JP3303672B2 - 耐溶融亜鉛めっき割れ性に優れた高張力鋼及びその製造方法 - Google Patents
耐溶融亜鉛めっき割れ性に優れた高張力鋼及びその製造方法Info
- Publication number
- JP3303672B2 JP3303672B2 JP17031496A JP17031496A JP3303672B2 JP 3303672 B2 JP3303672 B2 JP 3303672B2 JP 17031496 A JP17031496 A JP 17031496A JP 17031496 A JP17031496 A JP 17031496A JP 3303672 B2 JP3303672 B2 JP 3303672B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel
- hot
- dip galvanizing
- test
- 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.)
- Expired - Fee Related
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、鉄塔、橋梁、建築
物などの防錆のために、溶接後、溶融亜鉛メッキを施さ
れるＴＳ６００ＭＰａ級以上の低合金高張力鋼に関す
る。
物などの防錆のために、溶接後、溶融亜鉛メッキを施さ
れるＴＳ６００ＭＰａ級以上の低合金高張力鋼に関す
る。
【０００２】
【従来の技術】鉄塔、橋梁、建築物の防錆のため、それ
らに用いられる鋼材を構造部材に溶接した後、溶融亜鉛
メッキするという方法が広く使用されてきた。その際、
いわゆる、液体金属脆化により、溶接熱影響部に割れが
発生する場合がある。この割れを防止するために、精力
的な研究がなされてきた。それらの成果が鉄と鋼；ｖｏ
ｌ．７９（１９９３）ｐ．１１０８−ｐ．１１１４にま
とめられている。成果の１つは、鋼の溶接熱影響部の耐
溶融亜鉛メッキ割れ性を評価し得るＮＢＴ試験方法を確
立したことである。ＮＢＴ試験では、まず、直径１０ｍ
ｍ、長さ１７０ｍｍの丸棒サンプルに、１４００℃まで
急速加熱後８００℃−５００℃間を８秒で冷却するとい
う溶接再現熱サイクルを与える。上記の熱サイクルを与
えた丸棒に深さ２ｍｍ、角度６０°の円周切り欠き（切
り欠き底の曲率半径０．２５ｍｍ、切り欠き肩部の曲率
半径２ｍｍ）を設けた後、切り欠き部に亜鉛を電着さ
せ、図１に示すような熱加工サイクルを与える。図１で
初期付加応力を数水準に変化させ、破断応力と破断時間
のデータを採取する。その結果を図２に示す例のよう
に、横軸に破断時間、縦軸に上記試験の破断応力を亜鉛
を電着しない時の破断応力で除した値をとりプロット後
曲線回帰し、破断時間４００秒と交差するところの値を
求める。その値がＳＬＭ400 と呼ばれる耐溶融亜鉛メッ
キ割れ性の指標である。因みに、上述の文献では、ＳＬ
Ｍ400 が０．４２以上あれば実用的に溶融亜鉛メッキ割
れは生じないとされている。
らに用いられる鋼材を構造部材に溶接した後、溶融亜鉛
メッキするという方法が広く使用されてきた。その際、
いわゆる、液体金属脆化により、溶接熱影響部に割れが
発生する場合がある。この割れを防止するために、精力
的な研究がなされてきた。それらの成果が鉄と鋼；ｖｏ
ｌ．７９（１９９３）ｐ．１１０８−ｐ．１１１４にま
とめられている。成果の１つは、鋼の溶接熱影響部の耐
溶融亜鉛メッキ割れ性を評価し得るＮＢＴ試験方法を確
立したことである。ＮＢＴ試験では、まず、直径１０ｍ
ｍ、長さ１７０ｍｍの丸棒サンプルに、１４００℃まで
急速加熱後８００℃−５００℃間を８秒で冷却するとい
う溶接再現熱サイクルを与える。上記の熱サイクルを与
えた丸棒に深さ２ｍｍ、角度６０°の円周切り欠き（切
り欠き底の曲率半径０．２５ｍｍ、切り欠き肩部の曲率
半径２ｍｍ）を設けた後、切り欠き部に亜鉛を電着さ
せ、図１に示すような熱加工サイクルを与える。図１で
初期付加応力を数水準に変化させ、破断応力と破断時間
のデータを採取する。その結果を図２に示す例のよう
に、横軸に破断時間、縦軸に上記試験の破断応力を亜鉛
を電着しない時の破断応力で除した値をとりプロット後
曲線回帰し、破断時間４００秒と交差するところの値を
求める。その値がＳＬＭ400 と呼ばれる耐溶融亜鉛メッ
キ割れ性の指標である。因みに、上述の文献では、ＳＬ
Ｍ400 が０．４２以上あれば実用的に溶融亜鉛メッキ割
れは生じないとされている。
【０００３】もう１つの成果は、ＳＬＭ400 と鋼成分の
関係を詳細に調べ、Ｂ：２ｐｐｍ以下で、かつＣＥＺｍ
ｏｄ＝Ｃ＋Ｓｉ／１７＋Ｍｎ／７．５＋Ｃｕ／１３＋Ｎ
ｉ／１７＋Ｃｒ／４．５＋Ｍｏ／３＋Ｖ／１．５＋Ｎｂ
／２＋Ｔｉ／４．５＋４２０Ｂ≦０．４４％を満たす鋼
では、ＳＬＭ400 が０．４２以上となり、溶接部でも溶
融亜鉛メッキ割れが発生しないことを明らかにしたこと
である。現在、溶融亜鉛メッキ用のＴＳ６００ＭＰａ級
では、上記の知見をもとに製造されている。
