JPH1121623A - 耐候性に優れた低降伏比溶接構造用鋼材の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】0.05mdd 以上10mdd 未満の塩分が飛来する環境
において高い耐候性と溶接性を有し、靭性が良好かつ、
降伏比（＝降伏点／引張強度）が80% 以下である耐候性
に優れた低降伏比溶接構造用鋼材の製造方法を提供す
る。 【解決手段】重量% で、C ≦0.15%,Si≦:0.7%,Mn:0.2〜
1.5%,P:0.03 〜0.15%,S≦0.02%,Al:0.01 〜0.1%,Cr ≦:
0.1%,Ni:0.4〜4%,Cu ≦0.4%,Mo:0.1 〜1.5%を含有し、
残部がFe及び不可避的不純物からなり、かつ下記(1) 式
を満たす鋼を1050〜1300℃に加熱し、オーステナイト域
で熱間圧延した後、Ar₃ 点経過後から650℃以下400 ℃
以上までを冷却速度2 ℃／秒以上で加速冷却し、その後
空冷することにより主たる組織をフェライトとベイナイ
トの混合組織とする。 Pcm=C%+Si%/30+Mn%/20+Cu%/20+Ni%/60+Cr%/20+Mo%/15+V
%/10+5B%≦0.25% …(1)

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、建築、土木の分野
において、海岸地域などの塩水が関与した腐食環境に建
設される溶接構造物に用いられる耐食性に優れ、降伏比
（＝降伏点／引張強度）が８０％以下である耐候性に優
れた低降伏比溶接構造用鋼材の製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】橋梁などの鋼構造物は、その実用期間が
数十年に及ぶため、厳重な塗装を施すなどの防食処置を
とらねばならない。塗装は非常に効果の高い防食手段で
あるが、大気暴露環境においては劣化が著しいため、定
期的な補修を必要とする。しかし、特に近年は人件費の
高騰や塗装工の減少などにより、その補修が困難になる
という問題が生じている。この問題を回避するため、橋
梁などの鋼構造物には、耐候性鋼が適用される例が増え
ている。

【０００３】耐候性鋼は、大気暴露環境において、Ｃ
ｕ，Ｐ，Ｃｒなどの有効元素が富化した防食性の高い安
定錆が表面を覆うことにより、著しく腐食の進展が遅く
なるというものである。その著しい耐候性の高さのた
め、耐候性鋼を使用した橋梁は、しばしば無塗装のまま
数十年間の供用に耐えることが知られている。しかし、
海岸地域のように塩分が比較的に多い環境では、耐候性
鋼の錆は安定化しにくく、実用的な耐食性が得難いこと
が知られている。こうした環境で実用に耐える鋼材を製
造するため、Ｃｕ，Ｐ，Ｃｒ，Ｗなどの有効元素を多量
に添加するなどの方法が、例えば特公昭５１−２８０４
８号公報、特公昭５７−１０９４１号公報、特開平３−
１５８４３６号公報、特開平４−６２４５号公報に開示
されている。

【０００４】近年、耐候性鋼を日本国内の各所に暴露腐
食試験した結果が、建設省により公表された。この試験
結果から建設省は、耐候性鋼を無塗装で使用することが
可能な地域として、飛来する塩分量が０．０５ｍｄｄ以
下の地域に限るという指針を提示している。すなわち特
公昭５１−２８０４８号公報、特公昭５７−１０９４１
号公報、特開平３−１５８４３６号公報、特開平４−６
２４５号公報などの技術によっても、飛来塩分量が０．
０５ｍｄｄ以上の地域において、従来製造されてきた耐
候性鋼は、無塗装で使用するのに十分な耐候性を有して
いない。

