JPH0820838A - 溶接性に優れた耐候性耐火鋼材とその製造方法 - Google Patents
溶接性に優れた耐候性耐火鋼材とその製造方法Info
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- JPH0820838A JPH0820838A JP15583694A JP15583694A JPH0820838A JP H0820838 A JPH0820838 A JP H0820838A JP 15583694 A JP15583694 A JP 15583694A JP 15583694 A JP15583694 A JP 15583694A JP H0820838 A JPH0820838 A JP H0820838A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 十分な高温耐力、耐候性を有し、大入熱溶接
時にもHAZ 靱性の劣化を生じることのない建築構造用49
0 Ｎ／mm2 級耐候性耐火鋼材の製造方法を提供する。 【構成】Ｃ：0.05〜0.13％、 Si：0.05〜0.60％、
Mn：0.50〜1.00％、Cu：0.30〜0.50％、 Ni：0.05
〜0.40％、 Cr：0.50〜1.00％、Ｖ：0.005 〜0.080
％、Mo：0.30〜0.60％、 Ti：0.005 〜0.030 ％、A
l：0.005 ％超0.015 ％以下、残部がFeおよび不可避的
不純物から成る鋼組成を有し、母材中に、AlとMnの比
[(Al／Mn) ×100]が0.5 〜2.0 、直径1.0 μm 以下のAl
−Mn複合酸化物を介在物として分散させる。
時にもHAZ 靱性の劣化を生じることのない建築構造用49
0 Ｎ／mm2 級耐候性耐火鋼材の製造方法を提供する。 【構成】Ｃ：0.05〜0.13％、 Si：0.05〜0.60％、
Mn：0.50〜1.00％、Cu：0.30〜0.50％、 Ni：0.05
〜0.40％、 Cr：0.50〜1.00％、Ｖ：0.005 〜0.080
％、Mo：0.30〜0.60％、 Ti：0.005 〜0.030 ％、A
l：0.005 ％超0.015 ％以下、残部がFeおよび不可避的
不純物から成る鋼組成を有し、母材中に、AlとMnの比
[(Al／Mn) ×100]が0.5 〜2.0 、直径1.0 μm 以下のAl
−Mn複合酸化物を介在物として分散させる。
Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、大入熱溶接熱影響部の
靱性にすぐれた耐候性耐火鋼材とその製造方法、特に建
築物の主要部材である柱や梁を建築物の外に出した、い
わゆる「外部鉄骨架構」に使用される鋼材とその製造方
法に関し、詳しくは、耐候性に優れ、十分な高温強度と
優れた溶接性を有する建築構造用490 Ｎ／mm2 級耐候性
耐火鋼材とその製造方法に関するものである。
靱性にすぐれた耐候性耐火鋼材とその製造方法、特に建
築物の主要部材である柱や梁を建築物の外に出した、い
わゆる「外部鉄骨架構」に使用される鋼材とその製造方
法に関し、詳しくは、耐候性に優れ、十分な高温強度と
優れた溶接性を有する建築構造用490 Ｎ／mm2 級耐候性
耐火鋼材とそ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、例えば湿式ロックウール
(アスベストのこと) 被覆を行うなどの鉄骨の耐火被覆
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、例えば湿式ロックウール
(アスベストのこと) 被覆を行うなどの鉄骨の耐火被覆
施工が義務づけられている。
【０００３】従来の建築構造用490 Ｎ／mm2 級鋼材で
は、火災時に鋼材の曝される高温が350 ℃を超えると、
そのとき構造部材に要求される長期耐力 (常温耐力の２
／３)の217 Ｎ／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、工期などの面からは足かせ
となる上述のような耐火被覆を施している。
は、火災時に鋼材の曝される高温が350 ℃を超えると、
そのとき構造部材に要求される長期耐力 (常温耐力の２
／３)の217 Ｎ／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、工期などの面からは足かせ
となる上述のような耐火被覆を施している。
【０００４】しかし、建築基準法に最近追加された「新
耐火設計法」では、600 ℃における耐力が常温耐力の２
／３以上を有する高温耐力のすぐれた鋼材 (耐火鋼材)
を使用すれば、耐火被覆の簡略あるいは省略が認められ
るようになっている。特に、建築物を「外部鉄骨架構」
とした場合、鋼材は火災時に窓等からの火炎の吹き出し
による温度上昇しか受けないため、鋼材温度が600 ℃以
下となり無被覆にできる可能性が極めて高く、耐候性を
有した耐火鋼材の必要性が高まっている。
耐火設計法」では、600 ℃における耐力が常温耐力の２
／３以上を有する高温耐力のすぐれた鋼材 (耐火鋼材)
