JP3371714B2 - 耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れたＴＳ７８０ＭＰａ級鋼の製造方法 - Google Patents
耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れたＴＳ７８０ＭＰａ級鋼の製造方法Info
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Description
【発明の詳細な説明】
【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、
溶接熱影響部に割れが発生する場合がある。いわゆる、
液体金属脆化によるものである。 【０００３】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ｖｏｌ．７９
（１９９３）ｐ．１１０８−ｐ．１１１４にまとめられ
ている。この文献はファブリケーターと鉄鋼４社で共同
執筆されたものであり、現在のところ公表された技術の
中で信頼がおける最先端のものと位置づけられている。
この論文では、鋼中の混入ボロンの影響について詳細に
述べており、Ｂは２ｐｐｍ以下で、かつＣＥＺｍｏｄ＝
Ｃ＋Ｓｉ／１７＋Ｍｎ／７．５＋Ｃｕ／１３＋Ｎｉ／１
７＋Ｃｒ／４．５＋Ｍｏ／３＋Ｖ／１．５＋Ｎｂ／２＋
Ｔｉ／４．５＋４２０Ｂ≦０．４４％を満たせば引張強
度（ＴＳ）５９０ＭＰａ級の鋼では、溶接後の溶融亜鉛
メッキ割れが発生しないということを明らかにしてい
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、ＴＳ７８０ＭＰａ以上の
強度を確保し、且つ溶接部で亜鉛メッキ割れが発生しな
い鋼を開発するのは不可能視されてきた。 【０００５】本発明の課題は、ＴＳ７８０ＭＰａ以上の
強度と溶接部で耐亜鉛メッキ割れ性が発生しない鋼の製
造方法を提供するものである。 【０００６】 【課題を解決するための手段】本発明者は、上記の状況
を鑑み、耐溶融亜鉛メッキ割れ性を上昇させる添加元素
は無いか、また、ＴＳ７８０ＭＰａ以上の強度と耐亜鉛
メッキ割れ性を両立する成分設計・製造条件はいかなる
ものかと鋭意研究した。その結果、Ｔｉ添加−ｈｉｇｈ
Ｎにより耐溶融亜鉛メッキ割れ性が著しく改善され、両
者を複合添加し、且つ、Ｃｅｑｍ（＝Ｃ＋Ｍｎ／２０＋
Ｓｉ／３０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍ
ｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ＋１．０Ｎｂ）を０．２３％
以上０．２７％以下で成分設計し、適切な条件で直接焼
入すればＴＳ７８０ＭＰａ以上の強度と耐亜鉛メッキ割
れ性を両立できることを発見した。 【０００７】本発明は、重量％で、Ｃ：０．０６％以上
０．１２％以下、Ｓｉ：０．１％以上０．６％以下、Ｍ
ｎ：１．０％以上２．０％以下、Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．００２％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．０６
％以下、Ｔｉ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｎ：
０．００６％以上０．０１０％以下、Ａｌ：０．００５
％以上０．１％以下、Ｂ：０．０００２％以下、Ｏ：
０．００５％以下、さらに、Ｃｕ：０．６％以下、Ｎ
ｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．６
％以下、Ｖ：０．１％以下を１種または２種以上が添加
され、残部が鉄および不純物からなり、かつこれらの元
素の組み合わせた値Ｃｅｑｍ＝Ｃ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／
３０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１
５＋Ｖ／１０＋５Ｂ＋１．０Ｎｂが、０．２３％≦Ｃｅ
