JPS62256947A - 溶接性及び低温靭性に優れた調質高燐型耐候性鋼板 - Google Patents
溶接性及び低温靭性に優れた調質高燐型耐候性鋼板Info
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- JPS62256947A JPS62256947A JP9869786A JP9869786A JPS62256947A JP S62256947 A JPS62256947 A JP S62256947A JP 9869786 A JP9869786 A JP 9869786A JP 9869786 A JP9869786 A JP 9869786A JP S62256947 A JPS62256947 A JP S62256947A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
(産業上の利用分野)
本発明は、例えば、橋梁等のような一般の大気腐食環境
において、溶接構造材料として用いるに適する溶接性及
び低温靭性に優れた鋼板で、直接焼入れ十焼もどし処理
或いはオフライン焼入れ十焼もどし処理によって製造さ
れる高燐型耐候性鋼板に関する。 (従来の技術) 従来より、か\る耐候性鋼板としては、P含有量が0.
07〜0.15%のP−Cu−Cr系鋼板が大気中での
腐食に対して優れた耐候性を有することは既によく知ら
れている。しかし、この鋼板は、上記のようにPを多量
に含有しているため、通常の焼入れ、焼戻し処理のよう
な調質熱処理を施すと、焼戻し脆化が顕著に現われ、低
温靭性が損われるという問題がある。したがって、この
種の鋼板は、熱処理を施さずに圧延ままで所定の強度を
確保する方法が採られてきた。 (発明が解決しようとする問題点) しかし乍ら、圧延ままで鋼材の強度を高めるためには、
鋼中の合金元素量を増加させる必要があるが、合金元素
量の増加は鋼の溶接性或いは溶接継手部の低温靭性を劣
化させるため、その添加量には限度がある。したがって
、従来は、溶接性及び低温靭性を考慮して高燐型耐候性
鋼板は引張強さ50キロ級までのものに制限されて製造
されてきた。 一方、この種の耐候性鋼板に要求される引張強さは、最
近では、60キロにまで及んでおり、溶接性及び低温靭
性に優れた高燐型60キロ級耐候性鋼板に対する需要家
の要求は強いものがある。 本発明は、か\る要請に応えるべくなされたものであっ
て、上記高燐型耐候性鋼板の焼戻し脆化の問題を高価な
合金元素の添加によらず、微量のBの活用と焼入組織の
コントロールによって解決し、従来は行われていなかっ
た焼入、焼戻し処理を施して製造できる溶接性及び低温
靭性に優れた調質50キロ級及び60キロ級高燐型耐候
性鋼板を提供することを目的とするものである。 (問題点を解決するための手段) 前述の如く、従来の高燐型耐候性鋼に焼入、焼戻し処理
を施すと圧延まま材に比べて脆化するが、この脆化はい
わゆる焼戻し脆性によるものである。 焼戻し脆化の原因の1つとしては、Ac工点点以下温度
に加熱時にPなどの不純物元素が旧γ粒界に偏析し、粒
界を脆くして粒界破壊を誘発するためであると云われて
いる。 そこで、本発明者らは、Bのγ粒界への偏析に着目し、
高燐型耐候性鋼にBを添加したものと添加しないものに
ついて通常の焼入、焼戻し処理を実施し、低温靭性を調
査した。なお、該謂は0.07%C−0,08%P−0
.3%Cu−0.4%Crを基本成分とし、これにBの
添加量を変えたものについて、焼入(930℃)、焼も
どしく640℃)を施した。 その結果、第1図に示すように、Bを添加したものは、
Bを添加しないものに比べて破面遷移温度(vTrs)
が最大40℃低温側に移行しており、優れた低温靭性を
示すことが明らかとなった。 この理由については、900℃以上の温度に加熱時にB
がPよりも先にγ粒界に偏析し、粒界エネルギーを低下
させ、Pのγ粒界への偏析が抑制されるため、粒界が脆
くならないことによるものと考えられる。 一方、本発明者らの研究によれば、B含有高燐型耐候性
鋼を焼入、焼戻し処理した材料の低温靭性は、焼入組織
とよく対応していることが明らかとなった。すなわち、
第2図に示すように、焼入まま材の組織中のマルテンサ
イト+ベーナイト量が90%以上の場合、焼戻し後の鋼
板の遷移温度(vTrs)は−60℃以下であり、良好
な低温靭性を有している。 この原因については、十分に解明されるまでには至って
いないが、以下■、■のように考えられる。 ■ 第3図に示すFe−P状態図から明らかなように、
加熱温度930℃の場合、P含有:to。 10%の鋼の組織は図中ので示すようにγ+αからなる
2相である。この場合、α中のpa度はγ中のものに比
べ著しく高くなる。 ■ P濃度の高いαの靭性はP濃度の低い他の組織のも
