JPH07173532A - 溶接性の優れた建築用低降伏比型耐火鋼の製造方法 - Google Patents
溶接性の優れた建築用低降伏比型耐火鋼の製造方法Info
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- JPH07173532A JPH07173532A JP12390094A JP12390094A JPH07173532A JP H07173532 A JPH07173532 A JP H07173532A JP 12390094 A JP12390094 A JP 12390094A JP 12390094 A JP12390094 A JP 12390094A JP H07173532 A JPH07173532 A JP H07173532A
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Abstract
(57)【要約】
【構成】 C:0.04〜0.15%、 Si:0.05〜0.60%、 Mn:0.
50〜1.50%、Mo:0.10 〜0.40%、Nb:0.005〜0.060 %、
V:0.005〜0.060 %、Ti:0.005〜0.030 %、Al:0.002〜
0.10%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からな
り、かつ、下記(1) 式で規定される PCMの値が0.20%以
下である鋼片を1050℃以上の温度に加熱し、 850〜950
℃の温度範囲で圧延終了後、空冷し、 700〜750 ℃の温
度から 3〜20℃/秒の冷却速度で 400〜550 ℃の温度ま
で加速冷却したのち、 500〜650 ℃の温度で焼戻しす
る。また、必要に応じて、 Cu:0.05〜0.40%、 Ni:0.05
〜0.50%、 Cr:0.10〜0.40%、 Ca:0.0005〜0.0050%の
内の1種以上を添加することができる。 PCM=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B(%)……(1) 【効果】 高温で高い耐力を確保し、かつ、常温の降伏
比が低く、さらに優れた溶接性および条切り特性を有す
る溶接性の優れた建築用低降伏比型耐火鋼を得ることが
できる。
50〜1.50%、Mo:0.10 〜0.40%、Nb:0.005〜0.060 %、
V:0.005〜0.060 %、Ti:0.005〜0.030 %、Al:0.002〜
0.10%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からな
り、かつ、下記(1) 式で規定される PCMの値が0.20%以
下である鋼片を1050℃以上の温度に加熱し、 850〜950
℃の温度範囲で圧延終了後、空冷し、 700〜750 ℃の温
度から 3〜20℃/秒の冷却速度で 400〜550 ℃の温度ま
で加速冷却したのち、 500〜650 ℃の温度で焼戻しす
る。また、必要に応じて、 Cu:0.05〜0.40%、 Ni:0.05
〜0.50%、 Cr:0.10〜0.40%、 Ca:0.0005〜0.0050%の
内の1種以上を添加することができる。 PCM=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B(%)……(1) 【効果】 高温で高い耐力を確保し、かつ、常温の降伏
比が低く、さらに優れた溶接性および条切り特性を有す
る溶接性の優れた建築用低降伏比型耐火鋼を得ることが
できる。
Description
【0001】
【産業上の利用分野】本発明は、耐火鋼の製造方法に関
し、詳しくは、 600℃の高温においても高い耐力を有
し、かつ溶接性の優れた建築用低降伏比型耐火鋼の製造
方法に関するものである。
し、詳しくは、 600℃の高温においても高い耐力を有
し、かつ溶接性の優れた建築用低降伏比型耐火鋼の製造
方法に関するものである。
【0002】
【従来の技術】建築構造物では、火災時に鉄骨が高温に
さらされると強度が下がり、建築物としての耐力が低下
するため、建築基準法により鉄骨の耐火被覆施工が義務
づけられている。
さらされると強度が下がり、建築物としての耐力が低下
するため、建築基準法により鉄骨の耐火被覆施工が義務
づけられている。
【0003】従来のSi−Mn系の建築用鋼では、 350℃を
超えると火災時に構造部材に要求される長期耐力 (常温
耐力の2/3)の217N/mm2を下回るため、鉄骨の温度が 350
℃を超えないように工事費、工期などの面から足かせと
なる耐火被覆を施している。
超えると火災時に構造部材に要求される長期耐力 (常温
耐力の2/3)の217N/mm2を下回るため、鉄骨の温度が 350
℃を超えないように工事費、工期などの面から足かせと
なる耐火被覆を施している。
【0004】しかし、最近提起された『新耐火設計法』
では、鋼材の高温耐力に基づき設計が行われるために高
温耐力の優れた鋼材(耐火鋼材)を使用すれば、耐火被
覆の削減あるいは省略が認められるようになった。
では、鋼材の高温耐力に基づき設計が行われるために高
温耐力の優れた鋼材(耐火鋼材)を使用すれば、耐火被
覆の削減あるいは省略が認められるようになった。
