(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
下記の工程を具備したことを特徴とする耐火特性に優れた低降伏比鋼の製造方法。
（１）質量％で、Ｃ：０．０６〜０．１１％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．５〜１．６％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｍｏ：０．１５〜０．５％未満、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．００５％以下、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を、１０００〜１２５０℃に加熱する工程。
（２）１０００℃以下で、２０％以上の累積圧下を行う圧延工程。
（３）Ａｒ3点以上より２℃／ｓｅｃ以上、冷却停止温度Ａｒ3−１５０℃〜Ａｒ3−１００℃で加速冷却する一次冷却工程。
（４）該冷却停止温度で５〜１００ｓｅｃ保持後、更に２℃／ｓｅｃ以上、冷却停止温度４００〜６５０℃で加速冷却する二次冷却工程。
【請求項２】
更に、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％を含有する請求項１記載の耐火特性に優れた低降伏比鋼の製造方法。
【請求項３】
更に、Ｃｕ：０．０５〜０．５％、Ｎｉ：０．０５〜０．５％、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｖ：０．０１〜０．１％の一種又は二種以上を含有する請求項１または２記載の耐火特性に優れた低降伏比鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、建築、土木等の鋼構造物に用いられる低降伏比鋼の製造方法に関し、特に耐火強度に優れた鋼の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
高層建築構造物に用いられる鋼材は、ＴＳ４９０Ｎ／ｍｍ2級高張力鋼からＴＳ５９０Ｎ／ｍｍ2級高張力鋼へと高強度化が進展しているが、降伏比も上昇するため、二相焼入れ焼戻し法により降伏比を低減させる技術が特開平７−９０３６５号公報等で提案されている。
【０００３】
低降伏比に加えて更に耐火性の要求されることが多い、最近の建築用鋼に関しては、母材靭性を十分確保しがたいという問題点はあるもののＮｂ，Ｍｏを固溶させる技術が、特開平７−２５８７８９号公報等で提案されている。
【０００４】
そして、特開２０００−１９２１４２号公報には、母材靭性を向上させ、更に降伏比を低化させ、耐火性を向上させるため、所定の化学成分の鋼板を熱間圧延後、２℃／ｓｅｃ以上で加速冷却する際、Ａｒ3−１００℃以上、Ａｒ3以下の二相域温度で待機し、その後、４００〜６５０℃の温度範囲まで冷却を行うことが記載されている。
【０００５】
しかし、高温強度に関して教えられることは少なく、また、低降伏比とするため、二相域での待機時間が１５０ｓｅｃと長く、生産性の低下することが懸念される。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
そこで、本発明では、建築用鋼として十分な母材靭性、低降伏比と共に耐火性を兼ね備えた鋼として、常温での引張特性が、ＹＰ≧４４０ＭＰａ，ＴＳ≧５９０ＭＰａ，ＹＲ≦８０％、シャルピー衝撃特性がｖＥ０≧２００Ｊ及び高温強度がＹＰ≧２９３ＭＰａ（ａｔ６００℃）を満足する鋼を生産性良く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】
本発明者等は、上記課題を解決するため、耐火性能の確保を前提に、二相域加熱条件について詳細に検討し、低降伏比化と母材靭性の向上に有効な軟質相の形成に関し、以下の知見を得た。
【０００８】
（１）低降伏比化には、ミクロ組織を軟質相と硬質相の混合組織とすることが有効である。
【０００９】
（２）そのためには、二相域での保持（待機）が有効であるが、長時間保持（待機）では、生産性、強度が低下し、更に、Ｍｏ，Ｎｂ等の炭窒化物の析出により降伏比が上昇する。
【００１０】
一方、短時間保持（待機）では、軟質相の形成が不足し、十分な低降伏比が得られない。
【００１１】
（３）短時間保持において、十分な軟質相を形成する方法として、制御圧延によるミクロ組織の微細化および展伸化によるフェライト変態サイトの増加が有効である。
【００１２】
Ｎｂは、オーステナイト再結晶温度を上昇させ、未再結晶温度域を高温側にするため、圧延効率を損ねず、組織展伸化が可能となる。
