JP3911834B2 - 板厚方向材質差の小さい低降伏比高張力鋼材の製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高層建築物などの鋼構造物に用いられる低降伏比高張力鋼材の製造方法に関し、特に板厚方向の材質差の小さい低降伏比高張力鋼材の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年建築物の高層化、大型化に伴い使用される部材にも厚肉化、高張力化が要求され、引張強度４９０Ｎ／ｍｍ2 以上の高張力厚鋼材（板厚２５ｍｍ以上）が普及してきている。また、今日の高層建築物には、巨大地震に見舞われた時、柱・梁部材の塑性変形により地震エネルギーを吸収させ、大崩壊を回避するという人的安全性を重視した限界状態設計法が適用される。したがって、限界状態設計法で使用される柱・梁部材には、高い塑性変形能の目安として降伏比（ＹＲ）が低いこと、つまり低降伏比が望まれ、降伏比が低い材料ほど塑性変形能が優れていると言われている。
【０００３】
低降伏比化については、一般的に焼入れと焼戻し処理の間に二相域に加熱する中間熱処理を施す方法等に代表されるように、軟質相としてのフェライトと硬質相としてのべイナイトあるいはマルテンサイトを混在させたフェライト＋硬質相組織により達成されることが知られている。このフェライト＋硬質相組織を得るための従来技術としては、上述した焼入れ−二相域焼入れ−焼戻し処理する方法や、熱間圧延後フェライトとオーステナイトの二相域まで待機した後加速冷却する方法などが挙げられるが、これらの技術では複雑な熱処理工程の必要や焼入れ開始までの待機時間の長期化による生産性の低下や製造コストの増加が避けられない。
【０００４】
これを回避する方法が、特公平７−７４３７９号公報や特開平５−２７１７６１号公報に開示されている。特公平７−７４３７９号公報、特開平５−２７ｌ７６１号公報の提案とも、熱間圧延後にＡｒ3 −２０℃以下、Ａｒ3 −１００℃以上まで予備冷却を行った後鋼板表面がＡｒ3 −１００℃以上に復熱させ、再び１５℃／秒を超える冷却速度で４００〜６００℃まで冷却するというものである。
しかしながら、これらの提案では冷却速度が速いため表面に著しい強度上昇を生じる場合があるばかりでなく、予備冷却後の復熱時間についての規定がないため、低降伏比に適した組織に制御し難く、板厚方向の材質の均一性および低降伏比鋼の製造安定性に劣る。
鋼材の板厚方向の強度差を低減する方法は、特開平３−１８８２１６号公報や特開平４−２２４６２３号公報に開示されている。特開平３−１８８２１６号公報の提案は鋼スラブをオーステナイトの再結晶域で圧延終了後、Ａｒ3 点以上から水冷を開始し、表面温度がＡｒ3 −１５０℃以下で一旦冷却を中止して表面温度がＡｃ1 点〜Ａｃ3 点に復熱した後、水冷を再開するものである。
【０００５】
また、特開平４−２２４６２３号公報の提案は、制御冷却時の冷却速度の範囲を３〜１２℃／ｓｅｃとした他、圧延終了温度、冷却開始温度、冷却停止温度等を規定したものである。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特開平３−１８８２１６号公報の方法は表面温度をＡｃ1 点〜Ａｃ3 点に復熱して硬質べイナイトの一部をオーステナイトへ逆変態させた後水量密度０．６ｍ3 ／（ｍ2 ・ｍｉｎ）以上で急冷するため、逆変態オーステナイトが再び硬質べイナイトになる場合があり、板厚方向の強度差は必ずしも低減されない。また、冷却時の板厚方向内部の温度履歴が規定されておらず、これだけでは必ずしも低降伏比鋼を得ることができない。
また、特開平４−２２４６２３号公報の方法では表面と内部の強度をそれぞれ制御することができず、冷却速度が提案の範囲の上限に近づくと板厚方向の強度差が大きくなることは避けられない。
【０００７】
本発明の目的は、上記の各問題点を解消し、高層建築物などに用いる低降伏比高張力鋼材を板厚方向の材質の均一性を損なうことなく安価で大量に安定して製造する方法を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
前記課題を解決し目的を達成するために、本発明は以下に示す手段を用いている。
（１）本発明の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１８％と、Ｓｉ：０．０５〜０．５％と、Ｍｎ：０．６〜１．７％と、Ａｌ：０．０８％以下とを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼材を製造する方法において、
該鋼を１０００℃以上に加熱後Ａｒ 3 点以上の温度域において圧下率が５０％以上の熱間圧延を行う工程と、
熱間圧延された鋼材をＡｒ 3 点以上の鋼材表面温度域から（Ａｒ 3 点−２００）℃以下の鋼材表面温度域まで２℃／秒以上の冷却速度で冷却した後、一旦冷却を中断し、鋼材表面温度をオーステナイトに逆変態しない６５０℃〜Ａｃ 1 点の温度域に復熱させる工程と、
鋼材表面温度が６５０℃〜Ａｃ 1 点の温度域に復熱された鋼材を、Ａｒ 3 点〜（Ａｒ 3 点−１００）℃の鋼材平均温度域まで、再び２℃／秒以上の冷却速度で冷却し、待機時の鋼材平均温度：Ｔ（℃）＝Ａｒ 3 点〜（Ａｒ 3 点−１００）℃において下記（１）式を満たす待機時間：ｔ（秒）の待機を行う工程と、