を使用すれば、耐火被覆の簡略あるいは省略が認められ
るようになっている。特に、建築物を「外部鉄骨架構」
とした場合、鋼材は火災時に窓等からの火炎の吹き出し
による温度上昇しか受けないため、鋼材温度が600 ℃以
下となり無被覆にできる可能性が極めて高く、耐候性を
有した耐火鋼材の必要性が高まっている。
【０００５】また、600 ℃での耐力が常温耐力の２／３
以上を満足する建築用鋼材として、特開平３−6322号公
報に開示されている鋼材が提案されているが、この鋼材
は耐候性を有する耐火鋼材を目的としたものではない。
以上を満足する建築用鋼材として、特開平３−6322号公
報に開示されている鋼材が提案されているが、この鋼材
は耐候性を有する耐火鋼材を目的としたものではない。
【０００６】そのような耐候性の問題点を解決する手段
として、特開平５−117745号公報に開示された方法が挙
げられる。確かに、Mo、Cr、Nb、Ｖ等の合金元素の総量
を0.15％以下に制限するとともに、Ceq ≦0.40％に限定
しているが、建築物の構造材として使用される場合、特
に“ボックス柱ダイヤフラム部の溶接”に代表されるよ
うな大入熱溶接時にはこれら合金元素の添加により、む
しろ靱性が顕著に劣化し好ましくないという問題があっ
た。
として、特開平５−117745号公報に開示された方法が挙
げられる。確かに、Mo、Cr、Nb、Ｖ等の合金元素の総量
を0.15％以下に制限するとともに、Ceq ≦0.40％に限定
しているが、建築物の構造材として使用される場合、特
に“ボックス柱ダイヤフラム部の溶接”に代表されるよ
うな大入熱溶接時にはこれら合金元素の添加により、む
しろ靱性が顕著に劣化し好ましくないという問題があっ
た。
【０００７】ところで、「外部鉄骨架構」に使用される
鋼材としては、JIS Ｇ3114に規定される溶接構造用耐候
性鋼材があるが、この鋼材は600 ℃での耐力が常温耐力
の２／３ (217 Ｎ／mm2 ) を満足しない。
鋼材としては、JIS Ｇ3114に規定される溶接構造用耐候
性鋼材があるが、この鋼材は600 ℃での耐力が常温耐力
の２／３ (217 Ｎ／mm2 ) を満足しない。
【０００８】現在、高温耐力のすぐれた鋼材としては、
ボイラ・圧力容器用として広く使用されているCr−Mo鋼
材がある。この鋼材は600 ℃での耐力は217 Ｎ／mm2 以
上を有するが、Ceq が高いために、溶接性および大入熱
溶接継手靱性が悪く、溶接施工上難点がある。また、こ
のCr−Mo鋼材は、ボイラ・圧力容器用のため、耐候性を
有していない。
ボイラ・圧力容器用として広く使用されているCr−Mo鋼
材がある。この鋼材は600 ℃での耐力は217 Ｎ／mm2 以
上を有するが、Ceq が高いために、溶接性および大入熱
溶接継手靱性が悪く、溶接施工上難点がある。また、こ
のCr−Mo鋼材は、ボイラ・圧力容器用のため、耐候性を
有していない。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】ここに、本発明の目的
は、上記の従来技術の問題点を解決する、大入熱溶接熱
影響部の靱性にすぐれ、耐候性にすぐれた建築構造用49
0 Ｎ／mm2 級耐火鋼材とその製造方法を提供することで
ある。
は、上記の従来技術の問題点を解決する、大入熱溶接熱
影響部の靱性にすぐれ、耐候性にすぐれた建築構造用49
0 Ｎ／mm2 級耐火鋼材とその製造方法を提供することで
ある。
【００１０】より具体的には、本発明の目的は、耐候性
および高温耐力確保に有効な元素を添加し、さらに製造
方法の面からは、制御圧延、加速冷却を行うことによっ
て、十分な高温耐力と耐候性を有し、しかも、従来の溶
接構造用耐候性鋼材と同様の設計・施工が可能な母材特
性、溶接性および溶接継手靱性の優れた建築構造用490
Ｎ／mm2 級耐候性耐火鋼材とその製造方法を提供するこ
とである。
および高温耐力確保に有効な元素を添加し、さらに製造
方法の面からは、制御圧延、加速冷却を行うことによっ
て、十分な高温耐力と耐候性を有し、しかも、従来の溶
接構造用耐候性鋼材と同様の設計・施工が可能な母材特
性、溶接性および溶接継手靱性の優れた建築構造用490
Ｎ／mm2 級耐候性耐火鋼材とその製造方法を提供するこ
とである。
【００１１】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上述の目
的を達成すべく、数多くの実験を繰り返しながら研究を
重ねた結果、Al、Mnの含有量をバランス良く調整し、そ
の母地中に、Mn−Alの複合酸化物を微細分散させると建
築構造物用として十分な耐火性、耐候性を示すと共に大
入熱溶接時のHAZ 靱性を劣化させることのない鋼材を実
現することができるとの知見を得るに至った。
的を達成すべく、数多くの実験を繰り返しながら研究を
重ねた結果、Al、Mnの含有量をバランス良く調整し、そ
の母地中に、Mn−Alの複合酸化物を微細分散させると建
築構造物用として十分な耐火性、耐候性を示すと共に大
入熱溶接時のHAZ 靱性を劣化させることのない鋼材を実
現することができるとの知見を得るに至った。
