JPH066743B2 - 高強度極厚鋼の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 ＜産業上の利用分野＞ この発明は、高層ビルの鉄骨用鋼材等として好適な、音
響異方性の少ない高強度極厚鋼の製造方法に関するもの
である。

＜背景技術＞ 最近、建築物の高層化に伴い、使用される鉄骨用鋼板の
板厚が厚くなる傾向にあり、超高層ビルのボックス柱用
として板厚が１００mmの５０キロ鋼（JIS ＳＭ５０）
が適用される例も見られるようになってきた。

しかし、従来、このような極厚の高強度鋼の製造に際し
ては焼ならし処理によって強度付与がなされており、こ
のため強度確保を目的として多量の合金元素の添加がな
されるのが普通であった。従って、かかる極厚高強度鋼
材はどうしても炭素当量が高くなりがちであり、溶接施
工の点で問題があった。

一方、溶接性改善のために合金元素の添加量を極力抑え
た上で高強度を確保すべく、近年、所謂“加速冷却”に
よる鋼材製造技術が開発され、造船用鋼板や海洋構造物
用鋼板等の分野を中心に普及されつつある。この“加速
冷却法”とは、熱間圧延温度の低温域で鋼に高い加工度
を鋼に与え、その後速い冷却速度で冷却して鋼材組織を
細粒の低温変態組織とする方法であり、「焼ならしと同
等以上の結晶粒細粒化」と「炭素当量の低い鋼の高張力
化」とを可能にするものである。

そこで、前述した５０キロ級の極厚鋼の製造に加速冷却
法の適用を試みたところ次のような事実が判明した。

(a) 連続鋳造スラブを使用した場合には中心偏析低減
効果が少なく、鋼材の内質欠陥を発生する可能性が大き
くなる、 (b) これまで実施されている加速冷却法では、オース
テナイトの再加熱がなされないこともあって、圧延−加
速冷却時に発生する集合組織に起因した“音響異方性”
が生じやすい。

なお、この音響異方性が発生すると調音波斜角探傷時に
誤った欠陥判定を招く場合があり、そのため非破壊検査
協会により「音響異方性を有する鋼溶接部の超音波探傷
試験方法及び試験結果の等級分類方法」（ＮＤＩＳ2413
-86）が制定されている。そして、この規格では、
「“公称屈折角６０°の斜角探触子による屈折角度差の
測定において、屈折角度差が２°を超える場合”には音
響異方性があると判定すること」となっている。また、
この音響異方性の主因が、オーステナイト・フェライト
二相領域での圧延により発達するフェライト加工集合組
織にあることも知られている。

もっとも、これまでにも加速冷却法を適用した極厚鋼板
の製造法として、「Ti添加鋼に低温のオーステナイト未
再結晶度域で熱間圧延を施した後、直ちに冷却速度：１
℃/sec以上の加速冷却を施して高靭性・高強度を確保す
る方法（特開昭62−130216号）」や「鋼片を熱間圧延し
た後、直ちに炭素当量をも考慮して所定の水量密度で加
速冷却することにより、肉厚方向強度差の少ない極厚鋼
板を得る方法（特公昭62−164820号）」等の提案もされ
てはいたが、何れの方法も“音響異方性が大きくなり易
い”と言う問題を解消するものではなかった。

＜問題点を解決するための手段＞ 本発明者等は、上述のような観点から、靭性や溶接性等
に優れることは勿論、超音波探傷時の支障となる音響異
方性も生じることのない５０キロ級高強度極厚鋼の安定
した製造手段を見出すべく、鋭意研究を重ねたところ、 「必須成分として特定量のNbを添加すると共に炭素当量
を特定範囲内に調整した鋼を比較的高い温度に加熱した
後、オーステナイト領域でこれに特定条件の強圧下圧延
を施し、続く加速冷却の前に一旦放冷を行ってオーステ
ナイトの再結晶を促し、その後特定の冷却速度で加速冷
却を行うと、例えば圧延素材が連続鋳造スラブであって
も内部欠陥や音響異方性を有することがなく、しかも高
層建造物の鉄骨用鋼材等として十分に満足できる強度、
靭性並びに溶接性等を備えた極厚鋼材が得られる」 ことを知見した。

