JP6693606B1 - 角形鋼管およびその製造方法並びに建築構造物 - Google Patents
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Abstract
Description
[1] 平板部と角部を有する角形鋼管であって、
成分組成は、質量%で、
C :0.04%以上0.50%以下、
Si:2.0%以下、
Mn:0.5%以上3.0%以下、
P :0.10%以下、
S :0.05%以下、
Al:0.005%以上0.10%以下、
N :0.010%以下
を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、
管外面から板厚tの1/4t位置における鋼組織は、
体積率で、フェライトが30%超、ベイナイトが10%以上であり、
該フェライトおよび該ベイナイトの合計が、管外面から板厚tの1/4t位置における鋼組織全体に対して70%以上95%以下であり、
残部がパーライト、マルテンサイト、オーステナイトから選択される1種または2種以上からなり、
隣り合う結晶の方位差が15°以上の境界で囲まれた領域を結晶粒としたとき、
該結晶粒の平均円相当径が7.0μm未満であり、かつ円相当径で40.0μm以上の該結晶粒の合計が1/4t位置における鋼組織全体に対して体積率で30%以下であり、
前記平板部の降伏比YRfと前記角部の降伏比YRcが(1)式を満足する、角形鋼管。
YRc−YRf≦0.09 ・・・(1)
[2] 平板部の降伏強度が385MPa以上、平板部の引張強度が520MPa以上、
平板部の降伏比が0.90以下、平板部の0℃におけるシャルピー吸収エネルギーが70J以上である、[1]に記載の角形鋼管。
[3] 前記成分組成に加えてさらに、質量%で、下記A群およびB群のうちから選ばれた1群または2群を含有する、[1]または[2]に記載の角形鋼管。
記
A群:Nb:0.15%以下、Ti:0.15%以下、V:0.15%以下のうちから選ばれた1種または2種以上
B群:Cr:1.0%以下、Mo:1.0%以下、Cu:0.5%以下、Ni:0.3%以下、Ca:0.010%以下、B:0.010%以下のうちから選ばれた1種または2種以上
[4] 前記鋼組織は、体積率で、ベイナイトが10%以上40%未満である、[1]〜[3]のいずれか1つに記載の角形鋼管。
[5] [1]または[3]に記載の成分組成を有する鋼素材を、
加熱温度:1100℃以上1300℃以下に加熱した後、
粗圧延終了温度:850℃以上1150℃以下、仕上圧延終了温度:750℃以上850℃以下、かつ930℃以下での合計圧下率:65%以上である熱間圧延を施し、
次いで、板厚中心温度で平均冷却速度:10℃/s以上30℃/s以下、冷却停止温度:450℃以上650℃以下で冷却を施し、
次いで、450℃以上650℃以下で巻取り熱延鋼板とし、
次いで、冷間ロール成形により、前記熱延鋼板を円筒状に成形した後、角形状に成形して角形の鋼管とする造管工程を施す、角形鋼管の製造方法。
[6] [1]〜[4]のいずれか1つに記載の角形鋼管が、柱材として使用されている、建築構造物。
YRc−YRf≦0.09 ・・・(1)
まず、本発明の角形鋼管の降伏比を限定した理由について説明する。
参考文献1: 日本建築学会:建築耐震設計における保有耐力と変形性能(1990)、1990年
上記の曲げ試験では、変形量が大きい角部の変形性能が試験結果に大きく影響すると考えられる。(YRc−YRf)の値が大きい角形鋼管は、相対的に角部の降伏比YRcが高く伸びが小さいので、結果として変形性能が低くなったと推定される。ロール成形角形鋼管の場合には、(YRc−YRf)の値が0.09以下になるため、角部の降伏比YRcが相対的に低く、上記の曲げ試験において十分な変形性能を示したものと考えられる。
YRc−YRf≦0.09 ・・・(1)
この(1)式を満足するためには、得られるロール成形角形鋼管の成分組成、鋼組織および製造条件を後述のように適切に制御することが重要である。
Cは固溶強化により鋼の強度を上昇させる元素である。また、Cは、パーライトの生成を促進し、焼入れ性を高めてマルテンサイトの生成に寄与し、オーステナイトの安定化に寄与することから、硬質相の形成にも寄与する元素である。本発明で目的とする強度および降伏比を確保するためには、0.04%以上のCを含有することが必要である。しかしながら、C含有量が0.50%を超えると、硬質相の割合が高くなり靱性が低下し、また溶接性も悪化する。このため、C含有量は0.04%以上0.50%以下とする。C含有量は、好ましくは0.08%以上であり、より好ましくは0.12%超であり、より一層好ましくは0.14%以上ある。また、C含有量は、好ましくは0.30%以下であり、より好ましくは0.25%以下であり、より一層好ましくは0.22%以下である。
