JPH09291310A - 耐震建築用鋼材の製造方法 - Google Patents
耐震建築用鋼材の製造方法Info
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- JPH09291310A JPH09291310A JP10748396A JP10748396A JPH09291310A JP H09291310 A JPH09291310 A JP H09291310A JP 10748396 A JP10748396 A JP 10748396A JP 10748396 A JP10748396 A JP 10748396A JP H09291310 A JPH09291310 A JP H09291310A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】高歪速度で変形を受けた場合にも低降伏比（８
０％以下）を示し、かつ高歪速度で繰り返し歪を受けた
後も安定して高靭性を示す耐震建築用鋼材の製造方法を
提供すること。 【解決手段】重量比で、Ｎ：４０ｐｐｍ以下、Ｏ：３０
ｐｐｍ以下の鋼をオーステナイト域で熱間圧延した後、
Ａｒ3 点以下の温度から水冷を開始し、室温までの冷却
途中で冷却を停止する。これにより組織がフェライトと
ベイナイトの２相を主体とする建築用鋼材が得られる。
０％以下）を示し、かつ高歪速度で繰り返し歪を受けた
後も安定して高靭性を示す耐震建築用鋼材の製造方法を
提供すること。 【解決手段】重量比で、Ｎ：４０ｐｐｍ以下、Ｏ：３０
ｐｐｍ以下の鋼をオーステナイト域で熱間圧延した後、
Ａｒ3 点以下の温度から水冷を開始し、室温までの冷却
途中で冷却を停止する。これにより組織がフェライトと
ベイナイトの２相を主体とする建築用鋼材が得られる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、耐震性を重視して
設計される建築分野、特に非常に近い震源に対しても有
効な耐震建築用鋼材の製造方法に関する。
設計される建築分野、特に非常に近い震源に対しても有
効な耐震建築用鋼材の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】昭和５６年に改正施行された建築物の耐
震設計法は、それまでの構造物各部に生じる応力度を鋼
材の降伏点以内に留めるという弾性設計に変えて、鋼材
が降伏後、最大強さに達するまでの組成域での変形能力
を利用して、地震入力エネルギーを吸収させ、建物の耐
震安全性を確保しようとするものである。このため、新
耐震設計法が適用される建築物の鋼材は、降伏後の変形
性能を表わすパラメータである降伏比（ＹＲ）が低いこ
と、つまり低降伏比が求められるようになっている。
震設計法は、それまでの構造物各部に生じる応力度を鋼
材の降伏点以内に留めるという弾性設計に変えて、鋼材
が降伏後、最大強さに達するまでの組成域での変形能力
を利用して、地震入力エネルギーを吸収させ、建物の耐
震安全性を確保しようとするものである。このため、新
耐震設計法が適用される建築物の鋼材は、降伏後の変形
性能を表わすパラメータである降伏比（ＹＲ）が低いこ
と、つまり低降伏比が求められるようになっている。
【０００３】引張強さ（ＴＳ）５００ＭＰａ級の鋼材で
は、熱間圧延を再結晶域で仕上げ、組織の粗大化を図
り、所期の低降伏比を確保している。また、ＴＳ６００
ＭＰａ級あるいはそれ以上の高強度鋼では、フェライト
−オーステナイトの２相域から焼入することで、フェラ
イトとベイナイトあるいはマルテンサイトの２相組織に
することで低降伏比を確保している。
は、熱間圧延を再結晶域で仕上げ、組織の粗大化を図
り、所期の低降伏比を確保している。また、ＴＳ６００
ＭＰａ級あるいはそれ以上の高強度鋼では、フェライト
−オーステナイトの２相域から焼入することで、フェラ
イトとベイナイトあるいはマルテンサイトの２相組織に
することで低降伏比を確保している。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】震源が非常に近い活断
層タイプの地震は、揺れの速度が非常に速く、建物に対
し歪速度にして１０-1〜１０Ｓ-1の高速変形が加えられ
るという特徴がある。現在の建築鋼材は上述したように
低ＹＲではあるが、それは通常の歪速度１０-2Ｓ-1前後
で引張った時の値であり、上述のような高歪速度での変
形の場合に低ＹＲが確保されるかは疑問である。
層タイプの地震は、揺れの速度が非常に速く、建物に対
し歪速度にして１０-1〜１０Ｓ-1の高速変形が加えられ
るという特徴がある。現在の建築鋼材は上述したように
低ＹＲではあるが、それは通常の歪速度１０-2Ｓ-1前後
で引張った時の値であり、上述のような高歪速度での変
形の場合に低ＹＲが確保されるかは疑問である。
【０００５】本発明者らは、従来の圧延まま（フェライ
ト＋パーライト組織）のＳＮ４９０級の鋼について歪速
度を変化させた引張試験を行ったところ、歪速度１０-2
Ｓ-1前後の場合にはＹＲが８０％未満であったものが、
