JP2001247916A - 裸耐候性に優れた低降伏比高Ｔｉ系鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 Ｔｉを比較的多く添加することによって良好
な耐候性を達成すると共に、Ｔｉの添加にも拘わらず変
態後におけるＴｉＣの析出を抑制して低降伏比を実現す
ることが可能な、必要によって優れた溶接性をも発揮で
きる様な低降伏比高Ｔｉ系鋼板を製造するための有用な
方法を提供する。 【解決手段】 Ｃ：０．２％以下、Ｓｉ：０．１〜１
％、Ｍｎ：２．５％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：
０．０２５〜０．５％およびＮ：０．０１％以下（０％
を含なまい）を夫々含有する鋼材を用い、その表面温度
が、下記（１）式で規定される温度Ｔ（℃）の±５０℃
の温度域において、累積で３０％以上の圧下を加える。 Ｔ（℃）＝1500＋([Ti]-[N]×3.4)+800-板厚（mm） ……(１） 但し、[Ti]および［N］は、夫々ＴｉおよびＮの含有量
（質量％）を示し、また[Ti]＞０．１％のときには[Ti]
＝０．１％とする。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、橋梁や鉄塔等の様
に塗替え塗装を含めた維持管理業務の日常的遂行が困難
な鋼構造物に適用される鋼板を製造する為の方法に関す
るものであり、殊にＴｉを比較的多く添加することによ
って良好な耐候性を発揮させると共に、Ｔｉの添加にも
拘わらず変態後におけるＴｉＣの析出を抑制して低降伏
比を実現することが可能な低降伏比高Ｔｉ系鋼板を製造
するための有用な方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】例えば山間部や海岸地帯等の様に、塩水
や融雪塩が飛来する塩分腐食環境下にある道路橋等の橋
梁構造物に使用する鋼材は、耐食性向上の為に従来から
塗装されて使用されている。しかしながら、この塗装塗
膜は必ず経時劣化するので、耐食性を維持するために、
一定期間で塗装しなおす維持管理の必要性がある。

【０００３】一方、近年では、これらの橋梁には、従来
の多数桁橋梁に代わり２主桁橋梁に代表される様な主桁
の数が少ない少数主桁橋梁が多く用いられる様になって
いる。この少数主桁橋梁は、多数桁橋梁に比べて使用鋼
材量（鋼量）や橋材片数の削減が可能で、施工性も良好
で、環境 保護や工期の短縮が図れるという点で利点を
有する。そして、この様な少数主桁橋梁には、橋梁設置
後の維持管理の負荷やコストの最小化と、橋梁自体の高
寿命化が強く求められている。こうしたことから、この
様な少数主桁橋梁の構造材に用いられる鋼材には、前記
塩分腐食環境下であっても、無塗装で使用（裸使用）可
能な、いわゆる裸耐候性が優れた鋼材が強く求められて
いる。

【０００４】これら少数主桁橋梁等の構造材は、施工性
や工期の短縮の観点から、炭酸ガスアーク溶接やエレク
トロガスアーク溶接により、入熱量５ＫＪ／ｍｍ以上、
場合によっては入熱量１００乃至３００ＫＪ／ｍｍ以上
の大入熱溶接が施される。従って、こうした構造材に使
用される鋼材としては、予熱の必要がなく、これら大入
熱溶接等の高効率溶接が可能な、溶接性の優れた鋼材が
求められている。

【０００５】この様に、上記の様な橋梁に使用される鋼
材としては、橋梁用鋼材として要求される強度等の機械
的特性は勿論のこと、優れた裸耐候性と溶接性を併せ持
つ鋼材が要求されている。従来、この種の鋼材として
は、Ｐ：０．１５％以下、Ｃｕ：０．２〜０．６％、Ｃ
ｒ：０．３〜１．２５％、Ｎｉ：０．６５％以下に規定
した高耐候性圧延鋼材（ＪＩＳ Ｇ ３１２５）が規格
化されている。また、同様の観点から化学成分組成を規
定した溶接構造用耐候性熱間圧延鋼材（ＪＩＳＧ ３１
１４）も知られている。これらの耐候性鋼材は、前記微
量元素の作用によって、鋼表面に生成する錆が、裸耐候
性に代表される高い耐候性を有する緻密な「安定錆層」
となる自己防食機能を有している。そして、この様な性
質によって、上記耐候性鋼はこれまで種々な構造物のメ
ンテナンスフリーの構造材として、基本的に無塗装で使
用されてきた。

【０００６】しかしながら、こうした鋼材においては通
常の腐食環境下では良好な耐候性を発揮するものの、前
記の様な塩分腐食環境下においては塩分の影響によって
耐候性鋼の特徴である「前記安定錆層」が形成されにく
く、希望する耐候性が発揮されないという問題があっ
た。

