JP3336875B2 - 耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた調質型高張力鋼及びその製造方法 - Google Patents
耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた調質型高張力鋼及びその製造方法Info
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耐溶融亜鉛メッキ割れ性とに優れた70〜80キロ級以
上の強度を有する調質型高張力鋼及びその製造方法に関
する。
や橋梁に用いる鋼材に亜鉛メッキを施すと、いわゆる溶
融金属脆化による割れを発生することがある。この現象
は亜鉛メッキ割れと呼ばれ構造物の安全性を大きく損な
う。これまでの知見から、亜鉛メッキ割れは、溶融亜鉛
メッキ浴に浸した際、引張応力の存在した部位に発生す
ることがわかっており、従って割れが懸念される部位と
して曲げ加工などにより変形を受けた部位、高力ボルト
接合のための穴開け部や溶接接合部が挙げられる。特に
溶接接合部は、溶接熱サイクルによる熱歪に加えて材質
的にもメッキ割れを起こしやすくこの問題は深刻であ
る。そこで、溶接部の亜鉛メッキ割れが懸念される場合
は、高力ボルト接合により構造物を作製するが、上述の
ようにボルト穴加工部の亜鉛メッキ割れが次の懸念事項
として上がってくる。
響部や母材の耐亜鉛メッキ割れ性向上については数多く
の検討がなされ、前者について特開昭58−84959
号、特開昭59−11316号などが提案されている。
鉄塔用鋼材を対象とした新HT60開発委貫会が組織され
るまでに至り基本的な解決手段が示されたが現状の技術
ではその適用強度レベルは60キロ級に留まる。
型送電鉄塔は、資材運搬に費やす費用が膨大となるため
軽量化を図るべく更なる高強度化が求められるが80キ
ロ級鋼材では高力ボルト接合のための穴開け部ですら亜
鉛メッキ割れを防止するのが難しく、更に溶接接合部で
亜鉛メッキ割れを防止することは極めて困難とされてき
た。
特公平7-57883 号が80キロ級高張力鋼を対象に直接焼
入プロセスと亜鉛メッキ時の焼き戻しを組み含わせた技
術として開示されている。しかし、この技術では、最大
0.2%に達するCの含有から容易に類推されるように
溶接性が良好とはいえず、溶接施工に際して低温割れを
防止するため予熱を必要とする。また、強度が100キ
ロを越える焼き入れままの状態で、部材の加工に供され
るため、ガス切断による低温割れや加工が困難などの問
題に加え、焼入時に鋼板に導入された残留応力がボルト
穴加工部に集中し亜鉛メッキ割れを起こすことが懸念さ
れる。
り、溶接性に優れ、かつ焼戻しを施し焼入時の残留応力
を除去することで母材の亜鉛メッキ割れをボルト穴加工
部のように応力集中部においても防止し、さらに溶接部
の耐亜鉛メッキ割れにも優れた70キロ〜80キロ級の
鋼材とその製造方法を提供しようとするものである。
鋼は、母材強度を確保するため Ceq=C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr
/5+Mo/4+V/14 で定義される炭素等量がおおむね0.45%を越える高
合金成分にて提供されている。その結果、Pcm=C+
Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+C
r/20+Mo/15+V/10+5Bで定義される溶
接割れ感受性指数は0.22%を越え、溶接時には通常
少なくとも50℃以上の予熱を必要としている。また溶
接熱影響部のミクロ組織は亜鉛メッキ割れ感受性の高い
焼き人れ組織になるため、溶接構造物の亜鉛メッキは不
可能とされている。
m=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/
60+Cr/20+Mo/15+V/10+5Bで定義
されるPcmを低減することで達成できる。しかし、低
Pcm化を図るためにCを低減することは、80キロ級
鋼としての母材強度を確保するため、更なるMn.C
u.NiやMo等の合金元素添加が必要になり、これは
コスト高を招くばかりかより溶接熱影響部のミクロ組織
を焼き入れ組織化する方向に作用し、亜鉛メッキ割れは
発生しやすくなる。
るためには、母材のミクロ組織をフェライト−パーライ
ト組織のような不均質な組織ではなくベイナイトのよう
に均質な組織にしておくことが重要である。本発明が対
象とする調質型70〜80キロ級鋼材では、ミクロ組織
の均一化は強度の確保の観点から必然的に達成できる。
しかしこれのみでは不十分で、先述のように、焼入時に
