冷間成形による建築用低降伏比６０ｋｇｆ／ｍｍ２級鋼管の製造法
【目的】 冷間成形により製作された厚み１００ｍｍ以下、ｔ／Ｄ（ｔ：板厚、Ｄ：鋼管外径）≦１０％でＹＲ≦８０％の６０ｋｇｆ／ｍｍ2 級鋼管の製造法を提供する。
【構成】 重量％でＣ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜１．６％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００６％以下を含有した鋼片を９００〜１２００℃の温度範囲に再加熱して、９００℃以下の累積圧下量が３０％以上となるように圧延を行った後、７５０℃以上の温度から直ちに常温まで焼入し、７００〜８５０℃の温度範囲に再加熱、焼入し、Ａｃ1 変態点以下の温度範囲で焼戻処理を施した鋼板を、ｔ／Ｄ≦１０％の範囲で冷間成形により鋼管を製作し、その後５００から６５０℃の温度範囲で焼鈍することにより、厚み１００ｍｍ以下の低降伏比６０ｋｇｆ／ｍｍ2 級鋼管が製造できる。
【構成】 重量％でＣ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜１．６％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００６％以下を含有した鋼片を９００〜１２００℃の温度範囲に再加熱して、９００℃以下の累積圧下量が３０％以上となるように圧延を行った後、７５０℃以上の温度から直ちに常温まで焼入し、７００〜８５０℃の温度範囲に再加熱、焼入し、Ａｃ1 変態点以下の温度範囲で焼戻処理を施した鋼板を、ｔ／Ｄ≦１０％の範囲で冷間成形により鋼管を製作し、その後５００から６５０℃の温度範囲で焼鈍することにより、厚み１００ｍｍ以下の低降伏比６０ｋｇｆ／ｍｍ2 級鋼管が製造できる。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は建築、土木分野において、各種構造物に用いる冷間成形による低降伏比鋼管の製造法に関する。
【０００２】
【従来の技術】一般的に、鋼材に対し冷間加工を加えると加工硬化によりＹＰ、ＴＳが上昇し、ＴＳに比べＹＰの上昇が大きいため降伏比（以下ＹＲと呼ぶ）も上昇してしまい、冷間成形による鋼管は降伏後の塑性変形能力が小さいため建築構造物には適用しにくいという欠点があった。
【０００３】一方、低ＹＲ鋼管の製造法としては遠心鋳造法、鋼管での熱処理（焼入、焼戻）等があるが、遠心鋳造法はその生産性の低さ、経済性の面で、鋼管の熱処理ではその経済性、鋼管の寸法精度の面で、鋼板の冷間成形により製造した鋼管に比べ劣っていた。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、鋼板の冷間成形によるＹＲが低い鋼管の製造技術を提供するものである。本発明法に基づいて製造した鋼管は、低ＹＲで且つ高い生産性、経済性及び寸法精度を有している。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明は前述の課題を克服し目的を達成するもので、その具体的手段を下記（１）、（２）に示す。
【０００６】（１）重量比でＣ ０．０１〜０．２０％、Ｓｉ ０．５％以下、Ｍｎ ０．５〜１．６％、Ｐ ０．０３％以下、Ｓ ０．０１％以下、Ｔｉ ０．００５〜０．０２５％、Ａｌ ０．１％以下、Ｎ ０．００６％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を９００〜１２００℃の温度範囲に再加熱して、９００℃以下の累積圧下量が３０％以上となるように圧延を行った後、７５０℃以上の温度から直ちに常温まで焼入し、７００〜８５０℃の温度範囲に再加熱、焼入れし、Ａｃ1 変態点以下の温度範囲で焼戻処理を施した鋼板を、ｔ／Ｄ（ｔ：板厚、Ｄ：鋼管外径）≦１０％の範囲で冷間成形により鋼管を製作し、その後５００から６５０℃の温度範囲で板厚２５ｍｍあたり１時間の保定で焼鈍することを特徴とする板厚１００ｍｍ以下、管軸方向のＹＲが８０％以下である建築用低降伏比６０ｋｇｆ／ｍｍ2 級鋼管の製造法。
