(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ａｌ：０．００１〜０．０５％を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼であり、そのミクロ組織が、フェライトに加えて、さらにパーライトとセメンタイトの１種以上からなり、平均フェライト結晶粒径が２０μｍ以上であり、平均パーライト結晶粒径あるいはセメンタイトの平均粒径が２３μｍ以下であることを特徴とする低降伏比型鋼管。
【請求項２】
ミクロ組織が球状化パーライトあるいは球状化セメンタイトを含有していることを特徴とする請求項１に記載の低降伏比型鋼管。
【請求項３】
質量％で、Ｎｂ：０．０１〜０．５％、Ｎ：０．００１〜０．０１％の１種以上を含むことを特徴とする請求項１又は２に記載の低降伏比型鋼管。
【請求項４】
質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．０００１〜０．００５％の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１乃至３のいずれかに記載の低降伏比型鋼管。
【請求項５】
質量％で、Ｖ：０．０１〜０．５％、Ｃｕ：０．０１〜１％、Ｎｉ：０．０１〜１％、Ｃｒ：０．０１〜１％、Ｍｏ：０．０１〜１％の１種もしくは２種以上を含むことを特徴とする請求項１乃至４のいずれかに記載の低降伏比型鋼管。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、低降伏比型鋼管に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
建築物の耐震性を高めるためには、降伏比の低い鋼材を構造部材として使用することが有効であることが近年明らかにされてきた。従って、建築用鋼管についても、低降伏比型の鋼管が要求される。降伏比が低いほど、外力により建築用鋼管が降伏しても破断には至り難く、それ故、その構造物が破壊に至らないと考えられるからである。
【０００３】
一方、溶接鋼管は、製管時の曲げや拡管、さらには絞りなどの冷間加工の影響を受けるため、得られた溶接鋼管は、母材である鋼板ほどの低降伏比のものが得られない場合が多い。従って、低降伏比型の鋼管を得るためには、製管前の鋼板における降伏比を十分に低下させる必要がある。
【０００４】
特開平１０−１７９８０号公報においては、低降伏比型溶接鋼管を製造するに際し、必須成分として１〜３％のＣｒを含有する鋼を素材鋼として用い、その組織を従来の知見通りに軟質のフェライト相と硬質のベイナイトあるいはマルテンサイト相を含む複合組織とする発明が開示されている。
【０００５】
特開２０００−５４０６１公報においては、鋼材に含有されるＣを０．０３％以下、好ましくは０．０１５％以下とし、Ｎｂを固溶の状態で存在させ、更に鋼材のミクロ組織を適正に制御することによって、常温で降伏比が低く、かつ高温での強度特性に優れる鋼材及び鋼管が得られると記載されている。
【０００６】
特開２０００−２３９９７２公報においては、鋼材に含有されるＣを０．０２％以下、好ましくは０．０１５％以下とし、Ｎｂ及びＳｎを多く添加することにより、常温での降伏比が低く、かつ高温での強度特性に優れる鋼材及び鋼管が得られると記載されている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
上記特開平１０−１７９８０号公報に記載の発明は、ベイナイト相あるいはマルテンサイト相の硬質相を生成させて低降伏比と高強度を同時に得るために、１％以上のＣｒを必須成分としている。Ｃｒ合金は高価であり、これでは低価格の低降伏比型鋼管を提供することができない。また、Ｃｒは溶接時に酸化物を生成しやすく、そのＣｒ酸化物が溶接衝合部に残存した場合、溶接部品質を劣化させることになる。
【０００８】
上記特開２０００−５４０６１公報及び特開２０００−２３９９７２公報に記載の発明は、Ｃの上限を０．０３％または０．０２％以下、好ましくは０．０１５％以下に抑え、それによって常温での固溶Ｃを低減させて低降伏比を達成している。しかし、このようにＣを低減したのでは、常温引張試験において高い引張強さを得ることは困難である。
【０００９】
