JP3278545B2 - 溶接特性の優れた鋼矢板 - Google Patents
溶接特性の優れた鋼矢板Info
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- JP3278545B2 JP3278545B2 JP07392095A JP7392095A JP3278545B2 JP 3278545 B2 JP3278545 B2 JP 3278545B2 JP 07392095 A JP07392095 A JP 07392095A JP 7392095 A JP7392095 A JP 7392095A JP 3278545 B2 JP3278545 B2 JP 3278545B2
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、土木建造物の構造部材
として用いられる鋼矢板にかかわるものである。
として用いられる鋼矢板にかかわるものである。
【０００２】
【従来の技術】港湾、河川の護岸等の土木建造物の構造
部材として主に使用される鋼矢板は、数十年におよぶほ
ど使用期間が非常に長い。この期間内において、強度、
靱性等の機械特性を保持することは、安全上極めて重要
な課題である。使用期間内での機械特性の低下は、主に
２つの原因が考えられる。
部材として主に使用される鋼矢板は、数十年におよぶほ
ど使用期間が非常に長い。この期間内において、強度、
靱性等の機械特性を保持することは、安全上極めて重要
な課題である。使用期間内での機械特性の低下は、主に
２つの原因が考えられる。
【０００３】一つは、水中、時には海水中の腐食し易い
環境下で使用されるため、腐食が進行することにより板
厚が減少し、耐力も失う。このため、一部の用途には鋼
材に犠牲アノードを溶接して電気防蝕することにより、
鋼材の腐食の進行を抑制させたり、特公平５−５７１０
８号、特開平４−３３４４４３号各公報に示されるよう
にエポキシ樹脂、ポリエチレン等の高分子材料系のシー
トを貼付し、外部環境の鋼材への直接的な接触を回避し
ている。
環境下で使用されるため、腐食が進行することにより板
厚が減少し、耐力も失う。このため、一部の用途には鋼
材に犠牲アノードを溶接して電気防蝕することにより、
鋼材の腐食の進行を抑制させたり、特公平５−５７１０
８号、特開平４−３３４４４３号各公報に示されるよう
にエポキシ樹脂、ポリエチレン等の高分子材料系のシー
トを貼付し、外部環境の鋼材への直接的な接触を回避し
ている。
【０００４】今一つは、外部環境から鋼材内部への水素
の浸入による機械特性の低下である。特に前述した電気
防蝕による腐食防止対策を施す場合、電気防蝕用の電極
板は水中での溶接で取り付けられることにより、急速加
熱、急速冷却の熱サイクルを履歴し、さらに海水中の水
素が浸入し鋼材中に残留することが容易となるため、溶
接割れ性の低下、溶接熱影響部靱性の低下等機械特性の
低下が極めて顕著となる。
の浸入による機械特性の低下である。特に前述した電気
防蝕による腐食防止対策を施す場合、電気防蝕用の電極
板は水中での溶接で取り付けられることにより、急速加
熱、急速冷却の熱サイクルを履歴し、さらに海水中の水
素が浸入し鋼材中に残留することが容易となるため、溶
接割れ性の低下、溶接熱影響部靱性の低下等機械特性の
低下が極めて顕著となる。
【０００５】また、前述の有機系シートの貼付による防
蝕方法においては、腐食や溶接による機械特性の低下の
懸念はないものの、従来の製造工程に加えてシートの貼
付け工程を要するため、この工程の増加と熱間圧延工程
と比較して低処理能力であることにより、製造コストが
大幅に増大する点が問題となる。
蝕方法においては、腐食や溶接による機械特性の低下の
懸念はないものの、従来の製造工程に加えてシートの貼
付け工程を要するため、この工程の増加と熱間圧延工程
と比較して低処理能力であることにより、製造コストが
大幅に増大する点が問題となる。
【０００６】以上の状況から、旧来より製造コストが大
幅に増大することなく、機械特性の低下を抑制しかつ良
好な溶接特性を保持する鋼矢板が社会的に求められてい
た。
幅に増大することなく、機械特性の低下を抑制しかつ良
好な溶接特性を保持する鋼矢板が社会的に求められてい
た。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、腐食を防止
