JPH1096062A - 耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた高強度高張力鋼 - Google Patents
耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた高強度高張力鋼Info
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- JPH1096062A JPH1096062A JP25206996A JP25206996A JPH1096062A JP H1096062 A JPH1096062 A JP H1096062A JP 25206996 A JP25206996 A JP 25206996A JP 25206996 A JP25206996 A JP 25206996A JP H1096062 A JPH1096062 A JP H1096062A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 ７８０ＭＰａ以上の強度をもち、溶接部で亜
鉛メッキ割れが発生しない鋼を提供する。 【解決手段】 圧延後、再加熱焼き入れを前提とする鋼
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、Ｖ：０．０１％〜０．２
０％、Ｔｉ：０．０１％〜０．０５％、Ｃａ：０．００
１％〜０．００５％、Ｎ：０．００２％〜０．００６
％、Ａｌ：０．００５％〜０．１％、Ｂ：０．０００５
％以下、Ｏ：０．００５％以下、さらに、Ｃｕ：０．６
％以下、Ｎｉ：２％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：
０．６％以下、Ｎｂ：０．０３％以下が添加され、残部
が鉄および不純物からなり、かつ Ｃｅｑｍ＝Ｃ＋（Ｍ
ｎ／２０）＋（Ｓｉ／３０）＋（Ｃｕ／２０）＋（Ｎｉ
／６０）＋（Ｃｒ／２０）＋（Ｍｏ／１５）＋（Ｖ／１
０）＋５Ｂ＋1.0 Ｎｂ ０．２３％≦Ｃｅｑｍ≦０．２７％
鉛メッキ割れが発生しない鋼を提供する。 【解決手段】 圧延後、再加熱焼き入れを前提とする鋼
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、Ｖ：０．０１％〜０．２
０％、Ｔｉ：０．０１％〜０．０５％、Ｃａ：０．００
１％〜０．００５％、Ｎ：０．００２％〜０．００６
％、Ａｌ：０．００５％〜０．１％、Ｂ：０．０００５
％以下、Ｏ：０．００５％以下、さらに、Ｃｕ：０．６
％以下、Ｎｉ：２％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：
０．６％以下、Ｎｂ：０．０３％以下が添加され、残部
が鉄および不純物からなり、かつ Ｃｅｑｍ＝Ｃ＋（Ｍ
ｎ／２０）＋（Ｓｉ／３０）＋（Ｃｕ／２０）＋（Ｎｉ
／６０）＋（Ｃｒ／２０）＋（Ｍｏ／１５）＋（Ｖ／１
０）＋５Ｂ＋1.0 Ｎｂ ０．２３％≦Ｃｅｑｍ≦０．２７％
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。
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
強度と溶接部で亜鉛メッキ割れが発生しない鋼を提供す
るものである。
強度と溶接部で亜鉛メッキ割れが発生しない鋼を提供す
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、引張強度（ＴＳ）７８０ＭＰａ以上の
強度と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添加−ｈｉｇ
ｈＮ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、かつ、Ｃｅｑｍ＝｛Ｃ＋（Ｍｎ／２
０）＋（Ｓｉ／３０）＋（Ｃｕ／２０）＋（Ｎｉ／６
０）＋（Ｃｒ／２０）＋（Ｍｏ／１５）＋（Ｖ／１０）
＋５Ｂ＋1.0 Ｎｂ｝を０．２３％以上０．２７％以下で
成分設計すればＴＳ７８０ＭＰａ以上の強度と耐溶融亜
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、引張強度（ＴＳ）７８０ＭＰａ以上の
強度と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添加−ｈｉｇ
ｈＮ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、かつ、Ｃｅｑｍ＝｛Ｃ＋（Ｍｎ／２
０）＋（Ｓｉ／３０）＋（Ｃｕ／２０）＋（Ｎｉ／６
０）＋（Ｃｒ／２０）＋（Ｍｏ／１５）＋（Ｖ／１０）
＋５Ｂ＋1.0 Ｎｂ｝を０．２３％以上０．２７％以下で
成分設計すればＴＳ７８０ＭＰａ以上の強度と耐溶融亜
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、圧延後、再加熱焼き入れを前提
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、Ｖ：０．０１％以上０．２０％
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：０．０００５％以下、Ｏ：０．００５％以
下、さらに、Ｃｕ：０．６％以下、Ｎｉ：２％以下、Ｃ
ｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．６％以下、Ｎｂ：０．０
３％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
値として下式で与えられるＣｅｑｍが下記の範囲にある
ことを特徴とする耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた高強
度高張力鋼である。
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、Ｖ：０．０１％以上０．２０％
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：０．０００５％以下、Ｏ：０．００５％以
下、さらに、Ｃｕ：０．６％以下、Ｎｉ：２％以下、Ｃ
ｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．６％以下、Ｎｂ：０．０
３％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
値として下式で与えられるＣｅｑｍが下記の範囲にある
ことを特徴とする耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた高強
度高張力鋼である。
【０００８】Ｃｅｑｍ＝Ｃ＋（Ｍｎ／２０）＋（Ｓｉ／
３０）＋（Ｃｕ／２０）＋（Ｎｉ／６０）＋（Ｃｒ／２
０）＋（Ｍｏ／１５）＋（Ｖ／１０）＋５Ｂ＋1.0 Ｎｂ ０．２３％≦Ｃｅｑｍ≦０．２７％
３０）＋（Ｃｕ／２０）＋（Ｎｉ／６０）＋（Ｃｒ／２
０）＋（Ｍｏ／１５）＋（Ｖ／１０）＋５Ｂ＋1.0 Ｎｂ ０．２３％≦Ｃｅｑｍ≦０．２７％
【０００９】
【発明の実施の形態】本発明は以下の知見に基づく。
【００１０】まず、本発明ではＴＳ７８０ＭＰａ級の鋼
