JP3202310B2 - 大入熱溶接熱影響部靱性の優れた建築用耐火鋼板の製造法 - Google Patents
大入熱溶接熱影響部靱性の優れた建築用耐火鋼板の製造法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は建築、土木および海洋構
造物等の分野において各種構造物に用いる厚み５０ｍｍ
以上の、特にエレクトロスラグ溶接などの大入熱溶接
（溶接入熱＝５００〜１５００ｋＪ／ｃｍ）における熱
影響部（ＨＡＺ）の靱性が優れた耐火鋼板の製造法に関
する。
造物等の分野において各種構造物に用いる厚み５０ｍｍ
以上の、特にエレクトロスラグ溶接などの大入熱溶接
（溶接入熱＝５００〜１５００ｋＪ／ｃｍ）における熱
影響部（ＨＡＺ）の靱性が優れた耐火鋼板の製造法に関
する。
【０００２】
【従来の技術】一般に低合金鋼のＨＡＺ靱性は、（１）
結晶粒のサイズ、（２）高炭素島状マルテンサイト、上
部ベイナイト（Ｂｕ）などの硬化相の分散状態、（３）
粒界脆化の有無、（４）元素のミクロ偏析など種々の冶
金学的要因に支配される。なかでもＨＡＺの結晶粒のサ
イズは低温靱性に大きな影響を与えることが知られてお
り、ＨＡＺ組織を微細化するために数多くの技術が開
発、実用化されている。ＴｉＮなど高温でも比較的に安
定な窒化物を鋼中に微細分散させ、これによってＨＡＺ
のオーステナイト（γ）粒の粗大化を抑制する技術は特
に有名である。しかしＨＡＺの１４００℃以上に加熱さ
れる領域では、ＴｉＮは粗大化もしくは溶解し、γ粒の
粗大化抑制能力は消失する。このため溶融線近傍での靱
性劣化が大きく、ＨＡＺの全域で安定して高靱性を得る
ことができない。すなわち溶融線近傍に切欠を入れたシ
ャルピー試験において頻度は少ないが、低い値が出現し
溶接構造物の安全性の観点から好ましくない。これに対
しＴｉ酸化物（主としてＴｉ2Ｏ3）を微細分散させた鋼
（特願昭５９−２０３０９９号）は溶融線近傍でも粒内
アシキュラーフェライト（以下ＩＧＦと呼ぶ）を生成さ
せることによりＨＡＺ組織を小さくすることができ、Ｔ
ｉＮ鋼に比較して優れた低温靱性が得られる。しかし、
特開平２−７７５２３号の公報等で示されている耐火鋼
板ではＭｏ含有量が高く、特に大入熱溶接（溶接入熱＝
５００〜１５００ｋＪ／ｃｍ）の場合ではＩＧＦが生成
しにくく、この方法でも十分なＨＡＺ靱性が得られな
い。
結晶粒のサイズ、（２）高炭素島状マルテンサイト、上
部ベイナイト（Ｂｕ）などの硬化相の分散状態、（３）
粒界脆化の有無、（４）元素のミクロ偏析など種々の冶
金学的要因に支配される。なかでもＨＡＺの結晶粒のサ
イズは低温靱性に大きな影響を与えることが知られてお
り、ＨＡＺ組織を微細化するために数多くの技術が開
発、実用化されている。ＴｉＮなど高温でも比較的に安
定な窒化物を鋼中に微細分散させ、これによってＨＡＺ
のオーステナイト（γ）粒の粗大化を抑制する技術は特
に有名である。しかしＨＡＺの１４００℃以上に加熱さ
れる領域では、ＴｉＮは粗大化もしくは溶解し、γ粒の
粗大化抑制能力は消失する。このため溶融線近傍での靱
性劣化が大きく、ＨＡＺの全域で安定して高靱性を得る
ことができない。すなわち溶融線近傍に切欠を入れたシ
ャルピー試験において頻度は少ないが、低い値が出現し
溶接構造物の安全性の観点から好ましくない。これに対
しＴｉ酸化物（主としてＴｉ2Ｏ3）を微細分散させた鋼
（特願昭５９−２０３０９９号）は溶融線近傍でも粒内
アシキュラーフェライト（以下ＩＧＦと呼ぶ）を生成さ
せることによりＨＡＺ組織を小さくすることができ、Ｔ
ｉＮ鋼に比較して優れた低温靱性が得られる。しかし、
特開平２−７７５２３号の公報等で示されている耐火鋼
板ではＭｏ含有量が高く、特に大入熱溶接（溶接入熱＝
５００〜１５００ｋＪ／ｃｍ）の場合ではＩＧＦが生成
しにくく、この方法でも十分なＨＡＺ靱性が得られな
い。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】本発明は大入熱溶接に
おいてＨＡＺ靱性の極めて優れた耐火鋼板を安価に製造
する技術を提供するものである。本発明法で製造した鋼
は、大入熱溶接時に溶融線近傍においてもＨＡＺ組織が
微細化し、ＨＡＺの全域で優れた低温靱性を示す。
おいてＨＡＺ靱性の極めて優れた耐火鋼板を安価に製造
する技術を提供するものである。本発明法で製造した鋼