待機された鋼材を４００〜６００℃の鋼材平均温度域まで２〜１５℃／秒の冷却速度で冷却を行う工程と、
を備えたことを特徴とする、板厚方向材質差の小さい低降伏比高張力鋼材の製造方法である。
１０1.3-0.006 ×Δ T≦ｔ≦１５０ …（１）
但し、ΔＴ：Ａｒ 3 点（℃）−Ｔ（℃）
（２）本発明の製造方法は、鋼成分として、重量％でさらにＣｕ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜０．８％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．００５〜０．１％及びＴｉ：０．００５〜０．０３％の群から選択された１種または２種以上を含有することを特徴とする、上記（１）に記載の板厚方向材質差の小さい低降伏比高張力鋼材の製造方法である。
なお、本発明においては特にことわりのない限り、温度は鋼板板厚方向の平均温度をさす。
【０００９】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、上記の課題を解決すべく、圧延後長時間の待機あるいは熱処理を行うことなく、板厚方向の材質差の小さい低降伏比高張力鋼材を製造する技術を得るため、冷却中に生成するベイナイト組織を硬質なものとならないようにする冷却条件と、鋼材の強度、降伏比に及ぼす待機温度と待機時間の影響について鋭意検討した結果、以下の知見を得るに至った。
すなわち、冷却を一旦中断して表面温度を６５０℃〜Ａｃ 1 点に復熱させることにより、復熱中にフェライト変態させて表層部を全面ベイナイトとしないこと、表層に生成したベイナイト相は、冷却を一旦中断した後にオーステナイト相に逆変態しなくても、復熱によるテンパー効果によりある程度軟化すること、また、所定の待機温度、待機時間で待機した後、所定の冷却速度で加速冷却することにより、所望の引張強さ（４９０Ｎ／ｍｍ2以上）でかつ降伏比が８０％以下となることを見出した。
以上の知見に基づき、本発明者らは、特定量の化学成分を有する鋼に施す熱間圧延条件、及び冷却中断、復熱工程を含む冷却条件を一定範囲に制御するようにして、鋼組織をフェライト＋ベイナイトの混合組織とし、圧延ままで４９０Ｎ／ｍｍ2以上の引張強度と８０％以下の低降伏比を達成できるとともに、板厚方向の材質差を小さくすることが可能な高張力鋼材の製造方法を見出し、本発明を完成させた。
【００１０】
すなわち、本発明は鋼組成及び製造条件を下記範囲に限定することにより、高層建築物用などに用いる低降伏比高張力鋼材を、板厚方向の材質の均一性を損なうことなく安価で大量に安定して製造することができる。
【００１１】
以下、本発明の成分添加理由、成分限定理由、及び製造条件の限定理由について説明する。
【００１２】
（１）成分組成範囲
Ｃ：０．０２〜０．１８％
Ｃは、鋼の強度を確保するために０．０２％以上添加するが、０．１８％を超えて多量に含有させると靭性および溶接性が劣化するため、その範囲は０．０２〜０．１８％である。
Ｓｉ：０．０５〜０．５％
Ｓｉは、脱酸のために０．０５％以上の添加が必要であるが、０．５％を超えるとＨＡＺ（溶接熱影響部）靭性及び溶接性が劣化するため、その範囲は０．０５〜０．５％である。
Ｍｎ：０．６〜１．７％
Ｍｎは、鋼材の強度・靭性の向上ならびにＦｅＳの生成抑制のため０．６％以上は必要であるが、１．７％を超える多量の添加は鋼の焼き入れ性の増加を引き起こし、溶接時に硬化層が生成して割れ感受性が高くなるため、その範囲は０．６〜１．７％である。
Ａｌ：０．０８％以下
Ａｌは、脱酸上鋼に含まれる元素であるが、多量に含有させると鋼の清浄度を悪くし、溶接部の靭性劣化を招くため、その範囲は０．０８％以下である。
【００１３】
本発明は以上を基本成分とし、以下の選択成分群の１種または２種以上を必要に応じて添加してもよい。
（選択成分群）
Ｃｕ：０．０５〜１．０％
Ｃｕは、強度上昇および靭性改善に非常に有効な元素であるが、含有量が０．０５％未満では十分な効果が発揮されず、１．０％を越えると析出硬化が著しくまた鋼材表面に割れが生じやすいため、Ｃｕを添加する場合にはその範囲は０．０５〜１．０％である。
Ｎｉ：０．０５〜０．８％
Ｎｉは、母材の強度ならびに靭性を向上させる効果を有するが、その含有量が０．０５％未満では十分な効果が得られず、０．８％を超える添加はコストアップにつながるため、Ｎｉを添加する場合にはその範囲は０．０５〜０．８％である。
Ｃｒ：０．０５〜１．０％
Ｃｒは、焼入性向上に有効な元素であるが、その含有量が０．０５％未満では効果が小さく、１．０％を超えると溶接性やＨＡＺ靭性を劣化させるため、Ｃｒを添加する場合にはその範囲は０．０５〜１．０％である。
Ｍｏ：０．０５〜１．０％
Ｍｏは、焼入性を高めるとともに焼戻し軟化抵抗を高め、強度上昇に有効であるが、その含有量が０．０５％未満ではその効果が十分に発揮されず、１．０％を超えると溶接性を劣化させるとともに炭化物の析出により降伏比が上昇するため、Ｍｏを添加する場合にはその範囲は０．０５〜１．０％である。
Ｎｂ：０．００５〜０．１％
Ｎｂは、微細炭窒化物の析出効果により強度上昇、靭性向上に有効に作用する元素であるが、その含有量が０．００５％未満では効果が発揮されず、０．１％を超える添加は過度の析出効果により降伏比低下の妨げになるため、Ｎｂを添加する場合にはその範囲は０．００５〜０．１％である。