【０００５】海岸地域における耐候性を改善した鋼の製
造技術としては、特開平７−２０７３４０号公報、特開
平７−２４２９９３号公報が開示されている。この技術
によれば、ＣｒやＮｉなどの元素を多量に添加すること
により、塩分が比較的に多い環境における鋼の耐候性を
改善している。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、Ｃｒを
多量に含有する鋼は、低温割れなどの溶接欠陥が生じや
すく、予熱を実施するなどの溶接欠陥を防止する処置が
必要である。橋梁などの屋外構造物の場合、予熱や溶接
欠陥の検査などの現場作業は困難であり、建設コストが
増加するなどの弊害が生じる。また、Ｎｉを多量に含有
する鋼は、焼入れ性が増大しており、通常の熱間圧延に
よっては、上部ベイナイト組織が生成し、靭性が不十分
なものとなる。すなわち、特開平７−２０７３４０号公
報、特開平７−２４２９９３号公報の技術では、実用的
な溶接性と靭性を有する鋼を製造することが困難であ
る。

【０００７】上記したように、従来の技術によっては、
飛来塩分量が０．０５ｍｄｄ以上の地域において、実用
的な耐候性と溶接性を有し、靭性の良好な低降伏比溶接
構造用鋼材を製造することは、不可能であった。

【０００８】本発明の目的は、０．０５ｍｄｄ以上１０
ｍｄｄ未満の塩分が飛来する環境において高い耐候性と
溶接性を有し、靭性が良好かつ、降伏比（＝降伏点／引
張強度）が８０％以下である耐候性に優れた低降伏比溶
接構造用鋼材の製造方法を提供することにある。

【０００９】

【課題を解決するための手段】前記課題を解決し目的を
達成するために、本発明は以下に示す手段を用いてい
る。 （１）本発明の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．１５％
以下と、Ｓｉ：０．７％以下と、Ｍｎ：０．２〜１．５
％と、Ｐ：０．０３〜０．１５％と、Ｓ：０．０２％以
下と、Ａｌ：０．０１〜０．１％と、Ｃｒ：０．１％以
下と、Ｎｉ：０．４〜４％と、Ｃｕ：０．４％以下と、
Ｍｏ：０．１〜１．５％とを含有し、残部がＦｅおよび
不可避的不純物からなり、かつ下記（１）式を満たす鋼
材を製造する方法において、鋼を１０５０〜１３００℃
に加熱し、オーステナイト域で熱間圧延した後、Ａｒ₃
点経過後から６５０℃以下４００℃以上までを冷却速度
２℃／秒以上で加速冷却し、その後空冷することにより
主たる組織をフェライトとベイナイトの混合組織とする
ことを特徴とする耐候性に優れた低降伏比溶接構造用鋼
材の製造方法である。

【００１０】 Ｐｃｍ＝Ｃ％＋Ｓｉ％／３０＋Ｍｎ％／２０＋Ｃｕ％／２０＋Ｎｉ％／６０＋ Ｃｒ％／２０＋Ｍｏ％／１５＋Ｖ％／１０＋５Ｂ％≦０．２５％ …（１） （２）本発明の製造方法は、鋼成分として、重量％でさ
らに、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｖ：０．０１〜
０．１％の１種または２種を含有することを特徴とする
上記（１）に記載の耐候性に優れた低降伏比溶接構造用
鋼材の製造方法である。

【００１１】（３）本発明の製造方法は、鋼成分とし
て、重量％でさらに、Ｓｎ：０．０１〜０．５％、Ｓ
ｂ：０．０１〜０．５％の１種または２種を含有するこ
とを特徴とする上記（１）または（２）に記載の耐候性
に優れた低降伏比溶接構造用鋼材の製造方法である。

【００１２】（４）本発明の製造方法は、鋼成分とし
て、重量％でさらに、下記（２）式を満たすことを特徴
とする、上記（１）乃至（３）のいずれかに記載の耐候
性に優れた低降伏比溶接構造用鋼材の製造方法である。

