性を示す。ここで、Ｃ：０．００２
％、Ｓｉ：０．０２％、Ｍｎ：０．０８％、Ｐ：０．０
０６％、Ｓ：０．００５％、Ａｌ：０．０３％、Ｎ：
０．００３％、Ｔｉ：０．０１５％を基本成分としてＮ
ｂ含有量を変化させた。実験室熱間圧延機により板厚が
８ｍｍの鋼板を製造したが、鋼塊加熱温度を１１５０
℃、仕上げ温度を８５０℃とした。Ｎｂ含有量が０．０
１％以上では再結晶抑制効果が顕著となり、未再結晶域
圧延となるために圧延直角方向（Ｃ）の降伏強さが圧延
方向（Ｌ）の降伏強さに比べて著しく高くなる場合があ
る。Ｎｂ含有量が０．０１％未満ではＬ、Ｃ方向の差が
小さい。なお、Ｎｂ含有量が高くなるほど降伏強さが低
下するが、これはＮｂの炭化物生成により固溶Ｃが低下
するためである。Ｎｂが０．００２％未満では降伏強さ
を低く抑えることが困難となる。
【００２２】これらの新知見をもとに、合金元素の量を
以下の理由で限定した。
以下の理由で限定した。
【００２３】Ｃは固溶硬化、および、転位固着作用によ
り降伏強さを上昇させるので、低い方が好ましい。Ｃを
０．００５％超含有すると、炭化物形成元素を含有して
いても固溶Ｃ量を低くすることが困難となり、降伏強さ
を低く抑えることができないし、粗大炭化物を多量に生
成して伸びを低下させる。従って、上限を０．００５％
とした。
り降伏強さを上昇させるので、低い方が好ましい。Ｃを
０．００５％超含有すると、炭化物形成元素を含有して
いても固溶Ｃ量を低くすることが困難となり、降伏強さ
を低く抑えることができないし、粗大炭化物を多量に生
成して伸びを低下させる。従って、上限を０．００５％
とした。
【００２４】Ｓｉは固溶硬化能を有するので低い方がよ
い。０．０４％超含有すると降伏強さを低く抑えること
ができないので上限を０．０４％とした。
い。０．０４％超含有すると降伏強さを低く抑えること
ができないので上限を０．０４％とした。
【００２５】Ｍｎは固溶硬化能を有するので低い方がよ
い。０．４％超含有すると降伏強さを低く抑えることが
できないので上限を０．４％とした。
い。０．４％超含有すると降伏強さを低く抑えることが
できないので上限を０．４％とした。
【００２６】Ｐは固溶硬化能と粒界脆化傾向を有するの
で低い方がよい。０．０２％超含有すると降伏強さを低
く抑えることができないことに加えて、粒界に偏析して
粒界脆化を助長するので、上限を０．０２％とした。
で低い方がよい。０．０２％超含有すると降伏強さを低
く抑えることができないことに加えて、粒界に偏析して
粒界脆化を助長するので、上限を０．０２％とした。
【００２７】Ｓは硫化物を生成して伸びを低下させるの
で、低い方がよい。０．０２％超含有すると伸びの向上
ができなくなるので、上限を０．０２％とした。
で、低い方がよい。０．０２％超含有すると伸びの向上
ができなくなるので、上限を０．０２％とした。
【００２８】Ａｌは脱酸に効果あるが、０．０６％超で
はむしろアルミナ系介在物が増加して伸びを低下させる
とともに、靭性も低下するので、０．０６％を上限とし
た。
はむしろアルミナ系介在物が増加して伸びを低下させる
とともに、靭性も低下するので、０．０６％を上限とし
た。
【００２９】ＮはＣと同様に、固溶硬化、および、転位
固着作用により降伏強さを上昇させるので、低い方が好
ましい。Ｎを０．００４％超含有すると、窒化物形成元
素を含有していても固溶Ｎ量を低くすることが困難とな
り、降伏強さを低く抑えることができないし、粗大窒化
物を多量に生成して伸びを低下させる。従って、上限を
０．００４％とした。
固着作用により降伏強さを上昇させるので、低い方が好
