JPH0432518A - 亜鉛めっき性の優れた鋼板の製造法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は亜鉛めっき性の優れた鋼板の製造法（引張強さ
５０〜６０ｋｇ　ｆ　／　ｍ４級鋼）に関するもので、
橋梁、建築、鉄塔などの防結のために構造部材を溶接後
、溶融亜鉛めっきする分野に用いることかできる。

（従来の技術） 近年、鋼構造物の耐食効果を向上させるため溶接後、構
造物を溶融亜鉛めっきする方法が増加しつつある。しか
し溶接構造物を溶融亜鉛めっき浴に浸漬した時、溶接熱
影響部（ＨＡＺ）の粒界に割れか発生することかある。

この現象は液体金属脆化として知られており、応力下の
固体金属に液体金属が接すると、固体金属の粒界に液体
金属か侵入して粒界強度か低下し、割れが発生するもの
と考えられている。

そこで鋼の材質、とくにＨＡＺ組織の改善の観点から亜
鉛めっき割れを防止するために、これま書など）。しか
し現在では溶接構造物の大型、複雑化によって、溶接残
留応力、めっき時の熱応力（変形）が増大するために、
溶融亜鉛めっきによる割れを完全に防止できるには至っ
ていない。

（発明か解決しようとする課題） 本発明は溶融亜鉛めっき性の優れた鋼板の安価な製造技
術を提供しようとするものである。よく知られているよ
うに、亜鉛めっき時に割れか発生するか否かはＨＡＺに
加わる応力とＨＡＺの粒界の性状て決まる。

本発明はＨＡＺ粒界の性状を改善して亜鉛めっき性を従
来鋼に比較して画期的に改善しようとするものである。

その結果、本発明法に基づいて製造した鋼板を用いた溶
接構造物は、大型かつ複雑であっても亜鉛めっき性に優
れ、割れは発生しない。

（課題を解決するための手段） 本発明の要旨はＣ：　０．１０＝０．１８％、Ｓ　ｉ：
ｏ、５％以下、Ｍ　ｎ　：　０　、９〜１　、３％、Ｎ
ｂ：０．００５〜０．０２％、Ｔｉ：０．００５〜０．
０２５％、ＡΩ　：　０．０６％以上、Ｎ：０．００１
〜０．００５％に必要に応じてＶ　：　０．０１〜０．
０５％、Ｎ　ｆ：０．０５〜（１，３（１％、Ｃｕ：０
．０５〜０．３０％、Ｃｒ：０．０５〜０．３０％の１
種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不
純物からなり、Ｚ値（−Ｍｎ　＋２ＯＮｂ　＋１０Ｖ＋
Ｎｉ　＋Ｃｕ　十Ｃｒ　十３Ｍｏ）が１．６％以下を満
足する鋼を１１００℃〜１２５０℃の温度範囲に加熱し
９５０℃以下の累積圧下量３０％以上、終了温度７５０
〜９００℃で圧延を行なった後、冷却速度５〜ｂ 温度まで加速冷却することである。

一般に圧延ままあるいは加速冷却鋼（母材）の亜鉛めっ
き性は極めて優れているか、これはその組織が旧オース
テナイト（γ）粒界か不明瞭で比較的柔らかく、微細で
あるからと考えられる。そこで本発明者らは、ＨＡＺ組
織を母材に近つけ亜鉛めっき性を改善する研究を行なっ
た。

ますＨＡＺの旧γ粒界を不明瞭なものとし柔らかく微細
な組織を得るために、Ｃを除いた焼入性の低減（Ｚ値−
Ｍｎ　＋２ＯＮｂ　＋１０Ｖ＋Ｎｉ　＋Ｃｕ＋Ｃｒ＋３
Ｍｏの限定）と微ｆｌｉｔ　Ｔ　ｊ添加を実施した。ま
たＺ値を低減した低い合金成分で高強度を達成するため
に圧延後の加速冷却を適用した。

