JP6095046B2 - 耐候性鋼及びこれを用いた溶接継ぎ手 - Google Patents
耐候性鋼及びこれを用いた溶接継ぎ手 Download PDFInfo
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Description
本発明は、橋梁、建築、海洋構造物、その他の構造物に用いる溶接性を考慮した耐候性鋼に関し、特に溶接後に生じるボンド部（以下ボンド部と称する）の靱性低下を防ぐことができる耐候性鋼に関する。また、本発明は、前述の耐候性鋼を用いた溶接継ぎ手に関し、特に、溶接部強度低下がなく良好なボンド部の靱性を持つ溶接継ぎ手に関する。
鋼材は自然環境中において不可逆的に腐食あるいは錆化してゆくため、鋼橋のような構造物では、適切な防錆防食の処置を講じる必要がある。鋼材の防錆防食法には、表面被覆、表面改質、電気防食、鋼材自体の改質など、多くの方法がある。そして、鋼材の代表的な防錆防食法には、塗装、耐候性鋼材、亜鉛メッキ、金属溶射が知られている。このうち、耐候性鋼材は、鋼材に適量の合金元素を添付することで、鋼材表面に緻密な錆層を形成させ、これが鋼材表面を保護することで、以降の錆の進展が抑止され、腐食速度が普通鋼に比べて低下する(非特許文献１)。
耐候性鋼材は、例えばＪＩＳ Ｇ ３１１４（ＩＳＯ ４９５２）に規定されており、現在搭載されている合金の組成元素には、マンガン、銅、クロムを必須元素とし、ニッケル、モリブデン、ニオブ、チタン、及びバナジウムを任意元素としている。
耐候性鋼材は、例えばＪＩＳ Ｇ ３１１４（ＩＳＯ ４９５２）に規定されており、現在搭載されている合金の組成元素には、マンガン、銅、クロムを必須元素とし、ニッケル、モリブデン、ニオブ、チタン、及びバナジウムを任意元素としている。
しかしながら、現在ＪＩＳに規定された耐候性鋼材では、任意元素や必須元素にトランプエレメントを含むため、鉄鋼材料のリサイクル使用の際に分離困難な不純物成分となると共に、昨今の金属価格の上昇期には合金の組成元素の調達が困難となり、鋼材の生産に支障を生ずるという課題があった。
そこで、本出願人は、特許文献１や非特許文献２に示すように、Ｆｅ―Ｍｎ―Ｓｉ−Ａｌを基本成分とした耐候性鋼（以下ではＡｌ-Ｓｉ鋼と称する）を開発している。この耐候性鋼はＡｌの組成が０．１から３．５質量％、Ｓｉの組成が０．３から３．５質量％含むことにより優れた耐候性を示すもので、微細粒鋼であることを特徴としている。
そこで、本出願人は、特許文献１や非特許文献２に示すように、Ｆｅ―Ｍｎ―Ｓｉ−Ａｌを基本成分とした耐候性鋼（以下ではＡｌ-Ｓｉ鋼と称する）を開発している。この耐候性鋼はＡｌの組成が０．１から３．５質量％、Ｓｉの組成が０．３から３．５質量％含むことにより優れた耐候性を示すもので、微細粒鋼であることを特徴としている。
しかし、微細粒鋼は溶接を行うと熱影響部（以下ではＨＡＺ部と称する）で軟化が生じるという課題がある。ＨＡＺ部の軟化を防ぐためにはＣ量を増やすことが必要である（非特許文献３、４）。しかし、ＳｉとＭｎを含むＳｉ−Ｍｎ系の鉄鋼材料はＣ量を多くするとボンド部の靱性が低下する。図１に示すように、Ａｌ-Ｓｉ鋼ではＣ量が増えると、靱性（シャルピー吸収エネルギー）が低下している。このため、Ｃ量の高いＡｌ-Ｓｉ鋼では、ボンド部の靱性が低下し良好な溶接継ぎ手とならないという課題があった。
