(57)【要約】      （修正有）【課題】これまでに開示されたＦｅ−Ｍｎ−Ｓｉ−Ａｌ系耐候性鋼における、冷却速度が遅い場合の靱性の低下を防ぐとともにボンド部の靱性を向上させた溶接継ぎ手の提供。【解決手段】Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ−Ａｌ系の耐候性鋼であって、Ａｌを０．１−３．５質量％、Ｓｉを０．１−３．５質量％、Ｍｎを０．４−２．５質量％、Ｃを０．１０−０．２０質量％、Ｂを０．０００２−０．００５５質量％含有し、残部がＦｅ及び不可避成分からなり、ミクロ金属組織が結晶方位の大きく異なる微細なベイナイトで構成されるマルチバリアント組織を持つ高靭性の耐侯性鋼からなる、溶接時に継ぎ手ボンド部温度が８００℃から５００℃まで変化する時間のｔ８／５とを５−３０秒とした、ボンド部組織がマルチバリアント組織である溶接継ぎ手。【選択図】図３
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ａｌを０．１−３．５質量％、Ｓｉを０．１−３．５質量％、Ｍｎを０．４−２．５質量％、Ｃを０．１０−０．２０質量％、含有し、残部がＦｅ及び不可避成分からなるＦｅ-Ｍｎ-Ｓｉ-Ａｌ系の耐候性鋼であって、更にＢを０．０００２−０．００５５質量％含有し、主組織がベイナイト組織で前記ベイナイト組織が多数の結晶方位を持つ微細なラスベイナイト組織で構成され、隣り合う前記ラスベイナイト組織同士の結晶方位が異方向を示し、かつ、ラスベイナイト組織同士が互いに不規則に入り組んだマルチバリアント組織であることを特徴とする高靭性耐侯性鋼。
【請求項２】
請求項1に記載の高靭性耐侯性鋼による溶接継ぎ手において、溶接時に継ぎ手ボンド部温度が８００℃から５００℃まで変化するのに要する時間をｔ８／５としたとき、ｔ８／５が５―３０秒の範囲とし、ボンド部組織が前記マルチバリアント組織であることを特徴とする溶接継ぎ手。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高靭性の耐侯性鋼に関する。更に詳しくは、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ−Ａｌを基本成分とし、Ｂを含み、ミクロ金属組織が結晶方位の大きく異なる微細なベイナイトで構成されるマルチバリアント組織を持つ高靭性の耐侯性鋼に関する。
【背景技術】
【０００２】
出願人が開発したＦｅ−Ｍｎ−Ｓｉ−Ａｌ系の耐候性鋼（特許文献１）では質量％で表して、Ａｌを０．１−３．５、Ｓｉを０．１−３．５、Ｍｎを０．４−２．５、Ｃを０．１０−０．２０、Ｂを０．０００４−０．００３５、含有し、残部がＦｅ及び不可避成分からなることを特徴とし、更に主組織がベイナイト組織であり、フェライト組織が０．１％以下の体積分率であることを特徴とする。この耐候性鋼では、溶接によるＨＡＺ部の軟化を防ぐとともにボンド部の靱性を向上させる溶接継ぎ手として使用できる。
【０００３】
実際の溶接継ぎ手では、溶接条件を変化させると溶接入熱量が変化する。その結果鋼材の温度が低下する速度が変化する。そこで溶接技術分野では、８００℃から５００℃まで鋼材の温度が変化するのに要する時間、ｔ８／５を用いて溶接条件の評価をしている。すなわちｔ８／５が大きいほど溶接入熱量は大きく、また冷却速度は遅くなる。この観点より、上記のＦｅ−Ｍｎ−Ｓｉ−Ａｌ系の耐候性鋼を用いて冷却速度を種々変化させて靱性を測定し評価したところ、冷却速度が遅くなると硬さは低下するのに延性脆性遷移温度が顕著に上昇し、依然として高靱性の範囲には入るものの、靱性が低下する場合があることが判明した。しかし、特許文献１の公開時点では冷却速度と靱性低下の詳細な関係については不明であった。
【０００４】