ましい。Ｎを０．００４％超含有すると、窒化物形成元
素を含有していても固溶Ｎ量を低くすることが困難とな
り、降伏強さを低く抑えることができないし、粗大窒化
物を多量に生成して伸びを低下させる。従って、上限を
０．００４％とした。
【００３０】Ｔｉは炭窒化物を形成し、固溶Ｃ、Ｎ量を
低下させることにより降伏強さを低く抑えるために必要
な元素である。０．００３％未満ではその効果が顕著で
ないので、下限を０．００３％とした。０．０３％以上
含有すると、固溶Ｃ、Ｎを十分に低減し、降伏強さを顕
著に低下させるが、粗大な析出物を生成するために伸び
の向上が困難となる。従って、０．０３％を上限とし
た。Ｔｉは再結晶を抑制する効果を有するが、０．０３
％未満であればその効果は少なく、降伏強さの異方性は
顕著でない。しかしながら、Ｔｉを０．００３％未満の
極微量添加するとＮｂとＶは再結晶を抑制する効果が生
じ易いので、これら元素の含有量を制限する必要があ
り、このためにＴｉを含有させて固溶Ｃ、Ｎ量を低減す
ることが必須となる。
低下させることにより降伏強さを低く抑えるために必要
な元素である。０．００３％未満ではその効果が顕著で
ないので、下限を０．００３％とした。０．０３％以上
含有すると、固溶Ｃ、Ｎを十分に低減し、降伏強さを顕
著に低下させるが、粗大な析出物を生成するために伸び
の向上が困難となる。従って、０．０３％を上限とし
た。Ｔｉは再結晶を抑制する効果を有するが、０．０３
％未満であればその効果は少なく、降伏強さの異方性は
顕著でない。しかしながら、Ｔｉを０．００３％未満の
極微量添加するとＮｂとＶは再結晶を抑制する効果が生
じ易いので、これら元素の含有量を制限する必要があ
り、このためにＴｉを含有させて固溶Ｃ、Ｎ量を低減す
ることが必須となる。
【００３１】ＮｂはＴｉと同様に降伏強さを抑える効果
を有する。０．００２％未満では固溶Ｃ、Ｎ量の低下が
顕著でないので、下限を０．００２％とした。逆に０．
０１％以上含有すると、熱間圧延における未再結晶温度
域を広げるため、特に、圧延温度が低下しやすい板厚が
１０ｍｍ以下の鋼板を製造する際に、未再結晶域の圧延
となりやすくなる。その結果、圧延方向とそれに直角方
向の強度差が顕著となる場合がある。従って、Ｎｂ量の
上限を０．０１％未満とした。
を有する。０．００２％未満では固溶Ｃ、Ｎ量の低下が
顕著でないので、下限を０．００２％とした。逆に０．
０１％以上含有すると、熱間圧延における未再結晶温度
域を広げるため、特に、圧延温度が低下しやすい板厚が
１０ｍｍ以下の鋼板を製造する際に、未再結晶域の圧延
となりやすくなる。その結果、圧延方向とそれに直角方
向の強度差が顕著となる場合がある。従って、Ｎｂ量の
上限を０．０１％未満とした。
【００３２】ＶもＮｂが０．０１％未満の極微量添加し
てあるとＮｂと同様な効果を有する。０．００２％未満
では固溶Ｃ、Ｎ量の低下が顕著でないので、下限を０．
００２％とした。Ｖは、メカニズムは定かではないがＮ
ｂが０．０１％以上の含有では異方性改善効果が顕著で
はない。またＶは、いかにＮｂが０．０１％未満含有し
ていても、０．０６％以上含有すると、再結晶抑制が顕
著となり、特に、圧延温度が低下しやすい板厚が１０ｍ
ｍ以下の鋼板において、未再結晶域圧延となりやすく、
鋼板の異方性が強くなる。従って、Ｖ量の上限を０．０
６％未満とした。
てあるとＮｂと同様な効果を有する。０．００２％未満
では固溶Ｃ、Ｎ量の低下が顕著でないので、下限を０．
００２％とした。Ｖは、メカニズムは定かではないがＮ
ｂが０．０１％以上の含有では異方性改善効果が顕著で