【０００７】こうした現象が生じる理由については、次
の様に考えることができる。前記塩分の多い腐食環境下
では、鋼の腐食に伴って錆皮膜中のｐＨが特に低下する
ことに起因していると考えることができる。そして、通
常鋼の腐食がわずかでも始まると、まずＦｅ→Ｆｅ²⁺＋
２^e-と、これに続くＦｅ²⁺＋２Ｈ₂Ｏ→Ｆｅ（ＯＨ）₂＋
２Ｈ⁺なる反応により、鋼表面のｐＨは低下し、錆皮膜
中乃至錆皮膜と鋼の界面のｐＨも低下する。これらのｐ
Ｈが一旦低下すると、電気的中性を保つために錆皮膜中
の塩素イオンの輸送が増大し、塩素イオンの濃縮が錆皮
膜と鋼の界面で生じる。その結果、この界面部分に塩酸
雰囲気が形成され、鋼の腐食が促進されるのである。ま
た、これと同時に、錆皮膜中ｐＨの低下によって、鉄イ
オンの溶解度が大きくなり、耐候性鋼等の耐食低合金鋼
における防食機構の要である前記「安定錆層」の形成を
阻害する現象も生じ、腐食加速状況が形成されるものと
考えることができる。

【０００８】本発明者らは、上記の様な塩分腐食環境下
においても良好な耐候性を発揮すると共に、溶接性にお
いても優れた鋼材の実現を目指して、かねてより研究を
進めており、その研究の一環として例えば特開平１１−
７１６３２号の様な鋼材を提案している。この技術にお
いては、従来「安定錆層」の形成促進元素とされていた
Ｃｒは却ってｐＨを低下する元素であり、こうしたＣｒ
の含有量を極力低減し、その代りに比較的多量のＴｉを
含有させるという新しい知見によって、塩分腐食環境下
においても優れた裸耐候性を発揮させると共に、所定の
関係式で表わされる炭素当量Ceqを適切な範囲に規定す
ることによって溶接性においても優れたものとしたので
ある。

【０００９】

【発明が解決しようとする課題】上記した鋼材の開発に
よって、塩分腐食環境下においても良好な裸耐候性を発
揮すると共に、溶接性においても優れた鋼材が実現でき
たのであるが、こうした技術においても解決すべき若干
の問題が残されていた。

【００１０】本発明で対象とする鋼材には、例えば４９
０ＭＰａ以上の強度が要求されるのであるが、良好な加
工性を発揮させる為には、降伏比（降伏応力／引張強
さ）が低いこと（例えば、高Ｔｉ系の場合には８５％以
下）も重要である。

【００１１】一方、こうした鋼材は加熱・圧延すること
によって所定の強度を達成するものであり、こうした加
熱・圧延条件としては、加熱温度：１１００〜１２５０
℃、圧延終了温度（鋼板表面）：８５０〜１０００℃
（その後空冷）で製造されるのが一般的である。

【００１２】しかしながら、上記の様な加熱・圧延条件
において製造した場合には、Ｔｉ含有量が比較的少ない
鋼材では基本的に降伏比が低いので問題になることはな
いが、上記の様にＴｉ含有量が比較的高い高Ｔｉ系鋼材
では、変態後にＦｅ母相にＴｉＣが整合析出して析出硬
化を起こし、降伏応力が上昇して降伏比が上昇し、希望
する加工性が得られないという問題が生じる。

【００１３】尚、引張強さが５７０ＭＰａ以上の高張力
鋼（Ｔｉ含有量が多い鋼種も含む）では、降伏比が高い
のが一般的で、その組織を複相組織化することによって
低降伏比化がなされているのが実状である。しかしなが
ら、硬質相と軟質相の複相組織とすることで、靭性の劣
化が生じたり、逆に４００ＭＰａ級や４９０ＭＰａ級の
それほど強度の高くない材料を製造するのが困難になる
という問題がある。

【００１４】本発明はこうした状況の下でなされたもの
であって、その目的は、Ｔｉを比較的多く添加すること
によって良好な裸耐候性を達成すると共に、Ｔｉの添加
にも拘わらず変態後におけるＴｉＣの析出を抑制して低
降伏比を実現することが可能な、必要によって優れた溶
接性をも発揮できる低降伏比高Ｔｉ系鋼板を製造するた
めの有用な方法を提供することにある。

【００１５】

【課題を解決するための手段】上記課題を解決すること
のできた本発明方法とは、Ｃ：０．２％以下、Ｓｉ：
０．１〜１％、Ｍｎ：２．５％以下（０％を含まな
い），Ｔｉ：０．０２５〜０．５％およびＮ：０．０１
％以下（０％を含まない）を夫々含有する鋼材を用い、
その表面温度が、下記（１）式で規定される温度Ｔ
（℃）の±５０℃の温度域において、累積で３０％以上
の圧下を加える点に要旨を有するものである。 Ｔ（℃）＝1500＋([Ti]-[N]×3.4)+800-板厚（mm） ……(１） 但し、[Ti]および［N］は、夫々ＴｉおよびＮの含有量
（質量％）を示し、また[Ti]＞０．１％のときには[Ti]
＝０．１％とする。