【００１２】即ち、従来この種の粒子分散鋼は“特開平
４−362156号公報”にあるようなTi系酸・窒化物が挙げ
られるが、製鋼、連続鋳造段階での制約が多く鋼中の酸
素“Ｏ”のコントロール等が必要であり手間がかかっ
た。
４−362156号公報”にあるようなTi系酸・窒化物が挙げ
られるが、製鋼、連続鋳造段階での制約が多く鋼中の酸
素“Ｏ”のコントロール等が必要であり手間がかかっ
た。
【００１３】またこの方法では特に大入熱 (入熱200 〜
1000KJ／ｃｍ) の場合では介在物からのアシキュラーフ
ェライト (IGF)の生成が十分でなく良好なHAZ 靱性が得
られていない。
1000KJ／ｃｍ) の場合では介在物からのアシキュラーフ
ェライト (IGF)の生成が十分でなく良好なHAZ 靱性が得
られていない。
【００１４】上記課題の克服のため、溶製段階でAl／Mn
をコントロールすることで比較的容易に生成しうるMn−
Al複合酸化物に着目し、これらのバランスを図１の如く
うまく調整することにより、鋼中に平均粒径１μm 以下
の介在物を分散させることにより、従来にもまして大入
熱溶接時にもIGF を生成させ、HAZ 靱性を向上すること
ができることを見い出し、本発明を完成した。
をコントロールすることで比較的容易に生成しうるMn−
Al複合酸化物に着目し、これらのバランスを図１の如く
うまく調整することにより、鋼中に平均粒径１μm 以下
の介在物を分散させることにより、従来にもまして大入
熱溶接時にもIGF を生成させ、HAZ 靱性を向上すること
ができることを見い出し、本発明を完成した。
【００１５】なお、図１は、上述する実施例の鋼種No.1
の組成のものを溶製の段階でAl/Mn比を種々変更させた
ときの介在物内のAl/Mn 比と平均粒径との関係を示すグ
ラフである。これらのデータは光学顕微鏡を使って目視
で検査したときの30点の平均である。直径2.5 μm 以上
のものはHAZ 靱性に影響しないとしてカウントしていな
い。
の組成のものを溶製の段階でAl/Mn比を種々変更させた
ときの介在物内のAl/Mn 比と平均粒径との関係を示すグ
ラフである。これらのデータは光学顕微鏡を使って目視
で検査したときの30点の平均である。直径2.5 μm 以上
のものはHAZ 靱性に影響しないとしてカウントしていな
い。
【００１６】ここに、本発明の要旨とするところは、重
量％で、Ｃ：0.05〜0.13％、 Si：0.05〜0.60％、
Mn：0.50〜1.00％、Cu：0.30〜0.50％、 Ni：0.05
〜0.40％、 Cr：0.50〜1.00％、Ｖ：0.005 〜0.080
％、Mo：0.30〜0.60％、 Ti：0.005 〜0.030 ％、A
l：0.005 ％超0.015 ％以下、残部がFeおよび不可避的
不純物から成る鋼組成を有し、かつ、AlとMnの比[(Al／
Mn) ×100]が0.5 〜2.0 であって、かつ粒子直径1.0 μ
m 以下のAl−Mn複合酸化物が分散していることを特徴と
する大入熱溶接熱影響部の靱性にすぐれ、耐候性にすぐ
れた建築構造用490 Ｎ／mm2 級耐火鋼材である。
量％で、Ｃ：0.05〜0.13％、 Si：0.05〜0.60％、
Mn：0.50〜1.00％、Cu：0.30〜0.50％、 Ni：0.05
〜0.40％、 Cr：0.50〜1.00％、Ｖ：0.005 〜0.080
％、Mo：0.30〜0.60％、 Ti：0.005 〜0.030 ％、A
l：0.005 ％超0.015 ％以下、残部がFeおよび不可避的
不純物から成る鋼組成を有し、かつ、AlとMnの比[(Al／
Mn) ×100]が0.5 〜2.0 であって、かつ粒子直径1.0 μ
m 以下のAl−Mn複合酸化物が分散していることを特徴と
する大入熱溶接熱影響部の靱性にすぐれ、耐候性にすぐ
れた建築構造用490 Ｎ／mm2 級耐火鋼材である。
【００１７】また、別の面からは、本発明の要旨とする
ところは、重量％で、Ｃ：0.05〜0.13％、 Si：0.05
〜0.60％、 Mn：0.50〜1.00％、Cu：0.30〜0.50％、
Ni：0.05〜0.40％、 Cr：0.50〜1.00％、Ｖ：0.
005 〜0.080 ％、Mo：0.30〜0.60％、 Ti：0.005 〜
0.030 ％、Al：0.005 ％超0.015 ％以下、残部がFeおよ
び不可避的不純物から成る鋼組成を有し、かつ母材中に
AlとMnの比[(Al／Mn) ×100]が0.5 〜2.0であって、粒
子直径1.0 μm 以下のAl−Mn複合酸化物が分散している
鋼を1000〜1200℃の温度域に加熱してから、熱間圧延
後、Ar3 以上の温度から３〜20℃／秒の冷却速度で400
℃以下まで冷却し、その後400 ℃〜Ac1 ＋40℃の温度に
再加熱してから空冷することを特徴とする、大入熱溶接
熱影響部の靱性にすぐれ、耐候性にすぐれた建築構造用
490 Ｎ／mm2 級耐火鋼材の製造方法である。
ところは、重量％で、Ｃ：0.05〜0.13％、 Si：0.05
〜0.60％、 Mn：0.50〜1.00％、Cu：0.30〜0.50％、
Ni：0.05〜0.40％、 Cr：0.50〜1.00％、Ｖ：0.