【０００７】（２）重量比でＣ ０．０１〜０．２０％、Ｓｉ ０．５％以下、Ｍｎ ０．５〜１．６％、Ｐ ０．０３％以下、Ｓ ０．０１％以下、Ｔｉ ０．００５〜０．０２５％、Ａｌ ０．１％以下、Ｎ ０．００６％以下さらにＣｕ ０．０５〜０．５％、Ｎｉ ０．０５〜１．０％、Ｃｒ ０．０５〜１．０％、Ｍｏ０．０５〜１．０％、Ｎｂ ０．００５〜０．０３％、Ｖ ０．００５〜０．０５％、Ｃａ ０．００１〜０．００６％の１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を９００〜１２００℃の温度範囲に再加熱して、９００℃以下の累積圧下量が３０％以上となるように圧延を行った後、７５０℃以上の温度から直ちに常温まで焼入し、７００〜８５０℃の温度範囲に再加熱、焼入れし、Ａｃ1 変態点以下の温度範囲で焼戻処理を施した鋼板を、ｔ／Ｄ≦１０％の範囲で冷間成形により鋼管を製作し、その後５００から６５０℃の温度範囲で板厚２５ｍｍあたり１時間の保定で焼鈍することを特徴とする板厚１００ｍｍ以下、管軸方向のＹＲが８０％以下である建築用低降伏比６０ｋｇｆ／ｍｍ2 級鋼管の製造法。
【０００８】
【作用】以下、本発明について説明する。発明者らの研究によれば、冷間加工後のＹＲを低くするには冷間加工前の鋼板の材質制御、特にＹＲを低く制御することと冷間加工後の適切な熱処理（焼鈍）を組み合わせることが必要であることを見いだした。
【０００９】そこで本発明のポイントは■冷間加工に供する鋼板を必要なＹＲ値以下に制御する製造法と、■その鋼板を冷間加工した後の熱処理による材質制御技術にある。
【００１０】再加熱温度を９００〜１２００℃の範囲に限定した理由は、加熱時のオーステナイト粒を小さく保ち圧延組織の細粒化を図るためである。１２００℃は加熱時のオーステナイト粒が極端に粗大化しない上限温度であって、加熱温度がこれを超えるとオーステナイト粒が粗大混粒化し、変態後の組織が粗大なベイナイト組織となるため鋼の靭性が著しく劣化する。一方加熱温度が低すぎると、圧延終了温度が下がりすぎるため、十分な材質向上効果が期待できない。またＮｂ，Ｖなどの析出硬化元素添加時には、これらが十分に固溶せず強度、靭性バランスが劣化する。このために、下限を９００℃とする必要がある。
【００１１】上述のような条件で加熱したスラブを、９００℃以下の未再結晶域での累積圧下量を３０％以上となるように圧延する。これは未再結晶域での圧延を行うことによってオーステナイト粒の細粒化を図るためである。
【００１２】次に圧延後の冷却条件であるが、これは圧延終了後鋼板温度が７５０℃以上の温度から常温まで焼入し、７００〜８５０℃の温度範囲に再加熱、焼入れし、その後Ａｃ1 変態点以下の温度範囲で焼戻処理を行う必要がある。この理由はフェライト−オーステナイトの２相共存域に再加熱し、フェライトからオーステナイトへＣの濃化が生じＣの濃化したオーステナイトとＣが減少したフェライト相にせしめ、その状態から焼入を行うことにより極めて微細な炭化物を有する相と粗大な炭化物を有する相の２相混合組織を得るためである。降伏比の低減はこの２相混合組織により達成される。
【００１３】しかしながら、圧延終了後の焼入温度が７５０℃未満では変態が進み所定の強度が得られず、８５０℃超の再加熱温度からの焼入ではフェライト相が少なく降伏比の低減効果が期待できず、また７００℃未満からの焼入では強度が下がり目的を達成できない。
【００１４】焼戻処理は鋼の靭性改善と、溶接、応力除去処理などによる軟化を防止するために必須である。しかし、その温度がＡｃ1 点を超えると強度が著しく低下するので、Ａｃ1 点以下としなければならない。
