JPS62149850A - 溶接性及び大入溶接継手性能にすぐれた耐候性鋼 - Google Patents
溶接性及び大入溶接継手性能にすぐれた耐候性鋼Info
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- JPS62149850A JPS62149850A JP29176985A JP29176985A JPS62149850A JP S62149850 A JPS62149850 A JP S62149850A JP 29176985 A JP29176985 A JP 29176985A JP 29176985 A JP29176985 A JP 29176985A JP S62149850 A JPS62149850 A JP S62149850A
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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
【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性環
境下、特に寒冷地において、溶接構造材料として用いる
に適する溶接性及び大入熱溶接継手性能にすぐれた耐候
性鋼に関する。
境下、特に寒冷地において、溶接構造材料として用いる
に適する溶接性及び大入熱溶接継手性能にすぐれた耐候
性鋼に関する。
（従来の技術）
Ｃｕ−Ｃｒ系耐候性鋼は、すぐれた耐候性と共に溶接構
造用鋼に比肩し得る良好な溶接性を有しており、溶接構
造用材料として、例えば、建築物、橋梁等に広く用いら
れている。
造用鋼に比肩し得る良好な溶接性を有しており、溶接構
造用材料として、例えば、建築物、橋梁等に広く用いら
れている。
近年、橋梁分野においては、耐候性鋼の使用範囲が拡大
され、−２０℃乃至−４０°Ｃという寒冷地でも使用さ
れるに至っている。しかし、従来の耐候性鋼によれば、
低温における溶接継手部の靭性が不十分であるために、
寒冷地にて使用される従来の耐候１’ｌ拙は、溶接入熱
量を制限すること；こよって、対処しているのが現状で
ある。
され、−２０℃乃至−４０°Ｃという寒冷地でも使用さ
れるに至っている。しかし、従来の耐候性鋼によれば、
低温における溶接継手部の靭性が不十分であるために、
寒冷地にて使用される従来の耐候１’ｌ拙は、溶接入熱
量を制限すること；こよって、対処しているのが現状で
ある。
一方、かかる溶接入熱■の制限は、溶接族コニ能率の低
下や施工費用の上界をもたらすので、溶接方法として片
面一層自動溶接法が採用される気運にあり、従って、大
人熱溶接を施しても、−・１０°Ｃの相手靭性を確保し
得る耐候性鋼が強く要望されるに至っている。
下や施工費用の上界をもたらすので、溶接方法として片
面一層自動溶接法が採用される気運にあり、従って、大
人熱溶接を施しても、−・１０°Ｃの相手靭性を確保し
得る耐候性鋼が強く要望されるに至っている。
（発明の目的）
本発明者らは、かかる低温靭性にすぐれるＣｕ−Ｃｒ系
耐候性鋼を得るべく鋭意研究した結果、上記耐候性鋼に
おけるＣ■を極力低減すると共に、炭素光ｆｆ１（Ｃｅ
ｑ）を０．３８％以下に抑え、しかも、適量の１” ｉ
又はＺｒと共にＢ及びトＪを複合添加することによって
、上記要望に応え得る耐候性鋼を得ることができること
を見出して、本発明に至ったものである。
耐候性鋼を得るべく鋭意研究した結果、上記耐候性鋼に
おけるＣ■を極力低減すると共に、炭素光ｆｆ１（Ｃｅ
ｑ）を０．３８％以下に抑え、しかも、適量の１” ｉ
又はＺｒと共にＢ及びトＪを複合添加することによって
、上記要望に応え得る耐候性鋼を得ることができること
を見出して、本発明に至ったものである。
従って、本発明は、溶接性及び大入熱溶接継手性能にす
ぐれた寒冷地用耐候性鋼を提供することを目的とする。
ぐれた寒冷地用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大入熱溶接継手性能にすぐれた
耐候性鋼は、重量％で ＋ａ）Ｃ ０．０２〜０．０８％、３ｉ０．７５％
以下、 Ｍｎ ０．５〜１．５％、 Ｃｕ ０．１５〜０．６％、 Ｃｒ ０．１〜１．０％、 Ｂ ０．０００３〜０．０ ０ ２ ０％、Ａｌ
ｆ ０．００５〜０．１％、及びＮ ０．００２
〜０．０１０％を含有し、更に、（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０．３８％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。
耐候性鋼は、重量％で ＋ａ）Ｃ ０．０２〜０．０８％、３ｉ０．７５％
以下、 Ｍｎ ０．５〜１．５％、 Ｃｕ ０．１５〜０．６％、 Ｃｒ ０．１〜１．０％、 Ｂ ０．０００３〜０．０ ０ ２ ０％、Ａｌ
ｆ ０．００５〜０．１％、及びＮ ０．００２
〜０．０１０％を含有し、更に、（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０．３８％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。