005 〜0.080 ％、Mo：0.30〜0.60％、 Ti：0.005 〜
0.030 ％、Al：0.005 ％超0.015 ％以下、残部がFeおよ
び不可避的不純物から成る鋼組成を有し、かつ母材中に
AlとMnの比[(Al／Mn) ×100]が0.5 〜2.0であって、粒
子直径1.0 μm 以下のAl−Mn複合酸化物が分散している
鋼を1000〜1200℃の温度域に加熱してから、熱間圧延
後、Ar3 以上の温度から３〜20℃／秒の冷却速度で400
℃以下まで冷却し、その後400 ℃〜Ac1 ＋40℃の温度に
再加熱してから空冷することを特徴とする、大入熱溶接
熱影響部の靱性にすぐれ、耐候性にすぐれた建築構造用
490 Ｎ／mm2 級耐火鋼材の製造方法である。
【００１８】さらに別の面からは、本発明は上記鋼組成
の母材を、同様にして熱間圧延してから、熱間圧延後、
Ar3 以上の温度から３〜20℃／秒の冷却速度で600 〜45
0 ℃の温度範囲まで冷却し、その後空冷することを特徴
とする大入熱溶接熱影響部の靱性にすぐれ、耐候性にす
ぐれた建築構造用490 Ｎ／mm2 級耐火鋼材の製造方法で
ある。
の母材を、同様にして熱間圧延してから、熱間圧延後、
Ar3 以上の温度から３〜20℃／秒の冷却速度で600 〜45
0 ℃の温度範囲まで冷却し、その後空冷することを特徴
とする大入熱溶接熱影響部の靱性にすぐれ、耐候性にす
ぐれた建築構造用490 Ｎ／mm2 級耐火鋼材の製造方法で
ある。
【００１９】このように、本発明によれば、溶製段階で
生成した上述のAl−Mn複合酸化物は、熱間圧延に先立っ
た母材の段階でも、また熱間圧延、冷却後の段階でも同
様に保存され、特に溶接後のHAZ 靱性の確保に効果的に
作用するのである。
生成した上述のAl−Mn複合酸化物は、熱間圧延に先立っ
た母材の段階でも、また熱間圧延、冷却後の段階でも同
様に保存され、特に溶接後のHAZ 靱性の確保に効果的に
作用するのである。
【００２０】
【作用】次に、本発明の作用について具体的に説明す
る。鋼材の溶接に際してHAZ は溶接熱により鋼の融点直
下まで加熱されるため、一般の鋼の場合にはHAZ のオ−
ステナイト粒は極端に粗大化してしまう。また、一方で
この部分においてはその後の冷却速度が非常に速いと言
う事情がある。このように、HAZ ではオ−ステナイト粒
が大きいために焼入れ性が上昇すると同時に冷却速度も
速いので、この部分はマルテンサイト変態あるいはベイ
ナイト変態が支配することとなり、一般には硬く粗い組
織が生成して靱性が低下する。
る。鋼材の溶接に際してHAZ は溶接熱により鋼の融点直
下まで加熱されるため、一般の鋼の場合にはHAZ のオ−
ステナイト粒は極端に粗大化してしまう。また、一方で
この部分においてはその後の冷却速度が非常に速いと言
う事情がある。このように、HAZ ではオ−ステナイト粒
が大きいために焼入れ性が上昇すると同時に冷却速度も
速いので、この部分はマルテンサイト変態あるいはベイ
ナイト変態が支配することとなり、一般には硬く粗い組
織が生成して靱性が低下する。
【００２１】本発明ではAl−Mnの複合酸化物の微細粒子
が、下記酸・窒化物粒子が発揮するといわれている次の
二つの作用を代替することによってHAZ の組織を変化さ
せる。
が、下記酸・窒化物粒子が発揮するといわれている次の
二つの作用を代替することによってHAZ の組織を変化さ
せる。
【００２２】ａ) 微細な酸・窒化物粒子がオ−ステナイ
ト粒の成長を抑制してその粗大化を防止し、ベイナイト
変態、マルテンサイト変態が容易に起きるのを妨げるこ
とでHAZ の組織を若干なりとも微細化して軟化させる。
ト粒の成長を抑制してその粗大化を防止し、ベイナイト
変態、マルテンサイト変態が容易に起きるのを妨げるこ
とでHAZ の組織を若干なりとも微細化して軟化させる。
【００２３】ｂ) γ→α変態時に、微細分散した酸・窒
化物粒子が核となってフェライトの生成を促進し、HAZ
の組織を“フェライトサイドプレートを主体にしたウィ
ドマンステッテン状”或いは“フェライト・パーライト
を主体とした状態”に変化させる。このため、本発明に
係わる鋼材では大入熱溶接を施したとしてもHAZ の靱性
劣化は非常に小さく、良好なHAZ 靱性を保つこととな
る。
化物粒子が核となってフェライトの生成を促進し、HAZ
の組織を“フェライトサイドプレートを主体にしたウィ
ドマンステッテン状”或いは“フェライト・パーライト
を主体とした状態”に変化させる。このため、本発明に
係わる鋼材では大入熱溶接を施したとしてもHAZ の靱性
劣化は非常に小さく、良好なHAZ 靱性を保つこととな
る。
【００２４】ここに、一般的には、前記ａ) 項に示した
作用のためには、通常、析出介在物の粒径が0.02μm 以
下であればその効果が大きいと言われている。しかしな
がら、析出介在物が通常の酸化物の場合にはこのように
小さいものは言うに及ばず、粒径が１μm 以下の析出物
ですら鋼中に残存させることは難しい。
作用のためには、通常、析出介在物の粒径が0.02μm 以
下であればその効果が大きいと言われている。しかしな
がら、析出介在物が通常の酸化物の場合にはこのように
小さいものは言うに及ばず、粒径が１μm 以下の析出物
ですら鋼中に残存させることは難しい。
【００２５】そこで、本発明では、上記の微細な酸・窒
化物粒子に代えて、Al/Mn 複合酸化物介在物を利用しよ
うとするのであって、特に、本発明によれば、介在物中
のAl／Mnの比をコントロールすることで、高温において
も安定なAl−Mn複合酸化物を生成せしめることができ、
溶製段階での脱ガス等によるＯ、Ｎのコントロールを必
要とせず、単に溶鋼中のAl／Mnのコントロールにより容
易に微細分散が達成できる。
化物粒子に代えて、Al/Mn 複合酸化物介在物を利用しよ
うとするのであって、特に、本発明によれば、介在物中
のAl／Mnの比をコントロールすることで、高温において
も安定なAl−Mn複合酸化物を生成せしめることができ、
溶製段階での脱ガス等によるＯ、Ｎのコントロールを必
要とせず、単に溶鋼中のAl／Mnのコントロールにより容
易に微細分散が達成できる。
【００２６】しかも、このAl/Mn 複合相の場合、平均粒
径が1.0 μm 以下であっても上述の効果が作用するの
で、その実用上の意義は大きい。すなわち図１に示すよ
うに、Al／Mn比が小さい場合鋼中に主にMnO が、Al／Mn
比が大きい場合は鋼中に主にAl2O3 が生成してしまう。
これらは大入熱溶接時のHAZ 部組織を改善することはな
