JP2010111924A - 大入熱溶接部靭性に優れた建築用低降伏比鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
【課題】鋼板の表面硬度が低く耐震性に優れた大入熱溶接熱影響部靭性に優れる建築用低降伏比鋼板およびその製造方法を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０７％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．６〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００３％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｂ：０．０００３〜０．００２０％、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００２５〜０．００７０、Ｏ：０．００１〜０．００３％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｍｏ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．００５％以下、更に、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上、Ｃｅｑ：０．４０〜０．４５％、ＡＣＲ：０．２〜０．８、残部Ｆｅおよび不可避的不純物の組成、フェライト分率が１０〜４０％のミクロ組織、表面硬度：３５０ＨＶ１０以下の鋼板。Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５（１）、ＡＣＲ＝（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／（１．２５×Ｓ））。
【選択図】なし
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【選択図】なし
Description
本発明は、建築ボックス柱を作製する際に施工される、入熱４００ｋＪ／ｃｍ以上のサブマージアーク溶接やエレクトロスラグ溶接による大入熱溶接熱影響部靭性に優れた建築用低降伏比鋼板およびその製造方法に関し、特に鋼板の表面硬度が低く耐震性に優れたものに関する。
近年、建築構造物の大型化に伴い、使用鋼材の厚肉化、高強度化が進展し、更に、建築構造物の耐震性を確保するため、降伏比８０％以下の低降伏比を備えていることも要求されている。
建築構造物は、溶接接合によって所定の形状に組み立てられる溶接構造物であるが、地震時の大きな負荷荷重を受けると、十分な塑性変形を生じる前に、溶接部から脆性破壊が発生する場合があり、溶接部においても良好な靭性を有することが求められている。
溶接構造物を高能率に製造するため、ボックス柱の製作においては、角継手部のサブマージアーク溶接やダイヤフラム接合部のエレクトロスラグアーク溶接等入熱４００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接が施工される。
一般に、このような大入熱溶接部は、溶接後の冷却速度が遅いため、溶融点付近にまで加熱された領域の高温域での滞留時間が長くなり、組織が粗大化したり、ＭＡと呼ばれる硬質な脆化相が生成することにより脆化する。
溶接熱影響部は、合金元素量が多くなる高強度鋼ほど脆化しやすく、建築構造用鋼ではＴＳ５９０ＭＰａ級鋼の場合に問題となることが多いため、優れた溶接熱影響部靭性が得られるＴＳ５９０ＭＰａ級の建築用鋼が種々提案されていている。
特許文献１、２は、入熱４００ｋＪ／ｃｍを超える超大入熱溶接熱影響部靭性に優れる建築用高強度厚鋼板の製造方法に関し、Ｃａ、Ｏ、Ｓからなる式で求められるＡＣＲ値を規制して溶接時に生成させた微細な粒子をフェライト変態核として活用することにより、溶接熱影響部の組織を微細化し、靭性を改善することが報告されている。
また、特許文献３は大入熱溶接熱影響部靭性の優れた建築用低降伏比６００Ｎ／ｍｍ２級鋼板の製造方法に関し、鋼組成を低ＣーＢ無添加系として溶接熱影響部における焼入れ性を低下させるとともに、Ｔｉ酸化物を活用し溶接熱影響部の組織を微細化させることが記載されている。母材強度はＣｕによる析出強化で６００Ｎ／ｍｍ２級を確保する。
特許文献４は、大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた高張力鋼板に関し、極低Ｃ化と焼入性向上元素であるＭｎ、Ｎｉ、Ｃｒなどを適宜含有させた成分組成とすることにより、ＭＡの抑制および形態制御、および、変態組織のブロックサイズ微細化によって入熱５００ｋＪ／ｃｍを超える溶接熱影響部の靭性改善を達成している。
特許文献５は大入熱溶接靭性に優れた低降伏比高張力鋼板に関し、入熱２５０ｋJ／ｃｍ以上の溶接に対して母材成分組成を低炭素当量化するとともに、Ｔｉの炭窒化物を活用して、熱影響部の組織を微細化し、靭性を改善することが記載されている。低降伏比化にはフェライト分率を調整し、高強度化にはＮｂ炭窒化物を利用する。