する電気防蝕の溶接施工による機械特性の低下を抑制
し、長期にわたる使用期間において安全かつ信頼性が高
く、低コストで、かつ機械特性および溶接特性の優れた
新規な鋼矢板を提供することを目的とする。
する電気防蝕の溶接施工による機械特性の低下を抑制
し、長期にわたる使用期間において安全かつ信頼性が高
く、低コストで、かつ機械特性および溶接特性の優れた
新規な鋼矢板を提供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明は上記の課題を解
決するためになされたものであり、その特徴点はＮｂを
添加することによりＣ濃度を低減させた適正な成分とγ
再結晶温度域での圧下量を確保しさらに必要に応じて圧
延後に加速冷却をおこなう温度制御により、低コストで
鋼材の機械特性を低下することなく、優れた溶接特性を
有する点にある。
決するためになされたものであり、その特徴点はＮｂを
添加することによりＣ濃度を低減させた適正な成分とγ
再結晶温度域での圧下量を確保しさらに必要に応じて圧
延後に加速冷却をおこなう温度制御により、低コストで
鋼材の機械特性を低下することなく、優れた溶接特性を
有する点にある。
【０００９】発明の要旨は以下のとおりである。 （１） 重量％で ０．０５％≦Ｃ≦０．２５％ ０．０５％≦Ｓｉ≦０．５０％ ０．４％≦Ｍｎ≦２．０％ Ｃｕ≦１．０％ Ｎｉ≦１．０％０．００４％≦ Ｎｂ≦０．０５ を含み、残部がＦｅ、および不可避不純物から構成さ
れ、〔Ｎ％〕が、日本溶接協会で規定された炭素当量式
で計算されるＣｅｑ．に対し、〔Ｎ％〕≦−０．０８×
Ｃｅｑ．＋０．０４２ かつ ０．００２≦〔Ｎ％〕≦
０．０１３ かつ０．３５≦Ｃｅｑ．≦０．４５の関係
を満足する成分の鋳片に連続鋳造で鋳造し、該鋳片を１
１００〜１３００℃の温度域に再加熱した後、熱間圧延
を開始し、７５０〜１０５０℃の温度域で仕上圧延して
製造した溶接特性の優れた鋼矢板。 （２） 前記（１）項の仕上圧延終了後ただちに水冷あ
るいは送風による空冷で鋼材を加速冷却し、５００℃ま
での鋼材平均冷却速度を０．３〜３．０℃／ｓの範囲内
で冷却して製造した溶接特性の優れた鋼矢板。
れ、〔Ｎ％〕が、日本溶接協会で規定された炭素当量式
で計算されるＣｅｑ．に対し、〔Ｎ％〕≦−０．０８×
Ｃｅｑ．＋０．０４２ かつ ０．００２≦〔Ｎ％〕≦
０．０１３ かつ０．３５≦Ｃｅｑ．≦０．４５の関係
を満足する成分の鋳片に連続鋳造で鋳造し、該鋳片を１
１００〜１３００℃の温度域に再加熱した後、熱間圧延
を開始し、７５０〜１０５０℃の温度域で仕上圧延して
製造した溶接特性の優れた鋼矢板。 （２） 前記（１）項の仕上圧延終了後ただちに水冷あ
るいは送風による空冷で鋼材を加速冷却し、５００℃ま
での鋼材平均冷却速度を０．３〜３．０℃／ｓの範囲内
で冷却して製造した溶接特性の優れた鋼矢板。
【００１０】（３） 重量％で ０．０５％≦Ｃ≦０．２５％ ０．０５％≦Ｓｉ≦０．５０％ ０．４％≦Ｍｎ≦２．０％ Ｃｕ≦１．０％ Ｎｉ≦１．０％０．００４％≦ Ｎｂ≦０．０５％ を含み、残部がＦｅ、および不可避不純物から構成さ
れ、〔Ｎ％〕が、日本溶接協会で規定された炭素当量式
で計算されるＣｅｑ．に対し、〔Ｎ％〕≦−０．０８×
Ｃｅｑ．＋０．０４２ かつ ０．００２≦〔Ｎ％〕≦
０．０１３ かつ０．３５≦Ｃｅｑ．≦０．４５の関係
を満足する成分の鋳片に連続鋳造で鋳造し、該鋳片を１
１００〜１３００℃の温度域に再加熱した後、熱間圧延
を開始し、７５０〜１０５０℃の温度域で中間圧延を終
了させ、仕上圧延前に鋼材表面がＡｒ3 温度−２０℃以
下かつＡｒ1 温度以上の温度域まで放冷したのち仕上圧
延して製造したことを特徴とする溶接特性の優れた鋼矢
板。 （４） 前記（３）項の仕上圧延終了後、鋼材表面がＡ
ｒ3 温度−２０℃以下かつＡｒ1 温度以上の温度域まで
放冷し、その後ただちに水冷あるいは送風による空冷で
鋼材を加速冷却し、５００℃までの鋼材平均冷却速度を
０．３〜３．０℃／ｓの範囲内で冷却して製造した溶接
特性の優れた鋼矢板。
れ、〔Ｎ％〕が、日本溶接協会で規定された炭素当量式
で計算されるＣｅｑ．に対し、〔Ｎ％〕≦−０．０８×
Ｃｅｑ．＋０．０４２ かつ ０．００２≦〔Ｎ％〕≦
０．０１３ かつ０．３５≦Ｃｅｑ．≦０．４５の関係
を満足する成分の鋳片に連続鋳造で鋳造し、該鋳片を１