い。
径が1.0 μm 以下であっても上述の効果が作用するの
で、その実用上の意義は大きい。すなわち図１に示すよ
うに、Al／Mn比が小さい場合鋼中に主にMnO が、Al／Mn
比が大きい場合は鋼中に主にAl2O3 が生成してしまう。
これらは大入熱溶接時のHAZ 部組織を改善することはな
い。
【００２７】したがって、本発明においては、Al／Mnの
比をコントロールし、直径1.0 μm以下のAl−Mn複合酸
化物のみを鋼中に分散させることによって、これを核と
してフェライトが生成させるものである。ここで、本発
明における化学成分の限定理由について説明する。
比をコントロールし、直径1.0 μm以下のAl−Mn複合酸
化物のみを鋼中に分散させることによって、これを核と
してフェライトが生成させるものである。ここで、本発
明における化学成分の限定理由について説明する。
【００２８】Ｃ:Ｃは強度上昇に寄与する元素である
が、0.05％未満では強度を確保することは困難であり、
また、0.13％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、Ｃの添加量は0.05〜0.13
％の範囲とする。好ましくは、0.08〜0.13％である。
が、0.05％未満では強度を確保することは困難であり、
また、0.13％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、Ｃの添加量は0.05〜0.13
％の範囲とする。好ましくは、0.08〜0.13％である。
【００２９】Si: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
超えて添加すると溶接性を劣化させる。このため、Siの
添加量は0.05〜0.60％の範囲とする。好ましくは、0.10
〜0.30％である。
が、0.05％未満ではその効果が少なく、また、0.60％を
超えて添加すると溶接性を劣化させる。このため、Siの
添加量は0.05〜0.60％の範囲とする。好ましくは、0.10
〜0.30％である。
【００３０】Mn: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、1.00％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、Mnの添加
量は0.50〜1.00％の範囲とする。好適範囲は、1.00％未
満である。
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、1.00％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、Mnの添加
量は0.50〜1.00％の範囲とする。好適範囲は、1.00％未
満である。
【００３１】Cu:Cuは、耐候性の改善に有効な元素であ
り、また析出強化による強度上昇に寄与する元素である
が、0.30％未満ではそのような効果は少なく、また、0.
50％を超えて添加すると、熱間加工割れが発生しやす
い。したがって、Cuの添加量は0.30〜0.50％の範囲とす
る。
り、また析出強化による強度上昇に寄与する元素である
が、0.30％未満ではそのような効果は少なく、また、0.
50％を超えて添加すると、熱間加工割れが発生しやす
い。したがって、Cuの添加量は0.30〜0.50％の範囲とす
る。
【００３２】Cr:Crは、Cuと同様、耐候性および高温強
度の上昇に有効な元素であるが、0.50％未満ではこのよ
うな効果は少なく、また、1.00％を超えて多量に添加す
ると溶接性および溶接継手靱性が劣化する。したがっ
て、Crの添加量は0.50〜1.00％の範囲とする。好ましく
は、0.50〜0.70％である。
度の上昇に有効な元素であるが、0.50％未満ではこのよ
うな効果は少なく、また、1.00％を超えて多量に添加す
ると溶接性および溶接継手靱性が劣化する。したがっ
て、Crの添加量は0.50〜1.00％の範囲とする。好ましく
は、0.50〜0.70％である。
【００３３】Ni:Niは、強度と靱性の向上および含Cu鋼
の熱間加工割れ発生防止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、Niの添加量は0.05〜0.40％の範囲
とする。好ましくは0.25〜0.35％である。
の熱間加工割れ発生防止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、Niの添加量は0.05〜0.40％の範囲
とする。好ましくは0.25〜0.35％である。
【００３４】Mo:Moは、高温強度を確保するために不可
欠の元素であり、600 ℃における耐力を大幅に上昇させ
る。しかしながら、0.30％未満ではこのような効果は少
なく、また、0.60％を超えて添加すると溶接性および溶
接継手靱性が劣化する。したがって、Moの添加量は0.30
〜0.60％の範囲とする。好ましくは、0.40〜0.50％であ
る。
欠の元素であり、600 ℃における耐力を大幅に上昇させ
る。しかしながら、0.30％未満ではこのような効果は少
なく、また、0.60％を超えて添加すると溶接性および溶
接継手靱性が劣化する。したがって、Moの添加量は0.30
〜0.60％の範囲とする。好ましくは、0.40〜0.50％であ
る。
【００３５】Ti:Tiは、溶接熱影響部のオ−ステナイト
粒の粗大化を抑制するとともに、微細フェライトの生成
促進により、溶接継手靱性の向上に有効な元素である。
しかし、0.005 ％未満ではかかる効果は少なく、また、
0.030 ％を超えて添加すると溶接性が劣化する。したが
って、Tiの添加量は0.005 〜0.030 ％の範囲とする。好
ましくは、0.010 〜0.020 ％である。
粒の粗大化を抑制するとともに、微細フェライトの生成
促進により、溶接継手靱性の向上に有効な元素である。
しかし、0.005 ％未満ではかかる効果は少なく、また、
0.030 ％を超えて添加すると溶接性が劣化する。したが
って、Tiの添加量は0.005 〜0.030 ％の範囲とする。好
ましくは、0.010 〜0.020 ％である。
【００３６】Ｖ：Ｖは、析出強化により強度上昇に有効
な元素であるが、0.005 ％未満ではこのような効果はほ
とんど期待出来ず、また、0.080 ％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、Ｖの添加量は0.