冷却速度の変化による靱性低下の原因を探るためには変態組織を詳細に調べる必要がある。Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ−Ａｌ系の耐候性鋼に関しては主組織がベイナイトであることを確認したものの組織の形態や結晶方位の変化などの詳細については不明である。さらに、変態組織に大きな影響を及ぼす要因としてＢ量が考えられるが冷却速度が変化した場合の変態組織とＢ量の関係についても不明である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開２０１４−８４５０３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
これまでに開示されたＦｅ−Ｍｎ−Ｓｉ−Ａｌ系耐候性鋼では、冷却速度が遅くなると硬さは低下するのに延性脆性遷移温度が顕著に上昇し、依然として高靱性の範囲には入るものの、靱性が低下することが分かった。そこで本発明では、冷却速度とＢ量が変態組織に及ぼす影響とそのときの靱性を調べ、さらに詳細な組織観察を行うことにより、冷却速度を変えても靱性が低下しない組織をもつ耐候性鋼を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明の第１は、Ａｌを０．１−３．５質量％、Ｓｉを０．１−３．５質量％、Ｍｎを０．４−２．５質量％、Ｃを０．１０−０．２０質量％、含有し、残部がＦｅ及び不可避成分からなるＦｅ-Ｍｎ-Ｓｉ-Ａｌ系の耐候性鋼であって、更にＢを０．０００２−０．００５５質量％含有し、主組織がベイナイト組織で前記ベイナイト組織が多数の結晶方位を持つ微細なラスベイナイトで構成され、隣り合う前記ラスベイナイト同士の結晶方位が異方向を示し、かつ、ラスベイナイト同士が互いに不規則に入り組んでいるマルチバリアント組織である高靭性耐侯性鋼を提供する。１０μｍ四方の領域の中で一つのバリアント（バリアント間の方位差が走査電子顕微鏡―後方電子散乱像の解析で１度未満）が生成している領域が８０％以上である組織をシングルバリアント組織と呼び、８０％より少ない組織をマルチバリアント組織と呼ぶ。
【０００８】
本発明の第２は発明１の高靭性耐侯性鋼による溶接継ぎ手において、溶接時に継ぎ手ボンド部温度が８００℃から５００℃まで変化するのに要する時間をｔ８／５としたとき、ｔ８／５が５―３０秒の範囲とし、ボンド部組織が前記マルチバリアント組織である溶接継ぎ手を提供する。
【０００９】
始めにＢ含有量については、０．０００２質量％以上、０．００５５質量％以下の範囲である必要がある。本願発明の高靭性耐侯性鋼のＣ含有量との関係より０．０００２質量％未満では、鋼の組織中にフェライト組織を生成し、さらにマルチバリアント組織にはならず、ほぼ一つのバリアントのベイナイトラスがそろって生成する領域の広い、シングルバリアント組織になるため靱性が低下するので０．０００２質量％以上が必要である。また、０．００５５質量％以上では、Ｂがほかの含有元素と化合物を生成するため好ましくない。このように、Ｂを添加することによりボンド部のフェライト組織の生成を抑制し、主組織がベイナイト組織にすることが可能であり、マルチバリアント組織を生成することでボンド部の靱性を改善することが可能となる。
【００１０】
Ａｌは耐食性を向上させる元素であるが、靱性と溶接性を劣化させる元素であり、３．５質量％を超えて添加できない。また０．１質量％以下では添加の効果が現れない。したがって、Ａｌの組成は０．１から３．５質量％が望ましい。
【００１１】
Ｓｉは耐食性を向上させる元素であるが、靱性と溶接性を劣化させる元素であり、３．５質量％を超えて添加できない。また０．１質量％以下では添加の効果が現れない。したがって、Ｓｉの組成は０．１から３．５質量％が望ましい。
【００１２】
Ｍｎは強度を向上させる元素であるが、２．５質量％を超えると延性と溶接性を劣化させる。また０．４質量％以下では添加の効果が現れない。したがって、Ｍｎの組成は０．４から２．５質量％が望ましい。
【００１３】
