JPWO2011102259A1

JPWO2011102259A1 - 溶接変形が小さく耐食性に優れた鋼板

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Publication number: JPWO2011102259A1
Application number: JP2012500560A
Authority: JP
Inventors: 上村　隆之; 隆之上村; 鹿島　和幸; 和幸鹿島; 幸　英昭; 英昭幸; 川畑　友弥; 友弥川畑; 中村　浩史; 浩史中村; 岡口　秀治; 秀治岡口; 有持　和茂; 和茂有持
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2010-02-18
Filing date: 2011-02-08
Publication date: 2013-06-17
Anticipated expiration: 2031-02-08
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Abstract

質量％で、Ｃ：０．０００５％以上かつ０．０２％未満、Ｓｉ：０．０１〜０．７％、Ｍｎ：０．１〜５．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｃｕ：０．２％未満、Ｎｂ：０．０２〜０．３％、Ａｌ：０．００３〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下、Ｂ：０．０００５〜０．００４％およびＳｎ：０．０３〜０．５０％を含み、残部Ｆｅおよび不純物からなり、かつ、Ｃｕ／Ｓｎ比が１以下である化学組成を有し、金属組織がベイナイト組織を８０％以上含み、かつ、ベイナイト硬度がビッカース硬さで１５０〜２５０であることを特徴とする溶接変形が小さく耐食性に優れた鋼板。さらに、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｚｒ、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭのうちの１種又は２種以上を含有させてもよい。

Description

本発明は、造船、海洋構造物、建築構造物、橋梁、土木などの分野で用いられる、溶接変形が小さく耐食性に優れた鋼板に関する。特に、隅肉溶接の作業時に発生する溶接変形が小さい厚鋼板に関する。

一般に、各種溶接鋼構造物の製作時には、溶接金属の凝固収縮およびその後の冷却と相変態による収縮・膨張により、変形が発生する。溶接変形の代表的なものとして、Ｔ型隅肉溶接部の角変形が挙げられる。角変形を残したまま構造物を製作すると、部材の変形により座屈強度が大幅に低下したり、破壊特性が劣化したりするので、設計者が狙った構造物とはならない。そのような事態を防ぐために、様々な工夫により防止策が講じられている。

現状適用されている溶接変形防止策を大別すると、次の(i)〜(iii)の３つになる。

(i) 設計の工夫（被変形部材の剛性を高める方法）
溶接変形が残留する原因は、溶接金属や母材の溶接止端部近傍が塑性変形を受けるためである。塑性変形を受けた部位は、その外側の部分を弾性的に変形させようとするが、剛性が高い場合、すなわち断面積が大きい場合には、その変形量は小さくなる。したがって、断面積を大きくするように設計変更することが一つの防止策となり得る。しかしながら、断面積を大きくするという設計変更は、使用鋼材のコストアップ、重量アップおよび工期長期化の面でロスが多い。

(ii) 溶接時の工夫
溶接時に、何らかの工夫をしておくことで溶接変形を防止することが可能である。幾つかの方法があるが、まずは溶接前に予め逆方向に曲げておくことである。溶接後には角変形が発生するが、予め逆方向に曲げておくことにより所望の形状に仕上がる可能性がある。また、溶接時に端部を拘束しておき変形を許容しない方法もある。さらに、後行トーチを設置し、溶接後に適切な位置を再加熱することにより逆に曲げ戻す方法も採られる場合がある。しかしながら、何れも大幅な工数増加を伴うので、コストアップ要因となる。

(iii) 溶接後の矯正加工
溶接後に矯正する方法として、機械的矯正と線状加熱矯正がある。しかしながら、これらの方法も大幅な工数増加が必要であるとともに熟練した高度な技能も要求される。

上記の(i)〜(iii)の対策はすべて製作上の工夫であるが、溶接材料の工夫により溶接変形の低減を図ることが、たとえば、特許文献１に提案されている。しかしながら、溶接材料のコストアップが経済性を阻害したり、また効果が不十分であったりと、問題は多く、現実には適用が進んでいない状況である。

これに対して、母材となる鋼材の工夫により溶接変形を抑制しようとした例もあり、次のとおり、いくつか提案されている。

特許文献２には、ＮｂとＭｏを複合添加することにより溶接熱履歴中の析出を促し降伏応力を高める方法が開示されている。しかしながら、特にＭｏの添加は大幅なコストアップをもたらすため、汎用性に乏しい。

特許文献３および４には、母材となる鋼材のベイナイトおよび／又はマルテンサイトの分率を20％以上に制御し、さらに炭窒化物の分散状態を規定することによって、降伏応力を高め、もって溶接変形を抑制することの記載がある。しかしながら、必ずしも実用上十分な溶接変形低減効果を得るまでには至っていない。

そして、特許文献５には、母材となる鋼材のベイナイト率を70％以上とし、さらに固溶Ｎｂ量を0.0040％以上確保することによって、溶接変形を抑制することの記載がある。しかしながら、ベイナイト比率が70％以上になると母材の強度が汎用レンジから逸脱する場合が生じるだけでなく、Ｎｂによる溶接割れ性の阻害が問題化するおそれがある。

一方で、溶接鋼構造物は海浜地域や融雪塩が散布される地域等における、飛来塩分量が多い環境下で使用される場合が多い。また、造船分野では海水飛沫環境下で使用される場合が多い。

一般に、耐候性鋼材を大気腐食環境中に暴露すると、その表面に保護性のあるさび層が形成され、それ以降の鋼材腐食が抑制される。そのため、耐候性鋼材は、塗装せずに裸のまま使用できるミニマムメンテナンス鋼材として橋梁等の構造物に用いられている。