【００１３】Ｎｉ％＋３Ｍｏ％≧１．２％ …（２） （５）本発明の製造方法は、鋼成分として、重量％でさ
らに、下記（３）式を満たすことを特徴とする、上記
（１）乃至（３）のいずれかに記載の耐候性に優れた低
降伏比溶接構造用鋼材の製造方法である。

【００１４】Ｍｎ％×Ｍｏ％≦０．４％ …（３） （６）本発明の製造方法は、鋼成分として、重量％でさ
らに、下記（２），（３）式を満たすことを特徴とす
る、上記（１）乃至（３）のいずれかに記載の耐候性に
優れた低降伏比溶接構造用鋼材の製造方法である。 Ｎｉ％＋３Ｍｏ％≧１．２％ …（２） Ｍｎ％×Ｍｏ％≦０．４％ …（３）

【００１５】

【発明の実施の形態】本発明者らは、上記目的を達成す
べく鋼材の成分組成について鋭意検討した。その結果、
Ｍｏを適当な量のＮｉとともに添加することにより、鋼
材の耐候性を著しく向上しうること、およびＭｏの量を
限定し、かつＣｒを極力減ずることにより、溶接割れ感
受性を実用的な範囲に維持することができること、さら
にはＭｎとＮｉおよびＭｏの量を限定し、熱間圧延を適
当な温度で終了した後、適当な条件で冷却することによ
り、鋼材に良好な靭性および低降伏比を付与しうるとの
知見を得た。

【００１６】以上の知見に基づき、本発明者らは、Ｍｏ
を適当な量のＮｉとともに一定量添加してＣｒを極力減
じ、さらにはＮｉ＋３Ｍｏの量およびＭｎ×Ｍｏの量を
限定した鋼の熱延条件及びその後の冷却条件を一定範囲
内に制御して、主たる組織をフェライトとベイナイトの
混合組織とするようにして、高い耐候性と溶接性を両立
し、靭性の良好な低降伏比溶接構造用鋼材の製造方法を
見出し、本発明を完成させた。すなわち、本発明は、鋼
組成及び製造条件を下記範囲に限定することにより、
０．０５ｍｄｄ以上１０ｍｄｄ未満の塩分が飛来する環
境において高い耐候性と溶接性を有し、靭性が良好か
つ、降伏比（＝降伏点／引張強度）が８０％以下である
耐候性に優れた低降伏比溶接構造用鋼材を提供すること
ができる。以下に本発明の成分添加理由、成分限定理由
及び製造条件の限定理由について説明する。 （１）成分組成範囲 Ｃｒ：０．１％以下 本発明鋼の特徴のひとつは、Ｃｒを含まないことにあ
る。Ｃｒは、塩分の少ない環境においては、鋼の耐食性
を向上させる効果を有するため、従来製造されてきた耐
候性鋼には、積極的に添加されてきた。しかし、本発明
者らが検討したところ、Ｃｒは塩分の多い環境において
はむしろ孔あき腐食を助長する作用があることが判明し
た。また、Ｃｒは溶接部の硬さを増し、いわゆる低温割
れを起こしやすくさせるため、溶接性を著しく劣化させ
る元素である。それゆえ、０．１％以下、望ましくはで
きるだけ含有量を減じた方がよい。よって、Ｃｒの範囲
は０．１％以下である。

【００１７】Ｎｉ：０．４〜４％ Ｎｉは本発明において重要な元素であり、割れやすい錆
の性質を改善し、クラックなどの欠陥を生じにくくする
性質があるため、Ｍｏとの共存により塩分の多い環境に
おける耐食性を向上させる効果がある。０．４％未満の
添加では耐食性向上の効果がなく、４％を越える添加で
は、経済性の点で不利であるばかりでなく、上部ベイナ
イト組織が生じやすくなり、機械的特性、特に靭性が劣
化する。したがってＮｉの範囲は０．４〜４％である。