関係を詳細に調べ、Ｂ：２ｐｐｍ以下で、かつＣＥＺｍ
ｏｄ＝Ｃ＋Ｓｉ／１７＋Ｍｎ／７．５＋Ｃｕ／１３＋Ｎ
ｉ／１７＋Ｃｒ／４．５＋Ｍｏ／３＋Ｖ／１．５＋Ｎｂ
／２＋Ｔｉ／４．５＋４２０Ｂ≦０．４４％を満たす鋼
では、ＳＬＭ400 が０．４２以上となり、溶接部でも溶
融亜鉛メッキ割れが発生しないことを明らかにしたこと
である。現在、溶融亜鉛メッキ用のＴＳ６００ＭＰａ級
では、上記の知見をもとに製造されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】高張力鋼の成分設計で
は、一般に焼入性を高める元素や析出強化する元素が添
加されている。しかし、ＣＥＺｍｏｄの式でもわかるよ
うに、添加元素のほとんどすべては耐溶融亜鉛メッキ割
れ性を劣化させてしまうので、溶融亜鉛メッキ用ＴＳ６
００ＭＰａ級以上の高張力鋼を製造するのは容易でな
い。また、混入Ｂも２ｐｐｍに制限する必要があり溶解
原料の品質管理に多大な費用が発生している状況にあ
る。また、Ｂ：２ｐｐｍ未満、ＣＥＺｍｏｄ：０．４４
％未満を満たし成分的には同等のＴＳ６００ＭＰａ級鋼
材でも、ミクロ組織によりＮＢＴ試験結果が著しく異な
る場合がある。本発明はこのような事情に鑑みてなされ
たもので、その課題の１つは、耐溶融亜鉛メッキ割れ性
を向上させる添加元素を見い出し、高張力鋼の成分設計
を容易にしようとするものである。本発明のもう１つの
課題は、ミクロ組織の影響を加味した新たな指標を提供
し、ＴＳ６００ＭＰａ級の性能安定性を向上させること
にある。さらに、上述の２つの課題達成を通して、従来
不可能視されていた溶融亜鉛メッキ用ＴＳ７００ＭＰａ
級、８００ＭＰａ級鋼を提供するものである。
は、一般に焼入性を高める元素や析出強化する元素が添
加されている。しかし、ＣＥＺｍｏｄの式でもわかるよ
うに、添加元素のほとんどすべては耐溶融亜鉛メッキ割
れ性を劣化させてしまうので、溶融亜鉛メッキ用ＴＳ６
００ＭＰａ級以上の高張力鋼を製造するのは容易でな
い。また、混入Ｂも２ｐｐｍに制限する必要があり溶解
原料の品質管理に多大な費用が発生している状況にあ
る。また、Ｂ：２ｐｐｍ未満、ＣＥＺｍｏｄ：０．４４
％未満を満たし成分的には同等のＴＳ６００ＭＰａ級鋼
材でも、ミクロ組織によりＮＢＴ試験結果が著しく異な
る場合がある。本発明はこのような事情に鑑みてなされ
たもので、その課題の１つは、耐溶融亜鉛メッキ割れ性
を向上させる添加元素を見い出し、高張力鋼の成分設計
を容易にしようとするものである。本発明のもう１つの
課題は、ミクロ組織の影響を加味した新たな指標を提供
し、ＴＳ６００ＭＰａ級の性能安定性を向上させること
にある。さらに、上述の２つの課題達成を通して、従来
不可能視されていた溶融亜鉛メッキ用ＴＳ７００ＭＰａ
級、８００ＭＰａ級鋼を提供するものである。
【０００５】
【課題を解決する手段】すなわち、本発明は、Ｃ：０．
０３以上０．１８％以下、Ｓｉ：０．１％以上０．３％
以下、Ｍｎ：０．５％以上１．８％以下、Ｓ：０．００
２％以下、Ａｌ：０．００５％以上０．１％以下、Ｂ：
０．０００４％以下、Ｃａ：０．００１％以上０．００
４％以下、さらに、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．
１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃｕ：１．５％以下、Ｎ
ｉ：２％以下、Ｃｒ：０．４％以下、Ｍｏ：０．３％以
下の１種または２種以上が添加され、残部が鉄および不
可避的不純物からなり、かつ成分とミクロ組織の複合パ
ラメーター、 Ｍ−ＣＥＺca＝Ｃ＋Ｓｉ／１７＋Ｍｎ／７．５＋Ｃｕ／
１３＋Ｎｉ／１７＋Ｃｒ／４．５＋Ｍｏ／３．０＋Ｖ／
１．５＋Ｎｂ／２＋Ｔｉ／４．５＋４２０Ｂ−１３Ｃａ
−（平均アスペクト比−２．０）／５０ が０．４４％以下であることを特徴とする溶接熱影響部
の耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた高張力鋼である。
０３以上０．１８％以下、Ｓｉ：０．１％以上０．３％
以下、Ｍｎ：０．５％以上１．８％以下、Ｓ：０．００
２％以下、Ａｌ：０．００５％以上０．１％以下、Ｂ：
０．０００４％以下、Ｃａ：０．００１％以上０．００
４％以下、さらに、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．
１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃｕ：１．５％以下、Ｎ
ｉ：２％以下、Ｃｒ：０．４％以下、Ｍｏ：０．３％以
下の１種または２種以上が添加され、残部が鉄および不
可避的不純物からなり、かつ成分とミクロ組織の複合パ
ラメーター、 Ｍ−ＣＥＺca＝Ｃ＋Ｓｉ／１７＋Ｍｎ／７．５＋Ｃｕ／
１３＋Ｎｉ／１７＋Ｃｒ／４．５＋Ｍｏ／３．０＋Ｖ／
１．５＋Ｎｂ／２＋Ｔｉ／４．５＋４２０Ｂ−１３Ｃａ
−（平均アスペクト比−２．０）／５０ が０．４４％以下であることを特徴とする溶接熱影響部
の耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた高張力鋼である。
【０００６】ここで、平均アスペクト比は、図５に定義
されているように、アスペクト比＝（Ｌ／Ｈ）ｉの平均
値である（ｉ＝１，２……ｎ、ｎ＞１００）。
されているように、アスペクト比＝（Ｌ／Ｈ）ｉの平均
値である（ｉ＝１，２……ｎ、ｎ＞１００）。
【０００７】Ｌ：フェライト粒或いはオーステナイト粒
の圧延方向の径 Ｈ：フェライト粒或いはオーステナイト粒の板厚方向の
径
の圧延方向の径 Ｈ：フェライト粒或いはオーステナイト粒の板厚方向の
径
【０００８】
【発明の実施の形態】以下に本発明の詳細を示す。ま
ず、成分範囲限定理由について述べる。
ず、成分範囲限定理由について述べる。
【０００９】Ｃは、強度を高めるのに必須の元素であ
る。０．０３％未満ではＴＳ６００ＭＰａ以上の強度を
得るのが困難で、０．１８％を超えると鋼の靱性ならび
に溶接性が著しく劣化するため、０．０３％以上０．１
８％以下に限定した。
る。０．０３％未満ではＴＳ６００ＭＰａ以上の強度を
得るのが困難で、０．１８％を超えると鋼の靱性ならび
に溶接性が著しく劣化するため、０．０３％以上０．１
８％以下に限定した。
【００１０】Ｓｉは、メッキ後の外観状況と関係してお
り、０．１％未満、０．３％超えではいずれもメッキ焼
けが発生し易くなる。よって、０．１％以上０．３％以
下に限定した。
り、０．１％未満、０．３％超えではいずれもメッキ焼
けが発生し易くなる。よって、０．１％以上０．３％以
下に限定した。
【００１１】Ｍｎは強度、靱性の面から必須の元素であ
るが、０．５％未満ではＴＳ６００ＭＰａ以上の強度を
得るのが困難で、１．８％を超えると溶接性が著しく劣
化するため、Ｍｎ：０．５％以上１．８％以下に限定し
た。
るが、０．５％未満ではＴＳ６００ＭＰａ以上の強度を
得るのが困難で、１．８％を超えると溶接性が著しく劣
化するため、Ｍｎ：０．５％以上１．８％以下に限定し
た。
【００１２】ＳはＣａと化合し、ＣａＳを形成する。
０．００２％を超えて含有しているとＣａＳのクラスタ
ーを形成し、鋼の靱性、溶接性を著しく劣化させる。し
たがって、０．００２％以下に限定した。
０．００２％を超えて含有しているとＣａＳのクラスタ
ーを形成し、鋼の靱性、溶接性を著しく劣化させる。し
たがって、０．００２％以下に限定した。
【００１３】Ａｌは脱酸のため必須の元素である。０．
００５％未満では脱酸が不十分であり、０．１％を超え
ると多量のアルミナが発生し、鋼の清浄性を著しく劣化
させる。したがって、０．００５％以上０．１％以下に
限定した。
００５％未満では脱酸が不十分であり、０．１％を超え
ると多量のアルミナが発生し、鋼の清浄性を著しく劣化
させる。したがって、０．００５％以上０．１％以下に
限定した。
【００１４】Ｂは鋼の焼入性を著しく向上させる一方、
耐溶融亜鉛メッキ割れ性を著しく劣化させる。上述した
ように、過去の技術では、溶融亜鉛メッキされる高張力
鋼では、Ｂの混入レベルも０．０００２％以下に厳しく
制限する必要があった。しかし、Ｃａを添加すると通常
の溶解原料管理で達成できる０．０００４％まで緩和で
きることが判明した。したがって、本発明では、Ｂを
０．０００４％以下に限定した。
耐溶融亜鉛メッキ割れ性を著しく劣化させる。上述した
ように、過去の技術では、溶融亜鉛メッキされる高張力
鋼では、Ｂの混入レベルも０．０００２％以下に厳しく
制限する必要があった。しかし、Ｃａを添加すると通常
の溶解原料管理で達成できる０．０００４％まで緩和で
きることが判明した。したがって、本発明では、Ｂを
０．０００４％以下に限定した。
【００１５】Ｃａは、本発明者が見出だした耐亜鉛メッ
キ割れ性を著しく改善する添加元素である。図３に、Ｃ
ａ以外は同等の成分を有する鋼を同一条件で圧延し、Ｎ
ＢＴ試験に供した結果を示している。Ｃａを添加するこ
とで著しくＳＬＭ400 が上昇していることがわかる。し
かし、０．００１％未満のＣａ添加ではその効果が明ら
かでなく、０．００４％を超えて添加すると、Ｃａ−Ｏ
−Ｓのクラスターが発生し、鋼の清浄性が低下し溶接性
を著しく劣化させてしまう。したがって、Ｃａを０．０
０１％以上０．００４％以下に限定した。
キ割れ性を著しく改善する添加元素である。図３に、Ｃ
ａ以外は同等の成分を有する鋼を同一条件で圧延し、Ｎ
ＢＴ試験に供した結果を示している。Ｃａを添加するこ
とで著しくＳＬＭ400 が上昇していることがわかる。し
かし、０．００１％未満のＣａ添加ではその効果が明ら
かでなく、０．００４％を超えて添加すると、Ｃａ−Ｏ
−Ｓのクラスターが発生し、鋼の清浄性が低下し溶接性
を著しく劣化させてしまう。したがって、Ｃａを０．０
０１％以上０．００４％以下に限定した。
【００１６】Ｃｕは鋼の強度を高めるのに有効な元素で
あるが、１．５％を超えて添加した場合にはＣｕ割れが
発生し易い。よって、１．５％以下に限定した。
あるが、１．５％を超えて添加した場合にはＣｕ割れが
発生し易い。よって、１．５％以下に限定した。