【0005】現状、高温耐力の優れた鋼としては、ボイ
ラ・圧力容器用として広く使用されているCr−Mo鋼があ
る。本鋼は、 600℃の耐力は217N/mm2以上と優れている
が、合金元素を多量に含有するために耐溶接割れ性が悪
く、溶接施工が難しい。このために、 600℃で高い耐力
を有し、従来と同じ設計・施工のできる耐火鋼が幾つか
提案されている。
ラ・圧力容器用として広く使用されているCr−Mo鋼があ
る。本鋼は、 600℃の耐力は217N/mm2以上と優れている
が、合金元素を多量に含有するために耐溶接割れ性が悪
く、溶接施工が難しい。このために、 600℃で高い耐力
を有し、従来と同じ設計・施工のできる耐火鋼が幾つか
提案されている。
【0006】例えば、特開平3-173715号公報に開示され
ている鋼は、Cr、Mo、Nbを複合添加し、制御圧延法によ
り製造され、優れた高温耐力を有しているが、制御圧延
法であり、 PCMの値が高く、溶接性が良くない。また、
特開平3-6322号公報に開示されている鋼は、多量のMoを
添加した鋼をAr3点以下から加速冷却することによりミ
クロ組織をフェライトとベイナイトの混合組織とし、常
温の降伏比を低く抑え、600 ℃の強度を確保している。
しかし、加速冷却のままではガス切断により条切りを行
う際、残留応力が高いために横曲がりや反りの形状不良
を生じやすいという欠点がある。
ている鋼は、Cr、Mo、Nbを複合添加し、制御圧延法によ
り製造され、優れた高温耐力を有しているが、制御圧延
法であり、 PCMの値が高く、溶接性が良くない。また、
特開平3-6322号公報に開示されている鋼は、多量のMoを
添加した鋼をAr3点以下から加速冷却することによりミ
クロ組織をフェライトとベイナイトの混合組織とし、常
温の降伏比を低く抑え、600 ℃の強度を確保している。
しかし、加速冷却のままではガス切断により条切りを行
う際、残留応力が高いために横曲がりや反りの形状不良
を生じやすいという欠点がある。
【0007】一方、加速冷却による残留応力を低減させ
るために焼戻しを行うと、Mo、Nbなどの炭窒化物が析出
し常温の降伏比を上昇させるために、通常、建築設計で
要求されている降伏比80%以下を満足することができな
い。
るために焼戻しを行うと、Mo、Nbなどの炭窒化物が析出
し常温の降伏比を上昇させるために、通常、建築設計で
要求されている降伏比80%以下を満足することができな
い。
【0008】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記の問題
点を解決するためになされたもので、化学成分を調整
し、圧延終了温度を限定し、圧延終了後加速冷却を行
い、その後、焼戻しすることによって、高温で高い耐力
を確保し、さらに常温の降伏比が低く、かつ優れた溶接
性および条切り特性を有する溶接性の優れた建築用低降
伏比型耐火鋼の製造方法を提供することを目的とする。
点を解決するためになされたもので、化学成分を調整
し、圧延終了温度を限定し、圧延終了後加速冷却を行
い、その後、焼戻しすることによって、高温で高い耐力
を確保し、さらに常温の降伏比が低く、かつ優れた溶接
性および条切り特性を有する溶接性の優れた建築用低降
伏比型耐火鋼の製造方法を提供することを目的とする。
【0009】
【課題を解決するための手段】本発明は、従来の建築用
耐火鋼における上記の問題点に鑑み、本発明者らが鋭意
研究を行った結果、化学成分を限定し、Delayed 加速冷
却−焼戻し法を適用することにより、高温で高い耐力を
確保し、さらに常温の降伏比が低く、かつ優れた溶接性
および条切り特性を有する建築用耐火鋼を製造するとい
うものである。つまり、低 PCMで高強度を確保するとと
もに優れた条切り特性を有するためには、熱間圧延後に
Ar3点以上の温度からの加速冷却とその後の焼戻しが有
効であるが、この方法ではミクロ組織がベイナイトとな
り、しかも焼戻し時にMo、Nbが析出するために降伏比が
高くなる。そこで、オーステナイトとフェライトの二相
域から加速冷却を行った後、焼戻しを行うことにより、
ミクロ組織を軟質相のフェライトとベイナイトの混合組
織とし、降伏比を低下できることを明らかにし、溶接性
および条切り特性の優れた建築用低降伏比型耐火鋼の製
造方法を可能とした。
耐火鋼における上記の問題点に鑑み、本発明者らが鋭意
研究を行った結果、化学成分を限定し、Delayed 加速冷
却−焼戻し法を適用することにより、高温で高い耐力を
確保し、さらに常温の降伏比が低く、かつ優れた溶接性
および条切り特性を有する建築用耐火鋼を製造するとい
うものである。つまり、低 PCMで高強度を確保するとと
もに優れた条切り特性を有するためには、熱間圧延後に
Ar3点以上の温度からの加速冷却とその後の焼戻しが有
効であるが、この方法ではミクロ組織がベイナイトとな
り、しかも焼戻し時にMo、Nbが析出するために降伏比が
高くなる。そこで、オーステナイトとフェライトの二相
域から加速冷却を行った後、焼戻しを行うことにより、
ミクロ組織を軟質相のフェライトとベイナイトの混合組
織とし、降伏比を低下できることを明らかにし、溶接性
および条切り特性の優れた建築用低降伏比型耐火鋼の製
造方法を可能とした。
【0010】その要旨は、(1) C:0.04〜0.15%、 Si:0.
