JPH0995732A - 低温用建築鋼材の製造方法及び低温用建築鋼材 - Google Patents
低温用建築鋼材の製造方法及び低温用建築鋼材Info
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- JPH0995732A JPH0995732A JP25517795A JP25517795A JPH0995732A JP H0995732 A JPH0995732 A JP H0995732A JP 25517795 A JP25517795 A JP 25517795A JP 25517795 A JP25517795 A JP 25517795A JP H0995732 A JPH0995732 A JP H0995732A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】安定した低温靭性を有し、かつ低温（−２０℃
〜−６０℃）で低ＹＲ（≦８０％）を示す新耐震設計を
可能にする低温低降伏比建築鋼材の製造方法を提供する 【解決手段】Ｂ含有量が５ｐｐｍ以下の鉄基合金を熱間
圧延し、オーステナイト域で圧延を終了後ただちに水冷
し、６５０℃以下４００℃以上で水冷を停止して、組織
をフェライトとベイナイトの２相組織することを特徴と
する低温で低降伏比を示す鋼材の製造方法。
〜−６０℃）で低ＹＲ（≦８０％）を示す新耐震設計を
可能にする低温低降伏比建築鋼材の製造方法を提供する 【解決手段】Ｂ含有量が５ｐｐｍ以下の鉄基合金を熱間
圧延し、オーステナイト域で圧延を終了後ただちに水冷
し、６５０℃以下４００℃以上で水冷を停止して、組織
をフェライトとベイナイトの２相組織することを特徴と
する低温で低降伏比を示す鋼材の製造方法。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、新耐震設計法で設
計される建築分野において、低温倉庫などの使用環境温
度が室温以下の建築物に用いられる低温用建築鋼材の製
造方法及び鋼材に関する。
計される建築分野において、低温倉庫などの使用環境温
度が室温以下の建築物に用いられる低温用建築鋼材の製
造方法及び鋼材に関する。
【０００２】
【従来の技術】昭和５６に改正施行された建築物の耐震
設計法は、それまでの構造体各部に生ずる応力度を鋼材
の降伏点以内に留めるという弾性設計に変えて、鋼材が
降伏後、最大強さに達するまでの塑性域での変形能力を
活用して、地震入力エネルギーを吸収させ、建物の耐震
安全性を確保しようとするものである。このことから、
新耐震設計法が適用される建築物の鋼材は、降伏後の変
形性能を表すパラメーターである降伏比（ＹＲ）が低い
こと、すなわち低降伏比が求められるようになった。
設計法は、それまでの構造体各部に生ずる応力度を鋼材
の降伏点以内に留めるという弾性設計に変えて、鋼材が
降伏後、最大強さに達するまでの塑性域での変形能力を
活用して、地震入力エネルギーを吸収させ、建物の耐震
安全性を確保しようとするものである。このことから、
新耐震設計法が適用される建築物の鋼材は、降伏後の変
形性能を表すパラメーターである降伏比（ＹＲ）が低い
こと、すなわち低降伏比が求められるようになった。
【０００３】ＴＳ４００ＭＰａ級の鋼材は、熱間圧延を
再結晶域で仕上げ、フェライト＋パーライト組織の粗粒
化を図り低降伏比を確保している。また、ＴＳ６００Ｍ
Ｐａ級あるいはそれ以上の高強度鋼では、フェライト−
オーステナイトの２相域から焼入れ焼戻しすることで、
フェライトとベイナイトあるいはマルテンサイトの２相
組織にすることで低降伏比を確保している。
再結晶域で仕上げ、フェライト＋パーライト組織の粗粒
化を図り低降伏比を確保している。また、ＴＳ６００Ｍ
Ｐａ級あるいはそれ以上の高強度鋼では、フェライト−
オーステナイトの２相域から焼入れ焼戻しすることで、
フェライトとベイナイトあるいはマルテンサイトの２相
組織にすることで低降伏比を確保している。
【０００４】オフィスや住居用の建築物、いわゆるビル
は常温で使用されるため、上述の新耐震設計も常温を前
提になされている。従って、従来の低降伏比鋼も常温
（０〜３０℃）でのＹＲ値が８０％以下あるいは７５％
以下になるように製造されている。
は常温で使用されるため、上述の新耐震設計も常温を前
提になされている。従って、従来の低降伏比鋼も常温
（０〜３０℃）でのＹＲ値が８０％以下あるいは７５％
以下になるように製造されている。
【０００５】建築物の中には、低温用倉庫のように使用
温度が低温（−２０℃〜−６０℃）であるような建築物
がある。例えば、まぐろ用の冷凍倉庫は−５５℃で使用
される。また、日本の寒冷地の建物も冬場は−３０℃前
後になる。そのような低温用建築物も新耐震設計法を適
用し耐震安全性を確保するためには、低温で低降伏比を
示す鋼材が必要となる。しかし、従来の低降伏比鋼は常
温での使用を前提としているため常温の降伏比は示され
ているものの、低温の降伏比は明らかでない。
温度が低温（−２０℃〜−６０℃）であるような建築物
がある。例えば、まぐろ用の冷凍倉庫は−５５℃で使用
される。また、日本の寒冷地の建物も冬場は−３０℃前
後になる。そのような低温用建築物も新耐震設計法を適
用し耐震安全性を確保するためには、低温で低降伏比を
示す鋼材が必要となる。しかし、従来の低降伏比鋼は常
温での使用を前提としているため常温の降伏比は示され
ているものの、低温の降伏比は明らかでない。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】そこで、本発明者らは
従来の低降伏比鋼の低温での引張特性並びに靭性につい
て検討した。多くの低降伏比鋼は上述したように低降伏
比を得るために粗粒であり、そのため靭性が低く、例え
ば−５５℃使用の低温倉庫には使用できないことがわか
った。低温靭性に優れた低降伏比鋼に関する従来技術と
して、特開平２−１９７５２２号公報や特開平５−２１
４４０号公報が報告されている。両公報とも靭性は−５
５℃使用の低温用倉庫には適用可能なほど優れたデータ
が示されているが、低温のＹＲ値は示されていない。そ
こで、両公報に記載された発明に沿って試作した鋼の低
温引張特性について調べると、たとえば−５５℃ではＹ
Ｒが８０％以上になってしまうことが判明した。また、