Siは固溶強化により鋼の強度を上昇させる元素であり、必要に応じて含有することができる。このような効果を得るためには、0.01%以上のSiを含有することが望ましい。しかし、Si含有量が2.0%を超えると、電縫溶接部に酸化物が生成しやすくなり、溶接部特性が低下する。また電縫溶接部以外の母材部の靱性も低下する。このため、Si含有量は2.0%以下とする。Si含有量は、好ましくは0.01%以上であり、より好ましくは0.10%以上である。また、Si含有量は、好ましくは0.5%以下であり、より好ましくは0.4%以下であり、より一層好ましくは0.3%以下である。
Mnは固溶強化により鋼の強度を上昇させる元素である。また、Mnはフェライト変態開始温度を低下させることで組織の微細化に寄与する元素である。本発明で目的とする強度および組織を確保するためには、0.5%以上のMnを含有することが必要である。しかしながら、Mn含有量が3.0%を超えると、電縫溶接部に酸化物が生成しやすくなり、溶接部特性が低下する。また、固溶強化および組織の微細化のため、降伏強度が高くなり、所望の降伏比が得られなくなる。このため、Mn含有量は0.5%以上3.0%以下とする。Mn含有量は、好ましくは0.7%以上であり、より好ましくは0.9%以上であり、より一層好ましくは1.0%以上である。また、Mn含有量は、好ましくは2.5%以下であり、より好ましくは2.0%以下である。
Pは、粒界に偏析し材料の不均質を招くため、不可避的不純物としてできるだけ低減することが好ましいが、0.10%以下の含有量までは許容できる。このため、P含有量は0.10%以下の範囲内とする。P含有量は、好ましくは0.03%以下であり、より好ましくは0.020%以下であり、より一層好ましくは0.015%以下である。なお、特にPの下限は規定しないが、過度の低減は製錬コストの高騰を招くため、Pは0.002%以上とすることが好ましい。
Sは、鋼中では通常、MnSとして存在するが、MnSは、熱間圧延工程で薄く延伸され、延性に悪影響を及ぼす。このため、本発明ではSをできるだけ低減することが好ましいが、0.05%以下の含有量までは許容できる。このため、S含有量は0.05%以下とする。S含有量は、好ましくは0.015%以下であり、より好ましくは0.010%以下であり、より一層好ましくは0.008%以下である。なお、特にSの下限は規定しないが、過度の低減は製錬コストの高騰を招くため、Sは0.0002%以上とすることが好ましい。
Alは、強力な脱酸剤として作用する元素である。このような効果を得るためには、0.005%以上のAlを含有することが必要である。しかし、Al含有量が0.10%を超えると溶接性が悪化するとともに、アルミナ系介在物が多くなり、表面性状が悪化する。また溶接部の靱性も低下する。このため、Al含有量は0.005%以上0.10%以下とする。Al含有量は、好ましくは0.01%以上であり、より好ましくは0.027%以上である。また、Al含有量は、好ましくは0.07%以下であり、より好ましくは0.04%以下である。
Nは、不可避的不純物であり、転位の運動を強固に固着することで靭性を低下させる作用を有する元素である。本発明では、Nは不純物としてできるだけ低減することが望ましいが、Nの含有量は0.010%までは許容できる。このため、N含有量は0.010%以下とする。N含有量は、好ましくは0.0080%以下であり、より好ましくは0.0040%以下であり、より一層好ましくは0.0035%以下である。なお、過度の低減は製錬コストの高騰を招くため、N含有量は0.0010%以上とすることが好ましく、0.0015%以上とすることがより好ましい。
Nb、Ti、Vは、いずれも鋼中で微細な炭化物、窒化物を形成し、析出強化を通じて鋼の強度向上に寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果を得るため、Nb、Ti、Vを含有する場合には、それぞれNb:0.005%以上、Ti:0.005%以上、V:0.005%以上とすることが好ましい。一方、過度の含有は、降伏比の上昇および靱性の低下を招く恐れがある。よって、Nb、Ti、Vを含有する場合には、それぞれNb:0.15%以下、Ti:0.15%以下、V:0.15%以下とすることが好ましい。より好ましくは、Nb:0.008%以上0.10%以下、Ti:0.008%以上0.10%以下、V:0.008%以上0.10%以下である。より一層好ましくは、Nb:0.010%以上0.035%以下、Ti:0.010%以上0.040%以下、V:0.010%以上0.035%以下である。
