JP3011380B2 - 熱影響部の耐溶融亜鉛めっき割れ性に優れる溶接構造用高張力鋼 - Google Patents
熱影響部の耐溶融亜鉛めっき割れ性に優れる溶接構造用高張力鋼Info
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- JP3011380B2 JP3011380B2 JP3258361A JP25836191A JP3011380B2 JP 3011380 B2 JP3011380 B2 JP 3011380B2 JP 3258361 A JP3258361 A JP 3258361A JP 25836191 A JP25836191 A JP 25836191A JP 3011380 B2 JP3011380 B2 JP 3011380B2
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、溶接構造物として加工
組立てをした後に溶融亜鉛浴中でめっき処理される鋼材
において、溶接熱影響部（ＨＡＺと略す）に生じやすい
めっき割れの改善をはかった高張力鋼に関するものであ
る。
組立てをした後に溶融亜鉛浴中でめっき処理される鋼材
において、溶接熱影響部（ＨＡＺと略す）に生じやすい
めっき割れの改善をはかった高張力鋼に関するものであ
る。
【０００２】
【従来の技術】鉄鋼構造物の防錆性またはさらに美観と
くに塗装性の観点において溶融亜鉛めっき処理は有用で
あり、従来広く用いられている。最近、鉄鋼構造物の大
型化ないしは軽量化の強い要請の下に、上記めっき処理
を施すべき溶接構造物用鋼材の高強度化の気運がたかま
りつつあるが、高張力鋼にあっては、それも特に５８０
ＭＰａを超えるレベルの鋼材は、溶接組立てを経て、溶
融亜鉛浴中への浸漬による亜鉛めっき処理が施される際
に、ＨＡＺでのいわゆるめっき割れ、ないしは液体金属
ぜい化と呼ばれる、粒界割れが多発する傾向にある。そ
れと云うのは、溶接構造物の大型化、複雑化の下に溶接
施工に伴う残留応力が、引張り強さの高い材料程、より
著大となって上記割れを助長する一因ともなるからであ
る。溶融亜鉛めっき割れ（以下“めっき割れ”と略す）
の低減のため、溶接の際における残留応力や、溶融亜鉛
めっき浴への浸漬時の熱応力を軽減するように、溶接施
工条件や浸漬条件について考慮が加えられ、また応力除
去焼純処理も行なわれているが、経済性、ないしは母材
特性を損なうなど、根本的解決策とは云えず、鋼材その
ものの改善が必要とされている。
くに塗装性の観点において溶融亜鉛めっき処理は有用で
あり、従来広く用いられている。最近、鉄鋼構造物の大
型化ないしは軽量化の強い要請の下に、上記めっき処理
を施すべき溶接構造物用鋼材の高強度化の気運がたかま
りつつあるが、高張力鋼にあっては、それも特に５８０
ＭＰａを超えるレベルの鋼材は、溶接組立てを経て、溶
融亜鉛浴中への浸漬による亜鉛めっき処理が施される際
に、ＨＡＺでのいわゆるめっき割れ、ないしは液体金属
ぜい化と呼ばれる、粒界割れが多発する傾向にある。そ
れと云うのは、溶接構造物の大型化、複雑化の下に溶接
施工に伴う残留応力が、引張り強さの高い材料程、より
著大となって上記割れを助長する一因ともなるからであ
る。溶融亜鉛めっき割れ（以下“めっき割れ”と略す）
の低減のため、溶接の際における残留応力や、溶融亜鉛
めっき浴への浸漬時の熱応力を軽減するように、溶接施
工条件や浸漬条件について考慮が加えられ、また応力除
去焼純処理も行なわれているが、経済性、ないしは母材
特性を損なうなど、根本的解決策とは云えず、鋼材その
ものの改善が必要とされている。
【０００３】これまでもめっき割れを低減した鋼材につ
いていくつかの提案がなされている。たとえば、特開昭
５８−８４９５９号公報、特開昭５９−１２６７５４号
公報、特開昭６２−５０４４８号公報および特開昭５９
