JPS61257456A - 溶接性及び溶接継手性能にすぐた高靭性高リン型耐候性鋼 - Google Patents
溶接性及び溶接継手性能にすぐた高靭性高リン型耐候性鋼Info
- Publication number
- JPS61257456A JPS61257456A JP9738585A JP9738585A JPS61257456A JP S61257456 A JPS61257456 A JP S61257456A JP 9738585 A JP9738585 A JP 9738585A JP 9738585 A JP9738585 A JP 9738585A JP S61257456 A JPS61257456 A JP S61257456A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel
- toughness
- less
- weldability
- ceq
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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
【発明の詳細な説明】
（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
び溶接継手性能にすぐれた高靭性筒リン型耐候性銅に関
する０ （従来の技術） Ｐ景０．０７〜０．１５％のＰ −Ｃｕ −Ｃｒ系鋼が
大気中での腐食に対してずぐ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、この耐候性鋼は、上記
のように、Ｐを多量に含有しているために、一般溶接構
造用鋼に比較して、溶接性、特に、高温割れ感受性が高
く、また、鋼材自体、低温切欠き靭性に劣ると共に、溶
接熱影響部（ＨＡＺ）の脆化が大きい。従って、上記耐
候性鋼は、従来、主として板厚１６韮以下の比較的薄い
鋼板として、溶接性及び低温靭性が厳しく要求されない
用途にのみ用いられている。
において、溶接構造材料として用いるに適する溶接性及
び溶接継手性能にすぐれた高靭性筒リン型耐候性銅に関
する０ （従来の技術） Ｐ景０．０７〜０．１５％のＰ −Ｃｕ −Ｃｒ系鋼が
大気中での腐食に対してずぐ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、この耐候性鋼は、上記
のように、Ｐを多量に含有しているために、一般溶接構
造用鋼に比較して、溶接性、特に、高温割れ感受性が高
く、また、鋼材自体、低温切欠き靭性に劣ると共に、溶
接熱影響部（ＨＡＺ）の脆化が大きい。従って、上記耐
候性鋼は、従来、主として板厚１６韮以下の比較的薄い
鋼板として、溶接性及び低温靭性が厳しく要求されない
用途にのみ用いられている。
しかし、近年、橋梁等のように、大気中での腐食が生じ
る構造物においても、保守管理不要化の観点から、耐候
性鋼板を採便用して、無塗装とする方式が増加しつつあ
り、かかる構造物に用いられる鋼材には、溶接構造材料
としての低温靭性及び溶接性に加えて、すぐれた耐候性
を有することが要求される。
る構造物においても、保守管理不要化の観点から、耐候
性鋼板を採便用して、無塗装とする方式が増加しつつあ
り、かかる構造物に用いられる鋼材には、溶接構造材料
としての低温靭性及び溶接性に加えて、すぐれた耐候性
を有することが要求される。
本発明者らは、かかる鋼板を得るべく、既に特開昭５１
−７１８１７号公報において、溶接部の耐高温割れ性を
改善した低Ｃ−高Ｍｎ−Ｐ−Ｃｕ−Ｃｒ系鋼板を提案し
ている。また、特開昭５２−１２３９１８号公報におい
ては、相手部靭性を改善した低Ｃ−Ｐ−Ｃｕ−Ｃｒ−Ｔ
ｉ−Ｎ系鋼板を提案しているが、このような鋼板も−２
０〜−４０°Ｃという寒冷地域で使用される場合には、
８１１手部の靭性において尚、改善の余地が残されてい
る。
−７１８１７号公報において、溶接部の耐高温割れ性を
改善した低Ｃ−高Ｍｎ−Ｐ−Ｃｕ−Ｃｒ系鋼板を提案し
ている。また、特開昭５２−１２３９１８号公報におい
ては、相手部靭性を改善した低Ｃ−Ｐ−Ｃｕ−Ｃｒ−Ｔ
ｉ−Ｎ系鋼板を提案しているが、このような鋼板も−２
０〜−４０°Ｃという寒冷地域で使用される場合には、
８１１手部の靭性において尚、改善の余地が残されてい
る。
（発明の目的）
そこで、本発明者らは、低温においても良好な相手部靭
性を有する高靭性筒Ｐ型耐候性鋼を得るべく鋭意研究し
た結果、高Ｐ含有鋼のＨＡＺ靭性を向」ニさせるために
は、炭素当量（Ｃｅｑ）の低減と適量のＴｉ又はＺｒと
共にＢ及びＮを複合添加することが極めて有効であるこ
とを見出して、本発明に至ったものである。
性を有する高靭性筒Ｐ型耐候性鋼を得るべく鋭意研究し
た結果、高Ｐ含有鋼のＨＡＺ靭性を向」ニさせるために
は、炭素当量（Ｃｅｑ）の低減と適量のＴｉ又はＺｒと
共にＢ及びＮを複合添加することが極めて有効であるこ
とを見出して、本発明に至ったものである。
従って、本発明は、溶接性及び溶接継手性能にずくれた
高靭性高リン型耐候性鋼を提供することを目的とする。
高靭性高リン型耐候性鋼を提供することを目的とする。
（発明の構成）
本発明による溶接性及び溶接継手性能にすぐれた高靭性