特許文献６は、超大入熱溶接ＨＡＺ靭性に優れた低降伏比建築構造用厚鋼板およびその製造方法に関し、入熱４００ｋＪ／ｃｍ超えで溶接する板厚３０ｍｍ以上の鋼板の成分組成においてＣａ、Ｏ、Ｓからなる式で求められるＡＣＲ値を規制して、溶接時に生成させたＣａＳ表面上にＭｎＳが析出した複合硫化物（サルファイド）を含む微細な粒子をフェライト変態核として活用する際、その性状と分布状態を規定することが記載されている。
上述したように、既存の大入熱溶接部の靭性に優れた低降伏比鋼において、大入熱溶接部の靭性改善は、母材成分の調整により溶接熱影響部に微細な粒子（硫化物（サルファイド）や酸化物（オキシサイド））を析出分散させて組織を微細化し（特許文献１，２，３、５、６）、ＭＡの生成を抑制して達成される（特許文献４）。
低降伏比化は鋼中のフェライト組織分率を二相域熱処理（特許文献１，２，６）や低Ｃｅｑした成分系に焼入れ焼戻しを施して調整することにより達成される（特許文献５）。
特開２００５−６８５１９号公報
特開２００５−６８４７８号公報
特開平６−１２８６３５号公報
特開２００７−１２６７２５号公報
特開２００１−１７２７３６号公報
特開２００３−１８３７６７号公報
しかしながら、二相域熱処理は製造工程が複雑で生産性が低下する。一方、特許文献５記載の鋼のように、二相域熱処理を施さずに焼入れ焼戻しを施す場合は、強度を確保するためＣが０．１２％以上の高Ｃ成分系：０．１２％以上となるため、低降伏比が達成されたとしても表面の硬度が著しく高くなり、表層部付近の延性劣化が著しく、地震等による応力負荷時に表層付近に亀裂が発生し、ノッチ効果で破断が生じる場合がある。
尚、二相域熱処理を行う特許文献１、２、６も、実施例は高強度を得るため、Ｃ添加量が０．０７％超えと多く、特許文献５と同様に、表面の延性が低下することが懸念される。
そこで本発明は、製造工期面で不利な二相域熱処理を施すことなく、表層近傍の硬度を低下させ、表層付近の延性を改善することにより耐震性を改善した低降伏比鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記課題を達成するため鋭意検討を重ねた結果、Ｃａ、Ｏ、Ｓからなる下記式で示されるＡＣＲ値を０．２〜０．８とし、かつ、Ｔｉ、Ｎを適量添加し、Ｃ量を０．０７％以下、Ｎｂを０．００５％以下、Ｍｏを０．０１％以下とした成分組成の鋼に加速冷却を施すことにより、優れた大入熱溶接熱影響部の靭性を備え、表層付近の表面硬度が３５０ＨＶ１０以下で、降伏比８０％以下のＴＳ５９０ＭＰａ超えの鋼板を二相域熱処理を施すことなく製造することが可能であることを見出した。
ＡＣＲ＝（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／（１．２５×Ｓ）、但し、Ｃａ，Ｏ，Ｓは鋼中含有量。
本発明は、得られた知見をもとに、更に検討を加えてなされたもので、すなわち、本発明の要旨は次の通りである。
１．質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０７％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．６〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００３％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｂ：０．０００３〜０．００２０％、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００２５〜０．００７０、Ｏ：０．００１〜０．００３％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｍｏ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．００５％以下、更に、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｖ：０．０８％以下の１種または２種以上を含み、下記（１）式によるＣｅｑが０．４０〜０．４５％、下記（２）式によるＡＣＲが０．２〜０．８を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成とフェライト分率が２〜３０％であるミクロ組織を有し、表面硬度が３５０ＨＶ１０以下であることを特徴とする降伏比８０％以下、引張強度５９０ＭＰａ以上の大入熱溶接部靭性に優れた建築構造用低降伏比鋼板。
