JPS6089550A - 溶接性に優れた耐候性鋼 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 この発明は、溶接性、特に靭性の優れた溶接部が得られ
る耐候性鋼に関するものである。

近年、各種構造物の維持・管理費高騰を背景として、補
修や再塗装を必要としない鋼構造物に対する要望が強く
叫ばれるようにな９、酬候性卯（の無塗装使用傾向が次
第に高１ってきている。

一般に、鋼の耐候性向上のために、Ｃｕ　、　Ｃｒ　、
　Ｐ　。

Ｎｉ　、　Ｓｉ或いはＭｏ等を合金元素として添加する
ことが実施されているが、中でも最も効果のあるＣｕを
基本合金元素とし、更に比較的安価な割には耐候性向上
効果の大きいＰを積極的に添加してその特性の一層の向
上を図った耐候性鋼の使用か目立ってきている。

しかしなから、このような従来の耐候性鋼は鋼の溶接性
に悪影響を及ばすＣｕを含んでいる上、Ｐ量が増えるに
従って、Ｐによる硬化作用のため溶接割れ感受性（ＰＣ
Ｍ）が一層高くなるという不都合がちり、特に厚手の溶
拙構造材としての使用に好ましいものではなかったので
ある。

このようなことから、最近、Ｃ含有郊を極力低くしてＰ
ＣＭ　ｆ：低下させるとともに、低Ｃ化による耐候性向
上効果をも同時に狙った低Ｃ−Ｃｕ−Ｐ系の良溶接性耐
候性鋼が提案されるに至った〔製鉄研究、第３０９号（
１９８２）、第９８〜１０９頁〕。

確かに、新しく提案されたｎｊｆ記耐候性鋼は従来のも
のに比べて良好な溶接性を示すものではあったが、それ
でも溶接熱影響部の靭性は、大入熱溶接の場合、０℃で
のシャルピー衝撃吸収エネルギー餉：　５　ｋｇｆ−ｍ
程度でしかなく、このため、冬期の気温が０℃以下に下
がる地域では、その適用が太きく　ｆｌｊｌ限されるも
のであった。

本発明者等は、上述のような観廣がら、優れた耐候性・
耐食性を備えていることはもちろんのこと、溶接性にも
極めて優れており、０℃以下の環境下における構造物に
も十分に適用可能な耐候性鋼をコスト安く提供すべく、
特に、例えばＮ１等の熱影弘、部靭性改善のための高価
な合金元素の多沿添加を行うことなく、入熱量：８刀〜
１０万Ｊ／ｃｍの溶接を施した際、ボンド部乃至熱影響
部で一２０℃におけるシャルピー衝撃吸収エネルギー（
ｉ：１０〜２０　ｋｇｆ−ｍを確保し得、しかも従来以
上に優れた耐候性を備えた鋼を月相して研究を行った結
果、以下（ａ）〜（ｄ）に示される如き知見を得るに至
ったのである。即ち、 （ａ）　新しく提案された前記耐候性鋼をも含めて従来
の耐候性鋼はＳｉ含肩量を高く設定しているが、Ｓｉ量
が高くなると確かに耐候性や耐食性は若干向上するけれ
ども、それ以上に溶接性が害され、むしろ悪影管の方が
大きくなる。従って、Ｓｌの高い成分組成では低温用途
仕様の高級鋼の製造が困難であシ、このような鋼を製造
するには、Ｓｉ含有量を下げ、他の手段によって耐候性
、耐食付を向上する必要があること。

第１図は、Ｐ含有量が０．０７〜０．１０％（以下、成
分組成割合を示すチは重量係とする）の高Ｐ−Ｃｕ系耐
候性鋼におけるＳｉ含有量と溶接ボンド靭性との関係を
示すグラフであるが、第１図からも、Ｓｉ含有量が低下
するにつれて一２０℃における溶接ボンド部のシャルピ
ー衝撃吸収エネルギー値が急上昇し、特にＳｉ含有量が
０．１％以下になるとその値が安定して高くなることが
わかる。