靭性に関しても、必ずしも良い値ばかりではなく大きく
ばらつく結果となった。
従来の低降伏比鋼の低温での引張特性並びに靭性につい
て検討した。多くの低降伏比鋼は上述したように低降伏
比を得るために粗粒であり、そのため靭性が低く、例え
ば−５５℃使用の低温倉庫には使用できないことがわか
った。低温靭性に優れた低降伏比鋼に関する従来技術と
して、特開平２−１９７５２２号公報や特開平５−２１
４４０号公報が報告されている。両公報とも靭性は−５
５℃使用の低温用倉庫には適用可能なほど優れたデータ
が示されているが、低温のＹＲ値は示されていない。そ
こで、両公報に記載された発明に沿って試作した鋼の低
温引張特性について調べると、たとえば−５５℃ではＹ
Ｒが８０％以上になってしまうことが判明した。また、
靭性に関しても、必ずしも良い値ばかりではなく大きく
ばらつく結果となった。
【０００７】以上のことから、本発明が解決しようとす
る課題は、安定した低温靭性を有し、かつ低温（−２０
℃〜−６０℃）で低ＹＲ（≦８０％）を示す新耐震設計
を可能にする低温低降伏比建築鋼材の製造方法を提供す
るものである。
る課題は、安定した低温靭性を有し、かつ低温（−２０
℃〜−６０℃）で低ＹＲ（≦８０％）を示す新耐震設計
を可能にする低温低降伏比建築鋼材の製造方法を提供す
るものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】第１の発明は、Ｂ含有量
が５ｐｐｍ以下の鉄基合金を熱間圧延後、オーステナイ
ト域で圧延を終了後ただちに水冷し、６５０℃以下４０
０℃以上で水冷を停止し、組織をフェライトとベイナイ
トの２相組織することを特徴とする低温で低降伏比を示
す鋼材の製造方法である。
が５ｐｐｍ以下の鉄基合金を熱間圧延後、オーステナイ
ト域で圧延を終了後ただちに水冷し、６５０℃以下４０
０℃以上で水冷を停止し、組織をフェライトとベイナイ
トの２相組織することを特徴とする低温で低降伏比を示
す鋼材の製造方法である。
【０００９】第２の発明は、重量比で、Ｃ：０．０６〜
０．１８％、Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、Ｍｎ：０．
５〜１．７％、Ａｌ：０．００１〜０．６％、Ｂ≦５ｐ
ｐｍ、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を熱
間圧延し、７５０℃以上で圧延を終了後ただちに水冷
し、６５０℃以下４００℃以上で水冷を停止することを
特徴とする低温で低降伏比を有する低温用建築鋼材の製
造方法である。
０．１８％、Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、Ｍｎ：０．
５〜１．７％、Ａｌ：０．００１〜０．６％、Ｂ≦５ｐ
ｐｍ、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を熱
間圧延し、７５０℃以上で圧延を終了後ただちに水冷
し、６５０℃以下４００℃以上で水冷を停止することを
特徴とする低温で低降伏比を有する低温用建築鋼材の製
造方法である。
【００１０】第３の発明は、重量比で、Ｃ：０．０６〜
０．１８％、Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、Ｍｎ：０．
５〜１．７％、Ａｌ：０．００１〜０．０６％、Ｂ≦５
ｐｐｍと、Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、Ｎｂ：
０．００５〜０．０４％、Ｖ：０．００５〜０．１％、
Ｃｕ：０．０５〜０．６％、Ｎｉ：０．０５〜０．６
％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％及びＭｏ：０．０２〜
０．６％から選択された１種または２種以上を含み、残
部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を７５０℃以
上で圧延を終了後ただちに水冷し、６５０℃以下４００
℃以上で水冷を停止することを特徴とする低温で低降伏
比を有する低温用建築鋼材の製造方法である。
０．１８％、Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、Ｍｎ：０．
５〜１．７％、Ａｌ：０．００１〜０．０６％、Ｂ≦５
ｐｐｍと、Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、Ｎｂ：
０．００５〜０．０４％、Ｖ：０．００５〜０．１％、
Ｃｕ：０．０５〜０．６％、Ｎｉ：０．０５〜０．６
％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％及びＭｏ：０．０２〜
０．６％から選択された１種または２種以上を含み、残
部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を７５０℃以
上で圧延を終了後ただちに水冷し、６５０℃以下４００
℃以上で水冷を停止することを特徴とする低温で低降伏
比を有する低温用建築鋼材の製造方法である。
【００１１】第４の発明は、重量比で、Ｃ：０．０６〜
０．１８％、Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、Ｍｎ：０．
５〜１．７％、Ａｌ：０．００１〜０．０６％、Ｂ≦５
ｐｐｍ、０≦３０ｐｐｍ、Ｎ≦３０ｐｐｍで残部がＦｅ
および不可避的不純物からなる鋼を熱間圧延し、７５０
℃以上で圧延を終了後ただちに水冷し、６５０℃以下４
００℃以上で水冷を停止することを特徴とする低温靭性
に優れ、低温で低降伏比を有する低温用建築鋼材の製造
方法である。
０．１８％、Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、Ｍｎ：０．
５〜１．７％、Ａｌ：０．００１〜０．０６％、Ｂ≦５
ｐｐｍ、０≦３０ｐｐｍ、Ｎ≦３０ｐｐｍで残部がＦｅ
および不可避的不純物からなる鋼を熱間圧延し、７５０
℃以上で圧延を終了後ただちに水冷し、６５０℃以下４
００℃以上で水冷を停止することを特徴とする低温靭性
に優れ、低温で低降伏比を有する低温用建築鋼材の製造
方法である。
【００１２】第５の発明は、重量比で、Ｃ：０．０６〜