１．質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０７％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．６〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００３％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｂ：０．０００３〜０．００２０％、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００２５〜０．００７０、Ｏ：０．００１〜０．００３％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｍｏ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．００５％以下、更に、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｖ：０．０８％以下の１種または２種以上を含み、下記（１）式によるＣｅｑが０．４０〜０．４５％、下記（２）式によるＡＣＲが０．２〜０．８を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成とフェライト分率が２〜３０％であるミクロ組織を有し、表面硬度が３５０ＨＶ１０以下であることを特徴とする降伏比８０％以下、引張強度５９０ＭＰａ以上の大入熱溶接部靭性に優れた建築構造用低降伏比鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ −−（１）
ＡＣＲ＝（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／（１．２５×Ｓ）−−−（２）
但し、（１）式、（２）式中の各元素は含有量（質量％）とする。
２．さらに、成分組成にＭｇ：０．００５％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下の１種または２種を含有することを特徴とする１に記載の降伏比８０％以下、引張強度５９０ＭＰａ以上の大入熱溶接部靭性に優れた建築構造用低降伏比鋼板。
３．１または２に記載の組成を有する鋼素材を１０００〜１２００℃に加熱後、圧延終了温度をＡｒ３変態点以上とする圧延を施し、ついで、加速冷却を平均冷却速度３〜１２℃／ｓ、冷却停止後焼戻しを行わない場合は冷却停止温度：４００〜２００℃、焼戻しを行う場合は冷却停止温度：４００〜５０℃で行うことを特徴とする大入熱溶接部靭性に優れた建築構造用低降伏比鋼板の製造方法。
４．１または２に記載の組成を有する鋼素材を１０００〜１２００℃に加熱後、圧延終了温度をＡｒ３変態点以上とする圧延を施し、ついで、平均冷却速度１５℃／ｓ以上、冷却停止温度：６５０〜５００℃とする加速冷却を行った後、空冷または焼戻しを行うことを特徴とする大入熱溶接部靭性に優れた板厚１９〜４０ｍｍの建築構造用低降伏比鋼板の製造方法。
ＡＣＲ＝（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／（１．２５×Ｓ）−−−（２）
但し、（１）式、（２）式中の各元素は含有量（質量％）とする。
２．さらに、成分組成にＭｇ：０．００５％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下の１種または２種を含有することを特徴とする１に記載の降伏比８０％以下、引張強度５９０ＭＰａ以上の大入熱溶接部靭性に優れた建築構造用低降伏比鋼板。
３．１または２に記載の組成を有する鋼素材を１０００〜１２００℃に加熱後、圧延終了温度をＡｒ３変態点以上とする圧延を施し、ついで、加速冷却を平均冷却速度３〜１２℃／ｓ、冷却停止後焼戻しを行わない場合は冷却停止温度：４００〜２００℃、焼戻しを行う場合は冷却停止温度：４００〜５０℃で行うことを特徴とする大入熱溶接部靭性に優れた建築構造用低降伏比鋼板の製造方法。
４．１または２に記載の組成を有する鋼素材を１０００〜１２００℃に加熱後、圧延終了温度をＡｒ３変態点以上とする圧延を施し、ついで、平均冷却速度１５℃／ｓ以上、冷却停止温度：６５０〜５００℃とする加速冷却を行った後、空冷または焼戻しを行うことを特徴とする大入熱溶接部靭性に優れた板厚１９〜４０ｍｍの建築構造用低降伏比鋼板の製造方法。
本発明によれば、大入熱溶接部靭性に優れたＴＳ５９０ＭＰａ超え、かつ、表面硬度が３５０ＨＶ１０以下で表面の延性に優れた鋼板を、製造工期面で不利な二相域熱処理を施すことなく、経済的に製造することが可能で産業上極めて有用である。
以下、本発明を詳細に説明する。
［成分組成］説明において％は質量％とする。
Ｃ：０．０３〜０．０７％
Ｃは、強度、表面硬度および靭性に影響を与える重要な元素で０．０３〜０．０７％とする。
［成分組成］説明において％は質量％とする。
Ｃ：０．０３〜０．０７％
Ｃは、強度、表面硬度および靭性に影響を与える重要な元素で０．０３〜０．０７％とする。
図１〜４は強度、表面硬度および靭性に及ぼすＣ量の影響を示す図で、図１は大入熱溶接熱影響部靭性に及ぼすＣ量の影響、図２は表層硬度に及ぼすＣ量の影響、図３は延性（表層引張試験伸び）に及ぼすＣ量の影響、図４は強度（ＹＳ，ＴＳ）に及ぼすＣ量の影響を示す。
Ｃ量：０．０４〜０．１２％とした場合、大入熱溶接熱影響部靭性は７０Ｊ以上の高エネルギー値が得られ（図１）、１／４ｔ、１／２ｔ部のＴＳは５９０ＭＰａ以上、ＹＳは４５０ＭＰａ以上、降伏比（図示しない）として８０％以下が得られる（図４）。