005 〜0.080 ％の範囲とする。好ましくは 0.030〜0.05
0 ％である。
な元素であるが、0.005 ％未満ではこのような効果はほ
とんど期待出来ず、また、0.080 ％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、Ｖの添加量は0.
005 〜0.080 ％の範囲とする。好ましくは 0.030〜0.05
0 ％である。
【００３７】sol.Al：Alは製鋼時に脱酸剤として作用
し、かつ鋼材の組織の細粒化を通じ靱性を改善する効果
がある。また、本発明の特徴であるAl−Mn複合酸化物を
鋼中介在物として分散させるのにも重要な元素であり、
0.005 ％以下の含有量ではこの効果は得られない。つま
り、Al含有量が少なすぎて介在物となる酸化物ができな
い。しかし0.015 ％を超えて含有させるとAlの酸素に対
する親和力が強すぎるため、Al2O3 (Al酸化物単体) と
なりHAZ 靱性を改善するようなIGF はこの介在物からは
得られない。したがってsol.Al添加量は0.003 ％超、0.
015 ％以下、好ましくは0.005 〜0.010 ％の範囲とす
る。
し、かつ鋼材の組織の細粒化を通じ靱性を改善する効果
がある。また、本発明の特徴であるAl−Mn複合酸化物を
鋼中介在物として分散させるのにも重要な元素であり、
0.005 ％以下の含有量ではこの効果は得られない。つま
り、Al含有量が少なすぎて介在物となる酸化物ができな
い。しかし0.015 ％を超えて含有させるとAlの酸素に対
する親和力が強すぎるため、Al2O3 (Al酸化物単体) と
なりHAZ 靱性を改善するようなIGF はこの介在物からは
得られない。したがってsol.Al添加量は0.003 ％超、0.
015 ％以下、好ましくは0.005 〜0.010 ％の範囲とす
る。
【００３８】Al−Mn複合酸化物の介在物中のAl／Mn比：
前述の図１からも明らかなようにAl／Mnの比が2.0 を越
えると、目的とするAl−Mn複合酸化物が生成されず、Al
単体Al2O3 となってしまう。しかし、その比が0.5 未満
と少なすぎるとMn単体の酸化物MnO となってしまう。し
たがってAl／Mnを0.5 〜2.0 の範囲とする。好ましくは
0.7〜1.5 である。
前述の図１からも明らかなようにAl／Mnの比が2.0 を越
えると、目的とするAl−Mn複合酸化物が生成されず、Al
単体Al2O3 となってしまう。しかし、その比が0.5 未満
と少なすぎるとMn単体の酸化物MnO となってしまう。し
たがってAl／Mnを0.5 〜2.0 の範囲とする。好ましくは
0.7〜1.5 である。
【００３９】Al−Mn複合酸化物：さらにHAZ 靱性改善の
ため前項に述べたような粒径1.0 μm 以下の粒子を分散
させることでIGF を生成させる。粒子の直径が1.0 μm
を超える場合、その効果が失われ、また介在物としての
悪影響が出てくるため粒径は1.0 μm 以下とした。すで
に述べたように、この粒径は連続鋳造をすることによっ
て容易に調整可能である。
ため前項に述べたような粒径1.0 μm 以下の粒子を分散
させることでIGF を生成させる。粒子の直径が1.0 μm
を超える場合、その効果が失われ、また介在物としての
悪影響が出てくるため粒径は1.0 μm 以下とした。すで
に述べたように、この粒径は連続鋳造をすることによっ
て容易に調整可能である。
【００４０】また上記介在物の分散量としては、大入熱
溶接に際してのHAZ 靱性改善にとっては、多い程、粒径
としては小さい程望ましく、本発明の好適例としては、
粒径0.02〜1.0 μm の粒子で、0.05〜0.2 wt％の割合で
の分散が好ましい。次に、本発明における上記鋼組成の
鋼材の製造条件の限定理由について説明する。
溶接に際してのHAZ 靱性改善にとっては、多い程、粒径
としては小さい程望ましく、本発明の好適例としては、
粒径0.02〜1.0 μm の粒子で、0.05〜0.2 wt％の割合で
の分散が好ましい。次に、本発明における上記鋼組成の
鋼材の製造条件の限定理由について説明する。
【００４１】加熱温度:熱間圧延に先立つ加熱温度につ
いては、高温強度の確保に必要なNbおよびMoを鋼中に固
溶させるために、下限を1000℃とし、一方、Cu添加によ
る熱間圧延中での加工割れを防止するために、上限を12
00℃とする。好ましくは1050〜1200℃である。
いては、高温強度の確保に必要なNbおよびMoを鋼中に固
溶させるために、下限を1000℃とし、一方、Cu添加によ
る熱間圧延中での加工割れを防止するために、上限を12
00℃とする。好ましくは1050〜1200℃である。
【００４２】冷却速度:熱間圧延終了後、加速冷却を行
うが、高温耐力を向上させるベイナイト量を増加させる
には冷却開始までの時間が短く、冷却開始が高温程望ま
しい。特に冷却開始温度がAr3 変態点より低くなると、
フェライトが生成し、冷却による高温強度の上昇効果が
小さくなるため、冷却開始温度の下限はAr3 変態点とす
る。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、一方、３℃／秒よりも遅い
冷却速度では強度上昇効果が小さくなる。したがって、
冷却速度は３〜20℃／秒の範囲とする。
うが、高温耐力を向上させるベイナイト量を増加させる
には冷却開始までの時間が短く、冷却開始が高温程望ま
しい。特に冷却開始温度がAr3 変態点より低くなると、