のに比べて低いことが予想され、これが破壊の起点とな
り、その量が10%を超えて存在すると急激に低温靭性
が低下する。 このように、焼戻し脆化を起こし易い高燐型耐候性鋼の
鋼中に適量のBを添加し、更に焼入組織をコントロール
することによって、遷移温度(vTrs)が60℃以下
の如く良好な低温靭性を有し、また溶接性も優れたする
調質高燐型耐候性鋼板が得られることを知見し、この知
見に基づいて更に実験研究を重ね、ここに本発明をなし
たものである。 すなわち、本発明に係る溶接性及び低温靭性に優れた調
質高燐型耐候性鋼板は、C:0.02〜0.10%、S
L:0.75%以下、Mn:0.5〜1.5%、P:0
.04〜0.15%、 Cu:Q、15〜0.6%、C
r:0.1〜1.0%及びB:0.0OO3〜0.00
20%を含有し、更に必要に応じて、Ce:0.OOl
〜0.L%及びCa:0.004%以下のうちの1種
又は2種と、及びl又は、Ti:0.002〜0.05
%、Zr:0.OO2〜0.05%、Ni:0.05〜
1.0%、Mo:0.05〜0.5%、V:0.01〜
0.15%及びNb:0.01〜0.15%のうちの1
種又は2種以上を含有し。 かつ、炭素当量Ceq (=C+1/24Si+1/6
Mn+1/40Ni+115Cr+1/4Mo+1/1
4V)(%)が0.40%以下で、残部が鉄及び不可避
的不純物よりなる焼入れ、焼戻し鋼であって、焼入組織
においてマルテンサイト+ベーナイト量が90%以上の
ものを焼戻してなることを特徴とするものである。 以下に本発明を実施例に基づいて詳細に説明する。 まず、本発明に係る高燐型耐候性鋼板の成分限定理由に
ついて説明する。 Cは、溶接性及び低温靭性の双方の面からできるだけ少
ないことが望ましく1本発明の目的を達成するためには
、その上限を0.10%とする必要がある。しかし、C
含有量が0.02%未満の場合には、母材強度を確保で
きないので、その下限を0.02%とする。 Siは、溶鋼の脱酸及び鋼板の強度向上に有効な元素で
あるが、0.75%を超えて添加してもその効果は少な
く、却って溶接性や低温靭性を劣化させるので、その上
限を0.75%とする。 Mnは、その含有量が0.5%よりも少ないときは、高
燐型耐候性鋼板の?8接時の耐高温割れ性の改善及び母
材強度の確保が望めず、また、1.5%を超えて添加し
てもその効果は飽和傾向にあり、逆に溶接継手部の靭性
が劣化するので、その範囲を0.5〜1.5%とする。 Pは、耐候性の向上の観点から好ましい元素であり、こ
の含有量を少なくすると大気中における耐候性が低下す
るので、少なくとも0.04%は必要である。しかし、
0.15%を超えて添加しても耐候性向上効果は飽和し
、却って溶接性及び低温靭性の劣化が著しくなる。した
がって、その範囲を0.04〜0.15%とする。 Cuは、Pと共に耐候性の向上に有効な元素であり、最
少限0.15%は必要である。しかし、0.60%を超
えて添加してもその効果は期待できず、却って時効性及
び熱間圧延時の表面ひび割れ等が生じるので、その範囲
を0.15〜0.60%とする。 Crは、その含有量の増加と共に耐候性を向上させるが
、0.1%未満では耐候性の効果は小さく、一方、1.
0%を超えて添加すると溶接性が著しく劣化するので好
ましくない、したがって、その範囲を0.1〜1.0%
とする。 Bは、前述したように、高燐型耐候性鋼板の焼入、焼も
どし処理材の低温靭性を著しく改善するのに有効であり
、最少限0.0003%は必要である。しかし、0.0
020%を超えて添加すると、B化合物が増加し、溶接
継平部靭性のみならず、母材靭性をも著しく劣化させる
ので、その上限を0.0020%とする。 炭素当量Ceq(=C+1/24Si+1/6Mn+1
/40Ni+115Cr+1/4Mo+1/14V)(
%)を0.40%以下としたのは、Ceqの低減が高燐
型耐候性鋼板の溶接性及び溶接継手部の靭性向上に極め
て有効であり、Ceqが0.40%を超えると、これら
の特性が著しく劣化し、本発明の目的が達成できなくな
るためである。 また、焼入れ組織においてマルテンサイト+ベーナイト
量を90%以上(フェライト量10%以下)に規制した
のは、前述のように、マルテンサイト+ベーナイト量が
90%未満の場合には良好な低温靭性が得られなくなる
からである。このような組織は、加熱温度を例えば95
0℃以上に高めて焼入れする方法、或いは圧延後950
℃程度の温度から直接焼入れする方法等によって得るこ
とができる。また、焼戻しは上記焼入鋼をA C1点以
下の温度で行うのが好ましい。 なお、本発明に係る溶接性及び低温靭性に優れた調質高
燐型耐候性鋼板には、上記の必須元素に加えて、必要に
応じて更に、Ca及びCeよりなる群から選ばれる少な
くとも1種の元素を含有させることができる。これらの