そこで、靱性（シャルピー吸収エネルギー）を向上させるためにはＣ量を少なくすることが有効であるが、他方で、Ｃ量が少ないＡｌ-Ｓｉ鋼では、溶接によりＨＡＺ部に軟化が生じる。このように、Ａｌ-Ｓｉ鋼の靱性を確保し溶接時の軟化を同時に防止することは困難である。このため現在に至るまで、溶接部強度低下がなく良好なボンド部の靱性を持つＡｌ-Ｓｉ鋼は知られていない。そこで、鋼橋のような構造物において、鋼材としてＡｌ-Ｓｉ鋼を用いる場合に、溶接継ぎ手の強度が充分に得られないため、耐候性鋼としての用途が限られるという課題があった。
他方、特許文献２では、２質量％のＳｉで、Ａｌをほとんど含まない低炭素ベイナイト鋼（Ｆｅ-０．０５Ｃ―０．２Ｍｎ−０．２Ｓｉ）の厚板を作る時にはＢの添加が有効であるとされている。その理由は、Ｂが添加されると連続冷却変態（ＣＣＴ）図上のフェライト相が長時間側に移動するので、厚板中央部の冷却速度がベイナイト析出域のみを通るようになるためである。
しかしながら、Ａｌ-Ｓｉ鋼では、フェライトフォーマーであるＡｌやＳｉを低炭素ベイナイト鋼よりも多量に含むため、低炭素ベイナイト鋼（Ｆｅ-０．０５Ｃ―０．２Ｍｎ−０．２Ｓｉ）と同じようにＢを添加しただけでは、初析フェライトや粒界フェライトの生成を防ぐことはできないことが、理論的に判明している。
道路橋示方書・同解説II鋼橋編、日本道路協会、２００２年、第１８１頁−第１８５頁
小冊子「近未来の鉄鋼材料を知る」no.6、物質・材料研究機構 超鉄鋼研究センター編、2004年11月20日発行 http://www.nims.go.jp/ stx-21/jp/publications/stpanf/pdf/corrosion6.pdf
伊藤礼輔、川口善昭、志賀千晃、溶接学会全国大会講演概要、第６５集（１９９９）ｐ.１７８−１７９
松岡範幸、中田毅、伊藤礼輔、中村照美、平岡和雄、溶接学会全国大会講演概要、第７９集（２００６）ｐ.２４−２５
本出願人が開発したＡｌ-Ｓｉ鋼では、ＨＡＺ部の軟化を抑えるためにＣ量を高くすることが必要であった。しかし、Ｃ量が増えるとボンド部での靱性が低下し、良好な靱性を持つ溶接継ぎ手が得られなかった。そこで、本発明では、ボンド部の靱性及び強度がともに満足できる耐候性鋼及び溶接継ぎ手を提供することを目的とする。
本発明の耐候性鋼は、Ｆｅ-Ｍｎ-Ｓｉ-Ａｌ系の耐候性鋼であって、質量％で表して、Ａｌを０．１−３．５、Ｓｉを０．５７−０．６０、Ｍｎを０．４−２．５、Ｃを０．１１−０．２１、Ｂを０．０００４−０．００３５、含有し、残部がＦｅ及び不可避成分からなることを特徴とする。
本発明の耐候性鋼において、好ましくは、Ａｌを０．７−１．２、含有するとよい。耐候性鋼を製造する場合に、Ａｌを０．９５質量％を中心に、±０．２５質量％の許容範囲を設けて、製造歩留まりを高めるものである。本発明の耐候性鋼において、好ましくは、Ａｌを０．６０−０．６３、含有するとよい。
本発明の耐候性鋼において、好ましくは、Ｍｎを１．３５−１．６５、含有するとよい。耐候性鋼を製造する場合に、Ｍｎを１．５０質量％を中心に、±１０％の許容範囲を設けて、製造歩留まりを高めるものである。
本発明の耐候性鋼において、好ましくは、Ｃを０．１２−０．１７、含有するとよい。耐候性鋼を製造する場合に、Ｃを０．１２−０．１７質量％含有すると、ボンド部のシャルピー衝撃値として１００Ｊ以上の靱性値を確保でき、かつボンド部の硬さがヴィッカース硬さ（Ｈｖ）で２９７以上となる。
本発明の耐候性鋼において、好ましくは、Ｂを０．０００７−０．００２９、含有するとよい。耐候性鋼を製造する場合に、Ｂを０．０００７−０．００２９質量％含有すると、ボンド部のシャルピー衝撃値として１００Ｊ以上の靱性値を確保でき、かつボンド部の硬さがヴィッカース硬さ（Ｈｖ）で２９７以上となる。
本発明の耐候性鋼において、好ましくは、Ａｌを０．７−１．２、含有するとよい。耐候性鋼を製造する場合に、Ａｌを０．９５質量％を中心に、±０．２５質量％の許容範囲を設けて、製造歩留まりを高めるものである。本発明の耐候性鋼において、好ましくは、Ａｌを０．６０−０．６３、含有するとよい。