Ｖ：０．００５〜０．１％
Ｖは、少量の添加により焼入性を向上させ、焼戻し軟化抵抗を高める元素であるが、その含有量が０．００５％未満ではその効果が十分に発揮されず、０．１％を超えて添加すると溶接性を劣化させるため、Ｖを添加する場合にはその範囲は０．００５〜０．１％である。
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％
Ｔｉは、ＴｉＮの溶接ＨＡＺ部の組織粗大化を抑制してＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素である。０．００５％未満のＴｉ添加ではＨＡＺ靭性向上効果が発揮されない。０．０３％を越えて添加すると、溶接の冷却過程でＴｉＣが析出し、ＨＡＺ靭性の劣化を招くため、Ｔｉを添加する場合にはその範囲は０．００５〜０．０３％の範囲である。
上記の成分組成範囲に調整することにより、高層建築物などに用いる降伏比が８０％以下の板厚方向材質差の小さい高張力鋼材を、圧延後の板熱処理を必要とすることなく安価で大量に安定して得ることが可能となる。
【００１４】
このような特性の鋼材は以下の製造方法により、製造することができる。
【００１５】
（２）鋼材製造工程
（製造方法）
上記の成分組成範囲に調整した鋼を溶製し、連続鋳造で得られた鋼材を１０００℃以上に加熱後Ａｒ 3 点以上の鋼材表面温度域において圧下率が５０％以上の熱間圧延を行い、次いでＡｒ 3 点以上の鋼材表面温度域から（Ａｒ 3 点−２００）℃以下の鋼材表面温度域まで２℃／秒以上の冷却速度で冷却した後、一旦冷却を中断する。続いて、鋼材表面温度を６５０℃〜Ａｃ 1 点の温度域に復熱させた後、Ａｒ 3 点〜（Ａｒ 3 点−１００）℃の鋼材平均温度域まで、再び２℃／秒以上の冷却速度で冷却し、待機時の鋼材平均温度：Ｔ＝Ａｒ 3 点〜（Ａｒ 3 点−１００）℃において下記（１）式を満たす待機時間：ｔ（秒）の待機を行う。その後、４００〜６００℃の鋼材平均温度域まで２〜１５℃／秒の冷却速度で冷却する。
【００１６】
１０1.3-0.006 ×Δ T≦ｔ≦１５０ …（１）
但し、ΔＴ：Ａｒ 3 点−Ｔ（℃）
ａ．鋼の加熱温度：１０００℃以上
１０００℃未満の加熱では、良好な熱間加工性が得られない。よって、鋼の加熱温度は１０００℃以上である。
【００１７】
ｂ．熱間圧延終了温度：Ａｒ 3 点以上
熱間圧延終了温度がＡｒ 3 点未満では超音波探傷の測定精度に悪影響を及ぼす音響異方性が生じる。よって、熱間圧延終了温度はＡｒ 3 点以上である。
ｃ．Ａｒ 3 点以上の圧下率：５０％以上
Ａｒ 3 点以上での圧下率が５０％未満では、加熱により粗大化した組織の再結晶が不十分であり、特に靭性が劣化する。よって、Ａｒ 3 点以上での圧下率は５０％以上である。
ｄ．冷却開始温度：Ａｒ 3 点以上
冷却開始温度がＡｒ 3 点未満では、冷却開始前に粗大なフェライトが生成し靭性が劣化するとともに、冷却待ち時間を要し生産性が低下する。よって、冷却の開始温度は鋼材表面温度でＡｒ 3 点以上である。
ｅ．Ａｒ 3 点以上からの冷却速度：２℃／秒以上
Ａｒ 3 点以上からの冷却速度が２℃／秒未満では、冷却中に粗大なフェライトが生成し、靭性が劣化することに加え、冷却中断時に表面温度がすみやかに６５０℃以上に復熱しにくくなる。よって、Ａｒ 3 点以上からの冷却速度は２℃／秒以上である。
ｆ．冷却中断時の表面温度：（Ａｒ 3 点−２００）℃以下
冷却中断時の表面温度が（Ａｒ 3 点−２００）℃よりも高い場合、冷却再開後も含めた初期の冷却速度が小さくなり、冷却の効果が損なわれる。よって、冷却中断時の表面温度は（Ａｒ 3 点−２００）℃以下である。
ｇ．復熱時の表面温度：６５０℃〜Ａｃ 1 点
復熱時の表面温度が６５０℃未満の場合、最初の冷却により表面付近に生成した硬いベイナイトもしくはマルテンサイトの焼戻しによる軟化が十分に起こらず、板厚方向の材質差が解消されない。また、復熱時の表面温度がＡｃ 1 点を越えると逆変態によりオーステナイトが生成し、引き続いて行われる冷却により再び硬いベイナイトやマルテンサイトとなる場合がある。よって、復熱時の表面温度は６５０℃以上Ａｃ 1 点以下である。
ｈ．復熱時の冷却速度：２℃／秒以上
復熱時の冷却速度が２℃／秒未満では、冷却中に粗大なフェライトが生成し、靭性が劣化する。よって、復熱時の冷却速度は２℃／秒以上である。
【００１８】
ｉ．冷却待機時の温度Ｔ（℃）：Ａｒ 3 点〜（Ａｒ 3 点−１００）℃、および待機時間ｔ（秒）：１０1.3-0.006 ×Δ T≦ｔ≦１５０、但し、ΔＴ：Ａｒ 3 点−Ｔ（℃）
本発明者らは表１に示した鋼Ａの成分系を用いて鋼材特性に及ぼす待機温度と待機時間の影響を検討した結果、図１に示すようにＡｒ 3 点〜（Ａｒ 3 点−１００）℃の温度域で１０1.3-0.006 ×Δ T≦ｔ≦１５０秒待機することにより引張強度が４９０Ｎ／ｍｍ2以上でかつ降伏比が８０％以下となることを見出した。つまり、待機温度を比較的短時間でフェライトが析出するＡｒ 3 点〜（Ａｒ 3 点−１００）℃とし、待機時間を１０1.3-0.006 ×Δ T≦ｔ≦１５０秒とすることにより所定のフェライト分率に制御し、その後の更なる冷却により残りのオーステナイトをベイナイトとし最終的にフェライト＋ベイナイト組織として降伏比≦８０％を達成する。また、待機時間の上限は生産性を損なわないように１５０秒である。