05〜0.60%、 Mn:0.50〜1.50%、Mo:0.10 〜0.40%、N
b:0.005〜0.060 %、 V:0.005〜0.060 %、Ti:0.005〜
0.030%、Al:0.002〜0.10%を含有し、残部がFeおよび
不可避的不純物からなり、かつ、下記(1) 式で規定され
る PCMの値が0.20%以下である鋼片を1050℃以上の温度
に加熱し、 850〜950 ℃の温度範囲で圧延終了後、空冷
し、 700〜750 ℃の温度から 3〜20℃/秒の冷却速度で
400〜550 ℃の温度まで加速冷却したのち、 500〜650
℃の温度で焼戻しする溶接性の優れた建築用低降伏比型
耐火鋼の製造方法である。 PCM=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B(%)……(1)
05〜0.60%、 Mn:0.50〜1.50%、Mo:0.10 〜0.40%、N
b:0.005〜0.060 %、 V:0.005〜0.060 %、Ti:0.005〜
0.030%、Al:0.002〜0.10%を含有し、残部がFeおよび
不可避的不純物からなり、かつ、下記(1) 式で規定され
る PCMの値が0.20%以下である鋼片を1050℃以上の温度
に加熱し、 850〜950 ℃の温度範囲で圧延終了後、空冷
し、 700〜750 ℃の温度から 3〜20℃/秒の冷却速度で
400〜550 ℃の温度まで加速冷却したのち、 500〜650
℃の温度で焼戻しする溶接性の優れた建築用低降伏比型
耐火鋼の製造方法である。 PCM=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B(%)……(1)
【0011】(2) 上記(1) に、さらに Cu:0.05〜0.40
%、 Ni:0.05〜0.50%、 Cr:0.10〜0.40%、 Ca:0.0005
〜0.0050%の内から選んだ1種または2種以上を含有す
る溶接性の優れた建築用低降伏比型耐火鋼の製造方法で
ある。
%、 Ni:0.05〜0.50%、 Cr:0.10〜0.40%、 Ca:0.0005
〜0.0050%の内から選んだ1種または2種以上を含有す
る溶接性の優れた建築用低降伏比型耐火鋼の製造方法で
ある。
【0012】
【作用】以下に、本発明における加熱、圧延、加速冷却
および熱処理条件の限定理由について説明する。
および熱処理条件の限定理由について説明する。
【0013】加熱温度を1050℃以上に限定した理由は、
常温強度および高温強度の確保に必要なNbおよびMoを鋼
中に固溶させるためである。さらに、圧延終了温度につ
いては、圧延終了温度が 850℃未満の場合は、フェライ
トの細粒化により常温の降伏比が高くなり、80%以下の
降伏比を得ることができず、また、集合組織が発生し、
これに起因して音響異方性が高くなり、超音波斜角探傷
において屈折角や探傷位置が変化するために溶接部の健
全性が検査できなくなる。一方、圧延終了温度が 950℃
を超えると、オーステナイトが粗粒となるために靱性が
劣化する。したがって、圧延終了温度は 850〜950 ℃の
温度範囲に限定する。
常温強度および高温強度の確保に必要なNbおよびMoを鋼
中に固溶させるためである。さらに、圧延終了温度につ
いては、圧延終了温度が 850℃未満の場合は、フェライ
トの細粒化により常温の降伏比が高くなり、80%以下の
降伏比を得ることができず、また、集合組織が発生し、
これに起因して音響異方性が高くなり、超音波斜角探傷
において屈折角や探傷位置が変化するために溶接部の健
全性が検査できなくなる。一方、圧延終了温度が 950℃
を超えると、オーステナイトが粗粒となるために靱性が
劣化する。したがって、圧延終了温度は 850〜950 ℃の
温度範囲に限定する。
【0014】上記条件による制御圧延後に行う加速冷却
は、オーステナイト域から冷却すると多量のベイナイト
が生成し、その後の焼戻しによりMo、Nbなどの炭窒化物
が析出するために常温の降伏比が高くなる。したがっ
て、焼戻し後軟質相のフェライトを生成させるためにオ