ところが、海浜地域だけでなく、内陸部であっても融雪塩や凍結防止剤が散布される地域のように飛来塩分量が多い地域では、耐候性鋼材の表面に保護性のあるさび層が形成されにくいために、腐食を抑制する効果が発揮されにくい。そのため、これらの地域では、裸のままの耐候性鋼材を用いることができず、普通鋼に塗装を施して使用する普通鋼の塗装使用が一般的である。しかし、このような普通鋼の塗装使用の場合には、腐食による塗膜劣化のため約１０年毎に再塗装する必要があり、そのため維持管理に要する費用は莫大なものとなる。

近年、日本工業規格（ＪＩＳ）で規格化された耐候性鋼（ＪＩＳＧ３１１４：溶接構造用耐候性熱間圧延鋼材）は、飛来塩分量がＮａＣｌとして０．０５ｍｇ／ｄｍ^２／ｄａｙ（０．０５ｍｄｄ）以上の地域、たとえば海浜地域では、ウロコ状錆や層状錆等の発生により腐食減量が大きいため、無塗装では使用できないことになっている（建設省土木研究所、（社）鋼材倶楽部、（社）日本橋梁建設協会：耐候性鋼の橋梁への適用に関する共同研究報告書（ＸＸ）−無塗耐候性橋梁の設計・施工要領（改訂版−１９９３．３）参照）。

このように、海浜地域などの塩分の多い環境下では、通常普通鋼材に塗装を行って対処している。しかしながら、河口付近の海浜地域や融雪塩を撒く山間部等の道路に建設される橋梁は腐食が著しく、再塗装せざるを得ないのが現状である。これらの再塗装には多大な工数がかかることから、無塗装で使用できる鋼材への要望が強い。

最近、Ｎｉを１〜３％程度添加したＮｉ系高耐候性鋼が開発された。しかしながら、飛来塩分量が０．３〜０．４ｍｄｄを越える地域では、このようなＮｉ添加だけでは、無塗装で使用できる鋼材への適用が難しいことが判明してきた。

鋼材の腐食は、飛来塩分量が多くなるにしたがって激しくなるため、耐食性と経済性の観点からは、飛来塩分量に応じた耐候性鋼材が必要になる。また、橋梁といっても、使用される場所や部位により鋼材の腐食環境は同じではない。例えば、桁外部では、降雨、結露水および日照に曝される。一方、桁内部では、結露水に曝されるが雨掛かりはない。一般に、飛来塩分量が多い環境では、桁外部より桁内部の方が腐食が激しいと言われている。

また、融雪塩や凍結防止剤を道路に撒く環境では、その塩が走行中の車に巻き上げられ、道路を支える橋梁に付着するので、厳しい腐食環境となる。さらに、海岸から少し離れた軒下等も厳しい塩害環境に曝され、このような地域では、飛来塩分量が１ｍｄｄ以上の厳しい腐食環境になる。

このような問題に対応するため、飛来塩分量が多い環境での腐食を防止する鋼材の開発が従来から進められている。

たとえば、特許文献６にはクロム（Ｃｒ）の含有量を増加させた耐候性鋼材が提案され、そして、特許文献７にはニッケル（Ｎｉ）含有量を増加させた耐候性鋼材が提案されている。

しかしながら、上記特許文献６で提案されたクロム（Ｃｒ）の含有量を増加させた耐候性鋼材は、ある程度以下の飛来塩分量の領域においては耐候性を改善することができるものの、それを超える厳しい塩分環境においては逆に耐候性を劣化させる。

また、上記特許文献７で提案されたニッケル（Ｎｉ）含有量を増加させた耐候性鋼材の場合、耐候性はある程度改善されるが、鋼材自体のコストが高くなり、橋梁等の用途に使用される材料としては高価なものになる。これを避けるため、Ｎｉ含有量を少なくすると、耐候性はさほど改善されず、飛来塩分量が多い場合には、鋼材の表面に層状の剥離さびが生成し、腐食が著しく、長期間の使用に耐えられないという問題が生じる。

特開平7-9191号公報特開平7-138715号公報特開2003-268484号公報特開2006-2211号公報特開2006-2198号公報特開平9-176790号公報特開平5-118011号公報

このように、従来方法では、それぞれ経済性および実際的再現性の観点から難があり、実用上では改良の余地が大きい。

特に、厚さ１５ｍｍ以上の厚鋼板を用いて製造される溶接構造物では、個々の溶接箇所における変形量は小さくても溶接構造物全体としては大きな変形が生じ得るため、溶接変形量を極力小さくすることが必要となる。なお、厚みの上限は特に限定するものではないが、５０ｍｍまでのものを扱うのが好ましい。

さらに、飛来塩分量が多い環境下で使用される溶接鋼構造物では耐塗装剥離性が大きな問題となる。すなわち、上記に示したように、多量の塩化物が飛来する海岸環境や、融雪剤や凍結防止剤を散布する環境においては、塗装を施しても塗装が早期に剥離し、且つ腐食が進行するという問題があり、数年から十数年毎に塗装の塗り替えを実施する必要がある。また、塗装の塗り替えを実施する際にはその前工程として、一度腐食した橋梁に足場を組んで再ブラスト処理を施す必要があるので多大なコストがかかる。そして、再ブラスト処理を施してもさびを完全に除去することは困難であるところ、さびを完全には除去しきれていない鋼材上に再度、塗装しても、塗装寿命が著しく短くなる。耐塗装剥離性は下地である鋼材の耐食性を含めた特性によるところも大きい。

