JP7077802B2 - 低降伏比耐火鋼板 - Google Patents
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Description
本発明は、低降伏比耐火鋼板に関し、例えば、高層ビルや大型の物流や商業施設などの鋼構造物に使用される建築用厚鋼板に関する。
近年、高層建築物や大型の物流及び商業施設などに使用される鋼材の厚手化及び高強度化の要求から引張強度４９０ＭＰａ以上の高張力鋼が使用されている。また、建築構造物の柱や梁には地震のような衝撃を受けた際に崩壊などの致命的な破壊に至らない構造設計が求められ、それに使用される鋼材には低い降伏比（ＹＲ：降伏強度（ＹＳ）／引張強度（ＴＳ））が要求されている。また、物流の発展・拡大に伴い大型の冷蔵・冷凍倉庫などの物流施設の需要も増加しており、これら構造物には優れた低温靭性も要求される。さらに、建築構造物には火災時に構造物が崩壊に至らないように耐火性能も要求される。耐火性能を付与する工法としては鋼材に耐火被覆材を吹き付けることが一般的に行われているが、上記特性に加えて高温における降伏耐力を確保した耐火鋼板を用いれば耐火被覆材の施工コスト削減や工期短縮化及び経年劣化のメンテナンス費用削減などのメリットが得られるため、建築分野における低降伏比耐火鋼板への要求は高い。
これまでに低ＹＲを有しつつ耐火性に優れた低降伏比耐火鋼板を得るための技術が検討されている（例えば、特許文献１及び特許文献２参照）。特許文献３では圧延した後にオフラインで二相域に加熱後水冷処理を行う方法が開示されている。また、特許文献４では圧延後に二相域まで空冷し、その後、水冷を行う方法が開示されている。また、特許文献５では圧延をＡｒ３点以上で完了した後に加速冷却を用いて二相域の温度まで冷却し、一定時間待機した後に２回目の加速冷却を行う手法が開示されており、２段の加速冷却を適用することで生産性の低下を最小化しつつ低降伏比及び高温強度が得られるとされている。
例えば、特許文献１及び特許文献２の発明では、圧延後の冷却を空冷としているため、低降伏比を得つつ低温靭性を得るのに必要な金属組織は得られない。また、特許文献３の発明では、製造コストの増大及び生産性の低下は避けられない。特許文献４の発明で、空冷は製造ライン上で実施されると考えられるため、空冷時間が長くなると生産性が大幅に低下する。特許文献５の発明では、低温靭性確保の観点からの検討は十分にされていない。
本発明の目的は、高層ビルや大型の物流及び商業施設などの建築構造物に使用される高張力鋼材であり、低降伏比かつ低温靱性に優れ、高温においても高い降伏耐力を有する低降伏比耐火鋼板を提供することにある。
本発明者は、上記技術的課題を解決するために、引張強度が４９０ＭＰａ以上の高強度かつ低降伏比であり、低温靭性にも優れ、さらに高温で高い降伏耐力を有することができる組成範囲及び製造方法を検討した。
ＹＲを低くする方法として鋼板の金属組織をフェライトなどの軟質相とベイナイトやマルテンサイトなどの硬質相の混合組織にすることによって、引張荷重が負荷された際に低応力で軟質相が塑性変形し、硬質相が破断強度を高めることで降伏強度と破断強度の比を大きくする組織設計が有効であることが知られている。軟質相と硬質相の混合組織を得る方法として鋳片を熱間圧延し、一部をフェライト変態させた後に水冷する方法や熱間圧延した鋼板をオフラインにて再加熱して一部を逆変態させた後に水冷する方法があるが、前者で得られるフェライト組織は高温で変態するため粗粒となり、低温靱性の確保が困難であり、後者ではオフライン工程で製造するために製造コストと生産性に問題がある。また、高温での降伏耐力を確保するには、微細な炭化物を形成するＭｏやＶなどの添加が有効であることが知られているが、介在物は破壊の起点になることで靭性の低下要因にもなり、これら介在物が存在しても低温靱性を維持するには結晶粒の微細化が有効である。そのため、高温での降伏耐力を確保した上で微細な軟質相と硬質相を混合した金属組織が得られる成分及び製造条件の検討を行い、鋼板の低ＹＲと低温靱性及び耐火性能を満足する手段を見出した。
まず、圧延プロセスにおいて所望の引張強度を確保し、且つ所望の金属組織を得るために下記の（式１）で示される国際溶接学会（ＩＩＷ）で定義される焼入れ性の指標である炭素等量（Ｃｅｑ）を検討した結果、Ｃｅｑを０．３４～０．４５にする必要があることがわかった。
Ｃｅｑ＝[Ｃ％]＋[Ｍｎ％]／６＋（［Ｃｕ％］＋[Ｎｉ％]）／１５＋（[Ｃｒ％]＋[Ｍｏ％]＋[Ｖ％]）／５…（式１）
（式１）において［ ］付元素記号は、それぞれの元素の含有量(質量％)を表す。
Ｃｅｑ＝[Ｃ％]＋[Ｍｎ％]／６＋（［Ｃｕ％］＋[Ｎｉ％]）／１５＋（[Ｃｒ％]＋[Ｍｏ％]＋[Ｖ％]）／５…（式１）
（式１）において［ ］付元素記号は、それぞれの元素の含有量(質量％)を表す。
そこで、この範囲において低ＹＲ、低温靭性及び高温での降伏耐力を得るための組成及び金属組織を検討した結果、次のようなことが明らかになった。
高温での降伏耐力を向上させるＭｏは焼入れ性を大きく向上させるため、フェライト変態を開始するまでの潜伏時間が長くなり、所望のフェライト面積率を得るのが困難となる。Ｍｏを添加した成分系でもフェライト面積率を確保するためにＮｂとＴｉを活用した。Ｎｂはオーステナイトの未再結晶領域で圧延を施すことでオーステナイト内に転位を蓄積する効果を有し、Ｔｉは析出物を生成することで加熱によるγ粒粗大化を抑制する効果を有する。これら効果はフェライト変態の潜伏時間を短縮する方向に作用するため、フェライト面積率を確保することが可能となる。