はない。またＶは、いかにＮｂが０．０１％未満含有し
ていても、０．０６％以上含有すると、再結晶抑制が顕
著となり、特に、圧延温度が低下しやすい板厚が１０ｍ
ｍ以下の鋼板において、未再結晶域圧延となりやすく、
鋼板の異方性が強くなる。従って、Ｖ量の上限を０．０
６％未満とした。
【００３３】本発明では降伏強さを低く抑えるためには
鋼中の固溶Ｃと固溶Ｎの量を低く抑える必要がある。両
元素はほぼ同様な作用を有するので固溶Ｃと固溶Ｎの合
計量で評価ができる。この値が０．００６％を超えると
これら元素の固溶硬化と転位固着効果により降伏強さの
上昇が顕著となる。従って、上限を０．００６％とし
た。固溶Ｃと固溶Ｎの合計量は内部摩擦法により測定す
るものとする。
鋼中の固溶Ｃと固溶Ｎの量を低く抑える必要がある。両
元素はほぼ同様な作用を有するので固溶Ｃと固溶Ｎの合
計量で評価ができる。この値が０．００６％を超えると
これら元素の固溶硬化と転位固着効果により降伏強さの
上昇が顕著となる。従って、上限を０．００６％とし
た。固溶Ｃと固溶Ｎの合計量は内部摩擦法により測定す
るものとする。
【００３４】Ｂは粒界に偏析し、粒界強度を上昇させ
る。特に、固溶Ｃ、Ｎが低い構造用鋼ではこれら元素の
粒界偏析量が低下し、Ｐなどの粒界脆化元素の偏析を助
長しやすいので、Ｂ添加による粒界強化は靭性確保の観
点から効果がある。Ｂ含有量が０．０００２％未満では
粒界強化の効果が得られないのでこれを下限とした。逆
に、０．００３％超含有すると粗大なＢＮ析出物を生成
し、これが破壊起点となって靭性低下を招くので、上限
を０．００３％とした。
る。特に、固溶Ｃ、Ｎが低い構造用鋼ではこれら元素の
粒界偏析量が低下し、Ｐなどの粒界脆化元素の偏析を助
長しやすいので、Ｂ添加による粒界強化は靭性確保の観
点から効果がある。Ｂ含有量が０．０００２％未満では
粒界強化の効果が得られないのでこれを下限とした。逆
に、０．００３％超含有すると粗大なＢＮ析出物を生成
し、これが破壊起点となって靭性低下を招くので、上限
を０．００３％とした。
【００３５】Ｍｇは微細なＭｇＯを生成してこれがピン
止めの粒子として作用することにより、粒成長抑制の効
果を発揮する。特に９００℃以上に加熱すると粒成長が
著しくなるが、Ｍｇを含有させることにより、本発明の
Ｎｂ添加、Ｎｂ＋Ｖ複合添加と合わせて著しい粒成長を
抑制して高い靭性を得ることができる。Ｍｇ含有量が
０．０００３％未満ではこの効果が得られない。また、
０．００５％超含有すると粗大なＭｇＯを生成して靭性
がむしろ低下する。従って、Ｍｇ含有量を０．０００３
〜０．００５％に限定した。なお、微細ＭｇＯを生成す
るためにはＡｌ含有量を０．０１％以下とすることが望
ましい。
止めの粒子として作用することにより、粒成長抑制の効
果を発揮する。特に９００℃以上に加熱すると粒成長が
著しくなるが、Ｍｇを含有させることにより、本発明の
Ｎｂ添加、Ｎｂ＋Ｖ複合添加と合わせて著しい粒成長を
抑制して高い靭性を得ることができる。Ｍｇ含有量が
０．０００３％未満ではこの効果が得られない。また、
０．００５％超含有すると粗大なＭｇＯを生成して靭性
がむしろ低下する。従って、Ｍｇ含有量を０．０００３
〜０．００５％に限定した。なお、微細ＭｇＯを生成す
るためにはＡｌ含有量を０．０１％以下とすることが望
ましい。
【００３６】Ｔｉ、Ｎｂ、および、Ｖにより炭窒化物を
形成するが、この析出物が粗大になるとこれがミクロボ
イドの起点となり、伸びを低下させる原因となる。従っ
て、この析出物を微細に分散させる必要がある。好まし
くはＮｂ、Ｔｉ、Ｖの少なくとも１種からなる炭窒化物