歪速度１０Ｓ-1前後の場合にはＹＲが大きく上昇し、８
０％以上の値となってしまうことが判明した。
ト＋パーライト組織）のＳＮ４９０級の鋼について歪速
度を変化させた引張試験を行ったところ、歪速度１０-2
Ｓ-1前後の場合にはＹＲが８０％未満であったものが、
歪速度１０Ｓ-1前後の場合にはＹＲが大きく上昇し、８
０％以上の値となってしまうことが判明した。
【０００６】また、地震においては、構造部材が高速の
繰り返し塑性変形を受けて脆化し、次の引張変形を受け
た時に脆性破壊する事例も考えられる。脆性破壊が起こ
ると建物の大崩壊にもつながりかねないため、耐震用鋼
材としてはこのような破壊様式は避けなければならな
い。
繰り返し塑性変形を受けて脆化し、次の引張変形を受け
た時に脆性破壊する事例も考えられる。脆性破壊が起こ
ると建物の大崩壊にもつながりかねないため、耐震用鋼
材としてはこのような破壊様式は避けなければならな
い。
【０００７】従来のＳＮ４９０級の鋼も予歪を受けてい
ない場合には、脆性−延性破面遷移温度は室温以下であ
って十分な靭性を有しているが、高速の繰り返し歪が加
わった場合には、どの程度の劣化を示すか不明であっ
た。
ない場合には、脆性−延性破面遷移温度は室温以下であ
って十分な靭性を有しているが、高速の繰り返し歪が加
わった場合には、どの程度の劣化を示すか不明であっ
た。
【０００８】本発明者らは、従来のＳＮ４９０級の数種
類の鋼に対し、歪速度１０Ｓ-1で正負交番の歪漸増型の
予歪（１％圧縮塑性歪付与→１％引張塑性歪付与→２％
圧縮塑性歪付与→２％引張塑性歪付与→４％圧縮塑性歪
付与→４％引張塑性歪付与；以後この予歪付与を±１＋
２＋４％と記す）を与えた後、シャルピー試験を実施し
たところ、靭性は劣化し、脆性−延性破面遷移温度が室
温以上になるものも現れた。
類の鋼に対し、歪速度１０Ｓ-1で正負交番の歪漸増型の
予歪（１％圧縮塑性歪付与→１％引張塑性歪付与→２％
圧縮塑性歪付与→２％引張塑性歪付与→４％圧縮塑性歪
付与→４％引張塑性歪付与；以後この予歪付与を±１＋
２＋４％と記す）を与えた後、シャルピー試験を実施し
たところ、靭性は劣化し、脆性−延性破面遷移温度が室
温以上になるものも現れた。
【０００９】一方、特開平２−１９７５２２号公報や特
開平５−２１４４０号公報には、低温靭性に優れた低降
伏比の建築鋼材が開示されている。しかし、どちらも通
常の歪速度での引張試験しか実施していないため、高歪
速度でのＹＲ値が示されていない。また、靭性も予歪が
ない場合のシャルピー衝撃試験に基づいた値により評価
されており、高速の歪が加わった後の靭性値は不明であ
る。
開平５−２１４４０号公報には、低温靭性に優れた低降
伏比の建築鋼材が開示されている。しかし、どちらも通
常の歪速度での引張試験しか実施していないため、高歪
速度でのＹＲ値が示されていない。また、靭性も予歪が
ない場合のシャルピー衝撃試験に基づいた値により評価
されており、高速の歪が加わった後の靭性値は不明であ
る。
【００１０】そこで、これらの記載に基づいて試作した
鋼材における高歪速度（＝１０Ｓ-1）での引張特性なら
びに高歪速度（＝１０Ｓ-1）で±１＋２＋４％の繰り返
し予歪を与えた後の靭性について評価した。その結果、
高歪速度（＝１０Ｓ-1）でのＹＲは８０％を超える値と
なり、また高歪速度での繰り返し予歪後の靭性はばらつ
き、中にはｖＥ-5の値が２０Ｊ未満の著しく脆化してい
るものが散見された。
鋼材における高歪速度（＝１０Ｓ-1）での引張特性なら
びに高歪速度（＝１０Ｓ-1）で±１＋２＋４％の繰り返
し予歪を与えた後の靭性について評価した。その結果、
高歪速度（＝１０Ｓ-1）でのＹＲは８０％を超える値と
なり、また高歪速度での繰り返し予歪後の靭性はばらつ
き、中にはｖＥ-5の値が２０Ｊ未満の著しく脆化してい
るものが散見された。
【００１１】本発明はかかる事情に鑑みてなされたもの
であって、高歪速度で変形を受けた場合にも低降伏比
（８０％以下）を示し、かつ高歪速度で繰り返し歪を受
けた後も安定して高靭性を示し、活断層近傍の建造物の
塑性耐震設計を可能にする耐震建築鋼材の製造方法を提
供することを課題とする。
であって、高歪速度で変形を受けた場合にも低降伏比
（８０％以下）を示し、かつ高歪速度で繰り返し歪を受
けた後も安定して高靭性を示し、活断層近傍の建造物の
塑性耐震設計を可能にする耐震建築鋼材の製造方法を提
供することを課題とする。
【００１２】
【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、第１に、重量比で、Ｎ：４０ｐｐｍ以
下、Ｏ：３０ｐｐｍ以下の鋼をオーステナイト域で熱間
圧延した後、Ａｒ3 点以下の温度から水冷を開始し、室
温までの冷却途中で冷却を停止し、組織をフェライトと
ベイナイトの２相を主体とする組織にすることを特徴と
する建築用鋼材の製造方法を提供する。
決するために、第１に、重量比で、Ｎ：４０ｐｐｍ以
下、Ｏ：３０ｐｐｍ以下の鋼をオーステナイト域で熱間
圧延した後、Ａｒ3 点以下の温度から水冷を開始し、室