０．１８％、Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、Ｍｎ：０．
５〜１．７％、Ａｌ：０．００１〜０．０６％、Ｂ≦５
ｐｐｍ、０≦３０ｐｐｍ、Ｎ≦３０ｐｐｍと、Ｔｉ：
０．００５〜０．０１５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０
４％、Ｖ：０．００５〜０．１％、Ｃｕ：０．０５〜
０．６％、Ｎｉ：０．０５〜０．６％、Ｃｒ：０．０５
〜１．０％及びＭｏ：０．０２〜０．６％から選択され
た１種または２種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避
的不純物からなる鋼を熱間圧延し、７５０℃以上で圧延
を終了後ただちに水冷し、６５０℃以下４００℃以上で
水冷を停止することを特徴とする低温靭性に優れ、低温
で低降伏比を有する低温用建築鋼材の製造方法である。
０．１８％、Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、Ｍｎ：０．
５〜１．７％、Ａｌ：０．００１〜０．０６％、Ｂ≦５
ｐｐｍ、０≦３０ｐｐｍ、Ｎ≦３０ｐｐｍと、Ｔｉ：
０．００５〜０．０１５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０
４％、Ｖ：０．００５〜０．１％、Ｃｕ：０．０５〜
０．６％、Ｎｉ：０．０５〜０．６％、Ｃｒ：０．０５
〜１．０％及びＭｏ：０．０２〜０．６％から選択され
た１種または２種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避
的不純物からなる鋼を熱間圧延し、７５０℃以上で圧延
を終了後ただちに水冷し、６５０℃以下４００℃以上で
水冷を停止することを特徴とする低温靭性に優れ、低温
で低降伏比を有する低温用建築鋼材の製造方法である。
【００１３】第６の発明は、鋼の組成を、Ｐ：≦０．０
１５％、Ｓ：≦０．００２％に規制し、Ｃａ：Ｃａ／Ｓ
で０．５以上２．０以下、ＲＥＭ：０．００５〜０．０
２％の少なくとも一方が添加された超大入熱溶接のＨＡ
Ｚ割れ感受性の低い低温靭性に優れかつ低温でも低降伏
比を有する低温用建築鋼材の製造方法である。
１５％、Ｓ：≦０．００２％に規制し、Ｃａ：Ｃａ／Ｓ
で０．５以上２．０以下、ＲＥＭ：０．００５〜０．０
２％の少なくとも一方が添加された超大入熱溶接のＨＡ
Ｚ割れ感受性の低い低温靭性に優れかつ低温でも低降伏
比を有する低温用建築鋼材の製造方法である。
【００１４】第７の発明は、上述の方法により製造され
た鋼材であって、−２０℃〜−６０℃の低温で使用され
る建築物に使用される鋼材である。以下本発明を詳細に
説明する。
た鋼材であって、−２０℃〜−６０℃の低温で使用され
る建築物に使用される鋼材である。以下本発明を詳細に
説明する。
【００１５】本発明に係る鋼材はＢ含有量が５ｐｐｍ以
下の鉄基合金であり、主たる組織をフェライトとベイナ
イトの２相組織とすることにより、低温で低降伏比を有
している。すなわち、本発明者らは、ミクロ組織と低温
ＹＲの関係を鋭意検討した結果、以下に示す重要な知見
を見いだした。
下の鉄基合金であり、主たる組織をフェライトとベイナ
イトの２相組織とすることにより、低温で低降伏比を有
している。すなわち、本発明者らは、ミクロ組織と低温
ＹＲの関係を鋭意検討した結果、以下に示す重要な知見
を見いだした。
【００１６】まず、図１は、表２、表３のＡ１ならびに
Ａ２鋼板を供試材に用いて、低温の降伏比に及ぼす組織
の影響を調べたもので、図中のα＋ＢがＡ１鋼板、α＋
ＰがＡ２鋼板である。図から分かるように、ＹＲ値は引
張試験温度が低温になるほど上昇する。しかし、フェラ
イト＋パーライト組織（α＋Ｐ）よりもフェライト＋ベ
イナイト組織（α＋Ｂ）の方が上昇程度が低い。フェラ
イトとベイナイトの混合組織にすることで−１００℃で
もＹＲ＜８０％以下が達成されている。
Ａ２鋼板を供試材に用いて、低温の降伏比に及ぼす組織
の影響を調べたもので、図中のα＋ＢがＡ１鋼板、α＋
ＰがＡ２鋼板である。図から分かるように、ＹＲ値は引
張試験温度が低温になるほど上昇する。しかし、フェラ
イト＋パーライト組織（α＋Ｐ）よりもフェライト＋ベ
イナイト組織（α＋Ｂ）の方が上昇程度が低い。フェラ
イトとベイナイトの混合組織にすることで−１００℃で
もＹＲ＜８０％以下が達成されている。
【００１７】以上のことから、低温（−２０℃〜−６０
℃）で低ＹＲ（≦８０％）を示す新耐震設計を可能にす
る低温低降伏比建築鋼材の必要条件は、主にフェライト
とベイナイトの２相組織とすることがわかった。
℃）で低ＹＲ（≦８０％）を示す新耐震設計を可能にす
る低温低降伏比建築鋼材の必要条件は、主にフェライト
とベイナイトの２相組織とすることがわかった。
【００１８】さらに本発明者は、組織をフェライトとベ
イナイトの２相組織にするには、鋼中に混入しているＢ
量の制御が非常に重要であることを見いだした。図３
は、表１に示すＡ，Ｂ，Ｃ，Ｄ鋼と同鋼種においてＢ含
有量が０〜１２ｐｐｍの範囲で変化した４鋼種をそれぞ
れオーステナイト域で圧延を終了後ただちに水冷し、６
５０℃以下４００℃以上で水冷を停止した時の鋼中のＢ
含有量と−５５℃でのＹＲ値の関係を示している。Ｂ含
有量が５ｐｐｍ以下の鋼は、−５５℃のＹＲ値が低いこ
とがわかった。組織を見ると、Ｂ含有量が５ｐｐｍ以下
の鋼は、フェライトとベイナイト組織の２相組織を有し
ていたのに対して、Ｂ含有量が５ｐｐｍを超える鋼で
は、ベイナイト主体の組織であることが判明した。Ｂは
オーステナイト粒界に偏析し、焼入を増す元素であるこ
とが従来から知られている元素であるが、それを５ｐｐ
ｍ以下に制御することで、加速冷却時に粒界フェライト
の核生成を容易にし、その結果、安定してフェライトが
得られたのである。従って、本発明では、Ｂ含有量を５
ｐｐｍ以下とする。
イナイトの２相組織にするには、鋼中に混入しているＢ
量の制御が非常に重要であることを見いだした。図３
は、表１に示すＡ，Ｂ，Ｃ，Ｄ鋼と同鋼種においてＢ含
有量が０〜１２ｐｐｍの範囲で変化した４鋼種をそれぞ
れオーステナイト域で圧延を終了後ただちに水冷し、６
５０℃以下４００℃以上で水冷を停止した時の鋼中のＢ
含有量と−５５℃でのＹＲ値の関係を示している。Ｂ含
