JPH1096058A - 耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた高張力鋼 - Google Patents
耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた高張力鋼Info
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- JPH1096058A JPH1096058A JP25183196A JP25183196A JPH1096058A JP H1096058 A JPH1096058 A JP H1096058A JP 25183196 A JP25183196 A JP 25183196A JP 25183196 A JP25183196 A JP 25183196A JP H1096058 A JPH1096058 A JP H1096058A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】高強度で溶接部で耐亜鉛メッキ割れ性が発生し
ない鋼を提供する 【解決手段】圧延後、直接焼き入れを前提とする鋼で、
その組成が重量％で、C:0.06%-0.12% 、Si:0.1%-0.6%、
Mn:1.0%-2.0%、P:0.02% 以下、S:0.002%以下、Nb:0.01%
-0.06%、Ti:0.01%-0.05%、Ca:0.001%-0.005%、N:0.002%
-0.006% 、Al:0.005%-0.1%、B:0.0002% 以下、O:0.005%
以上、Cu:0.6% 以下、Ni:1.0% 以下、Cr:1.0% 以下、M
o: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、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。
ない鋼を提供する 【解決手段】圧延後、直接焼き入れを前提とする鋼で、
その組成が重量％で、C:0.06%-0.12% 、Si:0.1%-0.6%、
Mn:1.0%-2.0%、P:0.02% 以下、S:0.002%以下、Nb:0.01%
-0.06%、Ti:0.01%-0.05%、Ca:0.001%-0.005%、N:0.002%
-0.006% 、Al:0.005%-0.1%、B:0.0002% 以下、O:0.005%
以上、Cu:0.6% 以下、Ni:1.0% 以下、Cr:1.0% 以下、M
o: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、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。
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。
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。
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。本発明の課題
は、高強度で溶接部で耐亜鉛メッキ割れ性が発生しない
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、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。本発明の課題
は、高強度で溶接部で耐亜鉛メッキ割れ性が発生しない
鋼を提供するものである。
【０００５】
【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、高強度で耐亜鉛メッキ割れ性を両立す
る成分設計はいかなるものかと鋭意研究した。その結
果、Ｔｉ−Ｃａ添加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＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ＋１．０Ｎ
ｂ）を０．２３％以上０．２７％以下で成分設計すれば
高強度で耐亜鉛メッキ割れ性を両立できることを発見し
た。
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、高強度で耐亜鉛メッキ割れ性を両立す
る成分設計はいかなるものかと鋭意研究した。その結
果、Ｔｉ−Ｃａ添加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＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ＋１．０Ｎ
ｂ）を０．２３％以上０．２７％以下で成分設計すれば
高強度で耐亜鉛メッキ割れ性を両立できることを発見し
た。
【０００６】本発明は、圧延後、直接焼き入れを前提と
する鋼で、その組成が重量％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、Ｃａ：
０．００１％以上０．００５％以下、Ｎ：０．００２％
以上０．００６％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≦０．２
７％の関係に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。
する鋼で、その組成が重量％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、Ｃａ：
０．００１％以上０．００５％以下、Ｎ：０．００２％
以上０．００６％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≦０．２
７％の関係に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。
【０００７】
【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。
【０００８】０．０１％≦Ｎｂ≦０．０６％ ０．２３％≦Ｃeqm まず、本発明では、高強度鋼を得ることが第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
とり圧延後直接焼き入れしその後一般的な条件で焼き戻
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／１
０＋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ＴＳ７８
０ＭＰａ以上が得られることが判明した。
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
とり圧延後直接焼き入れしその後一般的な条件で焼き戻
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／１
０＋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ＴＳ７８
０ＭＰａ以上が得られることが判明した。
【０００９】０．０１％≦Ｔｉ≦０．０５％ ０．００１％≦Ｃａ≦０．００５％ 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−Ｃａの複合添
加とＣｅｑｍ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。ＣａとＴｉを複合添加すると、Ｔ
ｉＮが著しく細くなり、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とＣ
ａを複合添加すれば、Ｃｅｑｍが０．２３％以上０．２
７％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ＴｉＮ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Ｔｉｃを生成し溶接熱影響部の脆化を
招く。よって、Ｔｉ量を０．０１％以上０．０５％以下
に限定した。また、０．００１％未満のＣａ添加では上
記ＴｉＮの微細化効果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、
０．００５％を超えるＣａの添加は鋼の清浄度を低下さ
せ靱性劣化を招く。よって、Ｃａは０．００１％以上
０．００５％以下に限定した。
れを防止することである。それは、Ｔｉ−Ｃａの複合添
加とＣｅｑｍ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。ＣａとＴｉを複合添加すると、Ｔ
ｉＮが著しく細くなり、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とＣ
ａを複合添加すれば、Ｃｅｑｍが０．２３％以上０．２
７％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ＴｉＮ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Ｔｉｃを生成し溶接熱影響部の脆化を
招く。よって、Ｔｉ量を０．０１％以上０．０５％以下
に限定した。また、０．００１％未満のＣａ添加では上
記ＴｉＮの微細化効果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、
０．００５％を超えるＣａの添加は鋼の清浄度を低下さ
せ靱性劣化を招く。よって、Ｃａは０．００１％以上
０．００５％以下に限定した。