また、フェライト面積率を確保するだけでなく、フェライトの結晶粒径を適切に分散させることも重要である。フェライトの結晶粒径を制御するために、圧延プロセスにて仕上げ圧延直後に１次冷却を行って変態駆動力を高めてフェライト核生成させ、１次冷却と２次冷却の間の待機時間を適切に設けることでフェライト粒径を所定の範囲になるように制御した後、２次冷却を行って未変態オーステナイトを硬質相に変態させる処理を行う。これにより所望の金属組織および結晶粒径が得られる。本発明は下記のとおりである。
〔１〕鋼板の組成が質量％で、
Ｃ：０．０６～０．１５％、
Ｓｉ：０．０５～０．８０％、
Ｍｎ：０．８～１．６％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ａｌ：０．０１～０．０５％、
Ｍｏ：０．２１～０．８０％、
Ｎｂ：０．０１０～０．０４５％、
Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、
Ｎ：０．００２０～０．００８０％、
Ｏ：０．００４０％以下、
Ｃｕ：０～０．４０％、
Ｎｉ：０～０．３０％、
Ｃｒ：０～０．２０％、
Ｖ：０～０．０８％、
Ｂ：０～０．００２％、
Ｃａ：０～０．００５％、
残部はＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、
下記式１で定義されるＣｅｑが０．３４～０．４５であり、
下記式２で定義されるＮＴが０．０１８～０．０５０であり、
板厚１／４の位置の金属組織において、
フェライト面積率が５０～８０％であり、
前記フェライトの粒径分布において、
１０μｍ未満のフェライトの個数割合が４０～７０％であり、
１０～２４μｍのフェライトの個数割合が２８～６０％であり、かつ、
２４μｍを超えるフェライトの個数割合が２％以下である、
低降伏比耐火鋼板。
Ｃｅｑ＝[Ｃ％]＋[Ｍｎ％]／６＋（［Ｃｕ％］＋[Ｎｉ％]）／１５＋（[Ｃｒ％]＋[Ｍｏ％]＋[Ｖ％]）／５…（式１）
ＮＴ＝［Ｎｂ％］＋［Ｔｉ％］…（式２）
（式１）、（式２）において［ ］付元素記号は、それぞれの元素の含有量(質量％)を表す。
Ｃ：０．０６～０．１５％、
Ｓｉ：０．０５～０．８０％、
Ｍｎ：０．８～１．６％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ａｌ：０．０１～０．０５％、
Ｍｏ：０．２１～０．８０％、
Ｎｂ：０．０１０～０．０４５％、
Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、
Ｎ：０．００２０～０．００８０％、
Ｏ：０．００４０％以下、
Ｃｕ：０～０．４０％、
Ｎｉ：０～０．３０％、
Ｃｒ：０～０．２０％、
Ｖ：０～０．０８％、
Ｂ：０～０．００２％、
Ｃａ：０～０．００５％、
残部はＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、
下記式１で定義されるＣｅｑが０．３４～０．４５であり、
下記式２で定義されるＮＴが０．０１８～０．０５０であり、
板厚１／４の位置の金属組織において、
フェライト面積率が５０～８０％であり、
前記フェライトの粒径分布において、
１０μｍ未満のフェライトの個数割合が４０～７０％であり、
１０～２４μｍのフェライトの個数割合が２８～６０％であり、かつ、
２４μｍを超えるフェライトの個数割合が２％以下である、
低降伏比耐火鋼板。
Ｃｅｑ＝[Ｃ％]＋[Ｍｎ％]／６＋（［Ｃｕ％］＋[Ｎｉ％]）／１５＋（[Ｃｒ％]＋[Ｍｏ％]＋[Ｖ％]）／５…（式１）
ＮＴ＝［Ｎｂ％］＋［Ｔｉ％］…（式２）
（式１）、（式２）において［ ］付元素記号は、それぞれの元素の含有量(質量％)を表す。
なお、本発明で規定する組成、金属組織の要件を満足すれば厚鋼板の板厚が例えば２５～８５ｍｍの範囲で本発明の特性が得られるが、本発明で形状、特性を確保する上で好ましい厚鋼板の板厚範囲は３０～７０ｍｍとなる。
本発明によれば、引張強度が４９０ＭＰａ以上の高強度かつ低降伏比であり、高温における降伏耐力も高く、さらに－２０℃の低温靭性に優れる鋼板が得られる。そのため、寒冷地での高層ビルや大型商業施設、低温環境を有する大型物流施設などの建築鋼構造物に使用するのに好適な鋼材料を提供できることから、産業上の効果は極めて大きい。
以下、本発明を詳細に説明する。
まず、本発明にかかる厚鋼板の組成を上述したように限定する理由を詳細に説明する。
まず、本発明にかかる厚鋼板の組成を上述したように限定する理由を詳細に説明する。
Ｃ：０．０６～０．１５％
Ｃは強度を決定する最も重要な元素であり、硬質相の硬さにも大きく影響する。Ｃの含有量が０．０６％未満の場合は、硬質相の硬さが低くなり、軟質相との硬さの差が十分にならずに低ＹＲを得るのが困難となる。一方で０．１５％を超えると硬質相が過剰に硬化して靭性を劣化させるため、これを上限とする。硬質相による劣化を抑制して、安定的に低温靱性を確保するには、Ｃを０．０６～０．１２％とするのが好ましく、より好ましくは０．０６～０．１０％である。
Ｃは強度を決定する最も重要な元素であり、硬質相の硬さにも大きく影響する。Ｃの含有量が０．０６％未満の場合は、硬質相の硬さが低くなり、軟質相との硬さの差が十分にならずに低ＹＲを得るのが困難となる。一方で０．１５％を超えると硬質相が過剰に硬化して靭性を劣化させるため、これを上限とする。硬質相による劣化を抑制して、安定的に低温靱性を確保するには、Ｃを０．０６～０．１２％とするのが好ましく、より好ましくは０．０６～０．１０％である。
Ｓｉ：０．０５～０．８０％
Ｓｉは溶鋼の予備脱酸に有効な元素であり、かつ靭性を悪くすることなく強度を向上させる効果がある。Ｓｉの含有量が０．０５％未満の場合は、これらの効果が得られない。一方で、０．８０％を超えて含有すると鋼板の表面性状が劣化するため、これを上限とする。