尚、１／４ｔ部、１／２ｔ部の強度（ＴＳ）差は０．０７％以下のＣ量の場合に、６０ＭＰａ未満と板厚方向の材質差も低減している（図４）。
一方、表層付近の硬度は、Ｃ量が０．０７％を超えると３５０ＨＶ１０超となり（図２）、表層付近の延性もＣ量が０．０７％を超えると低下している（図３）。
従って、鋼板表面付近の延性を改善するためには、表面付近の硬度を低減することが有効で、鋼組成中のＣ量を０．０７％以下とすることが必要である。
したがって、本発明においてＣ量は０．０３〜０．０７％に規定する。望ましくは、０．０４〜０．０７％である。
尚、図１〜４に示す結果は、Ｍａｓｓ％で、０．０４〜０．１２％Ｃを含み、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、ＣｒでＣｅｑ（＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５）を０．４２〜０．４３とほぼ一定とし、また、ＡＣＲ（＝（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／（１．２５×Ｓ））を０．４〜０．５とした組成を有する鋼素材を、１１５０℃に加熱後、８５０℃で圧延を終了し、６０ｍｍの鋼板とした後に、８１０℃から３７０℃まで平均冷却速度は、１０℃／ｓの加速冷却を施した鋼板を供試鋼とする実験結果である。平均冷却速度は、板厚１／４ｔ部での冷却速度とした。
得られた鋼板について、表層下０．５ｍｍ位置の硬度測定、引張試験および大入熱溶接熱影響部靭性の調査を実施した。表層下の硬度は、ビッカ−ス硬度で、表層下０．５ｍｍ位置を２０点測定し、その最大値を代表値とした。
引張試験は、ＪＩＳＺ２２０１に規定されるＪＩＳ４号試験片（採取位置：１／４ｔ位置、１／２ｔ位置）を用いてＪＩＳＺ２２４１に準拠して行い、得られた降伏応力（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）から降伏比（ＹＲ）を求めた。
表層部の延性評価は、表層直下位置（０．５〜６．５ｍｍ位置）から、６ｍｍ×２４ｍｍの評点距離を有する小型の丸棒引張試験片を採取し、引張試験後の伸び値を測定した。
大入熱溶接熱影響部靭性は、入熱１０００ｋＪ／ｃｍのエレクトロスラグ溶接継手から、切欠き位置をＢＯＮＤ部から母材側へ１ｍｍとするシャルピ−衝撃試験片を採取し、試験温度０℃で３本試験した平均値で評価した。
Ｓｉ：０．０５〜０．５％
Ｓｉは、脱酸元素として有効な元素であり、その効果を発揮するためには、０．０５％以上必要である。また、０．５％を超えて添加すると大入熱溶接熱影響部のＭＡが増大し、熱影響部靭性が劣化する。そのため、０．０５〜０．５％に規制する。望ましくは、０．０５〜０．４％である。
Ｓｉは、脱酸元素として有効な元素であり、その効果を発揮するためには、０．０５％以上必要である。また、０．５％を超えて添加すると大入熱溶接熱影響部のＭＡが増大し、熱影響部靭性が劣化する。そのため、０．０５〜０．５％に規制する。望ましくは、０．０５〜０．４％である。
Ｍｎ：０．６〜２．０％
Ｍｎは、固溶強化により強度確保のために有効な元素であり、その効果を発揮するためには、０．６％以上必要である。また、２．０％を超えて添加すると溶接性が劣化する。そのため、０．６〜２．０％に規制する。望ましくは０．６〜１．６％である。
Ｍｎは、固溶強化により強度確保のために有効な元素であり、その効果を発揮するためには、０．６％以上必要である。また、２．０％を超えて添加すると溶接性が劣化する。そのため、０．６〜２．０％に規制する。望ましくは０．６〜１．６％である。
Ｐ：０．０２０％以下
Ｐは、不純物元素として混入するものであり、その混入量が増加すると母材靭性が劣化する。そのため、０．０２０％以下に規制する。望ましくは、０．０１５％以下である。
Ｐは、不純物元素として混入するものであり、その混入量が増加すると母材靭性が劣化する。そのため、０．０２０％以下に規制する。望ましくは、０．０１５％以下である。
Ｓ：０．０００５〜０．００３％
Ｓは、ＡＣＲ値制御のために必要な元素であり、ＭｎＳの生成核となるＣａＳを形成し、生成したＭｎＳが大入熱溶接部の粒内フェライト生成および組織微細化に有効な作用を及ぼす。その効果を得るためには、０．０００５％以上必要である。また、０．００３％超えの添加は、ＭｎＳ生成による板厚方向の材質を劣化させる。そのため０．０００５〜０．００３％に規制する。望ましくは、０．００１０〜０．００３％である。
Ｓは、ＡＣＲ値制御のために必要な元素であり、ＭｎＳの生成核となるＣａＳを形成し、生成したＭｎＳが大入熱溶接部の粒内フェライト生成および組織微細化に有効な作用を及ぼす。その効果を得るためには、０．０００５％以上必要である。また、０．００３％超えの添加は、ＭｎＳ生成による板厚方向の材質を劣化させる。そのため０．０００５〜０．００３％に規制する。望ましくは、０．００１０〜０．００３％である。
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％
