(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１８％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．６〜１．７％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０４１％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる鋼を、１０００℃以上に加熱後Ａｒ3以上の温度域において圧下率が５０％以上の熱間圧延を行った後、続いてＡｒ3以上から２℃／秒以上の冷却速度で表面温度がＡｒ3−１００℃以下の温度まで冷却した後一旦冷却を中断し、引き続き誘導加熱装置を用いて板厚方向内部より温度が低い表面側から急速加熱を行って表面温度Ａｃ1からＡｒ3−１００℃の温度範囲まで加熱し、さらに平均温度が４００℃未満の温度域まで２℃／秒以上の冷却速度で加速冷却を行った後、引き続き４００℃以上Ａｃ1以下の温度で焼戻し、最終的な組織をフェライトと焼戻しマルテンサイトの混合組織とし、８０％以下の降伏比及び５９０Ｎ／ｍｍ2以上の引張強度とすることを特徴とする板厚方向材質差が小さい低降伏比高張力鋼材の製造方法。
【請求項２】
さらに前記鋼は、質量％で、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記載の方法。
【請求項３】
前記熱間圧延後の一次冷却の中断温度を、表面温度でＡｒ3−１００℃以下４００℃以上とすることを特徴とする請求項１または２記載の方法。
【発明の詳細な説明】
【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、軟質相であるフェライトと硬質相であるベ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＋硬質相混合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＋硬質相混合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号公報および特開平５−２７１７６１号公報にそれぞれ開示されている。特公平７−７４３７９号公報および特開平５−２７１７６１号公報の両提案ともに、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を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。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、これらの従来技術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、予備冷却後の表面温度上昇を復熱のみに頼るため、温度制御が困難であり、場合によっては所望の温度に復熱できないため、板厚方向の材質の均一性において問題点がある。
【０００６】
本発明は、上記の課題を解決するためになされたものであり、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を目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明の鋼材の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１８％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．６〜１．７％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０４１％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる鋼を、１０００℃以上に加熱後Ａｒ3以上の温度域において圧下率が５０％以上の熱間圧延を行った後、続いてＡｒ3以上から２℃／秒以上の冷却速度で表面温度がＡｒ3−１００℃以下の温度まで冷却した後一旦冷却を中断し、引き続き誘導加熱装置を用いて板厚方向内部より温度が低い表面側から急速加熱を行って表面温度Ａｃ1からＡｒ3−１００℃の温度範囲まで加熱し、さらに平均温度が４００℃未満の温度域まで２℃／秒以上の冷却速度で加速冷却を行った後、引き続き４００℃以上Ａｃ1以下の温度で焼戻しを行い、最終的な組織をフェライトと焼戻しマルテンサイトの混合組織とし、８０％以下の降伏比及び５９０Ｎ／ｍｍ2以上の引張強度とする。
【０００８】
また上記発明において、さらに前記鋼は、質量％で、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種以上を含有する鋼を上記の方法にしたがい処理することが好ましい。
【０００９】
さらに上記発明において、前記熱間圧延後の一次冷却の中断温度を、表面温度でＡｒ3−１００℃以下４００℃以上とすることが好ましい。
以下、本発明における種々の限定理由についてそれぞれ説明する。
【００１０】
（１）成分組成範囲
（基本成分群）
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あるいは溶接性が劣化するため、その範囲を０．０２〜０．１８％とする。
【００１１】
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靭性及び溶接性が劣化するため、その範囲を０．０５〜０．５％とする。
【００１２】
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、その範囲を０．６〜１．７％とする。
【００１３】
（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を０．０５〜１．０％とする。
【００１４】
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を０．０５〜０．８％とする。
【００１５】
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を０．０５〜１．０％とする。