０．３％Ｃｕ −０，４％Ｃｒ系鋼を基本成分系鋼とし
、Ｃ量及びＭｎ量を種々変化させ、Ｃｅｑを０．２４〜
０．４４％の間に調整してなる鋼から板厚１５ｍｍの鋼
板を得、これらの鋼板について、入熱量６５ ＫＪ／ｃ
ｍの片面一層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、ポ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、上記基本成分鋼に０．０１０％ＴｉＴ
ｉ−１０ｐｐ −５０ｐｐｍＮ又は０．０２０％Ｚｒ−
１０ｐｐｍＢＺｒ−１０ｐｐを添加した銅板についても
、同様に入熱量６５ＫＪ／ｃｎｒ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
系網に比較して更に向上し、Ｃｅｑｏ、３８％以下の鋼
板においては、脆性破面率が５０％となる遷移温度（ｖ
Ｔｒｓ）は−４０°Ｃ以下であり、低温においても良好
な継手衝撃特性を有することが見出された。
、Ｃ量及びＭｎ量を種々変化させ、Ｃｅｑを０．２４〜
０．４４％の間に調整してなる鋼から板厚１５ｍｍの鋼
板を得、これらの鋼板について、入熱量６５ ＫＪ／ｃ
ｍの片面一層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、ポ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、上記基本成分鋼に０．０１０％ＴｉＴ
ｉ−１０ｐｐ −５０ｐｐｍＮ又は０．０２０％Ｚｒ−
１０ｐｐｍＢＺｒ−１０ｐｐを添加した銅板についても
、同様に入熱量６５ＫＪ／ｃｎｒ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
系網に比較して更に向上し、Ｃｅｑｏ、３８％以下の鋼
板においては、脆性破面率が５０％となる遷移温度（ｖ
Ｔｒｓ）は−４０°Ｃ以下であり、低温においても良好
な継手衝撃特性を有することが見出された。
このように本発明によれば、ｃｌ及び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、Ｃｕ−Ｃｒ系鋼の大入メ稿フ接継手衝
撃特性を格段に向上さ仕得る。
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、Ｃｕ−Ｃｒ系鋼の大入メ稿フ接継手衝
撃特性を格段に向上さ仕得る。
その理由は、低Ｃ化及び低Ｃｅｑ化がマトリックスの焼
入れ性を低下させ、ＨＡＺ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、ＺｒＮ５ＢＮを鋼中に分散析出
さぜ、ＨＡＺＭｌ織のフェライトａ細化に大きく寄与し
、この組織の微細化と各種の窒化物によるＮの固定とが
Ｃｕ−Ｃｒ系鋼のＨＡＺ靭性を顕著に向上させるものと
みられる。
入れ性を低下させ、ＨＡＺ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、ＺｒＮ５ＢＮを鋼中に分散析出
さぜ、ＨＡＺＭｌ織のフェライトａ細化に大きく寄与し
、この組織の微細化と各種の窒化物によるＮの固定とが
Ｃｕ−Ｃｒ系鋼のＨＡＺ靭性を顕著に向上させるものと
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、溶接時の耐低温割れ性及びすぐれた溶接継宇部低
温靭性を鋼に付与するためには、その添加量はできる限
り少ない方がよいが、０．０２％よりも少ない場合は、
大入熱溶接を施したときにＨＡＺの軟化が大きくなり、
また、母材の強度も低下するので、その下限を０．０２
％とする。一方、その添加量が０．０８％を超えるとき
は、大入熱溶接時のＨＡＺ靭性が劣ると共に、溶接性も
劣化するので、その上限を０．０８％とする。
温靭性を鋼に付与するためには、その添加量はできる限
り少ない方がよいが、０．０２％よりも少ない場合は、
大入熱溶接を施したときにＨＡＺの軟化が大きくなり、
また、母材の強度も低下するので、その下限を０．０２
％とする。一方、その添加量が０．０８％を超えるとき
は、大入熱溶接時のＨＡＺ靭性が劣ると共に、溶接性も
劣化するので、その上限を０．０８％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、Ｈ
ΔＺの軟化が太き（なる傾向を示し、また、母材の強度
も低下するので、Ｍｎの添加量の下限は０．５％とする
。一方、Ｍｎ量が１．５％を越えるときは、大入熱溶接
したＨ Ａ Ｚ及び母材の靭性が劣化するので、添加量
の上限を１．５％とする。
ΔＺの軟化が太き（なる傾向を示し、また、母材の強度
も低下するので、Ｍｎの添加量の下限は０．５％とする
。一方、Ｍｎ量が１．５％を越えるときは、大入熱溶接
したＨ Ａ Ｚ及び母材の靭性が劣化するので、添加量
の上限を１．５％とする。
Ｃｕは、Ｃｒと共に鋼の耐候性の向上に有効であり、こ
の効果を有効に得るためには少なくとも０．１５％を添
加する必要がある。しかし、０．６％を越えて過多に添
加しても、上記効果が飽和するのみならず、却って時効
性が生じ、また、熱間圧延時に表面ひび割れ等が発生す
るので、添加■は０．１５〜０．６％の範囲とする。