元素は、酸硫化物形成元素であるので、これらを添加す
ることにより、介在物の性質及び形状を改善し、溶接部
の高温割れ感受性、母材のZ方向特性、及び母材とHA
Z(熱影響部)の靭性を一層向上させることができる。 Caは、例えば、Ca−3i、Ca(CN)、、CaC
。 等のような合金化合物の形態で溶鋼中に0.5〜20k
g/溶鋼トン程度投入することにより1通常。 得られる鋼中にCaが0.004%以下の含有量にて残
留する。上記のように、介在物の性質及び形状を制御す
るためには、上記量を超えて多量に添加する必要がない
ので、Caの添加量の上限は0゜004%とする。 Ceは、その添加量が0.001%未満のときは、上記
のような介在物制御効果が乏しく、他方。 0.1%を超えて多量に添加すると、m塊の底部にCe
S等の大型介在物が集積し、鋼板の超音波探傷欠陥の原
因となるので、添加量はO0O○1〜0.1%の範囲と
する。 更に、本発明鋼は、必要に応じ、上記の任意添加元素と
は別に、又は任意添加元素と共に、Tj。 Zr、 Ni、 Mo、 V及びNbよりなる群から選
ばれる少なくとも1種の元素をHAZ靭性を損なわない
程度に含有させることができる。 T1及びZrは、共に窒化物を形成して、大入熱溶接時
のHAZ靭性向上に有効な元素である。かかる効果を有
効に発現させるためには、それぞれ少なくとも0.00
2%を添加することが必要であるが、他方、それぞれ0
.05%を超えて過多に添加すると、Ti又はZrの非
金属介在物の増加と共に大きい窒化物が析出し、HAZ
靭性が劣化するばかりでなく、母材靭性も低下する6し
たがって、本発明においては、Ti又はZrの添加量は
、それぞれ0.002〜0.05%の範囲とする。 Niは、耐候性、母材強度、母材切欠靭性及びHA Z
靭性向上に効果を有するので、これらの要求に応じて広
範囲にその添加量を変化させて含有させることができる
。上記効果を有効に得るためには、少なくとも0.05
%以上を添加する必要があるが、余りに多量に添加して
もその効果が飽和し、また、経済性の点からも好ましく
ないので、添加量の上限を1.0%とする。 Moは、少量の添加にて母材強度を著しく向上させるの
で、厚物の強度確保に有効な元素である。 この効果を有効に得るためには、少なくとも0゜05%
以上を添加する必要があるが、余りに多量に添加すると
、HAZ靭性が劣化するので、添加量の上限は0.5%
とする。 ■及びNbは、共に窒化物を形成して、溶接部の軟化防
止、母材強度の向上、更には低Ceq化による耐溶接割
れ性の向上を図ることができる。かかる効果を有効に発
現させるためには、それぞれ少なくとも0.01%を添
加することが必要である。しかし、それぞれ0.15%
を超えて過多に添加しても、母材強度の向上効果が顕著
には増大せず、却って溶接性の劣化やHAZ靭性の低下
を招く。したがって1本発明においては、Nb及びVは
それぞれ0.01%〜0.15%の範囲で添加する。 以上の条件を満たす本発明鋼板は、溶接性及び低温靭性
に優れた調質高燐型耐候性鋼板であって。 通常の製鋼、分塊圧延、焼入れ一焼戻し処理或いは圧延
後直接焼入れ一焼戻し処理によって製造することができ
、引張強さ50〜60 kgf / mm”級の強度を
付与することができる。 (実施例) 次に本発明の一実施例を示すが、本発明はこれらの実施
例によって何ら制限されるものでないことは云うまでも
ない。 去】u」1 第1表に本発明鋼Nα1〜8、従来fllNα9及び比
較鋼Na1o〜12の化学成分、焼入組織、母材特性及
び溶接性を示す、名調は、圧延後直接焼入れ(焼入温度
950”C)或いはオフライン焼入れ(焼入温度930
℃、950’C)を行った後、640℃で焼戻し処理を
施したものである。 なお、溶接性は、JIS規格に制定されている斜めY型
拘束突合せ溶接割れ試験(低温割れ試験)によって評価
した。 同表に示す試験結果によれば、本発明鋼の母材の一40
℃における吸収エネルギー(vE−4゜)は12kgf
−m以上であり、従来鋼Nα9及び比較鋼勲10.11
の値に比べて格段に優れていることが明らかである。 また、従来鋼の低温割れ防止余熱温度が100℃である
のに対して、本発明鋼はいずれも50℃以下であって、
優れた耐低温割れ感受性を有していることが明白である
。 強度レベルについては、本発明鋼は、圧延後直接焼入れ
十焼戻し処理、或いは焼入温度950℃のオフライン焼
入れ十焼戻し処理によって50kgf/mm”級及び6
0kgf/mm”級の引張強さが得られている。
において、溶接構造材料として用いるに適する溶接性及
び低温靭性に優れた鋼板で、直接焼入れ十焼もどし処理
或いはオフライン焼入れ十焼もどし処理によって製造さ
れる高燐型耐候性鋼板に関する。 (従来の技術) 従来より、か\る耐候性鋼板としては、P含有量が0.