本発明の耐候性鋼において、好ましくは、Ｍｎを１．３５−１．６５、含有するとよい。耐候性鋼を製造する場合に、Ｍｎを１．５０質量％を中心に、±１０％の許容範囲を設けて、製造歩留まりを高めるものである。
本発明の耐候性鋼において、好ましくは、Ｃを０．１２−０．１７、含有するとよい。耐候性鋼を製造する場合に、Ｃを０．１２−０．１７質量％含有すると、ボンド部のシャルピー衝撃値として１００Ｊ以上の靱性値を確保でき、かつボンド部の硬さがヴィッカース硬さ（Ｈｖ）で２９７以上となる。
本発明の耐候性鋼において、好ましくは、Ｂを０．０００７−０．００２９、含有するとよい。耐候性鋼を製造する場合に、Ｂを０．０００７−０．００２９質量％含有すると、ボンド部のシャルピー衝撃値として１００Ｊ以上の靱性値を確保でき、かつボンド部の硬さがヴィッカース硬さ（Ｈｖ）で２９７以上となる。
本発明の溶接継手は、上記の耐侯性鋼を使用した溶接継手であって、ボンド部の金属組織の主相が、ベイナイト相であり、フェライト相が０．１％以下の体積分率であることを特徴とする。
本発明の溶接継手において、好ましくは、ボンド部の硬さがヴィッカース硬さ（Ｈｖ）で２３７以上、かつ、室温（２０℃）でのシャルピー吸収エネルギーが６０Ｊ以上であるとよい。
本発明の溶接継手において、好ましくは、ボンド部の硬さがヴィッカース硬さ（Ｈｖ）で２９７以上、かつ、室温（２０℃）でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上であるとよい。
本発明の溶接継手において、好ましくは、ボンド部の硬さがヴィッカース硬さ（Ｈｖ）で２３７以上、かつ、室温（２０℃）でのシャルピー吸収エネルギーが６０Ｊ以上であるとよい。
本発明の溶接継手において、好ましくは、ボンド部の硬さがヴィッカース硬さ（Ｈｖ）で２９７以上、かつ、室温（２０℃）でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上であるとよい。
Ａｌは耐食性を向上させる元素であるが、靱性と溶接性を劣化させる元素であり、３．５％を超えて添加できない。したがって、Ａｌの組成は０．１から３．５質量％が望ましく、特に好ましくは０．７−１．２質量％がよい。
Ｓｉは耐食性を向上させる元素であるが、靱性と溶接性を劣化させる元素であり、３．５％を超えて添加できない。したがって、Ｓｉの組成は０．３から３．５質量％が望ましく、特に好ましくは０．１５−０．６５質量％がよい。
Ｍｎは強度を向上させる元素であるが、２．５％を超えると延性と溶接性を劣化させる。したがって、Ｍｎの組成は０．４から２．５質量％が望ましく、特に好ましくは１．３５−１．６５質量％がよい。
Ｃは引張強度を高める元素であり、０．１１質量％以上であれば、Ｓｉ−Ｍｎ系の鉄鋼材料では、５９０ＭＰａ以上の溶接継ぎ手の引張強度を得ることができる。しかし、Ｃ量が高くなるとボンド部の靱性が低下する。５９０ＭＰａ級鋼のボンド部のシャルピー衝撃値である６０Ｊ以上の靱性値を確保するためには０．２１質量％以下のＣ量とする。更に、炭素鋼で５９０ＭＰａ以上の引張強度となるのはＨｖが２００以上であるので、Ｈｖが２３７以上であれば５９０ＭＰａ以上の引張強度を確保できる。特に好ましくは、Ｃを０．１２−０．１７質量％、含有すると、ボンド部のシャルピー衝撃値として１００Ｊ以上の靱性値を確保でき、かつボンド部の硬さがヴィッカース硬さ（Ｈｖ）で２９７以上となる。
