(57)【要約】【課題】圧延ままで軟質のフェライト相と硬質相との２相組織として、引張り強さが  ５７０  ＭＰａ以上で、かつ降伏比が８０％以下の低降伏比高強度鋼を得る。【解決手段】鋼成分中、特にＡｌを０．４０〜１．５０ｍａｓｓ％の範囲で含有させて、Ａｒ３変態点を上昇させた鋼素材を、１０００〜１３００℃に加熱後、圧延終了温度：８００  ℃以上の条件で熱間圧延を施し、熱間圧延終了後、冷却速度：２℃／ｓ以上、冷却停止温度：６００  ℃以下の条件で制御冷却する。【選択図】        なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．１８％、
Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、
Ｍｎ：０．１  〜２．０  ％、
Ａｌ：０．４０〜１．５０％、
Ｐ：０．０５０  ％以下および
Ｓ：０．００５０％以下
を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になり、かつ次式（１）
Ｃｅｑ＝（％Ｃ）＋（％Ｓｉ）／２４＋（％Ｍｎ）／６        −−−（１）
で規定される炭素当量（Ｃｅｑ）が０．３６以上である鋼素材を、１０００〜１３００℃に加熱後、圧延終了温度：８００  ℃以上の条件で熱間圧延を施し、熱間圧延終了後、冷却速度：２℃／ｓ以上で冷却し、冷却停止温度を  ６００℃以下とすることを特徴とする低降伏比高強度鋼の製造方法。
【請求項２】
請求項１において、鋼素材が、質量％でさらに
Ｎｂ：０．１  ％以下、
Ｖ：０．１  ％以下、
Ｔｉ：０．１  ％以下、
Ｃｕ：１．５  ％以下、
Ｎｉ：３．５  ％以下、
Ｃｒ：０．８  ％以下、
Ｍｏ：０．５  ％以下、
Ｂ：０．００３０％以下、
Ｎ：０．０１０  ％以下、
Ｃａ：０．００３０％以下、
Ｒｅｍ：０．０２％以下および
Ｍｇ：０．００５  ％以下
のうちから選んだ１種または２  種以上を含有する組成になり、かつ次式（１）’
Ｃｅｑ＝（％Ｃ）＋（％Ｓｉ）／２４＋（％Ｍｎ）／６＋（％Ｎｉ）／４０＋（％Ｃｒ）／５＋（％Ｍｏ）  ／４＋（％Ｖ）／４      −−−（１）’
で規定される炭素当量（Ｃｅｑ）が０．３６以上であることを特徴とする低降伏比高強度鋼の製造方法。
【請求項３】
請求項１または２において、冷却速度：２℃／ｓ以上、冷却停止温度：６００  ℃以下で冷却された鋼材を、さらに  ２００〜６８０  ℃の温度で焼戻すことを特徴とする低降伏比高強度鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、主として建築用などの鉄骨構造物に用いて好適な、引張り強さが５７０  ＭＰａ  以上で、かつ降伏比が８０％以下の低降伏比高強度鋼の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
建築などの鋼構造物の大型化、高層化に伴い、使用される鋼材には高強度化が要求されている。
一方、構造物の安全性、すなわち脆性破壊防止の観点からは、降伏比が低いことが求められている。低降伏比鋼は、降伏点以上の応力が付加されても破壊までに許容される応力が大きく、また一様伸びも大きいので、例えば建築構造物などに地震などによって降伏応力を超える負荷がかかったとしても、破壊に至るおそれは極めて小さい。
一般に、降伏比は、高強度化するに従って上昇する傾向にあるため、低降伏比で高強度の鋼を製造するのは極めて難しい。
【０００３】
従来、このような低降伏比高強度鋼を得るためには、フェライトのような軟質相とベイナイトやマルテンサイトのような硬質相の混合組織にすることが好ましいことが知られている。これは、軟質相によって降伏強度を支配すると共に、硬質相によって引張り強さを確保しようとするものである。
【０００４】
このような２相組織を得るためには、２相域焼入れが好適に用いられている。２相域焼入れとは、鋼板をフェライトとオーステナイトの２相域に保持した後、焼入れて、フェライト相はそのまま軟質相とし、オーステナイト相は硬質のベイナイトあるいはマルテンサイトに変態させることによって、２相組織化を達成するものである。
さらに、焼入れ後は、所望の延性と靱性を得るために、焼戻し処理が施されるのが一般的である。
しかしながら、上記のような調質処理は、圧延後の熱処理コストがかかる上、製造に長時間を要するという問題があり、熱処理によらない製造方法、すなわち非調質での製造方法が検討されてきた。
【０００５】