【００１８】Ｍｏ：０．１〜１．５％ 本発明鋼のもうひとつの特徴は、Ｍｏを適当な量のＮｉ
とともに添加することにより、著しく耐食性を改善した
ことにある。Ｍｏは錆の凋密性を高め、水分や塩分とい
った腐食因子が鋼表面に接触するのを妨げる効果がある
と考えられる。その一方、Ｍｏは錆を脆くする性質があ
り、クラックなどの欠陥が生じやすくなる。Ｍｏを適当
な量のＮｉとともに添加することにより、錆の性質が改
善され、耐食性が著しく向上すると考えられる。０．１
％未満の添加では効果がなく、１．５％を越える添加で
は、経済性の点で不利であり、また、上部ベイナイト組
織が生じやすくなり、機械的特性、特に靭性が劣化する
ので、０．１〜１．５％である。 Ｎｉ％＋３Ｍｏ％≧１．２％ 耐食性の観点からは、Ｍｏは０．４％以上のＮｉととも
に添加すると効果が現れ、Ｎｉ％＋３Ｍｏ％＜１．２％
では効果が十分でないので、Ｎｉ％＋３Ｍｏ％≧１．２
％である。 Ｐｃｍ＝Ｃ％＋Ｓｉ％／３０＋Ｍｎ％／２０＋Ｃｕ％／
２０＋Ｎｉ％／６０＋Ｃｒ％／２０＋Ｍｏ％／１５＋Ｖ
％／１０＋５Ｂ％≦０．２５％ 溶接性を実用的水準とするため（すなわち、溶接施工時
の予熱温度の低減を図るために）、溶接割れ感受性指数
（Ｐｃｍ）の上限を０．２５％に制限する。 Ｍｎ％×Ｍｏ％≦０．４％ 本発明鋼では、ＭｎとＮｉおよびＭｏの量を限定してい
る。ＮｉおよびＭｏの添加は、鋼の焼入れ性を著しく高
めるため、通常の熱間圧延によっては、上部ベイナイト
組織が生成し、靭性が不十分なものとなる。本発明で
は、ＮｉおよびＭｏを添加した鋼が有するかかる欠点を
克服するため、Ｍｎの添加量の上限を１．５％とし、か
つＭｏの添加量に応じて、Ｍｎ×Ｍｏ≦０．４％なる関
係式により制限した。

【００１９】本発明は、このような本発明者らの知見に
基づいてなされたものであり、以下にその他の成分組成
の限定理由について説明する。 Ｃ：０．１５％以下 Ｃは所定の強度を確保するために添加するが、０．１５
％を越えると溶接性および靭性が劣化するので、上限は
０．１５％である。

【００２０】Ｓｉ：０．７％以下 Ｓｉは製鋼時の脱酸剤および強度向上元素として添加す
るが、過剰に添加すると靭性が著しく低下するので、
０．７％以下である。 Ｍｎ：０．２〜１．５％ Ｍｎは所定の強度を確保するために０．２％以上添加す
る。しかし、Ｍｎは中央偏析を生じやすい元素であるた
め、１．５％を越えて添加すると板厚中央が著しく脆化
する。したがって、Ｍｏの範囲は０．２〜１．５％であ
る。

【００２１】Ｐ：０．０３〜０．１５％ Ｐは本発明において重要な元素であり、鋼の強度を向上
させる作用があるとともに、耐食性を向上させる効果が
あるので、必要量添加する。０．０３％未満の添加では
耐食性の向上に効果がなく、０．１５％を越える添加で
は溶接性が劣化するので、Ｐの範囲は０．０３〜０．１
５％である。 Ｓ：０．０２％以下 Ｓは耐食性に有害な元素であるので、できる限り低下さ
せることが望ましいが、製造コストの上昇を招くため、
その範囲は０．０２％以下である。