温までの冷却途中で冷却を停止し、組織をフェライトと
ベイナイトの２相を主体とする組織にすることを特徴と
する建築用鋼材の製造方法を提供する。
【００１３】第２に、重量比で、Ｃ：０．０４〜０．１
８％、Ｓｉ：０．０５〜０．４％、Ｍｎ：０．６〜１．
７％、Ａｌ：０．００１〜０．０６％、Ｎ：４０ｐｐｍ
以下、Ｏ：３０ｐｐｍ以下の鋼を、オーステナイト域で
熱間圧延した後、Ａｒ3 点以下の温度から水冷し、６５
０℃以下４００℃異常の温度で水冷を停止することを特
徴とする建築用鋼材の製造方法を提供する。
８％、Ｓｉ：０．０５〜０．４％、Ｍｎ：０．６〜１．
７％、Ａｌ：０．００１〜０．０６％、Ｎ：４０ｐｐｍ
以下、Ｏ：３０ｐｐｍ以下の鋼を、オーステナイト域で
熱間圧延した後、Ａｒ3 点以下の温度から水冷し、６５
０℃以下４００℃異常の温度で水冷を停止することを特
徴とする建築用鋼材の製造方法を提供する。
【００１４】第３に、重量比で、Ｃ：０．０４〜０．１
８％、Ｓｉ：０．０５〜０．４％、Ｍｎ：０．６〜１．
７％、Ａｌ：０．００１〜０．０６％、Ｎ：４０ｐｐｍ
以下、Ｏ：３０ｐｐｍ以下であり、Ｔｉ：０．００５〜
０．０１５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０４％、Ｖ：
０．００５〜０．１％、Ｃｕ：０．０５〜０．６％、Ｎ
ｉ：０．０５〜０．６％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、
Ｍｏ：０．０２〜０．６％のうち１種または２種以上を
含有する鋼を、オーステナイト域で熱間圧延した後、Ａ
ｒ3 点以下の温度から水冷し、６５０℃以下４００℃異
常の温度で水冷を停止することを特徴とする建築用鋼材
の製造方法を提供する。
８％、Ｓｉ：０．０５〜０．４％、Ｍｎ：０．６〜１．
７％、Ａｌ：０．００１〜０．０６％、Ｎ：４０ｐｐｍ
以下、Ｏ：３０ｐｐｍ以下であり、Ｔｉ：０．００５〜
０．０１５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０４％、Ｖ：
０．００５〜０．１％、Ｃｕ：０．０５〜０．６％、Ｎ
ｉ：０．０５〜０．６％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、
Ｍｏ：０．０２〜０．６％のうち１種または２種以上を
含有する鋼を、オーステナイト域で熱間圧延した後、Ａ
ｒ3 点以下の温度から水冷し、６５０℃以下４００℃異
常の温度で水冷を停止することを特徴とする建築用鋼材
の製造方法を提供する。
【００１５】
【発明の実施の形態】本発明者らは、上記課題を解決す
べくミクロ組織と高歪速度におけるＹＲとの関係につい
て鋭意検討を重ねた結果、以下に示す重要な知見を得
た。まず、ＹＲ値は、図１に示すように引張試験におけ
る歪速度が大きくなるほど上昇する。しかし、フェライ
ト＋パーライト主体の組織よりもフェライト＋ベイナイ
ト主体の組織のほうが上昇程度が低い。
べくミクロ組織と高歪速度におけるＹＲとの関係につい
て鋭意検討を重ねた結果、以下に示す重要な知見を得
た。まず、ＹＲ値は、図１に示すように引張試験におけ
る歪速度が大きくなるほど上昇する。しかし、フェライ
ト＋パーライト主体の組織よりもフェライト＋ベイナイ
ト主体の組織のほうが上昇程度が低い。
【００１６】また、フェライト＋ベイナイト主体の組織
の初期靭性および高歪速度（＝１０Ｓ-1）繰り返し予歪
後の靭性は、図２に示すように、Ｎ含有量の影響を強く
受け、ｖＥ-5（ave.）＞１００Ｊを満たすためには、Ｎ
含有量を４０ｐｐｍ以下にする必要があることがわかっ
た。
の初期靭性および高歪速度（＝１０Ｓ-1）繰り返し予歪
後の靭性は、図２に示すように、Ｎ含有量の影響を強く
受け、ｖＥ-5（ave.）＞１００Ｊを満たすためには、Ｎ
含有量を４０ｐｐｍ以下にする必要があることがわかっ
た。
【００１７】ところが、Ｎ含有量が４０ｐｐｍ以下のフ
ェライトとベイナイトを主体とする組織の高歪速度（＝
１０Ｓ-1）繰り返し予歪後の靭性は、かなりのバラツキ
を有していることが判明した。しかし、図３に示すよう
に、Ｏ含有量を３０ｐｐｍ以下にすることにより、ｖＥ
-5の下限値ｖＥ-5（min.) ≧１００Ｊを安定して得られ
ることが判明した。これは、酸素含有量を３０ｐｐｍ以
下とすることで、高速繰り返し歪が付与されている際に
マイクロ歪集中源となる鋼中酸化物が減少し、微細化し
たためである。なお、図３の供試材としては、表１のＡ
鋼を基本に、Ｎ含有量を２５〜２８ｐｐｍとし、Ｏ含有
量を１９〜４４ｐｐｍの範囲で変化させた鋼を用いた。
ェライトとベイナイトを主体とする組織の高歪速度（＝
１０Ｓ-1）繰り返し予歪後の靭性は、かなりのバラツキ
を有していることが判明した。しかし、図３に示すよう
に、Ｏ含有量を３０ｐｐｍ以下にすることにより、ｖＥ
-5の下限値ｖＥ-5（min.) ≧１００Ｊを安定して得られ
ることが判明した。これは、酸素含有量を３０ｐｐｍ以
下とすることで、高速繰り返し歪が付与されている際に