は、大入熱溶接時に溶融線近傍においてもＨＡＺ組織が
微細化し、ＨＡＺの全域で優れた低温靱性を示す。
【０００４】
【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。 （１）重量比でＣ ０．０５〜０．１２％、Ｓｉ ０．
６％以下、Ｍｎ ０．８〜１．６％、Ｐ ０．０３％以
下、Ｓ ０．００５％以下、Ｍｏ ０．４８〜０．８０
％、Ｔｉ ０．００５〜０．０２５％、Ａｌ ０．００
５％以下、Ｎ ０．００１〜０．００４％、Ｏ ０．０
０１〜０．００６％を含有し、残部が鉄および不可避的
不純物からなる実質的にＡｌを含有しない鋼を１０００
〜１１５０℃の温度域で再加熱後、９００℃以下の累積
圧下率が３０％以上となるように圧延を行った後、７５
０℃以上の温度から３〜４０℃／秒の冷却速度で３５０
〜６５０℃の温度範囲まで冷却し、その後空冷すること
を特徴とする厚み５０ｍｍ以上（好ましくは５０〜１０
０ｍｍ）の大入熱溶接熱影響部靱性の優れた建築用耐火
５０ｋｇｆ／ｍｍ2級鋼板の製造法。 （２）重量比でＣ ０．０５〜０．１２％、Ｓｉ ０．
６％以下、Ｍｎ ０．８〜１．６％、Ｐ ０．０３％以
下、Ｓ ０．００５％以下、Ｍｏ ０．４８〜０．８０
％、Ｔｉ ０．００５〜０．０２５％、Ａｌ ０．００
５％以下、Ｎ ０．００１〜０．００４％、Ｏ ０．０
０１〜０．００６％、さらにＮｂ ０．００３〜０．０
１％、Ｖ ０．００３〜０．０３％、Ｎｉ ０．０５〜
１．０％、Ｃｕ ０．０５〜１．０％、Ｃｒ ０．０５
〜１．０％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物か
らなる実質的にＡｌを含有しない鋼を１０００〜１１５
０℃の温度域で再加熱後、９００℃以下の累積圧下率が
３０％以上となるように圧延を行った後、７５０℃以上
の温度から３〜４０℃／秒の冷却速度で３５０〜６５０
℃の温度範囲まで冷却し、その後空冷することを特徴と
する厚み５０ｍｍ以上（好ましくは５０〜１００ｍｍ）
の大入熱溶接熱影響部靱性の優れた建築用耐火５０ｋｇ
ｆ／ｍｍ2級鋼板の製造法。（３）鋼成分が、重量比でさらに、Ｃａ：０．００１〜
０．００６％を含有したことを特徴とする前記（１）ま
たは（２）記載の板厚５０ｍｍ以上の大入熱溶接熱影響
部靱性の優れた建築用耐火鋼板の製造法にある。
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。 （１）重量比でＣ ０．０５〜０．１２％、Ｓｉ ０．
６％以下、Ｍｎ ０．８〜１．６％、Ｐ ０．０３％以
下、Ｓ ０．００５％以下、Ｍｏ ０．４８〜０．８０
％、Ｔｉ ０．００５〜０．０２５％、Ａｌ ０．００
５％以下、Ｎ ０．００１〜０．００４％、Ｏ ０．０
０１〜０．００６％を含有し、残部が鉄および不可避的
不純物からなる実質的にＡｌを含有しない鋼を１０００
〜１１５０℃の温度域で再加熱後、９００℃以下の累積
圧下率が３０％以上となるように圧延を行った後、７５
０℃以上の温度から３〜４０℃／秒の冷却速度で３５０
〜６５０℃の温度範囲まで冷却し、その後空冷すること
を特徴とする厚み５０ｍｍ以上（好ましくは５０〜１０
０ｍｍ）の大入熱溶接熱影響部靱性の優れた建築用耐火
５０ｋｇｆ／ｍｍ2級鋼板の製造法。 （２）重量比でＣ ０．０５〜０．１２％、Ｓｉ ０．
６％以下、Ｍｎ ０．８〜１．６％、Ｐ ０．０３％以
下、Ｓ ０．００５％以下、Ｍｏ ０．４８〜０．８０
％、Ｔｉ ０．００５〜０．０２５％、Ａｌ ０．００
５％以下、Ｎ ０．００１〜０．００４％、Ｏ ０．０
０１〜０．００６％、さらにＮｂ ０．００３〜０．０
１％、Ｖ ０．００３〜０．０３％、Ｎｉ ０．０５〜
１．０％、Ｃｕ ０．０５〜１．０％、Ｃｒ ０．０５
〜１．０％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物か
らなる実質的にＡｌを含有しない鋼を１０００〜１１５
０℃の温度域で再加熱後、９００℃以下の累積圧下率が
３０％以上となるように圧延を行った後、７５０℃以上
の温度から３〜４０℃／秒の冷却速度で３５０〜６５０
℃の温度範囲まで冷却し、その後空冷することを特徴と
する厚み５０ｍｍ以上（好ましくは５０〜１００ｍｍ）
の大入熱溶接熱影響部靱性の優れた建築用耐火５０ｋｇ
ｆ／ｍｍ2級鋼板の製造法。（３）鋼成分が、重量比でさらに、Ｃａ：０．００１〜
