JP4639508B2 - 耐火特性に優れた低降伏比鋼の製造方法 - Google Patents
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Description
【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】
【0049】
【表2】
【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。
Claims (3)
- 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。 - 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。
- 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。
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