【００１６】上記本発明方法においては、Ｃｕ：０．０
５〜３％およびＮｉ０．０５〜６％を夫々含有すると共
に、Ｐ：０．０３％未満（０％を含む），Ｃｒ：０．０
５％未満（０％を含む）に夫々抑制し、且つ下記（２）
式で規定される炭素当量Ｃｅｑ（％）が０．４１％以下
である鋼板を用いることも好ましく、こうした化学成分
組成を満足させることによって、優れた溶接性をも発揮
させることができる。 Ceq(%)＝[C]＋[Si]/22＋[Mn]/6＋[P]−[Cu]/20−[Ni]/24＋[Cr]/2…（２） 但し、[C],[Si],[Mn],[P],[Cu],[Ni]および[Cr]は、夫
々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｃｕ，ＮｉおよびＣｒの含有量
（質量％）を示す。

【００１７】また、本発明の製造方法において用いる鋼
材として、（ａ）Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まな
い）、（ｂ）Ａｌ：０．５％（０％を含まない）、
（ｃ）Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）、
（ｄ）Ｌａ：０．０５％以下（０％を含まない），Ｃ
ｅ：０．０５％（０％を含まない）およびＭｇ：０．０
５％（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以
上等を含有することも有用であり、含有させる成分の種
類に応じて鋼板の特性を更に改善することができる。

【００１８】

【発明の実施の形態】Ｔｉ含有量が比較的高い鋼材で
は、上記の様な通常の加熱・圧延条件下においては降伏
応力が上昇するが、こうした現象が生じる原因は、次の
様に考えることができた。即ち、通常の加熱・圧延条件
下においては変態後（熱間圧延後）にＦｅ母相にＴｉＣ
が整合析出して析出硬化を起こし、これが原因となって
降伏応力（即ち、降伏比）が上昇することになる。

【００１９】そこで、本発明者らは、上記の様な変態後
の整合析出を抑制すれば、降伏比の上昇を抑制できるの
ではないかとの観点からその具体的手段について様々な
角度から検討した。その結果、化学成分組成を適切に調
整した鋼板の表面温度が、[Ti],[N]および板厚をパラメ
ータとした上記（１）式で示される温度Ｔ（℃）の±５
０℃の温度域で、累積で３０％以上の圧下を加えれば、
変態後におけるＴｉＣのＦｅ母相への整合析出が防止さ
れ、その結果として降伏比の上昇が抑制されることを見
出し、本発明を完成した。

【００２０】上記（１）式の作用について更に詳細に説
明する。この（１）式は鋼板表面温度の回帰式であり、
この（１）式で規定される温度Ｔ（℃）の±５０℃の温
度域では、オーステナイト相（γ相中）にＴｉＣが析出
し易いことを意味する。そしてこの温度域（以下、「Ｔ
ｉＣ析出容易温度域」と呼ぶことがある）にて、所定の
圧下量で圧延することによって変態前にＴｉＣを積極的
に析出させることができる。この様にして、変態前にＴ
ｉＣを積極的に析出させることによって、変態後にＴｉ
ＣのＦｅ母相への析出が抑制され、降伏応力（即ち、降
伏比）の上昇を抑えることができたのである。

【００２１】上記ＴｉＣ析出容易温度域は、鋼板の成分
や板厚等によって異なることから、[Ti],[N]および板厚
をパラメータとして規定したものである。また、この温
度域にてＴｉＣを積極的に析出させる為には、この温度
域にて累積で３０％以上の圧下量で圧延を行なう必要が
ある。

【００２２】尚、上記（１）式において、Ｔｉの含有量
[Ti]からＮ含有量[N]のＴｉ当量分を差引いたのは、Ｔ
ｉＣ析出による降伏比上昇に直接関与するのは、Ｎと結
合してＴｉＮとして析出するＴｉではないので、その分
（Ｎと結合するＴｉ量）を除外したものである。但し、
後述する様に、Ｎは余り過剰に含有させるとＴｉＮの粗
大化による靭性劣化という不都合を生じるので余り多量
に含有させることができす、一方Ｔｉはその添加による
耐候性を発揮させるという観点からして、Ｎ含有量がＴ
ｉの含有量よりも多くなることはない。また、上記Ｔｉ
含有量[Ti]に関連して、[Ti]＞０．１のときは[Ti]＝
０．１と統一したのは、[Ti]＞０．１では[Ti]が変化し
ても「ＴｉＣ析出容易温度域」が変化しないという理由
からである。

【００２３】本発明方法で対象とする鋼板は、化学成分
組成を適切に調整する必要があるが、基本成分である
Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，ＴｉおよびＮ等の各元素の範囲限定理
由は下記の通りである。

【００２４】Ｃ：０．２％以下（０％を含まない） Ｃは、鋼の構造材用途としての３９０〜６３０ＭＰａ
級、乃至はそれ以上の要求強度を確保するするために必
要な元素であるが、その含有量が過剰になって０．２％
を超えると鋼の溶接性や耐食性を劣化させる。従って、
Ｃ含有量は、０．２％以下で前記要求強度を確保できる
量とする。尚、強度確保という観点から、Ｃ含有量の好
ましい下限は０．０３％である。