ボンド部のシャルピー吸収エネルギーは溶接部のＢ量によって変化する。Ｃ量が０．１６質量％でＢが０．００４質量％以下の溶接継ぎ手では、５９０ＭＰａ級の鉄鋼材料のボンド部よりも低いシャルピー吸収エネルギーとなる。また、Ｃ量が０．１６質量％でＢが０．００３５質量％以上の継ぎ手は５９０ＭＰａ級の鉄鋼材料のボンド部よりも低いシャルピー吸収エネルギーとなる。このため、Ｂの範囲は０．０００４質量％以上、０．００３５質量％以下であることが望ましい。
特に好ましくは、Ｂを０．０００７−０．００２９質量％、含有するとボンド部のシャルピー衝撃値として１００Ｊ以上の靱性値を確保でき、かつボンド部の硬さがヴィッカース硬さ（Ｈｖ）で２９７以上となる。
特に好ましくは、Ｂを０．０００７−０．００２９質量％、含有するとボンド部のシャルピー衝撃値として１００Ｊ以上の靱性値を確保でき、かつボンド部の硬さがヴィッカース硬さ（Ｈｖ）で２９７以上となる。
Ａｌ-Ｓｉ鋼では、フェライトフォーマーであるＡｌやＳｉ多量に含むため、ボンド部の靭性を低下するフェライト相の生成は避けられないが、上述のようにＢを添加することによりボンド部のフェライト相の生成を抑制することが可能であり、ボンド部の靭性を改善することが可能となる。Ｂの範囲を０．０００４質量％以上、０．００３５質量％以下にした発明鋼を使用した溶接継ぎ手では、ボンド部の金属組織の主相がベイナイト相であり、フェライト相が０．１％以下の金属組織を有するので、溶接継ぎ手に必要とされる靭性が確保できる。
本発明に拠るＡｌ-Ｓｉ鋼のボンド部の組織は従来の耐候性鋼に比較し、図３に示すようにフェライトが少ない組織が得られた。図２に示す従来の耐候性鋼では白く見える粒界フェライトの割合が４７％と多い。これに対し本発明に拠るＡｌ-Ｓｉ鋼のボンド部の粒界フェライトの割合は０．１％以下と少なくなり優れたボンド靱性を有す。更に、ＨＡＺ軟化を防ぐためにＣ量を０．１１質量％から０．２１質量％まで高めた本発明によるＡｌ-Ｓｉ鋼のボンド靱性は、従来の耐候性鋼のボンド靱性よりも改善され（図４）、この特性を利用することにより良好な溶接継ぎ手を提供できる。
本発明の耐候性鋼によれば、鉄鋼材料のリサイクル使用の際に分離困難な不純物成分となるトランプエレメントを含まないため、鉄鋼材料のリサイクル使用が容易にできる。また、本発明の耐候性鋼によれば、溶接を行っても熱影響部で軟化が生じにくいと共に、靱性（シャルピー吸収エネルギー）を良好に保持できる。そこで、本発明の耐候性鋼によれば、ボンド部の靱性を高く維持して、良好な溶接継ぎ手となるため、橋梁のような鋼構造物の防錆防食用として最適である。
[実施例１]
表１は目標組成をＡｌは０．６質量％、Ｓｉを０．６質量％、Ｍｎを１．５０質量％とし、Ｃ量は０．１０質量％から０．２０質量％まで０．０２質量％ずつ増加させ、Ｂを添加しない比較鋼と、同じ目標組成でＢ添加した開発鋼の成分の分析値とシャルピー吸収エネルギーを示したものである。比較鋼ではＣ量が０．１０質量％（分析値：０．１１質量％）から０．２０質量％の範囲では、シャルピー吸収エネルギーの値は最大９９．２Ｊ、最小２１．５Ｊであり、Ｃ量を変えても１００Ｊ以下のシャルピー吸収エネルギーしか得られない。開発鋼では、Ｃ量を０．１０（分析値：０．１１質量％）から０．２０質量％（分析値：０．２１質量％）の範囲では、シャルピー吸収エネルギーの値は最大１９９．７Ｊ、最小８１．２Ｊであった。Ｂを添加した開発鋼のシャルピー吸収エネルギーとＢを添加しない比較鋼のそれとを同じＣ量で比較した結果を図４に示す。０．１０質量％Ｃの時には開発鋼のシャルピー吸収エネルギーは比較鋼の２．０倍、０．１２質量％Ｃの時には２．４倍、０．１４質量％Ｃの時には４．３倍、０．１６質量％Ｃの時には４．７倍、０．１８質量％Ｃの時には４．６倍、０．２０質量％Ｃの時には３．８倍となり、開発鋼では比較鋼に対しシャルピー吸収エネルギーが大きく改善されている。