Cr:1.0%以下、Mo:1.0%以下
Cr、Moは、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を上昇させる元素であり、必要に応じて含有することができる。上記した効果を得るため、Cr、Moを含有する場合には、それぞれCr:0.01%以上、Mo:0.01%以上とすることが好ましい。一方、過度の含有は、靱性の低下および溶接性の悪化を招く恐れがある。よって、Cr、Moを含有する場合には、それぞれCr:1.0%以下、Mo:1.0%以下とすることが好ましい。このため、Cr、Moを含有する場合には、それぞれCr:1.0%以下、Mo:1.0%以下とすることが好ましい。なお、Cr:0.01%以上、Mo:0.01%以上とすることが好ましい。より好ましくは、Cr:0.10%以上0.50%以下、Mo:0.10%以上0.50%以下である。
Cu、Niは、固溶強化により鋼の強度を上昇させる元素であり、必要に応じて含有することができる。上記した効果を得るため、Cu、Niを含有する場合には、それぞれCu:0.01%以上、Ni:0.01%以上とすることが好ましい。一方、過度の含有は、靱性の低下および溶接性の悪化を招く恐れがある。よって、Cu、Niを含有する場合には、それぞれCu:0.5%以下、Ni:0.3%以下とすることが好ましい。このため、Cu、Niを含有する場合には、それぞれCu:0.5%以下、Ni:0.3%以下とすることが好ましい。なお、Cu:0.01%以上、Ni:0.01%以上とすることが好ましい。より好ましくは、Cu:0.10%以上0.40%以下、Ni:0.10%以上0.20%以下である。
Caは、熱間圧延工程で薄く延伸されるMnS等の硫化物を球状化することで鋼の靱性向上に寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果を得るため、Caを含有する場合は、0.0005%以上のCaを含有することが好ましい。しかし、Ca含有量が0.010%を超えると、鋼中にCa酸化物クラスターが形成され、靱性が悪化する場合がある。このため、Caを含有する場合は、Ca含有量は0.010%以下とすることが好ましい。なお、Ca含有量は0.0005%以上とすることが好ましい。より好ましくは、Ca含有量は0.0010%以上0.0050%以下である。
Bは、フェライト変態開始温度を低下させることで組織の微細化に寄与する元素である。このような効果を得るため、Bを含有する場合は、0.0003%以上のBを含有することが好ましい。しかし、B含有量が0.010%を超えると、降伏比が上昇する場合がある。このため、Bを含有する場合は、0.010%以下とすることが好ましい。なお、B含有量は、0.0003%以上とすることが好ましい。より好ましくは、B含有量は0.0005%以上0.0050%以下である。
フェライトは軟質な組織であり、他の硬質な組織と混合させることで、鋼の降伏比を低くする。このような効果により本発明で目的とする低降伏比を得るためには、フェライトの体積率は30%を超える必要がある。フェライトの体積率は、好ましくは40%以上であり、より好ましくは43%以上であり、より一層好ましくは45%以上である。なお、特に上限は規定しないが、所望の降伏比を確保するため、フェライトの体積率は、好ましくは75%未満であり、より好ましくは70%未満であり、より一層好ましくは60%以下である。
パーライト、マルテンサイト、およびオーステナイトは硬質な組織であり、特に鋼の引張強度を上昇させるとともに、軟質なフェライトと混合させることで鋼の降伏比が低くなる。このような効果を得るためには、パーライト、マルテンサイト、およびオーステナイトは、各体積率の合計で5%以上30%以下とすることが好ましい。より好ましくは、7%以上25%以下である。より一層好ましくは、10%以上20%以下である。
