JP2001262269A - 溶接熱影響部靱性に優れた建築用耐火鋼材および溶接鋼管 - Google Patents
溶接熱影響部靱性に優れた建築用耐火鋼材および溶接鋼管Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 大入熱溶接熱影響部靱性が良好で、かつ耐火
性に優れた鋼材及び溶接鋼管を提供する。 【解決手段】 適正量のＭｏを含有した成分に、更にＭ
ｇとＡｌから成る酸化物を内包する微細なＴｉＮを含有
することにより溶接ＨＡＺ靱性が良好で、かつ耐火性に
優れた鋼材、及び鋼管母材として適正量のＭｏを含有し
た成分に、更にＭｇとＡｌから成る酸化物を内包する微
細なＴｉＮを含有し、溶接金属として適正なＭｏ量及び
その他の合金元素を適正化することにより、溶接ＨＡＺ
靱性が良好で、かつ耐火性に優れた鋼管を提供する。 【効果】 優れた溶接ＨＡＺ靭性と耐火性を有する鋼管
を建築鋼構造物の部材として採用することにより、建築
鋼構造物の製造コストが大幅に低減されると共に、建築
鋼構造物の信頼性が大幅に向上する。
性に優れた鋼材及び溶接鋼管を提供する。 【解決手段】 適正量のＭｏを含有した成分に、更にＭ
ｇとＡｌから成る酸化物を内包する微細なＴｉＮを含有
することにより溶接ＨＡＺ靱性が良好で、かつ耐火性に
優れた鋼材、及び鋼管母材として適正量のＭｏを含有し
た成分に、更にＭｇとＡｌから成る酸化物を内包する微
細なＴｉＮを含有し、溶接金属として適正なＭｏ量及び
その他の合金元素を適正化することにより、溶接ＨＡＺ
靱性が良好で、かつ耐火性に優れた鋼管を提供する。 【効果】 優れた溶接ＨＡＺ靭性と耐火性を有する鋼管
を建築鋼構造物の部材として採用することにより、建築
鋼構造物の製造コストが大幅に低減されると共に、建築
鋼構造物の信頼性が大幅に向上する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は建築、土木分野にお
ける各種構造物に用いる溶接熱影響部（以下、ＨＡＺと
いう）靱性に優れた耐火鋼材および溶接鋼管に関するも
のである。
ける各種構造物に用いる溶接熱影響部（以下、ＨＡＺと
いう）靱性に優れた耐火鋼材および溶接鋼管に関するも
のである。
【０００２】
【従来の技術】建築、土木分野における各種構造物用構
築材として、一般構造用圧延鋼材（ＪＩＳ Ｇ ３１０
１）、溶接構造用圧延鋼材（ＪＩＳ Ｇ ３１０６）、
溶接構造用耐候性熱間圧延鋼材（ＪＩＳ Ｇ ３１１
４）、高耐候性圧延鋼材（ＪＩＳＧ ３４４４）、一般
構造用角形鋼板（ＪＩＳ Ｇ ３４６６）等が広く利用
されている。各種構造物のうち、特にビルや事務所およ
び住居等の建造物に前記鋼材を用いる場合、火災におけ
る安全性を確保するため十分な耐火被覆を施すことが義
務づけられており、建築関係諸法令では火災時に鋼材温
度が３５０℃以上にならぬように規定している。
築材として、一般構造用圧延鋼材（ＪＩＳ Ｇ ３１０
１）、溶接構造用圧延鋼材（ＪＩＳ Ｇ ３１０６）、
溶接構造用耐候性熱間圧延鋼材（ＪＩＳ Ｇ ３１１
４）、高耐候性圧延鋼材（ＪＩＳＧ ３４４４）、一般
構造用角形鋼板（ＪＩＳ Ｇ ３４６６）等が広く利用
されている。各種構造物のうち、特にビルや事務所およ
び住居等の建造物に前記鋼材を用いる場合、火災におけ
る安全性を確保するため十分な耐火被覆を施すことが義
務づけられており、建築関係諸法令では火災時に鋼材温
度が３５０℃以上にならぬように規定している。
【０００３】前記鋼材は建築物に使用する場合、３５０
℃程度で耐力が常温時の６０〜７０％になり建築物の倒
壊を引き起こす恐れがあるため、たとえば一般構造用圧
延鋼材（ＪＩＳ Ｇ ３１０１）に規定される形鋼を柱
材とする構造物の例では、その表面にスラグウール、ガ
ラスウール、アスベスト等を基材とする吹付け材やフェ
ルトを展着するほか、防火モルタルで***する方法、お
よび前記断熱材層の上にさらに金属薄板すなわちアルミ
ニウムやステンレス薄板で保護する方法等、耐火被覆を
入念に施し、火災時における熱的損傷により該鋼材が載
荷力を失うことのないようにして利用している。
℃程度で耐力が常温時の６０〜７０％になり建築物の倒
壊を引き起こす恐れがあるため、たとえば一般構造用圧
延鋼材（ＪＩＳ Ｇ ３１０１）に規定される形鋼を柱
材とする構造物の例では、その表面にスラグウール、ガ
ラスウール、アスベスト等を基材とする吹付け材やフェ
ルトを展着するほか、防火モルタルで***する方法、お
よび前記断熱材層の上にさらに金属薄板すなわちアルミ
ニウムやステンレス薄板で保護する方法等、耐火被覆を
入念に施し、火災時における熱的損傷により該鋼材が載
荷力を失うことのないようにして利用している。
【０００４】このため鋼材費用に比較して耐火被覆工事
が高額になり、建築コストの大幅な上昇を避けることが
できない。そこで、構築材として丸あるいは角鋼管を用
い冷却水が循環するように構成し、火災時における温度
上昇を防止し、載荷力を低下させない技術が提案され、
ビルの建築コストの引下げと利用空間の拡大が図られて
いる。
が高額になり、建築コストの大幅な上昇を避けることが
できない。そこで、構築材として丸あるいは角鋼管を用
い冷却水が循環するように構成し、火災時における温度
上昇を防止し、載荷力を低下させない技術が提案され、
ビルの建築コストの引下げと利用空間の拡大が図られて
いる。
【０００５】例えば実公昭５２−１６０２１号公報に
は、建築物の上部に水タンクを置き、中空鋼管からなる
柱材に冷却水を供給する耐火構造建築物が開示されてい
る。また特開平０２−７７５２３号では、一定量のＭｏ
とＮｂを添加した鋼片を高温加熱、高温圧延することに
より、６００℃の高温強度が常温強度の７０％以上確保
できる鋼材、並びにその製造法が示されている。また特
開平０２−７７５２３号では、０．４〜０．７％のＭｏ
と０．００５〜０．０４％のＮｂを含有した鋼片を１１
００℃〜１３００℃に再加熱した後、８００〜１０００
℃で圧延を終了する耐火鋼材及びその製造法が示されて
いる。
は、建築物の上部に水タンクを置き、中空鋼管からなる
柱材に冷却水を供給する耐火構造建築物が開示されてい
る。また特開平０２−７７５２３号では、一定量のＭｏ
とＮｂを添加した鋼片を高温加熱、高温圧延することに
より、６００℃の高温強度が常温強度の７０％以上確保