【００１５】次に成分範囲の限定理由について説明する。Ｃは母材の強度を確保するために必要であるが、多量に含有させると靭性あるいは溶接性を損なうために適量の添加が必要となる。このような観点からＣは０．０１〜０．２％とした。
【００１６】Ｓｉは脱酸上、鋼に必然的に含まれる元素であるが、ＳｉはＨＡＺ靭性及び溶接性上好ましくない元素であるため、その上限を０．５％とした。
【００１７】Ｍｎは強度、靭性を同時に向上せしめる極めて重要な元素であり、０．５％以上は必要であるが、多量に添加すると溶接性、母材及びＨＡＺの靭性劣化を招くためその上限を１．６％とした。
【００１８】本発明鋼において不純物であるＰ、Ｓをそれぞれ０．０３％、０．０１％以下とした理由は、母材、溶接部の低温靭性をより一層向上させるためである。Ｐの低減は粒界破壊を防止し、Ｓ量の低減はＭｎＳによる靭性の劣化を防止する。好ましいＰ、Ｓ量はそれぞれ０．０１％、０．００５％以下である。
【００１９】Ｔｉは炭窒化物を形成してＨＡＺ靭性を向上させる。Ａｌ量が少ない場合、Ｔｉの酸化物を形成しＨＡＺ靭性を向上させるが、０．００５％未満では効果がなく、０．０２５％を超えるとＨＡＺ靭性に好ましくない影響があるため、０．００５〜０．０２５％に限定する。
【００２０】Ａｌは一般に脱酸上鋼に含まれる元素であるが、Ｓｉ及びＴｉによっても脱酸は行われるので本発明鋼については下限は限定しない。しかしＡｌ量が多くなると鋼の清浄度が悪くなり、溶接部の靭性が劣化するので上限を０．０６％とした。
【００２１】Ｎは一般的に不可避的不純物として鋼中に含まれるものであるが、Ｎｂ、Ｖと結合して炭窒化物を形成して強度を増加させ、またＴｉＮを形成して前述のようにＨＡＺの性質を高める。このためＮ量として最低０．００１％が必要である。しかしながらＮ量が多くなるとＨＡＺ靭性の劣化や連続鋳造スラブの表面キズの発生等を助長するので、その上限を０．００６％とした。
【００２２】本発明鋼の基本成分は以上のとおりであり、十分に目的を達成できるが、さらに目的に対し特性を高めるため、以下に述べる元素即ちＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃａを選択的に添加すると強度、靭性の向上について、さらに好ましい結果が得られる。
【００２３】つぎに、前記添加元素とその添加量について説明する。
【００２４】Ｎｉは溶接性、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすことなく、母材の強度、靭性を向上させるが、０．０５％以下では効果が薄く、１．０％以上では極めて高価になるため経済性を失うので、上限は１．０％とした。
【００２５】ＣｕはＮｉとほぼ同様な効果を持つほか、Ｃｕ析出物による強度の増加や耐食性や耐候性の向上にも効果を有する。この場合Ｃｕ量が０．５％を超えるとその析出効果が著しく、冷間成形後の熱処理において過度の析出効果によりＹＲの低下が困難になり、また０．０５％以下では効果がないのでＣｕ量は０．０５〜０．５％に限定する。
【００２６】Ｍｏは母材の強度、靭性を共に向上させる元素であるが、０．０５％以下では効果が薄く、１．０％を超えると溶接部靭性及び溶接性の劣化を招き好ましくないため０．０５％〜１．０％に限定する。
【００２７】Ｃｒは母材及び溶接部の強度を高める元素であり、Ｃｒ量が０．５％以上で耐候性も向上するが、１．０％を超えると溶接性やＨＡＺ靭性を劣化させ、また０．０５％以下では効果が薄い。従ってＣｒ量は０．０５〜１．０％とする。
【００２８】Ｎｂは微細な炭窒化物を形成し、強度を増加させ、またＨＡＺ靭性を向上させる。しかし、０．００５％以下では効果がなく０．０３％を超えると冷間成形後の熱処理で過度の析出効果によりＹＲ低下の妨げになる。