【００２２】Ａｌ：０．０１〜０．１％ Ａｌは製鋼時の脱酸に必要な元素である。Ａｌ量として
０．０１％未満では、十分な脱酸効果が期待できない。
また、０．１％を超えて過剰に添加すると、腐食の起点
となる介在物が生じやすくなる。したがって、Ａｌ量は
０．０１〜０．１％である。 Ｃｕ：０．４％以下 Ｃｕは耐食性を向上させる効果があり、必要量添加す
る。０．４％を越える添加では効果が飽和し、かつ経済
性の点で不利であるので、０．４％以下である。

【００２３】また、上記の成分の他に、必要に応じてＮ
ｂ，Ｖのうちの１種又は２種を添加することができる。 Ｎｂ：０．００５〜０．０５％ Ｎｂは圧延前加熱時のオーステナイト粒を微細化するこ
とにより、強度を向上させ、かつ靭性を向上させるため
に添加する。０．００５％未満の添加では効果がなく、
０．０５％を越える添加では効果が飽和するので、その
範囲は０．００５〜０．０５％である。

【００２４】Ｖ：０．０１〜０．１％ Ｖは強度の上昇に有効な元素である。しかし、０．０１
％未満の添加では効果がなく、０．１％を越える添加で
は溶接性が劣化するので、その範囲は０．０１〜０．１
％である。

【００２５】さらに、上記の成分の他に、必要に応じて
Ｓｎ，Ｓｂのうちの１種又は２種を添加することができ
る。 Ｓｎ：０．０１〜０．５％ Ｓｎは適当な量のＭｏ及びＮｉとともに添加することに
より、鋼の耐食性を向上させる効果がある。０．０１％
未満の添加では効果がなく、０．５％を越える添加では
靭性が劣化するので、その範囲は０．０１〜０．５％で
ある。 Ｓｂ：０．０１〜０．５％ Ｓｂは適当な量のＭｏ及びＮｉとともに添加することに
より、鋼の耐食性を向上させる効果がある。０．０１％
未満の添加では効果がなく、０．５％を越える添加では
靭性が劣化するので、その範囲は０．０１〜０．５％で
ある。上記の成分組成範囲に調整することにより、０．
０５ｍｄｄ以上１０ｍｄｄ未満の塩分が飛来する環境に
おいて高い耐候性と溶接性を有し、靭性が良好かつ、降
伏比（＝降伏点／引張強度）が８０％以下である耐候性
に優れた低降伏比溶接構造用鋼材を得ることが可能とな
る。このような特性の鋼材は、以下の製造方法により製
造することができる。

【００２６】（２）鋼材製造工程 まず、上述の成分組成に調整した鋼を１０５０〜１３０
０℃に加熱する。加熱温度を１０５０℃以上としたのは
添加した元素をオーステナイト中に十分に固溶させ、か
つ良好な熱間加工性を得るためである。また、１３００
℃を越える温度に加熱すると、オーステナイト粒が著し
く粗大化し靭性の劣化を招くため、加熱温度は１３００
℃以下である。

【００２７】次に、オーステナイト域で熱間圧延する。
オーステナイト域で熱間圧延する理由は、フェライト域
で圧延すると加工硬化し、低降伏比を得にくいからであ
る。次いで、Ａｒ₃ 点経過後から加速冷却する。Ａｒ₃
点経過後から加速冷却する理由は、オーステナイト域か
ら加速冷却する場合には、その鋼の焼入性に応じて冷却
速度を制御しなければフェライトとベイナイトの混合組
織が得られ難く、低降伏比鋼を安定的に得ることが困難
であるが、Ａｒ₃ 点経過後まで放冷し、一部フェライト
が析出してから加速冷却した場合、非常に広い冷却速度
範囲でフェライトとベイナイトの混合組織が得られ、低
降伏比鋼を安定的に得ることができるからである。

【００２８】また、この時の冷却速度が２℃／秒未満で
あると、フェライトとベイナイトの混合組織が得られ難
いため、冷却速度は２℃／秒以上である。次いで６５０
℃以下４００℃以上で加速冷却を停止する。この温度範
囲に限定した理由は、停止温度が６５０℃を越える高温
の場合には、組織がフェライト＋パーライト組織になり
低降伏比が得難く、また、停止温度が４００℃を下回る
低温の場合には、マルテンサイトが混入し著しく靭性が
劣化してしまうためである。