【００１７】Ｎｉは、鋼の強度向上ならびに靱性向上に
有効な元素であるが、経済性を考慮し、２％以下に限定
した。
有効な元素であるが、経済性を考慮し、２％以下に限定
した。
【００１８】Ｃｒは鋼の強度を高めるのに有効な元素で
あるが、０．４％を超えて添加すると鋼の靱性、溶接性
を劣化させるため、０．４％以下に限定した。
あるが、０．４％を超えて添加すると鋼の靱性、溶接性
を劣化させるため、０．４％以下に限定した。
【００１９】Ｍｏは鋼の強度を高めるのに有効な元素で
あるが、０．３％を超えて添加すると鋼の靱性、溶接性
を著しく劣化させるため、０．３％以下に限定した。
あるが、０．３％を超えて添加すると鋼の靱性、溶接性
を著しく劣化させるため、０．３％以下に限定した。
【００２０】Ｖは微量の添加で析出強化により鋼の強度
を高めるのに有効な元素であるが、０．１％を超えて添
加すると鋼の靱性、溶接性を著しく劣化させるため、
０．１％以下に限定した。
を高めるのに有効な元素であるが、０．１％を超えて添
加すると鋼の靱性、溶接性を著しく劣化させるため、
０．１％以下に限定した。
【００２１】Ｎｂは鋼の靱性を改善し、微量の添加で鋼
の強度を高めるのに有効な元素であるが、０．０５％を
超えて添加すると溶接熱影響部の靱性を著しく劣化させ
るため、０．０５％以下に限定した。
の強度を高めるのに有効な元素であるが、０．０５％を
超えて添加すると溶接熱影響部の靱性を著しく劣化させ
るため、０．０５％以下に限定した。
【００２２】Ｔｉは微量の添加で析出強化により鋼の強
度を高めるのに有効な元素であるが、０．１％を超えて
添加すると鋼の靱性、溶接性を著しく劣化させるため、
０．１％以下に限定した。
度を高めるのに有効な元素であるが、０．１％を超えて
添加すると鋼の靱性、溶接性を著しく劣化させるため、
０．１％以下に限定した。
【００２３】次に、以下に示す“Ｍ−ＣＥＺca”の値を
０．４４％以下にする。この０．４４％以下とすること
で、実用的に溶融亜鉛めっきわれが生じないとされる
０．４２以上のＳＬＭ400 を得ることができる。
０．４４％以下にする。この０．４４％以下とすること
で、実用的に溶融亜鉛めっきわれが生じないとされる
０．４２以上のＳＬＭ400 を得ることができる。
【００２４】これは本発明者らの実験により明かとなっ
た。すなわち、同一成分の鋼を圧延条件を変えて、フェ
ライトの伸長度の異なる３鋼板を製造し、そのＳＬＭ
400 を求めた。図４にＳＬＭ400 とフェライト粒の平均
アスペクト比（定義：図５）の関係を示す。伸長度の大
きな鋼ほど、優れたＳＬＭ400 値が得られている。同図
には、ＮＢＴ試練の再現ＨＡＺ熱サイクル付与後のオー
ステナイト粒度Ｎｏ．を（ ）内に記入しており、平均
アスペクト比の高いミクロ組織を有する鋼板ほど、再現
ＨＡＺのオーステナイト粒が小さくなっていることがわ
かる。従来、溶接熱影響部の組織は鋼の成分で決まり、
鋼材のミクロ組織の影響はほとんどないと考えられてい
た。しかし、溶融亜鉛メッキ割れが問題となる小入熱溶
接では、圧延組織の伸長粒化するほど、溶接熱影響部の
オーステナイト粒が微細化し、その結果、耐溶融亜鉛メ
ッキ割れ性が向上することが判明した。これは、フェラ
イト粒が伸長化したことが逆変態の核生成・成長に影響
しオーステナイト粒が微細化したためかあるいはフェラ
イト粒が著しく伸長化するような圧延が炭窒化物の析出
状態に影響しオーステナイト粒の粗大化を抑制したため
と考えられる。
た。すなわち、同一成分の鋼を圧延条件を変えて、フェ
ライトの伸長度の異なる３鋼板を製造し、そのＳＬＭ
400 を求めた。図４にＳＬＭ400 とフェライト粒の平均
アスペクト比（定義：図５）の関係を示す。伸長度の大
きな鋼ほど、優れたＳＬＭ400 値が得られている。同図
には、ＮＢＴ試練の再現ＨＡＺ熱サイクル付与後のオー
ステナイト粒度Ｎｏ．を（ ）内に記入しており、平均
アスペクト比の高いミクロ組織を有する鋼板ほど、再現
ＨＡＺのオーステナイト粒が小さくなっていることがわ
かる。従来、溶接熱影響部の組織は鋼の成分で決まり、
鋼材のミクロ組織の影響はほとんどないと考えられてい
た。しかし、溶融亜鉛メッキ割れが問題となる小入熱溶
接では、圧延組織の伸長粒化するほど、溶接熱影響部の
オーステナイト粒が微細化し、その結果、耐溶融亜鉛メ
ッキ割れ性が向上することが判明した。これは、フェラ
イト粒が伸長化したことが逆変態の核生成・成長に影響
しオーステナイト粒が微細化したためかあるいはフェラ
イト粒が著しく伸長化するような圧延が炭窒化物の析出
状態に影響しオーステナイト粒の粗大化を抑制したため
と考えられる。
【００２５】実施例に示すごとく、ＮＢＴ試験で得られ
たＳＬＭ400 と成分・ミクロ組織の複合パラメータＭ−
ＣＥＺcaの関係を求めたところ、 Ｍ−ＣＥＺca＝Ｃ＋Ｓｉ／１７＋Ｍｎ／７．５＋Ｃｕ／
１３＋Ｎｉ／１７＋Ｃｒ／４．５＋Ｍｏ／３．０＋Ｖ／
１．５＋Ｎｂ／２＋Ｔｉ／４．５＋４２０Ｂ−１３Ｃａ
−（平均アスペクト比−２．０）／５０≦０．４４％ の鋼では、０．４２以上のＳＬＭ400 が得られることが