（ｂ）　従来の耐候性鋼は、不純物としてであってもＳ
量が０．００１％程度以上と高いものであったが、Ｓ量
が０．ＯＵ　］％を切ると鋼中の介在物創が極めて低く
なり、安定したサビから成る保獲膜の破壊起点が少なく
なって耐候性、耐食性が向上する上、浴接熱影脅部靭往
も改善されること。

第２図は、Ｐ含有量が０．ｔＪ　７〜０．１０％の高Ｐ
−Ｃｕ系耐候性鋼におけるＳ含有量と耐候性との関係を
示すグラフであり、」候性はＪ　Ｉ　Ｓ　Ｚ２３７１に
基づいた試験によってめた腐食速度（随／年）で表わし
たものであるが、第２図からもＳ含有量が０．Ｕ　Ｏ］
％を切ると耐候性が極めて良好な値を示すようになるこ
とがわかる。

（ｃ）従って、従来の高Ｐ−Ｃｕ系耐候件鋼のＳｉ含含
有分極力低減すると、その溶接部靭性が改＠されて０℃
ゆ下の気温を呈する寒冷地においても十分に適用可能な
優れた溶接性を示すようになり、また、これに加えてＳ
含有量をも従来の常識を越えた低い値にまで低減すると
、悪性のサビの発生起点となるＳ系介在物が極端に少な
くなって耐候性が著しく向上するとともに、極低Ｓ化か
溶接部母相靭性を更に向上することとなり、十分な耐候
性と溶接性とを兼備した鋼が得られること。

（ｄ）　更に、前記鋼のＣ含有量を（Ｊ、０４　（Ｊ％
以下に抑えるとともに適近のＴｉを添加すると、溶接性
が一層改善される上、耐候性もよυ向上すること。

この発明は、上記知見に基づいてなされたものでるり、 耐候性鋼を、 Ｃ：　０．００７〜０．０４０％。

Ｓｔ　：　０．００１〜ｆＪ、１００％。

Ｍｎ：１−１〜１．５％。

Ｔｉ　：０．００５〜０゜０２５％。

Ｃｕ：　０．２０〜（Ｊ、５０％。

Ａｔ：０．０１〜０．０５％。

Ｐ　：　０．０７〜０．１０％。

Ｓ　：　０．０　０　０　０５〜ｏ、ｏ　ｏ　ｏ　ｓ　
ｏ　％　。

Ｎ　：　０．０　０　１　〜０．０　０　８　％　。

０　：　０．０　０　０　１　〜０．０　０　２　０　
％を含有し、更に必要により Ｎｂ：Ｏ：０２〜０．０４％。

ｖ　：　（Ｊ、０２〜０．０４％。

Ｎｉ　：　０．１５〜０．３５％。

Ｃｒ：０．３〜０．５％。

Ｍｏ　：　０．１〜（Ｊ、２％ のうちの］　ｆ、ｉｌｉ以上をも含み、Ｆｅ及びその他
の不可避不純物：残Ｑ、から成る成分組成で構成するこ
とによジ、俊７シた溶接性とｌｉｔ候１」とを兼備せし
めた点に特徴を有するものである。

次に、この発明の耐候性鋼の各成分含有割合を前記の如
くに限定した理由を説明する。

ａ）　Ｃ Ｃは、鋼の溶接性及び耐候性を劣化するので、この点か
らみれは有害な元紫ではあるが、鋼の強度を確保するた
めには最も経済的で有用なものである。そして、鋼に所
望の強度を確保するためには０．００７％以上含有させ
る必要があり、一方０．０４０　％を越えて含有させる
と、Ｐとの相互作用で靭性の著しい劣化を招くようにな
ることから、Ｃ含有量をＯ’、００７〜０．０４０％と
定めた。

ｂ）　５ｔ Ｓｉは、鋼の耐候性向上に僅かに寄与する元素ではある
が、それ以上に大きな割合で溶接熱影響部の靭性劣化を
招くので、その含有量を出来得る限り抑える必要がある
。しかしながら、極端な低Ｓｉ化は製鋼技術上大幅なコ
スト上昇要因となシ、経済的に不利となることから、Ｓ
ｉ含有量の下限を０．００１％と定めた。一方、第１図
からも明らかなように、０．１００％を越えて５ｉｆｆ
ｉ含有せしめると溶接部の靭性劣化が極めて著しく、−
２０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー値：　２０　
ｋｇｆ−ｍ以上を達成できなくなることから、Ｓｉ含有
量の上限を０．１００％と定めた。但し、よシ優れた溶
接性を実現するためにも、Ｓｉ含有量を０．０５０％以
下に制限することが好ましい。