の析出物径を３．０μｍ以下とすることが望ましい。
形成するが、この析出物が粗大になるとこれがミクロボ
イドの起点となり、伸びを低下させる原因となる。従っ
て、この析出物を微細に分散させる必要がある。好まし
くはＮｂ、Ｔｉ、Ｖの少なくとも１種からなる炭窒化物
の析出物径を３．０μｍ以下とすることが望ましい。
【００３７】不可避的不純物としてはＡｓ、Ｓｂ、Ｓｎ
などがあるがこれらは粒界偏析して靭性低下を招くの
で、不純物総量を０．０１％以下とすることが望まし
い。
などがあるがこれらは粒界偏析して靭性低下を招くの
で、不純物総量を０．０１％以下とすることが望まし
い。
【００３８】次に、前記鋼組成において圧延および熱処
理条件を限定した理由を以下に述べる。加熱温度を１０
５０℃未満とすると、最終熱処理後の粒径が小さくな
り、降伏強さが上昇する。また、鋳造後冷却過程で析出
したＴｉ、Ｎｂ、Ｖの炭窒化物が粗大のまま残存するの
で、靭性低下を招く。逆に、１２５０℃超の加熱は加熱
のコストが上昇し、工業的に不利となる。従って、加熱
温度の範囲を１０５０〜１２５０℃とした。
理条件を限定した理由を以下に述べる。加熱温度を１０
５０℃未満とすると、最終熱処理後の粒径が小さくな
り、降伏強さが上昇する。また、鋳造後冷却過程で析出
したＴｉ、Ｎｂ、Ｖの炭窒化物が粗大のまま残存するの
で、靭性低下を招く。逆に、１２５０℃超の加熱は加熱
のコストが上昇し、工業的に不利となる。従って、加熱
温度の範囲を１０５０〜１２５０℃とした。
【００３９】圧延仕上げ温度を８００℃未満とすると、
フェライト粒径が小さくなり、降伏強さが上昇するとと
もに、強度の異方性が顕著となるので、下限を８００℃
とした。
フェライト粒径が小さくなり、降伏強さが上昇するとと
もに、強度の異方性が顕著となるので、下限を８００℃
とした。
【００４０】次に、請求項５の製造方法は熱間圧延後、
熱処理により一旦オーステナイト化し、その後の冷却過
程でフェライトを生成させるのが目的である。熱処理加
熱温度を９１０℃未満では相変態が全く生じることはな
く、目標とする変態が生じないので、下限を９１０℃と
した。逆に、９６０℃超とすると、オーステナイト粒が
粗大化し、変態後のフェライト粒も粗大化して靭性低下
を招く。従って上限を９６０℃とした。オーステナイト
化後の冷却は空冷とすることが必要である。水冷など空
冷よりも速い冷却速度の冷却方法では変態時に生じる転
位が残存し、降伏強度を低く抑えることができない。
熱処理により一旦オーステナイト化し、その後の冷却過
程でフェライトを生成させるのが目的である。熱処理加
熱温度を９１０℃未満では相変態が全く生じることはな
く、目標とする変態が生じないので、下限を９１０℃と
した。逆に、９６０℃超とすると、オーステナイト粒が
粗大化し、変態後のフェライト粒も粗大化して靭性低下
を招く。従って上限を９６０℃とした。オーステナイト
化後の冷却は空冷とすることが必要である。水冷など空
冷よりも速い冷却速度の冷却方法では変態時に生じる転
位が残存し、降伏強度を低く抑えることができない。
【００４１】請求項６では、熱間圧延後、変態点以下に
加熱して再結晶を生じさせることにより転位密度が低い
フェライトを生成させ、降伏強さの低下を図る。熱間圧
延後の熱処理温度が８００℃未満では再結晶が十分に進
行しないので８００℃を下限とする。９１０℃を超える
と逆変態を生じるため目標とする回復フェライト組織が
得られなくなる。従って、上限を９１０℃とした。
加熱して再結晶を生じさせることにより転位密度が低い
フェライトを生成させ、降伏強さの低下を図る。熱間圧