【００１９】
待機温度がＡｒ 3 点より高温では待機中にフェライトが生成せず、８０％以下の低降伏比が得られない。一方、待機温度が（Ａｒ 3 点−１００）℃未満となると短時間の待機においてもフェライトが過度に生成するため強度を確保し難くなる。したがって、強度確保および低降伏比の観点から、待機温度はＡｒ 3 点〜（Ａｒ 3 点−１００）℃、かつ待機時間は１０1.3-0.006 ×Δ T≦ｔ≦１５０秒である。なお、ここに示される冷却待機温度は鋼板の平均温度であり、上記ｇ項に示した復熱時の表面温度よりも高くなる場合もあり得る。
【００２０】
ｊ．待機後の冷却速度：２〜１５℃／秒
待機後の冷却速度が２℃／秒未満では、待機後の未変態オーステナイトからべイナイト変態が起こりにくく、８０％以下の低降伏比を得ることができない。また、１５℃／秒を越える冷却速度では、表面の硬度が上昇し、復熱により板厚方向の材質差を小さくした効果が損なわれる。したがって、待機後の冷却速度は２〜１５℃／秒である。
ｋ．待機後の冷却停止温度：４００〜６００℃
待機後の冷却停止温度を４００℃未満とすると、冷却によりマルテンサイトが生成し、靭性が劣化する。一方、冷却停止温度が６００℃超えでは、べイナイト変態が十分進行しないため高張力鋼としての強度を確保することが難しくなる。したがって、待機後の冷却停止温度は４００〜６００℃である。
【００２１】
上記成分系と圧延・冷却条件の採用により生産性を損なうことなく４９０Ｎ／ｍｍ2 以上の強度と８０％以下の降伏比を有し、かつ板厚方向の材質差が小さい高張力鋼材の製造が可能となる。
【００２２】
以下に本発明の実施例を挙げ、本発明の効果を立証する。
【００２３】
【実施例】
成分系ならびに圧延、冷却条件を変えて製造した鋼材の機械的性質を調べた。表１に供試鋼の化学成分およびＡｒ3 ，Ａｃ1 の各変態点を、表２、３に供試鋼の製造条件と引張試験、シャルピー衝撃試験の結果ならびに表面と板厚中心部のビッカース硬度差を示す（Ａ〜Ｌ：本発明鋼、Ｍ〜Ｘ：比較鋼）。
【００２４】
成分系、製造条件とも本発明の範囲内である本発明鋼Ａ〜Ｌは４９０Ｎ／ｍｍ2 以上の十分な引張強度（ＴＳ）と８０％以下の降伏比（ＹＲ）および優れた靭性（ｖＥ０）を示し、かつ表面の板厚中心部の硬度差（ΔＨｖ）も８〜２４程度と小さい。
【００２５】
これに対し、復熱時の表面温度が本発明の範囲外である比較鋼ＭおよびＰ、冷却待機後の冷却速度が本発明の範囲より大きい比較鋼Ｑはいずれも表面と板厚中心部の硬度差ΔＨｖが４０以上あり、板厚方向の材質差が大きい。
【００２６】
比較鋼Ｎ，Ｏ，Ｒ〜Ｘは、板厚方向の材質差は、本発明鋼と同程度に小さいが、冷却中断時の表面温度が本発明の範囲より高い比較鋼Ｘ、冷却待機時の平均温度が本発明の範囲より低い比較鋼Ｏはいずれも引張強度が４９０Ｎ／ｍｍ2 未満であり、高張力鋼としての強度が得られない。また、冷却待機時の平均温度が本発明の範囲より高い比較鋼Ｖ、冷却待機時間が本発明の範囲より短い比較鋼Ｗ、成分系が本発明の範囲外である比較鋼ＮおよびＲは、いずれもＹＲが８０％を越えており、低降伏比が得られない。さらに、Ａｒ3 以上の圧下率が本発明の範囲外である比較鋼Ｔ、冷却速度が本発明の範囲より小さい比較鋼Ｓ、待機後の冷却停止温度が本発明の範囲より低い比較鋼Ｕは、いずれも靭性が他の鋼に較べて劣っている。
【００２７】
【表１】
【００２８】
【表２】
【００２９】
【表３】
【００３０】
【発明の効果】
以上説明したように本発明によれば、鋼組成及び製造条件を特定することにより、高層建築物用などに使用される降伏比が８０％以下の低降伏比高張力鋼材を、板厚方向の材質の均一性を損なうことなく圧延ままで製造することができ、熱処理を施す必要がないため生産性と経済性を著しく高めることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の実施の形態に係る鋼材の強度、降伏比に及ぼす待機温度と待機時間の影響を示した図。
【発明の属する技術分野】
本発明は、高層建築物などの鋼構造物に用いられる低降伏比高張力鋼材の製造方法に関し、特に板厚方向の材質差の小さい低降伏比高張力鋼材の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年建築物の高層化、大型化に伴い使用される部材にも厚肉化、高張力化が要求され、引張強度４９０Ｎ／ｍｍ2 以上の高張力厚鋼材（板厚２５ｍｍ以上）が普及してきている。また、今日の高層建築物には、巨大地震に見舞われた時、柱・梁部材の塑性変形により地震エネルギーを吸収させ、大崩壊を回避するという人的安全性を重視した限界状態設計法が適用される。したがって、限界状態設計法で使用される柱・梁部材には、高い塑性変形能の目安として降伏比（ＹＲ）が低いこと、つまり低降伏比が望まれ、降伏比が低い材料ほど塑性変形能が優れていると言われている。
【０００３】
低降伏比化については、一般的に焼入れと焼戻し処理の間に二相域に加熱する中間熱処理を施す方法等に代表されるように、軟質相としてのフェライトと硬質相としてのべイナイトあるいはマルテンサイトを混在させたフェライト＋硬質相組織により達成されることが知られている。このフェライト＋硬質相組織を得るための従来技術としては、上述した焼入れ−二相域焼入れ−焼戻し処理する方法や、熱間圧延後フェライトとオーステナイトの二相域まで待機した後加速冷却する方法などが挙げられるが、これらの技術では複雑な熱処理工程の必要や焼入れ開始までの待機時間の長期化による生産性の低下や製造コストの増加が避けられない。
