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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