【００２９】加速冷却を停止した後は、空冷すればよ
い。このような処理を行うことにより、主たる組織がフ
ェライトとベイナイトの混合組織となり、低降伏比溶接
構造用鋼材としての十分な機械的性質が得られる。な
お、この混合組織は、フェライト分率：１０〜８０％で
残部ベイナイトであるのが望ましい。

【００３０】本発明鋼は、転炉または電気炉で溶製し、
次いで連続鋳造または造塊→分塊法によってスラブとし
たのち、圧延により鋼板または形鋼とする方法により製
造することができる。以下に本発明の実施例を挙げ、本
発明の効果を立証する。

【００３１】

【実施例】

（実施例１）表１に示す成分組成の鋼塊（本発明鋼：Ａ
〜Ｎ、比較鋼：ａ〜ｋ）を溶製し、２５０ｍｍ厚の鋳片
とした後、１２００℃に加熱して熱間圧延を開始し、８
５０℃にて圧延を終了した後、Ａｒ₃ 点以下の温度から
水冷を開始し、５５０〜４５０℃で水冷を停止して、厚
さ２５ｍｍの鋼板とした。このときの各供試材の製造条
件を表２に示す。得られた鋼板について、図１に示す複
合サイクル腐食試験およびＪＩＳｙ形溶接割れ試験を実
施した。この複合サイクル腐食試験は、前述の０．０５
ｍｄｄ以上１０ｍｄｄ未満の塩分が飛来する環境で腐食
試験を行なう場合と同様の効果を実証できる。表２に得
られたミクロ組織、複合サイクル腐食試験による供試材
の最大孔あき深さの値およびｙ形溶接割れ試験による溶
接割れ防止予熱温度をあわせて示す。図２は本発明鋼及
び比較鋼の最大孔あき深さの値と溶接割れ防止予熱温度
の関係を示したものである。本発明鋼Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄ，
Ｇ，Ｈ，Ｊ，Ｋ，Ｍ，Ｎは最大孔あき深さが０．４ｍｍ
以下であり、かつ溶接割れ防止予熱温度が室温と、耐食
性および溶接性がともに良好である。また、本発明鋼
Ｅ，Ｆ，Ｉ，Ｌは溶接割れ防止予熱温度が５０℃である
が、最大孔あき深さは０．３ｍｍ以下と耐食性が著しく
優れている。これに対し、比較鋼ａ〜ｉは溶接割れ防止
予熱温度が室温又は５０℃であるが、成分元素の値が本
発明で規定する範囲外であるため、最大孔あき深さは
０．４５ｍｍ以上と耐食性が劣る。また、比較鋼ｊ，ｋ
は各成分元素の値は本発明の範囲内であるが、溶接割れ
感受性組成（Ｐｃｍ）が本発明で規定する範囲外である
ため、溶接割れ防止予熱温度が１００℃であり、溶接性
が劣る。

【００３２】表３に本発明鋼である鋼種Ａ〜Ｎについ
て、各種の圧延・冷却条件で製造した鋼板のミクロ組
織、引張特性、シャルピー衝撃特性を示す。本発明例Ａ
−１，Ｂ−１，Ｃ−１，Ｄ−１，Ｅ−１，Ｆ−１，Ｇ−
１，Ｈ−１，Ｉ−１，Ｊ−１，Ｋ−１，Ｌ−１，Ｍ−
１，Ｎ−１は表２に示した鋼板であり、いずれも降伏比
８０％以下であるとともに、シャルピー破面遷移温度も
０℃以下であり、優れた靭性を有している。本発明例Ｃ
−２，Ｄ−２，Ｄ−３，Ｄ−４，Ｅ−２，Ｅ−３は加熱
温度、圧延終了温度、加速冷却開始温度、加速冷却停止
温度、冷却速度等を本発明の範囲内で変化させた鋼板で
あり、いずれも降伏比８０％以下であるとともに、シャ
ルピー破面遷移温度も０℃以下であり、優れた靭性を有
している。