わかった。本パラメーターにより、Ｃａの効果や組織伸
長化の効果が定量的に把握でき、ＴＳ６００ＭＰａ級の
耐溶融亜鉛メッキ割れ性を安定させるための成分設計、
組織制御が行える。また、Ｃａを添加し、平均アスペク
ト比を増大させることで耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れ
たＴＳ７００ＭＰａ級、８００ＭＰａ級の製造が可能と
なった。
たＳＬＭ400 と成分・ミクロ組織の複合パラメータＭ−
ＣＥＺcaの関係を求めたところ、 Ｍ−ＣＥＺca＝Ｃ＋Ｓｉ／１７＋Ｍｎ／７．５＋Ｃｕ／
１３＋Ｎｉ／１７＋Ｃｒ／４．５＋Ｍｏ／３．０＋Ｖ／
１．５＋Ｎｂ／２＋Ｔｉ／４．５＋４２０Ｂ−１３Ｃａ
−（平均アスペクト比−２．０）／５０≦０．４４％ の鋼では、０．４２以上のＳＬＭ400 が得られることが
わかった。本パラメーターにより、Ｃａの効果や組織伸
長化の効果が定量的に把握でき、ＴＳ６００ＭＰａ級の
耐溶融亜鉛メッキ割れ性を安定させるための成分設計、
組織制御が行える。また、Ｃａを添加し、平均アスペク
ト比を増大させることで耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れ
たＴＳ７００ＭＰａ級、８００ＭＰａ級の製造が可能と
なった。
【００２６】
【実施例】表１、表２に示す化学組成の鋼を溶解、鋳造
後、熱間圧延にて１６−５０ｍｍ厚の鋼板にした。Ａ鋼
からＫ鋼がＣａ添加された鋼である。また、ＡＡ鋼から
ＫＫ鋼がＣａ無添加の鋼であり、たとえばＡＡ鋼はＡ鋼
とＢＢ鋼はＢ鋼とＣａ以外の成分はほぼ同じ鋼である。
鋼板製造に際し、表１、２に記載しているように圧延、
冷却方法を変化させて製造している。Ａ鋼、Ｂ鋼、Ｅ
鋼、ＡＡ鋼、ＢＢ鋼、ＥＥ鋼は、制御圧延（ＣＲ：オー
ステナイトの低温域で圧延を仕上げたもの）あるいは２
相域圧延（２相域ＣＲ：Ａｒ３−Ａｒ１間で圧延を仕上
げたもの）した後、放冷にて製造している。２相域圧延
も１パスあたりの圧下量を変化させており、表１では１
パスあたりの圧下率の大きな圧延を２相域強ＣＲと表現
している。Ｃ鋼、Ｄ鋼、ＣＣ鋼は、ＣＲ後制御冷却（Ｏ
ＬＡＣ）を施しており、Ｄ鋼はさらに焼戻し処理（Ｔ）
を実施している。Ｃ鋼、Ｄ鋼でも制御圧延条件を変化さ
せており、オーステナイトの低温域で大きな圧下量をと
った圧延を強ＣＲと表現している。Ｆ鋼、Ｇ鋼、Ｈ鋼、
Ｊ鋼、Ｋ鋼、ＧＧ鋼、ＨＨ鋼、ＪＪ鋼、ＫＫ鋼は、圧延
後直接焼入（ＤＱ）−焼戻し処理した鋼である。これら
の鋼でも、圧延条件を変化させており、ＣＲや強ＣＲと
いう表現は上述と同様の意味を持っている。単にＤＱ−
Ｔ記載した鋼は、普通圧延（オーステナイトの高温域で
圧延を終了したもの）後ＤＱ−Ｔ処理を実施したことを
意味する。
後、熱間圧延にて１６−５０ｍｍ厚の鋼板にした。Ａ鋼
からＫ鋼がＣａ添加された鋼である。また、ＡＡ鋼から
ＫＫ鋼がＣａ無添加の鋼であり、たとえばＡＡ鋼はＡ鋼
とＢＢ鋼はＢ鋼とＣａ以外の成分はほぼ同じ鋼である。
鋼板製造に際し、表１、２に記載しているように圧延、
冷却方法を変化させて製造している。Ａ鋼、Ｂ鋼、Ｅ
鋼、ＡＡ鋼、ＢＢ鋼、ＥＥ鋼は、制御圧延（ＣＲ：オー
ステナイトの低温域で圧延を仕上げたもの）あるいは２
相域圧延（２相域ＣＲ：Ａｒ３−Ａｒ１間で圧延を仕上
げたもの）した後、放冷にて製造している。２相域圧延
も１パスあたりの圧下量を変化させており、表１では１
パスあたりの圧下率の大きな圧延を２相域強ＣＲと表現
している。Ｃ鋼、Ｄ鋼、ＣＣ鋼は、ＣＲ後制御冷却（Ｏ
ＬＡＣ）を施しており、Ｄ鋼はさらに焼戻し処理（Ｔ）
を実施している。Ｃ鋼、Ｄ鋼でも制御圧延条件を変化さ
せており、オーステナイトの低温域で大きな圧下量をと
った圧延を強ＣＲと表現している。Ｆ鋼、Ｇ鋼、Ｈ鋼、
Ｊ鋼、Ｋ鋼、ＧＧ鋼、ＨＨ鋼、ＪＪ鋼、ＫＫ鋼は、圧延
後直接焼入（ＤＱ）−焼戻し処理した鋼である。これら
の鋼でも、圧延条件を変化させており、ＣＲや強ＣＲと
いう表現は上述と同様の意味を持っている。単にＤＱ−
Ｔ記載した鋼は、普通圧延（オーステナイトの高温域で
圧延を終了したもの）後ＤＱ−Ｔ処理を実施したことを
意味する。
【００２７】これらの鋼板に対し、圧延に平行な面のミ
クロ組織観察（平均アスペクト比測定）、引張試験、Ｎ
ＢＴ試験、拘束継手割れ試験を実施した。圧延後放冷し
た鋼はフェライト粒の平均アスペクト比を測定してい
る。一方、圧延後制御冷却（ＯＬＡＣ）あるいは直接焼
入（ＤＱ）した鋼は焼きが入った組織となっており前オ
ーステナイト粒の平均アスペクト比を測定した。ＮＢＴ
試験は、前述したように鉄と鋼ｖｏｌ．７９（１９９
３）ｐ．１１０８−Ｐ．１１１４に記載の方法で実施し
た。拘束割れ試験は、図６に示す十字継手を作成後、４
７０℃の亜鉛浴中に浸漬、メッキ後、試験ビード１のト
ウ部における割れの有無を調べる試験である。拘束ビー
ド２のパス数は１８パスであり、この拘束ビードによ
り、試験ビード１のトウ部に母材の降伏応力相当の非常
に高い残留応力が作用していることを確認している。し