延後の熱処理温度が８００℃未満では再結晶が十分に進
行しないので８００℃を下限とする。９１０℃を超える
と逆変態を生じるため目標とする回復フェライト組織が
得られなくなる。従って、上限を９１０℃とした。
【００４２】請求項７では、請求項６と同様に再結晶フ
ェライトを生成させて降伏強度の低下を図るが、８００
〜９６０℃の熱処理の冷却過程において６００〜９００
℃に保熱することによって再結晶を促進させ、降伏強度
を効率的に低下させることができる。保熱温度が６００
℃未満では再結晶促進効果は顕著でなく、逆に、９００
℃超ではオーステナイト域にかかるのでフェライトの再
結晶が進行しない。なお、保熱に先立つ熱処理温度が９
１０℃以上では逆変態を生じるが、その後の冷却過程に
おける保持が６００〜９１０℃であれば、変態したフェ
ライトの回復が進行するので、降伏強度を顕著に下げる
ことができる。保熱の方法は恒温炉に挿入するなど方法
は問わない。
ェライトを生成させて降伏強度の低下を図るが、８００
〜９６０℃の熱処理の冷却過程において６００〜９００
℃に保熱することによって再結晶を促進させ、降伏強度
を効率的に低下させることができる。保熱温度が６００
℃未満では再結晶促進効果は顕著でなく、逆に、９００
℃超ではオーステナイト域にかかるのでフェライトの再
結晶が進行しない。なお、保熱に先立つ熱処理温度が９
１０℃以上では逆変態を生じるが、その後の冷却過程に
おける保持が６００〜９１０℃であれば、変態したフェ
ライトの回復が進行するので、降伏強度を顕著に下げる
ことができる。保熱の方法は恒温炉に挿入するなど方法
は問わない。
【００４３】請求項８では、熱間圧延後、８００〜９６
０℃に加熱後空冷し、さらに６００〜９１０℃の再加熱
により転位密度の低下を図るが、この範囲に限定した理
由は上記と同じである。この温度範囲における保持時間
を１０〜６０分とすることが望ましい。
０℃に加熱後空冷し、さらに６００〜９１０℃の再加熱
により転位密度の低下を図るが、この範囲に限定した理
由は上記と同じである。この温度範囲における保持時間
を１０〜６０分とすることが望ましい。
【００４４】なお、請求項５〜８において、熱間圧延後
の熱処理加熱前の冷却は必ずしも必要ではないが、鋼板
表面の形状手入れなどのために１５０℃以下まで冷却し
てもよい。
の熱処理加熱前の冷却は必ずしも必要ではないが、鋼板
表面の形状手入れなどのために１５０℃以下まで冷却し
てもよい。
【００４５】熱処理後のフェライト粒径は特定するもの
ではないが、フェライト地の回復と炭窒化物の形成を板
厚方向にほぼ均一に行うためには３０〜２００μｍとす
ることが望ましい。
ではないが、フェライト地の回復と炭窒化物の形成を板
厚方向にほぼ均一に行うためには３０〜２００μｍとす
ることが望ましい。
【００４６】本発明鋼を建築などの鋼構造物（例えば制
震ダンパー用部材等）に使用する場合には、使用中に圧
縮応力が負荷されることも考慮する必要がある。板厚が
４ｍｍ未満では圧縮応力により座屈変形を生じやすくな
るので、板厚を４ｍｍ以上とすることが好ましい。更
に、板厚８ｍｍ以上であれば、繰返し圧縮応力による座
屈変形も生じ難いのでより好ましい。板厚の上限は特に
限定するものではないが、通常の構造物に適用する場合
には１００ｍｍ程度の板厚でもかまわない。
震ダンパー用部材等）に使用する場合には、使用中に圧
縮応力が負荷されることも考慮する必要がある。板厚が
４ｍｍ未満では圧縮応力により座屈変形を生じやすくな
るので、板厚を４ｍｍ以上とすることが好ましい。更