フェライトが生成し、冷却による高温強度の上昇効果が
小さくなるため、冷却開始温度の下限はAr3 変態点とす
る。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、一方、３℃／秒よりも遅い
冷却速度では強度上昇効果が小さくなる。したがって、
冷却速度は３〜20℃／秒の範囲とする。
【００４３】水冷停止温度:また強度確保のため水冷停
止温度は400 ℃以下とする。好ましくは400 〜200℃、
さらに好ましくは370 〜270 ℃である。冷却まででは強
度が高く、靱性も劣化することから、強度Vs靱性のバラ
ンスを保ち、更に水冷による鋼中の水素等に起因する内
部欠陥を未然に防ぐ意味で、冷却後400 ℃〜Ac1 ＋40℃
の温度域に加熱し、空冷する。このときの加熱温度が40
0 ℃未満では強度の低下がなく、靱性も著しく悪い。Ac
1 ＋40℃超の２相域ではフェライトの粗大化が大きくな
り強度は低下するが靱性が著しく劣化する。したがっ
て、再加熱温度は400 ℃〜Ac1 ＋40℃の範囲とし、一般
には 400〜720 ℃とし、その後空冷し、微細な組織を保
つ。
止温度は400 ℃以下とする。好ましくは400 〜200℃、
さらに好ましくは370 〜270 ℃である。冷却まででは強
度が高く、靱性も劣化することから、強度Vs靱性のバラ
ンスを保ち、更に水冷による鋼中の水素等に起因する内
部欠陥を未然に防ぐ意味で、冷却後400 ℃〜Ac1 ＋40℃
の温度域に加熱し、空冷する。このときの加熱温度が40
0 ℃未満では強度の低下がなく、靱性も著しく悪い。Ac
1 ＋40℃超の２相域ではフェライトの粗大化が大きくな
り強度は低下するが靱性が著しく劣化する。したがっ
て、再加熱温度は400 ℃〜Ac1 ＋40℃の範囲とし、一般
には 400〜720 ℃とし、その後空冷し、微細な組織を保
つ。
【００４４】さらに、本発明の別法としての製造方法に
あっては、鋼組成ならびに加熱、冷却速度、冷却開始の
限定理由は、前述の処理条件の設定理由と同様である
が、冷却停止温度を600 ℃〜450 ℃と比較的高温とする
ことで、上述の場合と同様な組織が得られる。
あっては、鋼組成ならびに加熱、冷却速度、冷却開始の
限定理由は、前述の処理条件の設定理由と同様である
が、冷却停止温度を600 ℃〜450 ℃と比較的高温とする
ことで、上述の場合と同様な組織が得られる。
【００４５】すなわち、この場合、冷却停止温度が、60
0 ℃超では強度不足となり、450 ℃未満では著しく靱性
が悪化することから、この範囲に温度コントロールする
ことで焼戻しせず強度、靱性が保てる。好ましい冷却停
止温度は 470〜570 ℃である。次に、本発明の作用につ
いてさらに実施例を参照しながら詳述する。
0 ℃超では強度不足となり、450 ℃未満では著しく靱性
が悪化することから、この範囲に温度コントロールする
ことで焼戻しせず強度、靱性が保てる。好ましい冷却停
止温度は 470〜570 ℃である。次に、本発明の作用につ
いてさらに実施例を参照しながら詳述する。
【００４６】
【実施例】表１および表２にまとめて示す鋼組成を有す
る各供試鋼を、同じく表３および表４に示す加工処理条
件で熱間圧延を行い、熱処理してから得た鋼材を各供試
材として、その特性試験を行った。結果は、表３および
表４にまとめて示す。本例において、Al/Mn の比は溶製
の段階で0.5 〜2.0 に調整した。試験要領は次の通り。
る各供試鋼を、同じく表３および表４に示す加工処理条
件で熱間圧延を行い、熱処理してから得た鋼材を各供試
材として、その特性試験を行った。結果は、表３および
表４にまとめて示す。本例において、Al/Mn の比は溶製
の段階で0.5 〜2.0 に調整した。試験要領は次の通り。
【００４７】*)大入熱HAZ 靱性：再現熱サイクル条件：
加熱温度1350℃×５秒、800 から500 ℃までの冷却時間
400sec、入熱量300KJ/cm相当。
加熱温度1350℃×５秒、800 から500 ℃までの冷却時間
400sec、入熱量300KJ/cm相当。
【００４８】**)Ｙ割れ：Ｙ形拘束割れ試験を行い、
“○”は予熱で割れが発生しなかったもの(JIS Z2158に
準拠) 。
“○”は予熱で割れが発生しなかったもの(JIS Z2158に
準拠) 。
【００４９】***)耐候性：暴露試験を北九州小倉で２年
間行い、SM50A の腐食原料を基準として、腐食原料がそ
の半分以下を“○”、半分を超えるものを“×”とし
た。
間行い、SM50A の腐食原料を基準として、腐食原料がそ
の半分以下を“○”、半分を超えるものを“×”とし
た。
【００５０】
【表１】
【００５１】
【表２】
【００５２】
【表３】
【００５３】
【表４】
【００５４】
【発明の効果】以上説明してきたように、本発明によれ
ば、十分な高温耐力、耐候性を有し、大入熱溶接時にも
HAZ 部の靱性の劣化を生じることのない建築構造用490N
/mm2級の耐火鋼材が得られるのであって、その実用上の
意義は大きい。
ば、十分な高温耐力、耐候性を有し、大入熱溶接時にも
HAZ 部の靱性の劣化を生じることのない建築構造用490N
/mm2級の耐火鋼材が得られるのであって、その実用上の
意義は大きい。
【図１】Al/Mn の組成と平均粒径との関係を示す説明図
である。
である。
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：0.05〜0.13％、 Si：0.05〜0.60％、 Mn：0.