たがって、この試験体で割れの発生しない場合、実構造
溶接部材の溶融亜鉛メッキにおいても割れは発生しない
と判断できる。
クロ組織観察（平均アスペクト比測定）、引張試験、Ｎ
ＢＴ試験、拘束継手割れ試験を実施した。圧延後放冷し
た鋼はフェライト粒の平均アスペクト比を測定してい
る。一方、圧延後制御冷却（ＯＬＡＣ）あるいは直接焼
入（ＤＱ）した鋼は焼きが入った組織となっており前オ
ーステナイト粒の平均アスペクト比を測定した。ＮＢＴ
試験は、前述したように鉄と鋼ｖｏｌ．７９（１９９
３）ｐ．１１０８−Ｐ．１１１４に記載の方法で実施し
た。拘束割れ試験は、図６に示す十字継手を作成後、４
７０℃の亜鉛浴中に浸漬、メッキ後、試験ビード１のト
ウ部における割れの有無を調べる試験である。拘束ビー
ド２のパス数は１８パスであり、この拘束ビードによ
り、試験ビード１のトウ部に母材の降伏応力相当の非常
に高い残留応力が作用していることを確認している。し
たがって、この試験体で割れの発生しない場合、実構造
溶接部材の溶融亜鉛メッキにおいても割れは発生しない
と判断できる。
【００２８】供試鋼板の各試験結果を表３に示す。Ｃａ
の添加されていないＡＡ１−ＫＫ１鋼では、ＳＬＭ400
が０．４２以下であり、拘束割れ試験でも割れが発生し
ている。Ｃａが添加され、かつ平均アスペクト比が大き
い鋼ほど、ＳＬＭ400 が多く、拘束割れ試験でも割れが
発生しにくい傾向が見られる。特に、Ｂが４ｐｐｍと高
くＣＥＺｍｏｄが０．４４％を大きく超えているＢ鋼や
Ｃ鋼でも高平均アスペクト比において、優れた耐亜鉛メ
ッキ割れ性を示している。また、不可能視されていた耐
亜鉛メッキ割れ性の良好なＴＳ７００ＭＰａ級、ＴＳ８
００ＭＰａ級の鋼板が、高平均アスペクト比となるミク
ロ組織を付与することで製造できた（Ｇ２鋼板、Ｈ３鋼
板、Ｊ２鋼板、Ｋ３鋼板）。
の添加されていないＡＡ１−ＫＫ１鋼では、ＳＬＭ400
が０．４２以下であり、拘束割れ試験でも割れが発生し
ている。Ｃａが添加され、かつ平均アスペクト比が大き
い鋼ほど、ＳＬＭ400 が多く、拘束割れ試験でも割れが
発生しにくい傾向が見られる。特に、Ｂが４ｐｐｍと高
くＣＥＺｍｏｄが０．４４％を大きく超えているＢ鋼や
Ｃ鋼でも高平均アスペクト比において、優れた耐亜鉛メ
ッキ割れ性を示している。また、不可能視されていた耐
亜鉛メッキ割れ性の良好なＴＳ７００ＭＰａ級、ＴＳ８
００ＭＰａ級の鋼板が、高平均アスペクト比となるミク
ロ組織を付与することで製造できた（Ｇ２鋼板、Ｈ３鋼
板、Ｊ２鋼板、Ｋ３鋼板）。
【００２９】ＳＬＭ400 の値ならびに拘束割れ試験の結
果をＭ−ＣＥＺcaというパラメーターで整理した結果を
図７に示す。横軸にＭ−ＣＥＺca、縦軸にＳＬＭ400 を
とり、拘束割れ試験の結果を○／●で示している。発明
の有効性が明瞭である。
果をＭ−ＣＥＺcaというパラメーターで整理した結果を
図７に示す。横軸にＭ−ＣＥＺca、縦軸にＳＬＭ400 を
とり、拘束割れ試験の結果を○／●で示している。発明
の有効性が明瞭である。
【００３０】
【表１】
【００３１】
【表２】
【００３２】
【表３】
【００３３】
【発明の効果】以上の説明から明らかなように、Ｃａな
どに添加元素の含有量を限定し、かつ平均アスペクト比
の組み合わせたパラメーター“Ｍ−ＣＥＺca”を限定す
ることにより、鉄塔、橋梁、建築物などの溶接構造物の
溶融亜鉛メッキ割れを防止することができる。特に、Ｃ
ａ添加とミクロ組織制御により、従来困難であった高張
力化と耐溶融亜鉛メッキ割れ性の向上という相反する特
性が容易に低コストで達成でき、産業上、極めて大きな
効果を有する。
どに添加元素の含有量を限定し、かつ平均アスペクト比
の組み合わせたパラメーター“Ｍ−ＣＥＺca”を限定す
ることにより、鉄塔、橋梁、建築物などの溶接構造物の
溶融亜鉛メッキ割れを防止することができる。特に、Ｃ
ａ添加とミクロ組織制御により、従来困難であった高張
力化と耐溶融亜鉛メッキ割れ性の向上という相反する特
性が容易に低コストで達成でき、産業上、極めて大きな
効果を有する。
【図１】耐溶融亜鉛メッキ割れ性を評価するＮＢＴ試験
において、試験片に付与される温度・熱サイクルを示す
図。
において、試験片に付与される温度・熱サイクルを示す
図。
【図２】破断時間４００秒における破断強化ＳＬＭ400
（＝亜鉛電着サンプルの破断強度／亜鉛電着無しのサン
プルの破断強度）を求める方法について説明するための
図。
（＝亜鉛電着サンプルの破断強度／亜鉛電着無しのサン
プルの破断強度）を求める方法について説明するための
図。
【図３】Ｃａ添加鋼板Ａｌ、Ｃａ無添加板ＡＡ１鋼のＮ
ＢＴ試験結果を示している図。両鋼板は、成分的にはＣ
ａ添加の有無以外はほぼ同等の組成を有しており、同一
の圧延条件で製造された。
ＢＴ試験結果を示している図。両鋼板は、成分的にはＣ
ａ添加の有無以外はほぼ同等の組成を有しており、同一
の圧延条件で製造された。
【図４】ＳＬＭ400 に及ぼす平均アスペクト比の影響に
ついて示した図。（ａ）はフェライト＋パーライト組織
を有したＴＳ６００ＭＰａ級のＡ１〜Ａ３鋼板およびＢ