【００２５】Ｓｉ：０．１〜１％ Ｓｉは、溶鋼の脱酸や固溶強化の為に必須の元素であ
り、また緻密な「安定錆層」の形成を促進し、裸耐候性
を向上させる効果も発揮する。また、溶接性の向上にも
寄与する。こうした効果を発揮させるためには、Ｓｉ含
有量は０．１％以上とする必要があるが、その含有量が
過剰になって１％を超えると溶接性が低下することにな
る。尚、Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．４０％であ
る。

【００２６】Ｍｎ：２．５％以下 Ｍｎは、Ｃと同様に３９０〜６３０ＭＰａ級、乃至はそ
れ以上の要求強度を確保するするために必要な元素であ
るが、その含有量が過剰になって２．５％を超えるとＭ
ｎＳが鋼中に多量に生成して裸耐候性を劣化させる恐れ
がある。従って、Ｍｎ含有量は、２．５％以下とする必
要がある。尚、Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．４％で
あり、好ましい上限は２．０％である。

【００２７】Ｔｉ：０．０２５〜０．５％ Ｔｉは、本発明で対象とする鋼板においては、Ｃｒに代
わる前記「安定錆層」の形成促進元素として重要な元素
であり、Ｃｒの如き前記ｐＨの低下の原因となる様な耐
候性への悪影響はない。また、Ｔｉは鋼材組織の結晶粒
微細化による生成錆の微細化、或は靭性向上や溶接性向
上効果も有する。即ち、Ｔｉの含有によって、溶接部の
冷却過程において強力なフェライト変態核となるＴｉＣ
やＴｉＮ等を鋼中に分散析出させ、溶接熱影響部の組織
のフェライト微細化に大きく寄与する。こうした効果を
発揮させるためには、０．０２５％以上含有させる必要
があるが、０．５％を超えてもその効果は飽和し経済的
でない。従って、Ｔｉの含有量は０．０２５〜０．５％
と規定した。

【００２８】但し、鋼板表面に生成した錆は、鋼板表面
に生成した錆の緻密化を図って鋼板の塩分腐食環境下で
も塗装無しで使用できる程度の良好な裸耐候性を確保す
るには、Ｘ線回折法によって求めた非晶質成分の分率が
３０％以上で、β−ＦｅＯＯＨ成分の分率が２０％以下
であることが好まく、こうした観点からしてＴｉ含有量
の好ましい下限は０．０５％である。またＴｉの含有量
が０．２％を超えると、鋼の脆化が問題となる場合もあ
り、前述した通り経済的でもない。こうした観点から、
Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．２％程度である。

【００２９】Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない） Ｎは、Ｔｉと結合し、ＴｉＮとして鋼中に微細分散析出
し、「結晶粒成長の抑制」や、「溶接部の熱影響におい
て、フェライト生成核になることで、靭性を改善する」
等の寄与をするが、０．０１％を超えて含有されるとＴ
ｉＮが粗大化し、靭性を劣化させる。こうした観点か
ら、Ｎ含有量は０．０１％以下とする必要がある。

【００３０】本発明方法において用いる鋼板の基本的な
成分は上記の通りであるが、必要によって、Ｃｕ：０．
０５〜３％およびＮｉ：０．０５〜６％を夫々含有する
と共に、Ｐ：０．０３％未満（０％を含む）およびＣ
ｒ：０．０５％未満（０％を含まない）に夫々抑制し、
且つ上記（２）式で規定される炭素当量Ceq(%)が０．４
１％以下である鋼板を用いることも好ましく、こうした
化学成分組成を満足させることによって、裸耐候性を更
に高める共に優れた溶接性をも発揮させることができ
る。この化学成分組成において、各元素の好ましい範囲
および上記（２）式を規定した理由は下記の通りであ
る。

【００３１】Ｃｕ：０．０５〜３％ Ｃｕは、電気化学的に鉄よりも貴な元素であり、鉄表面
に生成する錆を緻密化して、「安定錆層」の形成を促進
し、裸耐候性を向上させる効果を有する。また、溶接性
の向上にも寄与する。こうした効果を発揮させるために
は、Ｃｕ含有量は０．０５％以上とすることが好ましい
が、３％を超えて過剰に含有させてもその効果が飽和す
るばかりか、熱間圧延等の加工の際に、素材の脆化を引
き起こす可能性がある。こうしたことから、Ｃｕ含有量
は０．０５〜３％とするのが好ましいが、より好ましい
下限は０．３％であり、より好ましい上限は２．０％で
ある。