上述のとおり、本発明の鋼組織は、本発明で目的とする低降伏比、降伏強度、および引張強度を得るために、軟質組織と硬質組織を混合させた鋼(以下、「複合組織鋼」と称する)とする。しかし、複合組織鋼は、単一組織鋼と比較して靱性が悪い。そこで、本発明では、上記の機械特性と優れた靱性を両立するため、結晶方位差が15°以上の境界によって囲まれた領域を結晶粒としたとき、結晶粒の平均結晶粒径を規定する。結晶粒の平均結晶粒径が7.0μm以上の場合、フェライト粒が十分に微細でないため、所望の降伏強度および靱性が得られない。このため、結晶粒の平均結晶粒径を7.0μm未満とすることにより、本発明で目的とする降伏強度を得るとともに靱性を確保する。結晶粒の平均結晶粒径は、好ましくは6.5μm以下とし、より好ましくは6.0μm以下とする。
加熱温度が1100℃未満である場合、被圧延材の変形抵抗が大きくなり圧延が困難となる。一方、加熱温度が1300℃を超えると、オーステナイト粒が粗大化し、後の圧延(粗圧延、仕上圧延)において微細なオーステナイト粒が得られず、本発明で目的とする角形鋼管の鋼組織の平均結晶粒径を確保することが困難となる。また、粗大なベイナイトの生成を抑制することが困難となり、結晶粒径が40.0μm以上の結晶粒の体積率を、本発明で目的とする範囲に制御することが難しい。このため、熱間圧延工程における加熱温度は、1100℃以上1300℃以下とする。より好ましくは1120℃以上1280℃以下である。
粗圧延終了温度が850℃未満である場合、後の仕上圧延中に鋼板表面温度がフェライト変態開始温度以下になり、多量のフェライトが生成し、ベイナイトの体積率が10%未満となる。一方、粗圧延終了温度が1150℃を超えると、オーステナイト未再結晶温度域での圧下量が不足し、微細なオーステナイト粒が得られない。その結果、本発明で目的とする角形鋼管の鋼組織の平均結晶粒径を確保することが困難となる。また、粗大なベイナイトの生成を抑制することが困難となる。このため、粗圧延終了温度は、850℃以上1150℃以下とする。より好ましくは860℃以上1000℃以下である。より一層好ましくは870℃以上980℃以下である。
仕上圧延終了温度が750℃未満である場合、仕上圧延中に鋼板表面温度がフェライト変態開始温度以下になり、多量のフェライトが生成し、ベイナイトの体積率が10%未満となる。一方、仕上圧延終了温度が850℃を超えると、オーステナイト未再結晶温度域での圧下量が不足し、微細なオーステナイト粒が得られない。その結果、本発明で目的とする角形鋼管の鋼組織の平均結晶粒径を確保することが困難となる。また、粗大なベイナイトの生成を抑制することが困難となる。このため、仕上圧延終了温度は、750℃以上850℃以下とする。より好ましくは770℃以上830℃以下である。より一層好ましくは780℃以上820℃以下である。
本発明では、熱間圧延工程においてオーステナイト中のサブグレインを微細化することで、続く冷却工程、巻取工程で生成するフェライト、ベイナイトおよび残部組織を微細化し、本発明で目的とする強度および靱性を有する角形鋼管の鋼組織を得られる。熱間圧延工程においてオーステナイト中のサブグレインを微細化するためには、オーステナイト未再結晶温度域での圧下率を高くし、十分な加工ひずみを導入する必要がある。これを達成するため、本発明では、930℃以下仕上圧延終了温度までの合計圧下率を65%以上とした。
熱延板の板厚中心温度で、冷却開始から後述する冷却停止までの温度域における平均冷却速度が10℃/s未満では、フェライトの核生成頻度が減少し、フェライト粒が粗大化するため、平均結晶粒径を7.0μm未満とすることができない。また、本発明で目的とする結晶粒径が40.0μm以上の体積率の範囲に制御することが困難である。一方で、平均冷却速度が30℃/sを超えると、得られる角形鋼管の鋼組織の管外面から板厚tの1/4t位置において多量のマルテンサイトが生成し、フェライトとベイナイトの体積率の合計が70%未満となる。平均冷却速度は、好ましくは15℃/s以上であり、より好ましくは17℃/s以上である。好ましくは25℃/s以下であり、より好ましくは23℃/s以下である。
熱延板の板厚中心温度で、冷却停止温度が450℃未満では、得られる角形鋼管の鋼組織の管外面から板厚tの1/4t位置において多量のマルテンサイトが生成し、フェライトとベイナイトの体積率の合計が70%未満となる場合がある。また、フェライトの体積率が30%以下となる場合がある。一方で、冷却停止温度が650℃を超えると、フェライトの核生成頻度が減少し、フェライト粒が粗大化するとともに、ベイナイト変態開始温度を上回るためベイナイトの体積率を10%以上とすることができない。冷却停止温度は、好ましくは480℃以上であり、より好ましくは490℃以上である。好ましくは620℃以下であり、より好ましくは600℃以下である。
