JPH10102182A - 耐亜鉛めっき割れ性に優れた高靱性溶接構造用鋼およびその製造方法 - Google Patents
耐亜鉛めっき割れ性に優れた高靱性溶接構造用鋼およびその製造方法Info
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- JPH10102182A JPH10102182A JP26064196A JP26064196A JPH10102182A JP H10102182 A JPH10102182 A JP H10102182A JP 26064196 A JP26064196 A JP 26064196A JP 26064196 A JP26064196 A JP 26064196A JP H10102182 A JPH10102182 A JP H10102182A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 母材亜鉛浴延性に優れ、さらに溶接熱影響部
の靱性、耐溶融亜鉛めっき割れ性にも優れた高靱性溶接
構造用鋼とその製造方法を提案する。 【解決手段】 Ｃ、Si、Mn、Ｐ、Al量を調整し、さらに
Ｖ：0.03〜0.12％、Ｎ：0.0050〜0.0150％、Ti0.005 〜
0.025 ％の範囲内としかつ（Ｎ−Ti／3.4 ）／Ｖの関係
式で0.12〜0.24の範囲とする。さらに、Cu、Ni、Cr、M
o、Nb、Ｂ及びまたはCa、REM 、Zrを必要に応じ含有で
きる。また、上記組成の鋼を、加熱し熱間圧延したの
ち、平均冷却速度（℃／sec ）がＶ／Ｎ×3.5 以下で、
冷却停止温度が（Ａr3−200 ℃) 以上とする冷却を施
し、その後空冷する。
の靱性、耐溶融亜鉛めっき割れ性にも優れた高靱性溶接
構造用鋼とその製造方法を提案する。 【解決手段】 Ｃ、Si、Mn、Ｐ、Al量を調整し、さらに
Ｖ：0.03〜0.12％、Ｎ：0.0050〜0.0150％、Ti0.005 〜
0.025 ％の範囲内としかつ（Ｎ−Ti／3.4 ）／Ｖの関係
式で0.12〜0.24の範囲とする。さらに、Cu、Ni、Cr、M
o、Nb、Ｂ及びまたはCa、REM 、Zrを必要に応じ含有で
きる。また、上記組成の鋼を、加熱し熱間圧延したの
ち、平均冷却速度（℃／sec ）がＶ／Ｎ×3.5 以下で、
冷却停止温度が（Ａr3−200 ℃) 以上とする冷却を施
し、その後空冷する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、建築物、土木橋
梁、送電鉄塔等の溶接構造物に用いられて好適な溶接構
造用鋼に関し、とくに防錆のため表面に溶融亜鉛めっき
を施される用途に供して好適な耐亜鉛めっき割れ性を改
善した溶接構造用鋼とその製造方法に関する。
梁、送電鉄塔等の溶接構造物に用いられて好適な溶接構
造用鋼に関し、とくに防錆のため表面に溶融亜鉛めっき
を施される用途に供して好適な耐亜鉛めっき割れ性を改
善した溶接構造用鋼とその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来から、鉄鋼構造物には、防錆、また
は美観の観点から溶融亜鉛めっき処理が有用とされ、広
く用いられてきた。近年、構造物の大型化、軽量化の要
請が強く、用いられる鋼材の高強度化が進んでいる。し
かしながら、高強度化された高張力鋼は、溶接組立てを
経て、溶融亜鉛浴中で亜鉛めっきが施される際に、溶接
熱影響部（HAZ ）でのめっき割れないし液体金属脆化と
呼ばれる粒界割れが多発する傾向を有している。これ
は、溶接施工に伴う残留応力が、溶接構造物の大型化、
複雑化に加え引張強さが高い材料ほど大きくなり、上記
割れを助長する一因ともなるからである。
は美観の観点から溶融亜鉛めっき処理が有用とされ、広
く用いられてきた。近年、構造物の大型化、軽量化の要
請が強く、用いられる鋼材の高強度化が進んでいる。し
かしながら、高強度化された高張力鋼は、溶接組立てを
経て、溶融亜鉛浴中で亜鉛めっきが施される際に、溶接
熱影響部（HAZ ）でのめっき割れないし液体金属脆化と
呼ばれる粒界割れが多発する傾向を有している。これ
は、溶接施工に伴う残留応力が、溶接構造物の大型化、
複雑化に加え引張強さが高い材料ほど大きくなり、上記
割れを助長する一因ともなるからである。
【０００３】このような亜鉛めっき割れを防止するため
に、多くの提案がなされている。例えば、特公平1-3747
0 号公報には、0.012 〜0.030 ％のZrを、Mn、Nb、Ｖ等
の強さ増強成分とともに、耐溶融亜鉛めっき割れ感受性
に及ぼす影響を考慮して含有させた、引張強さ60kgf/mm
2 以上の耐溶融亜鉛めっき割れ感受性に優れた溶接構造
物用高張力圧延鋼材が提案されている。しかしながら、
この鋼材は、強力な脱酸元素であるZrを含有しているた
め、非金属介在物を生成しやすく清浄度が低下し靱性が
劣化する危険性が高いという問題を残していた。
に、多くの提案がなされている。例えば、特公平1-3747
0 号公報には、0.012 〜0.030 ％のZrを、Mn、Nb、Ｖ等
の強さ増強成分とともに、耐溶融亜鉛めっき割れ感受性
に及ぼす影響を考慮して含有させた、引張強さ60kgf/mm
2 以上の耐溶融亜鉛めっき割れ感受性に優れた溶接構造
物用高張力圧延鋼材が提案されている。しかしながら、
この鋼材は、強力な脱酸元素であるZrを含有しているた
め、非金属介在物を生成しやすく清浄度が低下し靱性が
劣化する危険性が高いという問題を残していた。
【０００４】また、特開昭63-93819号公報には、Ｖ、Ｎ
を含有し、ＶＮの析出細粒効果を利用し強靱性の均一化
と、Ｎの耐亜鉛めっき割れ性向上効果を利用した耐Znメ
ッキ割れ性を有する強靱性ネックフランジ材の製造方法
が提案されている。しかしながら、このような方法で得
られた鋼材では、ＶＮは溶接熱サイクル中に固溶するた
め、HAZ 部の結晶粒が粗大化して、HAZ 部靱性が著しく
劣化するという問題がある。
を含有し、ＶＮの析出細粒効果を利用し強靱性の均一化
と、Ｎの耐亜鉛めっき割れ性向上効果を利用した耐Znメ
ッキ割れ性を有する強靱性ネックフランジ材の製造方法
が提案されている。しかしながら、このような方法で得
