JPH101741A - 降伏強さが低く、高伸びを有する構造用鋼およびその製造方法 - Google Patents
降伏強さが低く、高伸びを有する構造用鋼およびその製造方法Info
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- JPH101741A JPH101741A JP16871096A JP16871096A JPH101741A JP H101741 A JPH101741 A JP H101741A JP 16871096 A JP16871096 A JP 16871096A JP 16871096 A JP16871096 A JP 16871096A JP H101741 A JPH101741 A JP H101741A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 本発明は、降伏強さを低く押さえた上で、伸
びを向上させた鋼およびその製造法を提供することにあ
る。 【解決手段】 重量％でＣ：０．００５％以下、Ｓｉ：
０．０４％以下、Ｍｎ：０．２０％以下、Ｐ：０．０２
％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０６％以下、
Ｎ：０．００４％以下、を含有し、さらに、Ｔｉ：０．
０１〜０．０３％未満、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、
Ｖ：０．０１〜０．１０％のうち１種または２種以上を
含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、さら
に、固溶Ｃと固溶Ｎの合計が０．００３０％以下とし、
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１種または２種以上からなる元素の微
小炭窒化物からなる鋼。この鋼は、圧延と熱処理条件を
選定することにより、降伏強さを低く押さえた上で、伸
びを向上させたものである。
びを向上させた鋼およびその製造法を提供することにあ
る。 【解決手段】 重量％でＣ：０．００５％以下、Ｓｉ：
０．０４％以下、Ｍｎ：０．２０％以下、Ｐ：０．０２
％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０６％以下、
Ｎ：０．００４％以下、を含有し、さらに、Ｔｉ：０．
０１〜０．０３％未満、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、
Ｖ：０．０１〜０．１０％のうち１種または２種以上を
含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、さら
に、固溶Ｃと固溶Ｎの合計が０．００３０％以下とし、
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１種または２種以上からなる元素の微
小炭窒化物からなる鋼。この鋼は、圧延と熱処理条件を
選定することにより、降伏強さを低く押さえた上で、伸
びを向上させたものである。
Description
【発明の詳細な説明】
【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、高伸びを有する構造用鋼に関す
るものである。特に、降伏強さが１４ｋｇｆ／ｍｍ2以
下、伸びが５０％以上の双方を満足するのに好適な板厚
６ｍｍ以上の鋼およびその製造方法に関する。 【０００２】 【従来の技術】建築構造物が地震の遭遇した際に、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。 【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
の高い構造物用鋼が製造できることが開示されている。 【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。 【０００５】このうち、特開平５−２１４４４２号公報
で開示された技術が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界がある。 【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
出物により降伏強さを低くすることができるが、析出物
起点のミクロボン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、さらに伸びを向上させた鋼及びその
製造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】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、
伸びをさらに向上させ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通りである。 【００１０】（ｌ）重量％でＣ ：０．００５％以
下、Ｓｉ ：０．０４％以下、Ｍｎ ：０．２０％以
下、Ｐ ：０．０２％以下、Ｓ ：０．０２％以
下、Ａｌ ：０．０６％以下、Ｎ ：０．００４％以
下、を含有し、さらに、Ｔｉ ：０．０１〜０．０３％
未満、Ｎｂ ：０．０１〜０．０５％、Ｖ ：０．０
１〜０．１０％、のうち一種または二種以上を含有し、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼において、さ
らに、固溶Ｃと固溶Ｎの合計が０．００３０％以下と
し、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１種または２種以上からなる元素
の微小炭窒化物を含有することを特徴とする、板厚が６
ｍｍ以上の、降伏強さが低く、高伸びを有する構造用
鋼。 【００１１】（２）固溶Ｂ：０．０００２％〜０．００
２０％を含有することを特徴とする、上記（１）に記載
の板厚が６ｍｍ以上の、降伏強さが低く、高伸びを有す
る構造用鋼。 【００１２】（３）上記（１）または（２）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、板厚が６ｍｍ以上の、降伏強
さが低く、高伸びを有する構造用鋼の製造方法。 【００１３】（４）上記（１）または（２）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、６００〜９００℃の保熱後空冷すること
を特徴とする、板厚が６ｍｍ以上の、降伏強さが低く、
高伸びを有する構造用鋼の製造方法。 【００１４】（５）上記（１）または（２）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、６００〜９００℃に加熱後空冷すること
を特徴とする、板厚が６ｍｍ以上の、降伏強さが低く、