ーステナイトとフェライトの二相域から冷却を開始させ
る必要がある。この温度は、 700℃未満では組織がフェ
ライトとパーライトになるため、強度が不足し、また、
750℃超えでは組織がベイナイト主体となり、降伏比が
高くなる。したがって、加速冷却の開始温度は 700〜75
0 ℃の範囲とする。
は、オーステナイト域から冷却すると多量のベイナイト
が生成し、その後の焼戻しによりMo、Nbなどの炭窒化物
が析出するために常温の降伏比が高くなる。したがっ
て、焼戻し後軟質相のフェライトを生成させるためにオ
ーステナイトとフェライトの二相域から冷却を開始させ
る必要がある。この温度は、 700℃未満では組織がフェ
ライトとパーライトになるため、強度が不足し、また、
750℃超えでは組織がベイナイト主体となり、降伏比が
高くなる。したがって、加速冷却の開始温度は 700〜75
0 ℃の範囲とする。
【0015】また、冷却速度は20℃/秒を超える強冷却
を行うと、強度が規格上限を超え、また、 3℃/秒より
も遅い冷却速度では強度上昇効果が得られない。したが
って、冷却速度は 3〜20℃/秒の範囲とする。さらに、
冷却停止温度は 400〜550 ℃の範囲に限定する。これ
は、冷却停止温度が 400℃未満では島状マルテンサイト
が生成し、靱性が著しく劣化するとともに、加速冷却後
の熱間矯正が難しくなるためであり、一方、 550℃を超
えると強度上昇効果が小さくなるためである。
を行うと、強度が規格上限を超え、また、 3℃/秒より
も遅い冷却速度では強度上昇効果が得られない。したが
って、冷却速度は 3〜20℃/秒の範囲とする。さらに、
冷却停止温度は 400〜550 ℃の範囲に限定する。これ
は、冷却停止温度が 400℃未満では島状マルテンサイト
が生成し、靱性が著しく劣化するとともに、加速冷却後
の熱間矯正が難しくなるためであり、一方、 550℃を超
えると強度上昇効果が小さくなるためである。
【0016】その後、残留応力を除去するために 500〜
650 ℃の温度範囲で焼戻しを行う。この焼戻しは 500℃
未満では残留応力の除去が不十分であり、一方、 650℃
を超えると常温強度が大幅に低下する。したがって、焼
戻し温度は 500〜650 ℃の範囲に限定する。
650 ℃の温度範囲で焼戻しを行う。この焼戻しは 500℃
未満では残留応力の除去が不十分であり、一方、 650℃
を超えると常温強度が大幅に低下する。したがって、焼
戻し温度は 500〜650 ℃の範囲に限定する。
【0017】つぎに、本発明における化学成分の限定理
由について説明する。C は、強度上昇に寄与する元素で
あるが、0.04%未満では強度を確保することは困難であ
り、また、0.15%を超えて多量に添加すると、溶接性お
よび靱性を劣化させる。したがって、その添加量は0.04
〜0.15%の範囲とする。
由について説明する。C は、強度上昇に寄与する元素で
あるが、0.04%未満では強度を確保することは困難であ
り、また、0.15%を超えて多量に添加すると、溶接性お
よび靱性を劣化させる。したがって、その添加量は0.04
〜0.15%の範囲とする。
【0018】Siは、脱酸のために必須の元素であるが、
0.05%未満ではその効果が少なく、また、0.60%を超え
て過多に添加すると溶接性を劣化させる。このため、そ
の添加量は0.05〜0.60%の範囲とする。
0.05%未満ではその効果が少なく、また、0.60%を超え
て過多に添加すると溶接性を劣化させる。このため、そ
の添加量は0.05〜0.60%の範囲とする。
【0019】Mnは、鋼の強度および靱性を確保するため
に必要な元素であるが、0.50%未満ではこのような効果
は少なく、また、1.50%を超えて多量に添加すると溶接
性および靱性を劣化させる。したがって、その添加量は
0.50〜1.50%の範囲とする。
に必要な元素であるが、0.50%未満ではこのような効果
は少なく、また、1.50%を超えて多量に添加すると溶接
性および靱性を劣化させる。したがって、その添加量は
0.50〜1.50%の範囲とする。