【００３２】Ｎｉ：０．０５〜６％ Ｎｉは、Ｃｕと同様に裸耐候性や溶接性を向上させる有
する元素である。またＣｕ含有による熱間加工脆性を抑
制する効果も有する。従って、Ｃｕと併せて含有させる
と、耐食性向上効果と熱間加工脆性抑制効果の相乗効果
が期待できる。こうした効果を発揮させるためには、Ｎ
ｉ含有量は０．０５％以上とすることが好ましい。しか
しながら、Ｎｉ含有量が過剰になると、完全オーステナ
イト組織における固液凝固温度範囲を広げて、低融点不
純物元素のデンドライト界面への偏析を助長すると共
に、Ｓと反応して溶接金属の粒界に低融点のＮｉＳ化合
物を析出させ、凝固金属の粒界の延性を劣化させる。こ
うしたことから、Ｎｉの過剰な含有は、耐溶接高温割れ
に悪影響を与えるので、その含有量の上限は６％とする
ことが好ましい。尚、Ｎｉ含有量のより好ましい下限は
０．２％であり、より好ましい上限は４％である。

【００３３】Ｐ：０．０３％未満（０％を含む） Ｐは、耐候性鋼にとって、鋼表面に生成する錆の塩化物
イオンの進入を阻止し、緻密な「安定錆層」を形成し
て、耐候性を向上させる効果を有する特徴的な元素であ
る。そして、従来の耐候性鋼では、この効果を発揮させ
るために、０．０５％程度以上０．１５％程度以下の含
有を必須としている。しかしながら、本発明で対象とす
る鋼板においては、Ｐを比較的多く含有させると、溶接
性を著しく阻害し、前記少数桁橋梁の施工上重要な、予
熱なし(予熱フリー)で高効率の大入熱溶接ができる溶接
性の要求特性を満たすことができなくなる。

【００３４】本発明で対象とする鋼板では、Ｔｉ等の含
有によって緻密な「安定錆層」の形成が達成できるの
で、Ｐの過剰な含有は必要でない。従って、本発明で対
象とする鋼板は、Ｐの含有量を極力低減することが良
く、Ｐ含有量低減の経済性も考慮して、０．０３％未満
に抑制することが好ましい。また、Ｐ含有量をこの様に
低減することによって、溶接性の向上にも大きく貢献す
ることになる。尚、Ｐ含有量は、より好ましくは、０．
０１５％以下に低減するのが良い。

【００３５】Ｃｒ：０．０５％未満（０％を含む） Ｃｒは、前述した通り、鋼のミクロな表面欠陥を部内に
おけるｐＨの低下の原因となり、欠陥内での凝縮水分の
酸化性を促進し、腐食を誘発する作用がある、鋼材の裸
耐候性を劣化させる。従って、本発明で用いる鋼板とし
ては、Ｃｒを０．０５％未満に抑制することが好まし
い。

【００３６】炭素当量Ｃｅｑ（％）≦０．４１％ 本発明で用いる鋼板は、上記（２）式で表わされる炭素
当量Ｃｅｑ（％）が０．４１％以下と低く規定すること
が好ましい。これは、特に少数桁橋梁等の構造物用の鋼
材に優れた耐候性を発揮させると共に、板厚が厚くても
良好な溶接性を確保するためである。具体的には、５０
ｍｍ厚み以上、更には８０ｍｍ厚み以上の厚板でも、予
熱なしでしかも溶接割れ等の溶接不良を生じないで、入
熱量５ＫＪ／ｍｍ以上、場合によっては１００乃至３０
０ＫＪ／ｍｍ以上の大入熱溶接等の高効率溶接施工を可
能とする溶接性を確保するためである。この鋼の低炭素
当量化は、鋼マトリックスの焼入れ性を低下させ、溶接
時における溶接熱影響部組織のフェライトの微細化にも
有効である。従って、上記（２）式で表わされる鋼材の
炭素当量Ｃｅｑ（％）が０．４１％を超えた場合には、
溶接性が悪くなり、５０ｍｍ以上の厚板で、予熱なしで
入熱量５ＫＪ／ｍｍ以上の大入熱溶接等の高効率溶接施
工ができなくなり、本発明で製造される鋼板で特に対象
とする少数桁橋梁用途には使用できなくなる。

【００３７】本発明方法において用いる鋼材には、必要
によって、（ａ）Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まな
い）、（ｂ）Ａｌ：０．５％以下（０％を含まない）、
（ｃ）Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）、
（ｄ）Ｌａ：０．０５％以下（０％を含まない），Ｃ
ｅ：０．０５％以下（０％を含まない）およびＭｇ：
０．０５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ば
れる１種以上等を含有することも有用であり、含有させ
る成分の種類に応じて鋼板の特性を更に改善することが
できる。また、Ｓの含有量を０．０２％以下に抑制する
ことも、耐食性の改善という点から有効である。これら
各成分の範囲規定理由は下記の通りである。

【００３８】Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない） Ｃａは、裸耐候性をより向上させる元素であり、また溶
接性の向上効果も有する。Ｃａによる耐候性向上作用の
一つは、耐候性に有害なＳを固定して、鋼マトリックス
を清浄化することである。また他の作用として、鋼中に
微量固溶したＣａが鋼表面やミクロ的な欠陥部での腐食
進行過程において、鉄の腐食反応に伴い微量溶解してア
ルカリ性を呈する。従って、腐食（アノード）先端部の
溶液ｐＨ緩衝効果を有し、腐食先端部での腐食を抑制す
る効果を有する元素である。これらは、前記Ｃｒの様な
溶解時にｐＨを下げる元素の作用と全く逆の作用を有し
ている。