できる鋼材、並びにその製造法が示されている。また特
開平０２−７７５２３号では、０．４〜０．７％のＭｏ
と０．００５〜０．０４％のＮｂを含有した鋼片を１１
００℃〜１３００℃に再加熱した後、８００〜１０００
℃で圧延を終了する耐火鋼材及びその製造法が示されて
いる。
【０００６】さらに近年、建築構造物の高層化やデザイ
ンの斬新さが進み、これに対応して設計の自由度が大き
くなり、耐火性能が要求される鋼管のニーズが増加し、
特開平５−９５７８号公報には、高温強度を確保するた
めに母材および溶接金属中にそれぞれ０．３〜０．７％
のＭｏを含有した、耐火性に優れた建築用鋼管が示され
ている。
ンの斬新さが進み、これに対応して設計の自由度が大き
くなり、耐火性能が要求される鋼管のニーズが増加し、
特開平５−９５７８号公報には、高温強度を確保するた
めに母材および溶接金属中にそれぞれ０．３〜０．７％
のＭｏを含有した、耐火性に優れた建築用鋼管が示され
ている。
【０００７】一方、エレクトロスラグ溶接などの大入熱
溶接により、建築構造物の施工コストを低減するニーズ
が高いが、高温強度を確保するためにＭｏを多量に添加
した鋼材あるいは鋼管では、溶接ＨＡＺ靱性の劣化が著
しく、良好な大入熱溶接ＨＡＺ靱性を有する耐火性に優
れた鋼材および溶接鋼管が望まれている。
溶接により、建築構造物の施工コストを低減するニーズ
が高いが、高温強度を確保するためにＭｏを多量に添加
した鋼材あるいは鋼管では、溶接ＨＡＺ靱性の劣化が著
しく、良好な大入熱溶接ＨＡＺ靱性を有する耐火性に優
れた鋼材および溶接鋼管が望まれている。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】本発明は溶接ＨＡＺ靱
性が良好で、かつ耐火性に優れた建築用鋼材および溶接
鋼管を提供するものである。
性が良好で、かつ耐火性に優れた建築用鋼材および溶接
鋼管を提供するものである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、質量％
で、 Ｃ ：０．０４〜０．１５、 Ｓｉ：０．６以下、 Ｍｎ：０．４〜２．０、 Ｐ ：０．０３以下、 Ｓ ：０．００５以下、 Ｍｏ：０．３〜１．０、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３、 Ａｌ：０．００１〜０．０５０以下、 Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０、Ｎ ：０．００１〜０．００６、 Ｏ ：０．００１〜０．００６を含有し、 必要に応じて、さらに Ｎｉ：０．１〜１．０、 Ｃｕ：０．１〜２．０、 Ｃｒ：０．１〜１．０、 Ｎｂ：０．００５〜０．１５、 Ｖ ：０．０１〜０．３、 Ｂ ：０．０００３〜０．００５、 Ｃａ：０．００１〜０．００５のうち一種または二種以上を含有し、 残部が鉄および不可避的不純物からなり、ＭｇとＡｌか
ら成る酸化物を内包する０．０１〜０．５μｍのＴｉＮ
が１００００個／ｍｍ2 以上含有する溶接熱影響部靱性
に優れた建築用耐火鋼材。および、質量％で、 Ｃ ：０．０４〜０．１５、 Ｓｉ：０．６以下、 Ｍｎ：０．４〜２．０、 Ｐ ：０．０３以下、 Ｓ ：０．００５以下、 Ｍｏ：０．３〜１．０、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３、 Ａｌ：０．００１〜０．０５０以下、 Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０、Ｎ ：０．００１〜０．００６、 Ｏ ：０．００１〜０．００６を含有し、 必要に応じて、さらに Ｎｉ：０．１〜１．０、 Ｃｕ：０．１〜２．０、 Ｃｒ：０．１〜１．０、 Ｎｂ：０．００５〜０．１５、 Ｖ ：０．０１〜０．３、 Ｂ ：０．０００３〜０．００５、 Ｃａ：０．００１〜０．００５のうち一種または二種以上 を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、Ｍ
ｇとＡｌから成る酸化物を内包する０．０１〜０．５μ
ｍのＴｉＮが１００００個／ｍｍ2 以上含有する母材
と、質量％で Ｃ ：０．０４〜０．１５、 Ｓｉ：０．６以下、 Ｍｎ：０．４〜２．０、 Ｐ ：０．０３以下、 Ｓ ：０．００５以下、 Ｍｏ：０．３〜１．０、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３、 Ａｌ：０．０９以下、 Ｎ ：０．００１〜０．００６、 Ｏ ：０．０１〜０．０５を含有し、 必要に応じて、さらに Ｎｉ：０．１〜１．０、 Ｃｕ：０．１〜２．０、 Ｃｒ：０．１〜１．０、 Ｎｂ：０．００５〜０．１５、 Ｖ ：０．０１〜０．３、 Ｂ ：０．０００３〜０．００５、 Ｃａ：０．００１〜０．００５、 Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０の うち一種または二種以上を含有し、残部が鉄および不可
避的不純物からなり、さらに下記(1）式で与えられるＰ
cmが０．１２〜０．２５％である溶接金属部とよりなる
ことを特徴とする溶接熱影響部靱性に優れた建築用耐火
溶接鋼管である。 Ｐcm＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０ ＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ ……………(1) （成分単位：質量％）
で、 Ｃ ：０．０４〜０．１５、 Ｓｉ：０．６以下、 Ｍｎ：０．４〜２．０、 Ｐ ：０．０３以下、 Ｓ ：０．００５以下、 Ｍｏ：０．３〜１．０、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３、 Ａｌ：０．００１〜０．０５０以下、 Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０、Ｎ ：０．００１〜０．００６、 Ｏ ：０．００１〜０．００６を含有し、 必要に応じて、さらに Ｎｉ：０．１〜１．０、 Ｃｕ：０．１〜２．０、 Ｃｒ：０．１〜１．０、 Ｎｂ：０．００５〜０．１５、 Ｖ ：０．０１〜０．３、 Ｂ ：０．０００３〜０．００５、 Ｃａ：０．００１〜０．００５のうち一種または二種以上を含有し、 残部が鉄および不可避的不純物からなり、ＭｇとＡｌか