マイクロ歪集中源となる鋼中酸化物が減少し、微細化し
たためである。なお、図３の供試材としては、表１のＡ
鋼を基本に、Ｎ含有量を２５〜２８ｐｐｍとし、Ｏ含有
量を１９〜４４ｐｐｍの範囲で変化させた鋼を用いた。
【００１８】以上のことから、高歪速度で変形を受ける
場合にも低ＹＲ（８０％以下）を示し、かつ高歪速度で
繰り返し歪を受けた後も安定して高靭性を示し、震源に
近い構造物の塑性耐震設計を可能にする鋼材を得るため
には、Ｎ含有量が４０ｐｐｍ以下かつＯ含有量が３０ｐ
ｐｍ以下で、フェライトとベイナイトの２相を主体とす
る組織にすればよいという知見を得た。
場合にも低ＹＲ（８０％以下）を示し、かつ高歪速度で
繰り返し歪を受けた後も安定して高靭性を示し、震源に
近い構造物の塑性耐震設計を可能にする鋼材を得るため
には、Ｎ含有量が４０ｐｐｍ以下かつＯ含有量が３０ｐ
ｐｍ以下で、フェライトとベイナイトの２相を主体とす
る組織にすればよいという知見を得た。
【００１９】組織をベイナイト組織、あるいはフェライ
トとベイナイトの２相を主体とする組織にするために
は、熱間圧延後、加速冷却するとよいことが知られてい
る。特開平２−１９７５２２号公報や特開平５−２１４
４０号公報もその技術が応用されている。しかし、オー
ステナイト域から加速冷却する場合には、その鋼の焼入
性に応じて冷却速度を制御しなければフェライトは得ら
れ難い。図４は、オーステナイト域から加速冷却した鋼
板と、圧延後Ａｒ3 点以下の温度に放冷し、一部フェラ
イトが析出してから加速冷却した鋼板の高速引張試験
（歪速度１０Ｓ-1）のＹＲと冷却速度の関係を示す図で
ある。この図から、後者の鋼板では、非常に広い冷却速
度範囲で低ＹＲが得られている。ミクロ組織観察から、
後者の場合には広い冷却速度範囲でフェライトとベイナ
イトを主体とする２相組織が得られたためであることが
判明した。ただし、停止温度が６５０℃を超える高温の
場合には、組織がフェライト＋パーライト組織になって
しまう。また、停止温度が４００℃未満の場合には、マ
ルテンサイトが混入し、靭性が著しく劣化してしまう。
トとベイナイトの２相を主体とする組織にするために
は、熱間圧延後、加速冷却するとよいことが知られてい
る。特開平２−１９７５２２号公報や特開平５−２１４
４０号公報もその技術が応用されている。しかし、オー
ステナイト域から加速冷却する場合には、その鋼の焼入
性に応じて冷却速度を制御しなければフェライトは得ら
れ難い。図４は、オーステナイト域から加速冷却した鋼
板と、圧延後Ａｒ3 点以下の温度に放冷し、一部フェラ
イトが析出してから加速冷却した鋼板の高速引張試験
（歪速度１０Ｓ-1）のＹＲと冷却速度の関係を示す図で
ある。この図から、後者の鋼板では、非常に広い冷却速
度範囲で低ＹＲが得られている。ミクロ組織観察から、
後者の場合には広い冷却速度範囲でフェライトとベイナ
イトを主体とする２相組織が得られたためであることが
判明した。ただし、停止温度が６５０℃を超える高温の
場合には、組織がフェライト＋パーライト組織になって
しまう。また、停止温度が４００℃未満の場合には、マ
ルテンサイトが混入し、靭性が著しく劣化してしまう。
【００２０】本発明では、このようなことから、オース
テナイト域で熱間圧延した後、一部フェライト変態が始
まった時点から水冷を開始し、室温までの冷却途中で冷
却を停止し、組織をフェライトとベイナイトの２相を主
体とする組織にすることとし、具体的には、水冷開始温
度をＡｒ3 点以下、水冷停止温度を６５０℃以下４００
℃以上とした。
テナイト域で熱間圧延した後、一部フェライト変態が始
まった時点から水冷を開始し、室温までの冷却途中で冷
却を停止し、組織をフェライトとベイナイトの２相を主
体とする組織にすることとし、具体的には、水冷開始温
度をＡｒ3 点以下、水冷停止温度を６５０℃以下４００
℃以上とした。
【００２１】次に、本発明の鋼材における好ましい組成
について説明する。本発明の鋼材は、重量比で、Ｃ：
０．０４〜０．１８％、Ｓｉ：０．０５〜０．４％、Ｍ
ｎ：０．６〜１．７％、Ａｌ：０．００１〜０．０６
％、Ｎ：４０ｐｐｍ以下、Ｏ：３０ｐｐｍであることが
好ましい。また、さらにＴｉ：０．００５〜０．０１５
％、Ｎｂ：０．００５〜０．０４％、Ｖ：０．００５〜
０．１％、Ｃｕ：０．０５〜０．６％、Ｎｉ：０．０５
〜０．６％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０
２〜０．６％のうち１種または２種以上を含有してもよ
い。
について説明する。本発明の鋼材は、重量比で、Ｃ：
０．０４〜０．１８％、Ｓｉ：０．０５〜０．４％、Ｍ
ｎ：０．６〜１．７％、Ａｌ：０．００１〜０．０６
％、Ｎ：４０ｐｐｍ以下、Ｏ：３０ｐｐｍであることが
好ましい。また、さらにＴｉ：０．００５〜０．０１５
％、Ｎｂ：０．００５〜０．０４％、Ｖ：０．００５〜
０．１％、Ｃｕ：０．０５〜０．６％、Ｎｉ：０．０５
〜０．６％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０