Ｃ）　Ｍｎ 胤成分は、鋼の耐候性に対し、ては有効でも有害でもな
い中立に近い合金元素であるが１、浴接ｔ！＋をそれほ
ど損うことなく強肌を確保する作用を有しており、また
母材靭性を改善する作用をも備えていることから、必須
成分として含有せしめられるものである。

しかしながら、１ｙｌｎ含有量が１．１％未満では前記
作用に所望の効果を得ることができず、一方１．５％を
越えて含有せしめると溶接熱形’１７ｉｉ部の靭性劣化
が著しくなることから、Ｍｎ含有量を１．１〜１．５係
と定めた。

ｄ）　Ｔｉ Ｔｉ成分には、耐候性を損うことなく溶接性を改善する
作用がめり、微量添加で溶接熱影響部靭性が改善される
ので経済性の面でも有利な合金元素である。

しかしながら、その含有量が（Ｊ、ＯＯ５％未満では前
記作用に所望の効果を得ることができず、一方０．０２
５％を越えて含有させると溶接熱影響部靭性がかえって
劣化するようになることから、Ｔｉ含有量を０．００５
〜０．０２５％と定めた。

ｅ）　Ｃｕ Ｃｕ成分は、鋼に耐候性を確保するのに極めて有効な元
素であシ、かつ必須とも言える元素であるが、その含有
量が０．２０％未満では所望の耐候性全確保できず、一
方０．５０％を越えて含有させると溶接性が損なわれる
ようになるとともに、鋼の製造時に高温での表面割れを
発生しやすくなって製造困難を引き起すため、Ｃｕ含有
量を０．２０〜０．５０％と定めた。

ｆ）Ａｔ Ａｔ成分は、鋼中のＮと結合して倣細なＡｔＮを形成し
、熱処理等による母相の靭性向上効果を一層確実なもの
とする作用を有しているが、その含有量が０．０１％未
満では前記作用に／Ｆｒ望の効果が得られず、一方０．
０５％を越える多量の添加は連続鋳造時の表面割れを引
き起すことから、Ａｔ含有拐を０．０］〜０．ｔ）　５
％と定めた。

ｇ）　Ｐ Ｐ成分は、鋼の耐候性向上に極めて有効な元素であり、
しかも経済的にはＣと同様非常に安価なものではあるが
、ｆ６接性には有店・な元素である。

そして、所望の耐候性を確保するためには０．０７％以
上のＰを含有量せる必要がるり、一方０．１０％を越え
てＰを含有させると溶接性が著しく損われると同時に高
温割れ発生の要因にもなることから、Ｐ含有相−を０．
０７〜０．１０％と定めた。

ｈ）Ｓ Ｓは、鋼の耐候性に対して有害であるはかりでなく、溶
接熱影響部靭性に対しても有害な元素である。このため
、Ｓ含有量は極力低減することが望１しく、特にｏ、０
００８０％以下、好ましくは０．０００５０％以下に低
減することによりサビ発生の起点となるＳ糸介在物が著
しく減少することとなり、耐候性の極めて高い鋼が得ら
れる。−万、製鋼技術的には、微量Ｓになればなるほど
精銖が困難となり、製造コスト上昇による経済的不才１
」を招くことから、Ｓ含有量の下限を０．００００５％
と定めた。

ｉ）　Ｎ Ｎ成分には、前述のように鋼中のＴｉやＡｔと結合して
微細な析出物を形成し、熱処理等による母材の靭性向上
効果を増進する作用があるが、その含有量が０．Ｕ　ｔ
）　１％未渦では前記作用に所望の効果が得られず、一
方ｏ、ｏ　ｏ　ｓ％を越えて含有させると溶接性に悪影
響を及ばずようになるので、Ｎ含有量を０．００１〜０
．００８％と定めた。