Ｚ値の限定と微量Ｔｊ添加によって小人熱でもＨＡＺの
γ粒界か不明瞭になり、亜鉛めっき性は従来鋼に比較し
て飛躍的に向上することがわかった。Ｚ値はＣを除いた
焼入性で、Ｚ値か１．６％以下であるとＨＡＺの旧γ粒
界が消失し亜鉛めっき性は著しく向上する。しかしＺ値
が１．６％以下であってもＨＡＺ組織が粗大化すると、
旧γ粒界か出現する。

そこで微量Ｔｊを添加しＴｉＮを形成させて溶接時のγ
粒の成長を抑制する必要があることが明らかになった。

しかしこのような低成分で高強度を得るためには、鋼の
化学成分のみの限定では不十分てあり、鋼（スラブ）の
再加熱、圧延、冷却条件を以下のように限定する必要か
ある。

まず再加熱温度を１１００〜１２５０℃の範囲に限定す
る。再加熱温度はＮｂ、Ｖなどの析出物を固溶させ、高
強度を確保するために１１００°Ｃ以上としなければな
らない（望ましくは１１５０°Ｃ以上）。この温度以下
では、Ｎｂか十分に固溶せず、Ｎｂによる析出硬化や焼
入性が不足して十分な強度が得られない。

しかし再加熱温度か１２５０℃以上では、γ粒か著しく
粗大化し圧延によっても完全に微細化できす、低温靭性
か劣化するので、再加熱温度は１２５０℃以下とする必
要がある。

つぎに圧延工程において９５０℃以下の累積圧下量を３
０％以上、圧延終了温度を７５０〜９００℃としなけれ
ばならない。これはγ組織を微細化して適当な強度と靭
性を得るためである。

累積圧下量の不足や高温での圧延終了は延靭性に有害で
ある。しかし圧延終了温度が低すぎると続く加速冷却の
効果が減少し、高強度が得られない。このため圧延終了
温度の下限を７５０℃に限定した。

さらに圧延後の鋼板は冷却速度５〜ｂ ５５０℃以下の任意の温度まで加速冷却しなければなら
ない。冷却速度か低すぎたり（５℃／秒以下）、停止温
度か高すぎる（５５０℃超）と加速冷却による高強度化
効果が十分に得られない。しかし余りにも冷却速度が高
すぎて４０℃／秒を超えると、硬化組織が出現し旧γ粒
界が明瞭となって亜鉛めっき性の劣化のみでなく、延靭
性の劣化も招くので冷却速度の上限を４０℃／秒に限定
した。

なお圧延後、鋼板を脱水素あるいは延靭性の改善のため
にＡ　ｃ　１変態点以下の温度で焼戻処理しても、何ら
本発明の特徴を損なうものではない。

以下、本発明の個々の元素の限定理由について説明する
。

Ｃは本発明鋼の強化元素として極めて重要である。低成
分（低焼入性）で５０ｋｇ　ｆ　／　ｍ４以上の強度を
得るために、Ｃの最小量は０．１０９０である。しかし
Ｃｍが多過ぎると焼入性の増加による亜鉛めっき性や溶
接性の著しい劣化を招くので、上限を０゜１８％とした
。この範囲のＣｍては、亜鉛めっき性はＣにほとんど依
存することなく良好である。

Ｓｉは多く添加すると溶接性、ＨＡＺ靭性を劣化させる
ため、上限を０．５９６とした。鋼の脱酸はＡ、Ｑ、Ｔ
ｉのみでも十分あり、Ｓｉはかならずしも添加する必要
はない。

Ｍｎは強度、靭性を確保する上で不可欠な元素であり、
その下限は０．９％である。しかしＭｎｉか多過ぎると
焼入性が増加して亜鉛めっき性たけてなく溶接性、ＨＡ
Ｚ靭性を劣化させるので上限を１．３％とした。

Ｎｂは本発明では母材の強度、低温靭性を得るために必
須の元素であり、その下限は０．００５％である。しか
しその添加量か多過ぎると焼入性、析出硬化の増加によ
って亜鉛めっき性やＨＡＺ靭性、溶接性を著しく害する
ので、その上限を０．０２％とした。