ら成る酸化物を内包する０．０１〜０．５μｍのＴｉＮ
が１００００個／ｍｍ2 以上含有する溶接熱影響部靱性
に優れた建築用耐火鋼材。および、質量％で、 Ｃ ：０．０４〜０．１５、 Ｓｉ：０．６以下、 Ｍｎ：０．４〜２．０、 Ｐ ：０．０３以下、 Ｓ ：０．００５以下、 Ｍｏ：０．３〜１．０、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３、 Ａｌ：０．００１〜０．０５０以下、 Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０、Ｎ ：０．００１〜０．００６、 Ｏ ：０．００１〜０．００６を含有し、 必要に応じて、さらに Ｎｉ：０．１〜１．０、 Ｃｕ：０．１〜２．０、 Ｃｒ：０．１〜１．０、 Ｎｂ：０．００５〜０．１５、 Ｖ ：０．０１〜０．３、 Ｂ ：０．０００３〜０．００５、 Ｃａ：０．００１〜０．００５のうち一種または二種以上 を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、Ｍ
ｇとＡｌから成る酸化物を内包する０．０１〜０．５μ
ｍのＴｉＮが１００００個／ｍｍ2 以上含有する母材
と、質量％で Ｃ ：０．０４〜０．１５、 Ｓｉ：０．６以下、 Ｍｎ：０．４〜２．０、 Ｐ ：０．０３以下、 Ｓ ：０．００５以下、 Ｍｏ：０．３〜１．０、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３、 Ａｌ：０．０９以下、 Ｎ ：０．００１〜０．００６、 Ｏ ：０．０１〜０．０５を含有し、 必要に応じて、さらに Ｎｉ：０．１〜１．０、 Ｃｕ：０．１〜２．０、 Ｃｒ：０．１〜１．０、 Ｎｂ：０．００５〜０．１５、 Ｖ ：０．０１〜０．３、 Ｂ ：０．０００３〜０．００５、 Ｃａ：０．００１〜０．００５、 Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０の うち一種または二種以上を含有し、残部が鉄および不可
避的不純物からなり、さらに下記(1）式で与えられるＰ
cmが０．１２〜０．２５％である溶接金属部とよりなる
ことを特徴とする溶接熱影響部靱性に優れた建築用耐火
溶接鋼管である。 Ｐcm＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０ ＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ ……………(1) （成分単位：質量％）
【００１０】
【発明の実施の形態】以下に本発明の良好な大入熱溶接
熱影響部靱性を有し、かつ耐火性に優れた鋼材および溶
接鋼管について詳細に説明する。本発明の特徴は、適正
量のＭｏを含有した成分に、さらにＭｇとＡｌから成る
酸化物を内包する微細なＴｉＮを含有することにより、
溶接ＨＡＺ靱性が良好で、かつ耐火性に優れた鋼材、お
よび鋼管母材として適正量のＭｏを含有した成分に、さ
らにＭｇとＡｌから成る酸化物を内包する微細なＴｉＮ
を含有し、溶接金属として適正なＭｏ量およびその他の
合金元素を適正化することにより、溶接ＨＡＺ靱性が良
好で、かつ耐火性に優れた鋼管を提供するものである。
熱影響部靱性を有し、かつ耐火性に優れた鋼材および溶
接鋼管について詳細に説明する。本発明の特徴は、適正
量のＭｏを含有した成分に、さらにＭｇとＡｌから成る
酸化物を内包する微細なＴｉＮを含有することにより、
溶接ＨＡＺ靱性が良好で、かつ耐火性に優れた鋼材、お
よび鋼管母材として適正量のＭｏを含有した成分に、さ
らにＭｇとＡｌから成る酸化物を内包する微細なＴｉＮ
を含有し、溶接金属として適正なＭｏ量およびその他の
合金元素を適正化することにより、溶接ＨＡＺ靱性が良
好で、かつ耐火性に優れた鋼管を提供するものである。
【００１１】溶接構造用鋼材（ＪＩＳ Ｇ ３１０６）
に規定する性能を満足し、かつ６００℃以上の高温にお
いても十分な耐力を維持せしめるためには、母材および
溶接金属の化学成分の限定が重要である。高温での耐力
を確保するためにはＭｏの添加が有効であり、０．３％
以上の添加により６００℃での十分な高温強度が確保で
きる。Ｍｏは微細な炭窒化物による析出強化と固溶強化
により高温強度を向上させる。７００℃あるいは８００
℃での十分な耐力を確保するためには、Ｍｏ添加量の増
加が効果的であるが、Ｍｏ添加量の増加は溶接性が損な
われ、ＨＡＺ靱性が劣化するので、Ｍｏ量の上限は１．
０％とする必要がある。
に規定する性能を満足し、かつ６００℃以上の高温にお
いても十分な耐力を維持せしめるためには、母材および
溶接金属の化学成分の限定が重要である。高温での耐力
を確保するためにはＭｏの添加が有効であり、０．３％
以上の添加により６００℃での十分な高温強度が確保で
きる。Ｍｏは微細な炭窒化物による析出強化と固溶強化
により高温強度を向上させる。７００℃あるいは８００
℃での十分な耐力を確保するためには、Ｍｏ添加量の増
加が効果的であるが、Ｍｏ添加量の増加は溶接性が損な
われ、ＨＡＺ靱性が劣化するので、Ｍｏ量の上限は１．
０％とする必要がある。
【００１２】低合金鋼のＨＡＺ靱性は、(1) 結晶粒のサ
イズ、(2) 高炭素島状マルテンサイト（Ｍ* ）、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の結晶粒のサイズおよ
びＭ* は低温靱性に大きな影響を与えることが知られて
いる。
イズ、(2) 高炭素島状マルテンサイト（Ｍ* ）、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の結晶粒のサイズおよ
びＭ* は低温靱性に大きな影響を与えることが知られて
いる。
【００１３】そこで、本発明ではＨＡＺの結晶粒を微細
化することによりＨＡＺ靱性の大幅な改善を図った。す
なわち、溶融線近傍の１４００℃以上に加熱されるＨＡ
Ｚにおいても化学的に安定な酸化物を粒成長抑制（ピン
ニング）粒子として用いることによりγ粒の粗大化を抑
制する方法を検討した。この結果、微量のＭｇとＡｌを
含有させることにより、０．０１〜０．０５μｍの微細
な（Ｍｇ, Ａｌ）酸化物が多量に生成することを見出し
た。
化することによりＨＡＺ靱性の大幅な改善を図った。す
なわち、溶融線近傍の１４００℃以上に加熱されるＨＡ