有量が５ｐｐｍ以下の鋼は、−５５℃のＹＲ値が低いこ
とがわかった。組織を見ると、Ｂ含有量が５ｐｐｍ以下
の鋼は、フェライトとベイナイト組織の２相組織を有し
ていたのに対して、Ｂ含有量が５ｐｐｍを超える鋼で
は、ベイナイト主体の組織であることが判明した。Ｂは
オーステナイト粒界に偏析し、焼入を増す元素であるこ
とが従来から知られている元素であるが、それを５ｐｐ
ｍ以下に制御することで、加速冷却時に粒界フェライト
の核生成を容易にし、その結果、安定してフェライトが
得られたのである。従って、本発明では、Ｂ含有量を５
ｐｐｍ以下とする。
【００１９】そして、本発明方法では、上述の鉄基合金
を熱間圧延し、オーステナイト域、特に７５０℃以上で
圧延を終了後ただちに水冷し、６５０℃以下４００℃以
上で水冷を停止することにより製造される。オーステナ
イト域、特に７５０℃以上で圧延を終了する理由は、２
相域で圧延をするとＹＲが著しく上昇するためであり、
本発明成分であればＡｒ３≦７５０℃であるからであ
る。本発明では、能率を考慮して圧延終了後直ちに水冷
するが、３０℃程度の温度降下は許容する。６５０℃以
下４００℃以上で水冷を停止する理由は、停止温度が６
５０℃を超える高温の場合には、組織がフェライト＋パ
ーライト組織になってしまう。また、停止温度が４００
℃を下回る低温の場合には、マルテンサイトが混入し著
しく靭性が劣化してしまう。
を熱間圧延し、オーステナイト域、特に７５０℃以上で
圧延を終了後ただちに水冷し、６５０℃以下４００℃以
上で水冷を停止することにより製造される。オーステナ
イト域、特に７５０℃以上で圧延を終了する理由は、２
相域で圧延をするとＹＲが著しく上昇するためであり、
本発明成分であればＡｒ３≦７５０℃であるからであ
る。本発明では、能率を考慮して圧延終了後直ちに水冷
するが、３０℃程度の温度降下は許容する。６５０℃以
下４００℃以上で水冷を停止する理由は、停止温度が６
５０℃を超える高温の場合には、組織がフェライト＋パ
ーライト組織になってしまう。また、停止温度が４００
℃を下回る低温の場合には、マルテンサイトが混入し著
しく靭性が劣化してしまう。
【００２０】本発明におけるＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ａｌの添
加理由および添加量は、通常の溶接構造用鋼が所要の材
質を得るために、以下のごとく限定した。Ｃは最も安価
な元素で強度化に有効な元素であるが、０．１８％を超
えて添加すると溶接性が著しく低下する。０．０６％未
満では、厚物で強度が不足し、多量の合金元素の添加が
必要となり、コスト高を招く、また、０．１８％超えで
は、溶接性が著しく劣化する。従って、Ｃは０．０６％
以上０．１８％以下に規定した。
加理由および添加量は、通常の溶接構造用鋼が所要の材
質を得るために、以下のごとく限定した。Ｃは最も安価
な元素で強度化に有効な元素であるが、０．１８％を超
えて添加すると溶接性が著しく低下する。０．０６％未
満では、厚物で強度が不足し、多量の合金元素の添加が
必要となり、コスト高を招く、また、０．１８％超えで
は、溶接性が著しく劣化する。従って、Ｃは０．０６％
以上０．１８％以下に規定した。
【００２１】Ｓｉは鋼材の強度、溶鋼の予備脱酸に必要
な元素である。予備脱酸のためには、０．０５％以上の
添加が必要である。０．４％を超える過剰の添加は、鋼
材の靭性、溶接ＨＡＺ靭性を劣化させる。従って、Ｓｉ
量は０．０５％以上０．４％以下に限定した。
な元素である。予備脱酸のためには、０．０５％以上の
添加が必要である。０．４％を超える過剰の添加は、鋼
材の靭性、溶接ＨＡＺ靭性を劣化させる。従って、Ｓｉ
量は０．０５％以上０．４％以下に限定した。
【００２２】Ｍｎは、母材の強度を確保するため、必要
な元素である。０．５％未満では、厚物で強度が不足
し、多量の合金元素の添加が必要となり、コスト高を招
く。また、Ｍｎは中央偏析しやすい元素である。１．７
％を超えて添加すると、板厚中央が著しく脆化する。従
って、Ｍｎの範囲を０．５％以上１．７％以下に限定し
た。
な元素である。０．５％未満では、厚物で強度が不足
し、多量の合金元素の添加が必要となり、コスト高を招
く。また、Ｍｎは中央偏析しやすい元素である。１．７
％を超えて添加すると、板厚中央が著しく脆化する。従
って、Ｍｎの範囲を０．５％以上１．７％以下に限定し
た。
【００２３】Ａｌは、脱酸に必要な元素である。Ａｌ量
として０．００１％未満では、十分な脱酸効果が期待で
きない。また、０．０６％を超えて過剰に添加すると、
連続鋳造スラブの表面にキズが発生しやすい。従って、
Ａｌ量は０．００１％以上０．０６％以下に限定した。
として０．００１％未満では、十分な脱酸効果が期待で
きない。また、０．０６％を超えて過剰に添加すると、
連続鋳造スラブの表面にキズが発生しやすい。従って、
Ａｌ量は０．００１％以上０．０６％以下に限定した。
【００２４】Ｎは固体鋼中に固溶Ｎや窒化物系介在物と
して存在する。固溶Ｎや粗大窒化物系介在物は、鋼の低
温靭性を劣化させる。３０ｐｐｍを超えてＮを含有する
と固溶Ｎが存在する、また、最終凝固部には粗大な窒化
物（ｅｘ．ＴｉＮやＮｂＮ）が生成しやすくなり、優れ
た低温靭性が得られない。従って、Ｎ含有量を０．００
３％以下に規制した。
して存在する。固溶Ｎや粗大窒化物系介在物は、鋼の低
温靭性を劣化させる。３０ｐｐｍを超えてＮを含有する
と固溶Ｎが存在する、また、最終凝固部には粗大な窒化
物（ｅｘ．ＴｉＮやＮｂＮ）が生成しやすくなり、優れ
た低温靭性が得られない。従って、Ｎ含有量を０．００
３％以下に規制した。
【００２５】Ｏは３０ｐｐｍ以下に規制する。このこと
は本発明者の実験により見出された。 すなわち、図２
は、Ａ鋼と同鋼種において酸素のみ１４〜４２ｐｐｍの
範囲で変化した鋼を供試鋼に用いて、ｖＥ−５５に及ぼ
す酸素含有量の影響を調べたものである。フェライトと
ベイナイト混合組織の低温靭性は、図２に示すようにか
なりのバラツキを有しているが、その下限値は酸素含有
両により支配され、酸素含有量を３０ｐｐｍ以下にする
ことでｖＥ-55 (minimum) ＞１００Ｊを満たす安定した
靭性が得られることがわかった。これは、酸素含有量を
３０ｐｐｍ以下にすることで、マイクロクラックの発生
起点となる鋼中酸化物の減少、微細化したためである。