【００１６】
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を０．０５〜１．０％とする。
【００１７】
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％以上の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を０．００５〜０．１％とする。
【００１８】
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を０．００５〜０．１％とする。
【００１９】
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を０．００５％〜０．０３％の範囲とする。
【００２０】
（２）製造条件
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、鋼の加熱温度を１０００℃以上とする。
【００２１】
ｂ．熱間圧延終了温度：Ａｒ3以上
熱間圧延終了温度がＡｒ3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大きくなる。よって、熱間圧延終了温度をＡｒ3以上とする。
【００２２】
ｃ．熱間圧延時の圧下率：５０％以上
熱間圧延時の圧下率が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、熱間圧延時の圧下率を５０％以上とする。
【００２３】
ｄ．加速冷却開始温度：Ａｒ3以上
加速冷却の開始温度がＡｒ3未満では、加速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、加速冷却の開始温度はＡｒ3以上とする。
【００２４】
ｅ．Ａｒ3以上からの加速冷却速度：２℃／秒以上
Ａｒ3以上からの加速冷却速度が２℃／秒未満では、加速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、加速冷却による強度上昇効果が得られにくくなる。よって、Ａｒ3以上からの加速冷却速度は２℃／秒以上とする。
【００２５】
ｆ．冷却中断時の表面温度：Ａｒ3−１００℃以下
冷却を一旦中断するのは、組織をフェライトと焼戻しマルテンサイトの混合組織として降伏比の低下を図るためである。冷却中断時の表面温度がＡｒ3−１００℃よりも高い場合、板の内質部ではフェライトがほとんど生成せず、低降伏比を得ることが困難になる。よって冷却中断時の表面温度はＡｒ3−１００℃以下とする。なお、冷却中断中に誘導加熱装置にて加熱を行うので、冷却停止時の表面温度はＡｒ3−１００℃以下であれば任意の温度でよい。
【００２６】
ｇ．誘導加熱装置による表面加熱温度：Ａｃ1からＡｒ3−１００℃
加速冷却を行った場合、一般に冷却中断時の板厚方向の温度分布は表面が低く、内部は高くなっている。これを表面側からの急速加熱を行って任意の温度分布にするため、誘導加熱装置を用いる。加熱時の表面温度がＡｃ1を超えると一部が逆変態してオーステナイトになるため、最終的な組織がフェライトと焼戻しマルテンサイトの混合組織とならず、低降伏比を得がたくなる。また、表面に比べ温度が高い板内部ではオーステナイトからフェライトヘの変態がほとんど進行せず、やはり低降伏比を得がたい。一方、Ａｒ3−１００℃より低い温度では拡散変態であるフェライトの変態速度が遅くなること、およびさらに低温ではフェライトが生成せずベイナイトになるため、低降伏比を得がたくなる。したがって誘導加熱装置による表面加熱温度はＡｃ1からＡｒ3−１００℃の間とする。なお、このときの板厚方向温度分布はほぼ均一であることが望ましいが、必ずしもその限りではない。
【００２７】
ｈ．誘導加熱後の加速冷却速度：２℃／秒以上
誘導加熱後の加速冷却速度が２℃／秒未満では、待機後の未変態オーステナイトからベイナイト変態が起こりにくく、低降伏比を得ることができない。したがって、誘導加熱後の加速冷却速度は２℃／秒以上とする。
【００２８】
ｉ．誘導加熱後の加速冷却停止温度：４００℃未満
誘導加熱後の加速冷却停止温度を４００℃以上とすると、生成したベイナイトが焼戻し後に軟化してしまい、十分な強度を確保することができない。したがって、待機後の加速冷却停止温度は４００℃未満とする。
【００２９】
ｊ．焼戻し温度：４００℃以上Ａｃ1温度以下
加速冷却後、鋼材の強度、靭性バランスを調整するために焼戻しを行う。焼戻し温度が４００℃未満ではその効果がほとんどなく、Ａｃ1を超えるとオーステナイトヘの逆変態が起きるため、組織がフェライトと焼戻しマルテンサイトの混合組織とならず、低降伏比を得ることが困難になる。したがって、焼戻し温度は４００℃以上Ａｃ1温度以下とする。
【００３０】
【発明の実施の形態】
発明者は、圧延後長時間の待機および熱処理を行うことなく、低降伏比高張力厚鋼材を製造する技術を鋭意検討した結果、特定量の化学成分を有する鋼を冷却する際に、一旦冷却を中断してから高周波加熱等の急速加熱を行ってしかるべき圧延、冷却時温度履歴を与えることにより、鋼組織をフェライト＋焼戻しマルテンサイトの混合組織として圧延ままで５９０Ｎ／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であるという知見が得られた。本発明はこれらの知見に基づいてなされた。
【００３１】
以上の知見に基づき本発明者は、鋼組成、圧延、加速冷却条件を制御して、圧延ままで板厚方向の材質差が小さく、降伏比が８０％以下の高張力鋼材の製造方法を見出し、本発明を完成させた。鋼組成及び製造条件を上記範囲に限定した本発明により、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。
【００３２】
以下、本発明をより詳しく説明する。
【００３３】
本発明にしたがい低降伏比で高張力の厚鋼材を製造するためには、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１８％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．６〜１．７％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０４１％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる鋼を、