07〜0.15%のP−Cu−Cr系鋼板が大気中での
腐食に対して優れた耐候性を有することは既によく知ら
れている。しかし、この鋼板は、上記のようにPを多量
に含有しているため、通常の焼入れ、焼戻し処理のよう
な調質熱処理を施すと、焼戻し脆化が顕著に現われ、低
温靭性が損われるという問題がある。したがって、この
種の鋼板は、熱処理を施さずに圧延ままで所定の強度を
確保する方法が採られてきた。 (発明が解決しようとする問題点) しかし乍ら、圧延ままで鋼材の強度を高めるためには、
鋼中の合金元素量を増加させる必要があるが、合金元素
量の増加は鋼の溶接性或いは溶接継手部の低温靭性を劣
化させるため、その添加量には限度がある。したがって
、従来は、溶接性及び低温靭性を考慮して高燐型耐候性
鋼板は引張強さ50キロ級までのものに制限されて製造
されてきた。 一方、この種の耐候性鋼板に要求される引張強さは、最
近では、60キロにまで及んでおり、溶接性及び低温靭
性に優れた高燐型60キロ級耐候性鋼板に対する需要家
の要求は強いものがある。 本発明は、か\る要請に応えるべくなされたものであっ
て、上記高燐型耐候性鋼板の焼戻し脆化の問題を高価な
合金元素の添加によらず、微量のBの活用と焼入組織の
コントロールによって解決し、従来は行われていなかっ
た焼入、焼戻し処理を施して製造できる溶接性及び低温
靭性に優れた調質50キロ級及び60キロ級高燐型耐候
性鋼板を提供することを目的とするものである。 (問題点を解決するための手段) 前述の如く、従来の高燐型耐候性鋼に焼入、焼戻し処理
を施すと圧延まま材に比べて脆化するが、この脆化はい
わゆる焼戻し脆性によるものである。 焼戻し脆化の原因の1つとしては、Ac工点点以下温度
に加熱時にPなどの不純物元素が旧γ粒界に偏析し、粒
界を脆くして粒界破壊を誘発するためであると云われて
いる。 そこで、本発明者らは、Bのγ粒界への偏析に着目し、
高燐型耐候性鋼にBを添加したものと添加しないものに
ついて通常の焼入、焼戻し処理を実施し、低温靭性を調
査した。なお、該謂は0.07%C−0,08%P−0
.3%Cu−0.4%Crを基本成分とし、これにBの
添加量を変えたものについて、焼入(930℃)、焼も
どしく640℃)を施した。 その結果、第1図に示すように、Bを添加したものは、
Bを添加しないものに比べて破面遷移温度(vTrs)
が最大40℃低温側に移行しており、優れた低温靭性を
示すことが明らかとなった。 この理由については、900℃以上の温度に加熱時にB
がPよりも先にγ粒界に偏析し、粒界エネルギーを低下
させ、Pのγ粒界への偏析が抑制されるため、粒界が脆
くならないことによるものと考えられる。 一方、本発明者らの研究によれば、B含有高燐型耐候性
鋼を焼入、焼戻し処理した材料の低温靭性は、焼入組織
とよく対応していることが明らかとなった。すなわち、
第2図に示すように、焼入まま材の組織中のマルテンサ
イト+ベーナイト量が90%以上の場合、焼戻し後の鋼
板の遷移温度(vTrs)は−60℃以下であり、良好
な低温靭性を有している。 この原因については、十分に解明されるまでには至って
いないが、以下■、■のように考えられる。 ■ 第3図に示すFe−P状態図から明らかなように、
加熱温度930℃の場合、P含有:to。 10%の鋼の組織は図中ので示すようにγ+αからなる
2相である。この場合、α中のpa度はγ中のものに比
べ著しく高くなる。 ■ P濃度の高いαの靭性はP濃度の低い他の組織のも
のに比べて低いことが予想され、これが破壊の起点とな
り、その量が10%を超えて存在すると急激に低温靭性
が低下する。 このように、焼戻し脆化を起こし易い高燐型耐候性鋼の
鋼中に適量のBを添加し、更に焼入組織をコントロール
することによって、遷移温度(vTrs)が60℃以下
の如く良好な低温靭性を有し、また溶接性も優れたする
調質高燐型耐候性鋼板が得られることを知見し、この知
見に基づいて更に実験研究を重ね、ここに本発明をなし
たものである。 すなわち、本発明に係る溶接性及び低温靭性に優れた調
質高燐型耐候性鋼板は、C:0.02〜0.10%、S
L:0.75%以下、Mn:0.5〜1.5%、P:0
.04〜0.15%、 Cu:Q、15〜0.6%、C
r:0.1〜1.0%及びB:0.0OO3〜0.00
20%を含有し、更に必要に応じて、Ce:0.OOl
〜0.L%及びCa:0.004%以下のうちの1種