本発明は、上記問題点を解決し、低降伏比型鋼管を提供することを目的とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
即ち、本発明の要旨とするところは以下の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ａｌ：０．００１〜０．０５％を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼であり、そのミクロ組織が、フェライトに加えて、さらにパーライトとセメンタイトの１種以上からなり、平均フェライト結晶粒径が２０μｍ以上であり、平均パーライト結晶粒径あるいはセメンタイトの平均粒径が２３μｍ以下であることを特徴とする低降伏比型鋼管。
（２）ミクロ組織が球状化パーライトあるいは球状化セメンタイトを含有していることを特徴とする上記（１）に記載の低降伏比型鋼管。
（３）質量％で、Ｎｂ：０．０１〜０．５％、Ｎ：０．００１〜０．０１％の１種以上を含むことを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の低降伏比型鋼管。
（４）質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．０００１〜０．００５％の１種または２種を含有することを特徴とする上記（１）乃至（３）のいずれかに記載の低降伏比型鋼管。
（５）質量％で、Ｖ：０．０１〜０．５％、Ｃｕ：０．０１〜１％、Ｎｉ：０．０１〜１％、Ｃｒ：０．０１〜１％、Ｍｏ：０．０１〜１％の１種もしくは２種以上を含むことを特徴とする上記（１）乃至（４）のいずれかに記載の低降伏比型鋼管。
【００１１】
【発明の実施の形態】
本発明全体に共通する特徴は、鋼のミクロ組織がフェライトを含む組織からなり、平均フェライト結晶粒径が２０μｍ以上であることである。Hall-Petchの法則により、降伏応力は結晶粒径の(-1/2)乗に比例するため、結晶粒径が小さいほど降伏応力が大きくなり、降伏比が高くなる。逆に結晶粒径が大きいほど降伏応力が低くなり、降伏比が小さくなる。本発明はこの点に着目し、ミクロ組織に含まれるフェライトの平均フェライト結晶粒径が２０μｍ以上になると降伏応力が低下し、その結果として造管後の鋼管においても低降伏比が得られることを明らかにした。平均フェライト粒径は好ましくは３０μｍ以上、さらに好ましくは４０μｍ以上である。
【００１２】
平均フェライト粒径をはじめとする結晶粒径の測定方法は、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５２付属書１に記載されている方法に従い、フェライト平均結晶粒径を測定する。また、マルテンサイトおよびベイナイトの場合は、旧オーステナイト結晶粒径を測定するが、これはＪＩＳ  Ｇ  ０５５１付属書３の方法に従うこととするとよい。
【００１３】
ミクロ組織におけるフェライト含有率は７０％〜９８％であると好ましい。フェライト含有率が７０％未満ではフェライト粒径を大きくしても降伏応力を十分に低下させることができないので低降伏比が得られず、逆にフェライト含有率が９８％を超えると鋼の引張強度が低下し、同様に低降伏比が得られないからである。フェライト含有率は７５％〜９５％であるとより好ましい。
【００１４】
従来の低降伏比型鋼管を製造するための鋼板の熱間圧延においては、γ領域加熱後、γ領域から２相領域低温側で圧延されていた。そのため、平均フェライト粒径を２０μｍ以上とすることができなかった。本発明においては、γ領域加熱後、γ領域から２相領域高温側で圧延を終了させ、結晶粒の微細化を抑制し、その結果として平均フェライト粒径が２０μｍ以上の鋼を製造することを可能にした。熱間圧延終了後、Ａｒ1点＋５０℃までの冷却速度を１０℃／ｓｅｃ以下とすることで、フェライトの平均結晶粒径を２０μｍ以上とすることができる。
【００１５】
本発明は、ミクロ組織が、フェライトに加えて、さらにパーライトとセメンタイトの１種以上からなる発明である。
【００１６】
本発明は、ミクロ組織が、フェライトに加えて、さらにパーライトとセメンタイトの１種以上からなる。フェライトを必須含有組織とし、さらにパーライトとセメンタイトの１種以上からなる組織という意味である。このような組織とした結果として、引張強度５００〜６００ＭＰａの低降伏比型鋼管を製造することができる。
【００１７】