したがって、塗装の寿命を延長し、補修塗装間隔を大きく延ばすことが強く望まれていた。すなわち、塗装が必要とされる船舶分野や橋梁分野においても、ライフサイクルコストのミニマム化の要求が高く、塗装寿命を延長することは橋梁のライフサイクルマネジメントを考える上で非常に重要となる。

本発明は、上記事情に鑑み、低コストで確実に溶接変形を抑制させる技術を確立し、溶接変形が小さい鋼板を提供することを目的とする。特に、隅肉溶接において、溶接変形が小さい鋼板を提供することを目的とする。なお、溶接変形量の目標値は従来鋼の１／２とする。

さらに、本発明は、高塩化物環境における耐食性（塗装が剥離せず且つ塗装欠陥部における腐食が抑制され耐食性が維持されること（耐塗装剥離性）および無塗装時の耐候性を含む）にも優れた鋼材を提供することを目的とする。

本発明者らは、かかる課題を解決すべく、種々検討の結果、鋼板の化学組成を規定するとともに、その金属組織についても規定した。実験と併せて実施した熱連成FEM解析によって得られた各材料物性値の独立した影響を示したものを図１に示す。また、FEM解析の計算条件を図２に示す。

図１中、横軸は熱伝導率（白丸プロット）、変態点Ac₁（黒丸プロット）、強度TS(四角プロット)であり、縦軸は角変形量を示す。図１より、鋼板の熱伝導率を大きくしても角変形量は変化がなく、変態点が上昇すると角変形量は大きくなり、強度が大きくなると角変形量は小さくなることが判る。よって、溶接変形は特に強度や変態点に大きく依存し、溶接変形量（角変形量）の目標値を従来鋼（角変形量はおよそ０.８ｍｍ）の１／２、すなわち０．４ｍｍとすると、強度が極めて高くなって汎用強度クラスから逸脱することになる。汎用強度クラスからの逸脱は、一般的な商取引上の対象外となるだけでなく、構造設計上の問題や溶接性の問題も併発する可能性があり、望ましくない。

そこで、本発明者らは、汎用強度クラスに適合する常温強度は保持したまま、高温強度を増加させてなる鋼種の開発を目指した。

なお、従来から高温強度に効果のあると言われるＭｏは、合金コストの高騰によりコストアップ要因となるので、現実的ではない。そこで、本発明者らはＣの含有量を減らすとともにＮｂとＢを複合して含有させることに着目し、種々試験を実施した。その結果、次の(a)〜(d)に示す知見が得られた。

(a) 強度を汎用強度レンジに適合させるために、Ｃを通常レベルよりも低下させ、Ｂを複合添加させることにより、安定して570MPa級の強度を得ることが可能である。

(b) ＮｂとＢを複合して含有させることにより、高温強度を増加させることができる。Ｎｂを含有させないと高温強度の確保は不十分なものとなる。ただし、Ｎｂの含有量は少量でよく、０．０２％以上であれば高温強度の確保を通じて溶接変形を抑制することができる。

(c) 鋼板の製造方法は一般的な条件でも良いが、通常鋼に比べて、ＮｂとＢを複合して含有させてなる鋼は焼入性が高い傾向にあるため、汎用強度レベルに適合させるために工夫するのが好ましい。

(d) 汎用強度レベルに適合させるためには、低炭素ベイナイト組織を主体とすることが必須である。一方、低炭素ベイナイト組織は高炭素ベイナイト組織に比べると硬さが低い分、耐変形能はやや劣る傾向にある。このため、硬度を低下させる要因となるフェライト組織を極力減らす必要がある。また、鋼組織の主体となるベイナイト組織の硬さも強度および耐変形能に影響する。このため、ベイナイト組織の硬さも調節する必要がある。

一方、本発明者らは、飛来塩分量の多い環境での腐食について検討した結果、このような環境下では、ＦｅＣｌ_３溶液の乾湿繰り返しが腐食の本質的な条件となり、Ｆｅ^３＋の加水分解によりｐＨが低下した状態で、かつＦｅ^３＋が酸化剤として作用することによって腐食が加速されることを見出した。

このときの腐食反応は、以下に示すとおりである。

カソード反応としては、主として、次の反応が起こる。
Ｆｅ^３＋＋ｅ⁻→Ｆｅ^２＋ (Ｆｅ^３＋の還元反応)

そして、この反応以外にも、次のカソード反応も併発する。
２Ｈ_２Ｏ＋Ｏ_２＋２ｅ⁻→４ＯＨ⁻、
２Ｈ^＋＋２ｅ⁻→Ｈ_２

一方、上記のＦｅ^３＋の還元反応に対して、次のアノード反応が起こる。
アノード反応：Ｆｅ→Ｆｅ^２＋＋２ｅ⁻ (Ｆｅの溶解反応)

従って、腐食の総括反応は、次の(1)式のとおりである。
２Ｆｅ^３＋＋Ｆｅ→３Ｆｅ^２＋・・・・・・(1)式

上記(1)式の反応により生成したＦｅ^２＋は、空気酸化によってＦｅ^３＋に酸化され、生成したＦｅ^３＋は再び酸化剤として作用し、腐食を加速する。この際、Ｆｅ^２＋の空気酸化の反応速度は低ｐＨ環境では一般に遅いが、濃厚塩化物溶液中では加速され、Ｆｅ^３＋が生成され易くなる。このようなサイクリックな反応のため、飛来塩分量が非常に多い環境では、Ｆｅ^３＋が常に供給され続け、鋼の腐食が加速され、耐食性が著しく劣化することになることが判明した。