【０００４】
これを回避する方法が、特公平７−７４３７９号公報や特開平５−２７１７６１号公報に開示されている。特公平７−７４３７９号公報、特開平５−２７ｌ７６１号公報の提案とも、熱間圧延後にＡｒ3 −２０℃以下、Ａｒ3 −１００℃以上まで予備冷却を行った後鋼板表面がＡｒ3 −１００℃以上に復熱させ、再び１５℃／秒を超える冷却速度で４００〜６００℃まで冷却するというものである。
しかしながら、これらの提案では冷却速度が速いため表面に著しい強度上昇を生じる場合があるばかりでなく、予備冷却後の復熱時間についての規定がないため、低降伏比に適した組織に制御し難く、板厚方向の材質の均一性および低降伏比鋼の製造安定性に劣る。
鋼材の板厚方向の強度差を低減する方法は、特開平３−１８８２１６号公報や特開平４−２２４６２３号公報に開示されている。特開平３−１８８２１６号公報の提案は鋼スラブをオーステナイトの再結晶域で圧延終了後、Ａｒ3 点以上から水冷を開始し、表面温度がＡｒ3 −１５０℃以下で一旦冷却を中止して表面温度がＡｃ1 点〜Ａｃ3 点に復熱した後、水冷を再開するものである。
【０００５】
また、特開平４−２２４６２３号公報の提案は、制御冷却時の冷却速度の範囲を３〜１２℃／ｓｅｃとした他、圧延終了温度、冷却開始温度、冷却停止温度等を規定したものである。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特開平３−１８８２１６号公報の方法は表面温度をＡｃ1 点〜Ａｃ3 点に復熱して硬質べイナイトの一部をオーステナイトへ逆変態させた後水量密度０．６ｍ3 ／（ｍ2 ・ｍｉｎ）以上で急冷するため、逆変態オーステナイトが再び硬質べイナイトになる場合があり、板厚方向の強度差は必ずしも低減されない。また、冷却時の板厚方向内部の温度履歴が規定されておらず、これだけでは必ずしも低降伏比鋼を得ることができない。
また、特開平４−２２４６２３号公報の方法では表面と内部の強度をそれぞれ制御することができず、冷却速度が提案の範囲の上限に近づくと板厚方向の強度差が大きくなることは避けられない。
【０００７】
本発明の目的は、上記の各問題点を解消し、高層建築物などに用いる低降伏比高張力鋼材を板厚方向の材質の均一性を損なうことなく安価で大量に安定して製造する方法を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
前記課題を解決し目的を達成するために、本発明は以下に示す手段を用いている。
（１）本発明の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１８％と、Ｓｉ：０．０５〜０．５％と、Ｍｎ：０．６〜１．７％と、Ａｌ：０．０８％以下とを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼材を製造する方法において、
該鋼を１０００℃以上に加熱後Ａｒ 3 点以上の温度域において圧下率が５０％以上の熱間圧延を行う工程と、
熱間圧延された鋼材をＡｒ 3 点以上の鋼材表面温度域から（Ａｒ 3 点−２００）℃以下の鋼材表面温度域まで２℃／秒以上の冷却速度で冷却した後、一旦冷却を中断し、鋼材表面温度をオーステナイトに逆変態しない６５０℃〜Ａｃ 1 点の温度域に復熱させる工程と、
鋼材表面温度が６５０℃〜Ａｃ 1 点の温度域に復熱された鋼材を、Ａｒ 3 点〜（Ａｒ 3 点−１００）℃の鋼材平均温度域まで、再び２℃／秒以上の冷却速度で冷却し、待機時の鋼材平均温度：Ｔ（℃）＝Ａｒ 3 点〜（Ａｒ 3 点−１００）℃において下記（１）式を満たす待機時間：ｔ（秒）の待機を行う工程と、
待機された鋼材を４００〜６００℃の鋼材平均温度域まで２〜１５℃／秒の冷却速度で冷却を行う工程と、
を備えたことを特徴とする、板厚方向材質差の小さい低降伏比高張力鋼材の製造方法である。
１０1.3-0.006 ×Δ T≦ｔ≦１５０ …（１）
但し、ΔＴ：Ａｒ 3 点（℃）−Ｔ（℃）
（２）本発明の製造方法は、鋼成分として、重量％でさらにＣｕ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜０．８％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．００５〜０．１％及びＴｉ：０．００５〜０．０３％の群から選択された１種または２種以上を含有することを特徴とする、上記（１）に記載の板厚方向材質差の小さい低降伏比高張力鋼材の製造方法である。
なお、本発明においては特にことわりのない限り、温度は鋼板板厚方向の平均温度をさす。
【０００９】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、上記の課題を解決すべく、圧延後長時間の待機あるいは熱処理を行うことなく、板厚方向の材質差の小さい低降伏比高張力鋼材を製造する技術を得るため、冷却中に生成するベイナイト組織を硬質なものとならないようにする冷却条件と、鋼材の強度、降伏比に及ぼす待機温度と待機時間の影響について鋭意検討した結果、以下の知見を得るに至った。