50〜1.00％、 Cu：0.30〜0.50％、 Ni：0.05〜0.40％、 Cr：0.
50〜1.00％、 Ｖ：0.005 〜0.080 ％、Mo：0.30〜0.60％、 Ti：0.
005 〜0.030 ％、 Al：0.005 ％超0.015 ％以下、 残部がFeおよび不可避的不純物から成る鋼組成を有し、
かつ、AlとMnの比[(Al／Mn) ×100]が0.5 〜2.0 であっ
て、かつ粒子直径1.0 μm 以下のAl−Mn複合酸化物が分
散していることを特徴とする大入熱溶接熱影響部の靱性
にすぐれ、耐候性にすぐれた建築構造用490 Ｎ／mm2 級
耐火鋼材。 - 【請求項２】 重量％で、 Ｃ：0.05〜0.13％、 Si：0.05〜0.60％、 Mn：0.
50〜1.00％、 Cu：0.30〜0.50％、 Ni：0.05〜0.40％、 Cr：0.
50〜1.00％、 Ｖ：0.005 〜0.080 ％、Mo：0.30〜0.60％、 Ti：0.
005 〜0.030 ％、 Al：0.005 ％超0.015 ％以下、 残部がFeおよび不可避的不純物から成る鋼組成を有し、
かつ母材中にAlとMnの比[(Al／Mn) ×100]が0.5 〜2.0
であって、粒子直径1.0 μm 以下のAl−Mn複合酸化物が
分散している鋼を1000〜1200℃の温度域に加熱してか
ら、熱間圧延後、Ar3 以上の温度から３〜20℃／秒の冷
却速度で400 ℃以下まで冷却し、その後400 ℃〜Ac1 ＋
40℃の温度に再加熱してから空冷することを特徴とす
る、大入熱溶接熱影響部の靱性にすぐれ、耐候性にすぐ
れた建築構造用490 Ｎ／mm2 級耐火鋼材の製造方法。 - 【請求項３】 重量％で、 Ｃ：0.05〜0.13％、 Si：0.05〜0.60％、 Mn ：0.
50〜1.00％、 Cu：0.30〜0.50％、 Ni：0.05〜0.40％、 Cr ：0.
50〜1.00％、 Ｖ：0.005 〜0.080 ％、Mo：0.30〜0.60％、 Ti ：0.
005 〜0.030 ％、 Al：0.005 ％超〜0.015 ％以下、 残部がFeおよび不可避的不純物から成る鋼組成を有し、
かつ母材中にAlとMnの比が (Al／Mn×100)、0.5 〜2.0
であって、粒子粒径1.0 μm 以下のAl−Mn複合酸化物が
分散している鋼を1000〜1200℃の温度域に加熱してか
ら、熱間圧延後、Ar3 以上の温度から３〜20℃／秒の冷
却速度で600 〜450 ℃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大入熱溶接熱影響部の靱性にす
ぐれ、耐候性にすぐれた建築構造用490 Ｎ／mm2 級耐火
鋼材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15583694A JP3520569B2 (ja) | 1994-07-07 | 1994-07-07 | 溶接性に優れた耐候性耐火鋼材とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15583694A JP3520569B2 (ja) | 1994-07-07 | 1994-07-07 | 溶接性に優れた耐候性耐火鋼材とその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0820838A true JPH0820838A (ja) | 1996-01-23 |
| JP3520569B2 JP3520569B2 (ja) | 2004-04-19 |
Family
ID=15614567
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP15583694A Expired - Fee Related JP3520569B2 (ja) | 1994-07-07 | 1994-07-07 | 溶接性に優れた耐候性耐火鋼材とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3520569B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100402127B1 (ko) * | 1998-12-30 | 2004-02-05 | 주식회사 포스코 | 무도장내후성강의제조방법 |
| CN112126863A (zh) * | 2020-08-18 | 2020-12-25 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 一种耐海洋气候易焊接型桥梁用耐候钢板及其生产方法 |
| CN114657467A (zh) * | 2022-03-21 | 2022-06-24 | 包头钢铁（集团）有限责任公司 | 一种屈服强度415MPa级耐候钢板的生产方法 |
| CN118792592A (zh) * | 2024-06-24 | 2024-10-18 | 武汉钢铁有限公司 | 一种采用短流程生产的沿海灯杆用耐侯钢及生产方法 |
-
1994
- 1994-07-07 JP JP15583694A patent/JP3520569B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100402127B1 (ko) * | 1998-12-30 | 2004-02-05 | 주식회사 포스코 | 무도장내후성강의제조방법 |
| CN112126863A (zh) * | 2020-08-18 | 2020-12-25 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 一种耐海洋气候易焊接型桥梁用耐候钢板及其生产方法 |
| CN114657467A (zh) * | 2022-03-21 | 2022-06-24 | 包头钢铁（集团）有限责任公司 | 一种屈服强度415MPa级耐候钢板的生产方法 |
| CN114657467B (zh) * | 2022-03-21 | 2023-02-21 | 包头钢铁（集团）有限责任公司 | 一种屈服强度415MPa级耐候钢板的生产方法 |
| CN118792592A (zh) * | 2024-06-24 | 2024-10-18 | 武汉钢铁有限公司 | 一种采用短流程生产的沿海灯杆用耐侯钢及生产方法 |
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| JP3520569B2 (ja) | 2004-04-19 |
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