【００２９】ＶはＮｂとほぼ同じ効果をもつ元素であるが、Ｎｂに比較して析出硬化能はやや劣る。０．００５％以下では硬化が少なく、０．０５％を超えると冷間成形後の熱処理で過度の析出効果によりＹＲ低下の妨げになる。
【００３０】Ｃａは硫化物（ＭｎＳ）の形態を制御し、シャルピー吸収エネルギーを増加させ低温靭性を向上させる効果がある。しかしＣａ量は０．００１％未満では実用上効果がなく、０．００６％を超えるとＣａＯ、ＣａＳが多量に生成して大型介在物となり、鋼の靭性のみならず清浄度も害し溶接性、耐ラメラテア性にも悪影響を与えるので、Ｃａ添加量の範囲を０．００１〜０．００６％とする。
【００３１】次に冷間成形（ｔ／Ｄ≦１０％）後の熱処理（焼鈍）温度は、冷間加工での歪を十分に開放し、ＹＲの低下、靭性の回復を行わせるためその下限温度を５００℃とする。また高すぎる温度での焼鈍は、冷間歪の開放だけでなく鋼材自体の軟化を起こし、強度不足、ＹＲの上昇を招いてしまうためその上限温度を６５０℃とする。
【００３２】
【実施例】周知の転炉、連続鋳造、厚板工程により鋼板を製造し、その後冷間成形で鋼管を製作、焼鈍熱処理を施し、その強度、靭性について調査した。
【００３３】表１の１〜９に本発明鋼、１０〜２０に比較鋼の化学成分を示す。表２に本発明鋼と比較鋼の鋼板製造条件とその機械的性質を示す。
【００３４】表２の本発明鋼１〜９は、鋼管での強度、靭性がバランスよく達成できており、ＹＲも８０％以下となっている。
【００３５】これに対し比較鋼１０では冷間加工度（ｔ／Ｄ）が１２％と大きすぎるため、ＹＲが高くなっている。比較鋼１１は焼入温度が低いために強度が不足している。比較鋼１２では９００℃以下の圧下率が低いために結晶粒の細粒化が十分になされておらず、靭性が劣化している。比較鋼１３では加熱温度が高いために、結晶粒の細粒化が十分になされておらず、靭性が劣化している。比較鋼１４では冷却開始温度が低いために強度が不足している。比較鋼１５では焼鈍温度が低いために、ＹＲが高く、靭性が劣化している。比較鋼１６では焼入温度が高いために、ＹＲが高くなっている。比較鋼１７では焼鈍温度が高いために、ＹＲが高くなっている。比較鋼１８ではＮｂが高いために、ＹＲが高くなっている。比較鋼１９ではＶが高いために、ＹＲが高くなっている。
【００３６】
【表１】
【００３７】
【表２】
【００３８】
【発明の効果】本発明の化学成分及び製造法で製造した鋼管は、ＹＲが低く降伏後の塑性変形能力に優れた鋼管である。その結果、建築、橋梁等の構造物の安全性を大きく高めることができる。
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は建築、土木分野において、各種構造物に用いる冷間成形による低降伏比鋼管の製造法に関する。
【０００２】
【従来の技術】一般的に、鋼材に対し冷間加工を加えると加工硬化によりＹＰ、ＴＳが上昇し、ＴＳに比べＹＰの上昇が大きいため降伏比（以下ＹＲと呼ぶ）も上昇してしまい、冷間成形による鋼管は降伏後の塑性変形能力が小さいため建築構造物には適用しにくいという欠点があった。
【０００３】一方、低ＹＲ鋼管の製造法としては遠心鋳造法、鋼管での熱処理（焼入、焼戻）等があるが、遠心鋳造法はその生産性の低さ、経済性の面で、鋼管の熱処理ではその経済性、鋼管の寸法精度の面で、鋼板の冷間成形により製造した鋼管に比べ劣っていた。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、鋼板の冷間成形によるＹＲが低い鋼管の製造技術を提供するものである。本発明法に基づいて製造した鋼管は、低ＹＲで且つ高い生産性、経済性及び寸法精度を有している。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明は前述の課題を克服し目的を達成するもので、その具体的手段を下記（１）、（２）に示す。