０．００６％を含有したことを特徴とする前記（１）ま
たは（２）記載の板厚５０ｍｍ以上の大入熱溶接熱影響
部靱性の優れた建築用耐火鋼板の製造法にある。
【０００５】
【作用】以下、本発明について説明する。溶接構造用圧
延鋼材（ＪＩＳ Ｇ３１０６）に規定する性能と６００
℃の高温での高い耐力を維持し、かつ大入熱溶接熱影響
部の靱性を向上させるには、鋼成分と共に組織の微細化
を行うことが重要である。本発明の特徴は適量のＭｏを
添加し、さらにＴｉ、Ｎ、ＯによりＴｉ2Ｏ3、ＴｉＮを
鋼中に微細分散させた鋼片を１０００〜１１５０℃の温
度域で再加熱後、９００℃以下の累積圧下率が５０％以
上となるように圧延を行った後、７５０℃以上の温度か
ら３〜４０℃／秒の冷却速度で３５０〜６５０℃の温度
範囲まで冷却し微細なフェライト−ベイナイト組織にし
て、耐火性と優れた大入熱溶接ＨＡＺ靱性を同時に得る
ことにある。
延鋼材（ＪＩＳ Ｇ３１０６）に規定する性能と６００
℃の高温での高い耐力を維持し、かつ大入熱溶接熱影響
部の靱性を向上させるには、鋼成分と共に組織の微細化
を行うことが重要である。本発明の特徴は適量のＭｏを
添加し、さらにＴｉ、Ｎ、ＯによりＴｉ2Ｏ3、ＴｉＮを
鋼中に微細分散させた鋼片を１０００〜１１５０℃の温
度域で再加熱後、９００℃以下の累積圧下率が５０％以
上となるように圧延を行った後、７５０℃以上の温度か
ら３〜４０℃／秒の冷却速度で３５０〜６５０℃の温度
範囲まで冷却し微細なフェライト−ベイナイト組織にし
て、耐火性と優れた大入熱溶接ＨＡＺ靱性を同時に得る
ことにある。
【０００６】Ｍｏは微細な炭窒化物を形成し、さらに固
溶体強化によって高温強度を増加させるために、耐火性
を確保するために必須の元素である。しかしながらＭｏ
量が高すぎると溶接性及びＨＡＺ靱性が劣化するので、
その含有量の上限は０．８０％とする必要がある。とこ
ろがＭｏ単独添加だけでは、６００℃という高温領域に
おいて十分な耐力が得ることは難しい。そこで組織をフ
ェライト−ベイナイト組織にすることが、該高温領域に
おける耐力を増加させるのに有効である。故に高い高温
強度、低温靱性及び優れたＨＡＺ靱性を得るためには、
鋼板の製造条件も適切にする必要がある。Ｍｏ添加によ
る高温強度の増加を図るには、Ｍｏを再加熱時に溶体化
させる必要がある。このため再加熱温度の下限を１００
０℃とする。再加熱温度が高すぎると結晶粒が大きくな
って低温靱性が劣化するので、その上限は１１５０℃に
しなければならない。
溶体強化によって高温強度を増加させるために、耐火性
を確保するために必須の元素である。しかしながらＭｏ
量が高すぎると溶接性及びＨＡＺ靱性が劣化するので、
その含有量の上限は０．８０％とする必要がある。とこ
ろがＭｏ単独添加だけでは、６００℃という高温領域に
おいて十分な耐力が得ることは難しい。そこで組織をフ
ェライト−ベイナイト組織にすることが、該高温領域に
おける耐力を増加させるのに有効である。故に高い高温
強度、低温靱性及び優れたＨＡＺ靱性を得るためには、
鋼板の製造条件も適切にする必要がある。Ｍｏ添加によ
る高温強度の増加を図るには、Ｍｏを再加熱時に溶体化
させる必要がある。このため再加熱温度の下限を１００
０℃とする。再加熱温度が高すぎると結晶粒が大きくな
って低温靱性が劣化するので、その上限は１１５０℃に
しなければならない。
【０００７】続いて圧延では９００℃以下の累積圧下率
を３０％以上とすることが必須である。これはγ粒を微
細化して優れた低温靱性を得るためである。圧延に続く
鋼板の冷却条件は７５０℃以上の温度から３〜４０℃／
秒の冷却速度で３５０〜６５０℃の温度範囲まで加速冷
却を行う必要がある。７５０℃未満の温度から冷却した
場合にはフェライト主体組織となり、十分な高温強度が
得られないためである。冷却速度を３℃／秒以上とする
のは、組織をフェライト−ベイナイト化するために必要
な最小の冷却速度である。また４０℃／秒を超える冷却
速度で冷却した場合には、マルテンサイトが多量に生成
し十分な高温強度が確保できないためである。冷却停止
温度の下限を３５０℃にした理由は、それ以下の温度ま
で加速冷却を行うと島状マルテンサイトなどの低温変態
生成物により靱性の劣化を招くためである。また冷却停
止温度の上限を６５０℃にしたのはそれ以上の温度では
適量のベイナイト組織を得ることができないためであ