表１は目標組成をＡｌは０．６質量％、Ｓｉを０．６質量％、Ｍｎを１．５０質量％とし、Ｃ量は０．１０質量％から０．２０質量％まで０．０２質量％ずつ増加させ、Ｂを添加しない比較鋼と、同じ目標組成でＢ添加した開発鋼の成分の分析値とシャルピー吸収エネルギーを示したものである。比較鋼ではＣ量が０．１０質量％（分析値：０．１１質量％）から０．２０質量％の範囲では、シャルピー吸収エネルギーの値は最大９９．２Ｊ、最小２１．５Ｊであり、Ｃ量を変えても１００Ｊ以下のシャルピー吸収エネルギーしか得られない。開発鋼では、Ｃ量を０．１０（分析値：０．１１質量％）から０．２０質量％（分析値：０．２１質量％）の範囲では、シャルピー吸収エネルギーの値は最大１９９．７Ｊ、最小８１．２Ｊであった。Ｂを添加した開発鋼のシャルピー吸収エネルギーとＢを添加しない比較鋼のそれとを同じＣ量で比較した結果を図４に示す。０．１０質量％Ｃの時には開発鋼のシャルピー吸収エネルギーは比較鋼の２．０倍、０．１２質量％Ｃの時には２．４倍、０．１４質量％Ｃの時には４．３倍、０．１６質量％Ｃの時には４．７倍、０．１８質量％Ｃの時には４．６倍、０．２０質量％Ｃの時には３．８倍となり、開発鋼では比較鋼に対しシャルピー吸収エネルギーが大きく改善されている。
[実施例２]
Ｓｉ−Ｍｎ系の微細粒鋼では溶接部の軟化防止のためには０．１６質量％以上のＣが必要である(非特許文献１)。そこで溶接部の軟化を防止するために、目標組成をＣは０.１６質量％、Ａｌは０．６質量％、Ｓｉは０．６質量％、Ｍｎは１．５０質量％とし、Ｂを０．０００６質量％、０．０００８質量％、０．００１０質量％、０．００１６質量％、０．００３０質量％、０．００５０質量％とした開発鋼を試作し、シャルピー吸収エネルギーを調べた。表２は開発鋼の成分の分析値とシャルピー吸収エネルギーを示したものである。Ｂを添加しないものは表1の比較鋼６に相当している。Ｂ添加量に対するシャルピー吸収エネルギーの変化を図５に示す。Ｂが０．００１２質量％から０．００１６質量％付近でシャルピー吸収エネルギーは最大値（１４２．２Ｊ）を示す。この範囲よりＢが少なくなると吸収エネルギーは低下する。またこの範囲よりＢが多くなってもシャルピー吸収エネルギーは低下している。
Ｓｉ−Ｍｎ系の微細粒鋼では溶接部の軟化防止のためには０．１６質量％以上のＣが必要である(非特許文献１)。そこで溶接部の軟化を防止するために、目標組成をＣは０.１６質量％、Ａｌは０．６質量％、Ｓｉは０．６質量％、Ｍｎは１．５０質量％とし、Ｂを０．０００６質量％、０．０００８質量％、０．００１０質量％、０．００１６質量％、０．００３０質量％、０．００５０質量％とした開発鋼を試作し、シャルピー吸収エネルギーを調べた。表２は開発鋼の成分の分析値とシャルピー吸収エネルギーを示したものである。Ｂを添加しないものは表1の比較鋼６に相当している。Ｂ添加量に対するシャルピー吸収エネルギーの変化を図５に示す。Ｂが０．００１２質量％から０．００１６質量％付近でシャルピー吸収エネルギーは最大値（１４２．２Ｊ）を示す。この範囲よりＢが少なくなると吸収エネルギーは低下する。またこの範囲よりＢが多くなってもシャルピー吸収エネルギーは低下している。
[実施例３]