−１１３１６１号公報等では鋼材の添加合金元素量に特
定の量的関係を満足させることでその対策をはかってい
る。しかし、これらの対策は、ＨＡＺのめっき割れを完
全に回避するには必ずしも十分でなく、一層の改善が望
まれている。本発明者らは、先に特公平１−３７４７０
号公報において、合金元素量間に一定の関係を保ちつ
つ、かつＺｒ添加によって耐めっき割れ性が著しく改善
する技術を提案した。しかし溶接構造物のより一層の大
型化、複雑化に伴い、溶接時の残留応力はより大きくな
り、また亜鉛めっき浴中への浸漬時の熱応力発生も大き
くなり、かつ溶接時の入熱量も小入熱から大入熱まで広
範囲となり、特に小入熱溶接時のＨＡＺの耐めっき割れ
性が必ずしも十分でなくなったことがわかった。
いていくつかの提案がなされている。たとえば、特開昭
５８−８４９５９号公報、特開昭５９−１２６７５４号
公報、特開昭６２−５０４４８号公報および特開昭５９
−１１３１６１号公報等では鋼材の添加合金元素量に特
定の量的関係を満足させることでその対策をはかってい
る。しかし、これらの対策は、ＨＡＺのめっき割れを完
全に回避するには必ずしも十分でなく、一層の改善が望
まれている。本発明者らは、先に特公平１−３７４７０
号公報において、合金元素量間に一定の関係を保ちつ
つ、かつＺｒ添加によって耐めっき割れ性が著しく改善
する技術を提案した。しかし溶接構造物のより一層の大
型化、複雑化に伴い、溶接時の残留応力はより大きくな
り、また亜鉛めっき浴中への浸漬時の熱応力発生も大き
くなり、かつ溶接時の入熱量も小入熱から大入熱まで広
範囲となり、特に小入熱溶接時のＨＡＺの耐めっき割れ
性が必ずしも十分でなくなったことがわかった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、かかる現状
に鑑み、母材の引張強さが５８０ＭＰａ以上を有し、Ｈ
ＡＺの耐めっき割れ性の優れた鋼材、広範囲の入熱の溶
接、特に小入熱溶接をされる部位の耐めっき割れ性を改
善した鋼材を提供するためになされたものである。
に鑑み、母材の引張強さが５８０ＭＰａ以上を有し、Ｈ
ＡＺの耐めっき割れ性の優れた鋼材、広範囲の入熱の溶
接、特に小入熱溶接をされる部位の耐めっき割れ性を改
善した鋼材を提供するためになされたものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】小入熱溶接部ＨＡＺの耐
めっき割れ性改善を目的とした、種々の実験を行ない、
成分組成の耐めっき割れ性に及ぼす影響を鋭意検討した
結果、合金元素量を特定の関係に保ったZr添加組成鋼
で、B 含有量を制限すること、さらにB 量を制限した上
で Ti+Zrの複合添加が小入熱ＨＡＺの耐めっき割れ性を
著しく向上させることを見いだし、その知見にもとづい
て本発明をなすにいたった。すなわち、本発明は、
C：0.06〜0.15wt% 、Si:0.10 〜0.50wt% 、Mn:0.80〜2.
00wt% 、Zr:0.012〜0.040wt%、 Al:0.005 〜0.100wt%、
B:0.00015wt%以下、Nb:0.010〜0.100wt%及び、V:0.010
〜0.100wt%、を含有し、かつ次(1) 式 244-265C-120Si-82Mn+415Zr-49Al-145Nb-329V ≧40・・
・(1) （ここに、Ｃ、Si、Mn、Zr、Al、Nb、V ：各元素の含有
量（wt％） ）を 満足し、残部は実質的にFeおよび不可避的不純物であ
って、引張強さ580MPa以上であることを特徴とする溶接
熱影響部の耐溶融亜鉛めっき割れ性に優れる溶接構造用
高張力鋼であり、また C:0.06〜0.15wt% 、Si:0.10
〜0.50wt% 、Mn:0.80 〜2.00wt% 、Zr:0.012〜0.040wt
%、solAl:0.005 〜0.100wt%、B:0.00015wt%以下、Nb:0.