Ｚにおいても化学的に安定な酸化物を粒成長抑制（ピン
ニング）粒子として用いることによりγ粒の粗大化を抑
制する方法を検討した。この結果、微量のＭｇとＡｌを
含有させることにより、０．０１〜０．０５μｍの微細
な（Ｍｇ, Ａｌ）酸化物が多量に生成することを見出し
た。
【００１４】さらに、０．０１〜０．５μｍのＴｉＮが
この微細な（Ｍｇ, Ａｌ）酸化物を核として複合析出す
るため、１４００℃以上の高温においても優れたγ粒の
ピンニング効果を維持できることを明らかにした。この
時、鋼中に含有する０．０１〜０．５μｍのＴｉＮが１
００００個／ｍｍ2 未満の場合には、γ粒の粗大化抑制
効果が不十分となり、良好なＨＡＺ靱性を得ることがで
きない。また０．５μｍ以上のＴｉＮはγ粒成長の抑制
効果が少ないので、必要とするＴｉＮの大きさの上限を
０．５μｍとした。なお、ＴｉＮの大きさの下限は分析
の精度の観点から０．０１μｍ以上とした。
この微細な（Ｍｇ, Ａｌ）酸化物を核として複合析出す
るため、１４００℃以上の高温においても優れたγ粒の
ピンニング効果を維持できることを明らかにした。この
時、鋼中に含有する０．０１〜０．５μｍのＴｉＮが１
００００個／ｍｍ2 未満の場合には、γ粒の粗大化抑制
効果が不十分となり、良好なＨＡＺ靱性を得ることがで
きない。また０．５μｍ以上のＴｉＮはγ粒成長の抑制
効果が少ないので、必要とするＴｉＮの大きさの上限を
０．５μｍとした。なお、ＴｉＮの大きさの下限は分析
の精度の観点から０．０１μｍ以上とした。
【００１５】次に、鋼材および溶接鋼管母材の成分限定
理由について説明する。Ｃは強度確保ならびにＭｏの添
加効果を発揮させるために必要であり、その下限は０．
０４％である。しかしながら、Ｃ量が多すぎると低温靱
性、溶接性が劣化するので、その上限の値を０．１５％
とした。
理由について説明する。Ｃは強度確保ならびにＭｏの添
加効果を発揮させるために必要であり、その下限は０．
０４％である。しかしながら、Ｃ量が多すぎると低温靱
性、溶接性が劣化するので、その上限の値を０．１５％
とした。
【００１６】Ｓｉは脱酸や強度向上のため添加する元素
であるが、多く添加すると溶接熱影響部（ＨＡＺ）靱性
を劣化させるので、上限を０．６％とした。鋼の脱酸は
ＡｌやＴｉのみでも十分であり、Ｓｉは必ずしも添加す
る必要はない。
であるが、多く添加すると溶接熱影響部（ＨＡＺ）靱性
を劣化させるので、上限を０．６％とした。鋼の脱酸は
ＡｌやＴｉのみでも十分であり、Ｓｉは必ずしも添加す
る必要はない。
【００１７】Ｍｎは強度、低温靱性を確保する上で不可
欠な元素であり、その下限は０．４％である。しかしＭ
ｎが多過ぎると鋼の焼入性が増加して溶接性を劣化させ
るだけでなく、連続鋳造鋼片の中心偏析を助長し、低温
靱性も劣化させるので上限を２．０％とした。
欠な元素であり、その下限は０．４％である。しかしＭ
ｎが多過ぎると鋼の焼入性が増加して溶接性を劣化させ
るだけでなく、連続鋳造鋼片の中心偏析を助長し、低温
靱性も劣化させるので上限を２．０％とした。
【００１８】本発明において不可避的不純物元素である
Ｐ、Ｓ量を０．０３％以下、０．００５％以下とする。
この主たる理由は母材およびＨＡＺの低温靱性をより一
層向上させるためである。Ｐ量の低減は連続鋳造スラブ
の中心偏析を低減させて、粒界破壊を防止し低温靱性を
向上させる。また、Ｓ量の低減は制御圧延で延伸化した
ＭｎＳを低減して延性、靱性を向上させる効果がある。
Ｐ、Ｓ量を０．０３％以下、０．００５％以下とする。
この主たる理由は母材およびＨＡＺの低温靱性をより一
層向上させるためである。Ｐ量の低減は連続鋳造スラブ
の中心偏析を低減させて、粒界破壊を防止し低温靱性を
向上させる。また、Ｓ量の低減は制御圧延で延伸化した
ＭｎＳを低減して延性、靱性を向上させる効果がある。
【００１９】Ｔｉは微細なＴｉＮを形成し、スラブ再加
熱時およびＨＡＺのγ粒の粗大化を抑制して、ミクロ組
織を微細化し、母材およびＨＡＺの低温靱性を改善し、
本発明において必須の元素である。この効果を発揮させ
るためには０．００５％以上の添加が必要である。また
多すぎるとＴｉＮの粗大化やＴｉＣによる析出硬化が生
じ、低温靱性を劣化させるので、その上限の値を０．０
３％に限定した。
熱時およびＨＡＺのγ粒の粗大化を抑制して、ミクロ組
織を微細化し、母材およびＨＡＺの低温靱性を改善し、
本発明において必須の元素である。この効果を発揮させ
るためには０．００５％以上の添加が必要である。また
多すぎるとＴｉＮの粗大化やＴｉＣによる析出硬化が生
じ、低温靱性を劣化させるので、その上限の値を０．０
３％に限定した。
【００２０】Ａｌはγ粒成長を抑制する粒子である複合
析出物ＴｉＮの析出核である０．０１〜０．１μｍの
（Ｍｇ、Ａｌ）酸化物を制御するうえで重要である。Ａ
ｌが０．００１％未満の場合、（Ｍｇ，Ａｌ）酸化物の
個数が１００００個／ｍｍ2 未満となり、複合析出Ｔｉ
Ｎの個数が不足することでγ粒が十分に細粒化されず、
ＨＡＺ硬さの低減が得られない。Ａｌ量が０．０５０％
を超えるとＡｌ系非金属介在物が増加して、鋼の清浄度
を劣化させるので、上限を０．０５０％とした。
析出物ＴｉＮの析出核である０．０１〜０．１μｍの
（Ｍｇ、Ａｌ）酸化物を制御するうえで重要である。Ａ
ｌが０．００１％未満の場合、（Ｍｇ，Ａｌ）酸化物の
個数が１００００個／ｍｍ2 未満となり、複合析出Ｔｉ
Ｎの個数が不足することでγ粒が十分に細粒化されず、
ＨＡＺ硬さの低減が得られない。Ａｌ量が０．０５０％
を超えるとＡｌ系非金属介在物が増加して、鋼の清浄度
を劣化させるので、上限を０．０５０％とした。
【００２１】Ｍｇは本発明の重要な役割を有する元素で
ある。Ｍｇを適量含有することにより、本発明における
酸化物の分散状態を達成することができる。Ｍｇが０．
０００１％未満の場合、ＴｉＮの析出核である（Ｍｇ，
Ａｌ）酸化物が不足する。一方、酸化物として消費され
るＭｇは０．００５０％あれば十分である。Ｍｇは蒸気
圧が高く、酸化力が強い非常に活性な元素であることか
ら、必要以上に鋼中に含有させることは製造コストの上
昇を招き、好ましくない。
ある。Ｍｇを適量含有することにより、本発明における
酸化物の分散状態を達成することができる。Ｍｇが０．
０００１％未満の場合、ＴｉＮの析出核である（Ｍｇ，
Ａｌ）酸化物が不足する。一方、酸化物として消費され