【0020】Moは、高温強度を確保するために不可欠な
元素であり、 600℃における耐力を大幅に上昇させる。
しかしながら、0.10%未満ではこのような効果は得られ
ず、また、0.40%を超えて添加すると大入熱溶接継手靱
性を劣化させる。したがって、その添加量は0.10〜0.40
%の範囲とする。
元素であり、 600℃における耐力を大幅に上昇させる。
しかしながら、0.10%未満ではこのような効果は得られ
ず、また、0.40%を超えて添加すると大入熱溶接継手靱
性を劣化させる。したがって、その添加量は0.10〜0.40
%の範囲とする。
【0021】Nbは、析出硬化および変態強化による高温
強度の上昇および細粒化による靱性の向上が図られる元
素である。しかし、0.005 %未満ではこのような効果は
得られず、また、0.060 %を超えて過多に添加すると大
入熱溶接継手靱性が劣化する。したがって、その添加量
は 0.005〜0.060 %の範囲とする。
強度の上昇および細粒化による靱性の向上が図られる元
素である。しかし、0.005 %未満ではこのような効果は
得られず、また、0.060 %を超えて過多に添加すると大
入熱溶接継手靱性が劣化する。したがって、その添加量
は 0.005〜0.060 %の範囲とする。
【0022】V は、析出硬化により高温強度を上昇させ
るが、0.005 %未満ではこのような効果は殆ど期待でき
ず、また、0.060 %を超えて過多に添加すると溶接性が
劣化する。したがって、その添加量は 0.005〜0.060 %
の範囲とする。
るが、0.005 %未満ではこのような効果は殆ど期待でき
ず、また、0.060 %を超えて過多に添加すると溶接性が
劣化する。したがって、その添加量は 0.005〜0.060 %
の範囲とする。
【0023】Tiは、加熱オーステナイト粒の粗大化を抑
制するとともに、フェライトの核生成サイトとなり、細
粒化に有効な元素でる。しかし、 0.005%未満ではかか
る効果を発揮することができず、また、 0.030%を超え
て添加すると母材靱性を劣化させる。したがって、その
添加量は 0.005〜0.030 %の範囲とする。
制するとともに、フェライトの核生成サイトとなり、細
粒化に有効な元素でる。しかし、 0.005%未満ではかか
る効果を発揮することができず、また、 0.030%を超え
て添加すると母材靱性を劣化させる。したがって、その
添加量は 0.005〜0.030 %の範囲とする。
【0024】Alは、脱酸に必要であるとともに結晶粒の
微細化に寄与する元素であるが、0.002 %未満ではこれ
らの効果は少なく、一方、0.10%を超えて添加すると酸
化物系介在物が多くなり靱性を劣化させる。したがっ
て、その添加量は 0.002〜0.10%の範囲とする。ただ
し、脱酸を強化したい場合は、 0.020〜0.10%の範囲が
望ましい。
微細化に寄与する元素であるが、0.002 %未満ではこれ
らの効果は少なく、一方、0.10%を超えて添加すると酸
化物系介在物が多くなり靱性を劣化させる。したがっ
て、その添加量は 0.002〜0.10%の範囲とする。ただ
し、脱酸を強化したい場合は、 0.020〜0.10%の範囲が
望ましい。
【0025】なお、本発明では、上記の元素の他に必要
に応じて、Cu、Ni、CrおよびCaの内の1種または2種以
上を添加することができる。
に応じて、Cu、Ni、CrおよびCaの内の1種または2種以
上を添加することができる。
【0026】Cuは、固溶強化による強度上昇に有効な元
素であるが、0.05%未満ではこのような効果は少なく、
また、0.40%を超えて添加すると熱間加工性および溶接
性を損なう。このため、その添加量は0.05〜0.40%の範
囲とする。
素であるが、0.05%未満ではこのような効果は少なく、
また、0.40%を超えて添加すると熱間加工性および溶接
性を損なう。このため、その添加量は0.05〜0.40%の範
囲とする。
【0027】Niは、靱性の向上に有効な元素であるが、
0.05%未満ではこのような効果は得られない。また、0.
