JP3212363B2 - 大入熱溶接熱影響部靭性の優れた建築用低降伏比６００Ｎ／ｍｍ２級鋼板の製造法 - Google Patents
大入熱溶接熱影響部靭性の優れた建築用低降伏比６００Ｎ／ｍｍ２級鋼板の製造法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
造物など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）の靭性が優れた低降伏比６００Ｎ／mm2 級
鋼板の製造法に関する。
造物など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）の靭性が優れた低降伏比６００Ｎ／mm2 級
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靭性は、（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
イズは低温靭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。
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
イズは低温靭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。
【０００３】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。
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。
【０００４】このため溶融線近傍での靭性劣化が大き
く、ＨＡＺの全域で安定して高靭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。
く、ＨＡＺの全域で安定して高靭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。
【０００５】これに対しＴｉ酸化物（主としてＴｉ2 Ｏ
3 ）を微細分散させた鋼（特開昭６１−７９７４５号公
報）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、ＴｉＮ鋼に比較して優れた低温
靭性が得られる。
3 ）を微細分散させた鋼（特開昭６１−７９７４５号公
報）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、ＴｉＮ鋼に比較して優れた低温
靭性が得られる。
【０００６】しかし、従来の６００Ｎ／mm2 級鋼板では
焼入性が高く、特に大入熱溶接（溶接入熱＝５００〜１
５００kJ／cm）の場合ではＩＧＦが生成しにくく、この
方法でも十分なＨＡＺ靭性が得られない。
焼入性が高く、特に大入熱溶接（溶接入熱＝５００〜１
５００kJ／cm）の場合ではＩＧＦが生成しにくく、この
方法でも十分なＨＡＺ靭性が得られない。
【０００７】
【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靭性の極めて優れた低降伏比６００Ｎ／mm
2 級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
低温靭性を示す。
おいてＨＡＺ靭性の極めて優れた低降伏比６００Ｎ／mm
2 級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
低温靭性を示す。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明の具体的手段を下
記（１），（２）に示す。
記（１），（２）に示す。
【０００９】（１）重量比でＣ：０．０５〜０．１１
％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．６〜１．６％、
Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｕ：０．
８０〜１．６０％、Ｎｉ：０．３０〜１．０％、Ｎｂ：
０．００５〜０．０２％以下、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Ａ
ｌを含有しない鋼を１０００〜１２５０℃の温度域で再
加熱後、１０００℃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
行う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靭性の優れた建築用
低降伏比６００Ｎ／mm2 級鋼板の製造法。
％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．６〜１．６％、
Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｕ：０．
８０〜１．６０％、Ｎｉ：０．３０〜１．０％、Ｎｂ：
０．００５〜０．０２％以下、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Ａ
ｌを含有しない鋼を１０００〜１２５０℃の温度域で再
加熱後、１０００℃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
行う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靭性の優れた建築用
低降伏比６００Ｎ／mm2 級鋼板の製造法。
【００１０】（２）重量比でＣ：０．０５〜０．１１
％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．６〜１．６％、
Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｕ：０．
８０〜１．６０％、Ｎｉ：０．３０〜１．０％、Ｎｂ：
０．００５〜０．０２％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．
０２５％、Ａｌ：０．００５％以下、Ｎ：０．００１〜
０．００４％、Ｏ：０．００１〜０．００６％、さらに
Ｖ：０．００５〜０．１０％、Ｃｒ：０．０５〜０．５
％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｃａ：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１０００〜１２
５０℃の温度域で再加熱後、１０００℃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行う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
靭性の優れた建築用低降伏比６００Ｎ／mm2 級鋼板の製
造法。
％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．６〜１．６％、
Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｕ：０．