このことから、安定した低温靭性を付与するためには、
酸素含有量が３０ｐｐｍ以下にする必要があることがわ
かった。以上の理由により、酸素含有量を３０ｐｐｍ以
下にした。
は本発明者の実験により見出された。 すなわち、図２
は、Ａ鋼と同鋼種において酸素のみ１４〜４２ｐｐｍの
範囲で変化した鋼を供試鋼に用いて、ｖＥ−５５に及ぼ
す酸素含有量の影響を調べたものである。フェライトと
ベイナイト混合組織の低温靭性は、図２に示すようにか
なりのバラツキを有しているが、その下限値は酸素含有
両により支配され、酸素含有量を３０ｐｐｍ以下にする
ことでｖＥ-55 (minimum) ＞１００Ｊを満たす安定した
靭性が得られることがわかった。これは、酸素含有量を
３０ｐｐｍ以下にすることで、マイクロクラックの発生
起点となる鋼中酸化物の減少、微細化したためである。
このことから、安定した低温靭性を付与するためには、
酸素含有量が３０ｐｐｍ以下にする必要があることがわ
かった。以上の理由により、酸素含有量を３０ｐｐｍ以
下にした。
【００２６】Ｎｂ，Ｖ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏは、高
強度化に有効な元素である。Ｎｂ＜０．００５％，Ｖ＜
０．００５％，Ｃｕ＜０．０５％，Ｎｉ＜０．０５％，
Ｃｒ＜０．０５％，Ｍｏ＜０．０２％では明瞭な強度上
昇効果が見られない。このため、Ｎｂ，Ｖ，Ｃｕ，Ｎ
ｉ，Ｃｒ，Ｍｏの下限を本発明の範囲にした。
強度化に有効な元素である。Ｎｂ＜０．００５％，Ｖ＜
０．００５％，Ｃｕ＜０．０５％，Ｎｉ＜０．０５％，
Ｃｒ＜０．０５％，Ｍｏ＜０．０２％では明瞭な強度上
昇効果が見られない。このため、Ｎｂ，Ｖ，Ｃｕ，Ｎ
ｉ，Ｃｒ，Ｍｏの下限を本発明の範囲にした。
【００２７】一方、ＮｂはＮｂ（ＣＮ）、ＶはＶＣが析
出し高強度化に寄与するが、０．０４％を超えたＮｂの
添加、０．１％を超えたＶの添加は、降伏比を著しく上
昇させてしまう。従って、Ｎｂを０．００５％以上０．
０４％以下に、Ｖを０．００５％以上０．１％以下に限
定した。
出し高強度化に寄与するが、０．０４％を超えたＮｂの
添加、０．１％を超えたＶの添加は、降伏比を著しく上
昇させてしまう。従って、Ｎｂを０．００５％以上０．
０４％以下に、Ｖを０．００５％以上０．１％以下に限
定した。
【００２８】Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏは、固溶強化や焼
入性向上効果を通して、高強度化に寄与する。０．６％
を超えるＣｕの添加は著しくＣｕ割れ発生の危険性を増
大させる。Ｎｉは高価な元素でありコストの観点から、
上限を０．６％とした。１％を超えるＣｒ、０．６％を
超えるＭｏの添加は溶接性を著しく劣化させる。従っ
て、Ｃｕを０．０５％以上０．６％以下、Ｎｉを０．０
５％以上０．６％以下、Ｃｒを０．０５％以上１％以
下、Ｍｏを０．０２％以上０．６％以下に限定した。
入性向上効果を通して、高強度化に寄与する。０．６％
を超えるＣｕの添加は著しくＣｕ割れ発生の危険性を増
大させる。Ｎｉは高価な元素でありコストの観点から、
上限を０．６％とした。１％を超えるＣｒ、０．６％を
超えるＭｏの添加は溶接性を著しく劣化させる。従っ
て、Ｃｕを０．０５％以上０．６％以下、Ｎｉを０．０
５％以上０．６％以下、Ｃｒを０．０５％以上１％以
下、Ｍｏを０．０２％以上０．６％以下に限定した。
【００２９】Ｔｉは、ＴｉＮの溶接ＨＡＺ部の組織粗大
化を抑制してＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素である。
０．００５％未満のＴｉ添加ではＨＡＺ靭性向上効果が
発揮されない。０．０１５％を超えて添加すると溶接の
冷却過程でＴｉＣが析出し、ＨＡＺ靭性の劣化を招く。
従って、Ｔｉを０．００５％以上、０．０１５％以下に
限定した。
化を抑制してＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素である。
０．００５％未満のＴｉ添加ではＨＡＺ靭性向上効果が
発揮されない。０．０１５％を超えて添加すると溶接の
冷却過程でＴｉＣが析出し、ＨＡＺ靭性の劣化を招く。
従って、Ｔｉを０．００５％以上、０．０１５％以下に
限定した。
【００３０】Ｓは中央偏析し、その部分でＭｎＳを形成
する。ＭｎＳは圧延より伸長するため、鋼板の板厚中央
部には伸長したＭｎＳが他の部分より多く存在する。本
発明の用途は建築向けであり、その多くは大入熱のサブ
マージアーク溶接（ＳＡＷ）でボックス柱に組み立てら
れ、建築物に使用される。大入熱サブマージアーク溶接
では、鉄粉入りのボンド型フラックスを大量使用するた
め、他の溶接法に比較すると鋼中に侵入する水素量が高
くなり、しばしばその熱影響部に割れが発生する。割れ
の発生起点は板厚中央の伸長化したＭｎＳである。伸長
ＭｎＳと地鉄界面に溶接水素が集積し、水素誘起割れを
起こすのである。０．００２％を越えるＳが含有されて
いると、板厚中央のＭｎＳが大型化し、ボックス柱角継
手部にＨＡＺ割れが発生しやすくなる。従って、Ｓ含有
量は０．００２％以下に規制した。
する。ＭｎＳは圧延より伸長するため、鋼板の板厚中央
部には伸長したＭｎＳが他の部分より多く存在する。本
発明の用途は建築向けであり、その多くは大入熱のサブ
マージアーク溶接（ＳＡＷ）でボックス柱に組み立てら
れ、建築物に使用される。大入熱サブマージアーク溶接
では、鉄粉入りのボンド型フラックスを大量使用するた
め、他の溶接法に比較すると鋼中に侵入する水素量が高
くなり、しばしばその熱影響部に割れが発生する。割れ
の発生起点は板厚中央の伸長化したＭｎＳである。伸長
ＭｎＳと地鉄界面に溶接水素が集積し、水素誘起割れを
起こすのである。０．００２％を越えるＳが含有されて
いると、板厚中央のＭｎＳが大型化し、ボックス柱角継
手部にＨＡＺ割れが発生しやすくなる。従って、Ｓ含有
量は０．００２％以下に規制した。
【００３１】Ｐも非常に中央偏析しやすい元素であり、
０．０１５％を超えて含有していると、板厚中央部を著
しく硬化させる。上述のＭｎＳを起点としたＨＡＺ割れ
は、周囲が硬化しているほど割れが伝播しやすくなる。
すなわち、大入熱サブマージアーク溶接で施工したボッ
クス柱角継手部に水素割れ抑制のため、Ｐを０．０１５
％以下に規制した。