又は2種と、及びl又は、Ti:0.002〜0.05
%、Zr:0.OO2〜0.05%、Ni:0.05〜
1.0%、Mo:0.05〜0.5%、V:0.01〜
0.15%及びNb:0.01〜0.15%のうちの1
種又は2種以上を含有し。 かつ、炭素当量Ceq (=C+1/24Si+1/6
Mn+1/40Ni+115Cr+1/4Mo+1/1
4V)(%)が0.40%以下で、残部が鉄及び不可避
的不純物よりなる焼入れ、焼戻し鋼であって、焼入組織
においてマルテンサイト+ベーナイト量が90%以上の
ものを焼戻してなることを特徴とするものである。 以下に本発明を実施例に基づいて詳細に説明する。 まず、本発明に係る高燐型耐候性鋼板の成分限定理由に
ついて説明する。 Cは、溶接性及び低温靭性の双方の面からできるだけ少
ないことが望ましく1本発明の目的を達成するためには
、その上限を0.10%とする必要がある。しかし、C
含有量が0.02%未満の場合には、母材強度を確保で
きないので、その下限を0.02%とする。 Siは、溶鋼の脱酸及び鋼板の強度向上に有効な元素で
あるが、0.75%を超えて添加してもその効果は少な
く、却って溶接性や低温靭性を劣化させるので、その上
限を0.75%とする。 Mnは、その含有量が0.5%よりも少ないときは、高
燐型耐候性鋼板の?8接時の耐高温割れ性の改善及び母
材強度の確保が望めず、また、1.5%を超えて添加し
てもその効果は飽和傾向にあり、逆に溶接継手部の靭性
が劣化するので、その範囲を0.5〜1.5%とする。 Pは、耐候性の向上の観点から好ましい元素であり、こ
の含有量を少なくすると大気中における耐候性が低下す
るので、少なくとも0.04%は必要である。しかし、
0.15%を超えて添加しても耐候性向上効果は飽和し
、却って溶接性及び低温靭性の劣化が著しくなる。した
がって、その範囲を0.04〜0.15%とする。 Cuは、Pと共に耐候性の向上に有効な元素であり、最
少限0.15%は必要である。しかし、0.60%を超
えて添加してもその効果は期待できず、却って時効性及
び熱間圧延時の表面ひび割れ等が生じるので、その範囲
を0.15〜0.60%とする。 Crは、その含有量の増加と共に耐候性を向上させるが
、0.1%未満では耐候性の効果は小さく、一方、1.
0%を超えて添加すると溶接性が著しく劣化するので好
ましくない、したがって、その範囲を0.1〜1.0%
とする。 Bは、前述したように、高燐型耐候性鋼板の焼入、焼も
どし処理材の低温靭性を著しく改善するのに有効であり
、最少限0.0003%は必要である。しかし、0.0
020%を超えて添加すると、B化合物が増加し、溶接
継平部靭性のみならず、母材靭性をも著しく劣化させる
ので、その上限を0.0020%とする。 炭素当量Ceq(=C+1/24Si+1/6Mn+1
/40Ni+115Cr+1/4Mo+1/14V)(
%)を0.40%以下としたのは、Ceqの低減が高燐
型耐候性鋼板の溶接性及び溶接継手部の靭性向上に極め
て有効であり、Ceqが0.40%を超えると、これら
の特性が著しく劣化し、本発明の目的が達成できなくな
るためである。 また、焼入れ組織においてマルテンサイト+ベーナイト
量を90%以上(フェライト量10%以下)に規制した
のは、前述のように、マルテンサイト+ベーナイト量が
90%未満の場合には良好な低温靭性が得られなくなる
からである。このような組織は、加熱温度を例えば95
0℃以上に高めて焼入れする方法、或いは圧延後950
℃程度の温度から直接焼入れする方法等によって得るこ
とができる。また、焼戻しは上記焼入鋼をA C1点以
下の温度で行うのが好ましい。 なお、本発明に係る溶接性及び低温靭性に優れた調質高
燐型耐候性鋼板には、上記の必須元素に加えて、必要に
応じて更に、Ca及びCeよりなる群から選ばれる少な
くとも1種の元素を含有させることができる。これらの
元素は、酸硫化物形成元素であるので、これらを添加す
ることにより、介在物の性質及び形状を改善し、溶接部
の高温割れ感受性、母材のZ方向特性、及び母材とHA
Z(熱影響部)の靭性を一層向上させることができる。 Caは、例えば、Ca−3i、Ca(CN)、、CaC
。 等のような合金化合物の形態で溶鋼中に0.5〜20k
g/溶鋼トン程度投入することにより1通常。 得られる鋼中にCaが0.004%以下の含有量にて残
留する。上記のように、介在物の性質及び形状を制御す