１００〜１３００℃の温度域に再加熱した後、熱間圧延
を開始し、７５０〜１０５０℃の温度域で中間圧延を終
了させ、仕上圧延前に鋼材表面がＡｒ3 温度−２０℃以
下かつＡｒ1 温度以上の温度域まで放冷したのち仕上圧
延して製造したことを特徴とする溶接特性の優れた鋼矢
板。 （４） 前記（３）項の仕上圧延終了後、鋼材表面がＡ
ｒ3 温度−２０℃以下かつＡｒ1 温度以上の温度域まで
放冷し、その後ただちに水冷あるいは送風による空冷で
鋼材を加速冷却し、５００℃までの鋼材平均冷却速度を
０．３〜３．０℃／ｓの範囲内で冷却して製造した溶接
特性の優れた鋼矢板。
【００１１】
【作用】以下に本発明の作用を詳細に説明する。安全か
つ信頼性の高い鋼矢板を低コストで提供するには、まず
機械特性および溶接特性を同時に満足させる方策が必要
である。特に溶接特性に関しては水素脆化対策が必須と
なる。
つ信頼性の高い鋼矢板を低コストで提供するには、まず
機械特性および溶接特性を同時に満足させる方策が必要
である。特に溶接特性に関しては水素脆化対策が必須と
なる。
【００１２】鋼の水素脆化は、元来鋼中に含有する水素
および使用段階において外部環境から鋼中に浸入する水
素の総量に影響を受けて発現する。特に、水中で溶接す
る場合には、加熱段階で水中から水素が多量に浸入し、
その後の急速冷却により、鋼中に残留する。このとき、
鋼中に残留する水素が自由に拡散可能である場合は、熱
平衡濃度まで外部で散逸するが、何らかの拘束により捕
捉される場合は、過剰な水素がそのまま残留し、機械特
性を低下せしめる。鋼中の水素の捕捉位置としてはセメ
ンタイト（Ｆｅ3 Ｃ）が代表的である。このセメンタイ
トの組織分率を低減することにより、鋼中に残留する水
素を低減することが可能となる。しかし、このセメンタ
イト組織分率の低減は同時に機械特性、特に引張強度を
も低下させるため、目標の規格強度であるＪＩＳ規格の
ＳＹ２９５を満足させることが困難となる。
および使用段階において外部環境から鋼中に浸入する水
素の総量に影響を受けて発現する。特に、水中で溶接す
る場合には、加熱段階で水中から水素が多量に浸入し、
その後の急速冷却により、鋼中に残留する。このとき、
鋼中に残留する水素が自由に拡散可能である場合は、熱
平衡濃度まで外部で散逸するが、何らかの拘束により捕
捉される場合は、過剰な水素がそのまま残留し、機械特
性を低下せしめる。鋼中の水素の捕捉位置としてはセメ
ンタイト（Ｆｅ3 Ｃ）が代表的である。このセメンタイ
トの組織分率を低減することにより、鋼中に残留する水
素を低減することが可能となる。しかし、このセメンタ
イト組織分率の低減は同時に機械特性、特に引張強度を
も低下させるため、目標の規格強度であるＪＩＳ規格の
ＳＹ２９５を満足させることが困難となる。
【００１３】機械特性の低下を防止し溶接性を向上させ
るには、鋼中で水素が残留しない強化機構を採用するこ
とが必須である。上述のセメンタイトの組織分率向上に
よる強化機構や、その他にもＶ炭化物のように水素を捕
捉する元素であるＶを含んだ析出物による析出強化等も
不適である。これらの機械特性の低下を防止し溶接性を
向上するニーズに対応する対策として２点が挙げられ
る。
るには、鋼中で水素が残留しない強化機構を採用するこ
とが必須である。上述のセメンタイトの組織分率向上に
よる強化機構や、その他にもＶ炭化物のように水素を捕
捉する元素であるＶを含んだ析出物による析出強化等も
不適である。これらの機械特性の低下を防止し溶接性を
向上するニーズに対応する対策として２点が挙げられ
る。
【００１４】第１点は水素を捕捉しにくい元素を含む析
出物により析出強化する方法であり、代表的な添加元素
としてＮｂが挙げられる。Ｎｂは鋼中で固溶するだけで
なく、炭窒化物を生成し、変形にともなう転位運動の障
害となって抵抗するため変形抵抗すなわち強度が上昇す
る。但し過剰なＮｂの添加は靱性を低下させるので、添
加量には上限がある。この上限値に関しては後述する。
出物により析出強化する方法であり、代表的な添加元素
としてＮｂが挙げられる。Ｎｂは鋼中で固溶するだけで
なく、炭窒化物を生成し、変形にともなう転位運動の障
害となって抵抗するため変形抵抗すなわち強度が上昇す
る。但し過剰なＮｂの添加は靱性を低下させるので、添
加量には上限がある。この上限値に関しては後述する。
【００１５】第２点は加工熱処理により強化する方法で