巻取工程では、鋼板組織の観点より、巻取温度:450℃以上650℃以下で巻取る。巻取温度が450℃未満では、多量のマルテンサイトが生成し、フェライトとベイナイトの体積率の合計が70%未満となる場合がある。また、フェライトの体積率が30%以下となる場合がある。巻取温度が650℃超えでは、フェライトの核生成頻度が減少し、フェライト粒が粗大化するとともに、ベイナイト変態開始温度を上回るためベイナイトの体積率を10%以上とすることができない場合がある。巻取温度は、より好ましくは480℃以上620℃以下であり、より一層好ましくは490〜590℃である。
組織観察用の試験片は、角形鋼管の溶接部を含む辺部の隣の辺部(溶接部を12時方向としたときの3時または9時側の辺部)から採取した。組織観察用の試験片は、この隣の辺部となる平板部から、観察面が熱間圧延時の管軸方向断面かつ管外面から板厚tの1/4t位置となるように採取し、研磨した後、ナイタール腐食して作製した。
各組織の面積率は、代表の1つの平板部から採取した試験片を用いて5視野以上で観察を行い、各視野で得られた値の平均値として算出した。ここでは、組織観察により得られた面積率を、各組織の体積率とした。
図4は、平板部の引張試験片および角部の引張試験片の採取位置をそれぞれ示す概略図である。図5は、角部の引張試験片の詳細な採取位置を示す概略図である。
図6は、シャルピー試験片の採取位置を示す概略図である。
2 通しダイアフラム
3 支持材
4 大梁
5 小梁
6 ダイアフラム
7 間柱
Claims (7)
- 平板部と角部を有する角形鋼管であって、
成分組成は、質量%で、
C :0.04%以上0.50%以下、
Si:2.0%以下、
Mn:0.5%以上3.0%以下、
P :0.10%以下、
S :0.05%以下、
Al:0.005%以上0.10%以下、
N :0.010%以下
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、
管外面から板厚tの1/4t位置における鋼組織は、
体積率で、フェライトが30%超、ベイナイトが10%以上であり、
該フェライトおよび該ベイナイトの合計が、管外面から板厚tの1/4t位置における鋼組織全体に対して70%以上95%以下であり、
残部がパーライト、マルテンサイト、オーステナイトから選択される1種または2種以上からなり、
隣り合う結晶の方位差が15°以上の境界で囲まれた領域を結晶粒としたとき、
該結晶粒の平均円相当径が7.0μm未満であり、
かつ円相当径で40.0μm以上の該結晶粒の合計が1/4t位置における鋼組織全体に対して体積率で30%以下であり、
前記平板部の降伏比YRfと前記角部の降伏比YRcが(1)式を満足し、
前記平板部の降伏強度が385MPa以上、前記平板部の引張強度が520MPa以上、前記平板部の0℃におけるシャルピー吸収エネルギーが70J以上である、角形鋼管。
YRc−YRf≦0.09 ・・・(1) - 前記平板部の降伏比が0.90以下である、請求項1に記載の角形鋼管。
- 前記成分組成に加えてさらに、質量%で、下記A群およびB群のうちから選ばれた1群または2群を含有する、請求項1または2に記載の角形鋼管。
記
A群:Nb:0.15%以下、Ti:0.15%以下、V:0.15%以下のうちから選ばれた1種または2種以上
B群:Cr:1.0%以下、Mo:1.0%以下、Cu:0.5%以下、Ni:0.3%以下、Ca:0.010%以下、B:0.010%以下のうちから選ばれた1種または2種以上 - 前記鋼組織は、体積率で、ベイナイトが10%以上40%未満である、請求項1〜3のいずれか1項に記載の角形鋼管。
- 前記角形鋼管の部材曲げ試験における累積塑性変形倍率が28以上である、請求項1〜4のいずれか1項に記載の角形鋼管。
- 請求項1〜5のいずれか1項に記載の角形鋼管の製造方法であって、
前記成分組成を有する鋼素材を、
加熱温度:1100℃以上1300℃以下に加熱した後、
粗圧延終了温度:850℃以上1150℃以下、仕上圧延終了温度:750℃以上850℃以下、かつ930℃以下での合計圧下率:65%以上である熱間圧延を施し、
次いで、板厚中心温度で平均冷却速度:10℃/s以上30℃/s以下、冷却停止温度:450℃以上650℃以下で冷却を施し、
次いで、450℃以上650℃以下で巻取り熱延鋼板とし、
次いで、冷間ロール成形により、前記熱延鋼板を円筒状に成形した後、角形状に成形して角形の鋼管とする造管工程を施す、角形鋼管の製造方法。 - 請求項1〜5のいずれか1項に記載の角形鋼管が、柱材として使用されている、建築構造物。
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