Ｔｉは、ＴｉＮを生成することにより、溶接熱影響部の組織微細化に有効である。この効果を発揮するためには、０．００５％以上必要である。０．０３％を超えて添加すると、ＴｉＣ析出により、母材靭性および熱影響部靭性を劣化させる。そのため、０．００５〜０．０３％とする。望ましくは、０．００８〜０．０１５％である。
Ｔｉは、ＴｉＮを生成することにより、溶接熱影響部の組織微細化に有効である。この効果を発揮するためには、０．００５％以上必要である。０．０３％を超えて添加すると、ＴｉＣ析出により、母材靭性および熱影響部靭性を劣化させる。そのため、０．００５〜０．０３％とする。望ましくは、０．００８〜０．０１５％である。
Ｂ：０．０００３〜０．００２０％
Ｂは、焼入性を向上させ、母材強度を確保するのに有効な元素である。その効果を発揮するためには、０．０００３％以上必要である。また、０．００２０％を超えての添加は溶接性を劣化させる。そのため、０．０００３〜０．００２０％とする。望ましくは、０．０００５〜０．００１５％である。
Ｂは、焼入性を向上させ、母材強度を確保するのに有効な元素である。その効果を発揮するためには、０．０００３％以上必要である。また、０．００２０％を超えての添加は溶接性を劣化させる。そのため、０．０００３〜０．００２０％とする。望ましくは、０．０００５〜０．００１５％である。
Ａｌ：０．１％以下
Ａｌは、０．１％を超えると、Ａｌ２Ｏ３を生成し、鋼の清状度を劣化させる。そのため、０．１％以下とする。なお、望ましくは、０．０２０〜０．０６０％である。
Ａｌは、０．１％を超えると、Ａｌ２Ｏ３を生成し、鋼の清状度を劣化させる。そのため、０．１％以下とする。なお、望ましくは、０．０２０〜０．０６０％である。
Ｎ：０．００２５〜０．００７０
Ｎは、ＴｉＮを生成することにより、溶接熱影響部の組織微細化に有効である。この効果を発揮するためには、０．００２５％以上必要である。また、０．００７０％を超えて添加すると、溶接熱影響部の固溶Ｎが増大し、熱影響部靭性劣化を及ぼす。そのため、０．００２５〜０．００７０％とする。望ましくは、０．００３０〜０．００６０％である。
Ｎは、ＴｉＮを生成することにより、溶接熱影響部の組織微細化に有効である。この効果を発揮するためには、０．００２５％以上必要である。また、０．００７０％を超えて添加すると、溶接熱影響部の固溶Ｎが増大し、熱影響部靭性劣化を及ぼす。そのため、０．００２５〜０．００７０％とする。望ましくは、０．００３０〜０．００６０％である。
Ｏ：０．００１〜０．００３％
Ｏは、不純物元素として混入する元素であり、低いほうが望ましいが、過度に酸素を低減させることは、溶製工程での製造コスト上昇につながる。また、０．００３％を超えて添加すると酸化物系介在物が増加し、鋼の清状度を劣化させる。そのため、０．００１〜０．００３％とする。望ましくは、０．００１〜０．００２５％である。
Ｏは、不純物元素として混入する元素であり、低いほうが望ましいが、過度に酸素を低減させることは、溶製工程での製造コスト上昇につながる。また、０．００３％を超えて添加すると酸化物系介在物が増加し、鋼の清状度を劣化させる。そのため、０．００１〜０．００３％とする。望ましくは、０．００１〜０．００２５％である。
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％
Ｃａは、ＡＣＲ値制御のために必要な元素であり、ＭｎＳの生成核となるＣａＳを形成し、生成したＭｎＳが大入熱溶接部の粒内フェライト生成および組織微細化に有効な作用を及ぼす。その効果を得るためには、０．０００５％以上必要である。０．００５％を超えての添加は、Ｃａ系酸化物が増大し、鋼の清状度を劣化させる。そのため、０．０００５〜０．００５％とする。望ましくは、０．０００５〜０．００５％である。
Ｃａは、ＡＣＲ値制御のために必要な元素であり、ＭｎＳの生成核となるＣａＳを形成し、生成したＭｎＳが大入熱溶接部の粒内フェライト生成および組織微細化に有効な作用を及ぼす。その効果を得るためには、０．０００５％以上必要である。０．００５％を超えての添加は、Ｃａ系酸化物が増大し、鋼の清状度を劣化させる。そのため、０．０００５〜０．００５％とする。望ましくは、０．０００５〜０．００５％である。
Ｍｏ：０．０１％以下
Ｍｏは微量の添加により、溶接熱影響部の焼入性を増大させ、その結果、フェライト生成を抑制し、上部ベイナイト化させ、靭性を劣化させる。０．０１％を超えると、このような作用を生じ、溶接熱影響部靭性を劣化させる。そのため、添加する場合は０．０１％以下とする。実質、無添加とすることが望ましい。
Ｍｏは微量の添加により、溶接熱影響部の焼入性を増大させ、その結果、フェライト生成を抑制し、上部ベイナイト化させ、靭性を劣化させる。０．０１％を超えると、このような作用を生じ、溶接熱影響部靭性を劣化させる。そのため、添加する場合は０．０１％以下とする。実質、無添加とすることが望ましい。
Ｎｂ：０．００５％以下
Ｎｂは微量の添加により、溶接熱影響部の焼入性を増大させ、その結果、フェライト生成を抑制し、上部ベイナイト化させ、靭性を劣化させる。０．００５％を超えると、このような作用を生じ、溶接熱影響部靭性を劣化させる。そのため、０．００５％以下とする。実質、無添加とすることが望ましい。