ある。γが再結晶し、細粒化する温度域での圧延量を増
大させ、加えて圧延終了後には加速冷却をおこない、細
粒なα＋Ｐ組織となるように製造プロセスを制御すれ
ば、強化に機能させる合金を添加することなく、強度向
上が可能となる。但し、過剰な加速冷却はベイナイトあ
るいはマルテンサイトを生成させ、靱性を低下させるの
で、加速冷却量には上限がある。この上限値に関しても
後述する。
ある。γが再結晶し、細粒化する温度域での圧延量を増
大させ、加えて圧延終了後には加速冷却をおこない、細
粒なα＋Ｐ組織となるように製造プロセスを制御すれ
ば、強化に機能させる合金を添加することなく、強度向
上が可能となる。但し、過剰な加速冷却はベイナイトあ
るいはマルテンサイトを生成させ、靱性を低下させるの
で、加速冷却量には上限がある。この上限値に関しても
後述する。
【００１６】次に本発明が対象とする基本成分範囲の限
定理由について述べる。まず、Ｃは母材の強度確保に必
要であるが０．０５％未満では構造用鋼として必要な強
度が得られず、また０．２５％を超える過剰の添加は、
母材靱性、溶接性を著しく低下させるので、下限を０．
０５％、上限を０．２５％とした。
定理由について述べる。まず、Ｃは母材の強度確保に必
要であるが０．０５％未満では構造用鋼として必要な強
度が得られず、また０．２５％を超える過剰の添加は、
母材靱性、溶接性を著しく低下させるので、下限を０．
０５％、上限を０．２５％とした。
【００１７】Ｓｉは母材の強度確保、溶鋼の予備脱酸等
に必要であるが０．５０％を超えると溶接熱影響部内に
硬化組織の高炭素マルテンサイトを生成し、溶接継手部
靱性を著しく低下させる。また、０．０５％未満では必
要な溶鋼の予備脱酸ができないため、Ｓｉ含有量を０．
０５％〜０．５０％の範囲に限定した。
に必要であるが０．５０％を超えると溶接熱影響部内に
硬化組織の高炭素マルテンサイトを生成し、溶接継手部
靱性を著しく低下させる。また、０．０５％未満では必
要な溶鋼の予備脱酸ができないため、Ｓｉ含有量を０．
０５％〜０．５０％の範囲に限定した。
【００１８】Ｍｎは母材の強度、靱性の確保には０．４
％以上の添加が必要であるが、溶接部の靱性、割れ性等
の許容できる範囲内で上限を２．０％とした。
％以上の添加が必要であるが、溶接部の靱性、割れ性等
の許容できる範囲内で上限を２．０％とした。
【００１９】不可避不純物として含有するＰ，Ｓはその
量について特に限定しないが、凝固時のマクロ偏析によ
り溶接割れや靱性の低下が生じるので、極力低減すべき
であり、また、本発明でＰ，Ｓ量が、目的とする量まで
低減できるのは、それぞれ０．０２％未満である。
量について特に限定しないが、凝固時のマクロ偏析によ
り溶接割れや靱性の低下が生じるので、極力低減すべき
であり、また、本発明でＰ，Ｓ量が、目的とする量まで
低減できるのは、それぞれ０．０２％未満である。
【００２０】Ｃｕは母材の強化、耐候性に有効な元素で
あるが、応力除去焼鈍による焼戻し脆性、溶接割れ、熱
間加工割れなどを考慮して、上限を１．０％とした。
あるが、応力除去焼鈍による焼戻し脆性、溶接割れ、熱
間加工割れなどを考慮して、上限を１．０％とした。
【００２１】Ｎｉは、母材の強靱性を高める極めて有効
な元素であるが、１．０％超の添加は合金コストを増加
させ経済的でないので上限を１．０％とした。
な元素であるが、１．０％超の添加は合金コストを増加
させ経済的でないので上限を１．０％とした。
【００２２】Ｎｂは母材の強靱化には有効であるが、
０．０５％を超える過剰の添加は靱性及び硬化性の観点
から有害となるため上限を０．０５％とした。
０．０５％を超える過剰の添加は靱性及び硬化性の観点
から有害となるため上限を０．０５％とした。
【００２３】Ｎは不可避不純物として鋼中に混入する元
素であり、過剰に固溶すると靱性を低下させる元素であ
る。この靭性低下はＣｅｑ．の高い場合は少量のＮ量で
も発生し、Ｃｅｑ．が低い場合は比較的多量のＮでも発
生しない。良好な靭性が確保できる上限のＮ量はＣｅ
ｑ．により変化し、その関係は実験的に〔Ｎ％〕＝−
０．０８×Ｃｅｑ．＋０．０４２で求められる。すなわ
ち〔Ｎ％〕は右辺の値以下の範囲で推移することが必要
である。
素であり、過剰に固溶すると靱性を低下させる元素であ
る。この靭性低下はＣｅｑ．の高い場合は少量のＮ量で
も発生し、Ｃｅｑ．が低い場合は比較的多量のＮでも発