すなわち、冷却を一旦中断して表面温度を６５０℃〜Ａｃ 1 点に復熱させることにより、復熱中にフェライト変態させて表層部を全面ベイナイトとしないこと、表層に生成したベイナイト相は、冷却を一旦中断した後にオーステナイト相に逆変態しなくても、復熱によるテンパー効果によりある程度軟化すること、また、所定の待機温度、待機時間で待機した後、所定の冷却速度で加速冷却することにより、所望の引張強さ（４９０Ｎ／ｍｍ2以上）でかつ降伏比が８０％以下となることを見出した。
以上の知見に基づき、本発明者らは、特定量の化学成分を有する鋼に施す熱間圧延条件、及び冷却中断、復熱工程を含む冷却条件を一定範囲に制御するようにして、鋼組織をフェライト＋ベイナイトの混合組織とし、圧延ままで４９０Ｎ／ｍｍ2以上の引張強度と８０％以下の低降伏比を達成できるとともに、板厚方向の材質差を小さくすることが可能な高張力鋼材の製造方法を見出し、本発明を完成させた。
【００１０】
すなわち、本発明は鋼組成及び製造条件を下記範囲に限定することにより、高層建築物用などに用いる低降伏比高張力鋼材を、板厚方向の材質の均一性を損なうことなく安価で大量に安定して製造することができる。
【００１１】
以下、本発明の成分添加理由、成分限定理由、及び製造条件の限定理由について説明する。
【００１２】
（１）成分組成範囲
Ｃ：０．０２〜０．１８％
Ｃは、鋼の強度を確保するために０．０２％以上添加するが、０．１８％を超えて多量に含有させると靭性および溶接性が劣化するため、その範囲は０．０２〜０．１８％である。
Ｓｉ：０．０５〜０．５％
Ｓｉは、脱酸のために０．０５％以上の添加が必要であるが、０．５％を超えるとＨＡＺ（溶接熱影響部）靭性及び溶接性が劣化するため、その範囲は０．０５〜０．５％である。
Ｍｎ：０．６〜１．７％
Ｍｎは、鋼材の強度・靭性の向上ならびにＦｅＳの生成抑制のため０．６％以上は必要であるが、１．７％を超える多量の添加は鋼の焼き入れ性の増加を引き起こし、溶接時に硬化層が生成して割れ感受性が高くなるため、その範囲は０．６〜１．７％である。
Ａｌ：０．０８％以下
Ａｌは、脱酸上鋼に含まれる元素であるが、多量に含有させると鋼の清浄度を悪くし、溶接部の靭性劣化を招くため、その範囲は０．０８％以下である。
【００１３】
本発明は以上を基本成分とし、以下の選択成分群の１種または２種以上を必要に応じて添加してもよい。
（選択成分群）
Ｃｕ：０．０５〜１．０％
Ｃｕは、強度上昇および靭性改善に非常に有効な元素であるが、含有量が０．０５％未満では十分な効果が発揮されず、１．０％を越えると析出硬化が著しくまた鋼材表面に割れが生じやすいため、Ｃｕを添加する場合にはその範囲は０．０５〜１．０％である。
Ｎｉ：０．０５〜０．８％
Ｎｉは、母材の強度ならびに靭性を向上させる効果を有するが、その含有量が０．０５％未満では十分な効果が得られず、０．８％を超える添加はコストアップにつながるため、Ｎｉを添加する場合にはその範囲は０．０５〜０．８％である。
Ｃｒ：０．０５〜１．０％
Ｃｒは、焼入性向上に有効な元素であるが、その含有量が０．０５％未満では効果が小さく、１．０％を超えると溶接性やＨＡＺ靭性を劣化させるため、Ｃｒを添加する場合にはその範囲は０．０５〜１．０％である。
Ｍｏ：０．０５〜１．０％
Ｍｏは、焼入性を高めるとともに焼戻し軟化抵抗を高め、強度上昇に有効であるが、その含有量が０．０５％未満ではその効果が十分に発揮されず、１．０％を超えると溶接性を劣化させるとともに炭化物の析出により降伏比が上昇するため、Ｍｏを添加する場合にはその範囲は０．０５〜１．０％である。
Ｎｂ：０．００５〜０．１％
Ｎｂは、微細炭窒化物の析出効果により強度上昇、靭性向上に有効に作用する元素であるが、その含有量が０．００５％未満では効果が発揮されず、０．１％を超える添加は過度の析出効果により降伏比低下の妨げになるため、Ｎｂを添加する場合にはその範囲は０．００５〜０．１％である。
Ｖ：０．００５〜０．１％
Ｖは、少量の添加により焼入性を向上させ、焼戻し軟化抵抗を高める元素であるが、その含有量が０．００５％未満ではその効果が十分に発揮されず、０．１％を超えて添加すると溶接性を劣化させるため、Ｖを添加する場合にはその範囲は０．００５〜０．１％である。
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％
Ｔｉは、ＴｉＮの溶接ＨＡＺ部の組織粗大化を抑制してＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素である。０．００５％未満のＴｉ添加ではＨＡＺ靭性向上効果が発揮されない。０．０３％を越えて添加すると、溶接の冷却過程でＴｉＣが析出し、ＨＡＺ靭性の劣化を招くため、Ｔｉを添加する場合にはその範囲は０．００５〜０．０３％の範囲である。
上記の成分組成範囲に調整することにより、高層建築物などに用いる降伏比が８０％以下の板厚方向材質差の小さい高張力鋼材を、圧延後の板熱処理を必要とすることなく安価で大量に安定して得ることが可能となる。
【００１４】
このような特性の鋼材は以下の製造方法により、製造することができる。
【００１５】
（２）鋼材製造工程
（製造方法）