この発明は上記知見に基づいてなされたものであり、 「Ｃ：0.06〜0.15％（以降、成分割合を表わす％は重量
％とする）， Si：0.05〜0.50％， Mn：1.0〜1.5％， Nb：0.005〜0.030％， sol.Al：0.003〜0.050％ を含有するか、或いは更に Cu：0.05〜0.30％， Ni：0.05〜0.30％， Cr：0.05〜0.30％， Ｂ：0.0003〜0.0020％， Ti：0.005〜0.030％ を単独又はCu＋Ｂ，Cr＋Ｂ＋Ti，Cu＋Ni＋Tiの組み合わ
せで含むと共に、残部が実室的にFeから成り、かつ炭素
当量（Ceq）が0.34〜0.40である鋼の連続鋳造スラブを
１０５０℃以上に加熱した後、オーステナイト領域にお
いて圧延形状比が0.5以上となる強圧下圧延を２パス以
上実施し、更にオーステナイト領域で仕上げ圧延を行
い、次いでオーステナイトが再結晶する間放冷してから
0.2℃/sec以上の冷却速度で４００℃以下にまで加速冷
却することによって、靭性や溶接性に優れることは勿
論、音響異方性が極力少ない高強度極厚鋼を安定して製
造し得るようにした点に特徴を有するものである。

なお、炭素量（Ceq）は、良く知られている通り本発明
に係る系の鋼の場合は で表される値(％)であることは言うまでもない。

ここで、本発明において、鋼の成分組成，鋼の炭素当量
（Ceq）並びに鋼の処理条件を前記の如くに限定した理
由を説明する。

A)鋼の成分組成 a)Ｃ Ｃは鋼に所要の強度を確保する作用があるが、その含有
量が0.06％を下回ると溶接時に軟化して所望強度の確保
が出来なくなる恐れがあり、一方、0.15％を超えて含有
させると溶接性を劣化することから、Ｃ含有量は0.06〜
0.15％と定めた。

b)Si Siは鋼の脱酸のために添加される元素であって、その含
有量が0.05％未満であると十分な脱酸効果が得られてい
ない恐れがあり、一方、0.50％を超えて含有させると溶
接性を阻害するようになることから、Si含有量は0.05〜
0.50％と定めた。

c)Mn Mnには鋼の強度及び靭性を向上させる作用があるが、そ
の含有量が1.0％未満では前記作用による所望の効果が
得られず、一方、1.5％を超えて含有させると溶接性の
劣化を招くことから、Mn含有量は1.0〜1.5％と定めた。

d)Nb Nbは結晶粒の微細化と変態強化を通じて鋼の強度並びに
靭性を改善する作用を有しており、特に制御圧延・加速
冷却の効果を十分に活用する上で必須の成分であるが、
その含有量が0.005％未満であると前記作用による所望
の効果が得られず、一方、0.030％を超えて含有させる
と溶接の際に溶接金属中へ希釈し、該溶接金属の靭性を
低下するようになることから、Nb含有量は0.005〜0.030
％と定めた。

e)sol.Al sol.Al成分は鋼の十分な脱酸のため少なくとも0.003％
は確保する必要があるが、0.050％を超えて含有させた
場合には溶接性の劣化を招くことから、sol.Al成分は0.
003〜0.050％と定めた。

f)Cu，Ni，Cr，Ｂ及びTi これらの成分は何れも鋼の強度等を改善する有用な作用
を有しているので必要に応じて１種又は２種以上の添加
がなされるものであるが、以下、各成分についての含有
量限定理由を、強度改善以外の付属的作用にも言及しな
がら説明する。

Cu及びCr これらの成分は、何れも鋼の強度と耐食性を改善する作
用を有しているが、何れの場合もその含有量が0.05％未
満であると前記作用による所望の効果が得られず、一
方、何れの成分であっても0.30％を超えて含有させる溶
接性の劣化を招くことから、Cu或いはCrの含有量は各々
0.05〜0.30％と定めた。

Ni Niは鋼の強度と靭性を改善する作用を有しているが、そ
の含有量が0.05％未満であると前記作用に所望の効果が
得られないことから、Ni含有量の下限を0.05％と定め
た。一方、Niは高価な金属であるため、経済性を考慮し
て添加量の上限を0.30％と定めた。

Ｂ Ｂは鋼の強度と大入熱溶接時の溶接熱影響部靭性を向上
させる作用を有しているが、その含有量が0.0003％未満
では前記作用に所望の効果が得られず、一方、0.0020％
を超えて含有させると溶接性に悪影響を及ぼすことか
ら、Ｂ含有量は0.0003〜0.0020％と定めた。