【００３３】これに対し、比較例Ｃ−３は圧延終了温度
が低く、降伏比が８０％を越えている。また、比較例Ｅ
−４，Ｈ−２は冷却開始温度が高いため、フェライト分
率が低く、降伏比が８０％を越えている。比較例Ｄ−５
は冷却停止温度が高いため、主たる組織がフェライトと
パーライトの混合組織であり、降伏比が８０％を越えて
いる。また、比較例Ｄ−６，Ｅ−５，Ｊ−２は冷却停止
温度が低いため、マルテンサイトが生成し、シャルピー
破面遷移温度が＋５℃以上であり、靭性が十分でない。
また、比較例Ｅ−６，Ｈ−３は冷却速度が小さいため、
主たる組織がフェライトとパーライトの混合組織であ
り、降伏比が８０％を越えている。

【００３４】

【表１】

【００３５】

【表２】

【００３６】

【表３】

【００３７】（実施例２）表１に示す本発明鋼Ａ〜Ｎの
うち、本発明鋼Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅ，Ｆ，Ｇ，Ｉ，Ｋ，
Ｌ，Ｍ，ＮはＮｉ＋３Ｍｏの値が１．２％以上であり、
本発明鋼Ｈ，ＪはＮｉ＋３Ｍｏの値が１．２％未満であ
る。これらの鋼種の成分組成を有する鋼塊を溶製し、２
５０ｍｍ厚の鋳片とした後、１２００℃に加熱して熱間
圧延を開始し、８５０℃にて圧延を終了した後、Ａｒ₃
点以下の温度から水冷を開始し、５５０〜４５０℃で水
冷を停止して、厚さ２５ｍｍの鋼板とした。このときの
各供試鋼の製造条件を表２に示す。得られた鋼板につい
ての複合サイクル腐食試験による供試材の最大孔あき深
さの値を表２にあわせて示す。Ｎｉ＋３Ｍｏの値が１．
２％以上である本発明鋼Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅ，Ｆ，Ｇ，
Ｉ，Ｋ，Ｌ，Ｍ，Ｎは最大孔あき深さが０．３５ｍｍ以
下であり、Ｎｉ＋３Ｍｏの値が１．２％未満である本発
明鋼Ｈ，Ｊに較べてさらに優れた耐食性を有する。

【００３８】（実施例３）表１に示す本発明鋼Ａ〜Ｎの
うち、本発明鋼Ａ，Ｃ，Ｄ，Ｅ，Ｆ，Ｇ，Ｈ，Ｉ，Ｊ，
Ｌ，Ｍ，ＮはＭｎ×Ｍｏの値が０．４％以下であり、本
発明鋼Ｂ，ＫはＭｎ×Ｍｏの値が０．４％を越えてい
る。これらの鋼種の成分組成を有する鋼塊を溶製し、２
５０ｍｍ厚の鋳片とした後、１２００℃に加熱して熱間
圧延を開始し、８５０℃にて圧延を終了した後、Ａｒ₃
点以下の温度から水冷を開始し、５５０〜４５０℃で水
冷を停止して、厚さ２５ｍｍの鋼板とした。このときの
各供試鋼の製造条件を表２に示す。得られた鋼板につい
てのシャルピー衝撃試験による破面遷移温度を表３に示
す。Ｍｎ×Ｍｏの値が０．４％以下である本発明例Ａ−
１，Ｃ−１，Ｄ−１，Ｅ−１，Ｆ−１，Ｇ−１，Ｈ−
１，Ｉ−１，Ｊ−１，Ｌ−１，Ｍ−１，Ｎ−１は破面遷
移温度が−２０℃以下であり、Ｍｎ×Ｍｏの値が０．４
％を越える本発明例Ｂ−１，Ｋ−１に比べてさらに優れ
た靭性を有する。