ｑｍ≦０．２７％の関係にある組成を有する連続鋳造ス
ラブを、１１００℃以上に加熱し９５０℃以下７２０℃
以上で圧延を終了し、ただちに水冷し２５０℃以下で水
冷を停止した後、５５０℃以上６５０℃以下で焼き戻し
処理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引張強度７８０ＭＰａ以上の高張力
鋼の製造方法である。 【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。 【０００９】０．０１％≦Ｎｂ≦０．０６％ ０．２３％≦Ｃeqm まず、本発明では、ＴＳ７８０ＭＰａ級の鋼を得ること
が第１課題である。Ｎｂは少量添加で著しく強度上昇さ
せるに有効な元素であり、本発明では必須の元素であ
る。０．０１％未満の添加では、７８０ＭＰａ以上の強
度を得るのが困難で、０．０６％を超える添加は鋼の脆
化を招くので、０．０１％以上０．０６％以下に限定し
た。また、Ｎｂは強度を上昇させる元素であるにもかか
わらず、Ｃ等量として示すのが困難な元素であった。そ
の理由は、圧延や熱処理条件に依存し、強度への寄与が
異なるためである。しかし、固溶Ｎｂが十分に得られる
圧延加熱温度をとり圧延後直接焼入しその後焼き戻す、
いわゆるＤＱ−Ｔ処理する前提では、図１に示すよう
に、Ｃｅｑｍ（＝Ｃ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｃｕ／
２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０
＋５Ｂ＋１．０Ｎｂ）というＣ等量式で引張強度が整理
できることがわかった。Ｃｅｑｍを０．２３％以上に制
御すれば、板厚４０ｍｍ以下の範囲においてＴＳ７８０
ＭＰａ以上が得られることが判明した。 【００１０】０．０１％≦Ｔｉ≦０．０５％ ０．００６％≦Ｎ≦０．０１０％ Ｃeqm ≦０．２７％ 本発明の第２の課題は、溶接熱影響部で耐亜鉛メッキ割
れを防止することである。それは、Ｔｉ添加−高ＮとＣ
ｅｑｍを０．２７％以下に制御することで達成される。
溶接部の亜鉛メッキ割れを防止するには、溶接加熱時の
熱影響部のオーステナイト粒径を細くし、溶接後の冷却
時、オーステナイト粒径にフェライトを析出させること
が重要である。Ｔｉを添加しかつ加窒し高Ｎ成分とする
ことで、ＴｉＮが著しく多くなり、溶接加熱時の溶接熱
影響部のオーステナイト粒の成長抑制し、溶接後の冷却
時には、フェライトの核生成サイトとして作用し、溶接
熱影響部の組織は粒界フェライトが析出した細い組織が
得られることが判明した。その結果、図２に示すごと
く、Ｔｉ添加−高Ｎにすれば、Ｃｅｑｍが０．２３％以
上０．２７％以下の範囲で溶接部の亜鉛メッキ割れが防
げることがわかった。Ｔｉが０．０１％未満では上記の
ような溶接熱影響部の組織が得るだけの十分な数のＴｉ
Ｎがえられず、０．０５％を超える添加をしてもＴｉＮ
の数の増加にはつながらず粗大化を招く。よって、Ｔｉ
量は０．０１％以上０．０５％以下に限定した。０．０
０６％未満のＮ量では上記ＴｉＮの数が十分でなく粒界
フェライトが析出した細い組織を有する熱影響部が得ら
れない。また、０．０１０％を超えるＮを含有すると鋼
の靱性劣化を招く。よって、Ｎは０．００６％以上０．
０１０％以下に限定した。 【００１１】０．０６％≦Ｃ≦０．１２％ Ｃは、強度を高めるのに必須の元素である。０．０６％
未満では７８０ＭＰａ以上の強度を得るのが困難で、
０．１２％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、０．０６％以上０．１２％以下に限定し
た。 【００１２】０．１％≦Ｓｉ≦０．６％ Ｓｉは、メッキ後の外観状況と関係しており、０．１％
未満０．６％超えではメッキ焼けが発生し易くなる。よ
って、０．１％以上０．６％以下に限定した。 【００１３】１．０％≦Ｍｎ≦２．０％ Ｍｎは強度、靱性の面から必須の元素であるが、１．０
％未満では７８０ＭＰａ以上の強度を得るのが困難で、
２．０％を超えると溶接性が著しく劣化するため、Ｍ
ｎ：１．０％以上２．０％以下に限定した。 【００１４】Ｐ≦０．０２％ Ｐは溶接高温割れの発生を助長する元素であり、０．０