　０ ０は、鋼中に介在物を生成する原因物質であり、介在物
生成によって鋼の耐候性や耐食性を劣化させることから
、Ｏ＠有邪−の上限を０．（Ｊ　Ｏ２０％として介在物
の生成を極力防止することきした。そして、０含有量は
少なければ少ないほど好ましいが、現在の製銅技術レベ
ルから考えて、その下限を０．０００１％と定めた。

ｋ）Ｎｂ、Ｖ、及びＮｉ これらの成分には、それぞれ、耐候性に悪影響を及はす
ことなく鋼の強度及び靭性を改善する作用があるので、
母相の強度及び靭性を更に向上する必要へかある場合に
ｌｆｉ以上添加會有せしめられるものであるが、それぞ
れの成分についてその添加針を前述のように限定した理
由を９下に詳述する。

イ）■、及びＮｂ ■及びＮｂ成分には、耐候性にそれほど悪影響を与える
ことなく、制御圧延等の条件の下で鋼の強度並びに靭性
を向上する作用があるが、その含有量がそれぞれ０．０
２％未満では前記作用に７５丁望の効果が得られず、−
万０．０４％を越えて含有させると鋼の溶接性が劣化し
、熱影響部の靭性が低下することから、Ｖ及びＮｂの含
有量をそれぞれ０．０２〜０．（Ｊ　４％と定めた。

口）Ｎｉ Ｎｉ成分は、耐候性や溶接性にそれほど悪影響を及はす
ことなく、鋼の靭性を改善し、強度を向上す゛る作用を
有しているか、非常に高価な元素でもある。そこで、そ
の含有量の上限を０．３５係と定めて極端な価格上昇を
抑えることとした。

−力、その含有量が０，１５％未満では、Ｎｉ自身の持
つ前記作用に所望の効果が得られないので、Ｎｉ含有量
の下限を０．１５％と定めた。

Ｌ）Ｃｒ、及びＭＯ これらの成分には、それぞれ、不発ツ」によって提供さ
れる低Ｃ−Ｐ−Ｃｕ−極低Ｓ糸耐候性鋼の耐候性を一層
向上させる作用があるので、耐候性のより優れた鋼を必
要とする場合に１種以上添加含有せしめられるものであ
るが、それぞれの成分についてその添加量を前述の如く
限定した理由を以下に詳述する。

イ）　Ｃｒ Ｃｒ含有量が０．３％未満では鋼の耐候性向上効果が極
めて小さく、一方０．５％を越えて含有させると溶接性
を損うようになることから、Ｃｒ含有夕をｔＪ、３〜（
１，５％と定めた。

日）　Ｍ。

Ｍｏ成分には、鋼の耐候性を一層向上させる作用がある
上、母材強度上昇効果も著しいものであるが、その含有
量が０．１％未満では十分な効果が発揮されず、一方０
．２％を越えて含有させると溶接性を損い、熱影響部の
靭性が著しく劣化するようになることから、Ｎｏ含有ｆ
ｉ−全０．１〜０．２％と定めた。

この発明の耐候性鋼は、上述のように、従来の耐候性鋼
に見られる以外の高価な合金元素を新たに添加すること
なく、溶接性、耐候性ともに優れた特性を具備するもの
であるか、以下に述べるように、更に帆０００５〜０．
０　（Ｊ　３０％の範囲での微量のＣａを添加含有せし
めることが推奨婆れる。

ｆｆ１Ｊち、Ｃａは、鋼中に微量に残るＳ系介在物を球
状化し、特に圧延に起因する鋼材の異方性を小はくする
ので、圧延）ｉ自動性及び圧延直角方向靭性向上効果を
有しておρ、更に、溶接熱影徘部に対してもシャルピー
街撃吸収エネルギー値を改善する効果をも持っている７
＋−らである。

ただ、Ｃａ自身は比較的活性な元素であり、鋼の耐候性
・耐食性を害する場合もあるので、その添加量を注意深
く制限する必要があるが、特定の成分組成範囲では、Ｓ
を低減し、安定したサビから成る保拗膜を破壊する起点
を減少させて耐候性や耐食性を向上させることとなる。