Ｃは引張強度を高める元素であり、０．１０質量％以上であれば、Ｓｉ−Ｍｎ系の鉄鋼材料では、５９０ＭＰａ以上の溶接継ぎ手の引張強度を得ることができる。しかし、Ｃ量が高くなるとボンド部の靱性が低下する。５９０ＭＰａ級鋼のボンド部のシャルピー衝撃値である６０Ｊ以上の靱性値を確保するためには０．２０質量％以下のＣ量とする。
【００１４】
Ａｌ−Ｓｉ鋼では、フェライトフォーマーであるＡｌやＳｉを多量に含むため、ボンド部の靭性を低下するフェライト組織の生成は避けられないが、上述のようにＢを添加することによりボンド部のフェライト組織の生成を抑制することが可能であり、ボンド部の靭性を改善することが可能となる。Ｂの範囲を０．０００２質量％以上、０．００５５質量％以下にした発明鋼を使用した溶接継ぎ手では、ボンド部の金属組織の主組織がベイナイト組織であり、溶接継ぎ手に必要とされる靭性が確保できる。０．０００２質量％より少ないとマルチバリアント組織にはならず、シングルバリアント組織になり、靱性が低下する。また、０．００５５質量％より多いとＢとほかの含有元素と化合物を生成するため靱性が低下し、好ましくない。
【００１５】
一般に板厚が２０ｍｍ以上の溶接継ぎ手の場合には、ｔ８／５が５―３０秒の範囲にあることが知られており、Ｂ量が上記の０．０００２−０．００５５質量％の範囲にあるＦｅ−Ｍｎ−Ｓｉ−Ａｌ耐侯性鋼は厚板、棒材、等の形状に加工された後、ｔ８／５が５―３０秒の範囲になるような冷却を行えば、鋼全体が容易にベイナイトのマルチバリアント組織になる。
【００１６】
図１（ａ）はＢ無添加で０．１６質量％のＣ、０．６質量％のＡｌ、０．６質量％のＳｉを含む耐候性鋼の変態組織を示し、（ａ）が走査電子顕微鏡観察写真、（ｂ）はその一部を後方電子散乱像解析したものである。長く伸びたベイナイトラスが平行に並んで多数生成している領域が多いシングルバリアント組織であることが分かる。ベイナイトラスの結晶方位は（ｂ）の写真中に立方体で模式的に表してある。平行に並んでいる場所のラスは同じコントラストで立方体の向きも同じであることから、同一結晶方位のものが並んでいることが分かる。このようにＢ無添加の場合はほぼ一つのバリアントのベイナイトラスがそろって生成する領域の広い、シングルバリアント組織になっている。
【００１７】
図２は図１で示した鋼にＢを０．００１２質量％添加した鋼の変態組織である。Ｂ無添加の場合に比べより多くの種類の結晶方位が観察され、同一結晶方位である領域は小さくなり、それらがお互いに不規則に入り組んだマルチバリアント組織になっている。このようにＢ添加によりシングルバリアント組織はマルチバリアント組織になり、高靭性、高強度の継ぎ手が得られる。
【００１８】
特許文献１のＦｅ−Ｍｎ−Ｓｉ−Ａｌ系の耐候性鋼では、出願後の更なる詳細な研究の結果、冷却速度が遅い場合に靱性が低下する現象が見られた。例えば冷却速度が速いｔ８／５＝８秒の場合と、冷却速度が遅いｔ８／５＝１８秒の場合を比較すると冷却速度が遅い方が延性脆性遷移温度は高く、シャルピー吸収エネルギーは低いので靱性は低くなる。従って冷却速度を速くすることによって靱性をより高く保つことができることが分かった。冷却速度と変態組織の関係について詳細に調べた結果、冷却速度はｔ８／５が５秒から３０秒の範囲である必要がある。
【発明の効果】
【００１９】
本発明の高靭性耐候性鋼によれば、溶接を行っても熱影響部で軟化が生じにくいのと共に析出物が生成しないので靱性（シャルピー吸収エネルギー）を良好に保持でき、マルチバリアント組織を形成することで従来より広範囲の冷却速度に対して靱性の劣化を防ぎ、より高い靱性を有することができる。そこで本発明の高靭性耐候性鋼を使用することで、ボンド部の靱性が高く良好な溶接継ぎ手が得られるため、橋梁のような鋼構造物として最適である。また、本発明の高靭性耐候性鋼によれば、鉄鋼材料のリサイクル使用の際に分離困難な不純物成分となるトランプエレメントを含まないため、鉄鋼材料のリサイクル使用が容易にできる。