る。なおＭｏ添加量の下限は、６００℃で十分な耐力を
確保するため、その下限を０．３５％とする必要があ
る。
を３０％以上とすることが必須である。これはγ粒を微
細化して優れた低温靱性を得るためである。圧延に続く
鋼板の冷却条件は７５０℃以上の温度から３〜４０℃／
秒の冷却速度で３５０〜６５０℃の温度範囲まで加速冷
却を行う必要がある。７５０℃未満の温度から冷却した
場合にはフェライト主体組織となり、十分な高温強度が
得られないためである。冷却速度を３℃／秒以上とする
のは、組織をフェライト−ベイナイト化するために必要
な最小の冷却速度である。また４０℃／秒を超える冷却
速度で冷却した場合には、マルテンサイトが多量に生成
し十分な高温強度が確保できないためである。冷却停止
温度の下限を３５０℃にした理由は、それ以下の温度ま
で加速冷却を行うと島状マルテンサイトなどの低温変態
生成物により靱性の劣化を招くためである。また冷却停
止温度の上限を６５０℃にしたのはそれ以上の温度では
適量のベイナイト組織を得ることができないためであ
る。なおＭｏ添加量の下限は、６００℃で十分な耐力を
確保するため、その下限を０．３５％とする必要があ
る。
【０００８】つぎに本発明におけるＭｏ以外の成分限定
理由について説明する。Ｃは本発明鋼のようなフェライ
ト−ベイナイト組織では、高温強度に対して重要な元素
であり、０．０５％以上の添加により高温強度は増大す
る。このため下限は０．０５％とする。またＣ量が多す
ぎると大入熱溶接ＨＡＺ部でＩＧＦが生成しなくなるた
め０．１２％を上限とする。Ｓｉは脱酸上鋼に含まれる
元素でＳｉ量が多くなると溶接性、ＨＡＺ靱性が劣化す
るため、その上限を０．６％とした。Ｍｎは強度、靱性
を確保するうえで不可欠の元素であり、その下限は０．
８％である。しかしＭｎ量が多すぎると焼入性が増加し
て溶接性、ＨＡＺ靱性が劣化するためＭｎの上限を１．
６％とした。Ａｌは一般に脱酸上鋼に含まれる元素であ
るが、本発明では好ましくない元素であり０．００５％
以下と限定した。これはＡｌが鋼中に含まれていると酸
素と結合してＴｉ酸化物が生成しなくなるためである。
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Ａｌは少ないほど良く、０．００３％以下が望
ましい。
理由について説明する。Ｃは本発明鋼のようなフェライ
ト−ベイナイト組織では、高温強度に対して重要な元素
であり、０．０５％以上の添加により高温強度は増大す
る。このため下限は０．０５％とする。またＣ量が多す
ぎると大入熱溶接ＨＡＺ部でＩＧＦが生成しなくなるた
め０．１２％を上限とする。Ｓｉは脱酸上鋼に含まれる
元素でＳｉ量が多くなると溶接性、ＨＡＺ靱性が劣化す
るため、その上限を０．６％とした。Ｍｎは強度、靱性
を確保するうえで不可欠の元素であり、その下限は０．
８％である。しかしＭｎ量が多すぎると焼入性が増加し
て溶接性、ＨＡＺ靱性が劣化するためＭｎの上限を１．
６％とした。Ａｌは一般に脱酸上鋼に含まれる元素であ
るが、本発明では好ましくない元素であり０．００５％
以下と限定した。これはＡｌが鋼中に含まれていると酸
素と結合してＴｉ酸化物が生成しなくなるためである。
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Ａｌは少ないほど良く、０．００３％以下が望
ましい。
【０００９】Ｔｉはその酸化物を生成させるために０．
００５％以上が必要であり、０．０２５％を超えるとＴ
ｉＣの生成によるＨＡＺ靱性の劣化を招くため、０．０
０５〜０．０２５％に限定する。ＮはＴｉＮを確保する
ために必要な元素で、最低量を確保するため０．００１
％以上が必要であり、Ｎ量が多くなると固溶ＮによるＨ
ＡＺ靱性の劣化を招くため、その範囲を０．００１〜
０．００４％とした。ＯはＴｉ2Ｏ3を生成させるために
BR>必要な元素で、その最低必要量は０．００１％であ
り、０．００６％を超えると鋼の清浄度、靱性の劣化を
招くので、０．００１〜０．００６％に限定する。な
お、本発明鋼は不可避的不純物としてＰ及びＳを含有す
る。Ｐ、Ｓは高温強度に与える影響は小さいのでその量
について特に限定しないが、一般に靱性、板厚方向強度
等に関する鋼の特性は、これらＰ、Ｓの量が少ないほど
向上する。望ましいＰ、Ｓ量はそれぞれ０．０３％、
