JPH0517820A - 耐Ｚｎメツキ割れ構造用高張力鋼の製造方法 - Google Patents
耐Ｚｎメツキ割れ構造用高張力鋼の製造方法Info
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- JPH0517820A JPH0517820A JP17284391A JP17284391A JPH0517820A JP H0517820 A JPH0517820 A JP H0517820A JP 17284391 A JP17284391 A JP 17284391A JP 17284391 A JP17284391 A JP 17284391A JP H0517820 A JPH0517820 A JP H0517820A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 フェライトを析出させ、亜鉛メッキ温度であ
る４５０℃での降伏強度を下げ、溶接構造物を亜鉛メッ
キするに際し、大きな溶接残留応力及びメッキ熱応力の
発生する部材においても亜鉛メッキ割れを防止する。 【構成】 重量％でＣ：０．０２〜０．２０％、Ｓｉ：
０．１０〜０．３０％、Ｍｎ：０．５０〜１．８％、Ａ
ｌ：０．００５〜０．１００％、Ｂ：０．０００２％以
下、Ｎ：５０ｐｐｍ以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可
避不純物からなり、かつＳLM 400≧５３％を満足する鋼
片を、９００℃以上１２５０℃以下に加熱後、再結晶終
了温度以下かつＡｒ3点以上で圧下率２０％以上の熱延
を施し、得られた熱延板を次いでＡｒ3 −５℃〜Ａｒ3
−５０℃の温度から２００℃以下まで１５〜１００℃／
ｓｅｃの冷却速度で加速冷却し、４５０℃以上で焼戻す
ことを特徴とする耐Ｚｎメッキ割れ構造用高張力鋼の製
造方法。
る４５０℃での降伏強度を下げ、溶接構造物を亜鉛メッ
キするに際し、大きな溶接残留応力及びメッキ熱応力の
発生する部材においても亜鉛メッキ割れを防止する。 【構成】 重量％でＣ：０．０２〜０．２０％、Ｓｉ：
０．１０〜０．３０％、Ｍｎ：０．５０〜１．８％、Ａ
ｌ：０．００５〜０．１００％、Ｂ：０．０００２％以
下、Ｎ：５０ｐｐｍ以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可
避不純物からなり、かつＳLM 400≧５３％を満足する鋼
片を、９００℃以上１２５０℃以下に加熱後、再結晶終
了温度以下かつＡｒ3点以上で圧下率２０％以上の熱延
を施し、得られた熱延板を次いでＡｒ3 −５℃〜Ａｒ3
−５０℃の温度から２００℃以下まで１５〜１００℃／
ｓｅｃの冷却速度で加速冷却し、４５０℃以上で焼戻す
ことを特徴とする耐Ｚｎメッキ割れ構造用高張力鋼の製
造方法。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は橋梁、建築、鉄塔など防
錆のために、構造部材を溶接後、溶融Ｚｎメッキを施す
分野に関するものである。
錆のために、構造部材を溶接後、溶融Ｚｎメッキを施す
分野に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来より上記構造部材は防錆の目的で、
溶接後に溶融Ｚｎメッキが広く用いられている。この溶
融Ｚｎメッキ時に、構造部材の熱影響部に割れが発生す
ることが屡々ある。この割れの防止対策として、これま
でにもいくつかの提案がなされている。例えば、特開昭