るためには、上記量を超えて多量に添加する必要がない
ので、Caの添加量の上限は0゜004%とする。 Ceは、その添加量が0.001%未満のときは、上記
のような介在物制御効果が乏しく、他方。 0.1%を超えて多量に添加すると、m塊の底部にCe
S等の大型介在物が集積し、鋼板の超音波探傷欠陥の原
因となるので、添加量はO0O○1〜0.1%の範囲と
する。 更に、本発明鋼は、必要に応じ、上記の任意添加元素と
は別に、又は任意添加元素と共に、Tj。 Zr、 Ni、 Mo、 V及びNbよりなる群から選
ばれる少なくとも1種の元素をHAZ靭性を損なわない
程度に含有させることができる。 T1及びZrは、共に窒化物を形成して、大入熱溶接時
のHAZ靭性向上に有効な元素である。かかる効果を有
効に発現させるためには、それぞれ少なくとも0.00
2%を添加することが必要であるが、他方、それぞれ0
.05%を超えて過多に添加すると、Ti又はZrの非
金属介在物の増加と共に大きい窒化物が析出し、HAZ
靭性が劣化するばかりでなく、母材靭性も低下する6し
たがって、本発明においては、Ti又はZrの添加量は
、それぞれ0.002〜0.05%の範囲とする。 Niは、耐候性、母材強度、母材切欠靭性及びHA Z
靭性向上に効果を有するので、これらの要求に応じて広
範囲にその添加量を変化させて含有させることができる
。上記効果を有効に得るためには、少なくとも0.05
%以上を添加する必要があるが、余りに多量に添加して
もその効果が飽和し、また、経済性の点からも好ましく
ないので、添加量の上限を1.0%とする。 Moは、少量の添加にて母材強度を著しく向上させるの
で、厚物の強度確保に有効な元素である。 この効果を有効に得るためには、少なくとも0゜05%
以上を添加する必要があるが、余りに多量に添加すると
、HAZ靭性が劣化するので、添加量の上限は0.5%
とする。 ■及びNbは、共に窒化物を形成して、溶接部の軟化防
止、母材強度の向上、更には低Ceq化による耐溶接割
れ性の向上を図ることができる。かかる効果を有効に発
現させるためには、それぞれ少なくとも0.01%を添
加することが必要である。しかし、それぞれ0.15%
を超えて過多に添加しても、母材強度の向上効果が顕著
には増大せず、却って溶接性の劣化やHAZ靭性の低下
を招く。したがって1本発明においては、Nb及びVは
それぞれ0.01%〜0.15%の範囲で添加する。 以上の条件を満たす本発明鋼板は、溶接性及び低温靭性
に優れた調質高燐型耐候性鋼板であって。 通常の製鋼、分塊圧延、焼入れ一焼戻し処理或いは圧延
後直接焼入れ一焼戻し処理によって製造することができ
、引張強さ50〜60 kgf / mm”級の強度を
付与することができる。 (実施例) 次に本発明の一実施例を示すが、本発明はこれらの実施
例によって何ら制限されるものでないことは云うまでも
ない。 去】u」1 第1表に本発明鋼Nα1〜8、従来fllNα9及び比
較鋼Na1o〜12の化学成分、焼入組織、母材特性及
び溶接性を示す、名調は、圧延後直接焼入れ(焼入温度
950”C)或いはオフライン焼入れ(焼入温度930
℃、950’C)を行った後、640℃で焼戻し処理を
施したものである。 なお、溶接性は、JIS規格に制定されている斜めY型
拘束突合せ溶接割れ試験(低温割れ試験)によって評価
した。 同表に示す試験結果によれば、本発明鋼の母材の一40
℃における吸収エネルギー(vE−4゜)は12kgf
−m以上であり、従来鋼Nα9及び比較鋼勲10.11
の値に比べて格段に優れていることが明らかである。 また、従来鋼の低温割れ防止余熱温度が100℃である
のに対して、本発明鋼はいずれも50℃以下であって、
優れた耐低温割れ感受性を有していることが明白である
。 強度レベルについては、本発明鋼は、圧延後直接焼入れ
十焼戻し処理、或いは焼入温度950℃のオフライン焼
入れ十焼戻し処理によって50kgf/mm”級及び6
0kgf/mm”級の引張強さが得られている。
次に、第1表に示した鋼板について、入熱量45KJ/
cmサブマージアーク溶接継手ボンド部の一20℃にお
ける吸収エネルギー(vE−2a)及び発露型腐食試験
による腐食度を第2表に示す。 同表より、サブマージアーク溶接継手ボンド部の衝撃特
性については、従来鋼及び比較鋼に比べて本発明鋼が格
段に優れた衝撃特性を有していることが明らかである。 一方、比較gllNα10は1本発明鋼に比べて焼入組