られた鋼材では、ＶＮは溶接熱サイクル中に固溶するた
め、HAZ 部の結晶粒が粗大化して、HAZ 部靱性が著しく
劣化するという問題がある。
【０００５】さらに、溶接構造用鋼には、上記した問題
に加えて、溶接部で発生した亜鉛めっき割れを母材で停
止させるため、亜鉛浴中での引張延性、すなわち母材亜
鉛浴延性が高いことが要求されている。しかし、フェラ
イト−パーライト組織の従来の鋼材では、パーライトバ
ンドが存在し、このパーライトバンドとフェライトとの
界面に沿って亜鉛めっき割れが進展しやすいため、母材
亜鉛浴延性が低いという問題が残されていた。
に加えて、溶接部で発生した亜鉛めっき割れを母材で停
止させるため、亜鉛浴中での引張延性、すなわち母材亜
鉛浴延性が高いことが要求されている。しかし、フェラ
イト−パーライト組織の従来の鋼材では、パーライトバ
ンドが存在し、このパーライトバンドとフェライトとの
界面に沿って亜鉛めっき割れが進展しやすいため、母材
亜鉛浴延性が低いという問題が残されていた。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】この発明は、上記した
問題を有利に解決し、母材の強度・靱性および母材亜鉛
浴延性に優れ、さらに溶接熱影響部の靱性、耐溶融亜鉛
めっき割れ性にも優れた高靱性溶接構造用鋼とその製造
方法を提案することを目的とする。
問題を有利に解決し、母材の強度・靱性および母材亜鉛
浴延性に優れ、さらに溶接熱影響部の靱性、耐溶融亜鉛
めっき割れ性にも優れた高靱性溶接構造用鋼とその製造
方法を提案することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、母材亜鉛
浴延性、HAZ 部靱性と耐溶融亜鉛めっき割れ性とをとも
に向上させるために鋭意検討した結果、鋼中析出物を利
用することに思い至った。図１に示すように、Ｖ、Ｎ、
Ti量を制御して（Ｎ−Ti／3.4 ）／Ｖを0.12〜0.24の範
囲とすることにより、ＶＮ、TiＮが適量、鋼中に分散
し、パーライトバンドが消滅し、母材亜鉛浴延性、HAZ
部靱性と耐溶融亜鉛めっき割れ性とがともに向上すると
いう新規な知見を得た。
浴延性、HAZ 部靱性と耐溶融亜鉛めっき割れ性とをとも
に向上させるために鋭意検討した結果、鋼中析出物を利
用することに思い至った。図１に示すように、Ｖ、Ｎ、
Ti量を制御して（Ｎ−Ti／3.4 ）／Ｖを0.12〜0.24の範
囲とすることにより、ＶＮ、TiＮが適量、鋼中に分散
し、パーライトバンドが消滅し、母材亜鉛浴延性、HAZ
部靱性と耐溶融亜鉛めっき割れ性とがともに向上すると
いう新規な知見を得た。
【０００８】この発明は、上記した知見をもとに完成さ
せたものである。すなわち、この発明は、重量％で、
Ｃ：0.04〜0.20％、Si：0.01〜0.50％、Mn：0.8 〜2.0
％、Ｐ：0.020 ％以下、Al：0.01〜0.10％、Ｖ：0.03〜
0.12％、Ti：0.005 〜0.025 ％、Ｎ：0.0050〜0.0150％
を含み、かつ、（Ｎ−Ti／3.4 ）／Ｖ：0.12〜0.24を満
足し、残部Feおよび不可避的不純物からなることを特徴
とする耐亜鉛めっき割れ性に優れた高靱性溶接構造用鋼
である。
せたものである。すなわち、この発明は、重量％で、
Ｃ：0.04〜0.20％、Si：0.01〜0.50％、Mn：0.8 〜2.0
％、Ｐ：0.020 ％以下、Al：0.01〜0.10％、Ｖ：0.03〜
0.12％、Ti：0.005 〜0.025 ％、Ｎ：0.0050〜0.0150％
を含み、かつ、（Ｎ−Ti／3.4 ）／Ｖ：0.12〜0.24を満
足し、残部Feおよび不可避的不純物からなることを特徴
とする耐亜鉛めっき割れ性に優れた高靱性溶接構造用鋼
である。
【０００９】また、この発明は、重量％で、Ｃ：0.04〜
0.20％、Si：0.01〜0.50％、Mn：0.8 〜2.0 ％、Ｐ：0.
020 ％以下、Al：0.01〜0.10％、Ｖ：0.03〜0.12％、T
i：0.005 〜0.025 ％、Ｎ：0.0050〜0.0150％を含み、
かつ、（Ｎ−Ti／3.4 ）／Ｖ：0.12〜0.24を満足し、さ
らに、Cu：0.10〜1.0 ％、Ni：0.05〜0.50％、Cr：0.10
〜0.5 ％、Mo：0.05〜0.50％、Nb：0.01〜0.10％、Ｂ：
0.0005〜0.0020％のうちから選ばれた１種または２種以
上を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなること
を特徴とする耐亜鉛めっき割れ性に優れた高靱性溶接構
造用鋼である。
0.20％、Si：0.01〜0.50％、Mn：0.8 〜2.0 ％、Ｐ：0.
020 ％以下、Al：0.01〜0.10％、Ｖ：0.03〜0.12％、T
i：0.005 〜0.025 ％、Ｎ：0.0050〜0.0150％を含み、
かつ、（Ｎ−Ti／3.4 ）／Ｖ：0.12〜0.24を満足し、さ
らに、Cu：0.10〜1.0 ％、Ni：0.05〜0.50％、Cr：0.10
〜0.5 ％、Mo：0.05〜0.50％、Nb：0.01〜0.10％、Ｂ：
0.0005〜0.0020％のうちから選ばれた１種または２種以
上を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなること
を特徴とする耐亜鉛めっき割れ性に優れた高靱性溶接構
造用鋼である。
【００１０】また、この発明は、重量％で、Ｃ：0.04〜
0.20％、Si：0.01〜0.50％、Mn：0.8 〜2.0 ％、Ｐ：0.
020 ％以下、Al：0.01〜0.10％、Ｖ：0.03〜0.12％、T
i：0.005 〜0.025 ％、Ｎ：0.0050〜0.0150％を含み、
かつ、（Ｎ−Ti／3.4 ）／Ｖ：0.12〜0.24を満足し、さ
らに、Ca：0.0005〜0.0040％、REM ：0.0020〜0.0100
％、Zr：0.005 〜0.020 ％のうちから選ばれた１種また
は２種以上を含有し、残部Feおよび不可避的不純物から
なることを特徴とする耐亜鉛めっき割れ性に優れた高靱
性溶接構造用鋼である。
0.20％、Si：0.01〜0.50％、Mn：0.8 〜2.0 ％、Ｐ：0.