例えば、圧延仕上げ後の冷却開始を徐冷により遅らせて、一部フェライトを析出させた後、直接冷却を行うことでフェライト＋硬質相の２相混合組織を得る技術が提案されている（例えば特許文献１）。
また、圧延仕上げ後、Ａｒ３点以上の温度から  ５５０〜７００  ℃の温度範囲まで５℃／ｓ以上の速度で冷却し、その後空冷を行うことにより、冷却途中のフェライト析出を抑制し、その後の空冷過程で変態させて低降伏比に好適なフェライト−パーライト−ベイナイト組織を得る技術が提案されている（例えば特許文献２）。
【０００６】
しかしながら、上記特許文献１に開示された技術では、圧延後の空冷待ちの時間が長いため生産性が低下するという問題の他、板厚方向の温度差が大きくなることから材質のばらつきが大きくなる、という問題があつた。
また、上記特許文献２に開示された技術では、圧延後の待ち時間がないという利点はあるものの、制御冷却を行う場合には、冷却停止温度の板厚方向のばらつきが避けられず、やはり材質のばらつきが大きいという問題があった。
【０００７】
【特許文献１】
特開昭５９−２１１５２８号公報（特許請求の範囲）
【特許文献２】
特開平５−１２５４３８号公報（特許請求の範囲、段落〔０００８〕）
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
この発明は、上記の問題を有利に解決するもので、空冷待ちの時間等に起因した生産性の低下を招くことがなく、また調質処理を行わなくても材質のばらつきが小さい低降伏比高強度鋼の有利な製造方法を提案することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
さて、発明者らは、上記の目的を達成すべく、圧延−制御冷却ままで、材質のばらつきなく工業的に低降伏比高強度鋼を得るために鋭意検討を重ねた結果、フェライト変態開始温度が高くなるように成分設計することによって低降伏比高強度鋼が有利に製造できることの知見を得た。
すなわち、従来の鋼よりも極端にフェライト変態開始温度を高くすることによって、オーステナイト域から鋼板を冷却しても、冷却途中で軟質のフェライトが析出し、炭素が濃縮したオーステナイトは低温で変態するため、ベイナイトあるいはマルテンサイトとなり、その結果、軟質・硬質の２相組織となることが判明したのである。
具体的には、フェライト変態開始温度を上昇させるためにの元素としてＡｌを０．４０〜１．５０ｍａｓｓ％の範囲で含有させることにより、上記の目的が効果的に達成される。
【００１０】
この点、従来の通常鋼では、圧延後、オーステナイト域から高強度化のために直接冷却すると、フェライトが析出せず、ベイナイト単相となり、低降伏比とはならない。そのため、圧延後、空冷により待機時間をとってフェライトを析出させてから、加速冷却を施していたのである。
しかしながら、この発明では、所定量のＡｌを含有させることにより、オーステナイトから直接加速冷却しても、フェライトを効果的に析出させることが可能になったのである。
【００１１】
すなわち、この発明の要旨構成は次のとおりである。
１．Ｃ：０．０５〜０．１８％、
Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、
Ｍｎ：０．１  〜２．０  ％、
Ａｌ：０．４０〜１．５０％、
Ｐ：０．０５０  ％以下および
Ｓ：０．００５０％以下
を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になり、かつ次式（１）
Ｃｅｑ＝（％Ｃ）＋（％Ｓｉ）／２４＋（％Ｍｎ）／６        −−−（１）
で規定される炭素当量（Ｃｅｑ）が０．３６以上である鋼素材を、１０００〜１３００℃に加熱後、圧延終了温度：８００  ℃以上の条件で熱間圧延を施し、熱間圧延終了後、冷却速度：２℃／ｓ以上で冷却し、冷却停止温度を  ６００℃以下とすることを特徴とする低降伏比高強度鋼の製造方法である。
【００１２】
２．上記１おいて、鋼素材が、質量％でさらに
Ｎｂ：０．１  ％以下、
Ｖ：０．１  ％以下、
Ｔｉ：０．１  ％以下、
Ｃｕ：１．５  ％以下、
Ｎｉ：３．５  ％以下、
Ｃｒ：０．８  ％以下、
Ｍｏ：０．５  ％以下、
Ｂ：０．００３０％以下、
Ｎ：０．０１０  ％以下、
Ｃａ：０．００３０％以下、
Ｒｅｍ：０．０２％以下および
Ｍｇ：０．００５  ％以下
のうちから選んだ１種または２  種以上を含有する組成になり、かつ次式（１）’