【００３９】この様なＣａをＴｉと併用すると、Ｃｒ低
減による効果やＴｉ等の「安定錆層」の形成促進効果と
併わせ、裸耐候性等の耐食性向上の相乗効果が生じる。
この相乗効果は、Ｃａの含有量が多くなるに従って大き
くなるが、その量が過剰になるとその効果は飽和し、経
済的でない。特にＣａが過剰に含有されると、鋼の清浄
度を悪くし、耐候性鋼の製造時、特に製鋼中の炉壁を損
傷する可能性がある。こうしたことから、Ｃａを含有さ
せるときには、その含有量は、０．０１％程度までとす
ることが好ましい。尚、Ｃａ含有による上記効果を有効
に発揮させるためには、０．０００１％以上含有させる
ことが好ましい。

【００４０】Ａｌ：０．５％以下（０％を含まない） Ａｌは、鋼表面に生成する錆を微細化して「安定錆層」
の形成を促進し、裸耐候性を向上させる効果を有する。
また、溶接性の向上効果も有する。そして、この溶接性
向上効果は、Ｔｉとの複合添加によって一層増すことに
なる。また、Ａｌは、溶鋼の脱酸元素として、固溶酸素
を捕捉すると共に、ブローホールの発生を防止して、鋼
の靭性向上の為にも有効な元素である。

【００４１】これらの効果はＡｌ含有量が多くなるにつ
れて大きくなるが、過剰に含有させても上記効果は飽和
するばかりか、却って溶接性を劣化させたり、アルミナ
系介在物の増加によってを鋼の靭性を低下させるので
０．５％以下で含有させることが好ましい。尚、これら
の効果を有効に発揮させるためには、０．０５％以上含
有させることが好ましい。

【００４２】Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない） Ｂは、微量の添加で、鋼材の焼入れ性を著しく高める効
果を発揮する。こうした効果はその含有量が多くなるに
つれて大きくなるが、過剰に含有させるとＢ化合物を生
成して靭性を低下させるので０．００５％以下で含有さ
せることが好ましい。尚、こうした効果を有効に発揮さ
せるためには、０．０００３％以上含有させることが好
ましい。

【００４３】Ｌａ：０．０５％以下（０％を含まな
い），Ｃｅ：０．０５％以下（０％を含まない）および
Ｍｇ：０．０５％以下（０％を含まない）よりなる群か
ら選ばれる１種以上 Ｌａ，ＣｅおよびＭｇは、裸耐候性等の耐食性をより向
上させる観点から、必要によって選択的に含有される。
これらの元素は、鋼表面やミクロ的な欠陥部の腐食進行
過程において、鉄の腐食反応に伴い微量溶解してアルカ
リ性を呈する。従って、腐食（アノード）先端部の溶液
ｐＨ緩衝効果を有し、腐食先端部での腐食を抑制する効
果を有する元素である。これらは、Ｃｒの様な溶解時に
ｐＨを下げる元素の作用とは全く逆の作用を持ってい
る。こうしたことから、上記Ｃｒの低減効果やＴｉ等の
「安定錆層」の形成促進効果と併用することによって、
裸耐候性等の耐食性向上をより一層高める相乗効果が期
待できる。こうした効果は、Ｌａ，ＣｅおよびＭｇのう
ちの１種以上を含有させることによって発揮されるが、
過剰に含有させてもその効果が飽和して経済的でなく、
また機械的性質も悪くする恐れがある。こうしたことか
ら、上記元素はいずれも０．５％を限度として含有させ
ることが好ましい。また、上記効果を有効に発揮させる
ためには、各々の元素の含有量が０．０００１％以上と
することが好ましい。

【００４４】Ｓ：０．０２％以下（０％を含む） Ｓが０．０２％を超えて含有されると、腐食の起点とな
るＦｅＳ，ＭｎＳが鋼中に多量に生成して、裸耐候性等
の耐食性が低下する恐れがある。また、前述の如く、Ｎ
ｉを過剰に含有させた場合には、Ｓとの反応によって溶
接金属の粒界に低融点のＮｉＳ化合物を析出させ、凝固
金属の粒界の延性を劣化させ易くなる。

【００４５】この点、Ｓの含有量を０．０２％以下に抑
制すれば、低融点のＮｉＳ化合物を析出させずに、Ｎｉ
をより多量に含有させることが可能になる。例えば、Ｓ
含有量が０．０２％を超えた場合には、Ｎｉ含有量は３
％以下とすべきであるが、Ｓ含有量を０．０２％以下と
することによって、Ｎｉ含有量を６％まで高めることが
できる。尚、Ｓ含有量は、より好ましくは０．０１％以
下とするのが良い。