を得ることが第１課題である。Ｖは少量の添加で著しく
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、０．２０％を越える添加は
鋼の脆化を招くので、０．０１％以上０．２０％以下に
限定した。また、再加熱焼入焼戻し（ＱＴ）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／６
０）＋（Ｃｒ／２０）＋（Ｍｏ／１５）＋（Ｖ／１０）
＋５Ｂ＋1.0 Ｎｂ｝という炭素等量式で引張強度が整理
できることがわかった。さらに、Ｃｅｑｍ値を０．２３
％以上に制御すれば、板厚４０ｍｍ以下の範囲において
７８０ＭＰａ以上の強度が得られることが判明した。
を得ることが第１課題である。Ｖは少量の添加で著しく
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、０．２０％を越える添加は
鋼の脆化を招くので、０．０１％以上０．２０％以下に
限定した。また、再加熱焼入焼戻し（ＱＴ）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／６
０）＋（Ｃｒ／２０）＋（Ｍｏ／１５）＋（Ｖ／１０）
＋５Ｂ＋1.0 Ｎｂ｝という炭素等量式で引張強度が整理
できることがわかった。さらに、Ｃｅｑｍ値を０．２３
％以上に制御すれば、板厚４０ｍｍ以下の範囲において
７８０ＭＰａ以上の強度が得られることが判明した。
【００１１】本発明の第２課題は、溶接熱影響部で亜鉛
メッキ割れを防止することにある。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、ＴｉＮが著しく細くなり、溶接加熱時の熱影響部
のオーステナイト粒の成長を抑制し、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、Ｃ
ａとＴｉを複合添加すれば、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添加量が０．０１％未満では上
記のような溶接熱影響部の組織を得るだけの十分な数の
ＴｉＮが得られず、０．０５％を超える添加をしてもＴ
ｉＮ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含有量を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添加は鋼
の清浄度を低下させ、靭性劣化を招く。よって、Ｃａ含
有量は０．００１％以上０．００５％以下に限定した。
メッキ割れを防止することにある。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、ＴｉＮが著しく細くなり、溶接加熱時の熱影響部
のオーステナイト粒の成長を抑制し、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、Ｃ
ａとＴｉを複合添加すれば、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添加量が０．０１％未満では上
記のような溶接熱影響部の組織を得るだけの十分な数の
ＴｉＮが得られず、０．０５％を超える添加をしてもＴ
ｉＮ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含有量を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添加は鋼
の清浄度を低下させ、靭性劣化を招く。よって、Ｃａ含
有量は０．００１％以上０．００５％以下に限定した。
【００１２】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。
【００１３】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。
【００１４】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。
【００１５】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。
【００１６】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。
【００１７】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。
【００１８】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。
【００１９】Ｂ≦０．０００５％ Ｂは鋼の焼入性を著しく向上させる。０．０００５％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０．０００５％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０．０００５％以下に限定した。
【００２０】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。
【００２１】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。
【００２２】Ｎｉ≦２％ 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、２％以下に限定した。
るが、経済性を考慮し、２％以下に限定した。
【００２３】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。
【００２４】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。
【００２５】Ｎｂ≦０．０３％ Ｎｂ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、再加熱ＱＴ材では０．０３％を
超えて添加しても強度が飽和するため、０．０３％以下
に限定した。
に有効な元素であるが、再加熱ＱＴ材では０．０３％を
超えて添加しても強度が飽和するため、０．０３％以下
に限定した。
【００２６】
【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厚の鋼材にした。熱間圧延
後、再加熱水焼き入れし、５５０℃〜６５０℃の範囲で
焼きもどし処理を行った。
間圧延にて１２−４０ｍｍ厚の鋼材にした。熱間圧延
後、再加熱水焼き入れし、５５０℃〜６５０℃の範囲で
焼きもどし処理を行った。
【００２７】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、ボルト用穴開け加工部亜鉛メッキ
割れ試験を実施した。
亜鉛メッキ割れ試験、ボルト用穴開け加工部亜鉛メッキ
割れ試験を実施した。
【００２８】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。
【００２９】表中のボルト用穴開け加工部のメッキ割れ
の有無の項は、圧延した鋼に実際の施工と同様に、接合
用ボルトの穴開け加工をＮＣマシンを用いて実施した後
に溶融亜鉛メッキ浴中に浸漬し、穴開け加工部から割れ