に、板厚８ｍｍ以上であれば、繰返し圧縮応力による座
屈変形も生じ難いのでより好ましい。板厚の上限は特に
限定するものではないが、通常の構造物に適用する場合
には１００ｍｍ程度の板厚でもかまわない。
【００４７】即ち、本発明の対象の構造物としては、板
厚または肉厚が４ｍｍ以上のものであればよく、厚板、
条鋼、鋼管など鋼材の断面形状に依らない。
厚または肉厚が４ｍｍ以上のものであればよく、厚板、
条鋼、鋼管など鋼材の断面形状に依らない。
【００４８】
【発明の実施の形態】（実施例）以下に、本発明の実施
例を示す。転炉により鋼を溶製し、連続鋳造により厚さ
が２４０ｍｍのスラブ製造を製造した。表１に鋼材の化
学成分を示す。表中には内部摩擦法により測定した固溶
Ｃ、Ｎの量も示す。表２に示す条件で熱間圧延、熱処理
を行い、鋼板を製造した。表３に引張り試験結果を示
す。試験片の平行部直径を１４ｍｍ（板厚８ｍｍ材は６
ｍｍ）、標点間距離を５０ｍｍ（板厚８ｍｍ材は２０ｍ
ｍ）とした。引張り試験は圧延方向と平行に採取した試
験片（Ｌ）と、これに直角方向に採取した試験片（Ｃ）
について実施した。
例を示す。転炉により鋼を溶製し、連続鋳造により厚さ
が２４０ｍｍのスラブ製造を製造した。表１に鋼材の化
学成分を示す。表中には内部摩擦法により測定した固溶
Ｃ、Ｎの量も示す。表２に示す条件で熱間圧延、熱処理
を行い、鋼板を製造した。表３に引張り試験結果を示
す。試験片の平行部直径を１４ｍｍ（板厚８ｍｍ材は６
ｍｍ）、標点間距離を５０ｍｍ（板厚８ｍｍ材は２０ｍ
ｍ）とした。引張り試験は圧延方向と平行に採取した試
験片（Ｌ）と、これに直角方向に採取した試験片（Ｃ）
について実施した。
【００４９】番号１〜８が発明鋼、９〜１３が比較鋼で
ある。本発明の鋼はすべて降伏強さが２００ＭＰａ以下
であるが、特に発明鋼１〜８は１４０ＭＰａ以下であり
良好な降伏強さを示し、伸びも６０％以上と高い。さら
に、Ｌ方向とＣ方向の降伏強さの差が１０ＭＰａ以下と
極めて小さいのが特徴である。これに対し、比較鋼９は
固溶Ｃ、Ｎの固定が不十分で、降伏強さが高い。比較鋼
１０、１１、及び１３はＮｂまたはＶが本発明範囲外で
あり、降伏強さは低いが、Ｌ方向とＣ方向の差が３０Ｍ
Ｐａ超と大きい。また、比較鋼１２は降伏強さが低く、
降伏強さの異方性も小さが、Ｔｉが本発明範囲外であ
り、粗大介在物を生成しているために伸びが低い。
ある。本発明の鋼はすべて降伏強さが２００ＭＰａ以下
であるが、特に発明鋼１〜８は１４０ＭＰａ以下であり
良好な降伏強さを示し、伸びも６０％以上と高い。さら
に、Ｌ方向とＣ方向の降伏強さの差が１０ＭＰａ以下と
極めて小さいのが特徴である。これに対し、比較鋼９は
固溶Ｃ、Ｎの固定が不十分で、降伏強さが高い。比較鋼
１０、１１、及び１３はＮｂまたはＶが本発明範囲外で
あり、降伏強さは低いが、Ｌ方向とＣ方向の差が３０Ｍ
Ｐａ超と大きい。また、比較鋼１２は降伏強さが低く、
降伏強さの異方性も小さが、Ｔｉが本発明範囲外であ
り、粗大介在物を生成しているために伸びが低い。
【００５０】
【表１】
【００５１】
【表２】
【００５２】
【表３】
【００５３】
【発明の効果】以上説明したとおり、本発明により、
Ｃ、Ｎをはじめとする合金元素、特に、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ
の量を限定することにより鋼中の固溶Ｃ、Ｎ量を低減し
て降伏強さを低く抑えるとともに、熱間圧延中の再結晶
抑制効果を低減することにより降伏強さの異方性を小さ
くすることができる。したがって、構造物を製造する際
に降伏強さの低い等方性材料として設計することができ