本発明者らは、このような塩分環境における腐食のメカニズムを基に、種々の合金元素の耐候性への影響について検討した結果、下記の(e)〜(g)に示す知見を得た。

(e)Ｓｎは、Ｓｎ^２＋として溶解し、２Ｆｅ^３＋＋Ｓｎ^２＋→２Ｆｅ^２＋＋Ｓｎ^４＋なる反応によりＦｅ^３＋の濃度を低下させることで、(1)式の反応を抑制する。Ｓｎには、さらにアノード溶解を抑制するという作用もある。

(f)Ｃｕは、従来から飛来塩分量の多い環境において耐食性改善効果の基本とされていた元素であり、比較的濡れ時間が長い環境において耐食性改善効果は見られる。しかしながら、塩化物濃度がさらに大きくなり、局部的にｐＨが下がるような環境、例えば塩分が付着し、湿度が変化することにより乾湿が繰り返され、β−ＦｅＯＯＨが生成するような比較的ドライな環境では、Ｃｕはむしろ腐食を促進することが判明した。

(g)このように、Ｓｎを積極的に含有させかつＣｕの含有量を抑制した鋼材は、高い耐食性が期待できる。さらに耐食性が高いことから、鋼材に塗装を行っても、鋼材の腐食に起因する塗装の剥離が少なく塗装欠陥部の腐食を抑制する一方、塗膜による防食効果も期待できるため、塗装をした場合には、より一層の耐食性の効果が期待できる。したがって、耐食性のほかに、塗装の寿命を延長化でき、補修塗装間隔を大きく延ばす作用をも有する。特に、船舶分野や橋梁分野における耐塗装剥離性の改善において、効果を発揮する。

本発明は、上記の知見を基礎として完成したものであって、その要旨は下記の(1)〜(4)に示す溶接変形が小さく耐食性に優れた鋼板にある。

(1) 質量％で、Ｃ：０．０００５％以上かつ０．０２％未満、Ｓｉ：０．０１〜０．７％、Ｍｎ：０．１〜５．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｃｕ：０．２％未満、Ｎｂ：０．０２〜０．３％、Ａｌ：０．００３〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下、Ｂ：０．０００５〜０．００４％およびＳｎ：０．０３〜０．５０％を含み、残部Ｆｅおよび不純物からなり、かつ、Ｃｕ／Ｓｎ比が１以下である化学組成を有し、金属組織がベイナイト組織を８０％以上含み、かつ、ベイナイト硬度がビッカース硬さで１５０〜２５０であることを特徴とする溶接変形が小さく耐食性に優れた鋼板。

(2) 質量％で、さらに、Ｔｉ：０．１％以下を含有することを特徴とする上記(1)の溶接変形が小さく耐食性に優れた鋼板。

(3) 質量％で、さらに、Ｎｉ：３．５％以下、Ｃｒ：２％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下およびＺｒ：０．０２％以下のうちの１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記(1)または(2)の溶接変形が小さく耐食性に優れた鋼板。

(4) 質量％で、さらに、Ｃａ：０．００４％以下、Ｍｇ：０．００２％以下およびＲＥＭ：０．００２％以下のうちの１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記(1)〜(3)のいずれかの溶接変形が小さく耐食性に優れた鋼板。

なお、鋼板における溶接変形の小さい溶接方法との観点から本発明を考察すると、鋼板における溶接変形は実質的には溶接熱影響部（ＨＡＺ）における溶接変形であるので、溶接熱影響部において所定の要件を満足した上で溶接をすれば、溶接変形抑制能は向上すると考えられる。

したがって、本発明は、溶接方法の観点からは、
「質量％で、Ｃ：０．０００５％以上かつ０．０２％未満、Ｓｉ：０．０１〜０．７％、Ｍｎ：０．１〜５．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｃｕ：０．２％未満、Ｓ：０．００８％以下、Ｎｂ：０．０２〜０．３％、Ａｌ：０．００３〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下、Ｂ：０．０００５〜０．００４％およびＳｎ：０．０３〜０．５０％を含み、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有する鋼板の溶接方法であって、溶接前の鋼板における溶接熱影響部となる部位の金属組織がベイナイト組織を８０％以上含み、かつ、ベイナイト硬度がビッカース硬さで１５０〜２５０であることを特徴とする溶接方法。」
と把握することもできる。

もちろん、鋼板が、質量％で、さらに、Ｔｉ：０．１％以下、Ｎｉ：３．５％以下、Ｃｒ：２％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｚｒ：０．０２％以下、Ｃａ：０．００４％以下、Ｍｇ：０．００２％以下およびＲＥＭ：０．００２％以下のうちの１種又は２種以上を含有してもよい。

ここで、後述するように、母材となる鋼板全体が上記の要件を満足するように製造した上で溶接してもよいし、母材となる鋼板のうち溶接しようとする部位（溶接熱影響部となる部位）のみを加工してその部位について上記の要件を満足させた上で溶接してもよい。

そして、この溶接方法は、溶接変形の大きい隅肉溶接の際にも適用することができる。なお、隅肉溶接は、重ね継手、Ｔ継手、十字継手などにおいて行われるが、この溶接方法は継手母材の相対的な位置関係で特に大きな溶接変形が生じるＴ継手と十字継手における隅肉溶接に特に有効である。