０．０１５％を超えて含有していると、板厚中央部を著
しく硬化させる。上述のＭｎＳを起点としたＨＡＺ割れ
は、周囲が硬化しているほど割れが伝播しやすくなる。
すなわち、大入熱サブマージアーク溶接で施工したボッ
クス柱角継手部に水素割れ抑制のため、Ｐを０．０１５
％以下に規制した。
【００３２】Ｃａ，ＲＥＭは、ボックス柱角継手部のＨ
ＡＺ割れ抑制のために添加する。上述したように、ＨＡ
Ｚ割れの起点は伸長したＭｎＳであり、伸長化を抑制す
れば割れの防止が図られる。ＣａとＲＥＭは、鋼中硫化
物をそれぞれＣａＳ、ＲＥＭ−Ｓに変化せしめ、それら
は圧延しても伸長化しない。Ｃａ／Ｓ：０．５未満、Ｒ
ＥＭ：０．００５％未満では、十分な硫化物の伸長化抑
制が達成されない。また、Ｃａ／Ｓ：２超え、ＲＥＭ：
０．０２％超えの添加は、クラスター状の介在物（Ｃａ
−Ａｌ−Ｏ−Ｓ，ＲＥＭ−Ｏ−Ｓ）を増やし、上記ＨＡ
Ｚ割れ抑制に逆効果である。従って、ＣａをＣａ／Ｓで
０．５以上２以下、ＲＥＭを０．００５％以上０．０２
％以下に限定した。
ＡＺ割れ抑制のために添加する。上述したように、ＨＡ
Ｚ割れの起点は伸長したＭｎＳであり、伸長化を抑制す
れば割れの防止が図られる。ＣａとＲＥＭは、鋼中硫化
物をそれぞれＣａＳ、ＲＥＭ−Ｓに変化せしめ、それら
は圧延しても伸長化しない。Ｃａ／Ｓ：０．５未満、Ｒ
ＥＭ：０．００５％未満では、十分な硫化物の伸長化抑
制が達成されない。また、Ｃａ／Ｓ：２超え、ＲＥＭ：
０．０２％超えの添加は、クラスター状の介在物（Ｃａ
−Ａｌ−Ｏ−Ｓ，ＲＥＭ−Ｏ−Ｓ）を増やし、上記ＨＡ
Ｚ割れ抑制に逆効果である。従って、ＣａをＣａ／Ｓで
０．５以上２以下、ＲＥＭを０．００５％以上０．０２
％以下に限定した。
【００３３】そして、本発明によれば、安定した低温靭
性を有し、かつ低温（−２０℃〜−６０℃）で低ＹＲ
（≦８０％）を示しているので、新耐震設計を可能にす
る低温低降伏比建築鋼材を製造することができる。
性を有し、かつ低温（−２０℃〜−６０℃）で低ＹＲ
（≦８０％）を示しているので、新耐震設計を可能にす
る低温低降伏比建築鋼材を製造することができる。
【００３４】
【発明の実施の形態】表１、表２に供試鋼の化学成分を
示す。鋼Ｈ，Ｐは４０キロ級、鋼Ｉ，Ｊ，Ｕ，ＶはＴＳ
６０キロ級の鋼であり、その他はＴＳ５０キロ級の鋼で
ある。すべて、軽圧下プロセスを含む連続鋳造にてスラ
ブにされた。上記の鋼を表２に示す製造条件にて鋼板と
した。表３，４には得られた鋼板のミクロ組織、機械試
験値並び大入熱ＳＡＷ角継手耐ＨＡＺ割れ率が併記され
ている。表３中、“α＋Ｂ”はフェライト＋ベイナイト
組織、“α＋Ｐ”はフェライト＋パーライト組織、“α
＋Ｂ＋Ｍ”はフェライト＋ベイナイト＋マルテンサイト
組織を示す。
示す。鋼Ｈ，Ｐは４０キロ級、鋼Ｉ，Ｊ，Ｕ，ＶはＴＳ
６０キロ級の鋼であり、その他はＴＳ５０キロ級の鋼で
ある。すべて、軽圧下プロセスを含む連続鋳造にてスラ
ブにされた。上記の鋼を表２に示す製造条件にて鋼板と
した。表３，４には得られた鋼板のミクロ組織、機械試
験値並び大入熱ＳＡＷ角継手耐ＨＡＺ割れ率が併記され
ている。表３中、“α＋Ｂ”はフェライト＋ベイナイト
組織、“α＋Ｐ”はフェライト＋パーライト組織、“α
＋Ｂ＋Ｍ”はフェライト＋ベイナイト＋マルテンサイト
組織を示す。
【００３５】引張試験片は１／４ｔ近傍よりＣ方向に採
取されたＪＩＳ４号である。シャルピー衝撃試験片は１
／４ｔよりＬ方向に採取された。またｖＥ-55 (ave) 、
ｖＥ-55 (min) は、Ｎ数９の平均値と最小値である。大
入熱ＳＡＷ角継手耐ＨＡＺ割れ性は、図４に示す寸法・
形状の試験体で半ボックス施工試験を行い、溶接部の超
音波探傷を実施し、割れの発生状況を測定することより
評価した。同図において、１はＳＡＷによる角溶接部、
２はウェブ鋼板、３はフランジ鋼板、４はダイヤフラ
ム、５はエレクトロスラグ溶接部、そして６は溶接漏れ
がないようにするための当て金であり、ｔは板厚を示
す。半ボックス施工試験によるＳＡＷ角溶接は、２電極
の１層溶接であり、溶接入熱は、鋼板板厚に応じて１５
０ｋＪ／ｃｍ（板厚１６ｍｍの時）〜５７０ｋＪ／ｃｍ
（板厚７０ｍｍの時）で実施した。その際、溶接フラッ
クスには、鉄粉入りボンド型フラックスを温度３０℃、
湿度８０％の環境で３時間放置し、故意に吸湿させたも
のを用いた。吸湿フラックスを用いたのは、溶接時に侵
入する水素量を上昇させ、鋼板の溶接水素による割れ感
受性を明瞭に評価するためである。溶接後、３日間放置
し、図３中の矢印でＵＳＴで示した溶接フランジ角部を
ＪＩＳ Ｇ ０９１０に準じて超音波探傷を行い、割れ
プロフィールを、図５のように描いた。同図において、
斜線部は超音波探傷により検出されたΔ欠陥およびＸ欠
陥のエコー発生部分７であり、Ｃ1 ，Ｃ2，Ｃ3 はその
長さ、即ち、割れ発生部分の溶接長方向の長さを示す。
溶接長Ｌに対する、各割れ長さＣ1 ，Ｃ2 ，Ｃ3 ，…の
和の割合（長さ％）をＨＡＺ割れ率＝（Ｃ1 ＋Ｃ2 ＋Ｃ
3 ＋…）／Ｌと定義した。なお、この試験においては、
Ｌ＝７００ｍｍである。
取されたＪＩＳ４号である。シャルピー衝撃試験片は１
／４ｔよりＬ方向に採取された。またｖＥ-55 (ave) 、
ｖＥ-55 (min) は、Ｎ数９の平均値と最小値である。大
入熱ＳＡＷ角継手耐ＨＡＺ割れ性は、図４に示す寸法・
形状の試験体で半ボックス施工試験を行い、溶接部の超
音波探傷を実施し、割れの発生状況を測定することより
評価した。同図において、１はＳＡＷによる角溶接部、
２はウェブ鋼板、３はフランジ鋼板、４はダイヤフラ
ム、５はエレクトロスラグ溶接部、そして６は溶接漏れ
がないようにするための当て金であり、ｔは板厚を示
す。半ボックス施工試験によるＳＡＷ角溶接は、２電極
の１層溶接であり、溶接入熱は、鋼板板厚に応じて１５
０ｋＪ／ｃｍ（板厚１６ｍｍの時）〜５７０ｋＪ／ｃｍ
（板厚７０ｍｍの時）で実施した。その際、溶接フラッ
クスには、鉄粉入りボンド型フラックスを温度３０℃、
湿度８０％の環境で３時間放置し、故意に吸湿させたも
のを用いた。吸湿フラックスを用いたのは、溶接時に侵
入する水素量を上昇させ、鋼板の溶接水素による割れ感
受性を明瞭に評価するためである。溶接後、３日間放置
し、図３中の矢印でＵＳＴで示した溶接フランジ角部を
ＪＩＳ Ｇ ０９１０に準じて超音波探傷を行い、割れ