高リン型耐候性鋼は、重量％で（ａ）Ｃ０．１０％以下
、 Ｓｉ０．７５％以下、 Ｍｎ ０．５〜１．２％、 Ｐ ０．０４〜０．１５％、 Ｓ ０．００７％以下、 Ａβ ０．００５〜０．１％、 Ｂ ０．０００３〜０．００２０％、Ｎ ０．
００２〜０．０１０％、 Ｃｕ ０．１５〜０．６％及び Ｃｒ０．１〜１．０％を含有すると共に、（ｂ）Ｔｉ及
びＺｒよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素０
．００２〜０．０５％を含有し、且つ、炭素当量Ｃｅｑ が０．３５％以下であり、 残部鉄及び不可避的不純物よりなることを特徴とする。
高リン型耐候性鋼は、重量％で（ａ）Ｃ０．１０％以下
、 Ｓｉ０．７５％以下、 Ｍｎ ０．５〜１．２％、 Ｐ ０．０４〜０．１５％、 Ｓ ０．００７％以下、 Ａβ ０．００５〜０．１％、 Ｂ ０．０００３〜０．００２０％、Ｎ ０．
００２〜０．０１０％、 Ｃｕ ０．１５〜０．６％及び Ｃｒ０．１〜１．０％を含有すると共に、（ｂ）Ｔｉ及
びＺｒよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素０
．００２〜０．０５％を含有し、且つ、炭素当量Ｃｅｑ が０．３５％以下であり、 残部鉄及び不可避的不純物よりなることを特徴とする。
以下に本発明について、詳細に説明する。
０．０６ＸＣ−０，０８ＸＰ−０，３χＣｕ−０，４ｚ
Ｃｒ系鋼を基本成分系鋼とし、これにおいてＭｎ量を種
々に変化させると共に、炭素当量（Ｃｅｑ） 、即ち、
を０．２４〜０．４０％の間の範囲に調整してなる鋼か
ら板厚３０１の鋼板を製造し、これら網板について、入
熱量３５ＫＪ／ｃｍのサブマージアーク溶接継平部衝撃
試験を行なった。結果を第１図に示すように、Ｃｅｑが
減少するにつれて、ボンド部の靭性が著しく改善される
ことが見出された。更に、上記基本鋼に０．０１０ＸＴ
ｉ−１０ｐｐｍＢ−５０ｐｐｍＮ又は０．０２０ＸＺｒ
−１０Ｏ２０ＸＺｒ−１０ｐｐを添加した鋼から鋼板を
製作し、同様に入熱量３５ＫＪ／ｃｍのサブマージアー
ク溶接継平部衝撃試験試験を行なった。結果を第２図に
示すように、いずれの場合もボンド部靭性は、前記基本
成分系鋼に比較して更に向上し、Ｃｅｑ０．３５％以下
の鋼板においては、脆性破面率が５０％となる遷移温度
（ｖＴｒｓ）は−４０℃以下であり、低温においても良
好な相手部靭性を有する高靭性筒Ｐ型耐候性鋼を得るこ
とができることが見出された。
Ｃｒ系鋼を基本成分系鋼とし、これにおいてＭｎ量を種
々に変化させると共に、炭素当量（Ｃｅｑ） 、即ち、
を０．２４〜０．４０％の間の範囲に調整してなる鋼か
ら板厚３０１の鋼板を製造し、これら網板について、入
熱量３５ＫＪ／ｃｍのサブマージアーク溶接継平部衝撃
試験を行なった。結果を第１図に示すように、Ｃｅｑが
減少するにつれて、ボンド部の靭性が著しく改善される
ことが見出された。更に、上記基本鋼に０．０１０ＸＴ
ｉ−１０ｐｐｍＢ−５０ｐｐｍＮ又は０．０２０ＸＺｒ
−１０Ｏ２０ＸＺｒ−１０ｐｐを添加した鋼から鋼板を
製作し、同様に入熱量３５ＫＪ／ｃｍのサブマージアー
ク溶接継平部衝撃試験試験を行なった。結果を第２図に
示すように、いずれの場合もボンド部靭性は、前記基本
成分系鋼に比較して更に向上し、Ｃｅｑ０．３５％以下
の鋼板においては、脆性破面率が５０％となる遷移温度
（ｖＴｒｓ）は−４０℃以下であり、低温においても良
好な相手部靭性を有する高靭性筒Ｐ型耐候性鋼を得るこ
とができることが見出された。
このように本発明によれば、Ｃｅｑを低減し、且つ、適
量のＴｉ又はＺｒと共にＢ及びＮを複合添加することに
よって、高Ｐ含有鋼のＨＡＺ靭性を格段に向上させ得る
が、その理由は、ＰによるＨＡＺ靭性の脆化が組織のフ
ェライト化を図ることによって大幅に軽減されること、
低Ｃｅｑ化がマトリックスの焼入れ性を低下させ、ＨＡ
Ｚ組織のフェライト化に有効であること、及びＴｉ又
はＺｒと共にＢ及びＮを複合添加することが、溶接後の
冷却過程において強力なフェライト変態核となるＴｉＮ
、ＺｒＮ、ＢＮを鋼中に分散析出させ、■］ＡＺ組織の
フェライト微細化に大きく寄り、することによるものと
みられる。
量のＴｉ又はＺｒと共にＢ及びＮを複合添加することに
よって、高Ｐ含有鋼のＨＡＺ靭性を格段に向上させ得る
が、その理由は、ＰによるＨＡＺ靭性の脆化が組織のフ
ェライト化を図ることによって大幅に軽減されること、
低Ｃｅｑ化がマトリックスの焼入れ性を低下させ、ＨＡ
Ｚ組織のフェライト化に有効であること、及びＴｉ又
はＺｒと共にＢ及びＮを複合添加することが、溶接後の
冷却過程において強力なフェライト変態核となるＴｉＮ
、ＺｒＮ、ＢＮを鋼中に分散析出させ、■］ＡＺ組織の
フェライト微細化に大きく寄り、することによるものと
みられる。
次に、本発明鋼において化学成分を限定した理由を説明
する。
する。
Ｃは、耐高温割れ性及び耐低温われ性、更には低温靭性
にずくれる特性を付与する点からは、その添加量はでき
る限り少ない方がよく、添加量の」ニレを０．１０％と
する。
にずくれる特性を付与する点からは、その添加量はでき
る限り少ない方がよく、添加量の」ニレを０．１０％と
する。
Ｓｉは、溶鋼の脱酸及び強度向上に有効な元素であるが