020 ％以下、Al：0.01〜0.10％、Ｖ：0.03〜0.12％、T
i：0.005 〜0.025 ％、Ｎ：0.0050〜0.0150％を含み、
かつ、（Ｎ−Ti／3.4 ）／Ｖ：0.12〜0.24を満足し、さ
らに、Ca：0.0005〜0.0040％、REM ：0.0020〜0.0100
％、Zr：0.005 〜0.020 ％のうちから選ばれた１種また
は２種以上を含有し、残部Feおよび不可避的不純物から
なることを特徴とする耐亜鉛めっき割れ性に優れた高靱
性溶接構造用鋼である。
【００１１】また、この発明は、重量％で、Ｃ：0.04〜
0.20％、Si：0.01〜0.50％、Mn：0.8 〜2.0 ％、Ｐ：0.
020 ％以下、Al：0.01〜0.10％、Ｖ：0.03〜0.12％、T
i：0.005 〜0.025 ％、Ｎ：0.0050〜0.0150％を含み、
かつ、（Ｎ−Ti／3.4 ）／Ｖ：0.12〜0.24を満足し、さ
らに、Cu：0.10〜1.0 ％、Ni：0.05〜0.5 ％、Cr：0.10
〜0.50％、Mo：0.05〜0.50％、Nb：0.01〜0.10％、Ｂ：
0.0005〜0.0020％のうちから選ばれた１種または２種以
上を含み、さらに、Ca：0.0005〜0.0040％、REM：0.002
0〜0.0100％、Zr：0.005 〜0.020 ％のうちから選ばれ
た１種または２種以上を含有し、残部Feおよび不可避的
不純物からなることを特徴とする耐亜鉛めっき割れ性に
優れた高靱性溶接構造用鋼である。
0.20％、Si：0.01〜0.50％、Mn：0.8 〜2.0 ％、Ｐ：0.
020 ％以下、Al：0.01〜0.10％、Ｖ：0.03〜0.12％、T
i：0.005 〜0.025 ％、Ｎ：0.0050〜0.0150％を含み、
かつ、（Ｎ−Ti／3.4 ）／Ｖ：0.12〜0.24を満足し、さ
らに、Cu：0.10〜1.0 ％、Ni：0.05〜0.5 ％、Cr：0.10
〜0.50％、Mo：0.05〜0.50％、Nb：0.01〜0.10％、Ｂ：
0.0005〜0.0020％のうちから選ばれた１種または２種以
上を含み、さらに、Ca：0.0005〜0.0040％、REM：0.002
0〜0.0100％、Zr：0.005 〜0.020 ％のうちから選ばれ
た１種または２種以上を含有し、残部Feおよび不可避的
不純物からなることを特徴とする耐亜鉛めっき割れ性に
優れた高靱性溶接構造用鋼である。
【００１２】また、この発明は、上記鋼のうちのいずれ
かに記載の鋼を、加熱し熱間圧延したのち、平均冷却速
度（℃／sec ）が、空冷以上でかつ次（１）式 α（℃／sec ）= Ｖ／Ｎ×3.5 …………（１） で定義されるα以下で、冷却停止温度が次（２）式 Ａr3＝910 −273 Ｃ＋25Si−74Mn−56Ni−16Cr−9Mo −5Cu −1620Nb …（２） で定義されるＡr3変態点を基準にして（Ａr3−200 ℃)
以上とする冷却を施し、その後空冷することを特徴とす
る耐亜鉛めっき割れ性に優れた高靱性溶接構造用鋼の製
造方法である。
かに記載の鋼を、加熱し熱間圧延したのち、平均冷却速
度（℃／sec ）が、空冷以上でかつ次（１）式 α（℃／sec ）= Ｖ／Ｎ×3.5 …………（１） で定義されるα以下で、冷却停止温度が次（２）式 Ａr3＝910 −273 Ｃ＋25Si−74Mn−56Ni−16Cr−9Mo −5Cu −1620Nb …（２） で定義されるＡr3変態点を基準にして（Ａr3−200 ℃)
以上とする冷却を施し、その後空冷することを特徴とす
る耐亜鉛めっき割れ性に優れた高靱性溶接構造用鋼の製
造方法である。
【００１３】
【発明の実施の形態】この発明の鋼の化学組成について
まず説明する。 Ｃ：0.04〜0.20％ Ｃは鋼の強度を増加させる元素であり、強度確保のため
に0.04％以上の添加が必要である。しかし、0.20％を超
えて添加すると、溶接性が著しく劣化するため、Ｃは0.
04〜0.20％の範囲に制限した。
まず説明する。 Ｃ：0.04〜0.20％ Ｃは鋼の強度を増加させる元素であり、強度確保のため
に0.04％以上の添加が必要である。しかし、0.20％を超
えて添加すると、溶接性が著しく劣化するため、Ｃは0.
04〜0.20％の範囲に制限した。
【００１４】Si：0.01〜0.50％ Siは脱酸剤として作用し、さらに固溶強化により鋼の強
度を増加させる元素である。この効果を得るためには、
0.01％以上の添加を必要とするが、0.50％を超えると、
靱性を低下させる。このため、Siは0.01〜0.50％の範囲
とした。なお、好ましくは0.10〜0.30％である。
度を増加させる元素である。この効果を得るためには、
0.01％以上の添加を必要とするが、0.50％を超えると、
靱性を低下させる。このため、Siは0.01〜0.50％の範囲
とした。なお、好ましくは0.10〜0.30％である。
【００１５】Mn：0.8 〜2.0 ％ Mnは鋼の強度を増加させる元素であり、強度確保のため
に0.8 ％以上の添加が必要である。しかし、2.0 ％を超
えると、耐溶融亜鉛めっき割れ性を劣化させ、さらに溶
接性を低下させる。このため、Mnは0.8 〜2.0 ％の範囲
とした。なお、好ましくは1.00〜1.50％である。
に0.8 ％以上の添加が必要である。しかし、2.0 ％を超
えると、耐溶融亜鉛めっき割れ性を劣化させ、さらに溶
接性を低下させる。このため、Mnは0.8 〜2.0 ％の範囲
とした。なお、好ましくは1.00〜1.50％である。
【００１６】Ｐ：0.020 ％以下 ＰはHAZ 部の旧オーステナイト粒界に偏析し、耐溶融亜
鉛めっき割れ性を劣化させ、また靱性を低下させる。こ
のため、できるだけ低減するが、0.020 ％までは許容で
きる。なお、0.015 ％以下とするのがより好ましい。 Al：0.01〜0.10％ Alは脱酸剤として作用するが、多量に添加すると非金属
介在物が多くなり、清浄度が低下し、靱性が劣化する。
このため、Alは0.01〜0.10％の範囲とした。なお、Alは
Ｎと結合しAlN を形成しやすく、ＶＮの安定析出を阻害
するため、好ましくは0.01〜0.03％である。
鉛めっき割れ性を劣化させ、また靱性を低下させる。こ
のため、できるだけ低減するが、0.020 ％までは許容で
きる。なお、0.015 ％以下とするのがより好ましい。 Al：0.01〜0.10％ Alは脱酸剤として作用するが、多量に添加すると非金属
介在物が多くなり、清浄度が低下し、靱性が劣化する。
このため、Alは0.01〜0.10％の範囲とした。なお、Alは
Ｎと結合しAlN を形成しやすく、ＶＮの安定析出を阻害
するため、好ましくは0.01〜0.03％である。
【００１７】Ｖ：0.03〜0.12％ Ｖは、Ｎと結合しＶＮを形成し、母材の溶融亜鉛浴延性
やHAZ 部の靱性、耐溶融亜鉛めっき割れ性を向上させる
元素で、この発明では重要な元素である。この効果を得
るためには、0.03％以上の添加が必要であるが、0.12％
を超えると析出するＶＮが粗大となり母材靱性を劣化さ
せる。このため、Ｖは0.03〜0.12％の範囲に限定した。
やHAZ 部の靱性、耐溶融亜鉛めっき割れ性を向上させる
元素で、この発明では重要な元素である。この効果を得
るためには、0.03％以上の添加が必要であるが、0.12％
を超えると析出するＶＮが粗大となり母材靱性を劣化さ
せる。このため、Ｖは0.03〜0.12％の範囲に限定した。
【００１８】Ti：0.005 〜0.025 ％ TiはＮと結合しTiＮを形成し、HAZ 部の靱性、耐溶融亜
鉛めっき割れ性を向上させる元素で、この発明ではＶと
ともに重要な元素である。この効果を得るためには、0.