が発生するかどうかを確認した結果である。
の有無の項は、圧延した鋼に実際の施工と同様に、接合
用ボルトの穴開け加工をＮＣマシンを用いて実施した後
に溶融亜鉛メッキ浴中に浸漬し、穴開け加工部から割れ
が発生するかどうかを確認した結果である。
【００３０】供試鋼の各試験結果を表２に示す。Ｃａ−
Ｔｉが添加され、Ｃｅｑｍが０．２３％以上０．２７％
以下の鋼ＣＰ−ＬＰの開発鋼は、７８０ＭＰａ以上のＴ
Ｓを示し、且つ拘束継手亜鉛メッキ割れ試験、穴開け加
工部メッキ割れ試験でも割れは発生しなかった。
Ｔｉが添加され、Ｃｅｑｍが０．２３％以上０．２７％
以下の鋼ＣＰ−ＬＰの開発鋼は、７８０ＭＰａ以上のＴ
Ｓを示し、且つ拘束継手亜鉛メッキ割れ試験、穴開け加
工部メッキ割れ試験でも割れは発生しなかった。
【００３１】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、穴開け加工部
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、穴開け加工部メッキ割れ試験
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、穴開け加工部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、穴開け加工部
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、穴開け加工部メッキ割れ試験
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、穴開け加工部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。
【００３２】
【表１】
【００３３】
【表２】
【００３４】
【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Ｑ−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。
に従い成分設計しＱ−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１】Ｑ−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。
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。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 山本 定弘 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 横山 泰康 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内
Claims (1)
- 【請求項１】 圧延後、再加熱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、Ｖ：０．０１％以上０．２０％以下、Ｔ
ｉ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｃａ：０．００１
％以上０．００５％以下、Ｎ：０．００２％以上０．０
０６％以下、Ａｌ：０．００５％以上０．１％以下、
Ｂ：０．０００５％以下、Ｏ：０．００５％以下、さら
に、Ｃｕ：０．６％以下、Ｎｉ：２％以下、Ｃｒ：１．
０％以下、Ｍｏ：０．６％以下、Ｎｂ：０．０３％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として
下式で与えられるＣｅｑｍが下記の範囲にあることを特
徴とする耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた高強度高張力
鋼。 Ｃｅｑｍ＝Ｃ＋（Ｍｎ／２０）＋（Ｓｉ／３０）＋（Ｃ
ｕ／２０）＋（Ｎｉ／６０）＋（Ｃｒ／２０）＋（Ｍｏ
／１５）＋（Ｖ／１０）＋５Ｂ＋1.0 Ｎｂ ０．２３％≦Ｃｅｑｍ≦０．２７％
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25206996A JPH1096062A (ja) | 1996-09-24 | 1996-09-24 | 耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた高強度高張力鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25206996A JPH1096062A (ja) | 1996-09-24 | 1996-09-24 | 耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた高強度高張力鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1096062A true JPH1096062A (ja) | 1998-04-14 |
Family
ID=17232125
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP25206996A Pending JPH1096062A (ja) | 1996-09-24 | 1996-09-24 | 耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた高強度高張力鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH1096062A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102676947A (zh) * | 2012-05-17 | 2012-09-19 | 莱芜钢铁集团有限公司 | 一种焊接结构钢及其制造方法 |
| 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 |
| US20160289809A1 (en) * | 2013-09-19 | 2016-10-06 | Tata Steel Ijmuiden B.V. | Steel for hot forming |
-
1996
- 1996-09-24 JP JP25206996A patent/JPH1096062A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102676947A (zh) * | 2012-05-17 | 2012-09-19 | 莱芜钢铁集团有限公司 | 一种焊接结构钢及其制造方法 |
| 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 |
| US20160289809A1 (en) * | 2013-09-19 | 2016-10-06 | Tata Steel Ijmuiden B.V. | Steel for hot forming |
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