（１）１０００℃以上に加熱後Ａｒ3以上の温度域において圧下率が５０％以上の熱間圧延を行い、
（２）続いてＡｒ3以上から２℃／秒以上の冷却速度で表面温度がＡｒ3−１００℃以下の温度まで冷却した後一旦冷却を中断し、
（３）引き続き誘導加熱装置を用いて板厚方向内部より温度が低い表面側から急速加熱を行って表面温度Ａｃ1からＡｒ3−１００℃の温度範囲まで加熱し、
（４）さらに平均温度が４００℃未満の温度域まで２℃／秒以上の冷却速度で加速冷却を行い、
（５）引き続き４００℃以上Ａｃ1以下の温度で焼戻し、最終的な組織をフェライトと焼戻しマルテンサイトの混合組織とし、８０％以下の降伏比及び５９０Ｎ／ｍｍ2以上の引張強度とする。
【００３４】
本発明の第２の側面にしたがえば、上記成分に加えてさらに質量％で、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種以上を含有する鋼を前述の（１）〜（５）の操作にしたがって処理することにより低降伏比で高張力の厚鋼材を得ることが可能である。
本発明の第３の側面にしたがえば、前述の（２）の操作における一次冷却の中断温度を、表面温度でＡｒ3−１００℃以下４００℃以上とすることにより低降伏比で高張力の厚鋼材を得ることが可能である。
【００３５】
以上の本発明にしたがう成分系と圧延、加速冷却条件の採用により、生産性を損なうことなく５９０Ｎ／ｍｍ2以上の強度と８０％以下の低降伏比を有し、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。
【００３６】
以下に本発明の実施例を挙げ、本発明の効果を立証するが、本発明はこれらに限られるものではない。
【００３７】
成分系ならびに圧延、冷却、誘導加熱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およびＡｃ1変態点を、表２に供試鋼の製造条件を、さらに表３に引張試験、シャルピー衝撃試験の結果ならびに表層付近と板厚中心部の引張強度差を示す。鋼種Ａ〜Ｅのいずれの成分系も本発明の範囲内である。
【００３８】
製造条件が本発明の範囲内である実施例１〜５の鋼材は、いずれも目標値の５９０Ｎ／ｍｍ2を超える６０４〜６８５Ｎ／ｍｍ2の十分な引張強度（ＴＳ）を有するとともに、降伏比（ＹＲ）については目標値の８０％以下に抑えられた７２．３〜７４．７％の低い値を示した。さらに、実施例１〜５の鋼材は、優れた靭性を示すとともに、表層近傍の部位と板厚中心の部位との間の引張強度差（△ＴＳ）が小さくなった。
【００３９】
以上の結果から実施例１〜５の鋼材は、低降伏比であり、板厚方向材質差が小さく、かつ高い靭性を有する高張力鋼材であることが確認された。
【００４０】
比較例６は、冷却を中断して誘導加熱することなく、復熱後再冷却を行ったものであり、降伏比（ＹＲ）が８０％を超えたばかりでなく、さらに板厚方向の強度差（△ＴＳ）が実施例１〜５に比べて大きくなった。
【００４１】
比較例７は、誘導加熱前の冷却中断温度および誘導加熱温度を本発明の範囲よりも高くしたものであり、比較例６の結果と同様に降伏比（ＹＲ）が８０％を超えるとともに、板厚方向の強度差（△ＴＳ）が実施例１〜５に比べて大きくなった。
【００４２】
比較例８は、冷却開始温度を本発明の範囲より低くしたものであり、実施例１〜５に比べて靭性が劣るとともに、板厚方向の強度差（△ＴＳ）が大きくなった。
【００４３】
比較例９は、焼戻し温度を本発明の範囲より低くし、かつ誘導加熱温度を本発明の範囲よりも高くしたものであり、比較例８の結果と同様に実施例１〜５と比較して靭性に劣り、かつ板厚方向の強度差（△ＴＳ）が大きくなった。
【００４４】
比較例１０は、誘導加熱温度を本発明の範囲よりも低くしたものであり、降伏比（ＹＲ）が８０％を超えるとともに、板厚方向の強度差（△ＴＳ）が実施例１〜５に比べて格段に大きくなった。
【００４５】
【表１】
0003666457.tif 000002
【００４６】
【表２】
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【００４７】
【表３】
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【００４８】
図１は、横軸に板厚（ｍｍ）をとり、縦軸に板厚方向の引長強度差△ＴＳ（ＭＰａ）をとって誘導加熱の有無が△ＴＳに及ぼす影響について種々の板厚ごとに調べた結果を示す特性線図である。図中にて特性線Ｆは、一旦冷却を中断して誘導加熱した結果を、特性線Ｇは、誘導加熱しなかった結果をそれぞれ示す。前者は、表１に示す鋼種Ａを１１５０℃に加熱した後、８５０℃までの温度域で１５、２５、４０、５０、６０および７５ｍｍの板厚に圧延し、各々続いて８００℃から８℃／秒の冷却速度で表面温度が５００℃になるまで冷却した後一旦冷却を中断し、引き続き誘導加熱装置を用いて表面温度６９０℃まで加熱し、さらに平均温度が１５０℃になるまで８℃／秒の冷却速度で加速冷却を行った後、引き続き５８０℃の温度で焼戻した。後者は、前者と同様に表面温度５００℃までの冷却を一旦中断した後、誘導加熱しなかった。この図から明らかなように、誘導加熱の有無により板厚方向の材質差が大きく異なった。すなわち、誘導加熱有りの場合は、誘導加熱無しの場合に比べて板厚方向の引長強度差△ＴＳが小さく、さらに板厚が大きくなったとしても引長強度差の増加が抑えられた。
【００４９】
【発明の効果】
以上のように本発明にしたがえば、高層建築物の柱や梁などに使用される低降伏比高張力厚鋼材を圧延ままで製造することができ、生産性と経済性を著しく高めることができる。また、本発明によれば、低降伏比であり、かつ５９０Ｎ／ｍｍ2以上の引長強度レベルで板厚方向の引長強度差が小さく、機械的特性に優れた高張力鋼材が提供される。
【図面の簡単な説明】
【図１】誘導加熱の有無が板厚方向の引張強度差に及ぼす影響を示す特性線図。
【図１】
0003666457.tif 000005