２〜０．６％のうち１種または２種以上を含有してもよ
い。
【００２２】Ｃは、最も安価な元素であり高強度化に有
効な元素であるが、０．０４％未満では厚物で強度が不
足し、多量の合金元素の添加が必要となりってコスト高
を招き、一方、０．１８％を超えると溶接性が著しく低
下する。したがって、Ｃ含有量を０．０４〜０．１８％
の範囲に規定する。
効な元素であるが、０．０４％未満では厚物で強度が不
足し、多量の合金元素の添加が必要となりってコスト高
を招き、一方、０．１８％を超えると溶接性が著しく低
下する。したがって、Ｃ含有量を０．０４〜０．１８％
の範囲に規定する。
【００２３】Ｓｉは、鋼材の強度、溶鋼の予備脱酸に必
要な元素であり、予備脱酸のためには０．０５％以上の
添加が必要であるが、０．４％を超えると鋼材の靭性、
溶接ＨＡＺ靭性を劣化させる。したがって、Ｓｉ含有量
を０．０５〜０．４％の範囲に規定する。
要な元素であり、予備脱酸のためには０．０５％以上の
添加が必要であるが、０．４％を超えると鋼材の靭性、
溶接ＨＡＺ靭性を劣化させる。したがって、Ｓｉ含有量
を０．０５〜０．４％の範囲に規定する。
【００２４】Ｍｎは、母材の強度を確保するために必要
な元素である。しかし、０．６％未満では厚物で強度が
不足して多量の合金元素の添加が必要となり、コスト高
を招く。また、Ｍｎは中央偏析しやすい元素であるた
め、１．７％を超えると板厚中央が著しく脆化する。し
たがって、Ｍｎ含有量を０．６〜１．７％の範囲に規定
する。
な元素である。しかし、０．６％未満では厚物で強度が
不足して多量の合金元素の添加が必要となり、コスト高
を招く。また、Ｍｎは中央偏析しやすい元素であるた
め、１．７％を超えると板厚中央が著しく脆化する。し
たがって、Ｍｎ含有量を０．６〜１．７％の範囲に規定
する。
【００２５】Ａｌは、脱酸に必要な元素であるが、０．
００１％未満では十分な脱酸が期待できない。また、
０．０６％を超えると、連続鋳造スラブの表面に傷が発
生しやすい。したがって、Ａｌ含有量を０．００１〜
０．０６％に規定する。
００１％未満では十分な脱酸が期待できない。また、
０．０６％を超えると、連続鋳造スラブの表面に傷が発
生しやすい。したがって、Ａｌ含有量を０．００１〜
０．０６％に規定する。
【００２６】Ｎは、上述したように、高歪速度繰り返し
予歪後の靭性に大きな影響を及ぼし、ｖＥ-5（ave.）＞
１００Ｊを満たすためには、Ｎ含有量を４０ｐｐｍ以下
にする必要がある。したがって、Ｎを４０ｐｐｍ以下に
規制する。
予歪後の靭性に大きな影響を及ぼし、ｖＥ-5（ave.）＞
１００Ｊを満たすためには、Ｎ含有量を４０ｐｐｍ以下
にする必要がある。したがって、Ｎを４０ｐｐｍ以下に
規制する。
【００２７】Ｏは、上述したように、高歪速度での繰り
返し歪を付与した後の靭性を高めるために、３０ｐｐｍ
以下に規制する。Ｎｂ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ
は、いずれも鋼の高強度化に有効な元素である。しか
し、Ｎｂ：０．００５％以下、Ｖ：０．００５％以下、
Ｃｕ：０．０５％以下、Ｎｉ：０．０５％以下、Ｃｒ：
０．０５％以下、Ｍｏ：０．０２％以下では、明瞭な強
度上昇効果が得られない。
返し歪を付与した後の靭性を高めるために、３０ｐｐｍ
以下に規制する。Ｎｂ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ
は、いずれも鋼の高強度化に有効な元素である。しか
し、Ｎｂ：０．００５％以下、Ｖ：０．００５％以下、
Ｃｕ：０．０５％以下、Ｎｉ：０．０５％以下、Ｃｒ：
０．０５％以下、Ｍｏ：０．０２％以下では、明瞭な強
度上昇効果が得られない。
【００２８】一方、ＮｂはＮｂ（ＣＮ）、ＶはＶＣを析
出し、高強度化に寄与するが、０．０４％を超えたＮｂ
の添加、および０．１％を超えたＶの添加は降伏比を著
しく上昇させてしまう。
出し、高強度化に寄与するが、０．０４％を超えたＮｂ
の添加、および０．１％を超えたＶの添加は降伏比を著
しく上昇させてしまう。
【００２９】また、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは、固溶強
化や焼入性向上効果を通して高強度に寄与する。しか
し、０．６％を超えるＣｕの添加はＣｕ割れの発生の危
険性を著しく増大させる。１．０％を超えるＣｒの添加
および０．６％を超えるＭｏの添加は溶接性を著しく劣
化させる。さらに、Ｎｉは高価な元素であるから、コス
トの観点からその上限を０．６％とする。
化や焼入性向上効果を通して高強度に寄与する。しか
し、０．６％を超えるＣｕの添加はＣｕ割れの発生の危
険性を著しく増大させる。１．０％を超えるＣｒの添加
および０．６％を超えるＭｏの添加は溶接性を著しく劣
化させる。さらに、Ｎｉは高価な元素であるから、コス
トの観点からその上限を０．６％とする。
【００３０】したがって、Ｎｂ：０．００５〜０．０４
％、Ｖ：０．００５〜０．１％、Ｃｕ：０．０５〜０．
６％、Ｎｉ：０．０５〜０．６％、Ｃｒ：０．０５〜