本発明によれば、低コストで確実に溶接変形を抑制することができ、かつ耐食性にも優れた鋼板を提供することができる。

溶接角変形量に及ぼす各材料物性値の影響を示すFEM計算結果である。 FEM解析の計算条件を示す模式図である。溶接角変形量を評価するのに用いた試験片を示す図である。溶接角変形量の定義を示す図である。

本発明において、鋼板の化学組成および金属組織を限定する理由は次のとおりである。

（Ａ）鋼板の化学組成
鋼板の各成分の作用効果および各成分の好ましい含有量は下記のとおりである。なお、含有量に関する「％」は「質量％」を意味する。

Ｃ：０．０００５％以上かつ０．０２％未満
Ｃは強度向上にもっとも有効な元素であり、かつ安価な元素である。ただし、０．０００５％未満では他の元素の併用による強度保証が必要となり、結果的にコストアップ要因となる。また、０．０２％以上含有させると強度が上昇しすぎて汎用性を失う。したがって、Ｃの含有量は０．０００５％以上かつ０．０２％未満とする。好ましくは、０．０００５〜０．０２％である。なお、強度汎用性の面で好ましいＣの含有量の上限は０．００２％である。

Ｓｉ：０．０１〜０．７％
Ｓｉは強度向上に寄与する元素である。ただし、０．０１％未満では必要とする強度を確保することができない。また、０．７％を超えて含有させると母材靱性と溶接性靱性を著しく劣化させることになる。したがって、Ｓｉの含有量は０．０１〜０．７％とする。

Ｍｎ：０．１〜５．０％
Ｍｎは強度確保のために必要な元素である。ただし、０．１％未満では必要とする強度を確保することができない。また、５．０％を超えて含有させると溶接性が劣化する。したがって、Ｍｎの含有量は０．１〜５．０％とする。過剰のＭｎの添加は耐食性を劣化させる場合があるので、好ましくは４．０％以下、より好ましくは２．０％以下とする。

Ｐ：０．０５％以下
Ｐは、不純物として鋼中に存在する元素である。Ｐの含有量が０．０５％を超えると、粒界に偏析して靭性を低下させるのみならず、溶接時に高温割れを招くため、Ｐの含有量を０．０５％以下とする。

Ｓ：０．００８％以下
Ｓは、不純物として鋼中に存在する元素である。Ｓの含有量が０．００８％を超えると、中心偏析を助長したり、延伸形状のＭｎＳが多量に生成したりするため、母材および溶接熱影響部の機械的性質が劣化する。したがって、Ｓの含有量の上限を０．００８％とする。

Ｃｕ：０．２％未満
Ｃｕは、一般的に耐候性を向上させる基本元素とされ、全ての海浜耐候性鋼や耐食鋼に添加されているが、高飛来塩分下の比較的ドライな環境においては、むしろ耐食性を低下させる。またＳｎと共存すると圧延時に割れが生じる。したがって、Ｃｕの含有は少なくする必要がある。不純物として含有されるとしても、Ｃｕ含有量は０．２％未満とする必要がある。好ましくは０．１％未満である。

Ｎｂ：０．０２〜０．３％
Ｎｂは、高温中で析出挙動を発現し、高温強度の上昇をもたらす。ただし、その含有量が０．０２％未満ではその効果が得られない。また、０．３％を超えると溶接熱影響部の靱性を著しく損なう。したがって、Ｎｂの含有量は０．０２〜０．３％とする。なお、好ましい含有量は０．０２〜０．１８％である。

Ａｌ：０．００３〜０．１％
Ａｌは脱酸のために必須の元素である。脱酸を安定的に行うためには、０．００３％以上の含有量が必要である。ただし、０．１％を超えると、特に溶接熱影響部において靱性が劣化しやすくなる。これは、粗大なクラスター状のアルミナ系介在物粒子が形成されやすくなるためと考えられる。したがって、Ａｌの含有量は０．００３〜０．１％とする。

Ｎ：０．０１％以下
Ｎは、不純物として鋼中に存在する元素である。Ｎの含有量が０．０１％を超えると、母材靱性と溶接熱影響部靭性の悪化原因となる。したがって、Ｎの含有量の上限を０．０１％とする。

Ｂ：０．０００５〜０．００４％
Ｂは焼入れ性を向上させて強度を高める作用がある。この効果を安定的に得るためにＢの含有量は０．０００５％以上とする必要がある。ただし、その含有量が０．００４％を超えると、強度を高める効果が飽和し、また、母材、溶接熱影響部ともに靱性劣化の傾向が著しくなる。したがって、Ｂの含有量は０．０００５〜０．００４％とする。なお、好ましい含有量は０．０００５〜０．００２５％である。

Ｓｎ：０．０３〜０．５０％
Ｓｎは、Ｓｎ^２＋となって溶解し、酸性塩化物溶液中でのインヒビター作用により腐食を抑制する作用を有する。また、Ｆｅ^３＋を速やかに還元させ、酸化剤としてのＦｅ^３＋濃度を低減する作用を有することにより、Ｆｅ^３＋の腐食促進作用を抑制するので、高飛来塩分環境における耐候性を向上させる。また、Ｓｎには鋼のアノード溶解反応を抑制し耐食性を向上させる作用がある。これらの作用は、Ｓｎを０．０３％以上含有させることにより得られ、０.５０％を超えると飽和する。したがって、Ｓｎの含有量は０．０３〜０．５０％とする。Ｓｎの好ましい含有量は０．０３〜０．２０％である。