２％を超えて含有するとその危険性が著しく高まるので
０．０２％以下に限定した。 【００１５】Ｓ≦０．００２％ ＳはＭｎＳを生成し、溶接部においてラメラテアを発生
しやすい。０．００２％を超えて含有すると十字溶接部
などの拘束条件が厳しい個所では、ラメラテアを発生す
る場合がある。したがって、Ｓは０．００２％以下に限
定した。 【００１６】０．００５％≦Ａｌ≦０．１％ 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。 【００１７】Ｂ≦０．０００２％ Ｂは鋼の焼入性を著しく向上させる。０．０００２％を
超えると耐溶融亜鉛メッキ割れ性が著しく劣化させるの
で、Ｂを０．０００２％以下に限定した。 【００１８】Ｏ≦０．００５％ Ｏは鋼の清浄度を劣化させる。０．００５％を超えるＯ
を含有すると鋼の延性・靱性劣化を招くので、０．００
５％以下に限定した。 【００１９】Ｃｕ≦０．６％ Ｃｕは鋼の強度を高めるのに有効な元素であるが、０．
６％を超えて添加した場合にはＣｕ割れが発生し易い。
よって、０．６％以下に限定した。 【００２０】Ｎｉ≦１．０％ Ｎｉは鋼の強度ｕｐ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、１．０％以下に限定した。 【００２１】Ｃｒ≦１．０％ Ｃｒは鋼の強度を高めるのに有効な元素であるが、１．
０％を超えて添加すると鋼の靱性、溶接性を劣化させる
ため、１．０％以下に限定した。 【００２２】Ｍｏ≦０．６％ Ｍｏは鋼の強度を高めるのに有効な元素であるが、０．
６％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、０．６％以下に限定した。 【００２３】Ｖ≦０．１％ 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。 【００２４】次に、製造条件について述べる。 【００２５】圧延加熱温度≧１１００℃ 圧延加熱温度を１１００℃以上に限定した理由は、圧延
時にＮｂＣＮを固溶し、強度向上に寄与する固溶Ｎｂを
確保するためである。本発明範囲の０．０６〜０．１２
％Ｃ、０．０１〜０．０６％Ｎｂの場合、十分な固溶Ｎ
ｂを確保するためには１１００℃以上の加熱が必要で、
それ未満の温度で７８０ＭＰａ以上の引張強度を得るの
が困難である。 【００２６】７２０℃≦圧延仕上温度≦９５０℃ 圧延仕上温度を９５０℃以下７２０℃以上に限定した理
由は以下のとおりである。９５０℃を超える温度で圧延
を仕上げると組織が粗粒となり優れた靱性が得られず、
７２０℃を下回る温度で圧延を仕上げるとその後ＤＱ−
Ｔを行っても、十分に焼が入らず７８０ＭＰａ以上の引
張強度を得るのが困難なためである。 【００２７】［直ちに水冷］その後、ただちにＤＱ処理
するのも、十分に焼きを入れ７８０ＭＰａ以上の引張強
度を得るためである。もちろん、圧延仕上がり温度が高
い程、ただちにといっても、多少余裕があるのは、冶金
原理から言うまでもない。ＤＱ処理の冷媒として水に限
定したのは、最も安価で冷却能が大きいためである。ま
た、熱処理を再加熱焼入とせず直接焼入に限定したの
は、再加熱焼入では通常９００℃前後の加熱温度を設定
するためＮｂＣＮが固溶せず７８０ＭＰａ以上の引張強
度を得るのが困難なためである。 【００２８】水冷停止温度≦２５０℃ ＤＱ処理の水冷停止温度を２５０℃以下に限定した理由
もマルテンサイト変態を板厚中央まで起こさせ、７８０
ＭＰａ以上の引張強度を得るためである。 【００２９】５５０℃≦焼戻し温度≦６５０℃ 焼き戻し温度を５５０℃以上６５０℃以下に限定した理
由は以下のとおりである。５５０℃未満では優れた靱性
が得られず、６５０℃を越えると焼き戻し軟化が著しく
７８０ＭＰａ以上の引張強度を得るのが困難なためであ
る。 【００３０】 【実施例】表１に示す化学組成の鋼を溶解し、連続鋳造
にて２２０〜３００ｍｍのスラブとした。表２には熱間
圧延条件、ＤＱ−Ｔ条件を示している。表２の鋼板Ｎ
ｏ．のアルファベットは表１の鋼Ｎｏ．と対応してい
る。たとえば、鋼板Ｎｏ．ＥＰ，ＥＰ１とも表１の鋼Ｎ