市販の５９０ＭＰａ級鋼と同等以上の強度を持つためにはＣ量は０．１０質量％以上が必要である。そこで、目標組成をＣは０.１０質量％、Ａｌは０．６質量％、Ｓｉは０．６質量％、Ｍｎは１．５０質量％とし、Ｂを０．０００６質量％、０．００１２質量％、０．００３０質量％、０．００６０質量％とした開発鋼を試作し、シャルピー吸収エネルギーを調べた。開発鋼の成分とシャルピー吸収エネルギーを表３に示す。Ｂを添加しないものは表１の比較鋼３に相当している。シャルピー吸収エネルギーの結果を図６に示す。Ｂが０．０００７質量％から０．００１３質量％付近でシャルピー吸収エネルギーは最大値（１９２．７Ｊ）を示す。この値よりＢが少なくなるとシャルピー吸収エネルギーは低下し、この値よりＢが多くなるとシャルピー吸収エネルギーは低下している。
市販の５９０ＭＰａ級鋼と同等以上の強度を持つためにはＣ量は０．１０質量％以上が必要である。そこで、目標組成をＣは０.１０質量％、Ａｌは０．６質量％、Ｓｉは０．６質量％、Ｍｎは１．５０質量％とし、Ｂを０．０００６質量％、０．００１２質量％、０．００３０質量％、０．００６０質量％とした開発鋼を試作し、シャルピー吸収エネルギーを調べた。開発鋼の成分とシャルピー吸収エネルギーを表３に示す。Ｂを添加しないものは表１の比較鋼３に相当している。シャルピー吸収エネルギーの結果を図６に示す。Ｂが０．０００７質量％から０．００１３質量％付近でシャルピー吸収エネルギーは最大値（１９２．７Ｊ）を示す。この値よりＢが少なくなるとシャルピー吸収エネルギーは低下し、この値よりＢが多くなるとシャルピー吸収エネルギーは低下している。
[実施例４]
比較鋼のボンド部の組織の一例として比較鋼６の組織を図２に示す。白く見える粗大な粒界フェライトが見られる。この粗大な粒界フェライトの体積分率は４７％であった。これに対し、開発鋼のボンド部の組織の一例として開発鋼６の組織を図３に示す。開発鋼では粗大な粒界フェライト組織は認められず微細組織が認められた。比較鋼のように白く見える粒界フェライトの体積分率は０．１％と少なくなっている。比較鋼のボンド部では粗大な粒界フェライトが多く存在する部分から破壊が生じるのでシャルピー吸収エネルギーは低くなる。これに対し、開発鋼のボンド部では粒界フェライトが微細で、かつ、量が少ないので破壊の基点になることはなく、シャルピー吸収エネルギーは高くなる。
比較鋼のボンド部の組織の一例として比較鋼６の組織を図２に示す。白く見える粗大な粒界フェライトが見られる。この粗大な粒界フェライトの体積分率は４７％であった。これに対し、開発鋼のボンド部の組織の一例として開発鋼６の組織を図３に示す。開発鋼では粗大な粒界フェライト組織は認められず微細組織が認められた。比較鋼のように白く見える粒界フェライトの体積分率は０．１％と少なくなっている。比較鋼のボンド部では粗大な粒界フェライトが多く存在する部分から破壊が生じるのでシャルピー吸収エネルギーは低くなる。これに対し、開発鋼のボンド部では粒界フェライトが微細で、かつ、量が少ないので破壊の基点になることはなく、シャルピー吸収エネルギーは高くなる。
[比較例１]
比較鋼１から９は、目標組成をＡｌは０．６質量％、Ｓｉを０．６質量％、Ｍｎを１．５０質量％とし、Ｂを添加せずに、Ｃ量を０．０６質量％から０．２４質量％まで０．０２質量％ずつ増加させたものである。比較鋼の成分と硬さ及びシャルピー吸収エネルギーを表４に示す。Ｃの増加に伴い、シャルピー吸収エネルギーが減少し０．１５質量％Ｃ（分析値）以上では４０Ｊ以下となっている。Ｃ量が少なくなると硬さが増えるが、逆に、シャルピー吸収エネルギーは低下している。０．１質量％Ｃ量のボンド部のＨｖは２１６．９となり、５９０ＭＰａ級鋼と同等である。より高強度とするにはＣ量をこの値より高くする必要があるが、０．１２質量％を超える範囲ではＨｖは２６１．０以上となるものの、シャルピー吸収エネルギーが７９．９Ｊ以下の値となる。したがって、比較鋼では、強度と靭性の両方（Ｈｖが２３７以上、かつ、室温（２０℃）で６０Ｊ以上のボンド靱性）を満足する溶接継手を作ることはできない。