Ti Tiには、Nbと同様、結晶粒の微細化と変態強化を通じて
鋼の強度と靭性を改善する作用があり、やはり制御圧延
・加熱冷却の効果を十分に活用する上で好ましい成分で
あるが、その含有量が0.005％未満であると前記作用に
よる所望の効果が得られず、一方、0.030％を超えて含
有させると溶接の際に溶接金属中へ希釈して溶接金属の
靭性を低下するようになることから、Ti含有量は0.005
〜0.030％と定めた。

B)鋼の炭素当量（Ceq） なる式で表わされる炭素当量（Ceq）は溶接時の熱影響
部の最高硬さと相関が強く、その値が0.40％を超えると
溶接性の劣化を招く。しかしながら、炭素当量が0.34％
を下回るとエレクトロスラグ溶接のような大入熱溶接時
に熱影響部が軟化して構造物用の鋼として問題を生じ
る。従って、鋼の炭素当量を0.40〜0.34％と定めた。

C)処理条件 本発明に係る極厚鋼の製造方法では、まず前記成分組成
の鋼を製造能率の良好な連続鋳造にてスラブとなし、次
いで、第１図に示す如く該連続鋳造スラブ(1)を加熱し
て所定条件の強圧下圧延を施した後、引き続いて短時間
の放冷を行って十分な再結晶を促してから加速冷却を施
すものであるが、これら処理条件の決定は以下の理由に
よった。なお、第１図において符号(2)は圧延ロール
を、(3)は搬送ロールを、そして(4)は冷却水噴霧ノズル
をそれぞれ示している。

a) 加熱温度 圧延に際しての加熱温度が１０５０℃未満であると圧延
によって鋼材中心部のザクを圧着させることが困難であ
るばかりか、鋼中に存在するNbやTi等の炭化物が溶解せ
ずに残留し靭性劣化を招く恐れがある。従って、圧延に
際しての連続鋳造スラブの加熱温度は１０５０℃以上と
定めた。

b) 圧延条件 圧延温度を高温のオーステナイト領域温度（約８００℃
以上）としないと鋼材中心にまで塑性加工変形が及ぶ十
分な圧下がとれないばかりか、鋼材中心部のザク圧着の
点からも問題を生じる。

また、圧延形状比については0.5以上を確保しないとザ
ク圧着応力として不十分であり、しかもこの観点での大
圧下圧延は２回以上実施しないと効果の確保が不完全と
なる恐れがある。

従って、圧延は高温のオーステナイト領域で実施するこ
ととし、しかも、圧延形状比が0.5以上となる強圧下圧
延を２パス以上行うことと定めた。

なお、“圧延形状比”とは、式 で表わされることは言うまでもない。

c) 加速冷却条件 オーステナイトを加工された状態のままで冷却すると変
態集合組織が発達し、音響異方性が生じることとなる。
そこで、音響異方性を防止するためにはオーステナイト
が完全に再結晶・回復した状態から加速冷却することが
必要である。なお、加工されたオーステナイトが再結晶
して回復するには、例えば８００℃の温度下では約１０
０秒以上の放冷時間を必要とする。

また、本発明の対象鋼では、加速冷却によって所望の強
度と靭性を確保するには0.2℃/sec以上の冷却速度を必
要とし、冷却速度が前記値よりも小さいと十分な加速冷
却効果が得られない。そして、この加速冷却は４００℃
に至るまで実施すれば十分であり、それ以上に続けても
効果に実質的な変化が見られない。

従って、加速冷却は、熱間圧延の終了後一旦オーステナ
イトが再結晶するまで放冷し、その後直ちに冷却速度：
0.2℃/sec以上で４００℃以下の領域に達するまで実施
することと定めた。

次に、本発明を、実施例によって比較例と対比しながら
より具体的に説明する。

＜実施例＞ まず、通常の方法により第１表に示される成分組織の鋼
を溶製し、連続鋳造法によって３００mm厚のスラブとし
た。

続いて、これら各連続鋳造スラブに第２表で示す条件の
加熱，圧延並びに加速冷却を施し、厚みが１００mmの極
厚鋼板とした。

このようにして製造された各鋼板について各種特性を調
査したが、その結果を第２表に併せて示す。

なお、引張試験並びにシャルピー衝撃試験は、鋼板の厚
み方向1/4の位置から切り出した試験片について実施し
た。

また、「超音波探傷（ＵＳＴ）次陥率」は、鋼板の全面
にわたりJIS“＋１２dB”の感度で超音波探傷を行って
内質欠陥率を測定した値である。

溶接性については、５０mmに減厚した試験片にて斜めｙ
開先拘束割れ試験を行い、これによって割れ防止予熱温
度を求めて評価した。このとき使用した溶接棒は、拡散
性水素量：４cc／100g前後の５０キロ用被覆アーク溶接
棒であった。