50%を超えて添加してもこのような効果は飽和し、経済
的にも無駄である。したがって、その添加量は0.05〜0.
50%の範囲とする。
0.05%未満ではこのような効果は得られない。また、0.
50%を超えて添加してもこのような効果は飽和し、経済
的にも無駄である。したがって、その添加量は0.05〜0.
50%の範囲とする。
【0028】Crは、高温強度の向上に有効な元素である
が、0.10%未満ではこのような効果は期待しがたく、0.
40%を超えて多量に添加すると溶接性が劣化する。この
ため、その添加量は0.10〜0.40%の範囲とする。
が、0.10%未満ではこのような効果は期待しがたく、0.
40%を超えて多量に添加すると溶接性が劣化する。この
ため、その添加量は0.10〜0.40%の範囲とする。
【0029】Caは、微量で板厚方向の特性を改善する元
素であるが、0.0005%未満ではこのような効果はなく、
一方、0.0050%を超えて添加すると、このような効果は
飽和するとともに、大型介在物が生成するため超音波欠
陥を生じやすくなる。このため、その添加量は0.0005〜
0.0050%の範囲とする。
素であるが、0.0005%未満ではこのような効果はなく、
一方、0.0050%を超えて添加すると、このような効果は
飽和するとともに、大型介在物が生成するため超音波欠
陥を生じやすくなる。このため、その添加量は0.0005〜
0.0050%の範囲とする。
【0030】さらに、本発明では溶接時の低温割れ防止
のために行われる予熱を省略する目的で式(1) で示す P
CM (溶接割れ感受性指数) を0.20%以下に限定する。
のために行われる予熱を省略する目的で式(1) で示す P
CM (溶接割れ感受性指数) を0.20%以下に限定する。
【0031】以上述べた条件を用いることにより、高温
で高い耐力を確保し、さらに常温の降伏比が低く、か
つ、優れた溶接性および条切り特性を有する建築用耐火
鋼の製造が可能である。
で高い耐力を確保し、さらに常温の降伏比が低く、か
つ、優れた溶接性および条切り特性を有する建築用耐火
鋼の製造が可能である。
【0032】
【実施例】以下に、実施例を挙げて本発明について説明
する。 実施例1 供試鋼板は表1に示す化学成分を有する鋼片を表2に示
す加熱・圧延・加速冷却・熱処理条件にしたがって製造
したものである。これらの鋼板から試験片を採取し、常
温引張試験、シャルピ衝撃試験、 600℃の高温引張試験
および最高かたさ試験を行った。その結果を表2表に併
記する。なお、最高かたさ試験はJIS Z3101に準じて行
った。
する。 実施例1 供試鋼板は表1に示す化学成分を有する鋼片を表2に示
す加熱・圧延・加速冷却・熱処理条件にしたがって製造
したものである。これらの鋼板から試験片を採取し、常
温引張試験、シャルピ衝撃試験、 600℃の高温引張試験
および最高かたさ試験を行った。その結果を表2表に併
記する。なお、最高かたさ試験はJIS Z3101に準じて行
った。
【0033】表1に本発明法A〜Hおよび比較例I〜N
の化学成分を、表2に加熱・圧延・加速冷却・熱処理条
件さらに引張特性、衝撃特性、高温特性および溶接性を
それぞれ示す。
の化学成分を、表2に加熱・圧延・加速冷却・熱処理条
件さらに引張特性、衝撃特性、高温特性および溶接性を
それぞれ示す。
【0034】表2から明らかなように、本発明法A〜H
は、 600℃における耐力は217N/mm2以上と優れた高温耐
力を有し、かつ、最高かたさもHV300 未満であり、溶接
熱影響部の硬化性が低い。また、降伏比は建築用鋼材に
要求されている80%以下を十分に満足し、シャルピ衝撃
試験における破面遷移温度も-40 ℃以下と良好である。
は、 600℃における耐力は217N/mm2以上と優れた高温耐
力を有し、かつ、最高かたさもHV300 未満であり、溶接
熱影響部の硬化性が低い。また、降伏比は建築用鋼材に
要求されている80%以下を十分に満足し、シャルピ衝撃
試験における破面遷移温度も-40 ℃以下と良好である。
【0035】一方、比較例Iは、C および PCMが本発明
の限定範囲から高めに外れているため、母材靱性および
溶接性が悪い。比較例Jは、Moが本発明の限定範囲から
高めに外れているため、母材靱性および溶接性が悪い。
比較例Kは、Tiが添加されていないために母材靱性が悪
い。また、比較例L、Mは、前者はMoが、後者はNbがそ
れぞれ添加されていないために、 600℃における耐力が
低い。また、比較例Nは、V が添加されていないため
に、 600℃における耐力が低い。
の限定範囲から高めに外れているため、母材靱性および
溶接性が悪い。比較例Jは、Moが本発明の限定範囲から
高めに外れているため、母材靱性および溶接性が悪い。
比較例Kは、Tiが添加されていないために母材靱性が悪