005 ％以上の添加が必要であるが、0.025 ％を超える
と、TiＣ等の炭化物が形成され、母材の靱性、HAZ 部の
靱性を劣化させる。このため、Tiは0.005〜0.025 ％の
範囲とした。
鉛めっき割れ性を向上させる元素で、この発明ではＶと
ともに重要な元素である。この効果を得るためには、0.
005 ％以上の添加が必要であるが、0.025 ％を超える
と、TiＣ等の炭化物が形成され、母材の靱性、HAZ 部の
靱性を劣化させる。このため、Tiは0.005〜0.025 ％の
範囲とした。
【００１９】Ｎ：0.0050〜0.0150％ ＮはＶ、Tiと結合し窒化物を形成し、母材の溶融亜鉛浴
延性やHAZ 部の靱性、耐溶融亜鉛めっき割れ性を向上さ
せる元素である。0.0050％未満では、必要とする窒化物
量が不足する。一方、0.0150％を超えると、固溶Ｎ量が
増加し、母材靱性を劣化させる。このため、Ｎは0.0050
〜0.0150％の範囲に制限した。なお、好ましい範囲は0.
0070〜0.0120％である。
延性やHAZ 部の靱性、耐溶融亜鉛めっき割れ性を向上さ
せる元素である。0.0050％未満では、必要とする窒化物
量が不足する。一方、0.0150％を超えると、固溶Ｎ量が
増加し、母材靱性を劣化させる。このため、Ｎは0.0050
〜0.0150％の範囲に制限した。なお、好ましい範囲は0.
0070〜0.0120％である。
【００２０】（Ｎ−Ti／3.4 ）／Ｖ：0.12〜0.24 この発明では、Ｖ、Ti、Ｎを上記範囲とし、さらに、
（Ｎ−Ti／3.4 ）／Ｖを0.12〜0.24の範囲となるように
Ｖ、Ti、Ｎ量を調整する。これにより、図１に示すよう
に、母材の溶融亜鉛浴延性やHAZ 部の靱性、耐溶融亜鉛
めっき割れ性が著しく向上する。この範囲を外れると、
上記特性は向上しない。
（Ｎ−Ti／3.4 ）／Ｖを0.12〜0.24の範囲となるように
Ｖ、Ti、Ｎ量を調整する。これにより、図１に示すよう
に、母材の溶融亜鉛浴延性やHAZ 部の靱性、耐溶融亜鉛
めっき割れ性が著しく向上する。この範囲を外れると、
上記特性は向上しない。
【００２１】Cu：0.10〜1.0 ％、Ni：0.05〜0.50％、C
r：0.10〜0.50％、Mo：0.05〜0.50％、Nb：0.01〜0.10
％、Ｂ：0.0005〜0.0020％のうちから選ばれた１種また
は２種以上 Cu、Ni、Cr、Mo、Nb、Ｂはいずれも鋼の強度を増加させ
る作用を有しており、必要に応じ１種または２種以上を
添加できる。
r：0.10〜0.50％、Mo：0.05〜0.50％、Nb：0.01〜0.10
％、Ｂ：0.0005〜0.0020％のうちから選ばれた１種また
は２種以上 Cu、Ni、Cr、Mo、Nb、Ｂはいずれも鋼の強度を増加させ
る作用を有しており、必要に応じ１種または２種以上を
添加できる。
【００２２】Cuは固溶強化、あるいは析出強化により鋼
の強度を増加させる。0.10％未満ではその効果が認めら
れず、また1.0 ％を超えると、熱間加工性を低下させ
る。このため、Cuは0.10〜1.0 ％の範囲に限定した。な
お、Cuを多量添加する場合は、熱間加工性の劣化を防止
する観点から、Niを同時に同量程度添加するのが好まし
い。
の強度を増加させる。0.10％未満ではその効果が認めら
れず、また1.0 ％を超えると、熱間加工性を低下させ
る。このため、Cuは0.10〜1.0 ％の範囲に限定した。な
お、Cuを多量添加する場合は、熱間加工性の劣化を防止
する観点から、Niを同時に同量程度添加するのが好まし
い。
【００２３】Niは固溶強化により鋼の強度を増加させ
る。0.05％未満の添加では、その効果が認められない。
一方、0.50％を超えて添加しても効果が飽和するうえ、
経済的に高価となる。このため、Niは0.05〜0.50％の範
囲に限定した。Crは焼入性を向上させて鋼の強度を増加
させる。0.10％未満の添加では、その効果が少なく、一
方、0.50％を超えて添加すると、HAZ 部旧オーステナイ
ト粒界にCr炭化物が析出し、HAZ 部靱性を劣化させる。
このため、Crは0.10〜0.50％の範囲に限定した。
る。0.05％未満の添加では、その効果が認められない。
一方、0.50％を超えて添加しても効果が飽和するうえ、
経済的に高価となる。このため、Niは0.05〜0.50％の範
囲に限定した。Crは焼入性を向上させて鋼の強度を増加
させる。0.10％未満の添加では、その効果が少なく、一
方、0.50％を超えて添加すると、HAZ 部旧オーステナイ
ト粒界にCr炭化物が析出し、HAZ 部靱性を劣化させる。
このため、Crは0.10〜0.50％の範囲に限定した。
【００２４】Moは焼入性を向上させて鋼の強度を増加さ
せる。0.05％未満の添加では、その効果が少なく、一
方、0.50％を超えて添加しても効果が飽和する。このた
め、Moは0.05〜0.50％の範囲に限定した。なお好ましい
範囲は、0.10〜0.30％未満である。Nbは冷却変態開始温
度（Ar3 ）を低下させることにより鋼の強度を増加させ
る。0.01％未満の添加では、その効果が少なく、一方、
0.10％を超えて添加すると、HAZ 部にMartensite-Auste
nite constituentを生成し、HAZ 部靱性を劣化させる。
このため、Nbは0.01〜0.10％の範囲に限定した。
せる。0.05％未満の添加では、その効果が少なく、一
方、0.50％を超えて添加しても効果が飽和する。このた
め、Moは0.05〜0.50％の範囲に限定した。なお好ましい
範囲は、0.10〜0.30％未満である。Nbは冷却変態開始温
度（Ar3 ）を低下させることにより鋼の強度を増加させ
る。0.01％未満の添加では、その効果が少なく、一方、
0.10％を超えて添加すると、HAZ 部にMartensite-Auste
nite constituentを生成し、HAZ 部靱性を劣化させる。
このため、Nbは0.01〜0.10％の範囲に限定した。
【００２５】Ｂは冷却変態開始温度（Ar3 ）を低下させ
ることにより鋼の強度を増加させる。0.0005％未満では
その効果が少なく、一方、0.0020％を超えて添加する