Ｃｅｑ＝（％Ｃ）＋（％Ｓｉ）／２４＋（％Ｍｎ）／６＋（％Ｎｉ）／４０＋（％Ｃｒ）／５＋（％Ｍｏ）  ／４＋（％Ｖ）／４      −−−（１）’
で規定される炭素当量（Ｃｅｑ）が０．３６以上であることを特徴とする低降伏比高強度鋼の製造方法。
【００１３】
以下、この発明を具体的に説明する。
まず、この発明において鋼材の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。なお、成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％を意味するものとする。
Ｃ：０．０５〜０．１８％
Ｃは、構造用鋼として必要な強度を得るために有用な元素である。この発明では、含有量が０．０５％に満たないとその添加効果に乏しく、一方０．１８％を超えると母材および溶接部の靱性を劣化させるので、Ｃ量は０．０１〜０．１８％の範囲に限定する。
【００１４】
Ｓｉ：０．０５〜０．４０％
Ｓｉは、製鋼上、少なくとも０．０５％を必要とするが、一方で０．４０％を超えると母材の靱性を劣化させるので、Ｓｉ量は０．０５〜０．４０％の範囲に限定する。
【００１５】
Ｍｎ：０．１  〜２．０  ％
Ｍｎは、母材の強度を確保するために少なくとも  ０．１％を必要とするが、２．０  ％を超えると溶接部の靱性を劣化させるので、Ｍｎ量は  ０．１〜２．０  ％の範囲に限定する。
【００１６】
Ａｌ：０．４０〜１．５０％
Ａｌは、この発明において特に重要な合金成分であり、０．４０％以上の添加が必要である。というのは、Ａｌ量が０．４０％に満たないとフェライト変態温度の上昇が不十分であるため、仕上げ圧延終了後、オーステナイト域からそのまま加速冷却した時にフェライトが生成せず、最終的に軟質・硬質の２相組織とならないため、十分満足いくほどの低降伏比が得られないからである。とはいえ、Ａｌ量が１．５０％を超えると鋼自体の靱性を劣化させるので、Ａｌ量は０．４０〜１．５０％の範囲に限定する。
【００１７】
Ｐ：０．０５０  ％以下、Ｓ：０．００５０％以下
Ｐは、含有量が  ０．０５０％超えると溶接部の靱性を劣化させるので、０．０５０  ％以下に抑制するものとする。
同じく、Ｓも、０．００５０％を超えると母材および溶接部の靱性を劣化させるので、０．００５０％以下に抑制するものとする。
【００１８】
以上、基本成分の適正な組成範囲について説明したが、この発明では各成分が上記の組成範囲を単に満足しているだけでは不十分で、引張り強さ≧５７０  ＭＰａ  を得るためには、次式（１）  で規定される炭素当量（Ｃｅｑ）が０．３６以上となるように成分調整することが重要である。
Ｃｅｑ＝（％Ｃ）＋（％Ｓｉ）／２４＋（％Ｍｎ）／６        −−−（１）
【００１９】
さらに、この発明ではその他にも、以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
Ｎｂ：０．１  ％以下、Ｖ：０．１  ％以下、Ｔｉ：０．１  ％以下
Ｎｂ，ＶおよびＴｉはいずれも、鋼板の強度を高めるのに有用な元素であるが、含有量が  ０．１％を超えると靱性を劣化させるので、いずれも  ０．１％以下とした。
【００２０】
Ｃｕ：１．５  ％以下、Ｎｉ：３．５  ％以下、Ｃｒ：０．８  ％以下、Ｍｏ：０．５  ％以下
Ｃｕ，Ｎｉ，ＣｒおよびＭｏはいずれも、鋼板の強度向上に有用な元素であるが、Ｃｕは含有量が１．５  ％を超えると熱間脆性を生じて鋼板の表面性状を劣化させ、Ｎｉは高価であり、Ｃｒは含有量が０．８  ％を超えると溶接熱影響部の靱性を劣化させ、Ｍｏは含有量が０．５  ％を超えると靱性に悪影響を及ぼすので、それぞれ上記の範囲で含有させるものとする。
【００２１】
Ｂ：０．００３０％以下、Ｎ：０．０１０  ％以下、Ｃａ：０．００３０％以下、  Ｒｅｍ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．００５  ％以下
Ｂは、微量で高強度化に寄与する有用元素であるが、含有量が０．００３０％を超えると溶接熱影響部の靱性を劣化させるので、Ｂは０．００３０％以下で含有させるものとする。
Ｎは、不純物として鋼中に不可避に混入してくる元素であるが、含有量が０．０１０  ％を超えると鋼材の靱性を劣化させるので、Ｎは０．０１０  ％以下で含有させるものとする。
Ｃａは、Ｓの固定による靱性向上に有用な元素であるが、含有量が０．００３０％を超えるとその効果は飽和するので、Ｃａは０．００３０％以下で含有させるものとする。