、０．７５％を越えて過多に添加しても、その効果が飽
和し、却って溶接性や靭性を劣化させるので、添加量の
上限を０．７５％とする。
、０．７５％を越えて過多に添加しても、その効果が飽
和し、却って溶接性や靭性を劣化させるので、添加量の
上限を０．７５％とする。
Ｍｎは、その添加量が０．５％よりも少ないときは、耐
高温割れ性の改善及び母材強度の確保が困難である。ま
た、後述するように、本発明鋼においては、Ｓ量を０．
００７％以下に抑えているので、このような極低Ｓ鋼に
おいては、１．２％を越えて多量に添加しても、上記効
果が飽和し、逆にＨＡＺ靭性を劣化させるので、Ｍｎの
添加量を０．５〜１．２％の範囲とする。
高温割れ性の改善及び母材強度の確保が困難である。ま
た、後述するように、本発明鋼においては、Ｓ量を０．
００７％以下に抑えているので、このような極低Ｓ鋼に
おいては、１．２％を越えて多量に添加しても、上記効
果が飽和し、逆にＨＡＺ靭性を劣化させるので、Ｍｎの
添加量を０．５〜１．２％の範囲とする。
Ｐば、大気中での耐候性の向」二のために添加される。
この効果を有効に発現させるためには、少なくとも０．
０４％の添加を必要とする。しかし、０．１５％を越え
て多量に添加しても、耐候性改善の効果が飽和するのめ
ならず、却って溶接性及び低温靭性を劣化させるので、
本発明鋼においては、Ｐは０．０４〜０．１５％の範囲
で添加する。
０４％の添加を必要とする。しかし、０．１５％を越え
て多量に添加しても、耐候性改善の効果が飽和するのめ
ならず、却って溶接性及び低温靭性を劣化させるので、
本発明鋼においては、Ｐは０．０４〜０．１５％の範囲
で添加する。
Ｓは、溶接部の高温割れに有害な元素であるが、含有量
が多いときは、高温割れを防止ｊ−るために併せて多量
のＭｎを必要とし、Ｍｎを過多に添加するときは、前述
したように、鋼板のＨＡ Ｚ靭性を低下させる。従って
、本発明においては、Ｓの含有量の上限を０．００７％
とする。
が多いときは、高温割れを防止ｊ−るために併せて多量
のＭｎを必要とし、Ｍｎを過多に添加するときは、前述
したように、鋼板のＨＡ Ｚ靭性を低下させる。従って
、本発明においては、Ｓの含有量の上限を０．００７％
とする。
Ｃｕば、Ｐと共に耐候性の向上に有効な元素であり、こ
の効果を有効に得るために、少なくとも０．１５％を添
加することが必要である。しかし、０．６％を越えて多
量に添加しても、上記効果が飽和するのみならず、却っ
て時効性及び熱間圧延時に表面ひび割れ等が生じるので
、添加量は０．１５〜０．６％の範囲とする。
の効果を有効に得るために、少なくとも０．１５％を添
加することが必要である。しかし、０．６％を越えて多
量に添加しても、上記効果が飽和するのみならず、却っ
て時効性及び熱間圧延時に表面ひび割れ等が生じるので
、添加量は０．１５〜０．６％の範囲とする。
Ｃｒは、耐候性を向上させるのに効果的な元素である。
本発明においてはかかる効果を有効に発現させるために
、少なくとも０．１％を添加することが必要である。し
かし、１．０％を越えて過多に添加するときは、溶接性
を著しく劣化させるので、上限を１．０％とする。
、少なくとも０．１％を添加することが必要である。し
かし、１．０％を越えて過多に添加するときは、溶接性
を著しく劣化させるので、上限を１．０％とする。
Ｂは、溶接後の冷却過程でオーステナイト粒内にＢＮを
形成し、オーステナイト粒内の組織のフェライト化を促
進すると共に、靭性に有害な鋼中の固溶Ｎを低減させ、
ＨＡＺ靭性を向上させる効果を有する。しかし、添加量
が０．０００３％よりも少ないときは、かかる効果に乏
しく、一方、０゜００２０％を越えて過多に添加すると
きは、Ｂ化合物が増加し、ＨＡ Ｚ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０．００
２０％とする。
形成し、オーステナイト粒内の組織のフェライト化を促
進すると共に、靭性に有害な鋼中の固溶Ｎを低減させ、
ＨＡＺ靭性を向上させる効果を有する。しかし、添加量
が０．０００３％よりも少ないときは、かかる効果に乏
しく、一方、０゜００２０％を越えて過多に添加すると
きは、Ｂ化合物が増加し、ＨＡ Ｚ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０．００
２０％とする。
Ａβは、脱酸及び結晶粒の調整元素として必要不可欠の
元素である。しかし、添加量が０．０ Ｏ５％よりも少
ないときは、かかる効果に乏しく、また、０．１％を越
える多量であるときは、その効果が飽和するのみならず
、砂疵等の欠陥を発生させる原因となるので、Ａβの添
加量は０．０ Ｏ５〜０゜１％の範囲とする。
元素である。しかし、添加量が０．０ Ｏ５％よりも少
ないときは、かかる効果に乏しく、また、０．１％を越
える多量であるときは、その効果が飽和するのみならず
、砂疵等の欠陥を発生させる原因となるので、Ａβの添
加量は０．０ Ｏ５〜０゜１％の範囲とする。
Ｎは、本発明鋼を構成するだめの主要な元素であり、フ
ェライト変態核として、ＨＡＺ組織のフェライト化に寄
与するＴｉＮ、ＺｒＮ及びＢＮを必要量確保するうえで
、少なくとも０．００２％を含有することが必要である
。しかし、Ｎを０．０１０％を越えて過多に含有する場