そして、Ｓ含有量が０．０　（Ｊ　００５〜０．０００
５０％の範囲であると、０．０００５％未満のＣａ量で
は前記効果が十分に発揮されず、−万０．００３０％を
越えてＣａｉ添加含有せしめてもそれ以上の向上効果が
得られないはかりか、Ｃａ系介在物をいたずらに増やす
ことになり、前述のように耐候件・耐食性を低下するよ
うになるので、Ｃａｉ添加する場合にはその含有量を（
１，（Ｊ　００５〜ｏ、ｏ　Ｃ１３ｏ％に調整すること
が肝要である。なお、Ｃａ添加量は、上記のＳ及びＣａ
の組成範囲の中でも、］（Ｃａ（％）／Ｓ（％）り３ を満足するように調整すれば、Ｃａ添加効果が一層顕著
となるので好ましい。

との発明の耐候性鋼の製造にあたっては、まず周知の炉
外精錬等を適用して鋼片を得、次いで、１２８０〜９０
０℃に加熱されている該鋼片に、７８０〜６９０℃の温
度域での圧下率が１０％以上で、かつ仕上げ温度が７５
０〜６７０　℃の圧延を施した後、圧延終了温度から５
００℃以下までの温度域を５〜５０　℃／　ｓｅｅの冷
却速度で冷却する処理を施すのが良い。

このように、本発明の耐候性鋼の製造にあたって前記条
件を選ぶのが好ましい理由を以下に説明する。

■　圧延の際の鋼片加熱温度 圧延に際して１２８０　’Ｃを越える加熱温度は実質的
に不要であフ、しがもＩ　２８０　’Ｃを越える温度で
圧延を開始すると、圧延後の組織が粗くなって鋼材靭性
の劣化を招くので、前記鋼片加熱温度は１２８０℃に抑
えるのが良い。

そして、ＮｂやＶ添加鋼のように、炭化物の析出作用に
よる強度及び靭性の向上効果が期待できるものの場合に
は、ＮｂやＶの炭化物を完全に溶体化するために１２５
０　’Ｇ程度の高温を必要とするが、このような効果を
期待できないものの場合にはＡ　ｃ　３変態点直上の加
熱で十分である。但し、埃実には、Ｎ＋）やＶ添加鋼以
外のものでは、圧延能率をも考應、に入れて、９００　
’Ｃ以上の温度、特に９００〜１０００℃の加熱を行う
のが良い。

なお、加熱の後、圧延開始前の鋼片温度が８７０℃未満
になった場合には、　Ａｃ３変態点を切ってしまい変態
が始甘ってしまう恐れがあるとともに、炭化物や窒化物
が粗大に析出してしまう可能性がある。即ち、γ中に固
溶された炭化物や窒化物が析出する場合には、通常は圧
延によシ導入逼れた転位の部分や変態によって生ずるα
−γ界面に微細忙析出するものであるが、圧延を受けて
いない段階で、しかも比較的高温で析出を生ずる場合に
は、析出サイトが少なく、かつ成長が速いため、小数の
析出物が大きく成長してしまうことになる。

従ってこの場合、靭性改善や強度上昇に有効な炭化物や
窒化物の微細析出に必要な元素が失なわれてしまうこと
や、粗大に成長した析出物のために、鋼の靭性劣化を招
いてしまう恐れが出てくる。

また、変態によって鋼中に生成したα相はその後の圧延
で強加工を受ける上、γ中に固溶Ｌ７た炭化物・窒化物
生成元素の析出効果を受けることができないから、この
点からも、靭性が悪く、かつ強度も低い鋼しか侑られな
くなる恐れがある。

即ち、製品鋼材中の一部に、靭性が悪く、かつ強度も低
い部分を生じてしまうことになる。

このような事態を避けるためにも、圧延開始前の鋼片温
度’ｉ　８７０　’Ｃ以上に保っておくことが賢明であ
る。

■　圧延仕上は温度 圧延仕上は温度が６７０　’Ｃを下回ると、変態を終了
したフェライトに加工を加えることになり、しかも低温
加工のために加工歪が残ったままの状態となって鋼材の
靭性を損う恐れがある。一方、７５０℃以上の仕上げ温
度では高温すさ゛るために鋼材の靭性が劣化してしまう
。