ＲＥＭは、靱性の向上に有効に寄与するが、含有量が０．０２％を超えるとその効果は飽和するので、上限を０．０２％とした。
Ｍｇは、結晶粒の微細化に有用な元素であるが、含有量が０．００５  ％を超えるとその効果は飽和に達するので、上限を０．００５  ％とした。
【００２２】
また、上記のような第三成分を添加した場合、前述した引張り強さ≧５７０  ＭＰａを得るために必要な炭素当量（Ｃｅｑ）の算出式は、次式（１）’
Ｃｅｑ＝（％Ｃ）＋（％Ｓｉ）／２４＋（％Ｍｎ）／６＋（％Ｎｉ）／４０＋（％Ｃｒ）／５＋（％Ｍｏ）  ／４＋（％Ｖ）／４      −−−（１）’
となり、この（１）’式で規定されるＣｅｑを０．３６以上となるように成分調整する必要がある。
【００２３】
次に、この発明の製造条件について説明する。
上記の好適成分組成に調整した鋼を、転炉などで溶製し、連続鋳造法等で鋼素材とする。この鋼素材を、加熱したのち、熱間圧延を施すわけであるが、その際の加熱温度は１０００〜１３００℃とする必要がある。というのは、加熱温度が１０００℃未満では、圧延終了温度が低くなりすぎ圧延能率が低下する。一方、１３００℃を超えると、オーステナイト粒が粗大化し、最終的な母材靱性が劣化する。
【００２４】
上記の条件で加熱した鋼素材を、熱間圧延により所望の板厚まで圧延するが、その際、圧延終了温度は  ８００℃以上にする必要がある。というのは、この発明の鋼は、フェライト変態開始点が高いため、８００  ℃未満で圧延を終了すると生成したフェライトを加工することになり、降伏点が上昇し、低降伏比が達成されないからである。
【００２５】
ついで、熱間圧延終了後、冷却を行うが、その際の冷却速度は２℃／ｓ以上とすることが重要である。というのは、冷却速度が２℃／ｓに満たないと、組織がフェライト−パーライト組織となり、５７０  ＭＰａ  以上の引張り強さが得難くなるからである。冷却速度は２℃／ｓ  以上であればよく、この発明で提供する鋼成分であれば、冷却速度を速くしても冷却途中にフェライトが析出して、最終的に２相組織となり、低降伏比が達成される。
【００２６】
また、冷却停止温度は  ６００℃以下とすることが肝要である。というのは、冷却停止温度が  ６００℃を上回ると、第２相はパーライトとなり、５７０  ＭＰａ  以上の引張り強さが得難くなるからである。
この点、冷却停止温度を  ６００℃以下とすることにより、第２相はパーライト−ベイナイト、ベイナイトまたはベイナイト−マルテンサイトとなり、引張り強さが上昇して、効果的に低降伏比高強度鋼が得られるようになる。
【００２７】
なお、この発明では、上記の冷却後、さらに  ２００〜６８０  ℃の焼戻し処理を追加してもよい。
この発明では、冷却停止温度が低い場合には、靱性が低くなる傾向にある。とはいえ、この発明の範囲内であれば、実用鋼としては十分な靱性を有した鋼材が得られるが、特に高靱性が求められる場合には焼戻し処理を行ってもよい。この際、焼戻し温度が  ２００℃未満ではその効果に乏しく、一方  ６８０℃を超えると靱性の改善効果も飽和するので、焼戻しの温度は  ２００〜６８０  ℃とするのがよい。
【００２８】
【実施例】
表１に示す種々の成分組成に調整した鋼スラブを、表２に示す条件で熱間圧延ついで制御冷却することにより、板厚：６０ｍｍの厚鋼板を製造した。
得られた各鋼板の板厚１／４位置から、ＪＩＳ  ４  号引張試験片を採取し、母材の降伏点（ＹＰ）、引張り強さ（ＴＳ）を求めた。また、同じく各鋼板の板厚１／４位置からＪＩＳ  ４  号衝撃試験片を採取し、シャルピー試験を行って、母材の０℃における吸収エネルギー（ｖＥ０）を求めた。
得られた結果を表２に併記する。
【００２９】
【表１】
2004169131.tif 000002
【００３０】
【表２】
2004169131.tif 000003
【００３１】
表２に示したとおり、発明例ではいずれも、引張り強さ≧５７０  ＭＰａ  という高強度が得られているだけでなく、降伏比≦８０％という低降伏比も併せて得られており、  ｖＥ０  も高い。
なお、Ｎｏ．５は  ｖＥ０  が低めであるが、焼戻しにより、Ｎｏ．６に示すように  ｖＥ０は高くできる。
これに対し、この発明の適正条件を逸脱して製造された比較例では、強度、降伏比あるいは靱性のいずれかの特性が未達であった。
【００３２】
【発明の効果】
かくして、この発明によれば、生産性の低下を招くことなしに、また特に調質処理を行わなくても材質のばらつきが小さい低降伏比高強度鋼を得ることができる。