合は、溶接金属部の靭性を著しく劣化させる。従って、
本発明においては、Ｎ含有量は０．００２〜０．０１０
％の範囲とする。特に、好ましくは、０．００３〜０．
００７％の範囲である。
ェライト変態核として、ＨＡＺ組織のフェライト化に寄
与するＴｉＮ、ＺｒＮ及びＢＮを必要量確保するうえで
、少なくとも０．００２％を含有することが必要である
。しかし、Ｎを０．０１０％を越えて過多に含有する場
合は、溶接金属部の靭性を著しく劣化させる。従って、
本発明においては、Ｎ含有量は０．００２〜０．０１０
％の範囲とする。特に、好ましくは、０．００３〜０．
００７％の範囲である。
本発明鋼は、上記した元素に加えて、更にＴｉ及びＺｒ
から選ばれる少なくとも１種の元素を含有する。これら
元素はＨＡ Ｚ靭性を改善する効果を有し、本発明にお
いては、これら元素の少なくとも１種又は２種を総量に
て０．００２％を添加することが必要である。しかし、
０．０５％を越えるときは、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、ＨＡ Ｚ靭性が
劣化するばかりでなく、母相靭性も低下する。従って、
本発明においては、Ｔｉ又はＺｒの添加量は、総量にて
０．００２〜０．０５％の範囲とする。
から選ばれる少なくとも１種の元素を含有する。これら
元素はＨＡ Ｚ靭性を改善する効果を有し、本発明にお
いては、これら元素の少なくとも１種又は２種を総量に
て０．００２％を添加することが必要である。しかし、
０．０５％を越えるときは、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、ＨＡ Ｚ靭性が
劣化するばかりでなく、母相靭性も低下する。従って、
本発明においては、Ｔｉ又はＺｒの添加量は、総量にて
０．００２〜０．０５％の範囲とする。
本発明においては、鋼は上記したような化学組成を有す
ると共に、Ｃｅｑ、即ち、 が０．３５％以下であることを要する。
ると共に、Ｃｅｑ、即ち、 が０．３５％以下であることを要する。
前述したように、Ｃｅｑの低減は、高Ｐ型耐候性鋼のＨ
ＡＺ靭性向」二に極めて有効であり、Ｃｅｑが０．３５
％を越えるときは、Ｔｉ又はＺｒと共にＢ又はＮを所定
量添加しても、−４０℃においてずくれたＨＡＺ靭性を
安定に確保することができないからである。
ＡＺ靭性向」二に極めて有効であり、Ｃｅｑが０．３５
％を越えるときは、Ｔｉ又はＺｒと共にＢ又はＮを所定
量添加しても、−４０℃においてずくれたＨＡＺ靭性を
安定に確保することができないからである。
本発明による高Ｐ型耐候性鋼は、上記した元素に加えて
、更に、Ｃａ及びＣｅよりなる群から選ばれる少なくと
も１種の元素を含有することができる。これら元素は、
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の靭
性を一層向」ニさせることができる。
、更に、Ｃａ及びＣｅよりなる群から選ばれる少なくと
も１種の元素を含有することができる。これら元素は、
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の靭
性を一層向」ニさせることができる。
Ｃａは、例えば、Ｃａ−３ｉ、、Ｃａ（ＣＮ）２、Ｃａ
Ｃ２等のような合金化合物の形態で溶鋼中に０．５〜
２０／溶鋼トン程度投入することにより、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
。上記したように、介在物の性質及び形状を制御するた
めには、上記量を越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。
Ｃ２等のような合金化合物の形態で溶鋼中に０．５〜
２０／溶鋼トン程度投入することにより、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
。上記したように、介在物の性質及び形状を制御するた
めには、上記量を越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ｏ、ｏｏｔ％よりも少ないときは
、上記したような介在物制御効果が乏しく、他方、０．
１％を越えて多量に添加するときは、鋼塊の底部にＣｅ
Ｓ等の大型介在物が集積し、ｍ板の超音波探傷欠陥の原
因となるので、添加量は０゜００１〜０．１％の範囲と
する。
、上記したような介在物制御効果が乏しく、他方、０．
１％を越えて多量に添加するときは、鋼塊の底部にＣｅ
Ｓ等の大型介在物が集積し、ｍ板の超音波探傷欠陥の原
因となるので、添加量は０゜００１〜０．１％の範囲と
する。
更に、本発明鋼は、上記した元素とは別に、又は」重犯
した元素と共に、Ｎ ｉ ％ Ｍ ｏ −、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することができる。
した元素と共に、Ｎ ｉ ％ Ｍ ｏ −、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することができる。
Ｎｉは、耐候性、母材強度、母材切欠き靭性及びＨＡＺ
靭性向上に効果を有するので、これら要求に応じて広範
囲にその添加量を変化させて利用される。」−記効果を