プロフィールを、図５のように描いた。同図において、
斜線部は超音波探傷により検出されたΔ欠陥およびＸ欠
陥のエコー発生部分７であり、Ｃ1 ，Ｃ2，Ｃ3 はその
長さ、即ち、割れ発生部分の溶接長方向の長さを示す。
溶接長Ｌに対する、各割れ長さＣ1 ，Ｃ2 ，Ｃ3 ，…の
和の割合（長さ％）をＨＡＺ割れ率＝（Ｃ1 ＋Ｃ2 ＋Ｃ
3 ＋…）／Ｌと定義した。なお、この試験においては、
Ｌ＝７００ｍｍである。
【００３６】表３，４をみると、Ｂ含有量が５ｐｐｍ以
下の鋼を熱間圧延し、７５０℃以上で圧延終了後ただち
に水冷し、６５０℃以下４００℃以上の温度範囲で水冷
を停止した場合（Ａ１，Ｂ１，Ｃ１，Ｄ１，Ｅ１，Ｆ
１，Ｇ１，Ｈ１，Ｉ１，Ｊ１，Ｋ１，Ｌ１，Ｍ１，Ｎ
１，Ｏ１，Ｖ１）は、フェライトとベイナイトの２相組
織から得られており、−５５℃のＹＲ値も８０％以下の
低い値が得られている。Ｂが５ｐｐｍ以下の鋼でも水冷
を施していないＡ２，Ｈ２は、それぞれ発明鋼のＡ１，
Ｈ１に比較した−５５℃のＹＲ値が高く、靭性も低い。
Ｂが５ｐｐｍ以下の鋼でも水冷停止温度が６５０℃以上
で停止したＢ２は、フェライトとパーライト組織になっ
ており、発明鋼Ｂ１に比較すると−５５℃のＹＲ値が高
く、靭性が低い。また、Ｂが５ｐｐｍ以下の鋼でも水冷
停止温度が４００℃を下まわる温度で停止したＡ３は、
マルテンサイトが生成し、−５５℃のＹＲ値が高く、靭
性が低い。
下の鋼を熱間圧延し、７５０℃以上で圧延終了後ただち
に水冷し、６５０℃以下４００℃以上の温度範囲で水冷
を停止した場合（Ａ１，Ｂ１，Ｃ１，Ｄ１，Ｅ１，Ｆ
１，Ｇ１，Ｈ１，Ｉ１，Ｊ１，Ｋ１，Ｌ１，Ｍ１，Ｎ
１，Ｏ１，Ｖ１）は、フェライトとベイナイトの２相組
織から得られており、−５５℃のＹＲ値も８０％以下の
低い値が得られている。Ｂが５ｐｐｍ以下の鋼でも水冷
を施していないＡ２，Ｈ２は、それぞれ発明鋼のＡ１，
Ｈ１に比較した−５５℃のＹＲ値が高く、靭性も低い。
Ｂが５ｐｐｍ以下の鋼でも水冷停止温度が６５０℃以上
で停止したＢ２は、フェライトとパーライト組織になっ
ており、発明鋼Ｂ１に比較すると−５５℃のＹＲ値が高
く、靭性が低い。また、Ｂが５ｐｐｍ以下の鋼でも水冷
停止温度が４００℃を下まわる温度で停止したＡ３は、
マルテンサイトが生成し、−５５℃のＹＲ値が高く、靭
性が低い。
【００３７】Ｂ含有量が５ｐｐｍを超えるＰ１，Ｒ１，
Ｓ１，Ｔ１，Ｕ１，Ｗ１，Ｘ１はベイナイト主体の組織
になっており、−５５℃のＹＲが高い。ここで、Ｐ１の
−５５℃のＹＲ値は７１，６％を示しているが、４０キ
ロ級としては高い。酸素含有量３０ｐｐｍを超えるＱ
１，Ｓ１，Ｕ１，Ｖ１，Ｗ１，Ｘ１は、ｖＥ-55 のmini
mum 値が低く、安定した低温靭性が得られていない。さ
らに、Ｎ含有量が３０ｐｐｍを超えるＱ１，Ｓ１，Ｕ
１，Ｘ１はｖＴｓも−４５℃以上と特に低靭性である。
Ｓ１，Ｔ１，Ｕ１，Ｗ１，Ｘ１はベイナイト主体の組織
になっており、−５５℃のＹＲが高い。ここで、Ｐ１の
−５５℃のＹＲ値は７１，６％を示しているが、４０キ
ロ級としては高い。酸素含有量３０ｐｐｍを超えるＱ
１，Ｓ１，Ｕ１，Ｖ１，Ｗ１，Ｘ１は、ｖＥ-55 のmini
mum 値が低く、安定した低温靭性が得られていない。さ
らに、Ｎ含有量が３０ｐｐｍを超えるＱ１，Ｓ１，Ｕ
１，Ｘ１はｖＴｓも−４５℃以上と特に低靭性である。
【００３８】Ｓ≦２０ｐｐｍ，Ｐ≦０．０１５％以下で
Ｃａ／Ｓで０．５以上２．０以下のＣａが添加された鋼
Ｊ，Ｋ，Ｍおよび０．００５以上０．０２％以下のＲＥ
Ｍが添加された鋼Ｌは、ＨＡＺ割れが発生していない。
Ｃａが添加されていてもＣａ／Ｓが０．５未満の鋼Ｏや
２．０超え鋼Ｎならびに過剰のＲＥＭが添加された鋼Ｘ
では、ＨＡＺ割れが発生している。
Ｃａ／Ｓで０．５以上２．０以下のＣａが添加された鋼
Ｊ，Ｋ，Ｍおよび０．００５以上０．０２％以下のＲＥ
Ｍが添加された鋼Ｌは、ＨＡＺ割れが発生していない。
Ｃａが添加されていてもＣａ／Ｓが０．５未満の鋼Ｏや
２．０超え鋼Ｎならびに過剰のＲＥＭが添加された鋼Ｘ
では、ＨＡＺ割れが発生している。
【００３９】
【表１】
【００４０】
【表２】
【００４１】
【表３】
【００４２】
【表４】
【００４３】
【発明の効果】以上の結果から明らかなように、本発明
にかかる鋼材は、安定した低温靭性を有し、かつ低温
（−２０℃〜−６０℃）で低ＹＲ（≦８０％）を示すの
で、低温で使用される建築構造物の新耐震設計を可能に
する。従って、建物の安全性が増す。また、鋼材の大量
生産が可能で、しかも価額も安く、溶接施工が容易で、
建設工期も短縮でき、全体として建設費が低廉で済む。
にかかる鋼材は、安定した低温靭性を有し、かつ低温
（−２０℃〜−６０℃）で低ＹＲ（≦８０％）を示すの
で、低温で使用される建築構造物の新耐震設計を可能に
する。従って、建物の安全性が増す。また、鋼材の大量
生産が可能で、しかも価額も安く、溶接施工が容易で、
建設工期も短縮でき、全体として建設費が低廉で済む。
【図１】引張試験温度と降伏比（＝降伏強度／引張強
度）の関係を示した図。
度）の関係を示した図。
【図２】酸素含有量と−５５℃で試験したシャルピー衝
撃吸収エネルギー（ｖＥ-55 ）の関係を示した図。
撃吸収エネルギー（ｖＥ-55 ）の関係を示した図。
【図３】Ｂ含有量と−５５℃のＹＲ値の関係を示した
図。
図。
【図４】大入熱ＳＡＷによる半ボックス試験体の形状、
および超音波探傷試験位置の説明図。
および超音波探傷試験位置の説明図。
【図５】半ボックス施工試験におけるＨＡＺ割れ率の定
義を説明する図。
義を説明する図。
１…ＳＡＷ角溶接部、２…ウェブ鋼板、３…フランジ鋼
板、４…ダイヤフラム、５…エレクトロスラグダイヤフ
ラム溶接部、６…当て金、７…超音波探傷によるΔ欠陥
およびＸ欠陥エコー発生部分。
板、４…ダイヤフラム、５…エレクトロスラグダイヤフ
ラム溶接部、６…当て金、７…超音波探傷によるΔ欠陥
およびＸ欠陥エコー発生部分。
フロントページの続き (72)発明者 石川 博 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内
Claims (7)
- 【請求項１】 Ｂ含有量が５ｐｐｍ以下の鉄基合金を熱
間圧延し、オーステナイト域で圧延終了後、ただちに水
冷し、６５０℃以下４００℃以上で水冷を停止して、主
たる組織をフェライトとベイナイトの２相組織すること