Ｎｂは微量の添加により、溶接熱影響部の焼入性を増大させ、その結果、フェライト生成を抑制し、上部ベイナイト化させ、靭性を劣化させる。０．００５％を超えると、このような作用を生じ、溶接熱影響部靭性を劣化させる。そのため、０．００５％以下とする。実質、無添加とすることが望ましい。
更に、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｖの一種または二種以上
Ｃｕ：０．５％以下
Ｃｕは、固溶強化として有効な元素であるが、０．５％を超える添加は、熱間延性の劣化、あるいは、表面疵の増加など製造上問題を生ずる。そのため、添加する場合は０．５％以下に規制する。
Ｃｕ：０．５％以下
Ｃｕは、固溶強化として有効な元素であるが、０．５％を超える添加は、熱間延性の劣化、あるいは、表面疵の増加など製造上問題を生ずる。そのため、添加する場合は０．５％以下に規制する。
Ｎｉ：１．０％以下
Ｎｉは、固溶強化として有効な元素であるが、１．０％を超える添加は、合金コストが上昇し、製造コストが上昇する。そのため添加する場合は１．０％以下とする。
Ｎｉは、固溶強化として有効な元素であるが、１．０％を超える添加は、合金コストが上昇し、製造コストが上昇する。そのため添加する場合は１．０％以下とする。
Ｃｒ：０．５％以下
Ｃｒは、固溶強化に有効な元素であるが、０．５％を超える添加は溶接性を低下させる。そのため、０．５％以下とする。
Ｃｒは、固溶強化に有効な元素であるが、０．５％を超える添加は溶接性を低下させる。そのため、０．５％以下とする。
Ｖ：０．０８％以下
Ｖは、固溶強化あるいは析出強化として有効な元素であるが、０．０８％を超える添加は、合金コストが上昇し、製造コストが上昇する。そのため、０．０８％以下とする。
Ｖは、固溶強化あるいは析出強化として有効な元素であるが、０．０８％を超える添加は、合金コストが上昇し、製造コストが上昇する。そのため、０．０８％以下とする。
Ｃｅｑ：０．４０〜０．４５％
Ｃｅｑ（＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５、但し、各元素は含有量（質量％））は強度および大入熱溶接熱影響部靭性の観点から規制する。０．４０％未満では強度が確保できず、また、０．４５％を超えると、大入熱溶接熱影響部の靭性が劣化する。そのため、０．４０〜０．４５％に規制する。
Ｃｅｑ（＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５、但し、各元素は含有量（質量％））は強度および大入熱溶接熱影響部靭性の観点から規制する。０．４０％未満では強度が確保できず、また、０．４５％を超えると、大入熱溶接熱影響部の靭性が劣化する。そのため、０．４０〜０．４５％に規制する。
ＡＣＲ：０．２〜０．８
ＡＣＲ（＝（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／（１．２５×Ｓ）、但し、各元素は含有量（質量％））は、大入熱溶接熱影響部靭性の観点から規制する。０．２％未満の場合には、フェライト生成に必要なＣａ系硫化物の生成量が減少し、大入熱溶接熱影響部靭性改善効果を得られない。また、０．８％超えとなると、Ｃａ系粒化物は生成しても、それを核としたＭｎＳが生成せずに、フェライト生成による熱影響部微細化効果を得ることが出来ない。そのため、０．２〜０．８％に規制する。
ＡＣＲ（＝（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／（１．２５×Ｓ）、但し、各元素は含有量（質量％））は、大入熱溶接熱影響部靭性の観点から規制する。０．２％未満の場合には、フェライト生成に必要なＣａ系硫化物の生成量が減少し、大入熱溶接熱影響部靭性改善効果を得られない。また、０．８％超えとなると、Ｃａ系粒化物は生成しても、それを核としたＭｎＳが生成せずに、フェライト生成による熱影響部微細化効果を得ることが出来ない。そのため、０．２〜０．８％に規制する。
以上が基本成分組成であるが、更に溶接熱影響部の靭性を改善する場合は、Ｍｇ、ＲＥＭのうち１種または２種を添加する。
Ｍｇは、酸硫化物を生成し、溶接熱影響部でフェライト生成および組織微細化に有効な元素で溶接熱影響部の靭性を改善するが、過剰に添加すると鋼の清状度を劣化させる。そのため、添加する場合は０．００５％以下とする。
ＲＥＭは、酸硫化物を生成し、溶接熱影響部でフェライト生成および組織微細化に有効な元素で溶接熱影響部の靭性を改善するが、過剰に添加すると鋼の清状度を劣化させる。そのため、添加する場合は０．０２％とする。
［ミクロ組織］
本発明に係る建築用低降伏比鋼板はフェライト分率が２〜３０％のミクロ組織とする。フェライト分率は、低降伏比化の観点から規制し、フェライト分率が２％未満の場合には、降伏比８０％以下が得られず、３０％を超えると、強度確保が困難となるため、２〜３０％とする。
［表面硬度］
本発明に係る建築用低降伏比鋼板は表面硬度を３５０ＨＶ１０以下とする。表面硬度は、表面の延性改善の観点から規制し、前述した図２，３に示すごとく、Ｃ量が０．０８％を超えて表面硬度が３５０ＨＶ１０超えとなると、表層付近の延性は２５％以下に低下し、耐震性が劣化する。そのため、３５０ＨＶ１０以下とする。