るＭｇは０．００５０％あれば十分である。Ｍｇは蒸気
圧が高く、酸化力が強い非常に活性な元素であることか
ら、必要以上に鋼中に含有させることは製造コストの上
昇を招き、好ましくない。
【００２２】ＮはＴｉＮを形成し、スラブ再加熱時およ
びＨＡＺのγ粒の粗大化を抑制して母材、ＨＡＺの低温
靱性を向上させる。このために必要な最小量は０．００
１％である。しかし、Ｎ量が多すぎるとスラブ表面きず
や固溶ＮによるＨＡＺ靱性の劣化の原因となるので、そ
の上限の値は０．００６％に抑える必要がある。
びＨＡＺのγ粒の粗大化を抑制して母材、ＨＡＺの低温
靱性を向上させる。このために必要な最小量は０．００
１％である。しかし、Ｎ量が多すぎるとスラブ表面きず
や固溶ＮによるＨＡＺ靱性の劣化の原因となるので、そ
の上限の値は０．００６％に抑える必要がある。
【００２３】ＯはＴｉＮの析出核である（Ｍｇ，Ａｌ）
酸化物の個数を確保するうえで必要である。Ｏが０．０
０１％未満の場合、微細酸化物の個数が不足し、γ粒成
長抑制効果が発揮されない。一方、Ｏが０．００６％を
超える場合、鋼の清浄度が低下して靱性などの機械的性
質が劣化する。
酸化物の個数を確保するうえで必要である。Ｏが０．０
０１％未満の場合、微細酸化物の個数が不足し、γ粒成
長抑制効果が発揮されない。一方、Ｏが０．００６％を
超える場合、鋼の清浄度が低下して靱性などの機械的性
質が劣化する。
【００２４】次にＮｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃａ、
Ｂを添加する理由について説明する。基本成分にさらに
これらの元素を添加する主たる目的は、本発明鋼の特徴
を損なうことなく、強度・低温靱性などの特性の向上を
図るためであり、必要に応じて添加する。従って、その
添加量は自ら制限されるべき性質のものである。
Ｂを添加する理由について説明する。基本成分にさらに
これらの元素を添加する主たる目的は、本発明鋼の特徴
を損なうことなく、強度・低温靱性などの特性の向上を
図るためであり、必要に応じて添加する。従って、その
添加量は自ら制限されるべき性質のものである。
【００２５】Ｎｉは溶接性、ＨＡＺ靱性に悪影響をおよ
ぼすことなく母材の強度、低温靱性を向上させるが、
０．１％未満では効果が薄く、１．０％超の添加は溶接
性に好ましくないためにその上限の値を１．０％とし
た。
ぼすことなく母材の強度、低温靱性を向上させるが、
０．１％未満では効果が薄く、１．０％超の添加は溶接
性に好ましくないためにその上限の値を１．０％とし
た。
【００２６】ＣｕはＮｉとほぼ同様の効果を有するとと
もに耐食性、耐水素誘起割れ性などにも効果があり、
０．１％以上の添加が必要である。しかし過剰に添加す
ると析出硬化により母材、ＨＡＺの靱性劣化や熱間圧延
時にＣｕ−クラックが発生するために、その上限の値を
２．０％とした。
もに耐食性、耐水素誘起割れ性などにも効果があり、
０．１％以上の添加が必要である。しかし過剰に添加す
ると析出硬化により母材、ＨＡＺの靱性劣化や熱間圧延
時にＣｕ−クラックが発生するために、その上限の値を
２．０％とした。
【００２７】Ｃｒは母材、溶接部の強度を増加させる効
果があり、０．１％以上の添加が必要である。しかし、
多過ぎると現地溶接性やＨＡＺ靱性を著しく劣化させ
る。このためＣｒ量の上限は１．０％とした。
果があり、０．１％以上の添加が必要である。しかし、
多過ぎると現地溶接性やＨＡＺ靱性を著しく劣化させ
る。このためＣｒ量の上限は１．０％とした。
【００２８】ＮｂはＮと結合して炭窒化物Ｎｂ（ＣＮ）
を形成し、高温強度の向上に効果を発揮する。また制御
圧延時にγの再結晶を抑制して結晶粒を微細化するだけ
でなく、析出硬化や焼入れ性の増大にも寄与し、鋼を強
靱化する作用を有する。これらの効果を得るためには最
低０．００５％のＮｂが必要である。しかしながら、Ｎ
ｂ量が多すぎるとＨＡＺ靱性が劣化するので、その上限
の値を０．１５％に限定した。
を形成し、高温強度の向上に効果を発揮する。また制御
圧延時にγの再結晶を抑制して結晶粒を微細化するだけ
でなく、析出硬化や焼入れ性の増大にも寄与し、鋼を強
靱化する作用を有する。これらの効果を得るためには最
低０．００５％のＮｂが必要である。しかしながら、Ｎ
ｂ量が多すぎるとＨＡＺ靱性が劣化するので、その上限
の値を０．１５％に限定した。
【００２９】ＶはＮと結合してＶＮを形成し高温強度を
向上させる。その効果を発揮させるためには０．０１％
以上の添加が必要である。また上限は現地溶接性、ＨＡ
Ｚ靱性の点から０．３％まで許容できる。
向上させる。その効果を発揮させるためには０．０１％
以上の添加が必要である。また上限は現地溶接性、ＨＡ
Ｚ靱性の点から０．３％まで許容できる。
【００３０】Ｂは極微量で鋼の焼入れ性を飛躍的に高
め、良好な強度と靱性が得られる。この効果を発揮させ
るためには０．０００３％以上の添加が必要である。ま
た多すぎるとＨＡＺ靱性を劣化させるので、その上限の
値を０．００５％に限定した。
め、良好な強度と靱性が得られる。この効果を発揮させ
るためには０．０００３％以上の添加が必要である。ま
た多すぎるとＨＡＺ靱性を劣化させるので、その上限の
値を０．００５％に限定した。
【００３１】Ｃａは硫化物（ＭｎＳ）の形態を制御し、
低温靱性を向上（シャルピ−試験における吸収エネルギ
−の増加など）させる。０．００１％未満ではその効果
が少なく、また０．００５％を超えて添加するとＣａＯ
−ＣａＳが大量に生成してクラスタ−、大型介在物とな
り、鋼の清浄度を害する。このためＣａ添加量を０．０
０１〜０．００５％に制限した。
低温靱性を向上（シャルピ−試験における吸収エネルギ
−の増加など）させる。０．００１％未満ではその効果
が少なく、また０．００５％を超えて添加するとＣａＯ
−ＣａＳが大量に生成してクラスタ−、大型介在物とな
り、鋼の清浄度を害する。このためＣａ添加量を０．０
０１〜０．００５％に制限した。
【００３２】次に溶接鋼管における溶接金属の成分限定
理由について説明する。溶接鋼管の溶接部において十分
な高温強度を満足させるためには、溶接金属中にＭｏを
０．３％以上含有させることが必要である。しかしなが
ら、Ｍｏ添加量が多すぎると靭性が劣化するために、そ
の上限の値を１．０％に限定した。
理由について説明する。溶接鋼管の溶接部において十分