■　低温域での圧下率 鋼材に特に高靭性を要求される場合には、低温域での圧
下を多ぐすることが有効であフ、７８０〜６７０℃の温
度域にて１０％以上の圧下を加えることか望ましい。そ
して、更に高靭性を得るためには２０％以上の圧下を加
えるのが良−８■　圧延終了後の冷却 鋼材強度を高検、高靭性をも得るためには、圧延終了温
度から５００℃以下までの温度域を加速冷却するのが良
い。この場合、冷却速度が５℃／ｓｅｃ以下では強度上
昇度合が小さく、一方５０℃／　ｓｅｅを越える冷却速
度では、鋼材の強度は上昇するものの靭性劣化を招くこ
ととなる、 モして、５００“Ｃより低い温度域の冷却については、
放冷でも加速冷却でもいずれを採用しても良いが、要求
される鋼材強度と靭性とのバランスに応じて選択すれは
艮い。即ち、強度をそれほど必要とせずに高靭性を要求
畑れる場合には、４５０℃からの放冷を実施するのが望
ましく、逆に靭性はそれほど必要とせずに高強度を要求
される場合には、加速冷却を更に低温まで持続するのが
良い。

なお、圧延に供する鋼片は、鋼塊より適当な分塊圧延を
行って製造したものでも、連続鋳造法等により直接製造
されたものでも良いが、ＴｉＮ微細分散やＣａＳ微細分
散の面からは、連続鋳造法により製造されたものの方が
好ましい。そして、連続鋳造法を採用する場合には、鋼
片を作る素材ｆ　一旦９００℃以下に冷却してから再加
熱して圧延し２ても良いし、また鋳込みの後９００℃以
下に冷却することなくそのまま直接圧延に供しても良い
。

また、鋼片製造に当っては、鋼中に生成する介在物を極
力微細にし、鋼表面のザビ発生の起点になる粗大な介在
物を作らないために、凝固開始から２〜３分程度で鋼表
面の温度が１０００℃以下になるような、例えば連続鋳
造等の如き急冷方式の製造法を採用するのが好ましい。

次いで、この発明を実施例によジ比較例と対比しながら
説明する。

実施例 まず、炉外精錬をも取シ入れた常法によって第１表に示
される如き成分組成の鋼Ａ〜Ｖを溶製した。

次に、これらの鋼に第２表に示される如き条件の熱間圧
延を施して、厚さが２５ｍｍの熱延鋼板を製造した。

このようにして得られた熱延鋼板について、母材の機械
的性質、溶接部（熱影管都：ＨＡＺ）の靭性、並ひに耐
候性を調べ、その結果を第３表に示した。

なお、母材の機械的性質に関しては、最も一般的に採用
されているＪＩＳ　２２２４１及びＺ２２４２に準じた
引張試験及び衝撃試験によって測定した。

また、溶接部の特性（靭性）は、第３図に示笛れるよう
な開先形状で熱延鋼板］、】をサブマージアーク溶接し
、第４図に示される位置から試験片を採取してＪＩＳ　
Ｚ２２４２に準じた衝撃試験を実施することにより測定
した。なお、第３図における符号２はフラックスバッキ
ングを示スモのであり、第４図罠おける符号３は溶接金
編を、符号Ａは採取する試験片のノツチ位置を、そして
仮想線（２点鎖線）は試験片採取位置を示すものである
。なお、その他のサブマージアーク溶接条件は次の通り
でおった。即ち、 フラックス：　Ｊ　Ｉ　５＝ＹＳＦ５３相当市販材、ワ
イヤ：ＪＩＳ−Ｗ４］（ワイヤ径４０喘）相当の市販相
、 入熱艙：１０万Ｊ　７ｃｍ　。