上記の成分組成範囲に調整した鋼を溶製し、連続鋳造で得られた鋼材を１０００℃以上に加熱後Ａｒ 3 点以上の鋼材表面温度域において圧下率が５０％以上の熱間圧延を行い、次いでＡｒ 3 点以上の鋼材表面温度域から（Ａｒ 3 点−２００）℃以下の鋼材表面温度域まで２℃／秒以上の冷却速度で冷却した後、一旦冷却を中断する。続いて、鋼材表面温度を６５０℃〜Ａｃ 1 点の温度域に復熱させた後、Ａｒ 3 点〜（Ａｒ 3 点−１００）℃の鋼材平均温度域まで、再び２℃／秒以上の冷却速度で冷却し、待機時の鋼材平均温度：Ｔ＝Ａｒ 3 点〜（Ａｒ 3 点−１００）℃において下記（１）式を満たす待機時間：ｔ（秒）の待機を行う。その後、４００〜６００℃の鋼材平均温度域まで２〜１５℃／秒の冷却速度で冷却する。
【００１６】
１０1.3-0.006 ×Δ T≦ｔ≦１５０ …（１）
但し、ΔＴ：Ａｒ 3 点−Ｔ（℃）
ａ．鋼の加熱温度：１０００℃以上
１０００℃未満の加熱では、良好な熱間加工性が得られない。よって、鋼の加熱温度は１０００℃以上である。
【００１７】
ｂ．熱間圧延終了温度：Ａｒ 3 点以上
熱間圧延終了温度がＡｒ 3 点未満では超音波探傷の測定精度に悪影響を及ぼす音響異方性が生じる。よって、熱間圧延終了温度はＡｒ 3 点以上である。
ｃ．Ａｒ 3 点以上の圧下率：５０％以上
Ａｒ 3 点以上での圧下率が５０％未満では、加熱により粗大化した組織の再結晶が不十分であり、特に靭性が劣化する。よって、Ａｒ 3 点以上での圧下率は５０％以上である。
ｄ．冷却開始温度：Ａｒ 3 点以上
冷却開始温度がＡｒ 3 点未満では、冷却開始前に粗大なフェライトが生成し靭性が劣化するとともに、冷却待ち時間を要し生産性が低下する。よって、冷却の開始温度は鋼材表面温度でＡｒ 3 点以上である。
ｅ．Ａｒ 3 点以上からの冷却速度：２℃／秒以上
Ａｒ 3 点以上からの冷却速度が２℃／秒未満では、冷却中に粗大なフェライトが生成し、靭性が劣化することに加え、冷却中断時に表面温度がすみやかに６５０℃以上に復熱しにくくなる。よって、Ａｒ 3 点以上からの冷却速度は２℃／秒以上である。
ｆ．冷却中断時の表面温度：（Ａｒ 3 点−２００）℃以下
冷却中断時の表面温度が（Ａｒ 3 点−２００）℃よりも高い場合、冷却再開後も含めた初期の冷却速度が小さくなり、冷却の効果が損なわれる。よって、冷却中断時の表面温度は（Ａｒ 3 点−２００）℃以下である。
ｇ．復熱時の表面温度：６５０℃〜Ａｃ 1 点
復熱時の表面温度が６５０℃未満の場合、最初の冷却により表面付近に生成した硬いベイナイトもしくはマルテンサイトの焼戻しによる軟化が十分に起こらず、板厚方向の材質差が解消されない。また、復熱時の表面温度がＡｃ 1 点を越えると逆変態によりオーステナイトが生成し、引き続いて行われる冷却により再び硬いベイナイトやマルテンサイトとなる場合がある。よって、復熱時の表面温度は６５０℃以上Ａｃ 1 点以下である。
ｈ．復熱時の冷却速度：２℃／秒以上
復熱時の冷却速度が２℃／秒未満では、冷却中に粗大なフェライトが生成し、靭性が劣化する。よって、復熱時の冷却速度は２℃／秒以上である。
【００１８】
ｉ．冷却待機時の温度Ｔ（℃）：Ａｒ 3 点〜（Ａｒ 3 点−１００）℃、および待機時間ｔ（秒）：１０1.3-0.006 ×Δ T≦ｔ≦１５０、但し、ΔＴ：Ａｒ 3 点−Ｔ（℃）
本発明者らは表１に示した鋼Ａの成分系を用いて鋼材特性に及ぼす待機温度と待機時間の影響を検討した結果、図１に示すようにＡｒ 3 点〜（Ａｒ 3 点−１００）℃の温度域で１０1.3-0.006 ×Δ T≦ｔ≦１５０秒待機することにより引張強度が４９０Ｎ／ｍｍ2以上でかつ降伏比が８０％以下となることを見出した。つまり、待機温度を比較的短時間でフェライトが析出するＡｒ 3 点〜（Ａｒ 3 点−１００）℃とし、待機時間を１０1.3-0.006 ×Δ T≦ｔ≦１５０秒とすることにより所定のフェライト分率に制御し、その後の更なる冷却により残りのオーステナイトをベイナイトとし最終的にフェライト＋ベイナイト組織として降伏比≦８０％を達成する。また、待機時間の上限は生産性を損なわないように１５０秒である。
【００１９】
待機温度がＡｒ 3 点より高温では待機中にフェライトが生成せず、８０％以下の低降伏比が得られない。一方、待機温度が（Ａｒ 3 点−１００）℃未満となると短時間の待機においてもフェライトが過度に生成するため強度を確保し難くなる。したがって、強度確保および低降伏比の観点から、待機温度はＡｒ 3 点〜（Ａｒ 3 点−１００）℃、かつ待機時間は１０1.3-0.006 ×Δ T≦ｔ≦１５０秒である。なお、ここに示される冷却待機温度は鋼板の平均温度であり、上記ｇ項に示した復熱時の表面温度よりも高くなる場合もあり得る。
【００２０】
ｊ．待機後の冷却速度：２〜１５℃／秒
待機後の冷却速度が２℃／秒未満では、待機後の未変態オーステナイトからべイナイト変態が起こりにくく、８０％以下の低降伏比を得ることができない。また、１５℃／秒を越える冷却速度では、表面の硬度が上昇し、復熱により板厚方向の材質差を小さくした効果が損なわれる。したがって、待機後の冷却速度は２〜１５℃／秒である。
ｋ．待機後の冷却停止温度：４００〜６００℃
待機後の冷却停止温度を４００℃未満とすると、冷却によりマルテンサイトが生成し、靭性が劣化する。一方、冷却停止温度が６００℃超えでは、べイナイト変態が十分進行しないため高張力鋼としての強度を確保することが難しくなる。したがって、待機後の冷却停止温度は４００〜６００℃である。