【００１３】
（４）二相域温度の低温側での保持（待機）が、フェライト変態駆動力を大きくし、短時間での保持（待機）で軟質相の形成を容易とする。
【００１４】
尚、高温強度は、火災等で加熱されたときＭｏ，Ｎｂ等を炭窒化物として析出させることがその向上に有効で、二相域温度での保持が長時間になると二相域温度において既に析出する量が過大となり、これら元素の固溶が寄与する常温強度や高温強度が損なわれるため、二相域温度の低温側で短時間保持（待機）することが好ましい。
【００１５】
本発明はこれらの知見に更に検討を加えてなされたものであり、すなわち、本発明は、
１．下記の工程を具備したことを特徴とする耐火特性に優れた低降伏比鋼の製造方法。
【００１６】
（１）質量％で、Ｃ：０．０６〜０．１１％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．５〜１．６％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｍｏ：０．１５〜０．５％未満、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．００５％以下、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を、１０００〜１２５０℃に加熱する工程。
【００１７】
（２）１０００℃以下で、２０％以上の累積圧下を行う圧延工程。
【００１８】
（３）Ａｒ3点以上より２℃／ｓｅｃ以上、冷却停止温度Ａｒ3−１５０℃〜Ａｒ3−１００℃で加速冷却する一次冷却工程。
【００１９】
（４）該冷却停止温度で５〜１００ｓｅｃ保持後、更に２℃／ｓｅｃ以上、冷却停止温度４００〜６５０℃で加速冷却する二次冷却工程。
【００２０】
２．  更に、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％を含有する１記載の耐火特性に優れた低降伏比鋼の製造方法。
【００２１】
３．  更に、Ｃｕ：０．０５〜０．５％、Ｎｉ：０．０５〜０．５％、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｖ：０．０１〜０．１％の一種又は二種以上を含有する１または２記載の耐火特性に優れた低降伏比鋼の製造方法。
【００２２】
【発明の実施の形態】
本発明での、成分組成、製造条件の限定理由について説明する。
【００２３】
Ｃ：０．０６〜０．１１％
Ｃは、鋼の常温強度、高温強度を安定して確保するため有効で、０．０６％以上添加する。０．１１％を超えて添加すると靭性、溶接性が劣化するため、０．０６〜０．１１％（０．０６％以上、０．１１％以下）とする。
【００２４】
Ｓｉ：０．０５〜１．０％
Ｓｉは、脱酸元素として、０．０５％以上添加する。一方、１．０％を超えて添加すると、延靭性が低下し、所望の強度を超えるため、０．０５〜１．０％とする。
【００２５】
Ｍｎ：０．５〜１．６％
Ｍｎは、母材及び溶接継手の強度及び靭性向上に有効で、０．５％以上添加する。一方、１．６％を越えると溶接性が劣化し、母材及び溶接継手の靭性を劣化させるため、０．５〜１．６％とする。
【００２６】
Ｐ≦０．０１５％、Ｓ≦０．０１％
Ｐ，Ｓは、不純物元素であり、延靭性、加工性、および溶接性を低下させるため、Ｐ≦０．０１５％、Ｓ≦０．０１％とする。
【００２７】
Ｍｏ：０．１５〜０．５％
Ｍｏは、鋼の強度を向上させ、特に高温強度の向上に有効であり、０．１５％以上添加する。一方、０．５％超えでは、溶接性及び溶接継手靭性を劣化させるため、０．１５〜０．５％とする。
【００２８】
Ａｌ：０．００５〜０．１％
Ａｌは、脱酸のため、０．００５％以上添加する。一方、０．１％を超えると、母材靭性を劣化させるため、０．１％以下とする。
【００２９】
Ｎ：０．００５％以下
Ｎは、ＡｌＮとして析出し、結晶粒の微細化により母材靭性を向上させる。しかし、過剰に含まれると母材、溶接部の靭性を劣化させるため、０．００５％以下とする。
【００３０】
以上が、本発明の基本成分組成であるが、更にその特性を向上させるため、Ｎｂ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ、Ｖの一種または二種以上を添加することが出来る。
【００３１】
Ｎｂ：０．００５〜０．０５％
Ｎｂは、加熱時に固溶状態のＮｂが焼入れ性を向上させ、また、炭化物の析出強化により鋼の常温、高温強度を向上させるため、０．００５％以上添加する。一方、０．０５％を超えると靭性を劣化させるため、０．００５〜０．０５％とする。
【００３２】
Ｃｕ，Ｃｒ，Ｎｉ：０．０５〜０．５％