生しない。良好な靭性が確保できる上限のＮ量はＣｅ
ｑ．により変化し、その関係は実験的に〔Ｎ％〕＝−
０．０８×Ｃｅｑ．＋０．０４２で求められる。すなわ
ち〔Ｎ％〕は右辺の値以下の範囲で推移することが必要
である。
【００２４】このようにＮはできるだけ低減することが
望ましいが、０．００２％未満とすると、脱Ｎのための
コストがかかり、製造原価が高くなるので、下限を０．
００２％とした。他方０．０１３％を超えると如何なる
Ｃｅｑ．値においても母材靱性が劣化し、連続鋳造時に
鋼片に表面割れが生じるため０．０１３％を上限とし
た。
望ましいが、０．００２％未満とすると、脱Ｎのための
コストがかかり、製造原価が高くなるので、下限を０．
００２％とした。他方０．０１３％を超えると如何なる
Ｃｅｑ．値においても母材靱性が劣化し、連続鋳造時に
鋼片に表面割れが生じるため０．０１３％を上限とし
た。
【００２５】またＣｅｑ．値に関しては、鋼材の強度は
Ｃｅｑ．の値とともに上昇することが自明であるが、実
際に使用されるＪＩＳ−ＳＹ２９５の鋼矢板の強度レベ
ルに対応するＣｅｑ．の範囲は０．３５から０．４５％
であることから、そのＣｅｑ．値を限定した。なお、本
発明では、日本溶接協会で規定された炭素当量式で計算
されるＣｅｑ．を用いた。以上が本発明の対象となる鋼
の基本成分である。
Ｃｅｑ．の値とともに上昇することが自明であるが、実
際に使用されるＪＩＳ−ＳＹ２９５の鋼矢板の強度レベ
ルに対応するＣｅｑ．の範囲は０．３５から０．４５％
であることから、そのＣｅｑ．値を限定した。なお、本
発明では、日本溶接協会で規定された炭素当量式で計算
されるＣｅｑ．を用いた。以上が本発明の対象となる鋼
の基本成分である。
【００２６】上記成分の溶鋼を連続鋳造機により鋳片に
製造した後、１１００〜１３００℃の温度域に再加熱す
る。この温度域に再加熱温度を限定したのは、熱間加工
による形鋼の製造には塑性変形を容易にするため１１０
０℃以上の加熱が必要であり、また、加熱炉の性能、経
済性から上限を１３００℃とした。
製造した後、１１００〜１３００℃の温度域に再加熱す
る。この温度域に再加熱温度を限定したのは、熱間加工
による形鋼の製造には塑性変形を容易にするため１１０
０℃以上の加熱が必要であり、また、加熱炉の性能、経
済性から上限を１３００℃とした。
【００２７】加熱した鋼材は、粗圧延、中間圧延、仕上
圧延の各工程によって圧延成形を行う。圧延終了温度を
７５０〜１０５０℃としたのは、低温圧延ほど靱性は向
上するが、形鋼の造形上７５０℃未満での加工は困難で
あり、また１０５０℃を超えての加工は粗粒組織を生成
して靱性が低下するためである。
圧延の各工程によって圧延成形を行う。圧延終了温度を
７５０〜１０５０℃としたのは、低温圧延ほど靱性は向
上するが、形鋼の造形上７５０℃未満での加工は困難で
あり、また１０５０℃を超えての加工は粗粒組織を生成
して靱性が低下するためである。
【００２８】また、中間圧延工程での圧延パス間におい
て鋼材表層部の温度をＡｒ3 −２０℃以下、Ａｒ3 −１
００℃以上に水冷し、その復熱過程で少なくとも１回以
上圧延し、７５０〜１０５０℃の温度範囲で圧延を終了
させるのは、低温圧延で表層部を極細粒な組織とし、そ
の後の復熱により、フェライトからオーステナイトへ再
変態させ、加工歪を除去するためである。この水冷と圧
延パス、復熱の組み合わせにより、鋼材表層部は歪のな
い極細粒なフェライト＋パーライト組織となり、靱性が
向上する。
て鋼材表層部の温度をＡｒ3 −２０℃以下、Ａｒ3 −１
００℃以上に水冷し、その復熱過程で少なくとも１回以
上圧延し、７５０〜１０５０℃の温度範囲で圧延を終了
させるのは、低温圧延で表層部を極細粒な組織とし、そ
の後の復熱により、フェライトからオーステナイトへ再
変態させ、加工歪を除去するためである。この水冷と圧
延パス、復熱の組み合わせにより、鋼材表層部は歪のな
い極細粒なフェライト＋パーライト組織となり、靱性が
向上する。
【００２９】熱間圧延後に８００〜５００℃までの温度
域での平均冷却速度を０．３〜３．０℃／ｓとしたのは
フィレット部内に過飽和に固溶し、靱性を低下させる
Ｃ、Ｎを徐冷却により、冷却過程で焼戻しさせることで
炭化物、窒化物として析出させ、靱性を向上させるため
であり、０．５０℃／ｓ未満では、充分に炭化物化、窒
化物化が進行し、靱性は充分に改善されるものの生産効