010〜0.100wt%、V:0.010 〜0.100wt%と、さらにTi:0.00
5〜0.030wt%および/ または0.05〜1.00wt% のNi、Cu、C
r、Moの１種または２種以上を含有し、次(2) 式 244-265C-120Si-82Mn+415Zr-49Al-145Nb-329V+167Ti-17
Ni-85Cu-81Cr-73Mo≧40・・・(2) （ここに、Ｃ、Si、Mn、Zr、Al、Nb、V 、Ti、Ni、Cu、
Cr、Mo：各元素の含有量（wt％） ）を 満足し、残部は実質的にFeおよび不可避的不純物であ
って、引張強さ580MPa以上であることを特徴とする溶接
熱影響部の耐溶融亜鉛めっき割れ性に優れる溶接構造用
高張力鋼である。
めっき割れ性改善を目的とした、種々の実験を行ない、
成分組成の耐めっき割れ性に及ぼす影響を鋭意検討した
結果、合金元素量を特定の関係に保ったZr添加組成鋼
で、B 含有量を制限すること、さらにB 量を制限した上
で Ti+Zrの複合添加が小入熱ＨＡＺの耐めっき割れ性を
著しく向上させることを見いだし、その知見にもとづい
て本発明をなすにいたった。すなわち、本発明は、
C：0.06〜0.15wt% 、Si:0.10 〜0.50wt% 、Mn:0.80〜2.
00wt% 、Zr:0.012〜0.040wt%、 Al:0.005 〜0.100wt%、
B:0.00015wt%以下、Nb:0.010〜0.100wt%及び、V:0.010
〜0.100wt%、を含有し、かつ次(1) 式 244-265C-120Si-82Mn+415Zr-49Al-145Nb-329V ≧40・・
・(1) （ここに、Ｃ、Si、Mn、Zr、Al、Nb、V ：各元素の含有
量（wt％） ）を 満足し、残部は実質的にFeおよび不可避的不純物であ
って、引張強さ580MPa以上であることを特徴とする溶接
熱影響部の耐溶融亜鉛めっき割れ性に優れる溶接構造用
高張力鋼であり、また C:0.06〜0.15wt% 、Si:0.10
〜0.50wt% 、Mn:0.80 〜2.00wt% 、Zr:0.012〜0.040wt
%、solAl:0.005 〜0.100wt%、B:0.00015wt%以下、Nb:0.
010〜0.100wt%、V:0.010 〜0.100wt%と、さらにTi:0.00
5〜0.030wt%および/ または0.05〜1.00wt% のNi、Cu、C
r、Moの１種または２種以上を含有し、次(2) 式 244-265C-120Si-82Mn+415Zr-49Al-145Nb-329V+167Ti-17
Ni-85Cu-81Cr-73Mo≧40・・・(2) （ここに、Ｃ、Si、Mn、Zr、Al、Nb、V 、Ti、Ni、Cu、
Cr、Mo：各元素の含有量（wt％） ）を 満足し、残部は実質的にFeおよび不可避的不純物であ
って、引張強さ580MPa以上であることを特徴とする溶接
熱影響部の耐溶融亜鉛めっき割れ性に優れる溶接構造用
高張力鋼である。
【０００６】
【作用】本発明において、成分組成を限定した理由は、
つぎの通りである。 Ｃ：０．０６〜０．１５ｗｔ％（以下％と略す） Ｃは最も簡便に鋼の強さを上昇させるのに役立つ成分で
あり、０．０６％未満でその効果が期待されない、一方
０．１５％をこえると溶接性が低下し、目的に適合しな
いことから０．０６〜０．１５％の範囲とする。 Ｓｉ：０．１０〜０．５０％ Ｓｉは、脱酸作用の利用と、強度への寄与を目指して
０．１０％以上を必要とするが、０．５％をこえると、
耐めっき割れ性に悪影響を及ぼし、また低温じん性を劣
化させるため、０．１０〜０．５０％とする。 Ｍｎ：０．８０〜２．００％ Ｍｎも強さの確保のため、最低０．８０％を必要とし、
一方２．００％をこえると耐めっき割れ性に悪影響を及
ぼすうえ、溶接性や加工性など基本性能を害するので
０．８０〜２．００％の範囲に制限する。 Ｚｒ：０．０１２〜０．０４０％ Ｚｒは、この発明に従い、５８０ＭＰａ以上の引張強さ
の下での耐めっき割れ性を、従来技術の説明で触れたよ
うな不利を伴うことなく確保するのに役立つ重要成分
で、０．０１２％以上の含有量としたときＨＡＺ組織の
微細化の下で、耐めっき割れ性改善に著しく功を奏する
が、０．０４０％をこえると鋼の清浄度に支障を伴い機
械的性質、特にじん性を劣化させる不利を生じるので、