溶接電流：先行電極・・・８００Ａ、後行電極・・７（
ＪＯＡ。

溶接電圧：先行電極・・・３５Ｖ、後行電極・・・３５
Ｖ、溶接速度：　３　（Ｊ　ａｎ／ｍｉｎ。

そして、第３表中の溶接部特性の評価は、■・・・衝撃
破面遷移温度［ｖＴｓ　］が−３０’Ｃ以下で、かつ−
２０℃における衝撃吸収エネルギー値［ｖＥ−２ｏ　）
が１５　ｋｇｆ−ｍ　ＪＪ、上のもの、 △＝・・−３０℃（ｖ’Ｉ’ｓ　（−２０°Ｃ１又は１
５ｋｇｆ−ｍ　＞　ＶＥ−２０：＞　］　Ｏｋｇｆ−ｍ
のいずれかに該尚し、かつＸ印とならないもの、 Ｘ　・＝　−２０°Ｃ＜ｖＴｓ　、又は１０　ｋｇｆ−
ｍ＞ｖＥ−２゜のいずれかに該当するもの、 として表わした。

更に、耐候性ハ、ＪＩＳ　Ｚ２３７１ｉｃｅ、定されて
いる塩水噴霧試験による腐食速度で示し、その評価は、 ○・・・腐食速度か帆５闘／年以下のもの、×・・・腐
食速度が０．５ｍ／年を越えるもの、として表わした。

総合評価線、母材特性が、 降伏強さ：　３２　ｋｇｆ／−以上、 引張強さ：　４８　ｋｇｆ／−以上、 ｖＴｓ　：　−２０℃以下、 ｖＥ−２０：　１０　ｋｇｆ−ｍ以上 という目標性能を満たし、かつ溶接部特性及び耐候性試
験結果の評価が共に○印のものを○で、その他のものを
×で表わした。

第３表に示きれる結果からも、本発明になる鋼は、耐候
性、溶接性、並びに母材の機械的告質がともに優れてお
り、０℃以下の＠皮下で使用される構造物に適用する耐
候性鋼として十分に満足できるものであることが明白で
ある。

なお、鋼板の製造に際して、圧延後の冷却速度の著しく
速かったものには若干の母ね靭性の低下が見られるが、
このような場合には、６００℃で１時間程度の焼もどし
処理を施して強度・靭性バランスの回復を図ることがで
きる。但し、この場合、熱処理を施すためのコストアッ
プを避けるこまた、第４表は、第１表に示される本発明
Ａを連続鋳造法（急冷法）とインゴット鋳造法（緩冷法
）とで作シ分けた際の、鋼表面の粗大介在物数と耐候性
葡比較したものであるが（粗大介在物数亜ひにｌ１ｉ（
候性の測定は、各々に第２表の鋼板製造法■の圧延を施
した鋼板について行った）、この第４表からは、連続鋳
造法によるとサビ発生の起点となる粗大介在物が表面に
無く、耐候性（耐海水Ｉ１ｇ）に著しく優れた銅相の得
られることがわかる。

第４表 上述のように、この発明によれば、優れた耐候性・耐食
性を備え、かつ溶接性にも極めて優れており、しかも十
分な強度と靭性とを兼ね備えた耐候性鋼をコスト安く得
ることができ、寒冷地等における鋼構造物に適用して十
分に満足できる効果が期待できるなど、産業上有用な効
果がもたらされるのである。

【図面の簡単な説明】

第１図は高Ｐ−Ｃｕ系耐候性鋼におけるＳｉ含有量と溶
接ボンド靭性との関係を示すグラフ、第２図は高Ｐ−Ｃ
ｕ糸耐候性鋼におけるＳ含有量と耐候性との関係を示す
グラフ、第３図は実施例中の溶接にて採用した開先形状
の軟部概略模式図、第４図は衝撃試験片採取位眞゛を示
す要部概略模式図である。 図面において、 ］・・・ｍ板、　２・・・フシックスパッキング、３・
・・溶接金机、　Ａ・・・ノツチ位置。 第１層 Ｓｒ’＆；ｆＪ　（ｉｆ：ｏ／６） Ｓ　含有ｆ　（ｔ−１％） 第３図 第４図