Ｓｉは溶鋼の予備脱酸に有効な元素であり、かつ靭性を悪くすることなく強度を向上させる効果がある。Ｓｉの含有量が０．０５％未満の場合は、これらの効果が得られない。一方で、０．８０％を超えて含有すると鋼板の表面性状が劣化するため、これを上限とする。
Ｍｎ：０．８～１．６％
Ｍｎは焼入れ性を高めることで強度を向上させ、ＭｎＳを形成することでＳの悪影響を低減するため、引張試験の靭性を向上させる。これら効果を得るには、Ｍｎは０．８％以上含有する必要がある。一方で、１．６％を超えて含有すると凝固による偏析が強くなり、パーライトのバンド組織が生成しやすくなるため、低温靭性が劣化するためこれを上限とする。低温靭性を安定的に確保するにはＭｎを０．８～１．３％とすることが好ましい。
Ｍｎは焼入れ性を高めることで強度を向上させ、ＭｎＳを形成することでＳの悪影響を低減するため、引張試験の靭性を向上させる。これら効果を得るには、Ｍｎは０．８％以上含有する必要がある。一方で、１．６％を超えて含有すると凝固による偏析が強くなり、パーライトのバンド組織が生成しやすくなるため、低温靭性が劣化するためこれを上限とする。低温靭性を安定的に確保するにはＭｎを０．８～１．３％とすることが好ましい。
Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは不純物元素であり靱性を劣化させるため、Ｐ含有量はできるだけ低いことが望ましい。Ｐの含有量が０．０１５％を超えると劣化が著しくなるため、Ｐの含有量は０．０１５％以下に限定する。
Ｐは不純物元素であり靱性を劣化させるため、Ｐ含有量はできるだけ低いことが望ましい。Ｐの含有量が０．０１５％を超えると劣化が著しくなるため、Ｐの含有量は０．０１５％以下に限定する。
Ｓ：０．００５％以下
Ｓは鋼板の靭性を劣化させる不純物元素であり、その含有量はできるだけ低いことが望ましい。含有量が０．００５％を超えると悪影響が顕著になることから、Ｓ含有量は０．００５％以下に限定する。
Ｓは鋼板の靭性を劣化させる不純物元素であり、その含有量はできるだけ低いことが望ましい。含有量が０．００５％を超えると悪影響が顕著になることから、Ｓ含有量は０．００５％以下に限定する。
Ａｌ：０．０１～０．０５％
Ａｌは溶鋼を清浄にするために添加される元素である。その効果を得るにはＡｌを０．０１％以上含有させる必要がある。一方で、Ａｌ含有量が０．０５％を超えると粗大なアルミナが生成することで靭性が劣化するためこれを上限とする。
Ａｌは溶鋼を清浄にするために添加される元素である。その効果を得るにはＡｌを０．０１％以上含有させる必要がある。一方で、Ａｌ含有量が０．０５％を超えると粗大なアルミナが生成することで靭性が劣化するためこれを上限とする。
Ｍｏ：０．２１～０．８０％
Ｍｏは焼入れ性向上や炭化物を形成することにより強度を向上させるのに有効な元素であり、さらに高温で炭化物を析出することで降伏耐力を向上させるのに極めて有効である。Ｍｏ含有量が０．２１％未満では、高温の降伏耐力を得るのが困難となるため、これを下限とする。一方でＭｏ含有量が０．８０％を超えると粗大な炭化物を生成して靭性が劣化するため、これを上限とする。
Ｍｏは焼入れ性向上や炭化物を形成することにより強度を向上させるのに有効な元素であり、さらに高温で炭化物を析出することで降伏耐力を向上させるのに極めて有効である。Ｍｏ含有量が０．２１％未満では、高温の降伏耐力を得るのが困難となるため、これを下限とする。一方でＭｏ含有量が０．８０％を超えると粗大な炭化物を生成して靭性が劣化するため、これを上限とする。
Ｎｂ：０．０１０～０．０４５％
Ｎｂはオーステナイトの未再結晶領域を拡大させるのに有効な元素であり、圧延による組織微細化に寄与するため、靭性を向上させることができる。この効果を得るには０．０１０％以上含有させる必要がある。一方で０．０４５％を超えて含有すると組織微細化によるＹＰ向上が顕著になることで、低ＹＲ化が難しくなるためこれを上限とする。
Ｎｂはオーステナイトの未再結晶領域を拡大させるのに有効な元素であり、圧延による組織微細化に寄与するため、靭性を向上させることができる。この効果を得るには０．０１０％以上含有させる必要がある。一方で０．０４５％を超えて含有すると組織微細化によるＹＰ向上が顕著になることで、低ＹＲ化が難しくなるためこれを上限とする。
Ｔｉ：０．００５～０．０３０％
Ｔｉは窒化物を形成し、鋳片加熱時にオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制する効果があるため、靭性の向上に寄与する。その効果を得るにはＴｉを０．００５％以上含有させる必要がある。一方で、０．０３０％を超えて含有すると、Ｔｉ炭化物が過剰に析出することで靭性が劣化するため、これを上限とする。
Ｔｉは窒化物を形成し、鋳片加熱時にオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制する効果があるため、靭性の向上に寄与する。その効果を得るにはＴｉを０．００５％以上含有させる必要がある。一方で、０．０３０％を超えて含有すると、Ｔｉ炭化物が過剰に析出することで靭性が劣化するため、これを上限とする。
Ｎ：０．００２０～０．００８０％
ＮはＴｉＮを形成することで加熱時の組織粗大化を抑制して靭性向上に寄与する。Ｔｉ窒化物を適量に分散析出させるためはＮを０．００２０％以上含有させる必要がある。一方で、０．００８０％を超えて含有させると固溶Ｎ量が過剰となることで靭性が劣化するため、これを上限とする。
ＮはＴｉＮを形成することで加熱時の組織粗大化を抑制して靭性向上に寄与する。Ｔｉ窒化物を適量に分散析出させるためはＮを０．００２０％以上含有させる必要がある。一方で、０．００８０％を超えて含有させると固溶Ｎ量が過剰となることで靭性が劣化するため、これを上限とする。
Ｏ：０．００４０％以下