有効に得るためには、少なくとも０．０ Ｏ５％以上を
添加する必要があるが、しかし、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。
靭性向上に効果を有するので、これら要求に応じて広範
囲にその添加量を変化させて利用される。」−記効果を
有効に得るためには、少なくとも０．０ Ｏ５％以上を
添加する必要があるが、しかし、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。
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０．００５
％以」二を添加する必要があるが、しかし、余りに多量
に添加するときば、ＨＡＺ靭性が劣化するので、添加量
の上限は０．５％とする。
％以」二を添加する必要があるが、しかし、余りに多量
に添加するときば、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」二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が、他方、それぞれ０．１５
％を越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。
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」二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が、他方、それぞれ０．１５
％を越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。
従って、本発明鋼においては、Ｎｂ及び■ばそれぞれ０
．０１〜０，１５％の範囲で添加する。
．０１〜０，１５％の範囲で添加する。
以上のような本発明鋼は、溶接性及び溶接継手性能のす
ぐれた高靭性高靭性高燥性鋼であって、通常の製鋼、分
解、圧延又は圧延後加速冷却（直接焼入れを含む。）に
よって製造することができ、引張強さ４０〜６０ ｋｇ
ｆ／ｍｍ２級の強度を有する。
ぐれた高靭性高靭性高燥性鋼であって、通常の製鋼、分
解、圧延又は圧延後加速冷却（直接焼入れを含む。）に
よって製造することができ、引張強さ４０〜６０ ｋｇ
ｆ／ｍｍ２級の強度を有する。
（発明の効果）
以上のように、本発明鋼は、Ｐ−Ｃｕ−Ｃｒ系耐候性鋼
板において、低Ｃ１極低Ｓ化すると共に低Ｃｅｑ化し、
且つ、Ｔｉ又はＺｒと共に適量のＢ及びＮを複合添加す
ることによって、ＨＡＺの低温切欠き靭性を著しく改善
してなる高Ｐ型耐候性鋼であって、特に、耐候性や溶接
性の要求が厳しい寒冷地域における橋梁、建築、鉄塔等
の構造物への使用に通ずる。勿論、厚さ１６１以」二の
厚板としてかかる用途に好適に用いることができる。
板において、低Ｃ１極低Ｓ化すると共に低Ｃｅｑ化し、
且つ、Ｔｉ又はＺｒと共に適量のＢ及びＮを複合添加す
ることによって、ＨＡＺの低温切欠き靭性を著しく改善
してなる高Ｐ型耐候性鋼であって、特に、耐候性や溶接
性の要求が厳しい寒冷地域における橋梁、建築、鉄塔等
の構造物への使用に通ずる。勿論、厚さ１６１以」二の
厚板としてかかる用途に好適に用いることができる。
（実施例）
以下に本発明を実施例によって説明するが、本発明はこ
れら実施例によって何ら制限されるものではない。
れら実施例によって何ら制限されるものではない。
実施例１
第１表に本発明鋼板１〜８、従来鋼板９、及び比較鋼板
１０〜１２の化学組成、板厚、炭素当量及び溶接性を示
す。溶接性は、ＪＩＳ規格に制定されているＣ型ジグ拘
束突合せ溶接割れ試験（高温割れ試験）及び斜めＹ型拘
束突合セ溶接割れ試験（低温割れ試験）によった。
１０〜１２の化学組成、板厚、炭素当量及び溶接性を示
す。溶接性は、ＪＩＳ規格に制定されているＣ型ジグ拘
束突合せ溶接割れ試験（高温割れ試験）及び斜めＹ型拘
束突合セ溶接割れ試験（低温割れ試験）によった。
この試験結果によれば、従来鋼９の高温割れ率が１０％
であるのに対して、本発明鋼の場合はすべて０％である
。また、比較鋼１０．１１及び１２ （板厚３０鶴）は
、低温割れ防止予熱温度として、５０〜１２５°Ｃを必
要とするのに対して、本発明鋼１．２．３．４．６及び
８ （板厚３０龍）は、５０℃以下でよく、すくれた耐
高温割れ性及び耐低温割れ性を有していることが明らか
である。
であるのに対して、本発明鋼の場合はすべて０％である
。また、比較鋼１０．１１及び１２ （板厚３０鶴）は
、低温割れ防止予熱温度として、５０〜１２５°Ｃを必
要とするのに対して、本発明鋼１．２．３．４．６及び
８ （板厚３０龍）は、５０℃以下でよく、すくれた耐
高温割れ性及び耐低温割れ性を有していることが明らか
である。
次に、第１表に示す鋼板について調べた機械的性質、入
熱Ｍ ３５ Ｋ、Ｖｃｍ及び６０ＫＪ／ｃｍのサブマー
ジアーク溶接継手ボンド部の一４０℃におりる吸収エネ
ルギー、即ち、ＶＥ−ａ ｏ及び発露型腐食試験による
腐食度を第２表に示す。
熱Ｍ ３５ Ｋ、Ｖｃｍ及び６０ＫＪ／ｃｍのサブマー
ジアーク溶接継手ボンド部の一４０℃におりる吸収エネ
ルギー、即ち、ＶＥ−ａ ｏ及び発露型腐食試験による
腐食度を第２表に示す。
機械的性質については、本発明鋼板は圧延ままで４０