【００３９】

【発明の効果】以上の実施例から明らかなように、本発
明方法によれば、鋼組成及び製造条件を特定することに
より、０．０５ｍｄｄ以上１０ｍｄｄ未満の塩分が飛来
する環境において高い耐候性と溶接性を有し、靭性が良
好、かつ降伏比（＝降伏点／引張強度）が８０％以下で
ある低降伏比溶接構造用鋼材を経済的に製造することが
できる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の実施例に係る複合サイクル腐食試験の
試験条件を示した図。

【図２】本発明の実施例に係る各供試材の複合サイクル
腐食試験により生じた孔あき腐食の最大深さとｙ形溶接
割れ試験による割れ防止予熱温度の関係を示した図。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 田中 賢逸 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内

Claims (6)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．１５％以下と、Ｓ
   ｉ：０．７％以下と、Ｍｎ：０．２〜１．５％と、Ｐ：
   ０．０３〜０．１５％と、Ｓ：０．０２％以下と、Ａ
   ｌ：０．０１〜０．１％と、Ｃｒ：０．１％以下と、Ｎ
   ｉ：０．４〜４％と、Ｃｕ：０．４％以下と、Ｍｏ：
   ０．１〜１．５％とを含有し、残部がＦｅおよび不可避
   的不純物からなり、かつ下記（１）式を満たす鋼材を製
   造する方法において、 鋼を１０５０〜１３００℃に加熱し、オーステナイト域
   で熱間圧延した後、Ａｒ₃ 点経過後から６５０℃以下４
   ００℃以上までを冷却速度２℃／秒以上で加速冷却し、
   その後空冷することにより主たる組織をフェライトとベ
   イナイトの混合組織とすることを特徴とする耐候性に優
   れた低降伏比溶接構造用鋼材の製造方法。 Ｐｃｍ＝Ｃ％＋Ｓｉ％／３０＋Ｍｎ％／２０＋Ｃｕ％／２０＋Ｎｉ％／６０＋ Ｃｒ％／２０＋Ｍｏ％／１５＋Ｖ％／１０＋５Ｂ％≦０．２５％ …（１）
2. 【請求項２】 鋼成分として、重量％でさらに、Ｎｂ：
   ０．００５〜０．０５％、Ｖ：０．０１〜０．１％の１
   種または２種を含有することを特徴とする請求項１に記
   載の耐候性に優れた低降伏比溶接構造用鋼材の製造方
   法。
3. 【請求項３】 鋼成分として、重量％でさらに、Ｓｎ：
   ０．０１〜０．５％、Ｓｂ：０．０１〜０．５％の１種
   または２種を含有することを特徴とする請求項１または
   ２に記載の耐候性に優れた低降伏比溶接構造用鋼材の製
   造方法。
4. 【請求項４】 鋼成分として、重量％でさらに、下記
   （２）式を満たすことを特徴とする、請求項１乃至３の
   いずれかに記載の耐候性に優れた低降伏比溶接構造用鋼
   材の製造方法。 Ｎｉ％＋３Ｍｏ％≧１．２％ …（２）
5. 【請求項５】 鋼成分として、重量％でさらに、下記
   （３）式を満たすことを特徴とする、請求項１乃至３の
   いずれかに記載の耐候性に優れた低降伏比溶接構造用鋼
   材の製造方法。 Ｍｎ％×Ｍｏ％≦０．４％ …（３）
6. 【請求項６】 鋼成分として、重量％でさらに、下記
   （２），（３）式を満たすことを特徴とする、請求項１
   乃至３のいずれかに記載の耐候性に優れた低降伏比溶接
   構造用鋼材の製造方法。 Ｎｉ％＋３Ｍｏ％≧１．２％ …（２） Ｍｎ％×Ｍｏ％≦０．４％ …（３）