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 ｔｌｌ　重相割合で、 Ｃ：　０．００７〜０゜０４０％。 Ｓｉ　：　０．００１〜０．１００％。 Ｍｎ：１．１〜１．５％。 Ｔｉ　：　（１，００５〜０．０２．５％。 Ｃｕ　：　０．２０〜（Ｊ、５０％。 Ａ７：　０．０１〜０．０５％。 Ｐ　：　０．０７〜０．１０％。 Ｓ　：　０．００００５〜０．０００８０％。 Ｎ　：　０．ＯＵ　］〜０．００８％。 ０　：　０．０００　］〜０．００２０％。 Ｆｅ及びその他の不可避不純物：残り、から成ることを
   特徴上する溶接性に優れた耐候性鋼。 （２）重９割合で、 Ｃ：　０．０　０　７〜０．０　４　０　％　。 Ｓｔ　：　０．ＯＵ　１　〜０．１　（Ｊ　Ｏ％　。 Ｍｎ：Ｌｌ　〜１．５　％　。 Ｔｉ：Ｕ、（ＪＯ５〜（７，０２５％　。 Ｃｕ　：　０．２　０〜０．５　０　％　。 Ａｔ：　０．０１〜０．０５％。 Ｐ　：　（１，０７〜０．１０　％　。 Ｓ　：　０．０　０　０　０　５〜Ｃ１，０００８０％
   　。 Ｎ　：　（１，００１〜Ｕ、（］　０　８　％　。 ０　：　０．０　０　０　１　〜０．Ｏｏ　２　０　％
   を含有するとともに、更に Ｎｂ：０．０２〜０．０４％。 Ｖ　：　０．（Ｊ　２〜０．０４％。 Ｎｉ　：　０．１５〜０．３５％。 のうちの１種以上をも含み、 Ｆｅ及びその他の不可避不純物；残シ、から成ることを
   特徴とする溶接性に優れた耐候性鍋。 （３）重量割合で、 ｃ　：　ｏ、ｏ　０７〜Ｃ１，０４０％。 Ｓｔ　：　０．００１〜０，１００％。 Ｍｎ：］、１１〜１．５％ Ｔｉ：Ｕ、００５〜０．０２５％。 Ｃｕ　：　０．２０〜０．５０％。 Ａｔ：０．０１〜（Ｊ、ＩＪ　５％。 Ｐ　：　０．０７〜０．１０％。 ｓ　：　ｕ、ｏ　ｏ　ｏ　０５〜ｏ、ｏ　ｏ　ｏ　ｇ　
   ｏ％。 Ｎ　：　（Ｊ、ｌＪ　Ｏ］〜（１，００８％。 ０　：　０．ＯＵ　０１〜０．００２０％を含有すると
   ともに、更に Ｃｒ　：　（Ｊ、３〜０．５％。 Ｍｏ　：　０．１〜（Ｊ、２％ のうちの１種以上をも含み、 Ｆｅ及びその仙の不可避不純物：残り、から成ることを
   特徴とする浴接性に優れたＩｔ１候性銅。 （４）Ｎ景割合で、 Ｃ：　０．００７〜０．０４０％。 Ｓｉ　：　０．００１．〜（Ｊ、１００％。 Ｍｎ　：　１．１〜１．５　％　。 Ｔｉ　−０，００５〜　０．０　２　５　％　。 Ｃｕ　：　０．２０〜０．５　０　％　。 Ａｔ：　０．０　１〜０．０　５　％　。 Ｐ　：　０．０　７〜０．１０　％　。 Ｓ　：　ｆＪ、０　０　０　０　５〜（Ｊ、０　０　０
   　８０　％　。 Ｎ　：　０．ＯＵ　１〜０．０　０　８　％　。 ｏ　：　（Ｊ、０　υ　Ｏ］　〜　０．０　０　２　υ
   　係を含有するとともに、更に Ｎｂ：Ｕ、０２〜０．０４％。 ｖ　：　０．（１２〜０．０４％。 Ｎｉ　：　（Ｊ、１５〜０．３５％ のうちの１＠以上、及び Ｃｒ　：　０．３〜０．５％。 Ｍｏ　：　０．１〜０．２％ のうちの１種以上をも含み、 Ｆｅ及びその他の不可避不純物：残り、から成ることを
   特徴とする溶接性に優れた耐候性鋼。