【００４６】本発明で対象とする鋼板における化学成分
組成は上記の通りであり、残部は実質的にＦｅからなる
ものである。ここで「実質的にＦｅ」とは、本発明で対
象とする鋼板にはＦｅ以外にその特性を阻害しない程度
の微量成分（許容成分）をも含み得るものであり、前記
許容成分としては例えば、Ｚｒ，Ｖ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｗ等
の元素やＳｎ，Ｓｂ，Ａｓ，Ｏ，Ｈ等の不可避的不純物
が挙げられる。

【００４７】以下、本発明を実施例によって更に詳細に
説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のもの
ではなく、前・後記の趣旨に徴して設計変更することは
いずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。

【００４８】

【実施例】下記表１に示す化学成分組成を有する鋼板Ａ
〜Ｄを用い、板厚：１２０ｍｍ→２０ｍｍに圧延するパ
ススケジュールにおいて、圧延温度を様々に変えた（即
ち、前記Ｔ（℃）±５０℃での累積の圧下率を変えた）
製造条件にて圧延を行ない、製造条件が鋼板の機械的特
性（降伏応力ＹＳ，引張強さＴＳおよび降伏比ＹＲ）に
与える影響について調査した。

【００４９】

【表１】

【００５０】その結果を、各製造条件、各鋼種における
各パスでのＴ（℃）±５０℃の値、および前記Ｔ（℃）
±５０℃での累積の圧下率等と共に、下記２、３に示
す。例えば、鋼種Ａの製造条件１においては、Ｔ（℃）
±５０℃の温度領域（パススケジュールで５３ｍｍ→２
５ｍｍ）において、圧下量５３％[［（５３−２５）／
５３］×１００]の圧延を施したことを意味する。尚、
表２、３には、下記の方法によって評価した溶接性およ
び裸耐候性の評価結果についても示した。

【００５１】（溶接性）供試材の鋼板を予熱なしに大入
熱溶接し、溶接部について、高温割れ、引張強さ、靭性
を評価した。本発明で好ましい溶接性とは、高温割れ：
無し、低温割れる防止予熱温度：２５℃以下、引張強
さ：母材と同クラス、靭性ｖＥ_-40≧１００Ｊとした。
溶接は、入熱量３５ｋＪ／ｃｍのサブマージアーク溶接
を行なった。高温割れ率は、ＪＩＳ規格で制定されてい
るＣ型ジグ拘束突き合わせ溶接割れ試験（高温割れ試
験）で行なった。供試材の低温割れは、ＪＩＳ規格で制
定されている斜めＹ型拘束突き合わせ溶接割れ試験（低
温割れ試験）にて割れの発生を防止できる供試材の予熱
温度で評価した。また、靭性は、溶接継手ボンド部の−
４０℃における吸収エネルギーｖＥ_-40［Ｊ］で評価し
ている。

【００５２】（裸耐候性）好ましい条件として、鋼材表
面に生々した錆が緻密な「安定錆層」で、１年間大気暴
露（週１回の５％塩水散布を含む）後の鋼材の屁金板圧
厚減少量が０．８ｍｍ以下、好ましくは０．５ｍｍ以下
とする錆であるかどうかの目安となる。そして、緻密な
「安定錆層」か否かの目安は錆の非晶質度（非晶質度合
い）と錆中のβ−ＦｅＯＯＨ分率がある。即ち、鋼材表
面に生成する鉄錆の主要な成分は、α−ＦｅＯＯＨ，β
−ＦｅＯＯＨ，γ−ＦｅＯＯＨおよびＦｅ₃Ｏ₄の結晶性
の錆と、非晶質の錆の５種類からなる。この内、非晶質
の錆は、緻密な「安定錆層」を形成し、鋼材の長期の裸
耐候性を保障する。従って、鉄錆の非晶質の錆の割合
（非晶質度）が高いほど、また結晶性錆の成分の内で特
に腐食を促進し易いβ−ＦｅＯＯＨの割合が少ないほ
ど、緻密な「安定錆層」といえる。本発明では、緻密な
緻密な「安定錆層」として、錆の非晶質成分の分率が３
０質量％以上で、β−ＦｅＯＯＨ成分の分率が２０質量
％以下と規定する。また、より裸耐候性をを向上させ、
鋼材の裸使用をより確実に補償するために、錆の非晶質
成分の分率が４０質量％以上で、β−ＦｅＯＯＨ成分の
分率が１０質量％以下とすることがより好ましい。

【００５３】平均板厚減少量は、大気暴露試験の前後で
の供試材の平均板厚をマイクロメータで測定し、密度を
考慮して平均板厚減少量［ｍｍ］を測定した。非晶質度
を測定する手段として、「腐食防食９５Ｃ−３０６（３
０４〜３４４頁）」の「粉末Ｘ線回折法による鉄錆成分
の定量化およびその応用」に開示された粉末Ｘ線回折法
が有効である。この文献では、耐候性鋼材を対象に粉末
Ｘ線回折法により、鋼材表面の前記鉄錆成分の定量化を
試み、鉄錆中の非晶質錆の割合（非晶質度）が高いほ
ど、緻密な「安定錆層」となる耐食改善モデルを裏付け
ている。