０．０１２〜０．０４０％の範囲に限定する。
つぎの通りである。 Ｃ：０．０６〜０．１５ｗｔ％（以下％と略す） Ｃは最も簡便に鋼の強さを上昇させるのに役立つ成分で
あり、０．０６％未満でその効果が期待されない、一方
０．１５％をこえると溶接性が低下し、目的に適合しな
いことから０．０６〜０．１５％の範囲とする。 Ｓｉ：０．１０〜０．５０％ Ｓｉは、脱酸作用の利用と、強度への寄与を目指して
０．１０％以上を必要とするが、０．５％をこえると、
耐めっき割れ性に悪影響を及ぼし、また低温じん性を劣
化させるため、０．１０〜０．５０％とする。 Ｍｎ：０．８０〜２．００％ Ｍｎも強さの確保のため、最低０．８０％を必要とし、
一方２．００％をこえると耐めっき割れ性に悪影響を及
ぼすうえ、溶接性や加工性など基本性能を害するので
０．８０〜２．００％の範囲に制限する。 Ｚｒ：０．０１２〜０．０４０％ Ｚｒは、この発明に従い、５８０ＭＰａ以上の引張強さ
の下での耐めっき割れ性を、従来技術の説明で触れたよ
うな不利を伴うことなく確保するのに役立つ重要成分
で、０．０１２％以上の含有量としたときＨＡＺ組織の
微細化の下で、耐めっき割れ性改善に著しく功を奏する
が、０．０４０％をこえると鋼の清浄度に支障を伴い機
械的性質、特にじん性を劣化させる不利を生じるので、
０．０１２〜０．０４０％の範囲に限定する。
【０００７】ｓｏｌＡｌ：０．００５〜０．１００％ Ａｌは、脱酸作用と焼入れ性向上のため、０．００５％
以上を必要とするが０．１００％をこえると耐めっき割
れ性、溶接性の低下を来すので０．００５〜０．１００
％とする。 ＮｂおよびＶ：０．０１〜０．１０％ ＮｂおよびＶによる強さの増強には、０．０１％以上を
必要とする一方、０．１０％をこえると耐めっき割れ
性、溶接性の低下を伴うので、それぞれ０．０１〜０．
１０％とする。 Ｂ：０．０００１５％以下 Ｂは、微量の添加で強度を上昇させる効果をもつが、小
入熱溶接のＨＡＺの耐めっき割れ性を微量の添加で低下
させる。特に０．０００１５％超えの含有量で耐めっき
割れ性を著しく低下させるため、上限を０．０００１５
％とする。 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％ Ｔｉは、一般に鋼材の靭性改善を目的として添加される
が、耐めっき割れ性を損なう元素である。しかし、Ｂを
低減し、かつＺｒ＋Ｔｉ複合添加した場合に限って耐め
っき割れ性を改善する。しかし、０．００５％未満では
効果がなく、０．０３０％を超えるとＺｒとの複合効果
が消失し耐めっき割れ性が低下するため、０．００５〜
０．０３０％とする。
以上を必要とするが０．１００％をこえると耐めっき割
れ性、溶接性の低下を来すので０．００５〜０．１００
％とする。 ＮｂおよびＶ：０．０１〜０．１０％ ＮｂおよびＶによる強さの増強には、０．０１％以上を
必要とする一方、０．１０％をこえると耐めっき割れ
性、溶接性の低下を伴うので、それぞれ０．０１〜０．
１０％とする。 Ｂ：０．０００１５％以下 Ｂは、微量の添加で強度を上昇させる効果をもつが、小
入熱溶接のＨＡＺの耐めっき割れ性を微量の添加で低下
させる。特に０．０００１５％超えの含有量で耐めっき
割れ性を著しく低下させるため、上限を０．０００１５
％とする。 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％ Ｔｉは、一般に鋼材の靭性改善を目的として添加される
が、耐めっき割れ性を損なう元素である。しかし、Ｂを
低減し、かつＺｒ＋Ｔｉ複合添加した場合に限って耐め
っき割れ性を改善する。しかし、０．００５％未満では
効果がなく、０．０３０％を超えるとＺｒとの複合効果
が消失し耐めっき割れ性が低下するため、０．００５〜
０．０３０％とする。
【０００８】また、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏは鋼材の強
じん化成分として有用であり、いづれも少なくとも１種
にて０．０５％以上を必要とするが、１．００％を超え
ると溶接性、熱間加工性、経済性および耐めっき割れ性
が低下するので、それぞれ０．０５〜１００％とする。
次に鋼中不純物としてのＳ、Ｐについてはそれぞれ０．
０２０％、０．０３０％以内が許容されるが、とくにＮ
は、０．０１２％を超えるとじん性劣化が著しいので、