を特徴とする低温で低降伏比を示す低温用建築鋼材の製
造方法。 - 【請求項２】 重量比で、Ｃ：０．０６〜０．１８％、
Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、Ｍｎ：０．５〜１．７
％、Ａｌ：０．００１〜０．０６％、Ｂ≦５ｐｐｍ、残
部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を熱間圧延
し、７５０℃以上で圧延を終了後、ただちに水冷し、６
５０℃以下４００℃以上で水冷を停止することを特徴と
する低温で低降伏比を有する低温用建築鋼材の製造方
法。 - 【請求項３】 重量比で、Ｃ：０．０６〜０．１８％、
Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、Ｍｎ：０．５〜１．７
％、Ａｌ：０．００１〜０．０６％、Ｂ≦５ｐｐｍと、
Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、Ｎｂ：０．００５〜
０．０４％、Ｖ：０．００５〜０．１％、Ｃｕ：０．０
５〜０．６％、Ｎｉ：０．０５〜０．６％、Ｃｒ：０．
０５〜１．０％及びＭｏ：０．０２〜０．６％から選択
された１種または２種以上を含み、残部がＦｅおよび不
可避的不純物からなる鋼を７５０℃以上で圧延を終了
後、ただちに水冷し、６５０℃以下４００℃以上で水冷
を停止することを特徴とする低温で低降伏比を有する低
温用建築鋼材の製造方法。 - 【請求項４】 重量比で、Ｃ：０．０６〜０．１８％、
Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、Ｍｎ：０．５〜１．７
％、Ａｌ：０．００１〜０．０６％、Ｂ≦５ｐｐｍ、０
≦３０ｐｐｍ、Ｎ≦３０ｐｐｍで残部がＦｅおよび不可
避的不純物からなる鋼を熱間圧延し、７５０℃以上で圧
延を終了後、ただちに水冷し、６５０℃以下４００℃以
上で水冷を停止することを特徴とする低温靭性に優れ、
低温で低降伏比を有する低温用建築鋼材の製造方法。 - 【請求項５】 重量比で、Ｃ：０．０６〜０．１８％、
Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、Ｍｎ：０．５〜１．７
％、Ａｌ：０．００１〜０．０６％、Ｂ≦５ｐｐｍ、０
≦３０ｐｐｍ、Ｎ≦３０ｐｐｍと、Ｔｉ：０．００５〜
０．０１５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０４％、Ｖ：
０．００５〜０．１％、Ｃｕ：０．０５〜０．６％、Ｎ
ｉ：０．０５〜０．６％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％及
びＭｏ：０．０２〜０．６％から選択された１種または
２種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物から
なる鋼を熱間圧延し、７５０℃以上で圧延を終了後ただ
ちに水冷し、６５０℃以下４００℃以上で水冷を停止す
ることを特徴とする低温靭性に優れ、低温で低降伏比を
有する低温用建築鋼材の製造方法。 - 【請求項６】 請求項２乃至５のいずれかの鋼は、Ｐ：
≦０．０１５％、Ｓ：≦０．００２％に規制され、Ｃ
ａ：Ｃａ／Ｓで０．５以上２．０以下、ＲＥＭ：０．０
０５〜０．０２％の少なくとも一方が添加された超大入
熱溶接のＨＡＺ割れ感受性の低い低温靭性に優れかつ低
温で低降伏比を有する低温用建築鋼材の製造方法。 - 【請求項７】 請求項１乃至６のいずれか１の方法で製
造され、−２０℃〜−６０℃の低温で使用される建築物
に用いられる鋼材。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25517795A JPH0995732A (ja) | 1995-10-02 | 1995-10-02 | 低温用建築鋼材の製造方法及び低温用建築鋼材 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25517795A JPH0995732A (ja) | 1995-10-02 | 1995-10-02 | 低温用建築鋼材の製造方法及び低温用建築鋼材 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0995732A true JPH0995732A (ja) | 1997-04-08 |
Family
ID=17275116
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP25517795A Pending JPH0995732A (ja) | 1995-10-02 | 1995-10-02 | 低温用建築鋼材の製造方法及び低温用建築鋼材 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0995732A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100973923B1 (ko) * | 2007-12-20 | 2010-08-03 | 주식회사 포스코 | 고강도 고인성 건설용 강재 및 그 제조방법 |
| JP2016011439A (ja) * | 2014-06-27 | 2016-01-21 | 新日鐵住金株式会社 | 冷間プレス成形角形鋼管用厚鋼板、冷間プレス成形角形鋼管、及び溶接継手 |
-
1995
- 1995-10-02 JP JP25517795A patent/JPH0995732A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100973923B1 (ko) * | 2007-12-20 | 2010-08-03 | 주식회사 포스코 | 고강도 고인성 건설용 강재 및 그 제조방법 |
| JP2016011439A (ja) * | 2014-06-27 | 2016-01-21 | 新日鐵住金株式会社 | 冷間プレス成形角形鋼管用厚鋼板、冷間プレス成形角形鋼管、及び溶接継手 |
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