６２−５０４４８号公報、特開平２−５７６６９号公報
では鋼材の合金元素量に一定の関係を満足させることに
より、溶接熱影響部の耐メッキ割れ性を高める対策が提
案され、特開平２−１４５７２１号公報では針状フェラ
イトを含む組織にし、低降伏比の鋼材を得る対策が提案
されている。
溶接後に溶融Ｚｎメッキが広く用いられている。この溶
融Ｚｎメッキ時に、構造部材の熱影響部に割れが発生す
ることが屡々ある。この割れの防止対策として、これま
でにもいくつかの提案がなされている。例えば、特開昭
６２−５０４４８号公報、特開平２−５７６６９号公報
では鋼材の合金元素量に一定の関係を満足させることに
より、溶接熱影響部の耐メッキ割れ性を高める対策が提
案され、特開平２−１４５７２１号公報では針状フェラ
イトを含む組織にし、低降伏比の鋼材を得る対策が提案
されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】構造物の大型化に伴う
鋼材の高張力化によって、溶接残留応力やメッキ時の熱
応力が増大して、塑性歪を伴う場合に発生するＺｎメッ
キ割れは前記した提案によっても解決を見ず、新たな技
術が求められているのが現状である。本発明は、固体金
属の粒界が有する割れ感受性を、鋼材の化学成分組成と
ミクロ組織により向上させると共に、塑性歪が生じる場
合にも、Ｚｎメッキ時（４５０℃）での低降伏強度を達
成することにより塑性歪追従性を向上させて上記課題を
解決する耐Ｚｎメッキ割れ構造用高張力鋼の製造方法の
提供を目的とするものである。
鋼材の高張力化によって、溶接残留応力やメッキ時の熱
応力が増大して、塑性歪を伴う場合に発生するＺｎメッ
キ割れは前記した提案によっても解決を見ず、新たな技
術が求められているのが現状である。本発明は、固体金
属の粒界が有する割れ感受性を、鋼材の化学成分組成と
ミクロ組織により向上させると共に、塑性歪が生じる場
合にも、Ｚｎメッキ時（４５０℃）での低降伏強度を達
成することにより塑性歪追従性を向上させて上記課題を
解決する耐Ｚｎメッキ割れ構造用高張力鋼の製造方法の
提供を目的とするものである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】上記の課題を解決するた
めに、本発明の要旨とするところは下記のとおりであ
る。 （１）重量％で Ｃ ：０．０２〜０．２０％ Ｓｉ：０．１０〜０．３０％ Ｍｎ：０．５０〜１．８０％ Ａｌ：０．００５〜０．１００％ Ｂ ：０．０００２％以下 Ｎ ：５０ｐｐｍ以下 を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、かつ ＳLM 400 ＝２２７−３２０Ｃ−１０Ｓｉ−７６Ｍｎ−５０Ｃｕ−３０Ｎｉ−９２ Ｃｒ−８８Ｍｏ−２２０Ｖ−２００Ｎｂ＋２００Ｔｉ≧５３ を同時に満足する鋼片を、９００℃以上１２５０℃以下
に加熱し、次いで再結晶終了温度以下かつＡｒ3点以上
で圧下率≧２０％の熱間圧延を施し、得られた熱延板を
空冷してＡｒ3−５℃〜Ａｒ3−５０℃の温度から２００
℃以下まで１５〜１００℃／ｓｅｃの冷却速度で加速冷
却し、４５０℃以上で焼戻すことを特徴とする耐Ｚｎメ
ッキ割れ構造用高張力鋼の製造方法。
めに、本発明の要旨とするところは下記のとおりであ
る。 （１）重量％で Ｃ ：０．０２〜０．２０％ Ｓｉ：０．１０〜０．３０％ Ｍｎ：０．５０〜１．８０％ Ａｌ：０．００５〜０．１００％ Ｂ ：０．０００２％以下 Ｎ ：５０ｐｐｍ以下 を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、かつ ＳLM 400 ＝２２７−３２０Ｃ−１０Ｓｉ−７６Ｍｎ−５０Ｃｕ−３０Ｎｉ−９２ Ｃｒ−８８Ｍｏ−２２０Ｖ−２００Ｎｂ＋２００Ｔｉ≧５３ を同時に満足する鋼片を、９００℃以上１２５０℃以下