織のマルテンサイト+ベーナイト量が80%と少ないの
で、溶接性及び耐候性は本発明鋼とはゾ同等であっても
、母材靭性及び継手ボンド部の衝撃特性が著しく劣って
いる。 更に、発露型腐食試験機を用いて、海洋工業地帯を想定
した条件下で行った試験期間6週間の促進試験結果によ
れば、本発明鋼が従来鋼Nα9に比べて同等以上の耐候
性を有し、しかも、本発明鋼は、比較鋼(JIS 5
MA30)に比べて、1.5倍の優れた耐候性を有して
いることが明らかである。 第 2 表 (発明の効果) 以上詳述したように、本発明によれば、P−Cu−Cr
系の高燐型耐候性鋼板において、特に低C化と共に低C
eq化し、かつ、微量のBの添加活用と焼入組織のコン
トロールにより、溶接性及び低温靭性が著しく改善され
た調質50〜60kgf/m2級鋼板を得ることができ
る。特に、かNる耐候性鋼板は、耐候性、高強度、溶接
性及び低温靭性が要求される橋梁、建築物、鉄塔等々の
構造物への使用に好適である。
cmサブマージアーク溶接継手ボンド部の一20℃にお
ける吸収エネルギー(vE−2a)及び発露型腐食試験
による腐食度を第2表に示す。 同表より、サブマージアーク溶接継手ボンド部の衝撃特
性については、従来鋼及び比較鋼に比べて本発明鋼が格
段に優れた衝撃特性を有していることが明らかである。 一方、比較gllNα10は1本発明鋼に比べて焼入組
織のマルテンサイト+ベーナイト量が80%と少ないの
で、溶接性及び耐候性は本発明鋼とはゾ同等であっても
、母材靭性及び継手ボンド部の衝撃特性が著しく劣って
いる。 更に、発露型腐食試験機を用いて、海洋工業地帯を想定
した条件下で行った試験期間6週間の促進試験結果によ
れば、本発明鋼が従来鋼Nα9に比べて同等以上の耐候
性を有し、しかも、本発明鋼は、比較鋼(JIS 5
MA30)に比べて、1.5倍の優れた耐候性を有して
いることが明らかである。 第 2 表 (発明の効果) 以上詳述したように、本発明によれば、P−Cu−Cr
系の高燐型耐候性鋼板において、特に低C化と共に低C
eq化し、かつ、微量のBの添加活用と焼入組織のコン
トロールにより、溶接性及び低温靭性が著しく改善され
た調質50〜60kgf/m2級鋼板を得ることができ
る。特に、かNる耐候性鋼板は、耐候性、高強度、溶接
性及び低温靭性が要求される橋梁、建築物、鉄塔等々の
構造物への使用に好適である。
第1図は0.07%C−0,08%P−0.30%Cu
−0.4%Cr系鋼にBを添加したものと添加しないも
のについて通常の焼入れ、焼戻し処理を実施し、母材衝
撃特性値(vTrs)に及ぼすB含有量の影響を示した
図、 第2図は、第1図に示した0、0010%B含有鋼につ
いて焼入温度を変化させて得られた焼入組織のマルテン
サイト+ベーナイト量と母材衝撃特性値(vTrs)の
関係を示した図、第3図はFe−P状j原図である。 特許出願人 株式会社神戸製鋼所 代理人弁理士 中 村 尚 第1図 B合哨量 (PPm) 第2図
−0.4%Cr系鋼にBを添加したものと添加しないも
のについて通常の焼入れ、焼戻し処理を実施し、母材衝
撃特性値(vTrs)に及ぼすB含有量の影響を示した
図、 第2図は、第1図に示した0、0010%B含有鋼につ
いて焼入温度を変化させて得られた焼入組織のマルテン
サイト+ベーナイト量と母材衝撃特性値(vTrs)の
関係を示した図、第3図はFe−P状j原図である。 特許出願人 株式会社神戸製鋼所 代理人弁理士 中 村 尚 第1図 B合哨量 (PPm) 第2図
Claims (4)
- (1)重量%で(以下、同じ)、C:0.02〜0.1
0%、Si:0.75%以下、Mn:0.5〜1.5%
、P:0.04〜0.15%、Cu:0.15〜0.6
0%、Cr:0.1〜1.0%及びB:0.0003〜
0.0020%を含有し、かつ、炭素当量Ceq(=C
+1/24Si+1/6Mn+1/40Ni+1/5C
r+1/4Mo+1/14V)(%)が0.40%以下
で、残部が鉄及び不可避的不純物よりなる焼入れ、焼戻
し鋼であって、焼入組織においてマルテンサイト+ベー
ナイト量が90%以上であるものを焼戻してなることを
特徴とする溶接性及び低温靭性に優れた調質高燐型耐候
性鋼板。 - (2)C:0.02〜0.10%、Si:0.75%以
下、Mn:0.5〜1.5%、P:0.04〜0.15
%、Cu:0.15〜0.60%、Cr:0.1〜1.