導入される歪み(残留応力)がボルト穴加工部に集中す
ると母材部ですら亜鉛メッキ割れを発生することがあ
る。
接熱影響部性能と70〜80キロ級鋼としての強度を優
れた溶接性を確保しつつ如何に両立させるかが課題であ
るといえる。
ことでCeq値、Pcm値が低く、母材及び溶接熱影響
部の耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた70〜80キロ級
鋼材およびその製造方法を提供する。
を前提に、Nb,Vを複合的に添加することで飛躍的に
焼き戻しによる軟化を抑制できる。
質型鋼材でも70〜80キロ級の強度を確保できる。た
だし、そのためには直接焼入時の冷却速度は少なくとも
肉厚の中心で25℃/秒以上確保しなくてはならない。
500℃以上とすることにより、ボルト穴加工部に亜鉛
メッキ割れを発生させないための残留応力除去が可能と
なる。
による高合金化は避けるべきであり、むしろ溶接性が確
保される範囲でCを添加し低合金化を図ることが溶接熱
影響部の耐亜鉛メッキ割れ感受性確保に有効であること
を見いだした。具体的にMn,Cu,Ni,Cr,Mo
などの合金元素の添加上限値を溶接熱影響部の耐溶融亜
鉛メッキ割れ性確保の観点から見いだした。
0.08〜0.12%、Si:0.25%以下、Mn:
0.8〜1.6%、Nb:0.008〜0.05%、
V:0.02〜0.1%、N:0.002〜0.008
%、Ti;0.005%未満、B:0.00016%未
満、残部Feおよび不可避的不純物からなり、Ceq=C
+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo
/4+V/14とB含有量で定義される、Z=Ceq+
600×Bの値が0.40以下であることを特徴とする
母材、溶接部の耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた直接焼
入れ焼戻し型70〜80キロ級高張力鋼、(2)鋼は、
さらにCu:0.5%以下、Ni:0.5%以下、C
r:0.5%以下、Mo:0.05%以下のー種以上を
含む(1)に記載の母材、溶接部の耐溶融亜鉛メッキ割
れ性に優れた直接焼入れ焼戻し型70〜80キロ級高張
力鋼、(3)重量%で、C:0.08〜0.12%、S
i:0.25%以下、Mn:0.8〜1.6%、Nb:
0.008〜0.05%、V:0.02〜0.1%、
N:0.002〜0.008%、Ti;0.005%未
満、B:0.00016%未満、残部Feおよび不可避的
不純物からなり、Ceq=C+Mn/6+Si/24+
Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14とB含有量
で定義される、Z=Ceq+600×Bの値が0.40
以下である鋼片を1000〜1250℃に加熱し、板厚
25mm以下の板厚に熱間圧延後Ar3変態温度以上の
温度から板厚の中心部が25℃/秒以上の冷却速度で常
温まで冷却し、その後500℃以上Acl変態温度以下
の温度で焼き戻しを施すことを特徴とする母材、溶接部
の耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた70〜80キロ級高
張力鋼の製造方法、(4)鋼は、さらにCu:0.5%
以下、Ni:0.5%以下、Cr:0.5%以下、M
o:0.05%以下のー種以上を含む(3)に記載の母
材、溶接部の耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた70〜8
0キロ級高張力鋼の製造方法である。
るため0.08%以上好ましくは0.08%添加する。
しかし、0.12%以上添加すると、溶接性や溶接熱影
響部の耐亜鉛メッキ割れ性を損なう。
める働きがあるため添加する。0.25%を越えると亜
鉛メッキによりいわゆるメッキ焼けを発生しやすくなる
ため上限を0.25%、好ましくは0.2%とする。
る。しかし、1.6%以上の添加は、溶接熱影響部の耐
亜鉛メッキ割れ性と溶接性を損なうため上限を1.6
%、好ましくは1.5%とする。
させ軟化を抑制するために添加する。低Ceq化を図っ
た鋼材を熱間圧延後高冷速にて直接焼き入れする本発明
では、この焼き戻し軟化抑制効果は極めて重要であり、
Nb:0.008%以上、V:0.02%以上を複合し
て添加しなければならない。しかし、必要以上の添加は
母材と溶接継手の靭性を劣化させ、また溶接性を損なう
傾向もあることからるので、Nb:0.05%以下好ま
しくは0.035%以下、V:0.1%以下好ましくは
0.06%以下の範囲で複合して添加する。
加熱段階にて固溶したNbによりもたらされる。本発明
で採用される加熱温度とC,N含有量の上限から導かれ