１．０％、Ｍｏ：０．０２〜０．６％の範囲に規定す
る。
％、Ｖ：０．００５〜０．１％、Ｃｕ：０．０５〜０．
６％、Ｎｉ：０．０５〜０．６％、Ｃｒ：０．０５〜
１．０％、Ｍｏ：０．０２〜０．６％の範囲に規定す
る。
【００３１】Ｔｉは、ＴｉＮを形成し、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。しかし、０．００５％未満ではＨＡＺ靭性向上
効果が発揮されず、０．０１５％を超えて添加すると溶
接の冷却過程でＴｉＣが析出してＨＡＺ靭性の劣化を招
く。したがって、Ｔｉ含有量を０．００５〜０．０１５
％の範囲に規定する。
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。しかし、０．００５％未満ではＨＡＺ靭性向上
効果が発揮されず、０．０１５％を超えて添加すると溶
接の冷却過程でＴｉＣが析出してＨＡＺ靭性の劣化を招
く。したがって、Ｔｉ含有量を０．００５〜０．０１５
％の範囲に規定する。
【００３２】Ｐ、Ｓは、本発明が目的とする耐震性とは
直接的な関係はないが、溶接性や板厚方向の延性の観点
から低いほうが望ましい。また、介在物形態制御の観点
から、適量のＣａまたは希土類金属（ＲＥＭ）の添加は
望ましい。
直接的な関係はないが、溶接性や板厚方向の延性の観点
から低いほうが望ましい。また、介在物形態制御の観点
から、適量のＣａまたは希土類金属（ＲＥＭ）の添加は
望ましい。
【００３３】
【実施例】以下、この発明の実施例について説明する。
表１に供試鋼の化学成分を示す。鋼Ｇ，Ｈ，Ｉ，Ｒ，Ｓ
はＴＳ５７０ＭＰａ級、Ｍ，Ｎ，ＴはＴＳ４００ＭＰａ
級の鋼であり、その他はＴＳ４９０〜５２０ＭＰａ級の
鋼である。これらは全て、軽圧下プロセスを含む連続鋳
造にてスラブにした。
表１に供試鋼の化学成分を示す。鋼Ｇ，Ｈ，Ｉ，Ｒ，Ｓ
はＴＳ５７０ＭＰａ級、Ｍ，Ｎ，ＴはＴＳ４００ＭＰａ
級の鋼であり、その他はＴＳ４９０〜５２０ＭＰａ級の
鋼である。これらは全て、軽圧下プロセスを含む連続鋳
造にてスラブにした。
【００３４】
【表１】
【００３５】これらの組成を有するスラブを表２に示す
製造条件により鋼板とした。表３に得られた鋼板のミク
ロ組織および特性値を示した。特性値として、各鋼板の
通常の歪速度（＝０．０１Ｓ-1）、高歪速度（＝１０Ｓ
-1）での引張特性、ならびに予歪なし、高歪速度（＝１
０Ｓ-1）で±１＋２＋４％の繰り返し予歪を与えた後の
シャルピー衝撃試験結果を示す。
製造条件により鋼板とした。表３に得られた鋼板のミク
ロ組織および特性値を示した。特性値として、各鋼板の
通常の歪速度（＝０．０１Ｓ-1）、高歪速度（＝１０Ｓ
-1）での引張特性、ならびに予歪なし、高歪速度（＝１
０Ｓ-1）で±１＋２＋４％の繰り返し予歪を与えた後の
シャルピー衝撃試験結果を示す。
【００３６】引張試験片として１／４ｔよりＣ方向に採
取された断面１２角（１２mm×１２mm）×平行部長さ１
００ｍｍ角の棒試験片を用いた。この試験片に対し、サ
ーボ式の試験機でストローク速度１ｍ／秒、すなわち歪
速度１０Ｓ-1で引張り試験を行なった。また、同じ試験
片をストローク速度１ｍ／秒、すなわち歪速度１０Ｓ-1
で±１＋２＋４％の繰り返し予歪を与えた後、シャルピ
ー衝撃試験片を採取し、ｖＴｓおよびｖＥ-5を測定し
た。−５℃では９本のシャルピー衝撃試験を実施し、そ
の平均値と最小値を求めた。
取された断面１２角（１２mm×１２mm）×平行部長さ１
００ｍｍ角の棒試験片を用いた。この試験片に対し、サ
ーボ式の試験機でストローク速度１ｍ／秒、すなわち歪
速度１０Ｓ-1で引張り試験を行なった。また、同じ試験
片をストローク速度１ｍ／秒、すなわち歪速度１０Ｓ-1
で±１＋２＋４％の繰り返し予歪を与えた後、シャルピ
ー衝撃試験片を採取し、ｖＴｓおよびｖＥ-5を測定し
た。−５℃では９本のシャルピー衝撃試験を実施し、そ
の平均値と最小値を求めた。
【００３７】
【表２】
【００３８】
【表３】
【００３９】表３から明らかなように、熱間圧延後、Ａ
ｒ3 温度以下から水冷し、６５０℃以下４００℃以上の
温度範囲で水冷を停止したＡ１，Ｂ１，Ｃ１，Ｄ１，Ｅ
１，Ｆ１，Ｇ１，Ｈ１，Ｉ１，Ｊ１，Ｋ１，Ｌ１，Ｍ
１，Ｎ１は、フェライトとベイナイト主体の２相組織が
得られており、高歪速度でもＹＲが８０％以下で、繰り
返し歪付加後もｖＥ-5（ｍｉｎ）が１５０Ｊ以上の高靭
性を示した。
ｒ3 温度以下から水冷し、６５０℃以下４００℃以上の
温度範囲で水冷を停止したＡ１，Ｂ１，Ｃ１，Ｄ１，Ｅ
１，Ｆ１，Ｇ１，Ｈ１，Ｉ１，Ｊ１，Ｋ１，Ｌ１，Ｍ
１，Ｎ１は、フェライトとベイナイト主体の２相組織が
得られており、高歪速度でもＹＲが８０％以下で、繰り
返し歪付加後もｖＥ-5（ｍｉｎ）が１５０Ｊ以上の高靭
性を示した。
【００４０】これに対して、水冷を施していないＡ２、
Ｆ２（４９０ＭＰａ級鋼板）はフェライト＋パーライト
組織を呈しており、高歪速度の引張試験に比較における
ＹＲの値が８０％を超える値になった。水冷を施してい
ない４００ＭＰａ級のＭ２もフェライト＋パーライト組