と、母材靱性を著しく低下させる。このため、Ｂは0.00
05〜0.0020％の範囲に限定した。 Ca：0.0005〜0.0040％、REM ：0.0020〜0.0100％、Zr：
0.005 〜0.020 ％のうちから選ばれた１種または２種以
上 Ca、REM 、Zrはいずれも溶接熱影響部のオーステナイト
粒の成長を抑制し、HAZ 部の靱性、耐溶融亜鉛めっき割
れ性を向上させる元素であり、必要に応じ添加できる。
ることにより鋼の強度を増加させる。0.0005％未満では
その効果が少なく、一方、0.0020％を超えて添加する
と、母材靱性を著しく低下させる。このため、Ｂは0.00
05〜0.0020％の範囲に限定した。 Ca：0.0005〜0.0040％、REM ：0.0020〜0.0100％、Zr：
0.005 〜0.020 ％のうちから選ばれた１種または２種以
上 Ca、REM 、Zrはいずれも溶接熱影響部のオーステナイト
粒の成長を抑制し、HAZ 部の靱性、耐溶融亜鉛めっき割
れ性を向上させる元素であり、必要に応じ添加できる。
【００２６】Caは鋼中で微細なCaO あるいはCaS 析出物
を形成し、溶接時の逆変態オーステナイト粒の成長を抑
制し、粗大粒の形成を抑制する効果を有している。0.00
05％未満ではその効果が少なく、0.0040％を超えて添加
すると、析出物量が増加し、しかも粗大化するため、清
浄度が低下し靱性が劣化する。このため、Caは0.0005〜
0.0040％の範囲に限定した。
を形成し、溶接時の逆変態オーステナイト粒の成長を抑
制し、粗大粒の形成を抑制する効果を有している。0.00
05％未満ではその効果が少なく、0.0040％を超えて添加
すると、析出物量が増加し、しかも粗大化するため、清
浄度が低下し靱性が劣化する。このため、Caは0.0005〜
0.0040％の範囲に限定した。
【００２７】REM は鋼中で微細なREM(O,S)析出物を形成
し、溶接時の逆変態オーステナイト粒の成長を抑制し、
粗大粒の形成を抑制する効果を有している。0.0020％未
満ではその効果が少なく、一方、0.0100％を超えて添加
すると、析出物量が増加し、しかも粗大化するため、清
浄度が低下し靱性が劣化する。このため、REM は0.0020
〜0.0100％の範囲に限定した。
し、溶接時の逆変態オーステナイト粒の成長を抑制し、
粗大粒の形成を抑制する効果を有している。0.0020％未
満ではその効果が少なく、一方、0.0100％を超えて添加
すると、析出物量が増加し、しかも粗大化するため、清
浄度が低下し靱性が劣化する。このため、REM は0.0020
〜0.0100％の範囲に限定した。
【００２８】Zrは鋼中で微細な析出物を形成し、溶接時
の逆変態オーステナイト粒の成長を抑制し、粗大粒の形
成を抑制する効果を有している。0.005 ％未満ではその
効果が少なく、一方、0.020 ％を超えて添加すると、析
出物量が増加し、しかも粗大化するため、清浄度が低下
し靱性が劣化する。このため、Zrは0.005 〜0.020 ％の
範囲に限定した。
の逆変態オーステナイト粒の成長を抑制し、粗大粒の形
成を抑制する効果を有している。0.005 ％未満ではその
効果が少なく、一方、0.020 ％を超えて添加すると、析
出物量が増加し、しかも粗大化するため、清浄度が低下
し靱性が劣化する。このため、Zrは0.005 〜0.020 ％の
範囲に限定した。
【００２９】その他、残部Feおよび不可避的不純物であ
る。上記に規定した元素以外の元素では、Ｓ：0.015 ％
以下、Ｏ：0.005 ％以下の含有が許容できる。つぎに、
製造方法について説明する。上記した組成の鋼の溶製
は、転炉、電気炉等通常公知の溶製方法がいずれも適用
でき、とくに限定する必要はない。溶製された溶鋼は、
連続鋳造法あるいは造塊法により凝固され圧延素材とさ
れる。
る。上記に規定した元素以外の元素では、Ｓ：0.015 ％
以下、Ｏ：0.005 ％以下の含有が許容できる。つぎに、
製造方法について説明する。上記した組成の鋼の溶製
は、転炉、電気炉等通常公知の溶製方法がいずれも適用
でき、とくに限定する必要はない。溶製された溶鋼は、
連続鋳造法あるいは造塊法により凝固され圧延素材とさ
れる。
【００３０】本発明の鋼は、熱間圧延により、厚鋼板、
熱延鋼板、鋼管、形鋼、角コラム等に成形することがで
きる。熱間圧延は、本発明ではとくに限定する必要はな
く、鋼材の成形に最適な条件で行うのが望ましく、加熱
温度、圧延圧下量、圧延温度いずれも通常公知の範囲で
問題は生じない。例えば、厚鋼板では、加熱温度は、10
00〜1200℃が好ましく、圧延仕上温度は800 ℃以上とす
るのが望ましい。
熱延鋼板、鋼管、形鋼、角コラム等に成形することがで
きる。熱間圧延は、本発明ではとくに限定する必要はな
く、鋼材の成形に最適な条件で行うのが望ましく、加熱
温度、圧延圧下量、圧延温度いずれも通常公知の範囲で
問題は生じない。例えば、厚鋼板では、加熱温度は、10
00〜1200℃が好ましく、圧延仕上温度は800 ℃以上とす
るのが望ましい。
【００３１】この発明では熱間圧延終了後、冷却条件を
特定するのが望ましい。圧延後、平均冷却速度が、空冷
以上でかつ次（１）式 α（℃／sec ）= Ｖ／Ｎ×3.5 …………（１） で定義されるα以下で、冷却停止温度が次（２）式 Ａr3＝910 −273 Ｃ＋25Si−74Mn−56Ni−16Cr−9Mo −5Cu −1620Nb …（２） で定義されるＡr3変態点を基準にして、冷却停止温度が
（Ａr3−200 ℃) 以上とする冷却を施し、その後空冷す
る。
特定するのが望ましい。圧延後、平均冷却速度が、空冷
以上でかつ次（１）式 α（℃／sec ）= Ｖ／Ｎ×3.5 …………（１） で定義されるα以下で、冷却停止温度が次（２）式 Ａr3＝910 −273 Ｃ＋25Si−74Mn−56Ni−16Cr−9Mo −5Cu −1620Nb …（２） で定義されるＡr3変態点を基準にして、冷却停止温度が
（Ａr3−200 ℃) 以上とする冷却を施し、その後空冷す
る。
【００３２】αを超える冷却速度で冷却すると、ＶＮの
析出量が減少し、母材組織の改善効果が少なくなる。こ
のため、冷却速度は（１）式で定義されるα以下とし