０．０１２％以下で低い程のぞましい。上記の成分組成
範囲において（１）又は（２）式に従う成分調整を施し
た溶鋼を、通常の製鋼手段で得たのち、造塊法または連
鋳法によるスラブ、ブルームまたはビレットについて、
必要な圧延加工を常法に従い施してこの発明の高張力鋼
は製造され得る。
じん化成分として有用であり、いづれも少なくとも１種
にて０．０５％以上を必要とするが、１．００％を超え
ると溶接性、熱間加工性、経済性および耐めっき割れ性
が低下するので、それぞれ０．０５〜１００％とする。
次に鋼中不純物としてのＳ、Ｐについてはそれぞれ０．
０２０％、０．０３０％以内が許容されるが、とくにＮ
は、０．０１２％を超えるとじん性劣化が著しいので、
０．０１２％以下で低い程のぞましい。上記の成分組成
範囲において（１）又は（２）式に従う成分調整を施し
た溶鋼を、通常の製鋼手段で得たのち、造塊法または連
鋳法によるスラブ、ブルームまたはビレットについて、
必要な圧延加工を常法に従い施してこの発明の高張力鋼
は製造され得る。
【０００９】本発明にかかる溶接構造用鋼の耐めっき割
れ性の評価について、実験結果に基づいて説明する。試
験片は、表１に示す種々の化学成分の鋼板から１０ｍｍ
φの丸棒を切り出し高周波加熱により６ＫＪ／ｃｍの溶
接入熱量相当の熱サイクルを付与した後、円周切欠き加
工を施したものである。
れ性の評価について、実験結果に基づいて説明する。試
験片は、表１に示す種々の化学成分の鋼板から１０ｍｍ
φの丸棒を切り出し高周波加熱により６ＫＪ／ｃｍの溶
接入熱量相当の熱サイクルを付与した後、円周切欠き加
工を施したものである。
【００１０】
【表１】
【００１１】各試験片の切欠き部のみに亜鉛めっきを施
し、その亜鉛が溶融状態となる４７０℃で種々の静的負
荷応力をかけ、その応力で破断する時間を測定した。こ
のときの負荷応力とめっきを施さない試験片の４７０℃
での引張り強さの比（％表示）Ｒσと、その時の破断時
間の関係を図１に示した。ここにＲσは、４７０℃でめ
っきなし試験片の引張り強さに対して何％の応力状態に
保持して破断するに至ったかを示すパラメーターで、こ
のＲσが少なくとも４０％で高ければ高い程、残留応力
や熱応力が大きいときでも割れ難いことを示す。実操業
でのめっき浴浸漬時間を考慮し、４００秒でのＲσの値
を求め化学成分と重回帰して、（１）、（２）式の左辺
各項の係数が求められた。なお、図１でわかるように、
Ｂが０．０００２％以上含有した鋼材で、Ｒσの値が著
しく低下することより、化学成分の重回帰は、本発明範
囲のＢ≦０．０００１５％の組成鋼を対象にして行なっ
た。
し、その亜鉛が溶融状態となる４７０℃で種々の静的負
荷応力をかけ、その応力で破断する時間を測定した。こ
のときの負荷応力とめっきを施さない試験片の４７０℃
での引張り強さの比（％表示）Ｒσと、その時の破断時
間の関係を図１に示した。ここにＲσは、４７０℃でめ
っきなし試験片の引張り強さに対して何％の応力状態に
保持して破断するに至ったかを示すパラメーターで、こ
のＲσが少なくとも４０％で高ければ高い程、残留応力
や熱応力が大きいときでも割れ難いことを示す。実操業
でのめっき浴浸漬時間を考慮し、４００秒でのＲσの値
を求め化学成分と重回帰して、（１）、（２）式の左辺
各項の係数が求められた。なお、図１でわかるように、
Ｂが０．０００２％以上含有した鋼材で、Ｒσの値が著
しく低下することより、化学成分の重回帰は、本発明範
囲のＢ≦０．０００１５％の組成鋼を対象にして行なっ
た。
【００１２】一方、実溶接後のめっき処理での割れ状況
との対応をとるため、図２に示す拘束継手を製作し、溶
融亜鉛めっき浴に浸漬後、ＨＡＺでのめっき割れを調べ
た。図中の１ａ、１ｂは試験ビード、また２ａ、２ｂは
拘束ビードであり３は試験板である。試験板３は、片側
が研削された板を十字に組み、研削面同士の隅肉ビード
１ａ、黒皮同士の隅肉ビード１ｂとなるように組み立て
た。試験板寸法は、板厚が１５ｍｍで、試験ビードの長
さＬ＝５０ｍｍ、また十字の各張出し長さｌ１＝ｌ２＝
ｌ３＝ｌ４＝５０ｍｍ、そして試験板３の全長Ｗ＝１５
０ｍｍである。拘束ビード２ａ、２ｂの各ビード数はそ
れぞれ２０である。この拘束継手は溶融亜鉛めっき浴に
浸漬して試験ビード１ａ、１ｂにおける割れ発生の有無