【００５４】そして、より具体的な粉末Ｘ線回折法とし
て、同文献では、内部標準として一定質量比のＣａＦ₂
或はＺｎＯ等を鋼材から採取した錆試料に混合し粉末化
したものを通常のＸ線回折法によって同定し、前記５種
類の錆各々に固有な回折ピークの積分強度比と、予め求
めた各々の錆成分の検量線から、各々の結晶性の錆成分
の定量化を行ない、錆の合計量からこれら各々の結晶性
の錆成分量を差し引いて非晶質成分の割合を算出してい
る。これは、非晶質成分自体の回折ピークの積分強度比
が求めにくく、定量化しにくいためである。因みに、同
文献にも開示されている通り、Ｘ線回折法以外の、赤外
分光分析法等の他の分析法では、錆成分の定性的な分析
は可能であるものの、定量的な分析は困難であり、錆成
分の確立された定量法がない。従って、本発明で言う鋼
材表面の錆の非晶質度とは、このＸ線回折法、特に前記
文献に開示された粉末Ｘ線回折法により定量的に測定し
たものを言う。

【００５５】また、暴露試験については、週１回の塩水
散布を含む１年間の大気暴露試験を行ない、その長期耐
久性を評価した。１年間の大気暴露試験の条件は、週１
回の５％塩水散布を行ない、供試材は南向き、水平に対
し３０°の傾斜で設置した。

【００５６】

【表２】

【００５７】

【表３】

【００５８】これらの結果から明らかな様に、本発明で
規定する要件を満足させつつ製造した鋼板では、Ｔｉの
多量添加にも拘わらずＴｉＣの析出を防止して低降伏比
が達成されていることが分かる。

【００５９】

【発明の効果】本発明は以上の様に構成されており、Ｔ
ｉを比較的多く添加することによって良好な裸耐候性を
達成すると共に、Ｔｉの添加にも拘わらず変態後のＴｉ
Ｃの析出を抑制して低降伏比を実現することが可能で、
必要によって優れた溶接性をも発揮できる低降伏比高Ｔ
ｉ系鋼板が製造できた。

フロントページの続き (72)発明者 菅 俊明 兵庫県加古川市金沢町１番地 株式会社神 戸製鋼所加古川製鉄所内 Ｆターム(参考） 4K032 AA00 AA01 AA02 AA04 AA05 AA08 AA11 AA14 AA15 AA16 AA17 AA21 AA23 AA24 AA27 AA29 AA31 AA35 AA40 BA01 CB02 CC03 CC04

Claims (6)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Ｃ：０．２％以下（質量％の意味、以下
   同じ）、Ｓｉ：０．１〜１％、Ｍｎ：２．５％以下（０
   ％を含まない）、Ｔｉ：０．０２５〜０．５％および
   Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）を夫々含有する
   鋼材を用い、その表面温度が、下記（１）式で規定され
   る温度Ｔ（℃）の±５０℃の温度域において、累積で３
   ０％以上の圧下を加えることを特徴とする耐候性に優れ
   た低降伏比高Ｔｉ系鋼板の製造方法。 Ｔ（℃）＝1500＋([Ti]-[N]×3.4)+800-板厚（mm） ……(１） 但し、[Ti]および［N］は、夫々ＴｉおよびＮの含有量
   （質量％）を示し、また[Ti]＞０．１％のときには[Ti]
   ＝０．１％とする。
2. 【請求項２】 Ｃｕ：０．０５〜３％，Ｎｉ０．０５〜
   ６％を含有すると共に、Ｐ：０．０３％未満（０％を含
   む），Ｃｒ：０．０５％未満（０％を含む）に夫々抑制
   し、且つ下記（２）式で規定される炭素当量Ｃｅｑ
   （％）が０．４１％以下である鋼板を用いる請求項１に
   記載の製造方法。 Ceq(%)＝[C]＋[Si]/22＋[Mn]/6＋[P]/10−[Cu]/20−[Ni]/24＋[Cr]/2…（２） 但し、[C],[Si],[Mn],[P],[Cu],[Ni]および[Cr]は、夫
   々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｃｕ，ＮｉおよびＣｒの含有量
   （質量％）を示す。
3. 【請求項３】 Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まな
   い）を含有する鋼板を用いる請求項１または２に記載の
   製造方法。
4. 【請求項４】 Ａｌ：０．５％以下（０％を含まない）
   を含有する鋼板を用いる請求項１〜３のいずれかに記載
   の製造方法。
5. 【請求項５】 Ｂ：０．００５％以下（０％を含まな
   い）を含有する鋼板を用いるものである請求項１〜４の
   いずれかに記載の製造方法。
6. 【請求項６】 Ｌａ：０．０５％以下（０％を含まな
   い），Ｃｅ：０．０５％以下（０％を含まない）および
   Ｍｇ：０．０５％以下（０％を含まない）よりなる群か
   ら選ばれる１種以上を含有する鋼板を用いるものである
   請求項１〜５のいずれかに記載の製造方法。