た。また、冷却速度が空冷未満では、VNが粗大化するた
め、冷却速度は空冷以上α以下とした。（Ａr3−200
℃) までにＶＮの析出は完了しており、それ以降の冷却
を速める必要はない。冷却停止温度を（Ａr3−200 ℃)
未満とすると、変態歪による残留応力が増加し、鋼板を
条切りした際に、歪みが発生するなどの悪影響が生じ
る。このため、冷却停止温度を（Ａr3−200 ℃) 以上と
した。なお、冷却停止温度の上限は、VNの鋼中分散析出
を適量とするためＡr3点とした。
析出量が減少し、母材組織の改善効果が少なくなる。こ
のため、冷却速度は（１）式で定義されるα以下とし
た。また、冷却速度が空冷未満では、VNが粗大化するた
め、冷却速度は空冷以上α以下とした。（Ａr3−200
℃) までにＶＮの析出は完了しており、それ以降の冷却
を速める必要はない。冷却停止温度を（Ａr3−200 ℃)
未満とすると、変態歪による残留応力が増加し、鋼板を
条切りした際に、歪みが発生するなどの悪影響が生じ
る。このため、冷却停止温度を（Ａr3−200 ℃) 以上と
した。なお、冷却停止温度の上限は、VNの鋼中分散析出
を適量とするためＡr3点とした。
【００３３】
【実施例】表１に示す組成の鋼を転炉で溶製し、連続鋳
造法で215mm 厚のスラブとした。ついで、これらスラブ
を1150℃に加熱し、熱間圧延により表２に示す製品厚を
有する鋼板とした。圧延終了後、直ちに表２に示す平均
冷却速度で、同じく表２に示す冷却停止温度まで冷却
し、その後放冷した。
造法で215mm 厚のスラブとした。ついで、これらスラブ
を1150℃に加熱し、熱間圧延により表２に示す製品厚を
有する鋼板とした。圧延終了後、直ちに表２に示す平均
冷却速度で、同じく表２に示す冷却停止温度まで冷却
し、その後放冷した。
【００３４】これらの製品板を用いて、母材の引張強
度、靱性、亜鉛浴延性を調査した。また、さらに、溶接
熱影響部の靱性、耐溶融亜鉛めっき割れ性を調査した。
その結果を表２に示す。
度、靱性、亜鉛浴延性を調査した。また、さらに、溶接
熱影響部の靱性、耐溶融亜鉛めっき割れ性を調査した。
その結果を表２に示す。
【００３５】
【表１】
【００３６】
【表２】
【００３７】
【表３】
【００３８】
【表４】
【００３９】なお、母材の引張強度、靱性、亜鉛浴延
性、溶接熱影響部の靱性、耐溶融亜鉛めっき割れ性の試
験方法は下記に示す通りである。 （１）母材の強度試験 上記製品板の板厚中心部から圧延方向と直角方向にJIS
Z 2201に規定する４号試験片を採取し、JIS Z 2241に準
拠して、引張強さ（ＴＳ）を求めた。 （２）母材の靱性試験 上記製品板の板厚中心部から圧延方向と直角方向にJIS
Z 2202に規定する４号試験片を採取し、JIS Z 2242に準
拠して、−５℃におけるシャルピー吸収エネルギー（vE
-5）を求めた。 （３）母材の亜鉛浴延性試験 上記製品板の板厚中心部から圧延方向と直角方向に、図
２に示す試験片を採取し、450 ℃の溶融亜鉛浴中でJIS
Z 2241に準拠して、引張試験を実施し、破断伸びを求
め、亜鉛浴延性を評価した。 （４）溶接熱影響部の靱性試験 上記製品板の板厚中心部から圧延方向と直角方向に13ｔ
×75×80mmの試験片を採取し、高周波加熱装置により
（ａ）入熱30kJ/cm の炭酸ガス溶接、（ｂ）入熱100kJ/
cmのサブマージアーク溶接（SAW ）の粗粒域HAZ 部の受
ける熱サイクルを付与したのち、JIS Z 2202に規定する
４号試験片を採取し、JIS Z 2242に準拠して、−５℃に
おけるシャルピー吸収エネルギー（vE-5）を求めた。 再現熱サイクル （５）溶接熱影響部の耐溶融亜鉛めっき割れ性試験 上記製品板から片面減厚して、板厚15mmの試験板を採取
し図３に示す十字型拘束継手を製作し、この十字型継手
を450 ℃の溶融亜鉛浴中に10分間浸漬し、HAZ部の亜鉛
めっき割れの有無を調査した。亜鉛めっき割れは、試験
ビード１−１、１−２についてそれぞれ５個所を切断
し、割れの有無を調査した。
性、溶接熱影響部の靱性、耐溶融亜鉛めっき割れ性の試
験方法は下記に示す通りである。 （１）母材の強度試験 上記製品板の板厚中心部から圧延方向と直角方向にJIS
Z 2201に規定する４号試験片を採取し、JIS Z 2241に準
拠して、引張強さ（ＴＳ）を求めた。 （２）母材の靱性試験 上記製品板の板厚中心部から圧延方向と直角方向にJIS
Z 2202に規定する４号試験片を採取し、JIS Z 2242に準
拠して、−５℃におけるシャルピー吸収エネルギー（vE
-5）を求めた。 （３）母材の亜鉛浴延性試験 上記製品板の板厚中心部から圧延方向と直角方向に、図
２に示す試験片を採取し、450 ℃の溶融亜鉛浴中でJIS
Z 2241に準拠して、引張試験を実施し、破断伸びを求
め、亜鉛浴延性を評価した。 （４）溶接熱影響部の靱性試験 上記製品板の板厚中心部から圧延方向と直角方向に13ｔ
×75×80mmの試験片を採取し、高周波加熱装置により
（ａ）入熱30kJ/cm の炭酸ガス溶接、（ｂ）入熱100kJ/
cmのサブマージアーク溶接（SAW ）の粗粒域HAZ 部の受
ける熱サイクルを付与したのち、JIS Z 2202に規定する
４号試験片を採取し、JIS Z 2242に準拠して、−５℃に
おけるシャルピー吸収エネルギー（vE-5）を求めた。 再現熱サイクル （５）溶接熱影響部の耐溶融亜鉛めっき割れ性試験 上記製品板から片面減厚して、板厚15mmの試験板を採取
し図３に示す十字型拘束継手を製作し、この十字型継手
を450 ℃の溶融亜鉛浴中に10分間浸漬し、HAZ部の亜鉛
めっき割れの有無を調査した。亜鉛めっき割れは、試験
ビード１−１、１−２についてそれぞれ５個所を切断
し、割れの有無を調査した。
【００４０】表２から、本発明例では、拘束継手HAZ 部
に亜鉛めっき割れは見られず、さらに、母材の強度・靱
性はもちろんHAZ 部靱性、母材亜鉛浴延性ともに優れて
いることがわかる。一方、Ｃ量が本発明範囲を外れた比
較例No. ６は、母材靱性およびHAZ 部靱性が劣化し、Si
量が本発明範囲を外れた比較例No. ８は、母材靱性およ
びHAZ 部靱性が劣化している。また、Mn量が本発明範囲