る。加えて、高伸びを有するため、塑性変形によるエネ
ルギー吸収を高めることができる。
Ｃ、Ｎをはじめとする合金元素、特に、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ
の量を限定することにより鋼中の固溶Ｃ、Ｎ量を低減し
て降伏強さを低く抑えるとともに、熱間圧延中の再結晶
抑制効果を低減することにより降伏強さの異方性を小さ
くすることができる。したがって、構造物を製造する際
に降伏強さの低い等方性材料として設計することができ
る。加えて、高伸びを有するため、塑性変形によるエネ
ルギー吸収を高めることができる。
【図１】降伏強さの異方性に及ぼすＮｂの影響を示す図
である。
である。
Claims (8)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．００５％以下、 Ｓｉ：０．０４％以下、 Ｍｎ：０．４％以下、 Ｐ ：０．０２％以下、 Ｓ ：０．０２％以下、 Ａｌ：０．０６％以下、 Ｎ ：０．００４％以下、 Ｔｉ：０．０００３〜０．０３％未満、 Ｎｂ：０．００２〜０．０１％未満、 を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼に
おいて、固溶Ｃと固溶Ｎの合計が０．００６％以下であ
り、かつ、Ｔｉ炭窒化物、Ｎｂ炭窒化物の１種または２
種の微小炭窒化物を含有することを特徴とする、降伏強
さが低く、且つ、降伏強さの異方性が少ない構造用鋼。 - 【請求項２】 重量％で、 Ｃ ：０．００５％以下、 Ｓｉ：０．０４％以下、 Ｍｎ：０．４％以下、 Ｐ ：０．０２％以下、 Ｓ ：０．０２％以下、 Ａｌ：０．０６％以下、 Ｎ ：０．００４％以下、 Ｔｉ：０．００３〜０．０３％未満、 Ｎｂ：０．００２〜０．０１％未満、 Ｖ ：０．００２〜０．０６％未満、 を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼に
おいて、固溶Ｃと固溶Ｎの合計が０．００６％以下であ
り、かつ、Ｔｉ炭窒化物、Ｎｂ炭窒化物、Ｖ炭窒化物の
１種または２種以上の微小炭窒化物を含有することを特
徴とする、降伏強さが低く、且つ、降伏強さの異方性が
少ない構造用鋼。 - 【請求項３】 重量％で、Ｂ ：０．０００２〜０．０
０３％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、降伏強さが低く、且つ、降伏強さの異方性が
少ない構造用鋼。 - 【請求項４】 重量％で、Ｍｇ：０．０００３〜０．０
０５％を含有することを特徴とする、請求項１ないし３
のいずれかに記載の、降伏強さが低く、且つ、降伏強さ
の異方性が少ない構造用鋼。 - 【請求項５】 請求項１ないし４のいずれかに記載の鋼
と同一成分を有する鋼片、または、鋳片を１０５０〜１
２５０℃に加熱し、仕上げ温度を８００℃以上となるよ
うに熱間圧延を行った後、９１０〜９６０℃に加熱後空
冷することを特徴とする、降伏強さが低く、且つ、降伏
強さの異方性が少ない構造用鋼の製造方法。 - 【請求項６】 請求項１ないし４のいずれかに記載の鋼
と同一成分を有する鋼片、または、鋳片を１０５０〜１
２５０℃に加熱し、仕上げ温度を８００℃以上となるよ
うに熱間圧延を行った後、８００〜９１０℃未満に加熱
後空冷することを特徴とする、降伏強さが低く、且つ、
降伏強さの異方性が少ない構造用鋼の製造方法。 - 【請求項７】 請求項１ないし４のいずれかに記載の鋼
と同一成分を有する鋼片、または、鋳片を１０５０〜１