８０〜１．６０％、Ｎｉ：０．３０〜１．０％、Ｎｂ：
０．００５〜０．０２％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．
０２５％、Ａｌ：０．００５％以下、Ｎ：０．００１〜
０．００４％、Ｏ：０．００１〜０．００６％、さらに
Ｖ：０．００５〜０．１０％、Ｃｒ：０．０５〜０．５
％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｃａ：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１０００〜１２
５０℃の温度域で再加熱後、１０００℃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行う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
靭性の優れた建築用低降伏比６００Ｎ／mm2 級鋼板の製
造法。
【００１１】
【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）に規定する性能を維持
し、かつ大入熱溶接熱影響部の靭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
発明者らの研究によれば、優れた大入熱溶接ＨＡＺ靭性
を得るには低Ｃ，Ｂ無添加とＴｉ酸化物の利用が必須で
あり、そこで結晶粒の微細化とＣｕによる析出硬化によ
って６００Ｎ／mm2 の強度、靭性を確保する方法を発明
した。
延鋼材（ＪＩＳ Ｇ３１０６）に規定する性能を維持
し、かつ大入熱溶接熱影響部の靭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
発明者らの研究によれば、優れた大入熱溶接ＨＡＺ靭性
を得るには低Ｃ，Ｂ無添加とＴｉ酸化物の利用が必須で
あり、そこで結晶粒の微細化とＣｕによる析出硬化によ
って６００Ｎ／mm2 の強度、靭性を確保する方法を発明
した。
【００１２】本発明の特徴は低Ｃ，Ｂ無添加と適量のＣ
ｕ添加と、さらにＴｉ，Ｎ，ＯによりＴｉ2 Ｏ3 ，Ｔｉ
Ｎを鋼中に微細分散させた鋼片を１０００〜１２５０℃
の温度域で再加熱後、１０００℃以下の累積圧下率が５
０％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
理を行いＣｕの析出硬化と微細なフェライト−ベイナイ
ト組織にて、６００Ｎ／mm2 の強度、低降伏比と優れた
大入熱溶接ＨＡＺ靭性を同時に得ることにある。
ｕ添加と、さらにＴｉ，Ｎ，ＯによりＴｉ2 Ｏ3 ，Ｔｉ
Ｎを鋼中に微細分散させた鋼片を１０００〜１２５０℃
の温度域で再加熱後、１０００℃以下の累積圧下率が５
０％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
理を行いＣｕの析出硬化と微細なフェライト−ベイナイ
ト組織にて、６００Ｎ／mm2 の強度、低降伏比と優れた
大入熱溶接ＨＡＺ靭性を同時に得ることにある。
【００１３】６００Ｎ／mm2 の強度、靭性を得るために
必要な最低のＣｕ，Ｎｂ量はそれぞれ０．８０％、０．
００５％である。しかし、これらの元素を過剰に添加す
るとＨＡＺ靭性が劣化するため、Ｃｕ，Ｎｂの上限はそ
れぞれ１．６０％、０．０２％である。
必要な最低のＣｕ，Ｎｂ量はそれぞれ０．８０％、０．
００５％である。しかし、これらの元素を過剰に添加す
るとＨＡＺ靭性が劣化するため、Ｃｕ，Ｎｂの上限はそ
れぞれ１．６０％、０．０２％である。
【００１４】次に前述のようなＣｕ，Ｎｂの効果を十分
に発揮させ、優れたＨＡＺ靭性を得るためには、鋼板の
製造条件も適切にする必要がある。まず再加熱温度を１
０００〜１２５０℃の範囲に限定する。再加熱温度はＮ
ｂ，Ｖなどの析出物を固溶させ、かつ圧延終了温度を確
保するために１０００℃以上としなければならない。し
かし再加熱温度が１２５０℃超ではオーステナイト粒が
著しく粗大化し、圧延によっても完全に微細化ができな
いため優れた低温靭性が得られない。従って再加熱温度
は１２５０℃以下とする必要がある。
に発揮させ、優れたＨＡＺ靭性を得るためには、鋼板の
製造条件も適切にする必要がある。まず再加熱温度を１
０００〜１２５０℃の範囲に限定する。再加熱温度はＮ
ｂ，Ｖなどの析出物を固溶させ、かつ圧延終了温度を確
保するために１０００℃以上としなければならない。し
かし再加熱温度が１２５０℃超ではオーステナイト粒が
著しく粗大化し、圧延によっても完全に微細化ができな
いため優れた低温靭性が得られない。従って再加熱温度
は１２５０℃以下とする必要がある。
【００１５】続いて圧延では１０００℃以下の累積圧下
率を５０％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靭性を得るためである。圧延に続
く鋼板の冷却条件は７５０℃以上の温度から常温まで焼
入し、７００〜８５０℃の温度範囲に再加熱、焼入し、
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。
率を５０％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靭性を得るためである。圧延に続
く鋼板の冷却条件は７５０℃以上の温度から常温まで焼
入し、７００〜８５０℃の温度範囲に再加熱、焼入し、
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。
【００１６】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。
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。
【００１７】しかしながら、圧延終了後の焼入温度が７
５０℃未満では変態が進み所定の強度が得られず、８５
０℃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。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Ａｃ
1 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。
５０℃未満では変態が進み所定の強度が得られず、８５
０℃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。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Ａｃ
1 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。
【００１８】次に本発明における成分限定理由について
説明する。Ｃの下限０．０５％は母材および溶接部の強
度確保ならびにＮｂ，Ｖ添加時に、これらの効果を発揮
させるための最小量である。しかしＣ量が多すぎると大
入熱溶接ＨＡＺ靭性の著しい劣化を招くので、上限０．
１１％とした。
説明する。Ｃの下限０．０５％は母材および溶接部の強
度確保ならびにＮｂ，Ｖ添加時に、これらの効果を発揮
させるための最小量である。しかしＣ量が多すぎると大