１〜Ｂ３鋼板の結果であり、（ｂ）は焼戻しマルテンサ
イト組織を有したＴＳ７００ＭＰａ級のＨ１〜Ｈ３鋼板
およびＫ１〜Ｋ３鋼板の結果である。
ついて示した図。（ａ）はフェライト＋パーライト組織
を有したＴＳ６００ＭＰａ級のＡ１〜Ａ３鋼板およびＢ
１〜Ｂ３鋼板の結果であり、（ｂ）は焼戻しマルテンサ
イト組織を有したＴＳ７００ＭＰａ級のＨ１〜Ｈ３鋼板
およびＫ１〜Ｋ３鋼板の結果である。
【図５】平均アスペクト比の定義について示した図。
【図６】拘束割れ試験体の大きさ、構成について示した
図。（ａ）は正面図、（ｂ）は側面図である。
図。（ａ）は正面図、（ｂ）は側面図である。
【図７】Ｍ−ＣＥＺcaとＳＬＭ400 との相関関係ならび
に拘束割れ試験結果の対応を示す図。
に拘束割れ試験結果の対応を示す図。
１…試験ビード、２…拘束ビード（１８パス／１サイ
ド）、３…試験板。
ド）、３…試験板。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０３以上０．１８％
以下、Ｓｉ：０．１％以上０．３％以下、Ｍｎ：０．５
％以上１．８％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ａｌ：
０．００５％以上０．１％以下、Ｂ：０．０００４％以
下、Ｃａ：０．００１％以上０．００４％以下、さら
に、Ｎｂ：０．００５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、
Ｖ：０．１％以下、Ｃｕ：１．５％以下、Ｎｉ：２％以
下、Ｃｒ：０．４％以下、Ｍｏ：０．３％以下の１種ま
たは２種以上が添加され、残部が鉄および不可避的不純
物からなり、かつ成分とミクロ組織の複合パラメータ
ー、Ｍ−ＣＥＺca＝Ｃ＋Ｓｉ／１７＋Ｍｎ／７．５＋Ｃ
ｕ／１３＋Ｎｉ／１７＋Ｃｒ／４．５＋Ｍｏ／３．０＋
Ｖ／１．５＋Ｎｂ／２＋Ｔｉ／４．５＋４２０Ｂ−１３
Ｃａ−（平均アスペクト比−２．０）／５０が０．４４
％以下であることを特徴とする溶接熱影響部の耐溶融亜
鉛メッキ割れ性に優れた高張力鋼。 - 【請求項２】 重量％で、Ｃ：０．０３以上０．１８％
以下、Ｓｉ：０．１％以上０．３％以下、Ｍｎ：０．５
％以上１．８％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ａｌ：
０．００５％以上０．１％以下、Ｂ：０．０００４％以
下、Ｃａ：０．００１％以上０．００４％以下、さら
に、Ｎｂ：０．００５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、
Ｖ：０．１％以下、Ｃｕ：１．５％以下、Ｎｉ：２％以
下、Ｃｒ：０．４％以下、Ｍｏ：０．３％以下の１種ま
たは２種以上が添加され、残部が鉄および不可避的不純
物からなる鋼を圧延する際に、その圧延条件を制御し
て、成分とミクロ組織の複合パラメーター、Ｍ−ＣＥＺ
ca＝Ｃ＋Ｓｉ／１７＋Ｍｎ／７．５＋Ｃｕ／１３＋Ｎｉ
／１７＋Ｃｒ／４．５＋Ｍｏ／３．０＋Ｖ／１．５＋Ｎ
ｂ／２＋Ｔｉ／４．５＋４２０Ｂ−１３Ｃａ−（平均ア
スペクト比−２．０）／５０が０．４４％以下となるよ
うにすることを特徴とする溶接熱影響部の耐溶融亜鉛メ
ッキ割れ性に優れた高張力鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17031496A JP3303672B2 (ja) | 1996-06-28 | 1996-06-28 | 耐溶融亜鉛めっき割れ性に優れた高張力鋼及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17031496A JP3303672B2 (ja) | 1996-06-28 | 1996-06-28 | 耐溶融亜鉛めっき割れ性に優れた高張力鋼及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1017991A JPH1017991A (ja) | 1998-01-20 |
| JP3303672B2 true JP3303672B2 (ja) | 2002-07-22 |
Family
ID=15902676
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP17031496A Expired - Fee Related JP3303672B2 (ja) | 1996-06-28 | 1996-06-28 | 耐溶融亜鉛めっき割れ性に優れた高張力鋼及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3303672B2 (ja) |
-
1996
- 1996-06-28 JP JP17031496A patent/JP3303672B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH1017991A (ja) | 1998-01-20 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR102548555B1 (ko) | 냉간 압연 및 열 처리된 강판 및 냉간 압연 및 열 처리된 강판의 제조 방법 | |