0%及びB:0.0003〜0.0020%を含有し、
更にCe:0.001〜0.1%及びCa:0.004
%以下のうちの1種又は2種を含有し、かつ、炭素当量
Ceq(=C+1/24Si+1/6Mn+1/40N
i+1/5Cr+1/4Mo+1/14V)(%)が0
.40%以下で、残部が鉄及び不可避的不純物よりなる
焼入れ、焼戻し鋼であって、焼入組織においてマルテン
サイト+ベーナイト量が90%以上であるものを焼戻し
てなることを特徴とする溶接性及び低温靭性に優れた調
質高燐型耐候性鋼板。 - (3)C:0.02〜0.10%、Si:0.75%以
下、Mn:0.5〜1.5%、P:0.04〜0.15
%、Cu:0.15〜0.60%、Cr:0.1〜1.
0%及びB:0.0003〜0.0020%を含有し、
更にTi:0.002〜0.05%、Zr:0.002
〜0.05%、Ni:0.05〜1.0%、Mo:0.
05〜0.50%、V:0.01〜0.15%及びNb
:0.01〜0.15%のうちの1種又は2種以上を含
有し、かつ、炭素当量Ceq(=C+1/24Si+1
/6Mn+1/40Ni+1/5Cr+1/4Mo+1
/14V)(%)が0.40%以下で、残部が鉄及び不
可避的不純物からなる焼入れ、焼戻し鋼であって、焼入
組織においてマルテンサイト+ベーナイト量が90%以
上のものを焼戻してなることを特徴とする溶接性及び低
温靭性に優れた調質高燐型耐候性鋼板。 - (4)C:0.02〜0.10%、Si:0.75%以
下、Mn:0.5〜1.5%、P:0.04〜0.15
%、Cu:0.15〜0.60%、Cr:0.1〜1.
0%及びB:0.0003〜0.0020%を含有し、
更にCe:0.001〜0.1%及びCa:0.004
%以下のうちの1種又は2種と、Ti:0.002〜0
.05%、Zr:0.002〜0.05%、Ni:0.
05〜1.0%、Mo:0.05〜0.50%、V:0
.01〜0.15%及びNb:0.01〜0.15%の
うちの1種又は2種以上を含有し、かつ、炭素当量Ce
q(=C+1/24Si+1/6Mn+1/40Ni+
1/5Cr+1/4Mo+1/14V)(%)が0.4
0%以下で、残部が鉄及び不可避的不純物よりなる焼入
れ、焼戻し鋼であって、焼入組織においてマルテンサイ
ト+ベーナイト量が90%以上であるものを焼戻してな
ることを特徴とする溶接性及び低温靭性に優れた調質高
燐型耐候性鋼板。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP9869786A JPS62256947A (ja) | 1986-04-28 | 1986-04-28 | 溶接性及び低温靭性に優れた調質高燐型耐候性鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP9869786A JPS62256947A (ja) | 1986-04-28 | 1986-04-28 | 溶接性及び低温靭性に優れた調質高燐型耐候性鋼板 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS62256947A true JPS62256947A (ja) | 1987-11-09 |
Family
ID=14226698
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP9869786A Pending JPS62256947A (ja) | 1986-04-28 | 1986-04-28 | 溶接性及び低温靭性に優れた調質高燐型耐候性鋼板 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS62256947A (ja) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2000061829A1 (fr) * | 1999-04-08 | 2000-10-19 | Kawasaki Steel Corporation | Produit en acier resistant a la corrosion atmospherique |
US6699338B2 (en) | 1999-04-08 | 2004-03-02 | Jfe Steel Corporation | Method of manufacturing corrosion resistant steel materials |
CN100404700C (zh) * | 2005-08-30 | 2008-07-23 | Bpw(梅州)车轴有限公司 | 一种提高低合金结构钢q345综合性能的热处理工艺 |
-
1986
- 1986-04-28 JP JP9869786A patent/JPS62256947A/ja active Pending
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2000061829A1 (fr) * | 1999-04-08 | 2000-10-19 | Kawasaki Steel Corporation | Produit en acier resistant a la corrosion atmospherique |
AU768461B2 (en) * | 1999-04-08 | 2003-12-11 | Jfe Steel Corporation | Corrosion resistant steel materials |
US6699338B2 (en) | 1999-04-08 | 2004-03-02 | Jfe Steel Corporation | Method of manufacturing corrosion resistant steel materials |
CN100404700C (zh) * | 2005-08-30 | 2008-07-23 | Bpw(梅州)车轴有限公司 | 一种提高低合金结构钢q345综合性能的热处理工艺 |
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