の効果を有効に得るためには少なくとも０．１５％を添
加する必要がある。しかし、０．６％を越えて過多に添
加しても、上記効果が飽和するのみならず、却って時効
性が生じ、また、熱間圧延時に表面ひび割れ等が発生す
るので、添加■は０．１５〜０．６％の範囲とする。
Ｃｒは、Ｃｕと共に鋼の耐候性の向上に有効であり、こ
の効果を有効に得るためには少なくとも０．１％を添加
することが必要である。しかし、１゜０％を、瞳えて過
多に添加するときは、溶接性を著しく劣化させるので添
加量の上限は１．０％とする。
の効果を有効に得るためには少なくとも０．１％を添加
することが必要である。しかし、１゜０％を、瞳えて過
多に添加するときは、溶接性を著しく劣化させるので添
加量の上限は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Ｍｉ識のフェライト化を
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１生をも著しく劣化させるので、その上限を０．
００２０％とする。
形成し、オーステナイト粒内のＭｉ識のフェライト化を
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１生をも著しく劣化させるので、その上限を０．
００２０％とする。
ＡＮ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．ＯＯ５％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、ＡＮの添加
量は０．００５〜０゜１％の範囲とする。
元素である。しかし、添加量が０．ＯＯ５％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、ＡＮの添加
量は０．００５〜０゜１％の範囲とする。
Ｎは、本発明鋼を構成するた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０．００２〜０．０１
０％の範囲とする。特に、好ましくは、０． ＯＯ３〜
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０．００２〜０．０１
０％の範囲とする。特に、好ましくは、０． ＯＯ３〜
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ＨＡＺ靭性を改善する効果を存し、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Ｉ、Ｓ
’Ｆｆｋ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、Ｈ
Ａ Ｚ靭性が劣化するばかりでなく、母材靭性も低下す
る。従って、本発明においては、Ｔｉ又はＺｒの添加量
は、総計にて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ＨＡＺ靭性を改善する効果を存し、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Ｉ、Ｓ
’Ｆｆｋ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、Ｈ
Ａ Ｚ靭性が劣化するばかりでなく、母材靭性も低下す
る。従って、本発明においては、Ｔｉ又はＺｒの添加量
は、総計にて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Ｎ、ｌ１１
成を有すると共に、Ｃｅｑ、即ち、 が０．３８％以下であることを要する。
成を有すると共に、Ｃｅｑ、即ち、 が０．３８％以下であることを要する。
前述したように、Ｃｅｑの低減は、Ｃｕ−Ｃｒ系耐候性
鋼のＨＡＺ靭性の向上に極めて有効であり、Ｃｅｑが０
．３８％を越えるときは、Ｔｉ又はＺｒと共にＢ及びＮ
を所定量添加しても、−４０°ＣにおいてずぐれたＨＡ
Ｚ靭性を安定に確保することができないからである。
鋼のＨＡＺ靭性の向上に極めて有効であり、Ｃｅｑが０
．３８％を越えるときは、Ｔｉ又はＺｒと共にＢ及びＮ
を所定量添加しても、−４０°ＣにおいてずぐれたＨＡ
Ｚ靭性を安定に確保することができないからである。
本発明による寒冷地用高靭性耐候性鋼は、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；・１μ割れ感受性、母材のＺ方向特性、及び母材
とＨＡ Ｚの靭性を一層向上させることができる。
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；・１μ割れ感受性、母材のＺ方向特性、及び母材
とＨＡ Ｚの靭性を一層向上させることができる。
Ｃａは、例えば、Ｃａ−５ｉ、 Ｃａ（ＣＮ）ｚ、Ｃａ
Ｃ２等のような合金化合物の形態で溶鋼中に０．５〜２
０ｋｇ／溶鋼トン程度溶鋼トン−とにより、通常、得ら
れる鋼中にＣａが０．ＯＯ４％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■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０．５〜２