を外れた比較例No. 10は、母材靱性が劣化し、拘束継手
HAZ 部に亜鉛めっき割れが発生している。
に亜鉛めっき割れは見られず、さらに、母材の強度・靱
性はもちろんHAZ 部靱性、母材亜鉛浴延性ともに優れて
いることがわかる。一方、Ｃ量が本発明範囲を外れた比
較例No. ６は、母材靱性およびHAZ 部靱性が劣化し、Si
量が本発明範囲を外れた比較例No. ８は、母材靱性およ
びHAZ 部靱性が劣化している。また、Mn量が本発明範囲
を外れた比較例No. 10は、母材靱性が劣化し、拘束継手
HAZ 部に亜鉛めっき割れが発生している。
【００４１】Al量が本発明範囲を外れた比較例No.12
は、HAZ 部靱性が劣化し、これは、Al系の非金属介在物
により鋼の清浄度が低下したためと考えられる。また、
Ｐ量が本発明範囲を外れた比較例No.11 は、母材靱性が
劣化し、拘束継手HAZ 部に亜鉛めっき割れが発生してい
る。また、Ｖ量が低く本発明範囲を外れた比較例No.13
は、必要量のＶＮが析出しないため、母材の亜鉛浴延
性、HAZ 部靱性が劣化し、さらに拘束継手HAZ 部に亜鉛
めっき割れが発生している。Ｖ量が高く本発明範囲を外
れた比較例No.14 は、母材靱性が劣化している。
は、HAZ 部靱性が劣化し、これは、Al系の非金属介在物
により鋼の清浄度が低下したためと考えられる。また、
Ｐ量が本発明範囲を外れた比較例No.11 は、母材靱性が
劣化し、拘束継手HAZ 部に亜鉛めっき割れが発生してい
る。また、Ｖ量が低く本発明範囲を外れた比較例No.13
は、必要量のＶＮが析出しないため、母材の亜鉛浴延
性、HAZ 部靱性が劣化し、さらに拘束継手HAZ 部に亜鉛
めっき割れが発生している。Ｖ量が高く本発明範囲を外
れた比較例No.14 は、母材靱性が劣化している。
【００４２】Ti量が本発明範囲を外れた比較例No.15
は、Ti量が少ないため、HAZ 部靱性が劣化し、拘束継手
HAZ 部に亜鉛めっき割れが発生している。一方、Ti量が
本発明範囲を外れた比較例No.16 は、Ti量が過剰となり
TiＣが形成され、母材靱性およびHAZ 部靱性が劣化して
いる。Ｎ量が本発明範囲を外れた比較例No.17 は、Ｎ量
が少なく窒化物量が不足し、母材の亜鉛浴延性、HAZ 部
靱性が劣化し、さらに拘束継手HAZ 部に亜鉛めっき割れ
が発生している。一方、Ｎ量が本発明範囲を外れた比較
例No.18 は、Ｎ量が過剰となり、母材の靱性、HAZ 部靱
性が劣化している。
は、Ti量が少ないため、HAZ 部靱性が劣化し、拘束継手
HAZ 部に亜鉛めっき割れが発生している。一方、Ti量が
本発明範囲を外れた比較例No.16 は、Ti量が過剰となり
TiＣが形成され、母材靱性およびHAZ 部靱性が劣化して
いる。Ｎ量が本発明範囲を外れた比較例No.17 は、Ｎ量
が少なく窒化物量が不足し、母材の亜鉛浴延性、HAZ 部
靱性が劣化し、さらに拘束継手HAZ 部に亜鉛めっき割れ
が発生している。一方、Ｎ量が本発明範囲を外れた比較
例No.18 は、Ｎ量が過剰となり、母材の靱性、HAZ 部靱
性が劣化している。
【００４３】（Ｎ−Ti／3.4 ）／Ｖの値が低く本発明範
囲を外れた比較例No.19 は、母材の亜鉛浴延性が低下
し、さらに拘束継手HAZ 部に亜鉛めっき割れが発生して
いる。一方、（Ｎ−Ti／3.4 ）／Ｖの値が高く本発明範
囲を外れた比較例No.20 は、HAZ 部靱性が劣化してい
る。圧延後の冷却速度が（１）式のαを超える場合に
は、母材亜鉛浴延性が僅かに低下する（No.3、No.23 、
No.30 、No.32 ）。また、圧延後の冷却停止温度がＡr3
−200 ℃より低い場合には、条切り歪が発生している
（No.4、No. 6 ）。
囲を外れた比較例No.19 は、母材の亜鉛浴延性が低下
し、さらに拘束継手HAZ 部に亜鉛めっき割れが発生して
いる。一方、（Ｎ−Ti／3.4 ）／Ｖの値が高く本発明範
囲を外れた比較例No.20 は、HAZ 部靱性が劣化してい
る。圧延後の冷却速度が（１）式のαを超える場合に
は、母材亜鉛浴延性が僅かに低下する（No.3、No.23 、
No.30 、No.32 ）。また、圧延後の冷却停止温度がＡr3
−200 ℃より低い場合には、条切り歪が発生している
（No.4、No. 6 ）。
【００４４】
【発明の効果】この発明によれば、母材の強度・靱性に
優れた高靱性溶接構造用鋼に、優れた母材亜鉛浴延性
と、さらに優れた溶接熱影響部の靱性および耐溶融亜鉛
めっき割れ性を工業的に容易に付与し、溶接構造用鋼と
してその用途をさらに拡大でき、産業上多大な効果を奏
する。
優れた高靱性溶接構造用鋼に、優れた母材亜鉛浴延性
と、さらに優れた溶接熱影響部の靱性および耐溶融亜鉛
めっき割れ性を工業的に容易に付与し、溶接構造用鋼と
してその用途をさらに拡大でき、産業上多大な効果を奏
する。
【図１】母材亜鉛浴延性、HAZ 部靱性および耐溶融亜鉛
めっき割れ性におよぼす（Ｎ−Ti／3.4 ）／Ｖの影響を
示すグラフである。
めっき割れ性におよぼす（Ｎ−Ti／3.4 ）／Ｖの影響を
示すグラフである。
【図２】母材亜鉛浴延性試験用試験片の寸法形状を示す
平面図である。
平面図である。
【図３】耐溶融亜鉛めっき割れ性試験用十字型拘束継手
試験体の寸法形状および積層法を示す（ａ）正面図およ
び（ｂ）側面図である。
試験体の寸法形状および積層法を示す（ａ）正面図およ
び（ｂ）側面図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 天野 虔一 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 (72)発明者 木村 達巳 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 (72)発明者 森影 康 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内