Ｔｊは本発明に必須の元素である。ＴｉはＡｌ１量が少
ないとき（たとえば０．００３％以下）、０と結合して
Ｔｉ２Ｏ３を主成分とする酸化物を形成してＨＡＺ靭性
を向上させる。さらにＮと結合してＴｉＮを形成し、Ｈ
ＡＺのγ粒粗大化を抑制、γ粒界を不明瞭にして亜鉛め
っき性を大幅に向上させる。これらの効果を得るために
はＴｊは最低０．００５％必要である。しかし多過ぎる
とＴｉＣを形成し低温靭性や溶接性を劣化させるので、
その上限は０．０２５％である。

Ａｇは、一般に脱酸上鋼に含まれる元素であるが、脱酸
はＳｉまたはＴｊたけても十分てあり、本発明鋼におい
ては、その下限は限定しない。しかしＡｇ量が多くなる
と鋼の清浄度が悪くなるばかりてなく、溶接金属の靭性
が劣化するので上限を０．０６％とした。

Ｎは不可避的不純物として鋼中に含まれる元素であるが
、ＴｉＮを形成して前述のように亜鉛めっき性を高める
。このためのＮ量として最低０．００１％必要である。

しかしなから過剰のＮはＨＡＺ靭性、溶接性に有害であ
り、この影響は高強度鋼はど著しい。このため上限を０
　、００５　％に限定する。

つぎにＶ、Ｎｉ　、Ｃｕ、Ｃｒを添加する理由について
説明する。

基本となる成分にさらに、これらの元素を添加する主た
る目的は本発明鋼の優れた特徴を損なうことなく、強度
、靭性などの特性向上と板厚の増大をはかるためである
。したかって、その添加量は自ら制限される性質のもの
である。

ＶはＮｂとほぼ同じ効果をもつ元素であるか、Ｎｂに比
較して焼入性、析出硬化能はやや弱い。

■添加による強靭化硬化を得るためには、最小０．０１
％が必要である。しかしＶ二か０．０５％を超えると焼
入性や析出硬化の増大によって亜鉛めっき性を劣化させ
るので、その上限を０．０５９にとした。

Ｎｊは亜鉛めっき性、溶接性に悪影響をおよばずことな
く、強度、靭性を向上させるほか、Ｃｕ−クラックの防
止にも効果かある。しかし０，３％を超えると亜鉛めっ
き性、溶接性に好ましくないため、上限を０．３％とし
た。

Ｃｕも亜鉛めっき性や溶接性、ＨＡＺ靭性に悪影響をお
よほすことなく、強度を向上させるほか、耐蝕性の向上
にも硬化を発揮する。しかし０．３％を超えると亜鉛め
っき性、溶接性を害するので、上限を０．３％とした。

Ｃｒはその添加量か０．３０％以内では、はぼＮＩ。

Ｃｕと同様の効果を発揮する。

なおＮｊ　、Ｃｕ、Ｃｒｍの下限は、これらの元素によ
る強靭化効果か得られる最小量で、０，０５％である。

本発明鋼においては不純物であるｐ、ｓ＝をとくに限定
しない。Ｐの低減は粒界破壊を防止し、Ｓｉｍの低減は
ＭｎＳによる靭性の劣化を防止するか、本発明鋼では極
端に低減する必要はない。好ましいＰ、Ｓ二はそれぞれ
０．０２％、　０．００８％以下である。

（実　施　例） 転炉一連続鋳造−厚板工程で種々の鋼成分の鋼板（板厚
１０〜３０ｍｍ）を製造し、その亜鉛めっき性や強度、
靭性を調査した。

表１に実施例を示す。なお亜鉛めっき性の評価は第１図
に示す。切欠付丸棒引張試験法で評価した。

まず丸棒試験片にピーク温度１４００℃、８００〜５０
０℃の冷却時間８秒（溶接入熱１７ｋＪ／ｃｍの小人熱
溶接相当の再現熱サイクルを付与した後、切欠加工を行
ない、切欠部に亜鉛めっきして、高温引張試験を行なっ
た（比較のため亜鉛めっきしない試験片による高温引張
も実施）。