【０００６】（１）重量比でＣ ０．０１〜０．２０％、Ｓｉ ０．５％以下、Ｍｎ ０．５〜１．６％、Ｐ ０．０３％以下、Ｓ ０．０１％以下、Ｔｉ ０．００５〜０．０２５％、Ａｌ ０．１％以下、Ｎ ０．００６％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を９００〜１２００℃の温度範囲に再加熱して、９００℃以下の累積圧下量が３０％以上となるように圧延を行った後、７５０℃以上の温度から直ちに常温まで焼入し、７００〜８５０℃の温度範囲に再加熱、焼入れし、Ａｃ1 変態点以下の温度範囲で焼戻処理を施した鋼板を、ｔ／Ｄ（ｔ：板厚、Ｄ：鋼管外径）≦１０％の範囲で冷間成形により鋼管を製作し、その後５００から６５０℃の温度範囲で板厚２５ｍｍあたり１時間の保定で焼鈍することを特徴とする板厚１００ｍｍ以下、管軸方向のＹＲが８０％以下である建築用低降伏比６０ｋｇｆ／ｍｍ2 級鋼管の製造法。
【０００７】（２）重量比でＣ ０．０１〜０．２０％、Ｓｉ ０．５％以下、Ｍｎ ０．５〜１．６％、Ｐ ０．０３％以下、Ｓ ０．０１％以下、Ｔｉ ０．００５〜０．０２５％、Ａｌ ０．１％以下、Ｎ ０．００６％以下さらにＣｕ ０．０５〜０．５％、Ｎｉ ０．０５〜１．０％、Ｃｒ ０．０５〜１．０％、Ｍｏ０．０５〜１．０％、Ｎｂ ０．００５〜０．０３％、Ｖ ０．００５〜０．０５％、Ｃａ ０．００１〜０．００６％の１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を９００〜１２００℃の温度範囲に再加熱して、９００℃以下の累積圧下量が３０％以上となるように圧延を行った後、７５０℃以上の温度から直ちに常温まで焼入し、７００〜８５０℃の温度範囲に再加熱、焼入れし、Ａｃ1 変態点以下の温度範囲で焼戻処理を施した鋼板を、ｔ／Ｄ≦１０％の範囲で冷間成形により鋼管を製作し、その後５００から６５０℃の温度範囲で板厚２５ｍｍあたり１時間の保定で焼鈍することを特徴とする板厚１００ｍｍ以下、管軸方向のＹＲが８０％以下である建築用低降伏比６０ｋｇｆ／ｍｍ2 級鋼管の製造法。
【０００８】
【作用】以下、本発明について説明する。発明者らの研究によれば、冷間加工後のＹＲを低くするには冷間加工前の鋼板の材質制御、特にＹＲを低く制御することと冷間加工後の適切な熱処理（焼鈍）を組み合わせることが必要であることを見いだした。
【０００９】そこで本発明のポイントは
【００１０】再加熱温度を９００〜１２００℃の範囲に限定した理由は、加熱時のオーステナイト粒を小さく保ち圧延組織の細粒化を図るためである。１２００℃は加熱時のオーステナイト粒が極端に粗大化しない上限温度であって、加熱温度がこれを超えるとオーステナイト粒が粗大混粒化し、変態後の組織が粗大なベイナイト組織となるため鋼の靭性が著しく劣化する。一方加熱温度が低すぎると、圧延終了温度が下がりすぎるため、十分な材質向上効果が期待できない。またＮｂ，Ｖなどの析出硬化元素添加時には、これらが十分に固溶せず強度、靭性バランスが劣化する。このために、下限を９００℃とする必要がある。
【００１１】上述のような条件で加熱したスラブを、９００℃以下の未再結晶域での累積圧下量を３０％以上となるように圧延する。これは未再結晶域での圧延を行うことによってオーステナイト粒の細粒化を図るためである。
【００１２】次に圧延後の冷却条件であるが、これは圧延終了後鋼板温度が７５０℃以上の温度から常温まで焼入し、７００〜８５０℃の温度範囲に再加熱、焼入れし、その後Ａｃ1 変態点以下の温度範囲で焼戻処理を行う必要がある。この理由はフェライト−オーステナイトの２相共存域に再加熱し、フェライトからオーステナイトへＣの濃化が生じＣの濃化したオーステナイトとＣが減少したフェライト相にせしめ、その状態から焼入を行うことにより極めて微細な炭化物を有する相と粗大な炭化物を有する相の２相混合組織を得るためである。降伏比の低減はこの２相混合組織により達成される。