比較鋼１から９は、目標組成をＡｌは０．６質量％、Ｓｉを０．６質量％、Ｍｎを１．５０質量％とし、Ｂを添加せずに、Ｃ量を０．０６質量％から０．２４質量％まで０．０２質量％ずつ増加させたものである。比較鋼の成分と硬さ及びシャルピー吸収エネルギーを表４に示す。Ｃの増加に伴い、シャルピー吸収エネルギーが減少し０．１５質量％Ｃ（分析値）以上では４０Ｊ以下となっている。Ｃ量が少なくなると硬さが増えるが、逆に、シャルピー吸収エネルギーは低下している。０．１質量％Ｃ量のボンド部のＨｖは２１６．９となり、５９０ＭＰａ級鋼と同等である。より高強度とするにはＣ量をこの値より高くする必要があるが、０．１２質量％を超える範囲ではＨｖは２６１．０以上となるものの、シャルピー吸収エネルギーが７９．９Ｊ以下の値となる。したがって、比較鋼では、強度と靭性の両方（Ｈｖが２３７以上、かつ、室温（２０℃）で６０Ｊ以上のボンド靱性）を満足する溶接継手を作ることはできない。
開発鋼について、硬さとシャルピー吸収エネルギーの関係を求めた結果を表５に示す。開発鋼では、引張強度が５９０ＭＰａ級鋼以上を満足するための硬さＨｖが２３７以上となり、かつ、室温（２０℃）で６０Ｊ以上のボンド部靱性を持つ溶接継手を作ることができた。
本発明のＡｌ-Ｓｉ鋼を使用すれば、溶接で生じるＨＡＺ軟化とボンド靱性低下の両方を同時に抑えた溶接継ぎ手の作製が可能となり、優れた耐候性を持った各種の鋼構造物を製作することができる。また、従来、塗装や表面処理が不可欠であった溶接用鋼材による鋼構造物を本発明鋼に置き換えることにより、メンテナンスフリーの鋼構造物となり、建設費及び維持管理費コストの低減化が図られる。
Claims (9)
- Ｆｅ-Ｍｎ-Ｓｉ-Ａｌ系の耐候性鋼であって、質量％で表して、
Ａｌを０．１−３．５、
Ｓｉを０．５７−０．６０、
Ｍｎを０．４−２．５、
Ｃを０．１１−０．２１、
Ｂを０．０００４−０．００３５、
含有し、残部がＦｅ及び不可避成分からなることを特徴とする耐侯性鋼。 - 請求項１に記載のＦｅ-Ｍｎ-Ｓｉ-Ａｌ系の耐候性鋼であって、Ａｌを０．７−１．２、含有することを特徴とする耐侯性鋼。
- 請求項１に記載のＦｅ-Ｍｎ-Ｓｉ-Ａｌ系の耐候性鋼であって、Ａｌを０．６０−０．６３、含有することを特徴とする耐侯性鋼。
- 請求項１乃至３の何れか１項に記載のＦｅ-Ｍｎ-Ｓｉ-Ａｌ系の耐候性鋼であって、Ｍｎを１．３５−１．６５、含有することを特徴とする耐侯性鋼。
- 請求項１乃至４の何れか１項に記載のＦｅ-Ｍｎ-Ｓｉ-Ａｌ系の耐候性鋼であって、Ｃを０．１２−０．１８、含有することを特徴とする耐侯性鋼。
- 請求項１乃至５の何れか１項に記載のＦｅ-Ｍｎ-Ｓｉ-Ａｌ系の耐候性鋼であって、Ｂを０．０００７−０．００２９、含有することを特徴とする耐侯性鋼。
- 請求項１乃至６の何れか１項に記載の耐侯性鋼を使用した溶接継手であって、ボンド部の金属組織の主相が、ベイナイト相であり、フェライト相が０．１％以下の体積分率であることを特徴とする溶接継手。
- 請求項７に記載の溶接継手であって、ボンド部の硬さがヴィッカース硬さ（Ｈｖ）で２３７以上、かつ、室温（２０℃）でのシャルピー吸収エネルギーが６０Ｊ以上であることを特徴とする溶接継手。
- 請求項７に記載の溶接継手であって、ボンド部の硬さがヴィッカース硬さ（Ｈｖ）で２９７以上、かつ、室温（２０℃）でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上であることを特徴とする溶接継手。
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