本発明の成分限定理由について説明する。
Ｃは、基地中に固溶あるいは炭化物として析出し、鋼の強度を増加させる元素であり、また、セメンタイト、パーライトの第２相として析出し、熱延鋼板を鋼管に冷間成形する場合、降伏応力あるいは耐力の上昇を少なくするとともに引張強度と一様伸びを向上させるため、低降伏比化に寄与する。第２相として析出したセメンタイト等による低降伏比化効果を得るためには、Ｃは０．０１％以上、好ましくは０．０４％以上の含有を必要とするが、０．２０％を超えて含有すると低降伏比効果および溶接性が劣化する。このため、Ｃは０．０１〜０．２０％の範囲に限定する。
【００１８】
Ｓｉは脱酸材として作用するとともに、基地中に固溶し鋼の強度を増加させる。この効果は、０．０５％以上の含有で認められるが、１．０％を超えると低降伏比効果を劣化させる。このため、Ｓｉは０．０５〜１．０％の範囲に限定する。
【００１９】
Ｍｎは鋼の強度を増加させる元素であり、第２相であるセメンタイトあるいはパーライトの析出を促進させる。この効果は、０．１％以上の含有で認められるが、２．０％を超える含有は低降伏比効果を劣化させる。このため、Ｍｎは０．１〜２．０％の範囲に限定する。尚、低降伏比化効果および強度の観点から、Ｍｎは０．３〜１．５％の範囲が好ましい。
【００２０】
Ａｌは脱酸材として使われるが、その量は結晶粒径や機械的性質に大きな影響を及ぼす。０．００１％未満では脱酸として不十分で、０．０５％超ではＡｌ系の鋼中酸化物が増加し、靭性を劣化させるので、０．００１％〜０．０５％の範囲に限定する。
【００２１】
本発明のようにミクロ組織を、フェライトに加えて、さらにパーライトとセメンタイトの１種以上からなる組織とするためには、γ領域加熱後、γ領域からγ−α２相領域高温側で圧延を終了させた後、Ａｒ1点＋５０℃までを１０℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で冷却し、引き続きＡｒ1点＋５０℃以下を３℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却することにより製造することができる。
【００２２】
本発明はさらに、平均パーライト結晶粒径あるいはセメンタイトの平均粒径を２３μｍ以下とする。これにより、鋼板を鋼管に成形するに際して降伏比の上昇を抑えることができるからである。
【００２３】
平均パーライト粒径等を２３μｍ以下にするためには、熱間圧延終了後のＡｒ1点＋５０℃以下の冷却速度を３℃／ｓｅｃ以上とする。
【００２４】
本発明はさらに、ミクロ組織が球状化パーライトあるいは球状化セメンタイトを含有していると好ましい。これら組織を含有していると、鋼板を鋼管に成形するに際して降伏比の上昇を抑えることができるからである。また、球状化パーライトあるいは球状化セメンタイトは、一様伸びを向上させる効果もある。
【００２５】
球状化しているか否かの判断は、圧延方向に平行な断面において、第２相の縦横のアスペクト比が２以下の場合を球状化と定義して判断を行うことができる。
【００２６】
パーライトあるいはセメンタイトを球状化するためには、鋼素材を１１５０℃±５０℃に加熱した後、熱間圧延をＡｒ1以上の温度で完了し、歪（転位）が導入された１０ｍｍ厚程度の帯鋼とした後、引き続き３〜３０℃／ｓｅｃの温度範囲で７００℃以下まで冷却して巻き取りを行い、その間に粒界上あるいは転位上にセメンタイトあるいはパーライトを析出させることにより行うことができる。
【００２７】
本発明において、さらにＮｂ：０．０１〜０．５％、Ｎ：０．００１〜０．０１％の１種以上を含むと好ましい。Ｎｂは生地中に固溶あるいは炭窒化物として析出し、強度を高める元素であり、最低０．０１％が必要である。しかし０．５％を超えて過剰添加しても効果が飽和し、十分な強化効果が得られないので、０．０１％〜０．５％の範囲に限定する。Ｎは生地中に固溶あるいは窒化物として存在する。強度に寄与する窒化物を生成するためには０．００１％以上が必要であるが、０．０１％を超えて添加すると粗大な窒化物を生成しやすくなり、靭性を低下させる。このため、Ｎは０．００１〜０．０１％の範囲に限定する。
【００２８】
以下、本発明の好ましい付加成分の限定理由について説明する。
【００２９】