２５０℃に加熱し、仕上げ温度を８００℃以上となるよ
うに熱間圧延を行った後、８００〜９６０℃に加熱後空
冷する過程で、６００〜９１０℃に保熱後空冷すること
を特徴とする、降伏強さが低く、且つ、降伏強さの異方
性が少ない構造用鋼の製造方法。 - 【請求項８】 請求項１ないし４のいずれかに記載の鋼
と同一成分を有する鋼片、または、鋳片を１０５０〜１
２５０℃に加熱し、仕上げ温度を８００℃以上となるよ
うに熱間圧延を行った後、８００〜９６０℃に加熱後空
冷し、さらに、６００〜９１０℃に加熱後空冷すること
を特徴とする、降伏強さが低く、且つ、降伏強さの異方
性が少ない構造用鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP35015697A JP3451007B2 (ja) | 1997-12-05 | 1997-12-05 | 降伏強さが低く、且つ、降伏強さの異方性が少ない構造用鋼およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP35015697A JP3451007B2 (ja) | 1997-12-05 | 1997-12-05 | 降伏強さが低く、且つ、降伏強さの異方性が少ない構造用鋼およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11172367A JPH11172367A (ja) | 1999-06-29 |
| JP3451007B2 true JP3451007B2 (ja) | 2003-09-29 |
Family
ID=18408611
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP35015697A Expired - Fee Related JP3451007B2 (ja) | 1997-12-05 | 1997-12-05 | 降伏強さが低く、且つ、降伏強さの異方性が少ない構造用鋼およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3451007B2 (ja) |
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|---|---|---|---|---|
| CN102828113B (zh) * | 2011-06-14 | 2015-08-05 | 鞍钢股份有限公司 | 100MPa高性能建筑结构用软钢及其制造方法 |
| KR102255829B1 (ko) * | 2019-12-16 | 2021-05-25 | 주식회사 포스코 | 충격인성이 우수한 제진 댐퍼용 강재 및 이의 제조방법 |
| KR102443928B1 (ko) * | 2020-12-10 | 2022-09-19 | 주식회사 포스코 | 충격 인성이 우수한 제진 댐퍼용 강재 및 이의 제조방법 |
| CN114752861B (zh) * | 2022-04-29 | 2022-10-18 | 鞍钢股份有限公司 | 一种低屈强比电工纯铁热轧板及其制造方法 |
-
1997
- 1997-12-05 JP JP35015697A patent/JP3451007B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| JPH11172367A (ja) | 1999-06-29 |
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