る固溶し得るNb量はおおむね0.05%である。他
方、Vの炭窒化物の固溶温度はNbと比べて低く、上記
の範囲を超えて添加しても全量が固溶する。しかし、V
の析出硬化による寄与は0.06%以上では小さく、ま
たコスト高につながる。すなわち、溶接性、母材と溶接
継手の靱性への悪影響を最小限にとどめて有効に焼戻し
時の軟化を抑制する方法としてNb,Vを複合して添加
する必要がある。
物を生成する際不可欠な元素である。またAlと窒化物
を生成し細粒化に寄与する。またNは溶接熱影響部の耐
亜鉛メッキ割れ性を改善する作用もあることから0.0
02%以上含有する。しかし、過度の添加は母材と溶接
継手部の靭性を損なうので、上限を0.008%に留め
る。
する際必要なNを減少させるため不純物として、その上
眼を0.005%未満に規制する。
せるため不純物としてその上限を0.00016%未満
に規制する。
るため補助的に添加する。しかし、溶接熱影響部の耐亜
鉛メッキ割れ性を損なうため、Cu、Ni、Crの上限
はO.5%とし、Moについては0.05%に留める。
特に溶接部の耐亜鉛メッキ割れ性を確保する場合はMo
の含有量の上限を好ましくは0.1%、更に好ましくは
0.05%に抑える。
び溶接継手を得るためにはいずれも0.015%以下好
ましくは0.01%以下に規制されることが望ましい。
上は含有する。また、ミクロ組織の微細化による母材靱
性の確保のために0.01%添加する。しかし、過度の
添加は、錆造時に発生する傷の原因になることがあるた
め0.05%以下に抑える。
亜鉛メッキ割れ性を表す指標である。
24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14) Z値を0.40%以下に規制することで、60キロ級鋼
を対象に検討された溶接熱影響部の耐亜鉛メツキ割れ性
試験(鉄と鋼Vol.79(1993).No.9)で
得られるSLM−400値をおおむね50%以上に確保
できる。
るSLM−400値は42%以上であるが、本発明が対
象とする強度レベルは70〜80キロ級と高いため、溶
接部の残留応力は60キロ級鋼の場合より高い場合があ
り得る。そこで、本発明では、溶接熱影響部の耐亜鉛メ
ッキ割れ性に必要なSLM−400値を50%以上に設
定した。
る。しかし、極端な高温加熱は、結晶組織の粗大化をも
たらし母材の靭性を損なうことから上限を1250℃と
する。
い。ただし、母材の靭性及び耐亜鉛メッキ割れ性をより
改善するため圧下率が10%以上のバスを少なくとも1
パス、または複数パス以上含むことが好ましい。
焼入を施す。焼入時の冷却速度は、本発明で規定したZ
値を満たす鋼材で焼戻し後に70〜80キロ級の強度を
確保するために肉厚の中央部にて少なくとも25℃/秒
以上でなければならない。
ため実施する。470℃程度まで加熱される溶融亜鉛メ
ッキにて材質変化を起こさせないため、500℃以上A
cl変態点以下とする。
した場合、本発明鋼は70〜80キロ級の強度と母材及
び溶接部で優れた耐溶融亜鉛メッキ割れ性を示す。
表2に示した条件で鋼板を製造した。それぞれの鋼板よ
り所定の試験片を採取し、母材の強度と靭性、およびS
LM測定引張試験(鉄と鋼 VOI.79(199
3),No.9)により溶接熱影響部の耐亜鉛メッキ割
れ性の指標となるSLM−400を求めた。また、JI
SZ3158に基づくy型溶接割れ試験を一般の80キ
ロ級鋼用SMAW超低水素タイプの溶接棒を用いて、雰
囲気温度20℃、雰囲気湿度60%、予熱25℃の条件
にて実施し、溶接性を評価した。また、鋼板にボルト穴
加工を施し実際に溶融亜鉛メッキを施し、割れ発生の有
無を調査した。
例(Nb,Vが本発明の範囲より少ない)と、鋼番Bに
よる本発明例である。いずれもPcm値は0.17%と
低く、溶接性は良好である。また、Z値(=Ceq+6
00×B)は0.40以下であり、溶接熱影響部の耐亜
鉛メッキ割れ性を示すSLM−400実測値は良好であ
る。しかし、実施例No.1(比較方法)は、Nb.V
を本発明の範囲添加しなかったため、板厚15mmの鋼
板を直接焼き入れする際、板厚中心部の冷却速度は約5
0℃/秒に達していたにも拘わらず70〜80キロ級鋼
としての強度が得られない。
で、No.4は鋼番Cを用いた比較例である。再加熱焼
入・焼戻プロセスにより製造した実施例No.4は80
キロ級鋼としての強度が得られない。
を製造した本発明例で、No.6は板厚25mmの鋼板
Eを製造した比較例(Z値が本発明の範囲を越える)で
ある。No.6は、本発明の化学成分を逸脱して、低C
化により溶接性を確保しようとしたため、Pcm値は
0.17%と低く本発明の範囲内であるが、Z値が0.