０．００５％以下である。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Ｎｂ、
Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｃａを選択的に添加すると強
度、靱性の向上について、さらに好ましい結果が得られ
る。
００５％以上が必要であり、０．０２５％を超えるとＴ
ｉＣの生成によるＨＡＺ靱性の劣化を招くため、０．０
０５〜０．０２５％に限定する。ＮはＴｉＮを確保する
ために必要な元素で、最低量を確保するため０．００１
％以上が必要であり、Ｎ量が多くなると固溶ＮによるＨ
ＡＺ靱性の劣化を招くため、その範囲を０．００１〜
０．００４％とした。ＯはＴｉ2Ｏ3を生成させるために
BR>必要な元素で、その最低必要量は０．００１％であ
り、０．００６％を超えると鋼の清浄度、靱性の劣化を
招くので、０．００１〜０．００６％に限定する。な
お、本発明鋼は不可避的不純物としてＰ及びＳを含有す
る。Ｐ、Ｓは高温強度に与える影響は小さいのでその量
について特に限定しないが、一般に靱性、板厚方向強度
等に関する鋼の特性は、これらＰ、Ｓの量が少ないほど
向上する。望ましいＰ、Ｓ量はそれぞれ０．０３％、
０．００５％以下である。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Ｎｂ、
Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｃａを選択的に添加すると強
度、靱性の向上について、さらに好ましい結果が得られ
る。
【００１０】つぎに、前記添加元素とその添加量につい
て説明する。Ｎｂは微細な炭窒化物を形成し、高温強度
を増加させる。しかし、０．００３％以下では効果がな
く０．０１％を超えると大入熱溶接ＨＡＺ靱性に好まし
くない影響がある。ＶはＮｂとほぼ同じ効果をもつ元素
であり、高温耐力に対する効果はＮｂに比較して小さい
が０．０３％以下では効果がなく０．０３％を超えると
ＨＡＺ靱性に好ましくない影響がある。つぎに、Ｎｉは
溶接性、ＨＡＺ靱性に悪影響を及ぼすことなく、母材の
強度、靱性を向上させるが、０．００５％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。
て説明する。Ｎｂは微細な炭窒化物を形成し、高温強度
を増加させる。しかし、０．００３％以下では効果がな
く０．０１％を超えると大入熱溶接ＨＡＺ靱性に好まし
くない影響がある。ＶはＮｂとほぼ同じ効果をもつ元素
であり、高温耐力に対する効果はＮｂに比較して小さい
が０．０３％以下では効果がなく０．０３％を超えると
ＨＡＺ靱性に好ましくない影響がある。つぎに、Ｎｉは
溶接性、ＨＡＺ靱性に悪影響を及ぼすことなく、母材の
強度、靱性を向上させるが、０．００５％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。
【００１１】ＣｕはＮｉとほぼ同様な効果を持つほか、
Ｃｕ析出物による高温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％以上
で、その効果が著しい。しかし、Ｃｕ量が１．０％を超
えると熱間圧延時にＣｕ割れが発生し製造が困難にな
り、また０．０５％以下では効果がないのでＣｕ量は
０．０５〜１．０％に限定する。Ｃｒは母材および溶接
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ＨＡ
Ｚ靱性を劣化させ、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。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靱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、鋼の靱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。
Ｃｕ析出物による高温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％以上
で、その効果が著しい。しかし、Ｃｕ量が１．０％を超
えると熱間圧延時にＣｕ割れが発生し製造が困難にな
り、また０．０５％以下では効果がないのでＣｕ量は
０．０５〜１．０％に限定する。Ｃｒは母材および溶接