入熱溶接ＨＡＺ靭性の著しい劣化を招くので、上限０．
１１％とした。
【００１９】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靭性が劣化するため、その上
限を０．５％とした。Ｍｎは強度、靭性を確保するうえ
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、ＨＡ
Ｚ靭性が劣化するためＭｎの上限を１．６％とした。
多くなると溶接性、ＨＡＺ靭性が劣化するため、その上
限を０．５％とした。Ｍｎは強度、靭性を確保するうえ
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、ＨＡ
Ｚ靭性が劣化するためＭｎの上限を１．６％とした。
【００２０】ＮｉはＨＡＺ靭性の悪影響を及ぼすことな
く強度、靭性を向上させるほか、Ｃｕ−クラックの防止
にも効果がある。しかし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。
く強度、靭性を向上させるほか、Ｃｕ−クラックの防止
にも効果がある。しかし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。
【００２１】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および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。
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および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。
【００２２】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靭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靭性の劣化を招くため、その範囲を０．００１〜
０．００４％とした。
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靭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靭性の劣化を招くため、その範囲を０．００１〜
０．００４％とした。
【００２３】ＯはＴｉ2 Ｏ3 を生成させるために必要な
元素で、その最低必要量は０．００１％であり、０．０
０６％を超えると鋼の清浄度、靭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および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、一般に靭性、板厚方向強度などに関す
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０．０２％、０．００
３％以下である。
元素で、その最低必要量は０．００１％であり、０．０
０６％を超えると鋼の清浄度、靭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および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、一般に靭性、板厚方向強度などに関す
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０．０２％、０．００
３％以下である。
【００２４】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Ｖ，Ｃｒ，Ｍｏ，
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。
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Ｖ，Ｃｒ，Ｍｏ，
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。
【００２５】次に、前記添加元素とその添加量について
説明する。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０．０
０５％以下では効果がなく０．１０％を超えるとＨＡＺ
靭性に好ましくない影響がある。
説明する。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０．０
０５％以下では効果がなく０．１０％を超えるとＨＡＺ
靭性に好ましくない影響がある。
【００２６】Ｃｒは母材および溶接部の強度を高める元
素であり、０．５％を超えると大入熱溶接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０．０５〜０．５％とする。次に、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、０．５％を超えると大入熱溶接
ＨＡＺ靭性の劣化を招き好ましくないため０．０５〜
０．５％に限定する。
素であり、０．５％を超えると大入熱溶接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０．０５〜０．５％とする。次に、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、０．５％を超えると大入熱溶接
ＨＡＺ靭性の劣化を招き好ましくないため０．０５〜
０．５％に限定する。
【００２７】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，Ｃ
ａＳ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０．００１〜０．０
０６％とする。
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，Ｃ
ａＳ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０．００１〜０．０
０６％とする。
【００２８】
【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、母材の強度、靭性と大入熱溶接ＨＡＺ靭性を
調査した。
を製造し、母材の強度、靭性と大入熱溶接ＨＡＺ靭性を
調査した。
【００２９】
【表１】
【００３０】
【表２】
【００３１】表１の１〜８に本発明鋼、９〜２１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１〜８
は、ＨＴ６０の規格強度並びに降伏比も８０％以下を満
足しており、また優れた母材の低温靭性が得られ、優れ
た大入熱溶接ＨＡＺ靭性が得られている。これに対し比
較鋼９ではＣ量が少ないために母材の規格強度が満足し
ない。比較鋼１０ではＣの量が多いために、ＨＡＺ靭性
が低い。比較鋼１１ではＣｕの量が少ないために母材の
規格強度が満足しない。比較鋼１２ではＮｂの量が多い
ためにＨＡＺ靭性が低い。比較鋼１３ではＴｉの量が少
なく、また比較鋼１４ではＴｉの量が多すぎ、共にＨＡ
Ｚ靭性が低い。比較鋼１５ではＡｌの量が多いためＴｉ
酸化物が生成せず、ＨＡＺ靭性が低くなっている。比較
鋼１６では再加熱温度が低く十分にＮｂの固溶が図られ
なかったため母材の規格強度が満足しない。比較鋼１７
では再加熱温度が高すぎ組織の粗大化を招き、母材の低
温靭性の劣化並びにＨＡＺ靭性が低下している。
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１〜８
は、ＨＴ６０の規格強度並びに降伏比も８０％以下を満
足しており、また優れた母材の低温靭性が得られ、優れ
た大入熱溶接ＨＡＺ靭性が得られている。これに対し比
較鋼９ではＣ量が少ないために母材の規格強度が満足し
ない。比較鋼１０ではＣの量が多いために、ＨＡＺ靭性
が低い。比較鋼１１ではＣｕの量が少ないために母材の
規格強度が満足しない。比較鋼１２ではＮｂの量が多い
ためにＨＡＺ靭性が低い。比較鋼１３ではＴｉの量が少
なく、また比較鋼１４ではＴｉの量が多すぎ、共にＨＡ
Ｚ靭性が低い。比較鋼１５ではＡｌの量が多いためＴｉ
酸化物が生成せず、ＨＡＺ靭性が低くなっている。比較
鋼１６では再加熱温度が低く十分にＮｂの固溶が図られ
なかったため母材の規格強度が満足しない。比較鋼１７
では再加熱温度が高すぎ組織の粗大化を招き、母材の低
温靭性の劣化並びにＨＡＺ靭性が低下している。
【００３２】比較鋼１８では１０００℃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
材の低温靭性の劣化並びにＨＡＺ靭性が低下している。
比較鋼１９では水冷開始温度が低くフェライト量が多く
なりすぎ母材の規格強度が満足しない。比較鋼２０では
焼入温度が低く母材の強度が低く、規格値を満足しな
い。比較鋼２１では焼入温度が高いため十分な２相組織
にならないため、母材の降伏比が８０％を超えてしま
う。
率が低く、圧延による組織の細粒化が十分行われず、母
材の低温靭性の劣化並びにＨＡＺ靭性が低下している。
比較鋼１９では水冷開始温度が低くフェライト量が多く
なりすぎ母材の規格強度が満足しない。比較鋼２０では
焼入温度が低く母材の強度が低く、規格値を満足しな
い。比較鋼２１では焼入温度が高いため十分な２相組織
にならないため、母材の降伏比が８０％を超えてしま
う。
【００３３】
【発明の効果】本発明の化学成分および製造法で製造し
た厚鋼板、形鋼、棒鋼などの鋼材は優れた大入熱溶接Ｈ
ＡＺ靭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。
た厚鋼板、形鋼、棒鋼などの鋼材は優れた大入熱溶接Ｈ
ＡＺ靭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 昭52−133819（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−129317（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−93020（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 (2)
- 【請求項１】 重量比で Ｃ ：０．０５〜０．１１％、 Ｓｉ：０．５％以
下、 Ｍｎ：０．６〜１．６％、 Ｐ ：０．０３％
以下、 Ｓ ：０．０１％以下、 Ｃｕ：０．８０〜
１．６０％、 Ｎｉ：０．３０〜１．０％、 Ｎｂ：０．００５
〜０．０２％以下、 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１０００〜１２５０℃の温度
域で再加熱後、１０００℃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
処理を行うことを特徴とする大入熱溶接熱影響部靭性の
優れた建築用低降伏比６００Ｎ／mm2 級鋼板の製造法。 - 【請求項２】 重量比で Ｖ ：０．００５〜０．１０％、 Ｃｒ：０．０５〜
０．５％、 Ｍｏ：０．０５〜０．５％、 Ｃａ：０．００１
〜０．００６％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求
項１記載の大入熱溶接熱影響部靭性の優れた建築用低降
伏比６００Ｎ／mm2 級鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17101992A JP3212363B2 (ja) | 1992-06-29 | 1992-06-29 | 大入熱溶接熱影響部靭性の優れた建築用低降伏比６００Ｎ／ｍｍ２級鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17101992A JP3212363B2 (ja) | 1992-06-29 | 1992-06-29 | 大入熱溶接熱影響部靭性の優れた建築用低降伏比６００Ｎ／ｍｍ２級鋼板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0610043A JPH0610043A (ja) | 1994-01-18 |
| JP3212363B2 true JP3212363B2 (ja) | 2001-09-25 |
Family
ID=15915587
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP17101992A Expired - Lifetime JP3212363B2 (ja) | 1992-06-29 | 1992-06-29 | 大入熱溶接熱影響部靭性の優れた建築用低降伏比６００Ｎ／ｍｍ２級鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3212363B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1026276B1 (en) * | 1998-08-05 | 2010-12-29 | Nippon Steel Corporation | Rolled steel product excellent in weatherability and fatigue resisting characteristic and method of production thereof |
| KR100431610B1 (ko) * | 1999-12-27 | 2004-05-17 | 주식회사 포스코 | 초대 입열 용접부 충격인성이 우수한 조선용 탄소강 및 그 제조 방법 |
| KR100489024B1 (ko) * | 2000-11-27 | 2005-05-11 | 주식회사 포스코 | 재결정제어압연에 의한 용접구조용 강재의 제조방법 |
-
1992
- 1992-06-29 JP JP17101992A patent/JP3212363B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0610043A (ja) | 1994-01-18 |
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