を確認し、その結果は表１に併記したとおりである。こ
れから特許請求の範囲内の成分組織で、かつ（１）、
（２）式の左辺の計算値Ｒσにつき、Ｒσ≧４０が満た
されれば拘束継手に割れが生じていないことがわかる。
との対応をとるため、図２に示す拘束継手を製作し、溶
融亜鉛めっき浴に浸漬後、ＨＡＺでのめっき割れを調べ
た。図中の１ａ、１ｂは試験ビード、また２ａ、２ｂは
拘束ビードであり３は試験板である。試験板３は、片側
が研削された板を十字に組み、研削面同士の隅肉ビード
１ａ、黒皮同士の隅肉ビード１ｂとなるように組み立て
た。試験板寸法は、板厚が１５ｍｍで、試験ビードの長
さＬ＝５０ｍｍ、また十字の各張出し長さｌ１＝ｌ２＝
ｌ３＝ｌ４＝５０ｍｍ、そして試験板３の全長Ｗ＝１５
０ｍｍである。拘束ビード２ａ、２ｂの各ビード数はそ
れぞれ２０である。この拘束継手は溶融亜鉛めっき浴に
浸漬して試験ビード１ａ、１ｂにおける割れ発生の有無
を確認し、その結果は表１に併記したとおりである。こ
れから特許請求の範囲内の成分組織で、かつ（１）、
（２）式の左辺の計算値Ｒσにつき、Ｒσ≧４０が満た
されれば拘束継手に割れが生じていないことがわかる。
【００１３】
【実施例】以下、実施例に基づき本発明を説明する。表
２に化学成分を示した供給材を真空溶解法により各々１
００ｋｇｆ鋼塊に溶製し、圧延後放冷あるいは圧延後加
速冷却して供試鋼とした。各鋼材について丸棒引張片に
よる引張り強さを求め、また上述した拘束継手試験での
割れ調査を行なった。拘束継手試験片の割れ調査は、図
２に示した試験体を作成後、脱脂、酸洗、フラックス処
理し、４５５℃の溶融亜鉛中に６分浸漬して得られため
っきを除去した後、ＨＡＺを対象にして検査した。ま
た、表２には、本発明に従う回帰式で計算したＲσの値
を併記した。
２に化学成分を示した供給材を真空溶解法により各々１
００ｋｇｆ鋼塊に溶製し、圧延後放冷あるいは圧延後加
速冷却して供試鋼とした。各鋼材について丸棒引張片に
よる引張り強さを求め、また上述した拘束継手試験での
割れ調査を行なった。拘束継手試験片の割れ調査は、図
２に示した試験体を作成後、脱脂、酸洗、フラックス処
理し、４５５℃の溶融亜鉛中に６分浸漬して得られため
っきを除去した後、ＨＡＺを対象にして検査した。ま
た、表２には、本発明に従う回帰式で計算したＲσの値
を併記した。
【００１４】
【表２】
【００１５】表２から明らかなように、本発明の成分
で、回帰式によるＲσ値が４０を超える実施例はすべて
引張り強さが５８０ＭＰａ以上であり、しかも拘束継手
のＨＡＺに割れは認められない。これに対し、表２中に
アンダーラインで示した成分や計算Ｒσ値が本発明の要
件からはずれた比較例では、割れの程度に違いはある
が、ＨＡＺ割れの発生が認められた。特に、鋼Ｎ０１、
７や１１の比較例では、計算Ｒσ値は４０以上である
が、微量のＢを含有するためＨＡＺ割れが発生してお
り、小入熱溶接のＨＡＺの耐めっき割れ性をＢが著しく
損なうことがわかる。
で、回帰式によるＲσ値が４０を超える実施例はすべて
引張り強さが５８０ＭＰａ以上であり、しかも拘束継手
のＨＡＺに割れは認められない。これに対し、表２中に
アンダーラインで示した成分や計算Ｒσ値が本発明の要
件からはずれた比較例では、割れの程度に違いはある
が、ＨＡＺ割れの発生が認められた。特に、鋼Ｎ０１、
７や１１の比較例では、計算Ｒσ値は４０以上である
が、微量のＢを含有するためＨＡＺ割れが発生してお
り、小入熱溶接のＨＡＺの耐めっき割れ性をＢが著しく
損なうことがわかる。
【００１６】
【発明の効果】本発明によると、小入熱溶接ＨＡＺの耐
めっき割れ性が著しく改善された鋼材が製造できる。
めっき割れ性が著しく改善された鋼材が製造できる。
【図１】Rσ値と破断時間との関係を示す特性図であ
る。
る。
【図２】拘束継手試験の試験体の正面図（ａ）と側面図
（ｂ）である。
（ｂ）である。
１ａ 試験ビード（隅肉ビード） １ｂ 試験ビード（隅肉ビード） ２ａ 拘束ビード ２ｂ 拘束ビード ３ 試験板
【表１】
【表２】