ｏ．ＥＰと同一の化学組成を有する。 【００３１】これらの鋼板に対し、引張試験、拘束継手
亜鉛メッキ割れ試験を実施した。 【００３２】拘束継手亜鉛メッキ割れ試験は、図３に示
す十字継手を作成後、４７０℃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。 【００３３】供試鋼の各試験結果を表２に併記する。Ｔ
ｉが添加されていない従来鋼Ｂ〜Ｉは拘束継手亜鉛メッ
キ割れ試験で割れが発生している。従来鋼Ａは拘束継手
亜鉛メッキ割れ試験でも割れは発生しなかったものの、
Ｃｅｑｍが０．２３％未満のため、７８０ＭＰａ以上の
ＴＳが得られていない。従来鋼ＨＨ〜ＩＩはＴｉ−高Ｎ
系ではあるものの、Ｃｅｑｍが０．２７を超えるため、
拘束継手亜鉛メッキ割れ試験で割れが発生している。 【００３４】Ｔｉが添加されＮを０．００６％以上含有
し、Ｃｅｑｍが０．２３％以上０．２７％以下の成分組
成を有し、１１００℃以上の圧延加熱温度を設定し、９
５０℃以下７２０℃以上で圧延を仕上げただちに直接焼
入、２５０℃以下まで水冷し、その後５５０℃以上６５
０℃以下で焼き戻し処理を施したＣＰ，ＤＰ，ＥＰ，Ｆ
Ｐ，ＧＰ，ＪＰ，ＫＰ，ＬＰの発明鋼は、７８０ＭＰａ
以上のＴＳを示し、且つ拘束継手亜鉛メッキ割れ試験で
も割れは発生しなかった。また、発明鋼は、優れた靱性
も有している。 【００３５】しかし、Ｔｉが添加されＮを０．００６％
以上含有し、Ｃｅｑｍが０．２３％以上０．２７％以下
の成分組成を有しているにもかかわらず、本発明製造条
件を満たしていない鋼は、７８０ＭＰａ以上の強度が得
られなかったり、靱性が著しく低いことがわかる。 【００３６】 【表１】【００３７】 【表２】【００３８】 【発明の効果】以上の説明から明らかなように、本発明
に従い成分設計しＤＱ−Ｔを施すと７８０ＭＰａ以上の
引張強度を有する鋼が得られ、鉄塔、橋梁、建築物など
の溶接構造物に使用され溶融亜鉛メッキが施されても、
割れを防止することができる。産業上、極めて大きな効
果を有すると言える。
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、
溶接熱影響部に割れが発生する場合がある。いわゆる、
液体金属脆化によるものである。 【０００３】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ｖｏｌ．７９
（１９９３）ｐ．１１０８−ｐ．１１１４にまとめられ
ている。この文献はファブリケーターと鉄鋼４社で共同
執筆されたものであり、現在のところ公表された技術の
中で信頼がおける最先端のものと位置づけられている。
この論文では、鋼中の混入ボロンの影響について詳細に
述べており、Ｂは２ｐｐｍ以下で、かつＣＥＺｍｏｄ＝
Ｃ＋Ｓｉ／１７＋Ｍｎ／７．５＋Ｃｕ／１３＋Ｎｉ／１
７＋Ｃｒ／４．５＋Ｍｏ／３＋Ｖ／１．５＋Ｎｂ／２＋
Ｔｉ／４．５＋４２０Ｂ≦０．４４％を満たせば引張強
度（ＴＳ）５９０ＭＰａ級の鋼では、溶接後の溶融亜鉛
メッキ割れが発生しないということを明らかにしてい
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、ＴＳ７８０ＭＰａ以上の
強度を確保し、且つ溶接部で亜鉛メッキ割れが発生しな
い鋼を開発するのは不可能視されてきた。 【０００５】本発明の課題は、ＴＳ７８０ＭＰａ以上の
強度と溶接部で耐亜鉛メッキ割れ性が発生しない鋼の製
造方法を提供するものである。 【０００６】 【課題を解決するための手段】本発明者は、上記の状況
を鑑み、耐溶融亜鉛メッキ割れ性を上昇させる添加元素
は無いか、また、ＴＳ７８０ＭＰａ以上の強度と耐亜鉛
メッキ割れ性を両立する成分設計・製造条件はいかなる
ものかと鋭意研究した。その結果、Ｔｉ添加−ｈｉｇｈ
Ｎにより耐溶融亜鉛メッキ割れ性が著しく改善され、両
者を複合添加し、且つ、Ｃｅｑｍ（＝Ｃ＋Ｍｎ／２０＋
Ｓｉ／３０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍ
ｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ＋１．０Ｎｂ）を０．２３％
以上０．２７％以下で成分設計し、適切な条件で直接焼