い。また、比較例L、Mは、前者はMoが、後者はNbがそ
れぞれ添加されていないために、 600℃における耐力が
低い。また、比較例Nは、V が添加されていないため
に、 600℃における耐力が低い。
【0036】
【表1】
【0037】
【表2】
【0038】実施例2 供試鋼板は表3に示す加熱・圧延・加速冷却・熱処理条
件にしたがって、板厚60mmに仕上げたものである。これ
らの鋼板から試験片を採取し、常温引張試験、シャルピ
衝撃試験、 600℃の高温引張試験を行った。その結果を
表3表に併記する。なお、供試鋼板の化学成分は表1の
本発明法Aと同じである。
件にしたがって、板厚60mmに仕上げたものである。これ
らの鋼板から試験片を採取し、常温引張試験、シャルピ
衝撃試験、 600℃の高温引張試験を行った。その結果を
表3表に併記する。なお、供試鋼板の化学成分は表1の
本発明法Aと同じである。
【0039】本発明法A1〜A5は、加熱温度が1050〜1250
℃、圧延終了温度が 860〜940 ℃、冷却開始温度が 700
〜740 ℃、冷却停止温度が 420〜520 ℃、冷却速度が 5
〜10℃/秒、焼戻し温度が 600〜630 ℃であり、常温強
度、降伏比、破面遷移温度および高温耐力はいずれも良
好である。
℃、圧延終了温度が 860〜940 ℃、冷却開始温度が 700
〜740 ℃、冷却停止温度が 420〜520 ℃、冷却速度が 5
〜10℃/秒、焼戻し温度が 600〜630 ℃であり、常温強
度、降伏比、破面遷移温度および高温耐力はいずれも良
好である。
【0040】一方、比較例A6は、加熱温度が1000℃であ
るため、Nbが十分に固溶していないため、常温強度およ
び高温耐力が低い。比較例A7は、圧延終了温度が 830℃
と低いため、フェライトが細粒となり常温の降伏比が80
%を超えている。また、比較例A8は、圧延終了温度が 9
60℃と高いため、オーステナイトが粗粒となり破面遷移
温度が高い。比較例A9は、冷却開始温度が 680℃と低い
ため、フェライト量が増加し、常温強度および高温耐力
が低い。比較例A10 は、冷却開始温度が 760℃と高いた
め、強度上昇効果が大きく、常温強度が高いため、常温
の降伏比が80%を超え、靱性も劣化している。比較例A1
1 は、冷却停止温度が 580℃と高いために強度上昇効果
が小さく、常温強度および高温耐力ともに低い。さら
に、比較例A12 は、冷却速度が 2℃/秒と小さいため、
常温強度および高温耐力が低い。また、比較例A13 は、
冷却停止温度が 350℃と低いため島状マルテンサイトの
生成により、破面遷移温度が高い。
るため、Nbが十分に固溶していないため、常温強度およ
び高温耐力が低い。比較例A7は、圧延終了温度が 830℃
と低いため、フェライトが細粒となり常温の降伏比が80
%を超えている。また、比較例A8は、圧延終了温度が 9
60℃と高いため、オーステナイトが粗粒となり破面遷移
温度が高い。比較例A9は、冷却開始温度が 680℃と低い
ため、フェライト量が増加し、常温強度および高温耐力
が低い。比較例A10 は、冷却開始温度が 760℃と高いた
め、強度上昇効果が大きく、常温強度が高いため、常温
の降伏比が80%を超え、靱性も劣化している。比較例A1
1 は、冷却停止温度が 580℃と高いために強度上昇効果
が小さく、常温強度および高温耐力ともに低い。さら
に、比較例A12 は、冷却速度が 2℃/秒と小さいため、
常温強度および高温耐力が低い。また、比較例A13 は、
冷却停止温度が 350℃と低いため島状マルテンサイトの
生成により、破面遷移温度が高い。
【0041】
【表3】
【0042】なお、上記実施例は厚鋼板の製造方法に関
するものであるが、本発明は他の鋼製品、例えば条鋼、
形鋼の製造にも適応し得ることは言うまでもない。
するものであるが、本発明は他の鋼製品、例えば条鋼、
形鋼の製造にも適応し得ることは言うまでもない。
【0043】
【発明の効果】以上述べたところから明らかなように、
本発明によれば、高温で高い耐力を確保し、かつ、常温
の降伏比が低く、さらに優れた溶接性および条切り特性
を有する溶接性の優れた建築用低降伏比型耐火鋼を得る
ことができる。このため、本発明法による建築用耐火鋼
は、従来必要とされていた耐火被覆を大幅に低減あるい
は省略することができ、さらに、耐震性の点から構造物
の安全性を高め、かつ、施工能率を向上させることがで
きる。
本発明によれば、高温で高い耐力を確保し、かつ、常温
の降伏比が低く、さらに優れた溶接性および条切り特性
を有する溶接性の優れた建築用低降伏比型耐火鋼を得る
ことができる。このため、本発明法による建築用耐火鋼
は、従来必要とされていた耐火被覆を大幅に低減あるい
は省略することができ、さらに、耐震性の点から構造物
の安全性を高め、かつ、施工能率を向上させることがで