【００２１】
上記成分系と圧延・冷却条件の採用により生産性を損なうことなく４９０Ｎ／ｍｍ2 以上の強度と８０％以下の降伏比を有し、かつ板厚方向の材質差が小さい高張力鋼材の製造が可能となる。
【００２２】
以下に本発明の実施例を挙げ、本発明の効果を立証する。
【００２３】
【実施例】
成分系ならびに圧延、冷却条件を変えて製造した鋼材の機械的性質を調べた。表１に供試鋼の化学成分およびＡｒ3 ，Ａｃ1 の各変態点を、表２、３に供試鋼の製造条件と引張試験、シャルピー衝撃試験の結果ならびに表面と板厚中心部のビッカース硬度差を示す（Ａ〜Ｌ：本発明鋼、Ｍ〜Ｘ：比較鋼）。
【００２４】
成分系、製造条件とも本発明の範囲内である本発明鋼Ａ〜Ｌは４９０Ｎ／ｍｍ2 以上の十分な引張強度（ＴＳ）と８０％以下の降伏比（ＹＲ）および優れた靭性（ｖＥ０）を示し、かつ表面の板厚中心部の硬度差（ΔＨｖ）も８〜２４程度と小さい。
【００２５】
これに対し、復熱時の表面温度が本発明の範囲外である比較鋼ＭおよびＰ、冷却待機後の冷却速度が本発明の範囲より大きい比較鋼Ｑはいずれも表面と板厚中心部の硬度差ΔＨｖが４０以上あり、板厚方向の材質差が大きい。
【００２６】
比較鋼Ｎ，Ｏ，Ｒ〜Ｘは、板厚方向の材質差は、本発明鋼と同程度に小さいが、冷却中断時の表面温度が本発明の範囲より高い比較鋼Ｘ、冷却待機時の平均温度が本発明の範囲より低い比較鋼Ｏはいずれも引張強度が４９０Ｎ／ｍｍ2 未満であり、高張力鋼としての強度が得られない。また、冷却待機時の平均温度が本発明の範囲より高い比較鋼Ｖ、冷却待機時間が本発明の範囲より短い比較鋼Ｗ、成分系が本発明の範囲外である比較鋼ＮおよびＲは、いずれもＹＲが８０％を越えており、低降伏比が得られない。さらに、Ａｒ3 以上の圧下率が本発明の範囲外である比較鋼Ｔ、冷却速度が本発明の範囲より小さい比較鋼Ｓ、待機後の冷却停止温度が本発明の範囲より低い比較鋼Ｕは、いずれも靭性が他の鋼に較べて劣っている。
【００２７】
【表１】
【表２】
【表３】
【発明の効果】
以上説明したように本発明によれば、鋼組成及び製造条件を特定することにより、高層建築物用などに使用される降伏比が８０％以下の低降伏比高張力鋼材を、板厚方向の材質の均一性を損なうことなく圧延ままで製造することができ、熱処理を施す必要がないため生産性と経済性を著しく高めることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の実施の形態に係る鋼材の強度、降伏比に及ぼす待機温度と待機時間の影響を示した図。
Claims (2)
- 重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１８％と、Ｓｉ：０．０５〜０．５％と、Ｍｎ：０．６〜１．７％と、Ａｌ：０．０８％以下とを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼材を製造する方法において、
該鋼を１０００℃以上に加熱後Ａｒ 3 点以上の温度域において圧下率が５０％以上の熱間圧延を行う工程と、
熱間圧延された鋼材をＡｒ 3 点以上の鋼材表面温度域から（Ａｒ 3 点−２００）℃以下の鋼材表面温度域まで２℃／秒以上の冷却速度で冷却した後、一旦冷却を中断し、鋼材表面温度をオーステナイトに逆変態しない６５０℃〜Ａｃ 1 点の温度域に復熱させる工程と、
鋼材表面温度が６５０℃〜Ａｃ 1 点の温度域に復熱された鋼材を、Ａｒ 3 点〜（Ａｒ 3 点−１００）℃の鋼材平均温度域まで、再び２℃／秒以上の冷却速度で冷却し、待機時の鋼材平均温度：Ｔ（℃）＝Ａｒ 3 点〜（Ａｒ 3 点−１００）℃において下記（１）式を満たす待機時間：ｔ（秒）の待機を行う工程と、
待機された鋼材を４００〜６００℃の鋼材平均温度域まで２〜１５℃／秒の冷却速度で冷却を行う工程と、
を備えたことを特徴とする、板厚方向材質差の小さい低降伏比高張力鋼材の製造方法。
１０1.3-0.006 ×Δ T≦ｔ≦１５０ …（１）
但し、ΔＴ：Ａｒ 3 点（℃）−Ｔ（℃） - 鋼成分として、重量％でさらにＣｕ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜０．８％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．００５〜０．１％及びＴｉ：０．００５〜０．０３％の群から選択された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に記載の板厚方向材質差の小さい低降伏比高張力鋼材の製造方法。
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| KR20160028480A (ko) | 2013-08-22 | 2016-03-11 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 후강판 및 그의 제조 방법 |
-
1998
- 1998-03-30 JP JP08366098A patent/JP3911834B2/ja not_active Expired - Fee Related
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