高伸びを有する構造用鋼の製造方法。 【００１５】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。 【００１６】構造用鋼の引張り試験における破断は、ミ
クロボイドの成長・合体により生じ、ディンプル破面を
呈する。ミクロボイドは析出物などの第二相を核として
発生するものであり、鋼中に粗大な析出物が多数存在す
ると、これらを核としてミクロボイドが発生しやすくな
り、伸びを向上させることが困難となる。 【００１７】一方、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、Ｃｕ、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、Ｎｂ、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。 【００１８】本発明のような極低炭素の板厚６ｍｍ以上
の構造用鋼において、降伏強さと伸びに及ぼす固溶元素
と微小析出物の影響を種々検討した結果、本発明者ら
は、炭窒化物生成元素を多量に含有させると図１に示す
ように、降伏強さが低下するが、粗大析出物の生成によ
り伸びを向上させることが困難であるが、固溶Ｃ、Ｎを
特定範囲内にしてある種の微小析出物をフェライト中に
分散させることにより、降伏強さを低く保った上で、従
来鋼以上に伸びを向上させることが可能であることを新
たに見出した。 【００１９】すなわち、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖを固溶Ｃ、Ｎを
固定するための炭窒化物形成元素として用い、これらの
元素の含有量を適正な範囲内に限定する必要がある。こ
れらの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
の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。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。 【００２０】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
成した伸びを低下させる。従って、上限を０．００５％
とした。 【００２１】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。 【００２２】Ｍｎは固溶硬化能を有するので低い方がよ
い。０．２０％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０．２０％とした。 【００２３】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、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。 【００２４】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。 【００２５】Ａｌは脱酸に効果があるが、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。 【００２６】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
物を多量に生成した伸びを低下させる。従って、上限を
０．００４％とした。 【００２７】Ｔｉ、Ｎｂ、および、Ｖは炭窒化物形成元
素として等価な作用を有するので、選択元素としてこれ
らのうち１種または２種以上用いることができる。 【００２８】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有効
な元素である。０．０１％未満ではその効果が顕著でな
いので、下限を０．０１％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。 【００２９】ＮｂはＴｉと同様な効果を有する。０．０
１％未満では固溶Ｃ、Ｎ量の低下が顕著でないので、下
限を０．０１％とした。０．０５％超含有すると、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、０．０５％を上限とした。 【００３０】ＶもＴｉと同様な効果を有する。０．０１
％未満では固溶Ｃ、Ｎ量の低下が顕著でないので、下限
を０．０１％とした。０．１０％超含有すると、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、０．１０％を上限とした。 【００３１】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０．００３０％を超える
とこれらの元素の固溶効果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０．００３０％
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。 【００３２】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、
０．００２０％超含有すると粗大なＢＮ析出物を生成
し、これが破壊点となって靭性低下を招くので、上限を
０．００２０％とした。 【００３３】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
くは析出物径を３．０μｍ以下とすることが望ましい。 【００３４】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。 【００３５】次に、圧延および熱処理条件を限定した理
由を以下に述べる。 【００３６】加熱温度を１０５０℃未満とすると、最終
熱処理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１
２５０℃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１０５０〜１２５
０℃とした。 【００３７】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の
で、下限を８００℃とした。 【００３８】次に、請求項３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。 【００３９】請求項４および５では、熱間圧延後変態点
以下に加熱して再結晶を生じせしめるかまたはオーステ
ナイトに変態させて冷却過程でフェライト変態させ、そ
の後、高温保持または再加熱により再結晶またはフライ
ト変態時に生じる転位の密度を低下させ、降伏強さの低
下を図る。熱間圧延後の熱処理温度が６００℃未満では
再結晶が十分に進行しないので６００℃を下限とする。
９６０℃を超え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ので、上
限を９６０℃とする。また、請求項４では６００〜９０