Ｏは不純物として存在し、鋼中で酸化物を形成する。Ｏが多量に存在すると酸化物の数が増加し、靭性が劣化するため、Ｏの含有量は０．００４０％以下とする。
Ｏは不純物として存在し、鋼中で酸化物を形成する。Ｏが多量に存在すると酸化物の数が増加し、靭性が劣化するため、Ｏの含有量は０．００４０％以下とする。
Ｃｕ：０～０．４０％
Ｃｕは焼入れ性向上により強度を向上させることができるので必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得るために０．０５％以上含有させるのが好ましい。一方で０．４０％を超えると靭性が劣化するので、これを上限とする。
Ｃｕは焼入れ性向上により強度を向上させることができるので必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得るために０．０５％以上含有させるのが好ましい。一方で０．４０％を超えると靭性が劣化するので、これを上限とする。
Ｎｉ：０～０．３０％
Ｎｉは焼入れ性を向上させて強度を得るだけでなく、同時に低温靭性も向上できる有用な元素であることから必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得るには０．０５％以上含有させるのが好ましい。一方で、０．３０％を超えると鋳造性が悪くなることやＮｉは高価な合金元素でもあることから製造コストが増大するため、これを上限とする。
Ｎｉは焼入れ性を向上させて強度を得るだけでなく、同時に低温靭性も向上できる有用な元素であることから必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得るには０．０５％以上含有させるのが好ましい。一方で、０．３０％を超えると鋳造性が悪くなることやＮｉは高価な合金元素でもあることから製造コストが増大するため、これを上限とする。
Ｃｒ：０～０．２０％
Ｃｒは焼入れ性向上により強度を向上させることができるので必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得るには０．０５％以上の含有が好ましい。一方で、０．２０％を超えると低ＹＲを得るのが難しくなるため、これを上限とする。
Ｃｒは焼入れ性向上により強度を向上させることができるので必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得るには０．０５％以上の含有が好ましい。一方で、０．２０％を超えると低ＹＲを得るのが難しくなるため、これを上限とする。
Ｖ：０～０．０８％
Ｖは焼入れ性を向上させて強度を向上させることができ、また、高温で炭化物を析出することにより高温での降伏耐力を向上させることができるので必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得るには０．０２％以上の含有が好ましい。一方で、０．０８％を超えると靭性が劣化するため、これを上限とする。
Ｖは焼入れ性を向上させて強度を向上させることができ、また、高温で炭化物を析出することにより高温での降伏耐力を向上させることができるので必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得るには０．０２％以上の含有が好ましい。一方で、０．０８％を超えると靭性が劣化するため、これを上限とする。
Ｂ：０～０．００２％
Ｂは少量で焼入れ性を向上させ、強度の向上に有効であるため、必要に応じて含有させてもよいが、０．００２％を超えると靭性が劣化するため、これを上限とする。上記の効果を得るには ０．０００４％以上の含有が好ましい。
Ｂは少量で焼入れ性を向上させ、強度の向上に有効であるため、必要に応じて含有させてもよいが、０．００２％を超えると靭性が劣化するため、これを上限とする。上記の効果を得るには ０．０００４％以上の含有が好ましい。
Ｃａ：０～０．００５％
Ｃａは硫化物を形成することでＳの悪影響を低減し、靭性の向上に有効であるため、必要に応じて含有させてもよい。一方で、０．００５％を超えると粗大な酸化物を形成するようになり、靭性に悪影響を及ぼすようになるため、これを上限とする。上記の効果を得るには ０．０００８％以上の含有が好ましい。
Ｃａは硫化物を形成することでＳの悪影響を低減し、靭性の向上に有効であるため、必要に応じて含有させてもよい。一方で、０．００５％を超えると粗大な酸化物を形成するようになり、靭性に悪影響を及ぼすようになるため、これを上限とする。上記の効果を得るには ０．０００８％以上の含有が好ましい。
本発明の低降伏比耐火鋼板の化学組成における残部はＦｅおよび不純物である。不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料その他の要因により混入する成分を意味する。
圧延プロセスにおいて所要の引張強さを確保するために、下記（式１）のように国際溶接学会（ＩＩＷ）で定義される焼入れ硬さの指標である炭素等量（Ｃｅｑ）を０．３４～０．４５とする。
Ｃｅｑ＝[Ｃ％]＋[Ｍｎ％]／６＋（［Ｃｕ％］＋[Ｎｉ％]）／１５＋（[Ｃｒ％]＋[Ｍｏ％]＋[Ｖ％]）／５…（式１）
（式１）において［ ］付元素記号は、それぞれの元素の含有量(質量％)を表す。
Ｃｅｑ＝[Ｃ％]＋[Ｍｎ％]／６＋（［Ｃｕ％］＋[Ｎｉ％]）／１５＋（[Ｃｒ％]＋[Ｍｏ％]＋[Ｖ％]）／５…（式１）
（式１）において［ ］付元素記号は、それぞれの元素の含有量(質量％)を表す。