Ｃｕ／Ｓｎ比：１以下
Ｓｎを含有する鋼の場合には、Ｃｕの含有による耐食性の低下が著しい。また、鋼材を製造する際、Ｃｕの含有による圧延割れの原因ともなる。このため、Ｃｕ／Ｓｎ比、すなわち、Ｓｎ含有量に対するＣｕ含有量の比を１．０以下とする必要がある。

本発明に係る鋼板は、上記の化学組成を有し、残部がＦｅおよび不純物からなる。ここで、不純物とは、鋼板を工業的に製造する際に鉱石やスクラップ等のような原料をはじめとして製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。

本発明に係る鋼板は、上記の成分のほか、必要に応じて、次の第１群から第３群までの少なくとも１群から選んだ１種以上の成分を含有させることができる。以下、これらの群に属する成分について述べる。

第１群の成分：Ｔｉ
Ｔｉ：０．１％以下
Ｔｉは、主に脱酸元素として作用するので、必要に応じて含有させることができる。ただし、脱酸はＡｌによっても可能であるため、必ずしも含有させる必要はない。ただし、Ｔｉ含有量が多い場合にはＴｉ酸化物またはＴｉ−Ａｌ酸化物が形成されるため、特に小入熱溶接の溶接熱影響部における組織を微細化する能力が失われる。このため、含有させる場合のＴｉ含有量は０．１％以下とする。なお、Ｔｉを含有させることによる脱酸効果を安定的に得るためには、その含有量を０．０１％以上とするのが好ましい。

第２群の成分：Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｚｒ
Ｎｉ：３．５％以下
Ｎｉは母材靱性を向上させ、かつ焼入性向上により強度向上にも寄与する元素であるので、必要に応じて含有させることができる。ただし、Ｎｉは高価な元素であるからＮｉを過大に含有させると大きなコストアップ要因となる。また、Ｓｎと共存すると、塩化物存在下での耐食性を劣化させる。このため、含有させる場合のＮｉの含有量の上限を３．５％以下とする。好ましくは１．０％以下、より好ましくは０．５％以下である。なお、Ｎｉを含有させることによる上記効果を安定的に得るためには、その含有量を０．０２％以上とするのが好ましい。

Ｃｒ：２．０％以下
Ｃｒは焼入れ性の向上を通じて強度を高めるのに有効な元素であるので、必要に応じて含有させることができる。ただし、２．０％を超えると靱性が劣化する。したがって、含有させる場合のＣｒの含有量は２．０％以下とする。Ｃｒは塩分環境では耐食性を劣化させる元素であるが、Ｓｎと共存させると、その悪影響は著しく抑制される。なお、Ｃrを含有させることによる強度向上効果を安定的に得るためには、その含有量を０．０２％以上とするのが好ましい。

Ｍｏ：０．５％以下
Ｍｏは強度を高めるのに有効な元素であるから、必要に応じて含有させることができる。ただし、Ｍｏを０．５％を超えて含有させるとコストの著しい増加をもたらし、また強度の向上も飽和する。したがって、含有させる場合のＭｏの含有量は０．５％以下とする。なお、Ｍｏを含有させることによる強度向上効果を安定的に得るためには、その含有量を０．０６％以上とするのが好ましい。

Ｖ：０．１％以下
Ｖは強度向上に有効な元素であるので、必要に応じて含有させることができる。ただし、Ｖの含有量が０．１％を超えると靱性が大きく劣化するので、含有させる場合のＶ含有量は０．１％以下とする。なお、Ｖを含有させることによる強度向上効果を安定的に得るためには、その含有量を０．００５％以上とするのが好ましい。

Ｚｒ：０．０２％以下
Ｚｒは鋼中で窒化物を微細分散析出し、強度を向上させる効果があるので、必要に応じて含有させることができる。ただし、０．０２％を超えて含有させると粗大析出物を形成し、靭性を劣化させるので、含有させる場合のＺｒの含有量は０．０２％以下とする。なお、Ｚｒを含有させることによる強度向上効果を安定的に得るためには、Ｚｒの含有量は０．０００３％以上とすることが好ましい。

第３群の成分：Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ
Ｃａ：０．００４％以下
Ｃａは鋼中のＳと反応して溶鋼中で酸硫化物（オキシサルファイド）を形成する。この酸硫化物はＭｎＳなどの延伸形状の介在物とは異なり、圧延加工で圧延方向に伸びることがなく圧延後も球状であるため、延伸形状の介在物の先端などを割れの起点とする溶接割れや水素誘起割れを抑制する作用があるので、必要に応じて含有させることができる。ただし、その含有量が０．００４％を超えると靱性の劣化を招くことがある。したがって、含有させる場合のＣａの含有量は０．００４％以下とする。なお、溶接割れや水素誘起割れを抑制する効果を安定的に得るためには、Ｃａの含有量は０．０００３％以上とすることが好ましい。

Ｍｇ：０．００２％以下
ＭｇはＭｇ含有酸化物を生成し、ＴｉＮの発生核となり、ＴｉＮを微細分散させる効果を持つので、必要に応じて含有させることができる。ただし、その含有量が０．００２％を超えると、酸化物が多くなりすぎて延性低下をもたらす。したがって、含有させる場合のＭｇの含有量の上限を０．００２％とする。なお、ＴｉＮを微細分散させる効果を安定的に得るためには、Ｍｇの含有量は０．０００３％以上とすることが好ましい。