０℃に保熱するが、６００℃以下では再結晶またはフェ
ライト変態時に生じる転位の密度低下が不十分であるの
で、６００℃を下限とする。また、保熱をフェライト域
で行う必要があり、このために上限を９００℃とした。
また、この場合にも上記と同じ理由で空冷とすることが
必要である。 【００４０】請求項５では６００〜９００℃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。 【００４１】なお、請求項３〜５において、熱間圧延後
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。 【００４２】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。 【００４３】本発明の対象の構造物としては、板厚また
は肉厚が６ｍｍ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。 【００４４】 【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の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量も示す。また、
鋼板から抽出レプリカを採取し、電子顕微鏡により微細
析出物を観察した結果も示す。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１０
ｍｍ材は６ｍｍ）、標点間距離を５０ｍｍ（板厚１０ｍ
ｍ材は２０ｍｍ）とした。 【００４５】番号１〜９が発明鋼、１０〜１７が比較鋼
である。発明鋼はすべて降伏強さが１４ｋｇｆ／ｍｍ2
以下であり、伸びも６０％以上と高い。これに対し、比
較鋼１０はＣ量が本発明限定範囲外であり、降伏強さが
高い。比較鋼１１はＴｉが本発明下限未満であり、Ｃ、
Ｎの固定が不十分でやはり降伏強さが高い。比較鋼１２
および１３はＴｉ、Ｎｂが上限超であり、降伏強さは低
いが、粗大析出物を生成するために発明鋼に比べて伸び
が低い。比較鋼１４および１５はそれぞれＳｉおよびＭ
ｎが本発明上限超であり、降伏強さが高い。比較鋼１６
は圧延加熱温度および圧延仕上げ温度が低く、熱処理後
も細粒となるために、降伏強さが高い。比較鋼１７は圧
延後の熱処理温度が低く、再結晶が十分に進行しないた
めに、降伏強さが高い。 【００４６】 【表１】 【００４７】 【表２】【００４８】 【表３】 【００４９】 【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、炭窒化物形成元
素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、ミクロボイド生成
起点となる炭窒化物の形態を制御することにより伸びを
向上させることができる、その結果、降伏強さを低く保
ち、高伸びを有する鋼を製造することが可能となった。
れる、降伏強さが低く、高伸びを有する構造用鋼に関す
るものである。特に、降伏強さが１４ｋｇｆ／ｍｍ2以
下、伸びが５０％以上の双方を満足するのに好適な板厚
６ｍｍ以上の鋼およびその製造方法に関する。 【０００２】 【従来の技術】建築構造物が地震の遭遇した際に、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。 【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
の高い構造物用鋼が製造できることが開示されている。 【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。 【０００５】このうち、特開平５−２１４４４２号公報
で開示された技術が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界がある。 【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
出物により降伏強さを低くすることができるが、析出物
起点のミクロボン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、さらに伸びを向上させた鋼及びその
製造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】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、
伸びをさらに向上させ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通りである。 【００１０】（ｌ）重量％でＣ ：０．００５％以
下、Ｓｉ ：０．０４％以下、Ｍｎ ：０．２０％以
下、Ｐ ：０．０２％以下、Ｓ ：０．０２％以
下、Ａｌ ：０．０６％以下、Ｎ ：０．００４％以
下、を含有し、さらに、Ｔｉ ：０．０１〜０．０３％
未満、Ｎｂ ：０．０１〜０．０５％、Ｖ ：０．０
１〜０．１０％、のうち一種または二種以上を含有し、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼において、さ
らに、固溶Ｃと固溶Ｎの合計が０．００３０％以下と
し、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１種または２種以上からなる元素
の微小炭窒化物を含有することを特徴とする、板厚が６
ｍｍ以上の、降伏強さが低く、高伸びを有する構造用
鋼。 【００１１】（２）固溶Ｂ：０．０００２％〜０．００
２０％を含有することを特徴とする、上記（１）に記載
の板厚が６ｍｍ以上の、降伏強さが低く、高伸びを有す
る構造用鋼。 【００１２】（３）上記（１）または（２）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、板厚が６ｍｍ以上の、降伏強
さが低く、高伸びを有する構造用鋼の製造方法。 【００１３】（４）上記（１）または（２）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、６００〜９００℃の保熱後空冷すること
を特徴とする、板厚が６ｍｍ以上の、降伏強さが低く、
高伸びを有する構造用鋼の製造方法。 【００１４】（５）上記（１）または（２）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、６００〜９００℃に加熱後空冷すること
を特徴とする、板厚が６ｍｍ以上の、降伏強さが低く、
高伸びを有する構造用鋼の製造方法。 【００１５】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。 【００１６】構造用鋼の引張り試験における破断は、ミ
クロボイドの成長・合体により生じ、ディンプル破面を
呈する。ミクロボイドは析出物などの第二相を核として
発生するものであり、鋼中に粗大な析出物が多数存在す
ると、これらを核としてミクロボイドが発生しやすくな