織を呈しており、高歪速度の引張試験ではＹＲが７２．
７％であり、４００ＭＰａ級としては高いＹＲを示し
た。Ａｒ3 温度以下から水冷しても６５０℃を超える温
度で水冷を停止したＢ２は、やはりフェライト＋パーラ
イト組織になっており、本発明例であるＢ１と比較する
と高歪速度の引張試験におけるＹＲ値が高い。また、Ａ
ｒ3 温度以下から水冷しても４００℃未満の温度で水冷
を停止したＡ３、Ｅ２、Ｈ２では、マルテンサイトが生
成し、Ａ１、Ｅ１、Ｈ１に比べ靱性が著しく劣ってい
た。そして、これらＡ２、Ｆ２、Ｍ２、Ｂ２、Ａ３、Ｅ
２、Ｈ２の鋼板は、高歪速度の繰り返し予歪後のｖＴｓ
が室温近傍まで低下していた。Ａｒ3 温度以上から水冷
を開始したＥ３ではベイナイト単相組織となっており、
高歪速度の引張試験のＹＲが８０％を超える値を示し
た。
Ｆ２（４９０ＭＰａ級鋼板）はフェライト＋パーライト
組織を呈しており、高歪速度の引張試験に比較における
ＹＲの値が８０％を超える値になった。水冷を施してい
ない４００ＭＰａ級のＭ２もフェライト＋パーライト組
織を呈しており、高歪速度の引張試験ではＹＲが７２．
７％であり、４００ＭＰａ級としては高いＹＲを示し
た。Ａｒ3 温度以下から水冷しても６５０℃を超える温
度で水冷を停止したＢ２は、やはりフェライト＋パーラ
イト組織になっており、本発明例であるＢ１と比較する
と高歪速度の引張試験におけるＹＲ値が高い。また、Ａ
ｒ3 温度以下から水冷しても４００℃未満の温度で水冷
を停止したＡ３、Ｅ２、Ｈ２では、マルテンサイトが生
成し、Ａ１、Ｅ１、Ｈ１に比べ靱性が著しく劣ってい
た。そして、これらＡ２、Ｆ２、Ｍ２、Ｂ２、Ａ３、Ｅ
２、Ｈ２の鋼板は、高歪速度の繰り返し予歪後のｖＴｓ
が室温近傍まで低下していた。Ａｒ3 温度以上から水冷
を開始したＥ３ではベイナイト単相組織となっており、
高歪速度の引張試験のＹＲが８０％を超える値を示し
た。
【００４１】また、Ｏ含有量が３０ｐｐｍを超えるＯ
１、Ｐ１、Ｑ１、Ｒ１、Ｓ１、Ｔ１の鋼板は、高歪速度
の繰り返し予歪後のｖＥ-5（ｍｉｎ）が４１Ｊ以下とな
った。Ｎ含有量が４０ｐｐｍを超えるＰ１、Ｔ１の鋼板
では、高歪速度の繰り返し予歪後のｖＥ-5を平均値で評
価した場合も１００Ｊ未満となった。
１、Ｐ１、Ｑ１、Ｒ１、Ｓ１、Ｔ１の鋼板は、高歪速度
の繰り返し予歪後のｖＥ-5（ｍｉｎ）が４１Ｊ以下とな
った。Ｎ含有量が４０ｐｐｍを超えるＰ１、Ｔ１の鋼板
では、高歪速度の繰り返し予歪後のｖＥ-5を平均値で評
価した場合も１００Ｊ未満となった。
【００４２】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
高歪速度で変形を受けた場合にも低降伏比（８０％以
下）を示し、かつ高歪速度で繰り返し歪を受けた後も安
定して高靭性を示す耐震建築用鋼材の製造方法が提供さ
れる。このため、活断層近傍の建造物の塑性耐震設計が
可能となる。さらに、本発明は鋼材の生産性および品質
安定性に優れているため安価であり大量生産にも対応可
能である。
高歪速度で変形を受けた場合にも低降伏比（８０％以
下）を示し、かつ高歪速度で繰り返し歪を受けた後も安
定して高靭性を示す耐震建築用鋼材の製造方法が提供さ
れる。このため、活断層近傍の建造物の塑性耐震設計が
可能となる。さらに、本発明は鋼材の生産性および品質
安定性に優れているため安価であり大量生産にも対応可
能である。
【図１】引張歪速とＹＲとの関係を示す図。
【図２】高歪速度で繰り返し塑性歪を付加前後のｖＥ-5
に及ぼすＮ含有量の影響を示す図。
に及ぼすＮ含有量の影響を示す図。
【図３】高歪速度で繰り返し塑性歪を付加した後のｖＥ
-5に及ぼすＯ含有量の影響を示す図。
-5に及ぼすＯ含有量の影響を示す図。
【図４】表１に示したＡ鋼について、高速引張試験にお
けるＹＲ値と冷却条件との関係を示す図。
けるＹＲ値と冷却条件との関係を示す図。
Claims (3)
- 【請求項１】 重量比で、Ｎ：４０ｐｐｍ以下、Ｏ：３
０ｐｐｍ以下の鋼をオーステナイト域で熱間圧延した
後、Ａｒ3 点以下の温度から水冷を開始し、室温までの
冷却途中で冷却を停止し、組織をフェライトとベイナイ
トの２相を主体とする組織にすることを特徴とする建築
用鋼材の製造方法。 - 【請求項２】 重量比で、Ｃ：０．０４〜０．１８％、
Ｓｉ：０．０５〜０．４％、Ｍｎ：０．６〜１．７％、
Ａｌ：０．００１〜０．０６％、Ｎ：４０ｐｐｍ以下、
Ｏ：３０ｐｐｍ以下の鋼を、オーステナイト域で熱間圧
延した後、Ａｒ3 点以下の温度から水冷し、６５０℃以
下４００℃以上の温度で水冷を停止することを特徴とす
る建築用鋼材の製造方法。 - 【請求項３】 重量比で、Ｃ：０．０４〜０．１８％、
Ｓｉ：０．０５〜０．４％、Ｍｎ：０．６〜１．７％、
Ａｌ：０．００１〜０．０６％、Ｎ：４０ｐｐｍ以下、
Ｏ：３０ｐｐｍ以下であり、Ｔｉ：０．００５〜０．０
１５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０４％、Ｖ：０．００