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ＨＡ
Ｚ靱性を劣化させ、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。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靱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、鋼の靱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。
【００１２】
【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、常温と６００℃の強度及び母材の低温靱性を
調査した。表１の１〜１０に本発明鋼、１１〜２５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。表２の本発明鋼１〜
１０は、６００℃の降伏強度が常温の規格降伏強度の７
０％以上を有しているとともに、優れた母材の低温靱性
が得られ、優れた大入熱溶接ＨＡＺ靱性が得られてい
る。
を製造し、常温と６００℃の強度及び母材の低温靱性を
調査した。表１の１〜１０に本発明鋼、１１〜２５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。表２の本発明鋼１〜
１０は、６００℃の降伏強度が常温の規格降伏強度の７
０％以上を有しているとともに、優れた母材の低温靱性
が得られ、優れた大入熱溶接ＨＡＺ靱性が得られてい
る。
【００１３】これに対し比較鋼１１ではＣ量が少ないた
めに、６００℃の降伏強度が低く、常温の規格降伏強度
に対する６００℃の降伏強度の割合が７０％に達しな
い。比較鋼１２ではＣ量が多いために、ＨＡＺ靱性が低
い。比較鋼１３ではＭｏの量が少ないために、６００℃
の降伏強度が低く、常温の規格降伏強度の７０％に達し
ない。比較鋼１４ではＭｏの量が多いためにＨＡＺ靱性
が低い。比較鋼１５ではＴｉの量が少なく、また比較鋼
１６ではＴｉの量が多すぎ、共にＨＡＺ靱性が低い。比
較鋼１７ではＡｌの量が多いためＴｉ酸化物が生成せ
ず、ＨＡＺ靱性が低くなっている。比較鋼１８では再加
熱温度が低く十分にＭｏの固溶が図られなかったため、
６００℃の降伏強度が常温の規格降伏強度の７０％に達
しない。比較鋼１９では再加熱温度が高すぎ組織の粗大
化を招き、母材の低温靱性の劣化並びにＨＡＺ靱性が低
下している。比較鋼２０では９００℃以下の累積圧下率
が低く、圧延による組織の細粒化が十分行われず、母材
の低温靱性の劣化並びにＨＡＺ靱性が低下している。
めに、６００℃の降伏強度が低く、常温の規格降伏強度
に対する６００℃の降伏強度の割合が７０％に達しな
い。比較鋼１２ではＣ量が多いために、ＨＡＺ靱性が低
い。比較鋼１３ではＭｏの量が少ないために、６００℃
の降伏強度が低く、常温の規格降伏強度の７０％に達し
ない。比較鋼１４ではＭｏの量が多いためにＨＡＺ靱性
が低い。比較鋼１５ではＴｉの量が少なく、また比較鋼
１６ではＴｉの量が多すぎ、共にＨＡＺ靱性が低い。比
較鋼１７ではＡｌの量が多いためＴｉ酸化物が生成せ
ず、ＨＡＺ靱性が低くなっている。比較鋼１８では再加
熱温度が低く十分にＭｏの固溶が図られなかったため、
６００℃の降伏強度が常温の規格降伏強度の７０％に達
しない。比較鋼１９では再加熱温度が高すぎ組織の粗大
化を招き、母材の低温靱性の劣化並びにＨＡＺ靱性が低
下している。比較鋼２０では９００℃以下の累積圧下率
が低く、圧延による組織の細粒化が十分行われず、母材
の低温靱性の劣化並びにＨＡＺ靱性が低下している。
【００１４】比較鋼２１では水冷開始温度が低くフェラ
イト量が多くなりすぎ、６００℃の降伏強度が常温の規
格降伏強度の７０％に達しない。比較鋼２２では水冷停
止温度が低く島状マルテンサイトが生成し、母材の低温
靱性が劣化している。比較鋼２３では水冷停止温度が高
いためベイナイト量が少なく、６００℃の降伏強度が常
温の規格降伏強度の７０％に達しない。比較鋼２４では
冷却速度が低くベイナイト組織が生成せず、６００℃の
降伏強度が常温の規格降伏強度の７０％に達しない。比
較鋼２５では冷却速度が高く多量のマルテンサイトが生
成し、母材の低温靱性が劣化している。