きる。
Claims (2)
- 【請求項1】 C:0.04〜0.15%、 Si:0.05〜0.60%、 M
n:0.50〜1.50%、Mo:0.10 〜0.40%、Nb:0.005〜0.060
%、 V:0.005〜0.060 %、Ti:0.005〜0.030%、Al:0.00
2〜0.10%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物か
らなり、かつ、下記(1) 式で規定される PCMの値が0.20
%以下である鋼片を1050℃以上の温度に加熱し、 850〜
950 ℃の温度範囲で圧延終了後、空冷し、 700〜750 ℃
の温度から 3〜20℃/秒の冷却速度で 400〜550 ℃の温
度まで加速冷却したのち、 500〜650 ℃の温度で焼戻し
することを特徴とする溶接性の優れた建築用低降伏比型
耐火鋼の製造方法。 PCM=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B(%)……(1) - 【請求項2】 Cu:0.05〜0.40%、 Ni:0.05〜0.50%、
Cr:0.10〜0.40%、Ca:0.0005〜0.0050%の内から選ん
だ1種または2種以上を含有する請求項1記載の溶接性
の優れた建築用低降伏比型耐火鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP12390094A JPH07173532A (ja) | 1993-10-29 | 1994-06-06 | 溶接性の優れた建築用低降伏比型耐火鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP5-272128 | 1993-10-29 | ||
JP27212893 | 1993-10-29 | ||
JP12390094A JPH07173532A (ja) | 1993-10-29 | 1994-06-06 | 溶接性の優れた建築用低降伏比型耐火鋼の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH07173532A true JPH07173532A (ja) | 1995-07-11 |
Family
ID=26460689
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP12390094A Withdrawn JPH07173532A (ja) | 1993-10-29 | 1994-06-06 | 溶接性の優れた建築用低降伏比型耐火鋼の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH07173532A (ja) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
KR100368553B1 (ko) * | 1998-09-09 | 2003-05-16 | 주식회사 포스코 | 고온강도가 우수한 저항복비형 열연강판의 제조방법 |
JP2005023423A (ja) * | 2003-06-12 | 2005-01-27 | Jfe Steel Kk | 低降伏比高強度高靱性鋼板の製造方法 |
CN110257612A (zh) * | 2019-06-17 | 2019-09-20 | 首钢集团有限公司 | 一种低残余应力低合金高强钢板的制备方法 |
-
1994
- 1994-06-06 JP JP12390094A patent/JPH07173532A/ja not_active Withdrawn
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
KR100368553B1 (ko) * | 1998-09-09 | 2003-05-16 | 주식회사 포스코 | 고온강도가 우수한 저항복비형 열연강판의 제조방법 |
JP2005023423A (ja) * | 2003-06-12 | 2005-01-27 | Jfe Steel Kk | 低降伏比高強度高靱性鋼板の製造方法 |
JP4507708B2 (ja) * | 2003-06-12 | 2010-07-21 | Jfeスチール株式会社 | 低降伏比高強度高靱性鋼板の製造方法 |
CN110257612A (zh) * | 2019-06-17 | 2019-09-20 | 首钢集团有限公司 | 一种低残余应力低合金高强钢板的制备方法 |
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Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20010904 |