０ｋｇ／溶鋼トン程度溶鋼トン−とにより、通常、得ら
れる鋼中にＣａが０．ＯＯ４％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■の上限は０．００４％とする。
Ｃｅは、その添加量が０．００１％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、鋼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、鋼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、又は上記し
た元素と共に、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ＨＡ Ｚ靭性を損なわ
ない程度に含有することができる。
た元素と共に、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ＨＡ Ｚ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ｆ（Ａ
Ｚ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ろ、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、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。
Ｚ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ろ、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、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。
この効果をを効に得るためには、少なくとも０．０５％
以上を添加する必要があるが、しかし、余りに多量に添
加するときは、ｌ−Ｉ Ａ Ｚ靭性が劣化するので、添
加量の上限は０．５％とする。
以上を添加する必要があるが、しかし、余りに多量に添
加するときは、ｌ−Ｉ Ａ Ｚ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、母材強度の向と、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、母材強度の向と、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■はそれぞれ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、溶接性及び大人熱溶接継手性
能のすぐれた冷間他用耐候性鋼であって、通常の製鋼、
分塊、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 ｋ
ｇｆ／ｍｍ２級の強度を有する。
能のすぐれた冷間他用耐候性鋼であって、通常の製鋼、
分塊、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 ｋ
ｇｆ／ｍｍ２級の強度を有する。
（発明の効果）
以上のように、本発明によれば、Ｃｕ−Ｃｒ系耐候性鋼
において、低Ｃ化と共に低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
、ＨＡ Ｚの低温切欠き靭性を著しく改善してなる耐候
性鋼を得ることができ、特に、かかる耐候性鋼は、耐候
性、低〃、靭性及び溶接性の要求が厳しい寒冷地におけ
る橋梁、建築物、鉄塔等の構造物への使用に適する。
において、低Ｃ化と共に低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
、ＨＡ Ｚの低温切欠き靭性を著しく改善してなる耐候
性鋼を得ることができ、特に、かかる耐候性鋼は、耐候
性、低〃、靭性及び溶接性の要求が厳しい寒冷地におけ
る橋梁、建築物、鉄塔等の構造物への使用に適する。
（実施例）
以下に本発明を実施例によ・つて説明するが、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。
こ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ｆａ １〜８、従来鋼１０、及び比較鋼
９及び１１の化学組成、板厚、Ｃｅｑ及び溶接性を示す
。）８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）によった。
９及び１１の化学組成、板厚、Ｃｅｑ及び溶接性を示す
。）８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）によった。
この試験結果によれば、従来鋼１０の低温割れ防止予熱
温度が１２５°Ｃであるのに対して、本発明鋼はすべて
２５℃以下であって、すぐれた耐低温割れ性を有してい
ることが明らかである。
温度が１２５°Ｃであるのに対して、本発明鋼はすべて
２５℃以下であって、すぐれた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