更に、大入熱溶接時のＨＡＺ（熱影響部）軟化を調べる
目的で、入熱：１６００kJ/cm前後のエレクトロスラグ
溶接を実施し、継手強度についても調査した。

第２表に示される結果からも明らかなように、本発明で
規定する条件通りに製造された鋼板は50キロ鋼として十
分に満足できる強度と靭性を示すと共に、内部欠陥もな
く、かつ溶接性も良好で、しかも音響異方性も認められ
ず、極めてバランスの良好な優れた材料であるのに対し
て、製造条件が本発明の規定から外れたものは、十分な
特性を示さないことが分かる。

＜効果の総括＞ 以上に説明した如く、この発明によれば、超高層ビル等
において使用される鉄骨用鋼材等で要求されるところ
の、極厚にして高い強度，優れた靭性，優れた溶接性，
健全な内質，良好な超音波探傷性（音響異方性がないこ
と）等をバランス良く兼備した高強度極厚鋼を安定して
製造することが可能となるなど、産業上極めて有用な効
果がもたらされるのである。

【図面の簡単な説明】

第１図は、本発明に係る鋼板製造工程を説明した概略模
式図である。 図面において、 １…連続鋳造スラブ， ２…圧延ロール， ３…搬送ロール， ４…冷却水噴霧ノズル。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁵ 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/18