上記（式１）で定義されるＣｅｑは、鋼板の焼入れ性を示し、引張強度やフェライト面積率を制御するのに重要な指標となる。引張強さを確保するためには、鋼板に含有するＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの含有量を、上記（式１）で定義されるＣｅｑを０．３４以上にする必要がある。Ｃｅｑが０．３４未満であると、焼入れ性が不足するために十分な引張強さが得られない。Ｃｅｑが大きくなるほど硬質相の面積率が増大して引張強さが高くなるが、０．４５を超えると本発明の圧延プロセスにおいてフェライト面積率が減少し、且つフェライト粒径分布の制御が難しくなるため、低ＹＲが得られない。そのため、上記（式１）で定義されるＣｅｑは０．３４～０．４５とする。より安定的に低ＹＲが得られる範囲としてＣｅｑを０．３５～０．４１とすることが好ましい。
さらに本発明では下記（式２）で定義されるＮＴを０．０１８～０．０５０にする。
ＮＴ＝［Ｎｂ％］＋［Ｔｉ％］…（式２）
（式２）において［ ］付元素記号は、それぞれの元素の含有量(質量％)を表す。
ＮＴ＝［Ｎｂ％］＋［Ｔｉ％］…（式２）
（式２）において［ ］付元素記号は、それぞれの元素の含有量(質量％)を表す。
本発明では耐火性能を具備するためにＭｏを含有させているが、Ｍｏは焼入れ性を高めて圧延時の変態の開始を遅くするために本発明の圧延プロセスにおいて所要のフェライト面積率を得るのが難しくなる。Ｎｂはオーステナイトの未再結晶領域を拡大させるのに有効な元素であり、圧延による組織微細化に寄与し、ＴｉはＴｉＮを形成して鋳片加熱時にピンニング効果によってオーステナイトの粗大化を抑制し、圧延によって組織を微細化することができる。これらは共に圧延時の変態駆動力を増加させて変態の開始を早める効果になるため、Ｍｏを含有していても所要のフェライト面積率が得られる。その効果を得るにはＮＴを０．０１８以上にする必要がある。一方でＮＴが０．０５０を超えると効果が飽和するだけでなく、過剰にＮｂやＴｉの介在物が生成することで低温靭性が劣化するため、これを上限とする。この効果を安定的に得られる範囲としてＮＴは０．０２４～０．０４５とすることが好ましい。
さらに本発明において、鋼材の低ＹＲ化および靭性の向上を達成するために圧延プロセスで金属組織制御を行う必要があり、鋼板の板厚１／４位置における金属組織を規定する。金属組織は基本的にフェライトとなるがフェライト以外の主な組織はベイナイトになるが、それ以外にマルテンサイトやパーライトおよびＭＡが存在していてもよい。
金属組織のフェライト面積率：５０～８０％
フェライトはＣ固溶量が少なく、変態中に周囲のオーステナイトにＣが拡散して軟質相となる。フェライトの面積率が大きいほど降伏強度及び引張強度は低くなるため、所定の強度、低ＹＲを得るにはフェライトの面積率は８０％以下とする必要がある。一方でフェライト面積率が５０％未満になると、軟質相の役割が不十分となり、降伏強度が高くなるため低ＹＲ化が困難となるため、フェライト面積率は５０～８０％とする。
フェライトはＣ固溶量が少なく、変態中に周囲のオーステナイトにＣが拡散して軟質相となる。フェライトの面積率が大きいほど降伏強度及び引張強度は低くなるため、所定の強度、低ＹＲを得るにはフェライトの面積率は８０％以下とする必要がある。一方でフェライト面積率が５０％未満になると、軟質相の役割が不十分となり、降伏強度が高くなるため低ＹＲ化が困難となるため、フェライト面積率は５０～８０％とする。
この板厚１／４の位置におけるフェライト組織において、フェライトの粒径分布は以下のようにする。ここで、フェライト粒径における粒径はいわゆる円相当径（投影面積を同じ面積の円と見立てた場合の円の直径）であり、画像解析装置を用いれば容易に測定することができる。実際の画像解析装置を用いた測定では、ごく微小な粒径のフェライトも観測される場合がある。そのようなフェライトの個数をすべてカウントして粒径別の個数割合を算出すると、フェライト粒径１０μｍ未満のフェライト個数割合が突出して大きくなる可能性がある。そのような微小の粒径のフェライトは全体に占める総面積はごく小さいので、実際には個数として数えなくてよい。具体的には、相当径で２μｍ以上のフェライト個数を数えてフェライト個数割合を算出すればよい。
フェライト粒径１０μｍ未満のフェライト個数割合：４０～７０％
粒径が小さいフェライト個数割合が大きいほど低温靱性が向上する。所要の低温靭性を確保するには粒径１０μｍ未満のフェライト個数割合が４０％以上必要である。一方で１０μｍ未満のフェライト個数割合が７０％を超えると粒径１０μｍを超える粗大なフェライト粒が少なくなり、引張荷重下において早期に降伏するフェライト個数が不十分となるため、降伏強度が高くなり低ＹＲ化が困難となる。そのため、フェライト粒径１０μｍ未満のフェライト個数割合は４０～７０％とする。
粒径が小さいフェライト個数割合が大きいほど低温靱性が向上する。所要の低温靭性を確保するには粒径１０μｍ未満のフェライト個数割合が４０％以上必要である。一方で１０μｍ未満のフェライト個数割合が７０％を超えると粒径１０μｍを超える粗大なフェライト粒が少なくなり、引張荷重下において早期に降伏するフェライト個数が不十分となるため、降伏強度が高くなり低ＹＲ化が困難となる。そのため、フェライト粒径１０μｍ未満のフェライト個数割合は４０～７０％とする。
フェライト粒径１０～２４μｍのフェライト個数割合：２８～６０％
粒径１０μｍ以上の粗大なフェライト個数割合が増加すると、引張荷重下において早期に降伏するようになるため、低ＹＲを確保するのに有効である。一方で、粗大なフェライトは低温靭性を劣化させる問題がある。粒径が１０～２４μｍのフェライトは低ＹＲと低温靱性を両立でき、そのフェライト個数割合が２８％未満では降伏強度が高くなり、一方で６０％を超えると低温靭性の劣化があるため、フェライト粒径１０～２４μｍのフェライト個数割合は２８～６０％とする。