熱量１５０ ＫＪ／ｃｍ片面一層サブマージアーク溶接
継手ボンド部の一４０°Ｃにおける吸収エネルギー（ν
Ｅ−ａ ｏ）及び発露型腐食試験による腐食度を第２表
に示す。
熱量１５０ ＫＪ／ｃｍ片面一層サブマージアーク溶接
継手ボンド部の一４０°Ｃにおける吸収エネルギー（ν
Ｅ−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、本発明鋼は、圧延ままで引張強
さ４０ ｋｇｆ／ｍｍ”級であり、加速冷却を適用する
ことによって、５０ｋｇｆ／ｍｍ２級又は６０ｋｇｆ／
ｍｍ２級の強度を得ることができる。
さ４０ ｋｇｆ／ｍｍ”級であり、加速冷却を適用する
ことによって、５０ｋｇｆ／ｍｍ２級又は６０ｋｇｆ／
ｍｍ２級の強度を得ることができる。
また、片面一層サブマージアーク溶接継手ホント部の衝
撃特性については、従来鋼及び比較鋼に比べて、本発明
鋼が格段にすくれた衝撃特性を有していることが明らか
である。
撃特性については、従来鋼及び比較鋼に比べて、本発明
鋼が格段にすくれた衝撃特性を有していることが明らか
である。
比較鋼９は、本発明網に比べて、Ｂを含有していないの
で、溶接性及び耐食性は本発明鋼とほぼ同等であっても
、継手ボンド部の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によれば、本発
明鋼が従来鋼１０に比べて同等以上の耐候性を有し、し
かも、 ν本発明鋼は、比較鋼１１ （５Ｍ５
０）に比べて１．５借間 のすぐれた耐候性を有している。
〉４、図面の簡単な説明
、５第１図は、０．３％Ｃｕ −０，４％Ｃｒ系
鋼板（板 寸成分鋼に更にＴｉ又はＺｒと共にＢ
とＮを複合添加した鋼板の大熱量６５ ＫＪ／ａｍの片
面一層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である。
で、溶接性及び耐食性は本発明鋼とほぼ同等であっても
、継手ボンド部の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によれば、本発
明鋼が従来鋼１０に比べて同等以上の耐候性を有し、し
かも、 ν本発明鋼は、比較鋼１１ （５Ｍ５
０）に比べて１．５借間 のすぐれた耐候性を有している。
〉４、図面の簡単な説明
、５第１図は、０．３％Ｃｕ −０，４％Ｃｒ系
鋼板（板 寸成分鋼に更にＴｉ又はＺｒと共にＢ
とＮを複合添加した鋼板の大熱量６５ ＫＪ／ａｍの片
面一層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である。
第１図
Ｃｒ２（’／−”）
Claims (4)
- （１）重量％で （ａ）Ｃ ０．０２〜０．０８％、 Ｓｉ ０．７５％以下、 Ｍｎ ０．５〜１．５％、 Ｃｕ ０．１５〜０．６％、 Ｃｒ ０．１〜１．０％、 Ｂ ０．０００３〜０．００２０％、 Ａｌ ０．００５〜０．１％、及び Ｎ ０．００２〜０．０１０％を含有し、更に（ｂ）Ｔ
ｉ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Ｃ
ｅｑ Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ
／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４が０．３８％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
接性及び大入熱溶接継手性能にすぐれた耐候性鋼。 - （２）重量％で （ａ）Ｃ ０．０２〜０．０８％、 Ｓｉ ０．７５％以下、 Ｍｎ ０．５〜１．５％、 Ｃｕ ０．１５〜０．６％、 Ｃｒ ０．１〜１．０％、 Ｂ ０．０００３〜０．００２０％、 Ａｌ ０．００５〜０．１％、及び Ｎ ０．００２〜０．０１０％を含有し、更に（ｂ）Ｔ
ｉ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／１４が０．３８％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
接性及び大入熱溶接継手性能にすぐれた耐候性鋼。 - （３）重量％で （ａ）Ｃ ０．０２〜０．０８％、 Ｓｉ ０．７５％以下、 Ｍｎ ０．５〜１．５％、 Ｃｕ ０．１５〜０．６％、 Ｃｒ ０．１〜１．０％、 Ｂ ０．０００３〜０．００２０％、 Ａｌ ０．００５〜０．１％、及び Ｎ ０．００２〜０．０１０％を含有し、更に（ｂ）Ｔ
ｉ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、炭素当世Ｃｅｑ Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ
／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４が０．３８％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
接性及び大入熱溶接継手性能にすぐれた耐候性鋼。 - （４）重量％で （ａ）Ｃ ０．０２〜０．０８％、 Ｓｉ ０．７５％以下、 Ｍｎ ０．５〜１．５％、 Ｃｕ ０．１５〜０．６％、 Ｃｒ ０．１〜１．０％、 Ｂ ０．０００３〜０．００２０％、 Ａｌ ０．００５〜０．１％、及び Ｎ ０．００２〜０．０１０％を含有し、更に（ｂ）Ｔ