ＲＥＭ：０．００２％以下
ＲＥＭは、溶接熱影響部の組織の微細化や、Ｓの固定に寄与するので、必要に応じて含有させることができる。ただし、その含有量が０．００２％を超えると、ＲＥＭは母材の靱性に悪影響を与える介在物となるので、含有させる場合のＲＥＭの含有量を０．００２％以下とする。なお、組織の微細化やＳの固定効果を安定的に得るためには、ＲＥＭの含有量は０．０００３％以上とすることが好ましい。なお、ＲＥＭとは、ランタニドの１５元素にＹおよびＳｃを合わせた１７元素の総称であり、これらの元素のうちの１種又は２種以上を含有させることができる。また、ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。

（Ｂ）金属組織
金属組織のベイナイト分率は８０％以上とする。ベイナイトは耐変形能に優れるが、炭素含有量が低い鋼ではベイナイトにおける炭素が不足し低炭素ベイナイト組織となり、高炭素ベイナイト組織に比べやや耐変形能が劣る。よって、低炭素鋼において耐変形能を確保するために、一定量のベイナイト組織を確保し、フェライト過多にしない必要がある。ＮｂとＢの含有を必須にしたうえでベイナイト比率が８０％以上であれば十分な耐溶接変形性能が得られるため、ベイナイト組織の比率を８０％以上と規定する。残部はフェライトが主体となると考えられるが、特に規定するものではない。

また、ベイナイトの硬度（ビッカース硬さ）が低すぎる場合にも耐変形能を確保できないため、その下限を１５０とする。また、硬すぎる場合には強度の汎用性を損ねるため、その上限を２５０とする。

次に、本発明に係る鋼板を得ることができる圧延や熱処理の条件等について説明する。

熱間圧延に先立ってまず鋼塊を加熱するが、このときの加熱温度をＡｃ_３点以上にすると完全にオーステナイト相にすることができ、未変態部分がない状態で均質化されるため、加熱温度をＡｃ_３点以上とするのが好ましい。具体的には９００〜１２００℃に加熱するのが好ましい。そして、熱間圧延に際して薄肉端の圧延仕上げ温度を９００℃以下にすると、結晶粒が適度な大きさとなって、素材の破壊靭性が十分となることから、９００℃以下とするのが好ましい。圧延仕上げ温度の下限は、特に定めるものではなく、強度を汎用強度レンジに適合させることができればどのような条件でも良い。なお、圧延仕上げ温度を７００℃以上にすると、二相域加工による異方性は目立たなくなるから、圧延仕上げ温度を７００℃以上にするのが望ましい。圧延に引き続いて、加速冷却なども行って良い。加速冷却を行う場合には、圧延後直ちにあるいは若干の放置時間のあと、中心部の冷却速度を０．５〜４０℃/sに制御するのが好ましい。冷却停止温度については１５０〜５００℃を目安に制御するのが好ましい。また、圧延後に熱処理を適宜実施してもよい。熱処理を実施する場合には焼ならし処理か焼戻し処理を行うのが好ましく、温度はそれぞれ８００〜１１００℃、３００〜７００℃の温度帯を選ぶのが好ましい。

本発明にかかる鋼板の一例を示す。表１に示す組成成分の鋼塊を、表２に示すそれぞれの加熱温度・仕上げ温度・加速冷却・熱処理条件にて製造した。鋼板の板厚は１６ｍｍとした。

また、表３にこのようにして得られた鋼板の降伏点ＹＰ、引張強度ＴＳ、遷移温度vTrs、ベイナイト分率、ベイナイト相のビッカース硬さ、溶接角変形量、板厚減少量および剥離面積率をそれぞれ示す。

なお、得られた鋼板の引張特性を測定するために、ＪＩＳ−Ｚ−２２０１に記載の試験方法に準じて試片を採取した。採取位置は、板厚方向の１／４近辺およびＬ方向（圧延方向と平行）とした。なお、降伏点は１０Ｎ／ｍｍ・ｓの試験速度として下降伏点を求め、明確な降伏点が現れない場合は０．２％耐力とした。引張特性の目標値は、降伏点ＹＰが３５０Ｎ／ｍｍ^２以上、そして、引張強度ＴＳが４９０〜７２０Ｎ／ｍｍ^２とした。

また、得られた鋼板の衝撃特性を測定するために、ＪＩＳ−Ｚ−２２０２に記載の試験方法に準じて試片を採取した。採取位置は、板厚方向の１／４近辺およびＬ方向（圧延方向と平行）で、２ｍｍＶノッチシャルピー試験片とし、様々な温度における脆性破面率を測定し、遷移温度を求めた。シャルピー特性の目標値は遷移温度が０℃以下であることとした。組織観察は光学顕微鏡で行った。観察によって得られた像を画像解析した。金属組織のベイナイト分率は、上記の観察法によって得られた１００視野観察分の面積に対するベイナイトの面積割合を算出することによって求めた。

さらに、隅肉溶接による溶接角変形量は次の要領にて評価を行った。

鋼板は、図３に示すように、Ｔ型の溶接試験片を作成し、片側を三角形の剛性の高い鋼板で拘束し、反対側を１パスの隅肉溶接を実施した。使用した溶接材料は、一般的な５０キロ鋼用フラックスコアードワイヤであり、溶接条件は１０．４ｋＪ／ｃｍ（２００Ａ−２６Ｖ−３０ｃｍ／ｍｉｎ）とした。溶接後の十分時間が経ったところで、試験片を定板の上に置き、図４に定義する角変形量θを、溶接開始位置・中央位置・終端位置の３箇所において、すきまゲージによって測定し、それらの平均値を溶接角変形量とした。なお、この方法で測定した通常の汎用５０キロ鋼の溶接角変形量はおよそ１゜程度であり、本発明の目標とする溶接角変形レベルは０．５゜である。