Claims (9)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量割合にて Ｃ：0.06〜0.15％， Si：0.05〜0.50％， Mn：1.0〜1.5％， Nb：0.005〜0.030%， sol.Al：0.003〜0.050％ を含有すると共に残部が実質的にFeから成り、かつ炭素
   当量（Ceq）が0.34〜0.40％である鋼の連続鋳造スラブ
   を１０５０℃以上に加熱した後、オーステナイト領域に
   おいて圧延形状比が0.5以上となる強圧下圧延を２パス
   以上実施し、更にオーステナイト領域で仕上げ圧延を行
   い、次いでオーステナイトが再結晶する間放冷してから
   0.2℃/sec以上の冷却速度で４００℃以下にまで加速冷
   却することを特徴とする、高強度極厚鋼の製造方法。
2. 【請求項２】重量割合にて Ｃ：0.06〜0.15％， Si：0.05〜0.50％， Mn：1.0〜1.5％， Nb：0.005〜0.030％， sol.Al：0.003〜0.050％， Cu：0.05〜0.30％ を含有すると共に残部が実質的にFeから成り、かつ炭素
   当量（Ceq）が0.34〜0.40％である鋼の連続鋳造スラブ
   を１０５０℃以上に加熱した後、オーステナイト領域に
   おいて圧延形状比が0.5以上となる強圧下圧延を２パス
   以上実施し、更にオーステナイト領域で仕上げ圧延を行
   い、次いでオーステナイトが再結晶する間放冷してから
   0.2℃/sec以上の冷却速度で４００℃以下にまで加速冷
   却することを特徴とする、高強度極厚鋼の製造方法。
3. 【請求項３】重量割合にて Ｃ：0.06〜0.15％， Si：0.05〜0.50％， Mn：1.0〜1.5％， Nb：0.005〜0.030％， sol.Al：0.003〜0.050％， Cr：0.05〜0.30％ を含有すると共に残部が実質的にFeから成り、かつ炭素
   当量（Ceq）が0.34〜0.40％である鋼の連続鋳造スラブ
   を１０５０℃以上に加熱した後、オーステナイト領域に
   おいて圧延形状比が0.5以上となる強圧下圧延を２パス
   以上実施し、更にオーステナイト領域で仕上げ圧延を行
   い、次いでオーステナイトが再結晶する間放冷してから
   0.2℃/sec以上の冷却速度で４００℃以下にまで加速冷
   却することを特徴とする、高強度極厚鋼の製造方法。
4. 【請求項４】重量割合にて Ｃ：0.06〜0.15％， Si：0.05〜0.50％， Mn：1.0〜1.5％， Nb：0.005〜0.030％， sol.Al：0.003〜0.050％， Ni：0.05〜0.30％ を含有すると共に残部が実質的にFeから成り、かつ炭素
   当量（Ceq）が0.34〜0.40％である鋼の連続鋳造スラブ
   を１０５０℃以上に加熱した後、オーステナイト領域に
   おいて圧延形状比が0.5以上となる強圧下圧延を２パス
   以上実施し、更にオーステナイト領域で仕上げ圧延を行
   い、次いでオーステナイトが再結晶する間放冷してから
   0.2℃/sec以上の冷却速度で４００℃以下にまで加速冷
   却することを特徴とする、高強度極厚鋼の製造方法。
5. 【請求項５】重量割合にて Ｃ：0.06〜0.15％， Si：0.05〜0.50％， Mn：1.0〜1.5％， Nb：0.005〜0.030％， sol.Al：0.003〜0.050％， Ｂ：0.0003〜0.0020％ を含有すると共に残部が実質的にFeから成り、かつ炭素
   当量（Ceq）が0.34〜0.40％である鋼の連続鋳造スラブ
   を１０５０℃以上に加熱した後、オーステナイト領域に
   おいて圧延形状比が0.5以上となる強圧下圧延を２パス
   以上実施し、更にオーステナイト領域で仕上げ圧延を行
   い、次いでオーステナイトが再結晶する間放冷してから
   0.2℃/sec以上の冷却速度で４００℃以下にまで加速冷
   却することを特徴とする、高強度極厚鋼の製造方法。
6. 【請求項６】重量割合にて Ｃ：0.06〜0.15％， Si：0.05〜0.50％， Mn：1.0〜1.5％， Nb：0.005〜0.030％， sol.Al：0.003〜0.050％， Ti：0.005〜0.030％ を含有すると共に残部が実質的にFeから成り、かつ炭素
   当量（Ceq）が0.34〜0.40％である鋼の連続鋳造スラブ
   を１０５０℃以上に加熱した後、オーステナイト領域に
   おいて圧延形状比が0.5以上となる強圧下圧延を２パス
   以上実施し、更にオーステナイト領域で仕上げ圧延を行
   い、次いでオーステナイトが再結晶する間放冷してから
   0.2℃/sec以上の冷却速度で４００℃以下にまで加速冷
   却することを特徴とする、高強度極厚鋼の製造方法。
7. 【請求項７】重量割合にて Ｃ：0.06〜0.15％， Si：0.05〜0.50％， Mn：1.0〜1.5％， Nb：0.005〜0.030％， sol.Al：0.003〜0.050％， Cu：0.05〜0.30％， Ｂ：0.0003〜0.0020％ を含有すると共に残部が実質的にFeから成り、かつ炭素
   当量（Ceq）が0.34〜0.40％である鋼の連続鋳造スラブ
   を１０５０℃以上に加熱した後、オーステナイト領域に
   おいて圧延形状比が0.5以上となる強圧下圧延を２パス
   以上実施し、更にオーステナイト領域で仕上げ圧延を行
   い、次いでオーステナイトが再結晶する間放冷してから
   0.2℃/sec以上の冷却速度で４００℃以下にまで加速冷
   却することを特徴とする、高強度極厚鋼の製造方法。
8. 【請求項８】重量割合にて Ｃ：0.06〜0.15％， Si：0.05〜0.50％， Mn：1.0〜1.5％， Nb：0.005〜0.030％， sol.Al：0.003〜0.050％， Cr：0.05〜0.30％， Ｂ：0.0003〜0.0020％， Ti：0.005〜0.030％ を含有すると共に残部が実質的にFeから成り、かつ炭素
   当量（Ceq）が0.34〜0.40％である鋼の連続鋳造スラブ
   を１０５０℃以上に加熱した後、オーステナイト領域に
   おいて圧延形状比が0.5以上となる強圧下圧延を２パス
   以上実施し、更にオーステナイト領域で仕上げ圧延を行
   い、次いでオーステナイトが再結晶する間放冷してから
   0.2℃/sec以上の冷却速度で４００℃以下にまで加速冷
   却することを特徴とする、高強度極厚鋼の製造方法。
9. 【請求項９】重量割合にて Ｃ：0.06〜0.15％， Si：0.05〜0.50％， Mn：1.0〜1.5％， Nb：0.005〜0.030％， sol.Al：0.003〜0.050％， Cu：0.05〜0.30％， Ni：0.05〜0.30％， Ti：0.005〜0.030％ を含有すると共に残部が実質的にFeから成り、かつ炭素
   当量（Ceq）が0.34〜0.40％である鋼の連続鋳造スラブ
   を１０５０℃以上に加熱した後、オーステナイト領域に
   おいて圧延形状比が0.5以上となる強圧下圧延を２パス
   以上実施し、更にオーステナイト領域で仕上げ圧延を行
   い、次いでオーステナイトが再結晶する間放冷してから
   0.2℃/sec以上の冷却速度で４００℃以下にまで加速冷
   却することを特徴とする、高強度極厚鋼の製造方法。