５〜０．１％、Ｃｕ：０．０５〜０．６％、Ｎｉ：０．
０５〜０．６％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：
０．０２〜０．６％のうち１種または２種以上を含有す
る鋼を、オーステナイト域で熱間圧延した後、Ａｒ3 点
以下の温度から水冷し、６５０℃以下４００℃以上の温
度で水冷を停止することを特徴とする建築用鋼材の製造
方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10748396A JPH09291310A (ja) | 1996-04-26 | 1996-04-26 | 耐震建築用鋼材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10748396A JPH09291310A (ja) | 1996-04-26 | 1996-04-26 | 耐震建築用鋼材の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09291310A true JPH09291310A (ja) | 1997-11-11 |
Family
ID=14460371
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10748396A Pending JPH09291310A (ja) | 1996-04-26 | 1996-04-26 | 耐震建築用鋼材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH09291310A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2008045631A2 (en) | 2006-10-06 | 2008-04-17 | Exxonmobil Upstream Research Company | Low yield ratio dual phase steel linepipe with superior strain aging resistance |
| WO2008058530A1 (de) * | 2006-11-14 | 2008-05-22 | Salzgitter Flachstahl Gmbh | Verfahren zur herstellung eines stahlbandes aus einem höherfesten dualphasenstahl |
| JPWO2014208082A1 (ja) * | 2013-06-25 | 2017-02-23 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 疲労特性に優れた高強度鋼材およびその製造方法 |
-
1996
- 1996-04-26 JP JP10748396A patent/JPH09291310A/ja active Pending
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2008045631A2 (en) | 2006-10-06 | 2008-04-17 | Exxonmobil Upstream Research Company | Low yield ratio dual phase steel linepipe with superior strain aging resistance |
| EP2089556A2 (en) * | 2006-10-06 | 2009-08-19 | Exxonmobile Upstream Research Company | Low yield ratio dual phase steel linepipe with superior strain aging resistance |
| EP2089556A4 (en) * | 2006-10-06 | 2011-10-05 | Exxonmobile Upstream Res Company | DUALPHASE STEEL PIPE TUBE WITH SMALL TRAVEL LIMIT RATIO AND SUPERIOR RECEIVER RESISTANCE |
| WO2008058530A1 (de) * | 2006-11-14 | 2008-05-22 | Salzgitter Flachstahl Gmbh | Verfahren zur herstellung eines stahlbandes aus einem höherfesten dualphasenstahl |
| JPWO2014208082A1 (ja) * | 2013-06-25 | 2017-02-23 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 疲労特性に優れた高強度鋼材およびその製造方法 |
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