第２図に高温引張試験の応力・温度履歴の模式高温引張
試験の温度は実際の亜鉛めっき浴への構造物の浸漬を想
定し４７０℃（昇温時間３０秒）とし、初期付加応力は
変化させ、応力速度は０．５ｋｇ　ｆ　／　ｍＩｉとし
た。

亜鉛めっき性の評価は、試験開始から４００Ｖ）経過時
のＳＬＭ（％）−亜鉛めっきを施した切欠試験片の破断
応力／亜鉛めっきのない切欠試験片の破断応力×１００
で評価したり４００秒という時間は実際の溶融亜鉛めっ
きの浸漬時間にほぼ相当する）。

亜鉛めっき性はＳＬＭ（％）か大きいはと良好であるが
、従来の知見によれば４２９６以上あれば、通常の構造
物では亜鉛めっき割れは発生しないとされている。しか
し本発明では、大型、複雑な構造物でも割れを皆無とす
るためにＳＬＭ（９ｏ）か７０９６以上を目標としてい
る。

本発明法にしたかって製造した鋼板（本発明ｍ）はすべ
て良好な亜鉛めっき性、強度・靭性を何する。これに対
して本発明によらない比較鋼は、亜鉛めっき性または強
度・靭性に劣る。鋼９はＭｎ量か高＜Ｔｉを含有しない
ために、亜鉛めっき性か悪く、靭性も今−歩である。ｗ
４】０はＴｉを含有しないために、母材靭性、亜鉛めっ
き性か悪い。

鋼１１はＦｖｌｎｍか高く、亜鉛めっき性か今−歩であ
り、またＮｂを含有しないために母材強度も発明鋼に比
較して低い。鋼１２．１４はＺ値か高いために、亜鉛め
っき性が悪く、鋼１３はＣ量が高すぎる７こめに、母材
靭性、亜鉛めっき性が悪い、鋼１５．１６１７の化学成
分はいずれも本発明鋼と同様である。

しかし鋼１５は加速冷却か適用されていないために、鋼
１６．１７はそれぞれ再加熱温度、圧延終了温度が低す
ぎるために強度が十分でない（本発明鋼の引張強さか５
５ｋｇ　ｆ　／　ｍ＋１以上であるのに対して５０ｋｇ
　ｆ　／−を満足するのか精−杯である）／ ／ ／ （発明の効果） 本発明により、亜鉛めっき性の優れた引張強さ５０、６
０ｋｇ　ｆ　／　ｍＪ鋼の製造か可能となった。その結
果、現場での作業能率や溶接構造物の安全性か著しく向
上した。

【図面の簡単な説明】

第１図（イ）、（ロ）は引張試験片形状の説明図、第２
図は高温引張試験の応力、温度履歴の図表である。 代　理　人　　弁理士　　茶野木　立　失策 ３０秒 奸聞−

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、重量％で Ｃ：０．１０〜０．１８％、 Ｓｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：０．９〜１．３％、 Ｎｂ：０．００５〜０．０２％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、 Ａｌ：０．０６％以下、 Ｎ：０．００１〜０．００５％、 残部が鉄および不可避的不純物からなり、Ｚ値（＝Ｍｎ
   ＋２０Ｎｂ＋１０Ｖ＋Ｎｉ＋Ｃｕ＋Ｃｒ＋３Ｍｏ）が１
   ．６％以下を満足する鋼を１１００℃〜１２５０℃の温
   度範囲に加熱し９５０℃以下の累積圧下量３０％以上、
   終了温度７５０〜９００℃で圧延を行なった後、冷却速
   度５〜４０℃／秒で５５０℃以下の任意の温度まで加速
   冷却することを特徴とする亜鉛めっき性の優れた鋼板の
   製造法。 ２、重量比で Ｖ：０．０１〜０．０５％、 Ｎｉ：０．０５〜０．３０％、 Ｃｕ：０．０５〜０．３０％、 Ｃｒ：０．０５〜０．３０％ の１種または２種以上を含有する請求項１記載の亜鉛め
   っき性の優れた鋼板の製造法。