40%を越えている。このため母材の耐亜鉛メッキ割れ
性は良好であるが、SLM−400実測値は36%と低
い。
ある。母材特性、溶接性、母材の耐亜鉛メッキ割れ性及
び溶接熱影響部の耐亜鉛メッキ割れ性(SLM−400
実測値)いずれにも優れた性能を示した。
び500℃以下の焼戻しを実施した場合で、母材亜鉛メ
ッキ割れ試験で割れが発生した。
た場合で、70キロ級鋼となっている。
れ時の冷却速度は、冷却媒体として水を用いた結果とし
て、板厚15mmのとき約50℃/秒、板厚20mmの
とき約40℃/秒、板厚25mmのとき約30℃/秒で
あり、いずれも本発明の要件である25℃/秒以上を満
たす。
加して焼き戻しによる軟化を抑制し、直接焼入時の冷却
速度は少なくとも肉厚の中心で25℃/秒以上確保し、
その結果、従来より低いCeq値の調質型鋼材でも70
〜80キロ級の強度を確保できる。その結果、耐溶融亜
鉛メッキ割れ性に優れた70〜80キロ級以上の強度を
有する調質型高張力鋼及びその製造方法を提供すること
ができる。
Claims (4)
- 【請求項1】 重量%で、C:0.08〜0.12%、
Si:0.25%以下、Mn:0.8〜1.6%、N
b:0.008〜0.05%、V:0.02〜0.1
%、N:0.002〜0.008%、Ti:0.005
%未満、B:0.00016%未満、残部Feおよび不可
避的不純物からなり、Ceq=C+Mn/6+Si/2
4+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14とB含
有量で定義される、Z=Ceq+600×Bの値が0.
40以下であることを特徴とする母材、溶接部の耐溶融
亜鉛メッキ割れ性に優れた直接焼入れ焼戻し型70〜8
0キロ級高張力鋼。 - 【請求項2】 鋼は、さらにCu:0.5%以下、N
i:0.5%以下、Cr:0.5%以下、Mo:0.0
5%以下の一種以上を含む請求項1に記載の母材、溶接
部の耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた直接焼入れ焼戻し
型70〜80キロ級高張力鋼。 - 【請求項3】 重量%で、C:0.08〜0.12%、
Si:0.25%以下、Mn:0.8〜1.6%、N
b:0.008〜0.05%、V:0.02〜0.1
%、N:0.002〜0.008%、Ti:0.005
%未満、B:0.00016%未満、残部Feおよび不可
避的不純物からなり、Ceq=C+Mn/6+Si/2
4+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14とB含
有量で定義される、Z=Ceq+600×Bの値が0.
40以下である鋼片を1000〜1250℃に加熱し、
板厚25mm以下に熱間圧延後Ar3変態温度以上から
板厚の中心部が25℃/秒以上の冷却速度で常温まで冷
却し、その後500℃以上Acl変態温度以下の温度で
焼き戻すことを特徴とする母材、溶接部の耐溶融亜鉛メ
ッキ割れ性に優れた70〜80キロ級高張力鋼の製造方
法。 - 【請求項4】 鋼は、さらにCu:0.5%以下、N
i:0.5%以下、Cr:0.5%以下、Mo:0.0
5%以下のー種以上を含む請求項3に記載の母材、溶接
部の耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた70〜80キロ級
高張力鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP25992896A JP3336875B2 (ja) | 1996-09-30 | 1996-09-30 | 耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた調質型高張力鋼及びその製造方法 |
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JP25992896A JP3336875B2 (ja) | 1996-09-30 | 1996-09-30 | 耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた調質型高張力鋼及びその製造方法 |
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JPH10102194A JPH10102194A (ja) | 1998-04-21 |
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KR102031499B1 (ko) * | 2018-08-07 | 2019-10-11 | 주식회사 포스코 | 표면품질 및 충격인성이 우수한 압력용기용 강재 및 이의 제조방법 |
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1996
- 1996-09-30 JP JP25992896A patent/JP3336875B2/ja not_active Expired - Fee Related
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