入すればＴＳ７８０ＭＰａ以上の強度と耐亜鉛メッキ割
れ性を両立できることを発見した。 【０００７】本発明は、重量％で、Ｃ：０．０６％以上
０．１２％以下、Ｓｉ：０．１％以上０．６％以下、Ｍ
ｎ：１．０％以上２．０％以下、Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．００２％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．０６
％以下、Ｔｉ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｎ：
０．００６％以上０．０１０％以下、Ａｌ：０．００５
％以上０．１％以下、Ｂ：０．０００２％以下、Ｏ：
０．００５％以下、さらに、Ｃｕ：０．６％以下、Ｎ
ｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．６
％以下、Ｖ：０．１％以下を１種または２種以上が添加
され、残部が鉄および不純物からなり、かつこれらの元
素の組み合わせた値Ｃｅｑｍ＝Ｃ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／
３０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１
５＋Ｖ／１０＋５Ｂ＋１．０Ｎｂが、０．２３％≦Ｃｅ
ｑｍ≦０．２７％の関係にある組成を有する連続鋳造ス
ラブを、１１００℃以上に加熱し９５０℃以下７２０℃
以上で圧延を終了し、ただちに水冷し２５０℃以下で水
冷を停止した後、５５０℃以上６５０℃以下で焼き戻し
処理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引張強度７８０ＭＰａ以上の高張力
鋼の製造方法である。 【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。 【０００９】０．０１％≦Ｎｂ≦０．０６％ ０．２３％≦Ｃeqm まず、本発明では、ＴＳ７８０ＭＰａ級の鋼を得ること
が第１課題である。Ｎｂは少量添加で著しく強度上昇さ
せるに有効な元素であり、本発明では必須の元素であ
る。０．０１％未満の添加では、７８０ＭＰａ以上の強
度を得るのが困難で、０．０６％を超える添加は鋼の脆
化を招くので、０．０１％以上０．０６％以下に限定し
た。また、Ｎｂは強度を上昇させる元素であるにもかか
わらず、Ｃ等量として示すのが困難な元素であった。そ
の理由は、圧延や熱処理条件に依存し、強度への寄与が
異なるためである。しかし、固溶Ｎｂが十分に得られる
圧延加熱温度をとり圧延後直接焼入しその後焼き戻す、
いわゆるＤＱ−Ｔ処理する前提では、図１に示すよう
に、Ｃｅｑｍ（＝Ｃ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｃｕ／
２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０
＋５Ｂ＋１．０Ｎｂ）というＣ等量式で引張強度が整理
できることがわかった。Ｃｅｑｍを０．２３％以上に制
御すれば、板厚４０ｍｍ以下の範囲においてＴＳ７８０
ＭＰａ以上が得られることが判明した。 【００１０】０．０１％≦Ｔｉ≦０．０５％ ０．００６％≦Ｎ≦０．０１０％ Ｃeqm ≦０．２７％ 本発明の第２の課題は、溶接熱影響部で耐亜鉛メッキ割
れを防止することである。それは、Ｔｉ添加−高ＮとＣ
ｅｑｍを０．２７％以下に制御することで達成される。
溶接部の亜鉛メッキ割れを防止するには、溶接加熱時の
熱影響部のオーステナイト粒径を細くし、溶接後の冷却
時、オーステナイト粒径にフェライトを析出させること
が重要である。Ｔｉを添加しかつ加窒し高Ｎ成分とする
ことで、ＴｉＮが著しく多くなり、溶接加熱時の溶接熱
影響部のオーステナイト粒の成長抑制し、溶接後の冷却
時には、フェライトの核生成サイトとして作用し、溶接
熱影響部の組織は粒界フェライトが析出した細い組織が
得られることが判明した。その結果、図２に示すごと
く、Ｔｉ添加−高Ｎにすれば、Ｃｅｑｍが０．２３％以
上０．２７％以下の範囲で溶接部の亜鉛メッキ割れが防