そして、耐食性に関しては、得られた鋼材から得た試験片をＳＡＥ（Society of Automotive Engineers）J２３３４試験により評価した。ＳＡＥ J２３３４試験は、湿潤：５０℃、１００％ＲＨ、６時間、塩分付着：０.５％ＮａＣｌ、０.１％ＣａＣｌ_２、０.０７５％ＮａＨＣＯ_３水溶液浸漬、０.２５時間、乾燥：６０℃、５０％ＲＨ、１７.７５時間を１サイクル（合計２４時間）とした加速試験であり、腐食形態が大気暴露試験に類似しているとされている（長野博夫、山下正人、内田仁著：環境材料学、共立出版（２００４）、ｐ.７４）。なお、本試験は、飛来塩分量が１ｍｄｄを超えるような厳しい腐食環境を模擬する試験である。

ＳＡＥＪ２３３４試験１２０サイクル終了後、各試験片の表面のさび層を除去し、板厚減少量を測定した。ここで、「板厚減少量」は、試験片の平均の板厚減少量であり、試験前後の重量減少と試験片の表面積を用いて算出したものである。

また、耐塗装剥離性を調べるために、１５０×７０ｍｍの大きさの試験片にエアースプレーにより変性エポキシ塗料（バンノー２００：中国塗料製）を乾燥膜厚で１５０μｍになるように塗装し、鋼材素地に達する深さでクロスカットを入れてから、同じくＳＡＥＪ２３３４試験により評価した。

この結果、Mark 1-eの鋼板（比較例）においては、冷却後の熱処理を1150℃とし、高い温度で焼ならしをしたため、十分な量のベイナイトが生成されなかった。このため、溶接角変形量も大きくなった。Mark 1-eの鋼板は溶接角変形量が大きいので、構造用鋼板として不適切な鋼材である。

Mark 1-fの鋼板（比較例）においては、冷却停止温度を120℃と、比較的低温まで焼入れしたため、ベイナイト相の硬さが硬くなり、引張強度が大きくなると共に靭性も悪化した。このため、構造用鋼板としては不適切な鋼材である。

Mark12-bの鋼板（比較例）においては、水冷停止温度を120℃とし、比較的低温まで焼入れしたため、ベイナイト相の硬さが硬くなり、引張強度が大きくなると共に靭性も悪化した。このため、この鋼材も構造用鋼板としては不適切の鋼材である。

Mark38の鋼板（比較例）においては、Ｓｎが本発明に規定する組成を満足しておらず、耐食性が低下し、塗装の剥離も多くなった。このため、高塩化物環境下で使用する構造用鋼材としては不適切である。

Mark39〜44の鋼板（比較例）においては、本発明に規定する鋼組成を満足しておらず、鋼板自体の靭性が低下した。このため、構造用鋼材としては不適切である。特に、Mark 39の鋼板（比較例）では、Ｃｕ／Ｓｎ比が１を超えているため、圧延割れも発生した。また、Mark41の鋼板（比較例）では、Ｓｎが本発明に規定する組成を満足しておらず、耐食性が低下し、塗装の剥離も多くなった。

これに対して、その他のMarkで示される本発明例に係る鋼板においては、いずれも引張特性が、降伏点ＹＰが３５０Ｎ／ｍｍ^２以上、そして、引張強度ＴＳが４９０〜７２０Ｎ／ｍｍ^２級の汎用鋼であって、遷移温度vTrs、ベイナイト分率、ベイナイト相のビッカース硬さも適正範囲にあり、溶接角変形量も目標の０．５゜以内に収まっているので、構造用鋼板として適切であることが分かる。また、高い耐食性も有しており、塗装した場合のクロスカット部に腐食は見られたもののいずれの鋼板も剥離も少ないので塗装の補修間隔を延ばすことができることがわかる。

以上説明したように、本発明によれば、低コストで確実に溶接変形を抑制することができ、かつ、耐食性に優れた鋼板を提供することができる。

Claims

質量％で、Ｃ：０．０００５％以上かつ０．０２％未満、Ｓｉ：０．０１〜０．７％、Ｍｎ：０．１〜５．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｃｕ：０．２％未満、Ｎｂ：０．０２〜０．３％、Ａｌ：０．００３〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下、Ｂ：０．０００５〜０．００４％およびＳｎ：０．０３〜０．５０％を含み、残部Ｆｅおよび不純物からなり、かつ、Ｃｕ／Ｓｎ比が１以下である化学組成を有し、金属組織がベイナイト組織を８０％以上含み、かつ、ベイナイト硬度がビッカース硬さで１５０〜２５０であることを特徴とする溶接変形が小さく耐食性に優れた鋼板。
質量％で、さらに、Ｔｉ：０．１％以下を含有することを特徴とする請求項１に記載の溶接変形が小さく耐食性に優れた鋼板。
質量％で、さらに、Ｎｉ：３．５％以下、Ｃｒ：２．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下およびＺｒ：０．０２％以下のうちの１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の溶接変形が小さく耐食性に優れた鋼板。
質量％で、さらに、Ｃａ：０．００４％以下、Ｍｇ：０．００２％以下およびＲＥＭ：０．００２％以下のうちの１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１から３までのいずれかに記載の溶接変形が小さく耐食性に優れた鋼板。