ｉ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、 （ｄ）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／１４が０．３８％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
接性及び大入熱溶接継手性能にすぐれた耐候性鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29176985A JPS62149850A (ja) | 1985-12-23 | 1985-12-23 | 溶接性及び大入溶接継手性能にすぐれた耐候性鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29176985A JPS62149850A (ja) | 1985-12-23 | 1985-12-23 | 溶接性及び大入溶接継手性能にすぐれた耐候性鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62149850A true JPS62149850A (ja) | 1987-07-03 |
Family
ID=17773181
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP29176985A Pending JPS62149850A (ja) | 1985-12-23 | 1985-12-23 | 溶接性及び大入溶接継手性能にすぐれた耐候性鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS62149850A (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH04143246A (ja) * | 1990-10-05 | 1992-05-18 | Nippon Steel Corp | 低温靭性の優れた超大入熱溶接構造用鋼板の製造方法 |
| KR100431610B1 (ko) * | 1999-12-27 | 2004-05-17 | 주식회사 포스코 | 초대 입열 용접부 충격인성이 우수한 조선용 탄소강 및 그 제조 방법 |
| CN100455692C (zh) * | 2006-12-08 | 2009-01-28 | 武汉钢铁(集团)公司 | 一种高强度耐候钢的生产方法 |
| KR101129999B1 (ko) | 2009-03-26 | 2012-03-26 | 현대제철 주식회사 | 고강도 내후성강 및 그 제조방법 |
| CN104928598A (zh) * | 2015-07-02 | 2015-09-23 | 首钢总公司 | 一种高性能的宽规格桥梁钢板的生产方法 |
| CN109252092A (zh) * | 2018-09-30 | 2019-01-22 | 燕山大学 | 一种含稀土元素的免涂装耐候钢及其制备方法 |
| CN113201687A (zh) * | 2021-03-30 | 2021-08-03 | 唐山钢铁集团有限责任公司 | 一种420MPa级耐候桥梁钢及其生产方法 |
-
1985
- 1985-12-23 JP JP29176985A patent/JPS62149850A/ja active Pending
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH04143246A (ja) * | 1990-10-05 | 1992-05-18 | Nippon Steel Corp | 低温靭性の優れた超大入熱溶接構造用鋼板の製造方法 |
| KR100431610B1 (ko) * | 1999-12-27 | 2004-05-17 | 주식회사 포스코 | 초대 입열 용접부 충격인성이 우수한 조선용 탄소강 및 그 제조 방법 |
| CN100455692C (zh) * | 2006-12-08 | 2009-01-28 | 武汉钢铁(集团)公司 | 一种高强度耐候钢的生产方法 |
| KR101129999B1 (ko) | 2009-03-26 | 2012-03-26 | 현대제철 주식회사 | 고강도 내후성강 및 그 제조방법 |
| CN104928598A (zh) * | 2015-07-02 | 2015-09-23 | 首钢总公司 | 一种高性能的宽规格桥梁钢板的生产方法 |
| CN109252092A (zh) * | 2018-09-30 | 2019-01-22 | 燕山大学 | 一种含稀土元素的免涂装耐候钢及其制备方法 |
| CN113201687A (zh) * | 2021-03-30 | 2021-08-03 | 唐山钢铁集团有限责任公司 | 一种420MPa级耐候桥梁钢及其生产方法 |
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