率に支障をきたすため下限値を０．３℃／ｓとし、３．
０℃／ｓ超では炭化物化、窒化物化が不充分で靱性の改
善効果は小さいため上限値を３．０℃／ｓとした。
域での平均冷却速度を０．３〜３．０℃／ｓとしたのは
フィレット部内に過飽和に固溶し、靱性を低下させる
Ｃ、Ｎを徐冷却により、冷却過程で焼戻しさせることで
炭化物、窒化物として析出させ、靱性を向上させるため
であり、０．５０℃／ｓ未満では、充分に炭化物化、窒
化物化が進行し、靱性は充分に改善されるものの生産効
率に支障をきたすため下限値を０．３℃／ｓとし、３．
０℃／ｓ超では炭化物化、窒化物化が不充分で靱性の改
善効果は小さいため上限値を３．０℃／ｓとした。
【００３０】
【実施例】試作形鋼は転炉溶製し、成分調整後、連続鋳
造により２４０mm〜３００mm厚鋳片に鋳造した後、図１
に示すレイアウトの加熱炉１で加熱し、粗圧延機２で粗
圧延した後、引き続いて、第１中間圧延機３、第２中間
圧延機４、仕上圧延機５で所定の寸法のＨ形鋼となるま
で成形を行う。圧延後の冷却速度は冷却床７で空冷する
か、水冷装置６により加速冷却ことにより８００〜５０
０℃間の冷却速度を０．３〜３．０℃／ｓに調整する。
造により２４０mm〜３００mm厚鋳片に鋳造した後、図１
に示すレイアウトの加熱炉１で加熱し、粗圧延機２で粗
圧延した後、引き続いて、第１中間圧延機３、第２中間
圧延機４、仕上圧延機５で所定の寸法のＨ形鋼となるま
で成形を行う。圧延後の冷却速度は冷却床７で空冷する
か、水冷装置６により加速冷却ことにより８００〜５０
０℃間の冷却速度を０．３〜３．０℃／ｓに調整する。
【００３１】機械特性は、図２に示す鋼矢板８のウェブ
の板厚ｔの中心部（１／２ｔ）から試験片を採取して求
めた。この部位は最も高い強度、および良好な溶接性能
が要求される部位であるため、この部位により鋼矢板の
機械試験特性を代表できるとしたためである。
の板厚ｔの中心部（１／２ｔ）から試験片を採取して求
めた。この部位は最も高い強度、および良好な溶接性能
が要求される部位であるため、この部位により鋼矢板の
機械試験特性を代表できるとしたためである。
【００３２】表１は、試作鋼の化学成分値を示し、表２
は圧延と冷却条件に対する機械試験特性を示す。なお、
加熱温度を１２８０℃に揃えたのは、一般的に加熱温度
の低減は、機械特性を向上させることは周知であり、高
温加熱条件は機械特性の最低値を示すと推定され、この
値が本発明での加熱温度の範囲での特性を代表できると
判断したためである。また、製品サイズを有効幅Ｗ４０
０mm，有効高さｈ１７０mm，板厚ｔ１５．５mm（表では
ＦＳＰ−ＩＶ型と表示）に限定したのは、総圧下率が他
のサイズと比較しても大きな差異はないことから、圧延
条件は他のサイズと同等であると判断されることから、
このサイズを代表とすることができると判断したためで
ある。
は圧延と冷却条件に対する機械試験特性を示す。なお、
加熱温度を１２８０℃に揃えたのは、一般的に加熱温度
の低減は、機械特性を向上させることは周知であり、高
温加熱条件は機械特性の最低値を示すと推定され、この
値が本発明での加熱温度の範囲での特性を代表できると
判断したためである。また、製品サイズを有効幅Ｗ４０
０mm，有効高さｈ１７０mm，板厚ｔ１５．５mm（表では
ＦＳＰ−ＩＶ型と表示）に限定したのは、総圧下率が他
のサイズと比較しても大きな差異はないことから、圧延
条件は他のサイズと同等であると判断されることから、
このサイズを代表とすることができると判断したためで
ある。
【００３３】表２に示すように本発明による鋼１〜９
は、目標の母材強度（降伏強度：２９５MPa 以上）と耐
溶接割れ性（溶接割れ率３０％以下）を充分に満たし、
問題ない。この中で鋼４〜６は圧延後ただちに水冷で加
速冷却を施したものであり、圧延後空冷した鋼１〜３よ
りも溶接割れ率は問題ない範囲内で若干上昇する（５〜
１０％程度）ものの降伏強度は約２０MPa 向上する。ま
た、（α＋γ）２相温度域から水冷により加速冷却を施
した鋼７〜９は降伏強度、溶接割れ率ともに上昇する
が、その上がり代は、圧延後空冷した鋼１〜３と圧延後
ただちに水冷で加速冷却を施した鋼４〜６との間とな
る。
は、目標の母材強度（降伏強度：２９５MPa 以上）と耐
溶接割れ性（溶接割れ率３０％以下）を充分に満たし、
問題ない。この中で鋼４〜６は圧延後ただちに水冷で加
速冷却を施したものであり、圧延後空冷した鋼１〜３よ