【図面の簡単な説明】
【００２０】
【図１】Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ−Ａｌ鋼のＢ無添加の場合の組織と結晶方位。（ａ）走査電子顕微鏡観察写真、（ｂ）後方電子散乱像解析写真。
【図２】Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ−Ａｌ鋼のＢ量０．００１２質量％の場合の組織と結晶方位。（ａ）走査電子顕微鏡観察写真、（ｂ）後方電子散乱像解析写真。
【図３】Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ−Ａｌ鋼の組織と結晶方位を示す後方電子散乱像解析写真。（ａ）Ｂ無添加、ｔ８／５＝７．８秒、（ｂ）Ｂ量０．００１６質量％、ｔ８／５＝１５．６秒。
【図４】Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ−Ａｌ鋼の吸収エネルギーと温度の関係。ｔ８／５＝８秒、ｔ８／５＝１８秒の場合を示す。
【発明を実施するための形態】
【実施例】
【００２１】
（実施例１）
本発明の高靭性耐候性鋼における変態組織を詳細に観察し、シングルバリアント組織になるか、マルチバリアント組織になるかという観点から整理したものが表１である。０．１６質量％のＣ、０．６質量％のＡｌ、０．６質量％のＳｉを含み、さらにＢ量を変化させた耐候性鋼を種々の冷却速度で冷却した場合の変態組織がどのようになるかという一例を示す。シングルバリアントになる場合をｓで、マルチバリアントになる場合をｍで表している。
【００２２】
【表１】
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【００２３】
表１の中の、Ｂ濃度が０質量％でｔ８／５＝７．８秒の冷却速度である場合の変態組織を図３（ａ）に、Ｂ濃度が０．００１６質量％でｔ８／５＝１５．６秒の冷却速度である場合の変態組織を図３（ｂ）に示す。いずれの場合も主組織はベイナイトであり、変態開始温度はほぼ同じであるにもかかわらず、そのミクロ組織は大きく異なっている。（ａ）ではＢが無添加で、シングルバリアント組織である。一方、（ｂ）ではＢ量が０．００１６質量％で、結晶方位が同じ領域は狭く、多数の異なる結晶方位のラスが生成し、それらがお互いに不規則に入り組んでマルチバリアント組織になっている。このようにＢが含まれるとマルチバリアント組織になることが分かる。
【００２４】
（実施例２）
本発明の高靭性耐候性鋼を用いた溶接継ぎ手においては冷却速度を速くすることにより靱性を高くすることができる。図４は靱性におよぼす冷却速度の影響を示しており、０．１７質量％のＣ、０．６質量％のＡｌ、０．６質量％のＳｉ、０．０００２質量％のＢを含む耐候性鋼の、ｔ８／５が８秒と１８秒の場合のシャルピー吸収エネルギーと温度の関係を表す。ｔ８／５が８秒の方が冷却速度は速く、靱性が向上していることが分かる。いずれも室温付近でのシャルピー吸収エネルギーは１００J以上あるので靱性は高いが、冷却速度が速い方がさらなる靱性の向上が見られる。また、ビッカース硬さは８秒の方が３５８１８秒の方が２６１で、いずれの場合も強度は十分高い。
【産業上の利用可能性】
【００２５】
本発明の高靭性耐候性鋼を使用すれば、溶接で生じるＨＡＺ軟化とボンド靱性低下の両方を同時に抑えた溶接継ぎ手の作製が可能となり、優れた耐候性を持った各種の鋼構造物を製作することができる。また、従来、塗装や表面処理が不可欠であった溶接用鋼材による鋼構造物を本発明鋼に置き換えることにより、メンテナンスフリーの鋼構造物となり、建設費及び維持管理費コストの低減化が図られる。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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