な高温強度を満足させるためには、溶接金属中にＭｏを
０．３％以上含有させることが必要である。しかしなが
ら、Ｍｏ添加量が多すぎると靭性が劣化するために、そ
の上限の値を１．０％に限定した。
【００３３】Ｃは溶接金属の強度確保ならびにＭｏの添
加効果を発揮させるために必要であり、その下限は０．
０４％である。しかしながら、Ｃ量が多すぎると低温靱
性が劣化するので、その上限の値を０．１５％とした。
加効果を発揮させるために必要であり、その下限は０．
０４％である。しかしながら、Ｃ量が多すぎると低温靱
性が劣化するので、その上限の値を０．１５％とした。
【００３４】Ｓｉは脱酸や強度向上のため添加する元素
であるが、多く添加すると低温靱性を劣化させるので、
上限を０．６％とした。
であるが、多く添加すると低温靱性を劣化させるので、
上限を０．６％とした。
【００３５】Ｍｎは強度、低温靱性を確保する上で不可
欠な元素であり、その下限は０．４％である。しかし、
Ｍｎが多すぎると焼入れ性が増加して低温靱性を劣化さ
せるので、上限を２．０％とした。
欠な元素であり、その下限は０．４％である。しかし、
Ｍｎが多すぎると焼入れ性が増加して低温靱性を劣化さ
せるので、上限を２．０％とした。
【００３６】不可避的不純物元素であるＰ、Ｓ量を０．
０３％以下、０．００５％以下とする。この主たる理由
は低温靱性をより一層向上させるためである。Ｐ量の低
減は粒界破壊を防止し、低温靱性を向上させる。また、
Ｓ量の低減は高温割れの防止や延性、靱性を向上させる
効果がある。
０３％以下、０．００５％以下とする。この主たる理由
は低温靱性をより一層向上させるためである。Ｐ量の低
減は粒界破壊を防止し、低温靱性を向上させる。また、
Ｓ量の低減は高温割れの防止や延性、靱性を向上させる
効果がある。
【００３７】Ｔｉは微細なＮやＯと結合し、ＴｉＮやＴ
ｉＯを形成し、ミクロ組織を微細化して、溶接金属の低
温靱性を改善する。この効果を発揮させるためには０．
００５％以上の添加が必要である。また多すぎるとＴｉ
Ｃによる析出硬化が生じ、低温靱性を劣化させるので、
その上限の値を０．０３％に限定した。
ｉＯを形成し、ミクロ組織を微細化して、溶接金属の低
温靱性を改善する。この効果を発揮させるためには０．
００５％以上の添加が必要である。また多すぎるとＴｉ
Ｃによる析出硬化が生じ、低温靱性を劣化させるので、
その上限の値を０．０３％に限定した。
【００３８】Ａｌは通常脱酸元素として効果を有する。
しかし、Ａｌ量が０．０９％を超えるとＡｌ系非金属介
在物が増加して、鋼の清浄度を劣化させるので、上限を
０．０９％とした。鋼の脱酸はＴｉのみでも十分であ
り、Ａｌは必ずしも添加する必要はない。
しかし、Ａｌ量が０．０９％を超えるとＡｌ系非金属介
在物が増加して、鋼の清浄度を劣化させるので、上限を
０．０９％とした。鋼の脱酸はＴｉのみでも十分であ
り、Ａｌは必ずしも添加する必要はない。
【００３９】ＮはＴｉＮを形成し、ミクロ組織を微細化
して、低温靱性を向上させる。このために必要な最小量
は０．００１％である。しかし、Ｎ量が多すぎると固溶
Ｎによる靱性の劣化の原因となるので、その上限の値は
０．００６％に抑える必要がある。
して、低温靱性を向上させる。このために必要な最小量
は０．００１％である。しかし、Ｎ量が多すぎると固溶
Ｎによる靱性の劣化の原因となるので、その上限の値は
０．００６％に抑える必要がある。
【００４０】Ｏは溶接金属中において酸化物を形成し、
粒内変態フェライトの核として作用し、組織の微細化に
効果がある。しかし、多すぎると溶接金属の低温靱性が
劣化するとともに、スラグ巻き込みなどの溶接欠陥を起
こす。このためＯ量の下限を０．０１％、上限を０．０
５％とした。
粒内変態フェライトの核として作用し、組織の微細化に
効果がある。しかし、多すぎると溶接金属の低温靱性が
劣化するとともに、スラグ巻き込みなどの溶接欠陥を起
こす。このためＯ量の下限を０．０１％、上限を０．０
５％とした。
【００４１】次に、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、
Ｃａ、Ｍｇを添加する理由について説明する。基本とな
る成分に、さらに必要に応じてこれらの元素を添加する
主たる目的は本発明鋼の優れた特徴を損なうことなく、
溶接金属の強度・低温靱性などの特性の向上を図るため
である。したがって、その添加量は自ら制限されるべき
性質のものである。
Ｃａ、Ｍｇを添加する理由について説明する。基本とな
る成分に、さらに必要に応じてこれらの元素を添加する
主たる目的は本発明鋼の優れた特徴を損なうことなく、
溶接金属の強度・低温靱性などの特性の向上を図るため
である。したがって、その添加量は自ら制限されるべき
性質のものである。
【００４２】Ｎｉは靱性に悪影響を及ぼすことなく強
度、低温靱性を向上させるが、０．１％未満では効果が
薄く、１．０％超の添加は溶接性に好ましくないために
その上限の値を１．０％とした。
度、低温靱性を向上させるが、０．１％未満では効果が
薄く、１．０％超の添加は溶接性に好ましくないために
その上限の値を１．０％とした。
【００４３】ＣｕはＮｉとほぼ同様の効果を有すると共
に耐食性、耐水素誘起割れ性などにも効果があり、０．
１％以上の添加が必要である。しかし過剰に添加すると
析出硬化により靱性の劣化が発生するために、その上限
の値を２．０％とした。
に耐食性、耐水素誘起割れ性などにも効果があり、０．
１％以上の添加が必要である。しかし過剰に添加すると
析出硬化により靱性の劣化が発生するために、その上限
の値を２．０％とした。
【００４４】Ｃｒは溶接金属の強度を増加させる効果が
あり、０．１％以上の添加が必要である。しかし、多過
ぎると現地溶接性や靱性を著しく劣化させる。このため
Ｃｒ量の上限は１．０％とした。
あり、０．１％以上の添加が必要である。しかし、多過
ぎると現地溶接性や靱性を著しく劣化させる。このため
Ｃｒ量の上限は１．０％とした。
【００４５】Ｎｂは結晶粒を微細化するだけでなく、析
出硬化や焼入れ性の増大にも寄与し、強靱化する作用を
有する。この効果を得るためには最低０．００５％のＮ
ｂが必要である。しかしながら、Ｎｂ量が多すぎると靱
性が劣化するので、その上限の値を０．１５％に限定し
た。
出硬化や焼入れ性の増大にも寄与し、強靱化する作用を