りも溶接割れ率は問題ない範囲内で若干上昇する（５〜
１０％程度）ものの降伏強度は約２０MPa 向上する。ま
た、（α＋γ）２相温度域から水冷により加速冷却を施
した鋼７〜９は降伏強度、溶接割れ率ともに上昇する
が、その上がり代は、圧延後空冷した鋼１〜３と圧延後
ただちに水冷で加速冷却を施した鋼４〜６との間とな
る。
【００３４】一方、比較鋼の鋼１０〜１２は、圧延およ
び冷却条件は本発明の範囲内に入るものの、Ｃｅｑ．が
０．３４４〜０．３４５で本発明における成分範囲より
も小さな値となるため、耐溶接割れ性は良好であるもの
の降伏強度は目標に到達できていない。
び冷却条件は本発明の範囲内に入るものの、Ｃｅｑ．が
０．３４４〜０．３４５で本発明における成分範囲より
も小さな値となるため、耐溶接割れ性は良好であるもの
の降伏強度は目標に到達できていない。
【００３５】鋼１２〜１８はＮ濃度が本発明でのＣｅ
ｑ．との相関条件に条件に適合できず、高い値となるた
め、溶接割れ率が７０％以上となり、良好な耐溶接割れ
性を保有することができない。特に、鋼１６〜１８に関
しては上述のＮ濃度条件の不適合に加えて、Ｃｅｑ．の
値が０．４５％以上で本発明でのＣｅｑ．の成分範囲よ
りも大きな値となるため、溶接割れ率が１００％とな
り、溶接性が極めて不良である。
ｑ．との相関条件に条件に適合できず、高い値となるた
め、溶接割れ率が７０％以上となり、良好な耐溶接割れ
性を保有することができない。特に、鋼１６〜１８に関
しては上述のＮ濃度条件の不適合に加えて、Ｃｅｑ．の
値が０．４５％以上で本発明でのＣｅｑ．の成分範囲よ
りも大きな値となるため、溶接割れ率が１００％とな
り、溶接性が極めて不良である。
【００３６】即ち、本発明の要件が全て満たされた時
に、表２に示される鋼１〜９のように、強度、溶接性の
優れた鋼矢板が得られる。
に、表２に示される鋼１〜９のように、強度、溶接性の
優れた鋼矢板が得られる。
【００３７】
【表１】
【００３８】
【表２】
【００３９】
【発明の効果】本発明により、腐食を防止する電気防蝕
の溶接施工による機械特性の低下を抑制し、長期にわた
る使用期間において安全かつ信頼性の高い鋼矢板を低コ
ストで提供することが可能となり、土木建造物の信頼性
向上、安全性確保、経済性の向上等の効果は極めて顕著
なものがある。
の溶接施工による機械特性の低下を抑制し、長期にわた
る使用期間において安全かつ信頼性の高い鋼矢板を低コ
ストで提供することが可能となり、土木建造物の信頼性
向上、安全性確保、経済性の向上等の効果は極めて顕著
なものがある。
【図１】本発明鋼矢板を製造する装置配置列例の説明略
図。
図。
【図２】鋼矢板の断面形状と、機械試験片の採取位置を
示す図。
示す図。
１ 加熱炉 ２ 粗圧延機 ３ 第１中間圧延機 ４ 第２中間圧延機 ５ 仕上圧延機 ６ 水冷装置 ７ 冷却床 ８ 鋼矢板
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平５−51632（ＪＰ，Ａ) 特開 昭58−58251（ＪＰ，Ａ) 特開 昭52−52129（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−220582（ＪＰ，Ａ) 特開 平７−238316（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−271754（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−148544（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 301 C22C 38/16
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で ０．０５％≦Ｃ≦０．２５％ ０．０５％≦Ｓｉ≦０．５０％ ０．４％≦Ｍｎ≦２．０％ Ｃｕ≦１．０％ Ｎｉ≦１．０％０．００４％≦ Ｎｂ≦０．０５％ を含み、残部がＦｅ、および不可避不純物から構成さ
れ、〔Ｎ％〕が、日本溶接協会で規定された炭素当量式
で計算されるＣｅｑ．に対し、〔Ｎ％〕≦−０．０８×
Ｃｅｑ．＋０．０４２ かつ ０．００２≦〔Ｎ％〕≦
０．０１３ かつ０．３５≦Ｃｅｑ．≦０．４５の関係
を満足する成分の鋳片に連続鋳造で鋳造し、該鋳片を１