Claims (5)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：0.04〜0.20％、 Si：0.01〜0.50％、 Mn：0.8 〜2.0 ％、 Ｐ：0.020 ％以下、 Al：0.01〜0.10％、 Ｖ：0.03〜0.12％、 Ti：0.005 〜0.025 ％、 Ｎ：0.0050〜0.0150％ を含み、かつ、（Ｎ−Ti／3.4 ）／Ｖ：0.12〜0.24を満
足し、残部Feおよび不可避的不純物からなることを特徴
とする耐亜鉛めっき割れ性に優れた高靱性溶接構造用
鋼。 - 【請求項２】 重量％で、 Ｃ：0.04〜0.20％、 Si：0.01〜0.50％、 Mn：0.8 〜2.0 ％、 Ｐ：0.020 ％以下、 Al：0.01〜0.10％、 Ｖ：0.03〜0.12％、 Ti：0.005 〜0.025 ％、 Ｎ：0.0050〜0.0150％ を含み、かつ、（Ｎ−Ti／3.4 ）／Ｖ：0.12〜0.24を満
足し、さらに、 Cu：0.10〜1.0 ％、 Ni：0.05〜0.50％、 Cr：0.10〜0.50％、 Mo：0.05〜0.50％、 Nb：0.01〜0.10％、 Ｂ：0.0005〜0.0020％、 のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、残部
Feおよび不可避的不純物からなることを特徴とする耐亜
鉛めっき割れ性に優れた高靱性溶接構造用鋼。 - 【請求項３】 重量％で、 Ｃ：0.04〜0.20％、 Si：0.01〜0.50％、 Mn：0.8 〜2.0 ％、 Ｐ：0.020 ％以下、 Al：0.01〜0.10％、 Ｖ：0.03〜0.12％、 Ti：0.005 〜0.025 ％、 Ｎ：0.0050〜0.0150％ を含み、かつ、（Ｎ−Ti／3.4 ）／Ｖ：0.12〜0.24を満
足し、さらに、 Ca：0.0005〜0.0040 ％、 REM ：0.0020〜0.0100％、 Zr：0.005 〜0.020 ％ のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、残部
Feおよび不可避的不純物からなることを特徴とする耐亜
鉛めっき割れ性に優れた高靱性溶接構造用鋼。 - 【請求項４】 重量％で、 Ｃ：0.04〜0.20％、 Si：0.01〜0.50％、 Mn：0.8 〜2.0 ％、 Ｐ：0.020 ％以下、 Al：0.01〜0.10％、 Ｖ：0.03〜0.12％、 Ti：0.005 〜0.025 ％、 Ｎ：0.0050〜0.0150％ を含み、かつ、（Ｎ−Ti／3.4 ）／Ｖ：0.12〜0.24を満
足し、さらに、 Cu：0.10〜1.0 ％、 Ni：0.05〜0.50％、 Cr：0.10〜0.50％、 Mo：0.05〜0.50％、 Nb：0.01〜0.10％、 Ｂ：0.0005〜0.0020％、 のうちから選ばれた１種または２種以上を含み、さら
に、 Ca：0.0005〜0.0040 ％、 REM ：0.0020〜0.0100％、 Zr：0.005 〜0.020 ％ のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、残部
Feおよび不可避的不純物からなることを特徴とする耐亜
鉛めっき割れ性に優れた高靱性溶接構造用鋼。 - 【請求項５】 請求項１から請求項４のいずれかに記載
された鋼を、加熱し熱間圧延したのち、平均冷却速度
（℃／sec ）が、空冷以上でかつ下記（１）式で定義さ
れるα以下で、冷却停止温度が下記（２）式で定義され
るＡr3変態点を基準にして（Ａr3−200 ℃) 以上とする
冷却を施し、その後空冷することを特徴とする耐亜鉛め
っき割れ性に優れた高靱性溶接構造用鋼の製造方法。 記 α（℃／sec ）= Ｖ／Ｎ×3.5 …………（１） Ａr3＝910 −273 Ｃ＋25Si−74Mn−56Ni−16Cr−9Mo −5Cu −1620Nb …（２）
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26064196A JPH10102182A (ja) | 1996-10-01 | 1996-10-01 | 耐亜鉛めっき割れ性に優れた高靱性溶接構造用鋼およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26064196A JPH10102182A (ja) | 1996-10-01 | 1996-10-01 | 耐亜鉛めっき割れ性に優れた高靱性溶接構造用鋼およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10102182A true JPH10102182A (ja) | 1998-04-21 |
Family
ID=17350749
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP26064196A Pending JPH10102182A (ja) | 1996-10-01 | 1996-10-01 | 耐亜鉛めっき割れ性に優れた高靱性溶接構造用鋼およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH10102182A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103924154A (zh) * | 2013-01-14 | 2014-07-16 | 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 | 一种钢板的生产方法 |
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1996
- 1996-10-01 JP JP26064196A patent/JPH10102182A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| CN103924154A (zh) * | 2013-01-14 | 2014-07-16 | 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 | 一种钢板的生产方法 |
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