有する。この効果を得るためには最低０．００５％のＮ
ｂが必要である。しかしながら、Ｎｂ量が多すぎると靱
性が劣化するので、その上限の値を０．１５％に限定し
た。
【００４６】ＶはＮｂとほぼ同様の効果を有するが、そ
の効果はＮｂに比較して格段に弱い。その効果を発揮さ
せるためには０．０１％以上の添加が必要である。また
上限は低温靱性の点から０．３％まで許容できる。
の効果はＮｂに比較して格段に弱い。その効果を発揮さ
せるためには０．０１％以上の添加が必要である。また
上限は低温靱性の点から０．３％まで許容できる。
【００４７】Ｂは極微量で焼入れ性を飛躍的に高め、良
好な強度と靱性が得られる。この効果を発揮させるため
には０．０００３％以上の添加が必要である。また多す
ぎると低温靱性を劣化させるので、その上限の値を０．
００５％に限定した。
好な強度と靱性が得られる。この効果を発揮させるため
には０．０００３％以上の添加が必要である。また多す
ぎると低温靱性を劣化させるので、その上限の値を０．
００５％に限定した。
【００４８】Ｃａは硫化物（ＭｎＳ）の形態を制御し、
低温靱性を向上（シャルピ−試験における吸収エネルギ
−の増加など）させる。０．００１％以下ではその効果
が少なく、また０．００５％を超えて添加するとＣａＯ
−ＣａＳが大量に生成してクラスタ−、大型介在物とな
り、鋼の清浄度を害する。このためＣａ添加量を０．０
０１〜０．００５％に制限した。
低温靱性を向上（シャルピ−試験における吸収エネルギ
−の増加など）させる。０．００１％以下ではその効果
が少なく、また０．００５％を超えて添加するとＣａＯ
−ＣａＳが大量に生成してクラスタ−、大型介在物とな
り、鋼の清浄度を害する。このためＣａ添加量を０．０
０１〜０．００５％に制限した。
【００４９】Ｍｇは溶接金属中において酸化物を形成
し、凝固組織の微細化や粒内変態フェライトの核として
作用し、組織の微細化に効果がある。しかし、多すぎる
と溶接金属の低温靱性が劣化する。このためＭｇ量の下
限を０．０００１％、上限を０．００５０％とした。
し、凝固組織の微細化や粒内変態フェライトの核として
作用し、組織の微細化に効果がある。しかし、多すぎる
と溶接金属の低温靱性が劣化する。このためＭｇ量の下
限を０．０００１％、上限を０．００５０％とした。
【００５０】また溶接金属の靭性を確保するために溶接
金属中の成分組成を(1) 式で示されるＰcmで０．１２〜
０．２５％に限定する必要がある。Ｐcmの下限は溶接金
属中の粒界フェライトの生成を抑制し、靭性を確保する
ための必要最低量である。また０．２５％超になると靭
性が劣化するためにＰcmを０．１２〜０．２５％の範囲
に限定する。
金属中の成分組成を(1) 式で示されるＰcmで０．１２〜
０．２５％に限定する必要がある。Ｐcmの下限は溶接金
属中の粒界フェライトの生成を抑制し、靭性を確保する
ための必要最低量である。また０．２５％超になると靭
性が劣化するためにＰcmを０．１２〜０．２５％の範囲
に限定する。
【００５１】
【実施例】以下に本発明の実施例について述べる。種々
の鋼成分の鋼板を用いて溶接鋼管を製造し、諸性質を調
査した。鋼管は内外面１層のＳＡＷ（サブマ−ジドア−
ク溶接）を実施して製造した。大入熱溶接ＨＡＺ靭性は
溶接入熱７００kJ/cm のエレクトロスラグ溶接を行い、
溶融線から１mmの位置にシャルピーのノッチを導入して
評価した。表１に本発明例鋼管（母材、溶接金属）の成
分を示す。表２に比較例の成分を示す。表３に本発明鋼
管及び比較例の母材部及び溶接部の機械的性質を示す。
本発明の溶接鋼管の母材および溶接部は十分な高温強度
を有する。また大入熱溶接ＨＡＺ靭性も０℃において７
０Ｊ以上の良好な値を有する。
の鋼成分の鋼板を用いて溶接鋼管を製造し、諸性質を調
査した。鋼管は内外面１層のＳＡＷ（サブマ−ジドア−
ク溶接）を実施して製造した。大入熱溶接ＨＡＺ靭性は
溶接入熱７００kJ/cm のエレクトロスラグ溶接を行い、
溶融線から１mmの位置にシャルピーのノッチを導入して
評価した。表１に本発明例鋼管（母材、溶接金属）の成
分を示す。表２に比較例の成分を示す。表３に本発明鋼
管及び比較例の母材部及び溶接部の機械的性質を示す。
本発明の溶接鋼管の母材および溶接部は十分な高温強度
を有する。また大入熱溶接ＨＡＺ靭性も０℃において７
０Ｊ以上の良好な値を有する。
【００５２】これに対して比較鋼は化学成分が適切でな
く、いずれかの特性が劣る。鋼１１は母材のＣ量が多い
ため母材の低温靱性が劣る。鋼１２は母材のＭｏ量が少
ないため母材の高温強度が低い。鋼１３は母材のＭｏ量
が多いため母材の低温靱性が劣る。鋼１４は溶接金属の
Ｍｏ量が少ないため溶接部の高温強度が低い。鋼１５は
溶接金属のＭｏ量が多いため溶接部の低温靭性が劣る。
鋼１６は母材のＴｉ量が少ないため母材、ＨＡＺの低温
靭性が劣る。鋼１７は母材のＴｉ量が多いため母材の低
温靭性が劣る。鋼１８は母材のＡｌ量が少ないためＨＡ
Ｚの低温靭性が劣る。鋼１９は母材のＡｌ量が多いため
清浄度が劣化し、母材の低温靭性が劣る。鋼２０は母材
のＮ量が少なく、溶接金属のＳが多いためＨＡＺの低温
靭性が劣る。鋼２１は母材において（Ｍｇ，Ａｌ）酸化
物を内包する０．０１以上０．５μｍ未満のＴｉＮ個数
が少ないためＨＡＺの低温靭性が劣る。鋼２２は溶接金
属のＰcm値が低いため溶接金属の低温靭性が劣る。鋼２
３は溶接金属のＰcm値が高いため溶接金属の低温靭性が
劣る。
く、いずれかの特性が劣る。鋼１１は母材のＣ量が多い
ため母材の低温靱性が劣る。鋼１２は母材のＭｏ量が少
ないため母材の高温強度が低い。鋼１３は母材のＭｏ量
が多いため母材の低温靱性が劣る。鋼１４は溶接金属の
Ｍｏ量が少ないため溶接部の高温強度が低い。鋼１５は
溶接金属のＭｏ量が多いため溶接部の低温靭性が劣る。
鋼１６は母材のＴｉ量が少ないため母材、ＨＡＺの低温
靭性が劣る。鋼１７は母材のＴｉ量が多いため母材の低
温靭性が劣る。鋼１８は母材のＡｌ量が少ないためＨＡ
Ｚの低温靭性が劣る。鋼１９は母材のＡｌ量が多いため
清浄度が劣化し、母材の低温靭性が劣る。鋼２０は母材
のＮ量が少なく、溶接金属のＳが多いためＨＡＺの低温
靭性が劣る。鋼２１は母材において（Ｍｇ，Ａｌ）酸化
物を内包する０．０１以上０．５μｍ未満のＴｉＮ個数
が少ないためＨＡＺの低温靭性が劣る。鋼２２は溶接金
属のＰcm値が低いため溶接金属の低温靭性が劣る。鋼２