げることがわかった。Ｔｉが０．０１％未満では上記の
ような溶接熱影響部の組織が得るだけの十分な数のＴｉ
Ｎがえられず、０．０５％を超える添加をしてもＴｉＮ
の数の増加にはつながらず粗大化を招く。よって、Ｔｉ
量は０．０１％以上０．０５％以下に限定した。０．０
０６％未満のＮ量では上記ＴｉＮの数が十分でなく粒界
フェライトが析出した細い組織を有する熱影響部が得ら
れない。また、０．０１０％を超えるＮを含有すると鋼
の靱性劣化を招く。よって、Ｎは０．００６％以上０．
０１０％以下に限定した。 【００１１】０．０６％≦Ｃ≦０．１２％ Ｃは、強度を高めるのに必須の元素である。０．０６％
未満では７８０ＭＰａ以上の強度を得るのが困難で、
０．１２％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、０．０６％以上０．１２％以下に限定し
た。 【００１２】０．１％≦Ｓｉ≦０．６％ Ｓｉは、メッキ後の外観状況と関係しており、０．１％
未満０．６％超えではメッキ焼けが発生し易くなる。よ
って、０．１％以上０．６％以下に限定した。 【００１３】１．０％≦Ｍｎ≦２．０％ Ｍｎは強度、靱性の面から必須の元素であるが、１．０
％未満では７８０ＭＰａ以上の強度を得るのが困難で、
２．０％を超えると溶接性が著しく劣化するため、Ｍ
ｎ：１．０％以上２．０％以下に限定した。 【００１４】Ｐ≦０．０２％ Ｐは溶接高温割れの発生を助長する元素であり、０．０
２％を超えて含有するとその危険性が著しく高まるので
０．０２％以下に限定した。 【００１５】Ｓ≦０．００２％ ＳはＭｎＳを生成し、溶接部においてラメラテアを発生
しやすい。０．００２％を超えて含有すると十字溶接部
などの拘束条件が厳しい個所では、ラメラテアを発生す
る場合がある。したがって、Ｓは０．００２％以下に限
定した。 【００１６】０．００５％≦Ａｌ≦０．１％ 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。 【００１７】Ｂ≦０．０００２％ Ｂは鋼の焼入性を著しく向上させる。０．０００２％を
超えると耐溶融亜鉛メッキ割れ性が著しく劣化させるの
で、Ｂを０．０００２％以下に限定した。 【００１８】Ｏ≦０．００５％ Ｏは鋼の清浄度を劣化させる。０．００５％を超えるＯ
を含有すると鋼の延性・靱性劣化を招くので、０．００
５％以下に限定した。 【００１９】Ｃｕ≦０．６％ Ｃｕは鋼の強度を高めるのに有効な元素であるが、０．
６％を超えて添加した場合にはＣｕ割れが発生し易い。
よって、０．６％以下に限定した。 【００２０】Ｎｉ≦１．０％ Ｎｉは鋼の強度ｕｐ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、１．０％以下に限定した。 【００２１】Ｃｒ≦１．０％ Ｃｒは鋼の強度を高めるのに有効な元素であるが、１．
０％を超えて添加すると鋼の靱性、溶接性を劣化させる
ため、１．０％以下に限定した。 【００２２】Ｍｏ≦０．６％ Ｍｏは鋼の強度を高めるのに有効な元素であるが、０．
６％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、０．６％以下に限定した。 【００２３】Ｖ≦０．１％ 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。 【００２４】次に、製造条件について述べる。 【００２５】圧延加熱温度≧１１００℃ 圧延加熱温度を１１００℃以上に限定した理由は、圧延
時にＮｂＣＮを固溶し、強度向上に寄与する固溶Ｎｂを
確保するためである。本発明範囲の０．０６〜０．１２
％Ｃ、０．０１〜０．０６％Ｎｂの場合、十分な固溶Ｎ
ｂを確保するためには１１００℃以上の加熱が必要で、
それ未満の温度で７８０ＭＰａ以上の引張強度を得るの
が困難である。 【００２６】７２０℃≦圧延仕上温度≦９５０℃ 圧延仕上温度を９５０℃以下７２０℃以上に限定した理
由は以下のとおりである。９５０℃を超える温度で圧延
を仕上げると組織が粗粒となり優れた靱性が得られず、
７２０℃を下回る温度で圧延を仕上げるとその後ＤＱ−
Ｔを行っても、十分に焼が入らず７８０ＭＰａ以上の引