Ｔｉは溶接性を改善させる効果を有する元素であり、この効果は０．００５％以上の含有で認められるが、０．１％を超えて添加するとＴｉ系の炭窒化物の増加による加工性の劣化や強度の不必要な上昇を招く。このため、Ｔｉは０．００５〜０．１％の範囲に限定する。
【００３０】
Ｂは粒界強化およびＭ23（Ｃ，Ｂ）6などとして析出強化をもたらし、強度を向上させる。０．０００１％未満では効果が小さく、０．００５％超では効果が飽和するとともに粗大なＢ含有相を生じさせる傾向があり、また脆化が起こりやすくなるため、０．０００１％〜０．００５％の範囲に限定する。
【００３１】
Ｖは析出強化元素として強度を高める。０．０１％未満では効果が不十分であり、０．５％超では炭窒化物の粗大化を招くだけではなく、降伏強度の上昇量が大きくなるので、０．０１％〜０．５％の範囲に限定する。
【００３２】
Ｃｕは強度を高める元素であるが、０．０１％未満では効果が小さく、１％を超えて添加すると降伏強度の上昇量が大きくなるので、０．０１％〜０．５％の範囲に限定する。
【００３３】
Ｎｉは強度を高め、靭性の改善にも有効な元素である。０．０１％未満では靱性改善の効果が小さく、１％を超えて添加すると降伏強度の上昇量が大きくなるので、０．０１％〜１％の範囲に限定する。
【００３４】
Ｃｒは析出強化元素として強度を高める。０．０１％未満では効果が不十分であり、１％超では炭窒化物の粗大化を招くだけではなく、降伏強度の上昇量が大きくなるので、０．０１％〜１％の範囲に限定する。
【００３５】
Ｍｏは固溶強化をもたらすと同時に強度を向上させる。０．０１％未満では効果が小さく、１％を超えて添加すると降伏強度の上昇量が大きくなるので、０．０１％〜１％の範囲に限定した。
【００３６】
本発明鋼は熱延鋼板を冷間成形して製造された鋼管のみならず、厚板および薄板の形で提供することも可能である。また、この発明鋼の冷間加工の例として電縫溶接鋼管が挙げられるが、発明の効果は、低歪造管方法により低降伏比化効果が顕著になる。
【００３７】
【実施例】
本実施例は本発明に関するものである。
【００３８】
表１に示す成分の鋼を連続鋳造スラブとし、このスラブを熱間圧延によって板厚１０ｍｍの鋼板とした。熱間圧延条件は、スラブを１１５０℃に加熱した後、熱間圧延を９００℃（Ａｒ1＋１７０℃）の温度で完了して歪（転位）を導入した後、引き続き５〜１５℃／ｓｅｃの温度範囲で７００℃以下まで冷却して巻き取りを行った。
【００３９】
鋼板のミクロ組織を表２に示す。鋼板の引張特性について、圧延ままの無加工材の引張特性、および５％予歪材の引張特性を評価した。５％予歪材は、この鋼板を例えば直径２００ｍｍの鋼管とするための冷間加工に相当する。予歪は、引張試験片を引張試験機にて引張り、歪が５％に達した時点で引張を中止するという方法によって付与した。評価した引張特性は、ＹＳ（降伏強度）、ＴＳ（引張強度）およびＹＲ（降伏比）である。評価結果を表２に示す。
【００４０】
【表１】
0003863818.tif 000002
【００４１】
【表２】
0003863818.tif 000003
【００４２】
本発明例Ｎｏ．Ａ〜Ｇは、鋼成分が本発明範囲内にあり、平均フェライト結晶粒径はいずれも２０μｍ以上となった。５％予歪材の降伏比（ＹＲ）は７１〜８９％であった。Ｎｏ．Ｂ、Ｄ、Ｇのパーライトあるいはセメンタイトが球状化しているものは、５％予歪後のＹＲが他の例のものより小さくなっている。
【００４３】
比較例Ｎｏ．Ｈ〜Ｏは、いずれかの成分が本発明範囲を外れている。平均フェライト結晶粒径は、Ｎｏ．Ｊ、Ｌ、Ｍ、Ｏについては２０μｍ未満であった。このため、５％予歪負荷後にＹＳが上昇したために、ＹＲが高くなった例である。セメンタイトまたはパーライトについては、球状化したものはなく、Ｎｏ．Ｈ〜Ｋ、Ｍ、Ｎについては好ましい範囲である２０μｍ以下に入っていなかった。熱間圧延終了後のＡｒ1＋５０℃以下の冷却速度が３℃／ｓｅｃ未満であったため、第二相のパーライトまたはセメンタイトが大きくなった例である。また５％予歪材の降伏比（ＹＲ）は９１〜９８％であった。第二相であるセメンタイトあるいはパーライトの粒径が大きいために、５％予歪負荷時に変形の抵抗となり、ＹＳが上昇し、ＹＲが高くなった例である。
【００４４】
【発明の効果】
本発明により、Ｃｒ含有量を抑えて低価格化および溶接部品質を劣化させるＣｒ酸化物の生成を抑えるとともに、Ｃ含有量上限を高めて常温引張強さを高めることのできる、低降伏比型鋼管を得ることができる。