［ミクロ組織］
本発明に係る建築用低降伏比鋼板はフェライト分率が２〜３０％のミクロ組織とする。フェライト分率は、低降伏比化の観点から規制し、フェライト分率が２％未満の場合には、降伏比８０％以下が得られず、３０％を超えると、強度確保が困難となるため、２〜３０％とする。
［表面硬度］
本発明に係る建築用低降伏比鋼板は表面硬度を３５０ＨＶ１０以下とする。表面硬度は、表面の延性改善の観点から規制し、前述した図２，３に示すごとく、Ｃ量が０．０８％を超えて表面硬度が３５０ＨＶ１０超えとなると、表層付近の延性は２５％以下に低下し、耐震性が劣化する。そのため、３５０ＨＶ１０以下とする。
以下、本発明に係る建築用低降伏比鋼板の製造条件について説明する。
加熱温度：１０００〜１２００℃
加熱温度が１０００℃未満では、熱間変形抵抗が高くて圧延が困難で、一方、１２００℃を超えると、加熱時の初期の組織が粗大化し、母材組織が粗大化して靭性が劣化する。そのため、１０００〜１２００℃とする。
圧延終了温度：Ａｒ３変態点以上
圧延終了温度がＡｒ３変態点未満となると、圧延中に生成したフェライトが微細化し、降伏比が上昇する。そのため、Ａｒ３変態点以上とする。
加熱温度：１０００〜１２００℃
加熱温度が１０００℃未満では、熱間変形抵抗が高くて圧延が困難で、一方、１２００℃を超えると、加熱時の初期の組織が粗大化し、母材組織が粗大化して靭性が劣化する。そのため、１０００〜１２００℃とする。
圧延終了温度：Ａｒ３変態点以上
圧延終了温度がＡｒ３変態点未満となると、圧延中に生成したフェライトが微細化し、降伏比が上昇する。そのため、Ａｒ３変態点以上とする。
加速冷却：冷却速度：３〜１２℃／ｓ、冷却停止温度：４００〜５０℃
加速冷却の冷却速度が３℃／ｓ未満では、フェライト分率が３０％を超え、強度確保が困難となる。また、１２℃／ｓ超えでは、フェライト分率が２％未満となり、低降伏比化が困難となる。そのため、３〜１２℃／ｓとする。
加速冷却の冷却速度が３℃／ｓ未満では、フェライト分率が３０％を超え、強度確保が困難となる。また、１２℃／ｓ超えでは、フェライト分率が２％未満となり、低降伏比化が困難となる。そのため、３〜１２℃／ｓとする。
加速冷却の冷却停止温度は焼戻しを実施しない場合は４００〜２００℃、実施する場合は４００〜５０℃とする。焼戻しの有無に拘わらず、冷却停止温度が４００℃超えでは、強度確保が困難となり、焼戻しを行わない場合、２００℃未満では、冷却歪などにより鋼板形状を確保することが困難となる。
焼戻しを実施する場合には、焼戻しの加熱時に鋼板形状を矯正することが可能となるため、より低温まで停止温度を拡大することができ、冷却停止温度を５０℃まで拡大する。
焼戻しを実施する場合、焼戻し温度は４５０℃以下とする。焼戻し温度が４５０℃を超えると、強度が低下し、降伏比が上昇する。そのため、４５０℃以下とする。
上記成分組成と加速冷却条件の組み合わせにより、焼戻しを行わない場合であっても表面硬度は３５０ＨＶ１０以下となり、焼戻しを行うと更に低下する。
鋼板の板厚が薄くなると、板厚が厚い場合より高冷却速度、かつ、冷却停止温度を高温化しても、板厚が厚い場合と同様の組織形態が得られる。板厚１９〜４０ｍｍの鋼板については、以下の製造方法とすることが好ましい。
加速冷却：冷却速度：１５℃／ｓ以上、冷却停止温度：６５０〜５００℃
加速冷却の冷却速度が１５℃／ｓ未満では、強度確保が困難である。そのため、１５℃／ｓ以上とする。
加速冷却の冷却速度が１５℃／ｓ未満では、強度確保が困難である。そのため、１５℃／ｓ以上とする。
冷却停止温度が６５０℃を超えると、フェライト分率が３０％を超えるため強度確保が出来ず、また、５００℃を下回ると、フェライトが生成せず、低降伏比化が達成されない。そのため、６５０〜５００℃とする。加速冷却後、４５０℃以下の焼戻しを施しても良い。
上記成分組成と加速冷却条件の組み合わせにより、焼戻しを行わない場合であっても表面硬度は３５０ＨＶ１０以下となり、焼戻しを行うと更に低下する。
表１に示す組成の溶鋼を真空溶解炉にて溶製した後、スラブとし、熱間圧延により所定の板厚の鋼板とした。その後、得られた鋼板に加速冷却を施して試験材とした。一部の鋼板は加速冷却後、焼戻しを行って試験材とした。
各試験材について、フェライト分率測定、表面硬度測定、引張試験、エレクトロスラグ溶接部の熱影響部のシャルピ−衝撃試験を実施した。
フェライト分率は、各鋼板の１／４部を光学顕微鏡で５００倍、１８０μm×１５０μmの範囲を５視野観察し、その中のフェライト分率の平均値とした。
表面硬度は、ＪＩＳＺ２２４４に準拠した荷重１０ｋｇｆのビッカ−ス硬度試験で、表層下０．５ｍｍ位置を２０点測定し、その最大値を代表値とした。引張試験は、板厚４０〜８０ｍｍの鋼板は、ＪＩＳ Ｚ２２０１に準拠して、ＪＩＳ４号試験片を、１／４ｔ位置、１／２ｔ位置の２箇所から採取し、引張特性（降伏応力（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、降伏比（ＹＲ））を調査した。試験片はＬ方向採取とした。