に加熱し、次いで再結晶終了温度以下かつＡｒ3点以上
で圧下率≧２０％の熱間圧延を施し、得られた熱延板を
空冷してＡｒ3−５℃〜Ａｒ3−５０℃の温度から２００
℃以下まで１５〜１００℃／ｓｅｃの冷却速度で加速冷
却し、４５０℃以上で焼戻すことを特徴とする耐Ｚｎメ
ッキ割れ構造用高張力鋼の製造方法。
【０００５】（２）重量％で
Ｃ ：０．２０〜０．２０％
Ｓｉ：０．１０〜０．３０％
Ｍｎ：０．５０〜１．８０％
Ａｌ：０．００５〜０．１００％
Ｂ ：０．０００２％以下
Ｎ ：５０ｐｐｍ以下
を含有し、さらに
Ｃｕ：１．０％以下
Ｎｉ：１．０％以下
Ｃｒ：０．５％以下
Ｍｏ：０．５％以下
Ｖ ：０．１０％以下
Ｎｂ：０．０８％以下
Ｔｉ：０．０２％以下
のうち１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不
可避不純物からなり、かつ ＳLM 400 ＝２２７−３２０Ｃ−１０Ｓｉ−７６Ｍｎ−５０Ｃｕ−３０Ｎｉ−９２ Ｃｒ−８８Ｍｏ−２２０Ｖ−２００Ｎｂ＋２００Ｔｉ≧５３ を同時に満足する鋼片を、９００℃以上１２５０℃以下
に加熱し、次いで再結晶終了温度以下かつＡｒ3点以上
で圧下率≧２０％の熱間圧延を施し、得られた熱延板を
空冷してＡｒ3−５℃〜Ａｒ3−５０℃の温度から２００
℃以下まで１５〜１００℃／ｓｅｃの冷却速度で加速冷
却し、４５０℃以上で焼戻すことを特徴とする耐Ｚｎメ
ッキ割れ構造用高張力鋼の製造方法。
可避不純物からなり、かつ ＳLM 400 ＝２２７−３２０Ｃ−１０Ｓｉ−７６Ｍｎ−５０Ｃｕ−３０Ｎｉ−９２ Ｃｒ−８８Ｍｏ−２２０Ｖ−２００Ｎｂ＋２００Ｔｉ≧５３ を同時に満足する鋼片を、９００℃以上１２５０℃以下
に加熱し、次いで再結晶終了温度以下かつＡｒ3点以上
で圧下率≧２０％の熱間圧延を施し、得られた熱延板を
空冷してＡｒ3−５℃〜Ａｒ3−５０℃の温度から２００
℃以下まで１５〜１００℃／ｓｅｃの冷却速度で加速冷
却し、４５０℃以上で焼戻すことを特徴とする耐Ｚｎメ
ッキ割れ構造用高張力鋼の製造方法。
【０００６】本発明が対象とする構造用鋼は、以下に述
べるように、通常の溶接構造用鋼が所要の材質を得るた
めに、従来から当該技術分野での活用で確認されている
作用・効果の関係を基に定めている添加元素の種類と量
により構成している。各元素とその添加理由を以下に示
す。Ｃは、鋼の強度を向上する有効な成分として添加す
るもので、０．０２％未満では構造用鋼として必要な強
度が得られず、また０．２０％を超える過剰な含有量で
は溶接部に島状マルテンサイトを析出し、鋼の靱性を著
しく劣化させる。
べるように、通常の溶接構造用鋼が所要の材質を得るた
めに、従来から当該技術分野での活用で確認されている
作用・効果の関係を基に定めている添加元素の種類と量
により構成している。各元素とその添加理由を以下に示
す。Ｃは、鋼の強度を向上する有効な成分として添加す
るもので、０．０２％未満では構造用鋼として必要な強
度が得られず、また０．２０％を超える過剰な含有量で
は溶接部に島状マルテンサイトを析出し、鋼の靱性を著
しく劣化させる。
【０００７】Ｓｉは溶鋼の脱酸元素として有効である
が、過剰に添加するとＺｎメッキの際に鉄−亜鉛合金層
を異常に発達せしめ、メッキ焼けと称する外観劣化を生
じさせるので、０．３０％以下に規制する。また、添加