張強度を得るのが困難なためである。 【００２７】［直ちに水冷］その後、ただちにＤＱ処理
するのも、十分に焼きを入れ７８０ＭＰａ以上の引張強
度を得るためである。もちろん、圧延仕上がり温度が高
い程、ただちにといっても、多少余裕があるのは、冶金
原理から言うまでもない。ＤＱ処理の冷媒として水に限
定したのは、最も安価で冷却能が大きいためである。ま
た、熱処理を再加熱焼入とせず直接焼入に限定したの
は、再加熱焼入では通常９００℃前後の加熱温度を設定
するためＮｂＣＮが固溶せず７８０ＭＰａ以上の引張強
度を得るのが困難なためである。 【００２８】水冷停止温度≦２５０℃ ＤＱ処理の水冷停止温度を２５０℃以下に限定した理由
もマルテンサイト変態を板厚中央まで起こさせ、７８０
ＭＰａ以上の引張強度を得るためである。 【００２９】５５０℃≦焼戻し温度≦６５０℃ 焼き戻し温度を５５０℃以上６５０℃以下に限定した理
由は以下のとおりである。５５０℃未満では優れた靱性
が得られず、６５０℃を越えると焼き戻し軟化が著しく
７８０ＭＰａ以上の引張強度を得るのが困難なためであ
る。 【００３０】 【実施例】表１に示す化学組成の鋼を溶解し、連続鋳造
にて２２０〜３００ｍｍのスラブとした。表２には熱間
圧延条件、ＤＱ−Ｔ条件を示している。表２の鋼板Ｎ
ｏ．のアルファベットは表１の鋼Ｎｏ．と対応してい
る。たとえば、鋼板Ｎｏ．ＥＰ，ＥＰ１とも表１の鋼Ｎ
ｏ．ＥＰと同一の化学組成を有する。 【００３１】これらの鋼板に対し、引張試験、拘束継手
亜鉛メッキ割れ試験を実施した。 【００３２】拘束継手亜鉛メッキ割れ試験は、図３に示
す十字継手を作成後、４７０℃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。 【００３３】供試鋼の各試験結果を表２に併記する。Ｔ
ｉが添加されていない従来鋼Ｂ〜Ｉは拘束継手亜鉛メッ
キ割れ試験で割れが発生している。従来鋼Ａは拘束継手
亜鉛メッキ割れ試験でも割れは発生しなかったものの、
Ｃｅｑｍが０．２３％未満のため、７８０ＭＰａ以上の
ＴＳが得られていない。従来鋼ＨＨ〜ＩＩはＴｉ−高Ｎ
系ではあるものの、Ｃｅｑｍが０．２７を超えるため、
拘束継手亜鉛メッキ割れ試験で割れが発生している。 【００３４】Ｔｉが添加されＮを０．００６％以上含有
し、Ｃｅｑｍが０．２３％以上０．２７％以下の成分組
成を有し、１１００℃以上の圧延加熱温度を設定し、９
５０℃以下７２０℃以上で圧延を仕上げただちに直接焼
入、２５０℃以下まで水冷し、その後５５０℃以上６５
０℃以下で焼き戻し処理を施したＣＰ，ＤＰ，ＥＰ，Ｆ
Ｐ，ＧＰ，ＪＰ，ＫＰ，ＬＰの発明鋼は、７８０ＭＰａ
以上のＴＳを示し、且つ拘束継手亜鉛メッキ割れ試験で
も割れは発生しなかった。また、発明鋼は、優れた靱性
も有している。 【００３５】しかし、Ｔｉが添加されＮを０．００６％
以上含有し、Ｃｅｑｍが０．２３％以上０．２７％以下
の成分組成を有しているにもかかわらず、本発明製造条
件を満たしていない鋼は、７８０ＭＰａ以上の強度が得
られなかったり、靱性が著しく低いことがわかる。 【００３６】 【表１】【００３７】 【表２】【００３８】 【発明の効果】以上の説明から明らかなように、本発明
に従い成分設計しＤＱ−Ｔを施すと７８０ＭＰａ以上の
引張強度を有する鋼が得られ、鉄塔、橋梁、建築物など
の溶接構造物に使用され溶融亜鉛メッキが施されても、
割れを防止することができる。産業上、極めて大きな効
果を有すると言える。
【図面の簡単な説明】
【図１】ＤＱ−Ｔ処理された鋼板（表１の鋼Ａ〜Ｉ）の
引張強度とＣｅｑｍの関係を示した図。 【図２】亜鉛メッキ拘束割れ試験結果はＣｅｑｍの関係
並びにＴｉ−Ｃａ添加の効果を示した図。供試鋼は表１
の鋼Ａ〜Ｇ、鋼ＣＰ〜ＦＰおよび鋼ＨＨ〜ＩＩである。 【図３】拘束割れ試験体の大きさ、構成について示した
図。 【符号の説明】 １…試験ビード、２…拘束ビード（１８パス／１サイ
ド）、３…試験板。
引張強度とＣｅｑｍの関係を示した図。 【図２】亜鉛メッキ拘束割れ試験結果はＣｅｑｍの関係
並びにＴｉ−Ｃａ添加の効果を示した図。供試鋼は表１
の鋼Ａ〜Ｇ、鋼ＣＰ〜ＦＰおよび鋼ＨＨ〜ＩＩである。 【図３】拘束割れ試験体の大きさ、構成について示した