粒径１０μｍ以上の粗大なフェライト個数割合が増加すると、引張荷重下において早期に降伏するようになるため、低ＹＲを確保するのに有効である。一方で、粗大なフェライトは低温靭性を劣化させる問題がある。粒径が１０～２４μｍのフェライトは低ＹＲと低温靱性を両立でき、そのフェライト個数割合が２８％未満では降伏強度が高くなり、一方で６０％を超えると低温靭性の劣化があるため、フェライト粒径１０～２４μｍのフェライト個数割合は２８～６０％とする。
フェライト粒径２４μｍを超えるフェライト個数割合：２％以下
粒径が２４μｍを超えるフェライトは著しく低温靭性を劣化させるため、最小限にする必要があるが、個数割合を２％以下に制御できれば、所要の低温靭性を得ることができるため、フェライト粒径２４μｍを超えるフェライト個数割合は２％以下とする。
粒径が２４μｍを超えるフェライトは著しく低温靭性を劣化させるため、最小限にする必要があるが、個数割合を２％以下に制御できれば、所要の低温靭性を得ることができるため、フェライト粒径２４μｍを超えるフェライト個数割合は２％以下とする。
なお、板厚の１／４位置におけるフェライトの粒径について規定するのは、鋼板の平均的な位置でのフェライト粒径を求めるためである。また、板厚の１／４位置におけるフェライト粒径分布を求めるに際しては、板厚の１／４位置を中心として±２ｍｍの領域におけるミクロ組織を観察し、観察結果に基づいてフェライト粒径ごとの個数割合を測定すればよい。
上述のように低ＹＲを得るには、鋼の金属組織中に所要のフェライトを確保する必要がある。フェライト割合を確保する方法として、仕上げ圧延後に一定時間放冷して鋼板を所定の温度まで冷却させてフェライト変態させた後、水冷する方法が用いられる。
しかし、従来の方法では、製造ライン上で鋼板を一定時間放冷する必要があり、製造効率の観点からは好ましくなく、また、放冷中に高温から変態するフェライトは粗大化しやすく、１０μｍ以下のフェライト個数割合が小さくなる。
そこで、本発明者らが検討を重ねた結果、水冷等の加速冷却（２次冷却）の前に水冷などの予備冷却（１次冷却）を行うことで、製造効率の問題を解決しつつ、１次冷却によってフェライトの変態駆動力を増加させることによって短時間かつ微細にフェライト変態させることができるため、１０μｍ以下のフェライト個数割合も効率的に確保することができることが分かった。
また、本発明に係る低降伏比厚鋼板の製造方法については、前述した化学組成および金属組織を有する鋼板を製造することが可能である限り特に制限はないが、例えば、以下に示す方法により製造することができる。
まず、上述の化学組成を有する鋳片を加熱炉で１０５０～１２００℃の温度範囲に加熱した後、加熱炉から抽出して熱間圧延を実施して鋼板を製造する。その際、９５０℃以下の温度範囲における累積圧下率が３０％以上、且つ、圧延終了温度ＴＦＲ（℃）が鋼板表面温度で下記（式３）に定義されるＡｒ３点以上となる条件で圧延する。圧延後、１次冷却及び２次冷却を行う。
Ａｒ３（℃）＝９１０－３１０×［Ｃ％］－８０×［Ｍｎ％］－２０×［Ｃｕ％］－１５×［Ｃｒ％］－５５×［Ｎｉ％］－８０×［Ｍｏ％］＋０．３５×（［板厚（ｍｍ）］－８）…（式３）
（式３）において［ ］付元素記号は、それぞれの元素の含有量(質量％)を表す。
Ａｒ３（℃）＝９１０－３１０×［Ｃ％］－８０×［Ｍｎ％］－２０×［Ｃｕ％］－１５×［Ｃｒ％］－５５×［Ｎｉ％］－８０×［Ｍｏ％］＋０．３５×（［板厚（ｍｍ）］－８）…（式３）
（式３）において［ ］付元素記号は、それぞれの元素の含有量(質量％)を表す。
上述した１次冷却及び２次冷却では下記（ａ）～（ｅ）に示す条件で冷却処理を施す。
（ａ）第１冷却を、鋼板表面温度がＴＦＲ～ＴＦＲ－３０℃、かつ、Ａｒ３点以上の範囲で冷却を開始し、６００～７００℃の範囲で停止する。
（ｂ）第１冷却の平均冷却速度を５℃／ｓｅｃ以上とする。
（ｃ）第１冷却から第２冷却までの時間を１０～５０ｓｅｃとする。
（ｄ）第２冷却を３５０℃～４８０℃の範囲で停止する。
（ｅ）第２冷却での平均冷却速度を５℃／ｓｅｃ以上とする。
以上、第１冷却及び第２冷却は、一台の冷却装置を用い冷却してもよいし、二台の冷却装置を用いて鋼板を連続的に移動させて行ってもよい。
（ａ）第１冷却を、鋼板表面温度がＴＦＲ～ＴＦＲ－３０℃、かつ、Ａｒ３点以上の範囲で冷却を開始し、６００～７００℃の範囲で停止する。
（ｂ）第１冷却の平均冷却速度を５℃／ｓｅｃ以上とする。
（ｃ）第１冷却から第２冷却までの時間を１０～５０ｓｅｃとする。
（ｄ）第２冷却を３５０℃～４８０℃の範囲で停止する。
（ｅ）第２冷却での平均冷却速度を５℃／ｓｅｃ以上とする。
以上、第１冷却及び第２冷却は、一台の冷却装置を用い冷却してもよいし、二台の冷却装置を用いて鋼板を連続的に移動させて行ってもよい。
各工程について、以下に詳しく説明する。なお、以下に示す温度については、特に断りがない限り、鋼板表面温度である。
熱間圧延前の鋳片の加熱温度：１０５０～１２００℃
加熱温度が１０５０℃未満である場合、鋳片の温度が低いため、圧下抵抗が大きくなる。そのため所定の板厚にするまでの圧延パス数が増えすぎるため製造効率が悪化する。一方、加熱温度が１２００℃を超えるとオーステナイトの結晶粒が粗大化するため低温靭性が低下するおそれがある。
加熱温度が１０５０℃未満である場合、鋳片の温度が低いため、圧下抵抗が大きくなる。そのため所定の板厚にするまでの圧延パス数が増えすぎるため製造効率が悪化する。一方、加熱温度が１２００℃を超えるとオーステナイトの結晶粒が粗大化するため低温靭性が低下するおそれがある。
９５０℃以下の温度範囲における累積圧下率：３０％以上
９５０℃以下の温度範囲における累積圧下率とは、９５０℃における板厚を基準として、仕上げ圧延後の板厚までに圧延した板厚の減少率である。この累積圧下率が３０％未満では、変態後に微細な結晶粒が得られないため、低温靭性が低下するおそれがある。