イト量が多くなりすぎ、６００℃の降伏強度が常温の規
格降伏強度の７０％に達しない。比較鋼２２では水冷停
止温度が低く島状マルテンサイトが生成し、母材の低温
靱性が劣化している。比較鋼２３では水冷停止温度が高
いためベイナイト量が少なく、６００℃の降伏強度が常
温の規格降伏強度の７０％に達しない。比較鋼２４では
冷却速度が低くベイナイト組織が生成せず、６００℃の
降伏強度が常温の規格降伏強度の７０％に達しない。比
較鋼２５では冷却速度が高く多量のマルテンサイトが生
成し、母材の低温靱性が劣化している。
【００１５】
【表１】
【００１６】
【表２】
【００１７】
【発明の効果】本発明の化学成分及び製造法で製造した
厚鋼板、形鋼、棒鋼などの鋼材は高い６００℃の降伏強
度、優れた低温靱性と優れた大入熱溶接ＨＡＺ靱性を有
する鋼であり、建築、土木、海洋構造物の安全性を大き
く高めることができる。
厚鋼板、形鋼、棒鋼などの鋼材は高い６００℃の降伏強
度、優れた低温靱性と優れた大入熱溶接ＨＡＺ靱性を有
する鋼であり、建築、土木、海洋構造物の安全性を大き
く高めることができる。
フロントページの続き (56)参考文献 特開 平３−207812（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−236420（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−112823（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C21D 8/00 - 8/10 C22C 38/00 - 38/60
Claims (3)
- 【請求項１】 重量比で Ｃ ：０．０５〜０．１２％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：０．８〜１．６％、 Ｐ ：０．０３％以下、 Ｓ ：０．００５％以下、 Ｍｏ：０．４８〜０．８０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、 Ａｌ：０．００５％以下、 Ｎ ：０．００１〜０．００４％、 Ｏ ：０．００１〜０．００６％ を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる実質
的にＡｌを含有しない鋼を１０００〜１１５０℃の温度
域で再加熱後、９００℃以下の累積圧下率が３０％以上
となるように圧延を行った後、７５０℃以上の温度から
３〜４０℃／秒の冷却速度で３５０〜６５０℃の温度範
囲まで冷却し、その後空冷することを特徴とする板厚５
０ｍｍ以上の大入熱溶接熱影響部靱性の優れた建築用耐
火鋼板の製造法。 - 【請求項２】 重量比で Ｃ ：０．０５〜０．１２％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：０．８〜１．６％、 Ｐ ：０．０３％以下、 Ｓ ：０．００５％以下、 Ｍｏ：０．４８〜０．８０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、 Ａｌ：０．００５％以下、 Ｎ ：０．００１〜０．００４％、 Ｏ ：０．００１〜０．００６％ さらに Ｎｂ：０．００３〜０．０１％、 Ｖ ：０．００３〜０．０３％、 Ｎｉ：０．０５〜１．０％、 Ｃｕ：０．０５〜１．０％、 Ｃｒ：０．０５〜１．０％ の１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避
的不純物からなる実質的にＡｌを含有しない鋼を１００
０〜１１５０℃の温度域で再加熱後、９００℃以下の累
積圧下率が３０％以上となるように圧延を行った後、７
５０℃以上の温度から３〜４０℃／秒の冷却速度で３５
０〜６５０℃の温度範囲まで冷却し、その後空冷するこ
とを特徴とする板厚５０ｍｍ以上の大入熱溶接熱影響部
靱性の優れた建築用耐火鋼板の製造法。 - 【請求項３】 鋼成分が、重量比でさらに、Ｃａ：０．
００１〜０．００６％を含有したことを特徴とする請求
項１または２記載の板厚５０ｍｍ以上の大入熱溶接熱影