図。 【符号の説明】 １…試験ビード、２…拘束ビード（１８パス／１サイ
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)
C21D 8/00 - 8/10
C22C 38/00 - 38/60
Claims (1)
- (57)【特許請求の範囲】 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０６％以上０．１２
％以下、Ｓｉ：０．１％以上０．６％以下、Ｍｎ：１．
０％以上２．０％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．
００２％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．０６％以下、
Ｔｉ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｎ：０．００６
％以上０．０１０％以下、Ａｌ：０．００５％以上０．
１％以下、Ｂ：０．０００２％以下、Ｏ：０．００５％
以下、さらに、Ｃｕ：０．６％以下、Ｎｉ：１．０％以
下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．６％以下、Ｖ：
０．１％以下を１種または２種以上が添加され、残部が
鉄および不純物からなり、かつこれらの元素の組み合わ
せた値 Ceqm=C+Mn/20+Si/30+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B
+1.0Nb が、０．２３％≦Ｃｅｑｍ≦０．２７％の関係にある組
成を有する連続鋳造スラブを、１１００℃以上に加熱し
９５０℃以下７２０℃以上で圧延を終了し、ただちに水
冷し２５０℃以下で水冷を停止した後、５５０℃以上６
５０℃以下で焼き戻し処理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引張強度７８
０ＭＰａ以上の高張力鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25183096A JP3371714B2 (ja) | 1996-09-24 | 1996-09-24 | 耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れたＴＳ７８０ＭＰａ級鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25183096A JP3371714B2 (ja) | 1996-09-24 | 1996-09-24 | 耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れたＴＳ７８０ＭＰａ級鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1096021A JPH1096021A (ja) | 1998-04-14 |
| JP3371714B2 true JP3371714B2 (ja) | 2003-01-27 |
Family
ID=17228566
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP25183096A Expired - Fee Related JP3371714B2 (ja) | 1996-09-24 | 1996-09-24 | 耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れたＴＳ７８０ＭＰａ級鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3371714B2 (ja) |
-
1996
- 1996-09-24 JP JP25183096A patent/JP3371714B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH1096021A (ja) | 1998-04-14 |
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