９５０℃以下の温度範囲における累積圧下率とは、９５０℃における板厚を基準として、仕上げ圧延後の板厚までに圧延した板厚の減少率である。この累積圧下率が３０％未満では、変態後に微細な結晶粒が得られないため、低温靭性が低下するおそれがある。
圧延終了温度ＴＦＲ：Ａｒ３点以上
圧延終了温度ＴＦＲがＡｒ３点未満となると、冷却前に初析フェライトが生成することがある。このため、圧延終了温度ＴＦＲは鋼板表面温度でＡｒ３点以上とする。なお、Ａｒ３点は上記（式３）で示すとおりであり、以下で示す冷却工程におけるＡｒ３点も同じである。
圧延終了温度ＴＦＲがＡｒ３点未満となると、冷却前に初析フェライトが生成することがある。このため、圧延終了温度ＴＦＲは鋼板表面温度でＡｒ３点以上とする。なお、Ａｒ３点は上記（式３）で示すとおりであり、以下で示す冷却工程におけるＡｒ３点も同じである。
次に冷却工程について以下に詳しく説明する。
（ａ）第１冷却を、鋼板表面温度がＴＦＲ～ＴＦＲ－３０℃、かつ、Ａｒ３点以上の範囲で冷却を開始し、６００～７００℃の範囲で停止する。
第１冷却の開始温度は、圧延終了温度がＴＦＲであることから、圧延終了温度ＴＦＲ以下となる。第１冷却での冷却開始までに温度がＴＦＲ－３０℃未満まで低下すると圧延で導入した転位が回復するため、変態の駆動力が低下する。そのため、フェライト面積率が十分に得られないことや粗大な粒径のフェライト個数割合が増加するおそれがある。一方で、冷却開始温度がＡｒ３点未満になると、冷却前に初析フェライトが生成することがある。このため、第１冷却を鋼板表面温度がＴＦＲ～ＴＦＲ－３０℃、かつ、Ａｒ３点以上の範囲で冷却を開始する。
（ａ）第１冷却を、鋼板表面温度がＴＦＲ～ＴＦＲ－３０℃、かつ、Ａｒ３点以上の範囲で冷却を開始し、６００～７００℃の範囲で停止する。
第１冷却の開始温度は、圧延終了温度がＴＦＲであることから、圧延終了温度ＴＦＲ以下となる。第１冷却での冷却開始までに温度がＴＦＲ－３０℃未満まで低下すると圧延で導入した転位が回復するため、変態の駆動力が低下する。そのため、フェライト面積率が十分に得られないことや粗大な粒径のフェライト個数割合が増加するおそれがある。一方で、冷却開始温度がＡｒ３点未満になると、冷却前に初析フェライトが生成することがある。このため、第１冷却を鋼板表面温度がＴＦＲ～ＴＦＲ－３０℃、かつ、Ａｒ３点以上の範囲で冷却を開始する。
また、第１冷却の冷却停止温度が７００℃よりも高いと冷却による変態駆動力が十分に得られず、フェライト面積率が十分に得られないことや粗大な粒径のフェライト個数割合が増えることで靭性が低下する。一方で６００℃未満の場合は、変態駆動力は大きくなるが変態核生成頻度が小さくなることで第１冷却と第２冷却の移動時間の間にフェライト変態が十分に起こらず、硬質相の面積率が増加して低ＹＲを得るのが難しくなる。このため、第１冷却は６００～７００℃の範囲で停止する。
（ｂ）第１冷却での平均冷却速度を５℃／ｓｅｃ以上とする。
第１冷却での平均冷却速度が５℃／ｓｅｃ未満となると、冷却途中でのフェライト変態が開始することで粗大な粒径のフェライト個数割合が増加し、靭性が低下するおそれがある。このため、第１冷却の平均冷却速度を５℃／ｓｅｃ以上とする。
第１冷却での平均冷却速度が５℃／ｓｅｃ未満となると、冷却途中でのフェライト変態が開始することで粗大な粒径のフェライト個数割合が増加し、靭性が低下するおそれがある。このため、第１冷却の平均冷却速度を５℃／ｓｅｃ以上とする。
（ｃ）第１冷却から第２冷却までの時間を１０～５０ｓｅｃとする。
１次冷却から２次冷却までの時間は１次冷却停止からの放冷時間となるが、これが１０ｓｅｃ未満となると、１次冷却停止後からのフェライト変態が不十分となり、フェライト面積率が不足する。一方で、５０ｓｅｃを超えると、フェライトの結晶粒が粗大化するため、靭性が劣化するおそれがある。このため、第１冷却から第２冷却までの時間を１０～５０ｓｅｃとする。このとき、第２冷却の開始時の鋼板表面温度は鋼板の復熱により６００℃以上となる。
１次冷却から２次冷却までの時間は１次冷却停止からの放冷時間となるが、これが１０ｓｅｃ未満となると、１次冷却停止後からのフェライト変態が不十分となり、フェライト面積率が不足する。一方で、５０ｓｅｃを超えると、フェライトの結晶粒が粗大化するため、靭性が劣化するおそれがある。このため、第１冷却から第２冷却までの時間を１０～５０ｓｅｃとする。このとき、第２冷却の開始時の鋼板表面温度は鋼板の復熱により６００℃以上となる。
（ｄ）第２冷却を３５０℃～４８０℃の範囲で停止する。
冷却停止温度が４８０℃よりも高いと未変態のオーステナイトが靭性の低い上部ベイナイトに変態することで靭性が劣化するおそれがある。一方で冷却停止温度が３５０℃未満に過剰に急冷されると鋼板が反るようになり平坦度が悪くなるおそれがある。このため、第２冷却における冷却停止温度は３５０～４８０℃の範囲とする。
冷却停止温度が４８０℃よりも高いと未変態のオーステナイトが靭性の低い上部ベイナイトに変態することで靭性が劣化するおそれがある。一方で冷却停止温度が３５０℃未満に過剰に急冷されると鋼板が反るようになり平坦度が悪くなるおそれがある。このため、第２冷却における冷却停止温度は３５０～４８０℃の範囲とする。
（ｅ）第２冷却での平均冷却速度を５℃／ｓｅｃ以上とする。
第２冷却の平均冷却速度が遅い場合、冷却途中で靭性の低い上部ベイナイト変態が生じて靭性が劣化するおそれがある。このため、第２冷却の平均冷却速度を５℃／ｓｅｃ以上とする。第２冷却の平均冷却速度の上限速度は規定しないが、通常水冷装置の性能から考えれば、第２冷却の平均冷却速度は３０℃／ｓｅｃ以下となる。