り、伸びを向上させることが困難となる。 【００１７】一方、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、Ｃｕ、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、Ｎｂ、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。 【００１８】本発明のような極低炭素の板厚６ｍｍ以上
の構造用鋼において、降伏強さと伸びに及ぼす固溶元素
と微小析出物の影響を種々検討した結果、本発明者ら
は、炭窒化物生成元素を多量に含有させると図１に示す
ように、降伏強さが低下するが、粗大析出物の生成によ
り伸びを向上させることが困難であるが、固溶Ｃ、Ｎを
特定範囲内にしてある種の微小析出物をフェライト中に
分散させることにより、降伏強さを低く保った上で、従
来鋼以上に伸びを向上させることが可能であることを新
たに見出した。 【００１９】すなわち、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖを固溶Ｃ、Ｎを
固定するための炭窒化物形成元素として用い、これらの
元素の含有量を適正な範囲内に限定する必要がある。こ
れらの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
の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。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。 【００２０】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
成した伸びを低下させる。従って、上限を０．００５％
とした。 【００２１】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。 【００２２】Ｍｎは固溶硬化能を有するので低い方がよ
い。０．２０％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０．２０％とした。 【００２３】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、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。 【００２４】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。 【００２５】Ａｌは脱酸に効果があるが、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。 【００２６】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
物を多量に生成した伸びを低下させる。従って、上限を
０．００４％とした。 【００２７】Ｔｉ、Ｎｂ、および、Ｖは炭窒化物形成元
素として等価な作用を有するので、選択元素としてこれ
らのうち１種または２種以上用いることができる。 【００２８】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有効
な元素である。０．０１％未満ではその効果が顕著でな
いので、下限を０．０１％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。 【００２９】ＮｂはＴｉと同様な効果を有する。０．０
１％未満では固溶Ｃ、Ｎ量の低下が顕著でないので、下
限を０．０１％とした。０．０５％超含有すると、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、０．０５％を上限とした。 【００３０】ＶもＴｉと同様な効果を有する。０．０１
％未満では固溶Ｃ、Ｎ量の低下が顕著でないので、下限
を０．０１％とした。０．１０％超含有すると、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、０．１０％を上限とした。 【００３１】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０．００３０％を超える
とこれらの元素の固溶効果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０．００３０％
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。 【００３２】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、
０．００２０％超含有すると粗大なＢＮ析出物を生成
し、これが破壊点となって靭性低下を招くので、上限を
０．００２０％とした。 【００３３】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
くは析出物径を３．０μｍ以下とすることが望ましい。 【００３４】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。 【００３５】次に、圧延および熱処理条件を限定した理
由を以下に述べる。 【００３６】加熱温度を１０５０℃未満とすると、最終
熱処理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１
２５０℃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１０５０〜１２５
０℃とした。 【００３７】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の
で、下限を８００℃とした。 【００３８】次に、請求項３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。 【００３９】請求項４および５では、熱間圧延後変態点
以下に加熱して再結晶を生じせしめるかまたはオーステ
ナイトに変態させて冷却過程でフェライト変態させ、そ
の後、高温保持または再加熱により再結晶またはフライ
ト変態時に生じる転位の密度を低下させ、降伏強さの低
下を図る。熱間圧延後の熱処理温度が６００℃未満では
再結晶が十分に進行しないので６００℃を下限とする。
９６０℃を超え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ので、上
限を９６０℃とする。また、請求項４では６００〜９０
０℃に保熱するが、６００℃以下では再結晶またはフェ
ライト変態時に生じる転位の密度低下が不十分であるの
で、６００℃を下限とする。また、保熱をフェライト域
で行う必要があり、このために上限を９００℃とした。
また、この場合にも上記と同じ理由で空冷とすることが