【００１０】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。
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。
【００１１】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。
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。
【００１２】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。
％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。
【００１３】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。
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。
【００１４】Ｓ≦０．００２％ 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、０．０
０２％以下に限定した。
超えて含有しているとＣａＳ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、０．０
０２％以下に限定した。
【００１５】０．００２％≦Ｎ≦０．００６％ Ｎは、溶接熱影響部でＴｉＮを生成するのに必要な元素
である。０．００２％未満の含有では粒界フェライトが
析出した細い組織を有する熱影響部を得るに十分な数の
ＴｉＮが得られない。また、０．００６％を超えるＮの
含有は、溶接部の靱性を劣化させてしまう。よって、Ｎ
含有量を０．００２％以上０．００６％以下に限定し
た。
である。０．００２％未満の含有では粒界フェライトが
析出した細い組織を有する熱影響部を得るに十分な数の
ＴｉＮが得られない。また、０．００６％を超えるＮの
含有は、溶接部の靱性を劣化させてしまう。よって、Ｎ
含有量を０．００２％以上０．００６％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。
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。
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。Ｃａ添加の場合、０．０
０５％を超えるＯを含有するとＣａ−Ｏ−Ｓ系介在物ク
ラスターを生成しやすくなり鋼の靱性劣化を招くので、
０．００５％以下に限定した。
０５％を超えるＯを含有するとＣａ−Ｏ−Ｓ系介在物ク
ラスターを生成しやすくなり鋼の靱性劣化を招くので、
０．００５％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。
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。
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。
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。
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。
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】
【実施例】表１に示す化学組成の鋼を溶解、鋳造し、熱
間圧延にて１２−４０ｍｍ厚の鋼板にした。熱間圧延後
そのまま水焼き入れし、５５０℃〜６５０℃の範囲で焼
きもどし処理を行った。
間圧延にて１２−４０ｍｍ厚の鋼板にした。熱間圧延後
そのまま水焼き入れし、５５０℃〜６５０℃の範囲で焼
きもどし処理を行った。
【００２５】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。
亜鉛メッキ割れ試験を実施した。
【００２６】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。
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。
【００２７】供試鋼の各試験結果を表１に併記する。Ｃ
ａ−Ｔｉが添加され、Ｃｅｑｍが０．２３％以上０．２
７％以下の鋼ＣＰ−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。
ａ−Ｔｉが添加され、Ｃｅｑｍが０．２３％以上０．２
７％以下の鋼ＣＰ−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。
【００２８】一方、Ｔｉ−Ｃａ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−Ｃａが添加されているものの、
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。これらの結果は、上述
の図１と図２に整理したとおりである。
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−Ｃａが添加されているものの、
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。これらの結果は、上述
の図１と図２に整理したとおりである。
【００２９】
【表１】
【００３０】
【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。
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。
【図１】ＤＱ−Ｔ処理された鋼板の引張強度とＣｅｑｍ
の関係を示す図。供試鋼は表１の鋼Ａ〜Ｉである。
の関係を示す図。供試鋼は表１の鋼Ａ〜Ｉである。
【図２】Ｃｅｑｍの関係並びにＴｉ−Ｃａ添加の効果を
示す亜鉛メッキ拘束割れ試験結果の図。供試鋼は表１の
鋼Ａ〜Ｇ、鋼ＣＰ〜ＦＰおよび鋼ＨＨ〜ＩＩである。
示す亜鉛メッキ拘束割れ試験結果の図。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
図である。
図である。
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。
Claims (1)
- 【請求項１】 圧延後、直接焼き入れを前提とする鋼
で、その組成が重量％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、Ｃａ：０．００
１％以上０．００５％以下、Ｎ：０．００２％以上０．
００６％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。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25183196A JPH1096058A (ja) | 1996-09-24 | 1996-09-24 | 耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた高張力鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25183196A JPH1096058A (ja) | 1996-09-24 | 1996-09-24 | 耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた高張力鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1096058A true JPH1096058A (ja) | 1998-04-14 |
Family
ID=17228583
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP25183196A Pending JPH1096058A (ja) | 1996-09-24 | 1996-09-24 | 耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた高張力鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH1096058A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2016522316A (ja) * | 2013-06-19 | 2016-07-28 | 宝山鋼鉄股▲分▼有限公司 | 耐亜鉛誘導亀裂鋼板およびその製造方法 |
| CN113528945A (zh) * | 2021-06-16 | 2021-10-22 | 首钢集团有限公司 | 一种高扩孔率合金化热镀锌高强钢及其制备方法 |
-
1996
- 1996-09-24 JP JP25183196A patent/JPH1096058A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2016522316A (ja) * | 2013-06-19 | 2016-07-28 | 宝山鋼鉄股▲分▼有限公司 | 耐亜鉛誘導亀裂鋼板およびその製造方法 |
| CN113528945A (zh) * | 2021-06-16 | 2021-10-22 | 首钢集团有限公司 | 一种高扩孔率合金化热镀锌高强钢及其制备方法 |
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