ｋｇｆ／ｍｍ２級、加速冷却を適用することによって５
０ ｋｇｆ／ｍｍ２級或いは６０ ｋｇｆ／ｍｍ２級の
強度を得ることができる。また、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、本発明鋼板が格段にすぐれたＨ Ａ Ｚ靭性
を有していることが明らかである。比較鋼１０は、本発
明網に比べて高Ｍｎ、高Ｓであり、且つ、Ｔｉ及びＮを
含有するが、Ｂを含有しないので、溶接性は本発明鋼板
とほぼ同等であっても、低温衝撃特性が著しく劣る。更
に、発露型腐食試験機を用いて、海洋工業地帯を想定し
た条件下で行なった試験期間６週間の促進試験結果も、
本発明鋼板が従来の高耐候性鋼と同等以上の耐候性を有
することを示している。特に、本発明鋼板は、比較鋼Ｉ
Ｉ及び１２に比べれば、それらの２〜３倍のすくれた耐
候性を有している。
ｋｇｆ／ｍｍ２級、加速冷却を適用することによって５
０ ｋｇｆ／ｍｍ２級或いは６０ ｋｇｆ／ｍｍ２級の
強度を得ることができる。また、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、本発明鋼板が格段にすぐれたＨ Ａ Ｚ靭性
を有していることが明らかである。比較鋼１０は、本発
明網に比べて高Ｍｎ、高Ｓであり、且つ、Ｔｉ及びＮを
含有するが、Ｂを含有しないので、溶接性は本発明鋼板
とほぼ同等であっても、低温衝撃特性が著しく劣る。更
に、発露型腐食試験機を用いて、海洋工業地帯を想定し
た条件下で行なった試験期間６週間の促進試験結果も、
本発明鋼板が従来の高耐候性鋼と同等以上の耐候性を有
することを示している。特に、本発明鋼板は、比較鋼Ｉ
Ｉ及び１２に比べれば、それらの２〜３倍のすくれた耐
候性を有している。
第１図は、０．０６ＸＣ−Ｍｎ−０，０８ＸＰ−０，３
ＸＣｕ−０，４χＣｒ鋼板の大熱量３５ ＫＪ／ｃｍの
サブマージアーク溶接継手ボンド部のｖＴｒｓとＣｅｑ
との関係を示すグラフ、第２図は、第１図に示す基本成
分鋼板に更にＴｉ又はＺｒと共にＢとＮを複合添加した
鋼板の大熱量３５ ＫＪ／ｃｍのザブマージアーク溶接
継手ボンド部のｖＴｒｓ、ｌ！：ｃｅｑとの関係を示す
グラフである。
ＸＣｕ−０，４χＣｒ鋼板の大熱量３５ ＫＪ／ｃｍの
サブマージアーク溶接継手ボンド部のｖＴｒｓとＣｅｑ
との関係を示すグラフ、第２図は、第１図に示す基本成
分鋼板に更にＴｉ又はＺｒと共にＢとＮを複合添加した
鋼板の大熱量３５ ＫＪ／ｃｍのザブマージアーク溶接
継手ボンド部のｖＴｒｓ、ｌ！：ｃｅｑとの関係を示す
グラフである。
Claims (4)
- （１）重量％で （ａ）Ｃ ０．１０％以下、 Ｓｉ ０．７５％以下、 Ｍｎ ０．５〜１．２％、 Ｐ ０．０４〜０．１５％、 Ｓ ０．００７％以下、 Ａｌ ０．００５〜０．１％、 Ｂ ０．０００３〜０．００２０％、 Ｎ ０．００２〜０．０１０％、 Ｃｕ ０．１５〜０．６％及び Ｃｒ ０．１〜１．０％を含有すると共に、（ｂ）Ｔｉ
及びＺｒよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素
０．００２〜０．０５％を含有し、且つ、炭素当量Ｃｅ
ｑ Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ
／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／４が０．３５％以下であり、 残部鉄及び不可避的不純物よりなることを特徴とする溶
接性及び溶接継手性能にすぐれた高靭性高リン型耐候性
鋼。 - （２）重量％で （ａ）Ｃ ０．１０％以下、 Ｓｉ ０．７５％以下、 Ｍｎ ０．５〜１．２％、 Ｐ ０．０４〜０．１５％、 Ｓ ０．００７％以下、 Ａｌ ０．００５〜０．１％、 Ｂ ０．０００３〜０．００２０％、 Ｎ ０．００２〜０．０１０％、 Ｃｕ ０．１５〜０．６％及び Ｃｒ ０．１〜１．０％を含有すると共に、（ｂ）Ｔｉ
及びＺｒよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素
０．００２〜０．０５％と、（ｃ）Ｃｅ ０．００１〜
０．１％及び Ｃａ ０．００４％以下 よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素とを含有
し、且つ、炭素当量Ｃｅｑ Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ
／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／４が０．３５％以下であり、 残部鉄及び不可避的不純物よりなることを特徴とする溶
接性及び溶接継手性能にすぐれた高靭性高リン型耐候性
鋼。 - （３）重量％で （ａ）Ｃ ０．１０％以下、 Ｓｉ ０．７５％以下、 Ｍｎ ０．５〜１．２％、 Ｐ ０．０４〜０．１５％、 Ｓ ０．００７％以下、 Ａｌ ０．００５〜０．１％、 Ｂ ０．０００３〜０．００２０％、 Ｎ ０．００２〜０．０１０％、 Ｃｕ ０．１５〜０．６％及び Ｃｒ ０．１〜１．０％を含有すると共に、（ｂ）Ｔｉ
及びＺｒよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素