板厚１９〜４０ｍｍの鋼板は、ＪＩＳ Ｚ２２０１に準拠して、全厚のＪＩＳ５号試験片を、Ｌ方向で採取し、引張特性（降伏応力（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、降伏比（ＹＲ））を調査した。
大入熱溶接熱影響部靭性は、板厚４０〜８０ｍｍの鋼板は、入熱９６０ｋＪ／ｃｍのエレクトロスラグ溶接を実施し、ＢＯＮＤ部から１ｍｍ離れた溶接熱影響部をノッチ位置とするシャルピ−衝撃試験により評価した。
板厚１９〜４０ｍｍの鋼板は、入熱４００ｋＪ／ｃｍのエレクトロスラグ溶接を実施し、ＢＯＮＤ部から１ｍｍ離れた溶接熱影響部をノッチ位置とするシャルピ−衝撃試験により評価した。いずれのシャルピ−衝撃試験も試験温度０℃、試験本数３本で行いその平均値を代表値として評価した。
表２に板厚４０〜８０ｍｍの試験材の、表３に板厚１９〜４０ｍｍの試験材の製造条件（スラブ加熱温度、圧延条件、加速冷却条件）と上記試験結果を併せて示す。
表２、３より、本発明例（鋼１〜３、鋼５，６、鋼８、鋼１５、１６、１８）は、いずれも表面硬度は３５０ＨＶ１０以下、引張り強さ５９０ＭＰａ以上、降伏比８０％以下が得られ、大入熱溶接熱影響部靭性も１１２Ｊ以上であった。
一方、比較例（鋼４、７、鋼９〜１４、鋼１７）は表面硬度、引張り強さ、降伏比および大入熱溶接熱影響部靭性の複数またはいずれかが本発明例より劣る。
比較例鋼４は加速冷却の冷却停止温度が４５０℃と高く、フェライト分率が高くて、引張り強さが５９０ＭＰａ未満であった。比較例鋼７は加速冷却の冷却速度が１６℃／ｓと高く、フェライト分率が低くて、引張り強さに対して降伏強さが高くＹＲ８０％超であった。
比較例鋼９〜１４は、成分組成が本発明範囲外で、大入熱溶接熱影響部靭性が低く、更にＣ量が０．０８％と高い比較例鋼９、１０は表層硬度が高く、表層の延性が劣る。比較例鋼１７は加速冷却の冷却停止温度が低く、ＹＲ８０％超であった。
Claims (4)
- 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０７％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．６〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００３％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｂ：０．０００３〜０．００２０％、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００２５〜０．００７０、Ｏ：０．００１〜０．００３％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｍｏ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．００５％以下、更に、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｖ：０．０８％以下の１種または２種以上を含み、下記（１）式によるＣｅｑが０．４０〜０．４５％、下記（２）式によるＡＣＲが０．２〜０．８を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成と、フェライト分率が２〜３０％であるミクロ組織を有し、表面硬度が３５０ＨＶ１０以下であることを特徴とする降伏比８０％以下、引張強度５９０ＭＰａ以上の大入熱溶接部靭性に優れた建築用低降伏比鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ −−（１）
ＡＣＲ＝（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／（１．２５×Ｓ）−−−（２）
但し、（１）式、（２）式中の各元素は含有量（質量％）とする。 - さらに、成分組成にＭｇ：０．００５％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１に記載の降伏比８０％以下、引張強度５９０ＭＰａ以上の大入熱溶接部靭性に優れた建築用低降伏比鋼板。
- 請求項１または２に記載の組成を有する鋼素材を１０００〜１２００℃に加熱後、圧延終了温度をＡｒ３変態点以上とする圧延を施し、ついで、加速冷却を平均冷却速度３〜１２℃／ｓ、冷却停止後焼戻しを行わない場合は冷却停止温度：４００〜２００℃、焼戻しを行う場合は冷却停止温度：４００〜５０℃で行うことを特徴とする大入熱溶接部靭性に優れた建築構造用低降伏比鋼板の製造方法。
- 請求項１または２に記載の組成を有する鋼素材を１０００〜１２００℃に加熱後、圧延終了温度をＡｒ３変態点以上とする圧延を施し、ついで、平均冷却速度１５℃／ｓ以上、冷却停止温度：６５０〜５００℃とする加速冷却を行った後、空冷または焼戻しを行うことを特徴とする大入熱溶接部靭性に優れた板厚１９〜４０ｍｍの建築用低降伏比鋼板の製造方法。
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