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭61−231141（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−181254（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−198449（ＪＰ，Ａ) 特開 昭59−113161（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−50448（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 301 C22C 38/14 C22C 38/54
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｃ：0.06〜0.15wt% 、Si:0.10 〜0.50wt
% 、Mn:0.80 〜2.00wt% 、Zr:0.012〜0.040wt%、solAl:
0.005 〜0.100wt%、B:0.00015wt%以下、Nb:0.010〜0.10
0wt%及び、V:0.010 〜0.100wt%、を含有し、かつ下記
(1) 式を満足し、残部は実質的にFeおよび不可避的不純
物であって、引張強さ580MPa以上であることを特徴とす
る溶接熱影響部の耐溶融亜鉛めっき割れ性に優れる溶接
構造用高張力鋼。記 244-265C-120Si-82Mn+415Zr-49Al-145Nb-329V ≧40・・
・(1) ここに、Ｃ、Si、Mn、Zr、Al、Nb、V ：各元素の含有量
（wt％） - 【請求項２】 C:0.06〜0.15wt% 、Si:0.10 〜0.50wt%
、Mn:0.80 〜2.00wt% 、Zr:0.012〜0.040wt%、solAl:
0.005 〜0.100wt%、B:0.00015wt%以下、Nb:0.010〜0.10
0wt%、V:0.010 〜0.100wt%と、さらにTi:0.005〜0.030w
t%および／または0.05〜1.00wt% のNi、Cu、Cr、Moの１
種または２種以上を含有し、下記(2) 式を満足し、残部
は実質的にFeおよび不可避的不純物であって、引張強さ
580MPa以上であることを特徴とする溶接熱影響部の耐溶
融亜鉛めっき割れ性に優れる溶接構造用高張力鋼。記 244-265C-120Si-82Mn+415Zr-49Al-145Nb-329V+167Ti-17
Ni-85Cu-81Cr-73Mo≧40・・・(2) ここに、Ｃ、Si、Mn、Zr、Al、Nb、V 、Ti、Ni、Cu、C
r、Mo：各元素の含有量（wt％）
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3258361A JP3011380B2 (ja) | 1991-09-10 | 1991-09-10 | 熱影響部の耐溶融亜鉛めっき割れ性に優れる溶接構造用高張力鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3258361A JP3011380B2 (ja) | 1991-09-10 | 1991-09-10 | 熱影響部の耐溶融亜鉛めっき割れ性に優れる溶接構造用高張力鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0565593A JPH0565593A (ja) | 1993-03-19 |
| JP3011380B2 true JP3011380B2 (ja) | 2000-02-21 |
Family
ID=17319170
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3258361A Expired - Fee Related JP3011380B2 (ja) | 1991-09-10 | 1991-09-10 | 熱影響部の耐溶融亜鉛めっき割れ性に優れる溶接構造用高張力鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3011380B2 (ja) |
-
1991
- 1991-09-10 JP JP3258361A patent/JP3011380B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0565593A (ja) | 1993-03-19 |
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