第２冷却の平均冷却速度が遅い場合、冷却途中で靭性の低い上部ベイナイト変態が生じて靭性が劣化するおそれがある。このため、第２冷却の平均冷却速度を５℃／ｓｅｃ以上とする。第２冷却の平均冷却速度の上限速度は規定しないが、通常水冷装置の性能から考えれば、第２冷却の平均冷却速度は３０℃／ｓｅｃ以下となる。
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
表１～表３に示す化学成分を有する鋼を溶製し、連続鋳造機にて鋳片を作製した。得られた鋳片について表４～表６に示す条件で熱間圧延を施した後に第１冷却および第２冷却を用いて冷却して鋼板を得た。
得られた厚鋼板について、ミクロ組織と、下記の各種物性を調査した。
＜機械的特性＞
得られた各鋼板の板厚１／４位置から圧延と直角の方向にＪＩＳ Ｚ２２４１－２０１６に準拠した４号引張試験片（丸棒）（径＝１４ｍｍ）を採取し、丸棒引張試験片を用いて、常温、大気圧で引張試験を実施して、降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）、降伏比ＹＲ（＝ＹＳ／ＴＳ×１００、単位は％）を求めた。また、同じ要領で採取した丸棒引張試験片を６００℃、大気圧で引張試験を実施して、降伏耐力を求めた。
得られた各鋼板の板厚１／４位置から圧延と直角の方向にＪＩＳ Ｚ２２４１－２０１６に準拠した４号引張試験片（丸棒）（径＝１４ｍｍ）を採取し、丸棒引張試験片を用いて、常温、大気圧で引張試験を実施して、降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）、降伏比ＹＲ（＝ＹＳ／ＴＳ×１００、単位は％）を求めた。また、同じ要領で採取した丸棒引張試験片を６００℃、大気圧で引張試験を実施して、降伏耐力を求めた。
＜低温靭性＞
低温靭性の評価はＪＩＳ Ｚ２２４２－２０１６に準拠したシャルピー試験片（２ｍｍＶノッチ試験片）を板厚の１／４位置から板厚１／４位置から採取した。ノッチ位置は板厚方向とした。－２０℃の条件で３本試験し、その最低値を吸収エネルギー（ｖＥ－２０）とした。
低温靭性の評価はＪＩＳ Ｚ２２４２－２０１６に準拠したシャルピー試験片（２ｍｍＶノッチ試験片）を板厚の１／４位置から板厚１／４位置から採取した。ノッチ位置は板厚方向とした。－２０℃の条件で３本試験し、その最低値を吸収エネルギー（ｖＥ－２０）とした。
＜ミクロ組織＞
さらにミクロ組織は、試験に供したシャルピー試験片の中央部から切出した断面を研磨した後、表面をナイタールで腐食して光学顕微鏡にて中心部から±２ｍｍの領域を観察し、フェライト組織を同定して粒径ごとに各分率（個数割合）を求めた。
さらにミクロ組織は、試験に供したシャルピー試験片の中央部から切出した断面を研磨した後、表面をナイタールで腐食して光学顕微鏡にて中心部から±２ｍｍの領域を観察し、フェライト組織を同定して粒径ごとに各分率（個数割合）を求めた。
これらの結果を表７～表９にまとめて示す。なお、本発明においては、ＴＳが４９０ＭＰａ以上、ＹＳが３５５ＭＰａ以上、ＹＲが８０％以下の場合に低ＹＲ鋼の特性を有していると評価し、また、鋼板のｖＥ－２０は６９Ｊ以上の場合に低温靭性に優れると評価し、耐火性として常温での降伏耐力の２／３以上の降伏応力を有する場合に耐火性能に優れると評価して、総合判定で合格とした。
表１～表９を参照して、本発明で規定される化学組成、金属組織および製造条件を全て満足する本発明例である試験記号Ａ１～Ａ４７は、低ＹＲとなり且つ低温靭性に優れる結果となった。
一方、比較例である試験番号Ｂ１～Ｂ２７は、化学組成、金属組織および製造条件の何れか１つ以上を満足できておらず、その結果所望の特性が得られなかった。
本発明によれば、引張強度が４９０ＭＰａ以上の高強度かつ低降伏比であり、高温における降伏耐力も高く、さらに－２０℃の低温靭性に優れる鋼板が得られる。そのため、寒冷地での高層ビルや大型商業施設、低温環境を有する大型物流施設などの建築鋼構造物に使用するのに好適な低降伏比耐火鋼板を提供することが可能となる。
Claims (1)
- 鋼板の組成が質量％で、
Ｃ：０．０６～０．１５％、
Ｓｉ：０．０５～０．８０％、
Ｍｎ：０．８～１．６％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ａｌ：０．０１～０．０５％、
Ｍｏ：０．２１～０．８０％、
Ｎｂ：０．０１０～０．０４５％、
Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、
Ｎ：０．００２０～０．００８０％、
Ｏ：０．００４０％以下、
Ｃｕ：０～０．４０％、
Ｎｉ：０～０．３０％、
Ｃｒ：０～０．２０％、
Ｖ：０～０．０８％、
Ｂ：０～０．００２％、
Ｃａ：０～０．００５％、
残部はＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、
下記式１で定義されるＣｅｑが０．３４～０．４５であり、
下記式２で定義されるＮＴが０．０１８～０．０５０であり、
板厚１／４の位置の金属組織において、
フェライト面積率が５０～８０％であり、
円相当径で２μｍ以上のフェライト個数を数えてフェライト個数割合を算出したときに、
前記フェライトの粒径分布において、
１０μｍ未満のフェライトの個数割合が４０～７０％であり、
１０～２４μｍのフェライトの個数割合が２８～６０％であり、かつ、
２４μｍを超えるフェライトの個数割合が２％以下である、
低降伏比耐火鋼板。
Ｃｅｑ＝[Ｃ％]＋[Ｍｎ％]／６＋（［Ｃｕ％］＋[Ｎｉ％]）／１５＋（[Ｃｒ％]＋[Ｍｏ％]＋[Ｖ％]）／５…（式１）
ＮＴ＝［Ｎｂ％］＋［Ｔｉ％］…（式２）
（式１）、（式２）において［ ］付元素記号は、それぞれの元素の含有量(質量％)を表す。
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