３は溶接金属のＰcm値が高いため溶接金属の低温靭性が
劣る。
【００５３】
【表１】
【００５４】
【表２】
【００５５】
【表３】
【００５６】
【発明の効果】本発明による優れた溶接ＨＡＺ靭性と耐
火性を有する鋼管を建築鋼構造物の部材として採用する
ことにより、建築鋼構造物の製造コストが大幅に低減さ
れるとともに、建築鋼構造物の信頼性が大幅に向上し
た。
火性を有する鋼管を建築鋼構造物の部材として採用する
ことにより、建築鋼構造物の製造コストが大幅に低減さ
れるとともに、建築鋼構造物の信頼性が大幅に向上し
た。
Claims (5)
- 【請求項１】 質量％で、 Ｃ ：０．０４〜０．１５、 Ｓｉ：０．６以下、 Ｍｎ：０．４〜２．０、 Ｐ ：０．０３以下、 Ｓ ：０．００５以下、 Ｍｏ：０．３〜１．０、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３、 Ａｌ：０．００１〜０．０５０以下、 Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０、Ｎ ：０．００１〜０．００６、 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り、Ｍ
ｇとＡｌから成る酸化物を内包する０．０１〜０．５μ
ｍのＴｉＮが１００００個／ｍｍ2 以上含有することを
特徴とする溶接熱影響部靱性に優れた建築用耐火鋼材。 - 【請求項２】 質量％で、さらに、 Ｎｉ：０．１〜１．０、 Ｃｕ：０．１〜２．０、 Ｃｒ：０．１〜１．０、 Ｎｂ：０．００５〜０．１５、 Ｖ ：０．０１〜０．３、 Ｂ ：０．０００３〜０．００５、 Ｃａ：０．００１〜０．００５ のうち一種または二種以上を含有することを特徴とする
請求項１に記載の溶接熱影響部靱性に優れた建築用耐火
鋼材。 - 【請求項３】 質量％で、 Ｃ ：０．０４〜０．１５、 Ｓｉ：０．６以下、 Ｍｎ：０．４〜２．０、 Ｐ ：０．０３以下、 Ｓ ：０．００５以下、 Ｍｏ：０．３〜１．０、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３、 Ａｌ：０．００１〜０．０５０以下、 Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０、Ｎ ：０．００１〜０．００６、 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り、Ｍ
ｇとＡｌから成る酸化物を内包する０．０１〜０．５μ
ｍのＴｉＮが１００００個／ｍｍ2 以上含有する母材
と、質量％で Ｃ ：０．０４〜０．１５、 Ｓｉ：０．６以下、 Ｍｎ：０．４〜２．０、 Ｐ ：０．０３以下、 Ｓ ：０．００５以下、 Ｍｏ：０．３〜１．０、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３、 Ａｌ：０．０９以下、 Ｎ ：０．００１〜０．００６、 Ｏ ：０．０１〜０．０５ を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、さ
らに下記(1）式で与えられるＰcmが０．１２〜０．２５
％である溶接金属部とよりなることを特徴とする溶接熱
影響部靱性に優れた建築用耐火溶接鋼管。 Ｐcm＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０ ＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ ……………(1) （成分単位：質量％） - 【請求項４】 母材成分に、質量％で、さらに Ｎｉ：０．１〜１．０、 Ｃｕ：０．１〜２．０、 Ｃｒ：０．１〜１．０、 Ｎｂ：０．００５〜０．１５、 Ｖ ：０．０１〜０．３、 Ｂ ：０．０００３〜０．００５、 Ｃａ：０．００１〜０．００５ のうち一種または二種以上含有することを特徴とする請
求項３に記載の溶接熱影響部靱性に優れた建築用耐火溶
接鋼管。 - 【請求項５】 溶接金属部成分に、質量％で、さらに Ｎｉ：０．１〜１．０、 Ｃｕ：０．１〜２．０、 Ｃｒ：０．１〜１．０、 Ｎｂ：０．００５〜０．１５、 Ｖ ：０．０１〜０．３、 Ｂ ：０．０００３〜０．００５、 Ｃａ：０．００１〜０．００５、 Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０ のうち一種または二種以上含有することを特徴とする請
求項３または４に記載の溶接熱影響部靱性に優れた建築
用耐火溶接鋼管。
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| JP2000074403A JP2001262269A (ja) | 2000-03-16 | 2000-03-16 | 溶接熱影響部靱性に優れた建築用耐火鋼材および溶接鋼管 |
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Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007107055A (ja) * | 2005-10-13 | 2007-04-26 | Nippon Steel Corp | 高温強度と靭性に優れた耐火構造用溶接継手 |
| JP2015085331A (ja) * | 2013-10-28 | 2015-05-07 | 新日鐵住金株式会社 | 極低温靱性に優れたサブマージアーク溶接金属、及び、それを形成するサブマージアーク溶接用ワイヤ及びフラックス |
-
2000
- 2000-03-16 JP JP2000074403A patent/JP2001262269A/ja not_active Withdrawn
Cited By (3)
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| JP2015085331A (ja) * | 2013-10-28 | 2015-05-07 | 新日鐵住金株式会社 | 極低温靱性に優れたサブマージアーク溶接金属、及び、それを形成するサブマージアーク溶接用ワイヤ及びフラックス |
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