０．００２〜０．０５％と、（ｃ）Ｎｉ ０．０５〜１
．０％、 Ｍｏ ０．０５〜０．５％、 Ｖ ０．０１〜０．１５％及び Ｎｂ ０．０１〜０．１５％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素とを含有
し、且つ、炭素当量Ｃｅｑ Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ
／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／４が０．３５％以下であり、 残部鉄及び不可避的不純物よりなることを特徴とする溶
接性及び溶接継手性能にすぐれた高靭性高リン型耐候性
鋼。 - （４）重量％で （ａ）Ｃ ０．１０％以下、 Ｓｉ ０．７５％以下、 Ｍｎ ０．５〜１．２％、 Ｐ ０．０４〜０．１５％、 Ｓ ０．００７％以下、 Ａｌ ０．００５〜０．１％、 Ｂ ０．０００３〜０．００２０％、 Ｎ ０．００２〜０．０１０％、 Ｃｕ ０．１５〜０．６％及び Ｃｒ ０．１〜１．０％を含有すると共に、（ｂ）Ｔｉ
及びＺｒよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素
０．００２〜０．０５％を含有し、（ｃ）Ｃｅ ０．０
０１〜０．１％及び Ｃａ ０．００４％以下 よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、 （ｄ）Ｎｉ ０．０５〜１．０％以下、 Ｍｏ ０．０５〜０．５％以下、 Ｖ ０．０１〜０．１５％及び Ｎｂ ０．０１〜０．１５％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素とを含有
し、且つ、炭素当量Ｃｅｑ Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ
／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／４が０．３５％以下であり、 残部鉄及び不可避的不純物よりなることを特徴とする溶
接性及び溶接継手性能にすぐれた高靭性高リン型耐候性
鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9738585A JPS61257456A (ja) | 1985-05-07 | 1985-05-07 | 溶接性及び溶接継手性能にすぐた高靭性高リン型耐候性鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9738585A JPS61257456A (ja) | 1985-05-07 | 1985-05-07 | 溶接性及び溶接継手性能にすぐた高靭性高リン型耐候性鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61257456A true JPS61257456A (ja) | 1986-11-14 |
| JPH0553856B2 JPH0553856B2 (ja) | 1993-08-11 |
Family
ID=14191043
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9738585A Granted JPS61257456A (ja) | 1985-05-07 | 1985-05-07 | 溶接性及び溶接継手性能にすぐた高靭性高リン型耐候性鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61257456A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005298909A (ja) * | 2004-04-13 | 2005-10-27 | Nippon Steel Corp | 表面割れの少ない鋳片 |
| JP2008179881A (ja) * | 2006-12-26 | 2008-08-07 | Nippon Steel Corp | 耐再熱脆化特性に優れた耐火ｈ形鋼及びその製造方法 |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5370911A (en) * | 1976-12-06 | 1978-06-23 | Nippon Steel Corp | P-containing highly weldable corrosion resistant steel |
| JPS569356A (en) * | 1979-07-05 | 1981-01-30 | Nippon Steel Corp | P-containing corrosion resistant steel with high weldability |
| JPS572865A (en) * | 1980-06-06 | 1982-01-08 | Nippon Steel Corp | P-containing corrosion resistant steel with high weldability |