【００１３】しかしながら、圧延終了後の焼入温度が７５０℃未満では変態が進み所定の強度が得られず、８５０℃超の再加熱温度からの焼入ではフェライト相が少なく降伏比の低減効果が期待できず、また７００℃未満からの焼入では強度が下がり目的を達成できない。
【００１４】焼戻処理は鋼の靭性改善と、溶接、応力除去処理などによる軟化を防止するために必須である。しかし、その温度がＡｃ1 点を超えると強度が著しく低下するので、Ａｃ1 点以下としなければならない。
【００１５】次に成分範囲の限定理由について説明する。Ｃは母材の強度を確保するために必要であるが、多量に含有させると靭性あるいは溶接性を損なうために適量の添加が必要となる。このような観点からＣは０．０１〜０．２％とした。
【００１６】Ｓｉは脱酸上、鋼に必然的に含まれる元素であるが、ＳｉはＨＡＺ靭性及び溶接性上好ましくない元素であるため、その上限を０．５％とした。
【００１７】Ｍｎは強度、靭性を同時に向上せしめる極めて重要な元素であり、０．５％以上は必要であるが、多量に添加すると溶接性、母材及びＨＡＺの靭性劣化を招くためその上限を１．６％とした。
【００１８】本発明鋼において不純物であるＰ、Ｓをそれぞれ０．０３％、０．０１％以下とした理由は、母材、溶接部の低温靭性をより一層向上させるためである。Ｐの低減は粒界破壊を防止し、Ｓ量の低減はＭｎＳによる靭性の劣化を防止する。好ましいＰ、Ｓ量はそれぞれ０．０１％、０．００５％以下である。
【００１９】Ｔｉは炭窒化物を形成してＨＡＺ靭性を向上させる。Ａｌ量が少ない場合、Ｔｉの酸化物を形成しＨＡＺ靭性を向上させるが、０．００５％未満では効果がなく、０．０２５％を超えるとＨＡＺ靭性に好ましくない影響があるため、０．００５〜０．０２５％に限定する。
【００２０】Ａｌは一般に脱酸上鋼に含まれる元素であるが、Ｓｉ及びＴｉによっても脱酸は行われるので本発明鋼については下限は限定しない。しかしＡｌ量が多くなると鋼の清浄度が悪くなり、溶接部の靭性が劣化するので上限を０．０６％とした。
【００２１】Ｎは一般的に不可避的不純物として鋼中に含まれるものであるが、Ｎｂ、Ｖと結合して炭窒化物を形成して強度を増加させ、またＴｉＮを形成して前述のようにＨＡＺの性質を高める。このためＮ量として最低０．００１％が必要である。しかしながらＮ量が多くなるとＨＡＺ靭性の劣化や連続鋳造スラブの表面キズの発生等を助長するので、その上限を０．００６％とした。
【００２２】本発明鋼の基本成分は以上のとおりであり、十分に目的を達成できるが、さらに目的に対し特性を高めるため、以下に述べる元素即ちＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃａを選択的に添加すると強度、靭性の向上について、さらに好ましい結果が得られる。
【００２３】つぎに、前記添加元素とその添加量について説明する。
【００２４】Ｎｉは溶接性、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすことなく、母材の強度、靭性を向上させるが、０．０５％以下では効果が薄く、１．０％以上では極めて高価になるため経済性を失うので、上限は１．０％とした。
【００２５】ＣｕはＮｉとほぼ同様な効果を持つほか、Ｃｕ析出物による強度の増加や耐食性や耐候性の向上にも効果を有する。この場合Ｃｕ量が０．５％を超えるとその析出効果が著しく、冷間成形後の熱処理において過度の析出効果によりＹＲの低下が困難になり、また０．０５％以下では効果がないのでＣｕ量は０．０５〜０．５％に限定する。
【００２６】Ｍｏは母材の強度、靭性を共に向上させる元素であるが、０．０５％以下では効果が薄く、１．０％を超えると溶接部靭性及び溶接性の劣化を招き好ましくないため０．０５％〜１．０％に限定する。