Ｃｕ，Ｃｒ，Ｎｉは、鋼および溶接継手の強度を向上させ、Ｎｉは更に靭性を向上させるため、０．０５％以上添加する。一方、０．５％を超えると、溶接性が劣化するため、０．０５〜０．５％とする。
【００３３】
Ｖ：０．０１〜０．１％
Ｖは、析出強化により強度を上昇させるため、０．０１％以上添加する。一方、多量に添加すると靭性が劣化するため、０．０１〜０．１％とする。
【００３４】
２．製造条件
スラブ加熱温度：１０００〜１２５０℃
スラブ加熱温度は、合金元素を均質に固溶させるため、１０００℃以上とする。しかし、１２５０℃を超えると粗大組織となり、靭性が劣化するため、１０００〜１２５０℃とする。
【００３５】
圧延条件：１０００℃以下で累積圧下率２０％以上
熱間圧延後の二相域温度保持でのフェライト変態を促進するため、熱間圧延において１０００℃以下での累積圧下率を２０％以上とする。図１は、常温引張特性に及ぼす本規定の効果を示すもので、待機時間（保持時間）によらず８０％以下の低降伏比が得られている。
【００３６】
冷却速度：２℃／ｓｅｃ以上
火災などで６００℃に加熱された際に、常温強度（ＹＰ４４０Ｎ／ｍｍ2）の２／３であるＹＰ２９３Ｎ／ｍｍ2級強度を確保できるよう、圧延後の冷却過程でのＭｏ，Ｎｂの析出を抑制するため、冷却速度：２℃／ｓｅｃ以上とする。
【００３７】
待機温度（保持温度）：Ａｒ3−１５０℃〜Ａｒ3−１００℃
低降伏比化、高靭化のため、二相域温度での待機（保持）によりフェライト析出を促進する。待機温度（保持温度）は、フェライト変態の駆動力の大きなＡｒ3−１００℃以下とする。一方、Ａｒ3−１５０℃未満では、軟質な第二相の生成が損なわれる場合があるため、Ａｒ3−１５０℃〜Ａｒ3−１００℃とする。
【００３８】
尚、本発明では、Ａｒ3変態点として、Ｔｒａｎｓ．ＩＳＩＪ、２２（１９８２）、Ｐ２１４（Ｃ．Ｏｕｃｈｉ、Ｔ．Ｓａｍｐｅｉ、ａｎｄＩ．Ｋｏｚａｓｕ）に記載されているＡｒ3＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ＋０．３５（ｔ−８）によるものを用いた。但し、ｔ：板厚（ｍｍ）とする。
【００３９】
待機時間（保持時間）：５〜１００秒
低降伏比化に有効な軟質相を生成し、且つ生産性を損ねないよう、二相域温度での保持時間を５〜１００秒とする。
【００４０】
冷却停止温度：４００〜６５０℃
２相域温度での待機後（保持後）の冷却停止温度は、４００℃未満では、靭性が劣化し、一方、６５０℃より高温では強度が低下するため、４００〜６５０℃とする。
【００４１】
【実施例】
表１に示す化学成分の鋼を、表２に示す製造条件により低降伏比耐火鋼板とした。表２に、母材について、常温引張特性、シャルピー衝撃特性及び６００℃での高温引張特性を調査した結果を合わせて示す。
【００４２】
本発明鋼であるＡ−１〜Ｈの各鋼板は、常温での引張特性が、ＹＰ≧４４０ＭＰａ，ＴＳ≧５９０ＭＰａ，ＹＲ≦８０％、シャルピー衝撃特性がｖＥ０≧２００Ｊ及び高温強度がＹＰ≧２９３ＭＰａ（ａｔ６００℃）と優れた特性が得られている。
【００４３】
一方、鋼Ｉ〜Ｏは比較鋼であり、これらのうち鋼Ｉ〜Ｍは成分組成が本発明範囲内であるが製造条件のいくつかが本発明範囲外となっている。鋼Ｎ，Ｏは製造条件が本発明範囲内であるが、成分組成が本発明範囲外である。
【００４４】
比較鋼Ｉ〜Ｏは、常温引張特性、シャルピー衝撃特性及び６００℃での高温引張特性のいずれかが本発明鋼に対し劣っている。
【００４５】
鋼Ｉは、二相域温度での保持時間が１０６ｓｅｃと長く、保持中にＭｏが析出し、高温強度に劣る。鋼Ｊは、冷却速度が１．８℃／ｓｅｃと長く、常温及び高温強度に劣る。
【００４６】
鋼Ｋは、待機後の冷却停止温度が３６０℃と低く、０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが低い。鋼Ｌは、１０００℃以下の圧下量が１５％と少ないため、低降伏比化が十分でない。
【００４７】
鋼Ｍは、二相域温度での待機後の冷却停止温度が６５５℃と高く、ＴＳ５９０Ｎ／ｍｍ2級の強度が得られない。鋼Ｎは、Ｍｏ量が少なく、高温強度が低い。鋼Ｏは、Ｃ量が少なく、常温、高温強度が低い。
【００４８】
【表１】
0004639508.tif 000002
【００４９】
【表２】
0004639508.tif 000003
【００５０】
【発明の効果】
本発明によれば、低降伏比建築用鋼としての強度、靭性を備え、且つ６００℃での高温強度に優れた耐火鋼を安価に生産性良く得ることが可能である。
【図面の簡単な説明】
【図１】常温引張特性に及ぼす１０００℃以下２０％以上の累積圧下率及び待機時間の影響を示す図。
【図１】
0004639508.tif 000004