１００〜１３００℃の温度域に再加熱した後、熱間圧延
を開始し、７５０〜１０５０℃の温度域で仕上圧延して
製造したことを特徴とする溶接特性の優れた鋼矢板。 - 【請求項２】 仕上圧延終了後ただちに水冷あるいは送
風による空冷で鋼材を加速冷却し、５００℃までの鋼材
平均冷却速度を０．３〜３．０℃／ｓの範囲内で冷却し
て製造したことを特徴とする請求項１記載の溶接特性の
優れた鋼矢板。 - 【請求項３】 重量％で ０．０５％≦Ｃ≦０．２５％ ０．０５％≦Ｓｉ≦０．５０％ ０．４％≦Ｍｎ≦２．０％ Ｃｕ≦１．０％ Ｎｉ≦１．０％０．００４％≦ Ｎｂ≦０．０５ を含み、残部がＦｅ、および不可避不純物から構成さ
れ、〔Ｎ％〕が、日本溶接協会で規定された炭素当量式
で計算されるＣｅｑ．に対し、〔Ｎ％〕≦−０．０８×
Ｃｅｑ．＋０．０４２ かつ ０．００２≦〔Ｎ％〕≦
０．０１３ かつ０．３５≦Ｃｅｑ．≦０．４５の関係
を満足する成分の鋳片に連続鋳造で鋳造し、該鋳片を１
１００〜１３００℃の温度域に再加熱した後、熱間圧延
を開始し、７５０〜１０５０℃の温度域で中間圧延を終
了させ、仕上圧延前に鋼材表面がＡｒ3 温度−２０℃以
下かつＡｒ1 温度以上の温度域まで放冷したのち仕上圧
延して製造したことを特徴とする溶接特性の優れた鋼矢
板。 - 【請求項４】 仕上圧延終了後、鋼材表面がＡｒ3 温度
−２０℃以下かつＡｒ1 温度以上の温度域まで放冷し、
その後ただちに水冷あるいは送風による空冷で鋼材を加
速冷却し、５００℃までの鋼材平均冷却速度を０．３〜
３．０℃／ｓの範囲内で冷却して製造したことを特徴と
する請求項３記載の溶接特性の優れた鋼矢板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP07392095A JP3278545B2 (ja) | 1995-03-30 | 1995-03-30 | 溶接特性の優れた鋼矢板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP07392095A JP3278545B2 (ja) | 1995-03-30 | 1995-03-30 | 溶接特性の優れた鋼矢板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08269622A JPH08269622A (ja) | 1996-10-15 |
| JP3278545B2 true JP3278545B2 (ja) | 2002-04-30 |
Family
ID=13532085
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP07392095A Expired - Lifetime JP3278545B2 (ja) | 1995-03-30 | 1995-03-30 | 溶接特性の優れた鋼矢板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3278545B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4571877B2 (ja) * | 2005-03-10 | 2010-10-27 | 新日本製鐵株式会社 | 靭性の優れた鋼矢板の制御圧延方法 |
| JP6314527B2 (ja) * | 2014-02-19 | 2018-04-25 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼矢板 |
| CN109576589A (zh) * | 2019-01-23 | 2019-04-05 | 河北津西钢板桩型钢科技有限公司 | 一种低压缩比热轧钢板桩及其制备方法 |
| CN109576590A (zh) * | 2019-01-23 | 2019-04-05 | 河北津西钢板桩型钢科技有限公司 | 一种抗弯u型钢板桩及其制造方法 |
-
1995
- 1995-03-30 JP JP07392095A patent/JP3278545B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH08269622A (ja) | 1996-10-15 |
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