| JPS58204152A (ja) * | 1982-05-24 | 1983-11-28 | Nippon Steel Corp | 含Ｐ低Ｍｎ系高溶接性高張力耐食鋼 |
-
1985
- 1985-05-07 JP JP9738585A patent/JPS61257456A/ja active Granted
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5370911A (en) * | 1976-12-06 | 1978-06-23 | Nippon Steel Corp | P-containing highly weldable corrosion resistant steel |
| JPS569356A (en) * | 1979-07-05 | 1981-01-30 | Nippon Steel Corp | P-containing corrosion resistant steel with high weldability |
| JPS572865A (en) * | 1980-06-06 | 1982-01-08 | Nippon Steel Corp | P-containing corrosion resistant steel with high weldability |
| JPS58204152A (ja) * | 1982-05-24 | 1983-11-28 | Nippon Steel Corp | 含Ｐ低Ｍｎ系高溶接性高張力耐食鋼 |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005298909A (ja) * | 2004-04-13 | 2005-10-27 | Nippon Steel Corp | 表面割れの少ない鋳片 |
| JP2008179881A (ja) * | 2006-12-26 | 2008-08-07 | Nippon Steel Corp | 耐再熱脆化特性に優れた耐火ｈ形鋼及びその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0553856B2 (ja) | 1993-08-11 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JPS60215719A (ja) | 二輪車フロントフオ−ク用電縫鋼管の製造方法 | |
| JP5999005B2 (ja) | 溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JPH0636993B2 (ja) | 耐食性および靭性に優れたステンレスクラッド鋼板の製造方法 | |
| JPS62142726A (ja) | 溶接性の良好な耐摩耗用鋼板の製造法 | |
| JPH06316723A (ja) | ガス切断性及び溶接性の優れた建築構造用耐候性耐火鋼材の製造方法 | |
| JP7410438B2 (ja) | 鋼板 | |
| JP3344305B2 (ja) | 耐水素誘起割れ性に優れたラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP3220406B2 (ja) | 耐割れ性に優れた高強度溶接継手の作製方法 | |
| JPH1121623A (ja) | 耐候性に優れた低降伏比溶接構造用鋼材の製造方法 | |
| JPS62149850A (ja) | 溶接性及び大入溶接継手性能にすぐれた耐候性鋼 | |
| JPH05245657A (ja) | 母材の脆性破壊伝播停止特性に優れた高ニッケル合金クラッド鋼板の製造方法 | |
| JP2020204091A (ja) | 大入熱溶接用高強度鋼板 | |
| JPS61257456A (ja) | 溶接性及び溶接継手性能にすぐた高靭性高リン型耐候性鋼 | |
| JPH05117745A (ja) | 建築構造用４９０Ｎ／ｍｍ２級耐候性耐火鋼材の製造方法 | |
| JPH1121622A (ja) | 耐候性に優れた低降伏比溶接構造用鋼材の製造方法 | |
| JPS6293312A (ja) | 応力除去焼鈍用高張力鋼材の製造方法 | |
| JPH05112823A (ja) | 大入熱溶接継手靱性の優れた建築用４９０Ｎ／ｍｍ２級耐火鋼材の製造方法 | |
| JPH01275719A (ja) | 高強度高靭性を有する厚鋼板の製造法 | |
| JP2962110B2 (ja) | ボックス柱用低降伏比高張力鋼板の製造方法 | |
| JP3568710B2 (ja) | 大入熱溶接時のＨＡＺ靱性が優れ、降伏比が８０％以下である溶接構造用５９０Ｎ／ｍｍ２ 級鋼板およびその製造方法 | |
| JPH0693371A (ja) | 現地溶接性及び耐治具跡割れ性に優れた大入熱溶接用調質高張力鋼とその製造方法 | |
| JPS62256947A (ja) | 溶接性及び低温靭性に優れた調質高燐型耐候性鋼板 | |
| JPH0820838A (ja) | 溶接性に優れた耐候性耐火鋼材とその製造方法 | |
| JPH04350120A (ja) | 建築用高強度耐火鋼板の製造方法 | |
| JP2020204092A (ja) | 大入熱溶接用高強度鋼板 |