響部靱性の優れた建築用耐火鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP08079492A JP3202310B2 (ja) | 1992-04-02 | 1992-04-02 | 大入熱溶接熱影響部靱性の優れた建築用耐火鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP08079492A JP3202310B2 (ja) | 1992-04-02 | 1992-04-02 | 大入熱溶接熱影響部靱性の優れた建築用耐火鋼板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05279735A JPH05279735A (ja) | 1993-10-26 |
| JP3202310B2 true JP3202310B2 (ja) | 2001-08-27 |
Family
ID=13728370
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP08079492A Expired - Lifetime JP3202310B2 (ja) | 1992-04-02 | 1992-04-02 | 大入熱溶接熱影響部靱性の優れた建築用耐火鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3202310B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2006093282A1 (ja) * | 2005-03-04 | 2006-09-08 | Nippon Steel Corporation | 溶接性およびガス切断性に優れた高張力耐火鋼およびその製造方法 |
| KR102436177B1 (ko) | 2020-09-11 | 2022-08-24 | 주용진 | 반려동물용 스크래쳐 |
| KR102542591B1 (ko) | 2020-12-24 | 2023-06-12 | 정형준 | 브라켓을 이용한 반려동물용 조립식 미로구조물 |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2008126910A1 (ja) * | 2007-04-06 | 2008-10-23 | Nippon Steel Corporation | 高温特性と靱性に優れた鋼材及びその製造方法 |
| CN101657555B (zh) * | 2007-04-11 | 2011-08-03 | 新日本制铁株式会社 | 高温强度和韧性优良的钢材及其制造方法 |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH03207812A (ja) * | 1990-01-05 | 1991-09-11 | Nippon Steel Corp | 母材靭性と継手靭性の優れた鋼材の製造方法 |
| JPH075968B2 (ja) * | 1990-02-13 | 1995-01-25 | 新日本製鐵株式会社 | 耐水素誘起割れ性、耐硫化物応力腐食割れ性および低温靭性に優れた鋼板の製造方法 |
| JPH05112823A (ja) * | 1991-10-18 | 1993-05-07 | Kobe Steel Ltd | 大入熱溶接継手靱性の優れた建築用４９０Ｎ／ｍｍ２級耐火鋼材の製造方法 |
-
1992
- 1992-04-02 JP JP08079492A patent/JP3202310B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2006093282A1 (ja) * | 2005-03-04 | 2006-09-08 | Nippon Steel Corporation | 溶接性およびガス切断性に優れた高張力耐火鋼およびその製造方法 |
| KR102436177B1 (ko) | 2020-09-11 | 2022-08-24 | 주용진 | 반려동물용 스크래쳐 |
| KR102542591B1 (ko) | 2020-12-24 | 2023-06-12 | 정형준 | 브라켓을 이용한 반려동물용 조립식 미로구조물 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH05279735A (ja) | 1993-10-26 |
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