【００２７】Ｃｒは母材及び溶接部の強度を高める元素であり、Ｃｒ量が０．５％以上で耐候性も向上するが、１．０％を超えると溶接性やＨＡＺ靭性を劣化させ、また０．０５％以下では効果が薄い。従ってＣｒ量は０．０５〜１．０％とする。
【００２８】Ｎｂは微細な炭窒化物を形成し、強度を増加させ、またＨＡＺ靭性を向上させる。しかし、０．００５％以下では効果がなく０．０３％を超えると冷間成形後の熱処理で過度の析出効果によりＹＲ低下の妨げになる。
【００２９】ＶはＮｂとほぼ同じ効果をもつ元素であるが、Ｎｂに比較して析出硬化能はやや劣る。０．００５％以下では硬化が少なく、０．０５％を超えると冷間成形後の熱処理で過度の析出効果によりＹＲ低下の妨げになる。
【００３０】Ｃａは硫化物（ＭｎＳ）の形態を制御し、シャルピー吸収エネルギーを増加させ低温靭性を向上させる効果がある。しかしＣａ量は０．００１％未満では実用上効果がなく、０．００６％を超えるとＣａＯ、ＣａＳが多量に生成して大型介在物となり、鋼の靭性のみならず清浄度も害し溶接性、耐ラメラテア性にも悪影響を与えるので、Ｃａ添加量の範囲を０．００１〜０．００６％とする。
【００３１】次に冷間成形（ｔ／Ｄ≦１０％）後の熱処理（焼鈍）温度は、冷間加工での歪を十分に開放し、ＹＲの低下、靭性の回復を行わせるためその下限温度を５００℃とする。また高すぎる温度での焼鈍は、冷間歪の開放だけでなく鋼材自体の軟化を起こし、強度不足、ＹＲの上昇を招いてしまうためその上限温度を６５０℃とする。
【００３２】
【実施例】周知の転炉、連続鋳造、厚板工程により鋼板を製造し、その後冷間成形で鋼管を製作、焼鈍熱処理を施し、その強度、靭性について調査した。
【００３３】表１の１〜９に本発明鋼、１０〜２０に比較鋼の化学成分を示す。表２に本発明鋼と比較鋼の鋼板製造条件とその機械的性質を示す。
【００３４】表２の本発明鋼１〜９は、鋼管での強度、靭性がバランスよく達成できており、ＹＲも８０％以下となっている。
【００３５】これに対し比較鋼１０では冷間加工度（ｔ／Ｄ）が１２％と大きすぎるため、ＹＲが高くなっている。比較鋼１１は焼入温度が低いために強度が不足している。比較鋼１２では９００℃以下の圧下率が低いために結晶粒の細粒化が十分になされておらず、靭性が劣化している。比較鋼１３では加熱温度が高いために、結晶粒の細粒化が十分になされておらず、靭性が劣化している。比較鋼１４では冷却開始温度が低いために強度が不足している。比較鋼１５では焼鈍温度が低いために、ＹＲが高く、靭性が劣化している。比較鋼１６では焼入温度が高いために、ＹＲが高くなっている。比較鋼１７では焼鈍温度が高いために、ＹＲが高くなっている。比較鋼１８ではＮｂが高いために、ＹＲが高くなっている。比較鋼１９ではＶが高いために、ＹＲが高くなっている。
【００３６】
【表１】
【００３７】
【表２】
【００３８】
【発明の効果】本発明の化学成分及び製造法で製造した鋼管は、ＹＲが低く降伏後の塑性変形能力に優れた鋼管である。その結果、建築、橋梁等の構造物の安全性を大きく高めることができる。
【特許請求の範囲】
【請求項１】 重量比でＣ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜１．６％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００６％以下、を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を９００〜１２００℃の温度範囲に再加熱して、９００℃以下の累積圧下量が３０％以上となるように圧延を行った後、７５０℃以上の温度から直ちに常温まで焼入し、７００〜８５０℃の温度範囲に再加熱、焼入れし、Ａｃ1 変態点以下の温度範囲で焼戻処理を施した鋼板を、板厚をｔ、鋼管外径をＤとしてｔ／Ｄ≦１０％の範囲で冷間成形により鋼管を製作し、その後５００から６５０℃の温度範囲で焼鈍することを特徴とする建築用低降伏比６０ｋｇｆ／ｍｍ2 級鋼管の製造法。