| JP7262288B2 (ja) | 母材と溶接熱影響部の靭性に優れかつ音響異方性の小さい高強度低降伏比厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP7076325B2 (ja) | 厚鋼板およびその製造方法ならびに溶接構造物 | |
| JP2002047532A (ja) | 溶接性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JP4265582B2 (ja) | 焼入れ後の衝撃特性に優れる熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP4113036B2 (ja) | 常温での耐伸び劣化性、常温遅時効性および低温焼付硬化特性に優れた歪時効硬化型鋼板およびその製造方法 | |
| JP3303672B2 (ja) | 耐溶融亜鉛めっき割れ性に優れた高張力鋼及びその製造方法 | |
| JP7025950B2 (ja) | 高強度高靱性を有するＣｕ含有低合金鋼およびその製造方法 | |
| JP4655372B2 (ja) | 高い降伏点を有する高張力鋼材の製造方法 | |
| JP2828754B2 (ja) | 溶接性の優れた低降伏比７０▲ｋｇ▼ｆ／▲ｍｍ▼▲上２▼級鋼板の製造方法 | |
| JP2828755B2 (ja) | 溶接性の優れた低降伏比８０▲ｋｇ▼ｆ／▲ｍｍ▼▲上２▼級鋼板の製造方法 | |
| JPH10158778A (ja) | 靱性と溶接性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JP3895002B2 (ja) | 耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた非調質高張力鋼 | |
| JP2905639B2 (ja) | 降伏比の著しく低い７８０Ｎ／ｍｍ２級鋼板の製造方法 | |
| KR860000322B1 (ko) | 내후성이 우수한 고장력강의 제조방법 | |
| WO2021200572A1 (ja) | 母材靭性および継手靭性に優れた高張力鋼板とその製造方法 | |
| JPH01275719A (ja) | 高強度高靭性を有する厚鋼板の製造法 | |
| JPS6410565B2 (ja) | ||
| JP3956634B2 (ja) | 強靭性に優れた鋼板およびその製造方法 | |
| JP2000345284A (ja) | 耐食性と耐腐食疲労特性に優れた構造用鋼及びその製造方法 | |
| JPH06100933A (ja) | 溶接性に優れた構造物用高張力鋼の製造方法 | |
| JPH1096062A (ja) | 耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた高強度高張力鋼 | |
| JP2004211200A (ja) | プレス成形性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP3371714B2 (ja) | 耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れたＴＳ７８０ＭＰａ級鋼の製造方法 | |
| JPH0987802A (ja) | 耐めっき割れ性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090510 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090510 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100510 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110510 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120510 Year of fee payment: 10 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120510 Year of fee payment: 10 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130510 Year of fee payment: 11 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140510 Year of fee payment: 12 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |