JP3212380B2 - 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
【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。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＝５
００〜１５００kJ／cm）の場合ではＩＧＦが生成しにく
く、この方法でも十分なＨＡＺ靭性が得られない。
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。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＝５
００〜１５００kJ／cm）の場合ではＩＧＦが生成しにく
く、この方法でも十分なＨＡＺ靭性が得られない。
【０００６】
【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。
【０００７】
【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。 （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％、Ａ
ｌ：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
い鋼を熱間圧延後、Ａｃ3 変態点〜１０００℃以下の温
度範囲に再加熱、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
建築物用低降伏比６００Ｎ／mm2 級鋼板の製造法。
記（１），（２）に示す。 （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％、Ａ
ｌ：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
い鋼を熱間圧延後、Ａｃ3 変態点〜１０００℃以下の温
度範囲に再加熱、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
建築物用低降伏比６００Ｎ／mm2 級鋼板の製造法。
【０００８】（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を含有しない鋼を熱間圧延後、Ａ
ｃ3 変態点〜１０００℃の温度範囲に再加熱、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を含有しない鋼を熱間圧延後、Ａ
ｃ3 変態点〜１０００℃の温度範囲に再加熱、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。
【０００９】
【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。
【００１０】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熱間圧延後、Ａｃ3 変
態点〜１０００℃の温度範囲に再加熱、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−ベイナイト組織にして、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熱間圧延後、Ａｃ3 変
態点〜１０００℃の温度範囲に再加熱、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−ベイナイト組織にして、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。
【００１１】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。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。
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。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。
【００１２】熱間圧延後のＡｃ3 変態点〜１０００℃の
温度範囲に再加熱、焼入の後に、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。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。
温度範囲に再加熱、焼入の後に、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。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、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。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。
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。
【００１４】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。
【００１５】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。
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。
【００１６】Ｍｎは強度、靭性を確保する上で不可欠の
元素であり、その下限は０．６％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靭性が劣
化するためＭｎの上限を１．６％とした。
元素であり、その下限は０．６％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靭性が劣
化するためＭｎの上限を１．６％とした。
【００１７】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。
【００１８】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酸素
と結合してＴｉ酸化物が生成しなくなるためである。Ｓ
ｉ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は少ないほどよく、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酸素
と結合してＴｉ酸化物が生成しなくなるためである。Ｓ
ｉ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は少ないほどよく、０．００３％以下が望
ましい。
【００１９】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。
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。
【００２０】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ＨＡＺ靭性の劣化を
招くため、その範囲を０．００１〜０．００４％とし
た。
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ＨＡＺ靭性の劣化を
招くため、その範囲を０．００１〜０．００４％とし
た。
【００２１】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
は高温強度の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
は高温強度の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。
【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。
【００２３】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とほぼ同じ結果を持つ元素であり、
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とほぼ同じ結果を持つ元素であり、
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。
【００２４】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。
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。
【００２５】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。
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。
【００２６】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。
【００２７】
【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。
【００２８】
【表１】
【００２９】
【表２】
【００３０】
【表３】
【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。
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。
【００３２】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ＨＡＺ靭性が低い。
に母材の規格強度が満足しない。比較鋼１０ではＣ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ＨＡＺ靭性が低い。
【００３３】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１回目の焼入温度が高すぎるため、母材の低温
靭性並びにＨＡＺ靭性が不十分である。比較鋼１７では
２回目の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１８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。
化物が生成せず、ＨＡＺ靭性が低くなっている。比較鋼
１６では１回目の焼入温度が高すぎるため、母材の低温
靭性並びにＨＡＺ靭性が不十分である。比較鋼１７では
２回目の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１８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。
【００３４】
【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 平２−190424（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−129317（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−93020（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−10043（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％、 残部が鉄および不可避的不純物からなる実質的にＡｌを
含有しない鋼を熱間圧延後、Ａｃ3 変態点〜１０００℃
の温度範囲に再加熱、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 |
|---|---|---|---|
| JP28003492A JP3212380B2 (ja) | 1992-10-19 | 1992-10-19 | 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 |
|---|---|---|---|
| JP28003492A JP3212380B2 (ja) | 1992-10-19 | 1992-10-19 | 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 |
|---|---|
| JPH06128635A JPH06128635A (ja) | 1994-05-10 |
| JP3212380B2 true JP3212380B2 (ja) | 2001-09-25 |
Family
ID=17619377
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP28003492A Expired - Lifetime JP3212380B2 (ja) | 1992-10-19 | 1992-10-19 | 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) | JP3212380B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP6645373B2 (ja) * | 2016-07-19 | 2020-02-14 | 日本製鉄株式会社 | 厚鋼板とその製造方法 |
-
1992
- 1992-10-19 JP JP28003492A patent/JP3212380B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH06128635A (ja) | 1994-05-10 |
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