必要である。 【００４０】請求項５では６００〜９００℃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。 【００４１】なお、請求項３〜５において、熱間圧延後
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。 【００４２】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。 【００４３】本発明の対象の構造物としては、板厚また
は肉厚が６ｍｍ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。 【００４４】 【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の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量も示す。また、
鋼板から抽出レプリカを採取し、電子顕微鏡により微細
析出物を観察した結果も示す。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１０
ｍｍ材は６ｍｍ）、標点間距離を５０ｍｍ（板厚１０ｍ
ｍ材は２０ｍｍ）とした。 【００４５】番号１〜９が発明鋼、１０〜１７が比較鋼
である。発明鋼はすべて降伏強さが１４ｋｇｆ／ｍｍ2
以下であり、伸びも６０％以上と高い。これに対し、比
較鋼１０はＣ量が本発明限定範囲外であり、降伏強さが
高い。比較鋼１１はＴｉが本発明下限未満であり、Ｃ、
Ｎの固定が不十分でやはり降伏強さが高い。比較鋼１２
および１３はＴｉ、Ｎｂが上限超であり、降伏強さは低
いが、粗大析出物を生成するために発明鋼に比べて伸び
が低い。比較鋼１４および１５はそれぞれＳｉおよびＭ
ｎが本発明上限超であり、降伏強さが高い。比較鋼１６
は圧延加熱温度および圧延仕上げ温度が低く、熱処理後
も細粒となるために、降伏強さが高い。比較鋼１７は圧
延後の熱処理温度が低く、再結晶が十分に進行しないた
めに、降伏強さが高い。 【００４６】 【表１】 【００４７】 【表２】【００４８】 【表３】 【００４９】 【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、炭窒化物形成元
素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、ミクロボイド生成
起点となる炭窒化物の形態を制御することにより伸びを
向上させることができる、その結果、降伏強さを低く保
ち、高伸びを有する鋼を製造することが可能となった。
【図面の簡単な説明】
【図１】降伏強さと伸びに及ぼすＴｉ、Ｎｂ、Ｖ炭窒化
物のサイズ（最大値）の影響を示す図である。
物のサイズ（最大値）の影響を示す図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 【請求項ｌ】 重量％でＣ ：０．００５％以下、 Ｓｉ ：０．０４％以下、 Ｍｎ ：０．２０％以下、 Ｐ ：０．０２％以下、 Ｓ ：０．０２％以下、 Ａｌ ：０．０６％以下、 Ｎ ：０．００４％以下、を含有し、さらに、 Ｔｉ ：０．０１〜０．０３％未満、 Ｎｂ ：０．０１〜０．０５％、 Ｖ ：０．０１〜０．１０％、のうち一種または二種
以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる
鋼において、さらに、固溶Ｃと固溶Ｎの合計が０．００
３０％以下とし、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１種または２種以上
からなる元素の微小炭窒化物を含有することを特徴とす
る、板厚が６ｍｍ以上の、降伏強さが低く、高伸びを有
する構造用鋼。 【請求項２】 固溶Ｂ：０．０００２％〜０．００２０
％を含有することを特徴とする、請求項１記載の板厚が
６ｍｍ以上の、降伏強さが低く、高伸びを有する構造用
鋼。 【請求項３】 請求項１または２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、板厚が６ｍｍ以上の、降伏強さが低く、
高伸びを有する構造用鋼の製造方法。 【請求項４】 請求項１または２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、６００〜９００℃の保熱後空冷することを特徴とす
る、板厚が６ｍｍ以上の、降伏強さが低く、高伸びを有
する構造用鋼の製造方法。 【請求項５】 請求項１または２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、６００〜９００℃に加熱後空冷することを特徴とす
る、板厚が６ｍｍ以上の、降伏強さが低く、高伸びを有
する構造用鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16871096A JPH101741A (ja) | 1996-06-10 | 1996-06-10 | 降伏強さが低く、高伸びを有する構造用鋼およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16871096A JPH101741A (ja) | 1996-06-10 | 1996-06-10 | 降伏強さが低く、高伸びを有する構造用鋼およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH101741A true JPH101741A (ja) | 1998-01-06 |
Family
ID=15873022
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16871096A Withdrawn JPH101741A (ja) | 1996-06-10 | 1996-06-10 | 降伏強さが低く、高伸びを有する構造用鋼およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH101741A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2023506831A (ja) * | 2019-12-16 | 2023-02-20 | ポスコホールディングス インコーポレーティッド | 衝撃靭性に優れた制振ダンパー用鋼材及びこの製造方法 |
-
1996
- 1996-06-10 JP JP16871096A patent/JPH101741A/ja not_active Withdrawn
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2023506831A (ja) * | 2019-12-16 | 2023-02-20 | ポスコホールディングス インコーポレーティッド | 衝撃靭性に優れた制振ダンパー用鋼材及びこの製造方法 |
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