【請求項２】 重量比でＣ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜１．６％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００６％以下、さらにＣｕ：０．０５〜０．５％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３％、Ｖ：０．００５〜０．０５％、Ｃａ：０．００１〜０．００６％、の１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を９００〜１２００℃の温度範囲に再加熱して、９００℃以下の累積圧下量が３０％以上となるように圧延を行った後、７５０℃以上の温度から直ちに常温まで焼入し、７００〜８５０℃の温度範囲に再加熱、焼入れし、Ａｃ1 変態点以下の温度範囲で焼戻処理を施した鋼板を、板厚をｔ、鋼管外径をＤとしてｔ／Ｄ≦１０％の範囲で冷間成形により鋼管を製作し、その後５００から６５０℃の温度範囲で焼鈍することを特徴とする建築用低降伏比６０ｋｇｆ／ｍｍ2 級鋼管の製造法。
【請求項１】 重量比でＣ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜１．６％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００６％以下、を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を９００〜１２００℃の温度範囲に再加熱して、９００℃以下の累積圧下量が３０％以上となるように圧延を行った後、７５０℃以上の温度から直ちに常温まで焼入し、７００〜８５０℃の温度範囲に再加熱、焼入れし、Ａｃ1 変態点以下の温度範囲で焼戻処理を施した鋼板を、板厚をｔ、鋼管外径をＤとしてｔ／Ｄ≦１０％の範囲で冷間成形により鋼管を製作し、その後５００から６５０℃の温度範囲で焼鈍することを特徴とする建築用低降伏比６０ｋｇｆ／ｍｍ2 級鋼管の製造法。
【請求項２】 重量比でＣ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜１．６％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００６％以下、さらにＣｕ：０．０５〜０．５％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３％、Ｖ：０．００５〜０．０５％、Ｃａ：０．００１〜０．００６％、の１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を９００〜１２００℃の温度範囲に再加熱して、９００℃以下の累積圧下量が３０％以上となるように圧延を行った後、７５０℃以上の温度から直ちに常温まで焼入し、７００〜８５０℃の温度範囲に再加熱、焼入れし、Ａｃ1 変態点以下の温度範囲で焼戻処理を施した鋼板を、板厚をｔ、鋼管外径をＤとしてｔ／Ｄ≦１０％の範囲で冷間成形により鋼管を製作し、その後５００から６５０℃の温度範囲で焼鈍することを特徴とする建築用低降伏比６０ｋｇｆ／ｍｍ2 級鋼管の製造法。
【公開番号】特開平５−１１７７４７
【公開日】平成５年（１９９３）５月１４日
【国際特許分類】
【出願番号】特願平３−２７７５３５
【出願日】平成３年（１９９１）１０月２４日
【出願人】（０００００６６５５）新日本製鐵株式会社 (6,474)
【公開日】平成５年（１９９３）５月１４日
【国際特許分類】
【出願日】平成３年（１９９１）１０月２４日
【出願人】（０００００６６５５）新日本製鐵株式会社 (6,474)
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