量が少ないと、脱酸が不十分のため、０．１０％以上と
した。Ｍｎは鋼材の強度を向上する成分であり、０．５
％以上の添加が必要であるが、過剰に添加すると溶接部
の靱性が低下するため、１．８０％を上限とする。
が、過剰に添加するとＺｎメッキの際に鉄−亜鉛合金層
を異常に発達せしめ、メッキ焼けと称する外観劣化を生
じさせるので、０．３０％以下に規制する。また、添加
量が少ないと、脱酸が不十分のため、０．１０％以上と
した。Ｍｎは鋼材の強度を向上する成分であり、０．５
％以上の添加が必要であるが、過剰に添加すると溶接部
の靱性が低下するため、１．８０％を上限とする。
【０００８】ＡｌもＳｉと同様、脱酸に有効な元素であ
り、０．００５％以上の添加が必要であるが、過剰な添
加は溶接部の靱性を劣化させるため、上限は０．１００
％とする。Ｂは鋼の焼入性を向上せしめる有効な元素で
ある。しかし、過剰の含有はＺｎメッキ割れ感受性を高
めるので、Ｂの作用効果とＺｎメッキ割れ性を考慮して
０．０００２％以下に規制する。
り、０．００５％以上の添加が必要であるが、過剰な添
加は溶接部の靱性を劣化させるため、上限は０．１００
％とする。Ｂは鋼の焼入性を向上せしめる有効な元素で
ある。しかし、過剰の含有はＺｎメッキ割れ感受性を高
めるので、Ｂの作用効果とＺｎメッキ割れ性を考慮して
０．０００２％以下に規制する。
【０００９】以上が、本発明が対象とする鋼の基本成分
であるが、母材強度の上昇あるいは継手靱性の向上の目
的のため、要求される性質に応じて、Ｃｕ：１．０％以
下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：
０．５％以下、Ｖ：０．１０％以下、Ｎｂ：０．０８％
以下、Ｔｉ：０．０２％以下のうち１種または２種以上
を含有することができる。
であるが、母材強度の上昇あるいは継手靱性の向上の目
的のため、要求される性質に応じて、Ｃｕ：１．０％以
下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：
０．５％以下、Ｖ：０．１０％以下、Ｎｂ：０．０８％
以下、Ｔｉ：０．０２％以下のうち１種または２種以上
を含有することができる。
【００１０】また、以上の各々の成分の添加量が、
ＳLM 400＝２２７−３２０Ｃ−１０Ｓｉ−７６Ｍｎ−５０Ｃｕ−３０Ｎｉ−９２
Ｃｒ−８８Ｍｏ−２２０Ｖ−２００Ｎｂ＋２００Ｔｉ≧５３
なる、耐Ｚｎメッキ割れ感受性指数を満足することが必
須である。その理由はＳ LM 400が５３未満では、耐Ｚｎ
メッキ割れ性が劣化するためである。
須である。その理由はＳ LM 400が５３未満では、耐Ｚｎ
メッキ割れ性が劣化するためである。
【００１１】このようにして製造された鋼片の加熱温度
は、通常のこの種鋼片の加熱条件、即ち圧延中の温度低
下による圧延の作業性を配慮して９００℃を下限とし、
上限はオーステナイトの粗大化防止から１２５０℃を上
限としている。また、再結晶終了温度以下かつＡｒ3点
以上の全圧下率が２０％未満では細粒化不良により良好
な靱性、有効なフェライト析出が得られないため、再結
晶終了温度以下かつＡｒ3点以上での圧下率を２０％以
上とする。
は、通常のこの種鋼片の加熱条件、即ち圧延中の温度低
下による圧延の作業性を配慮して９００℃を下限とし、
上限はオーステナイトの粗大化防止から１２５０℃を上
限としている。また、再結晶終了温度以下かつＡｒ3点
以上の全圧下率が２０％未満では細粒化不良により良好
な靱性、有効なフェライト析出が得られないため、再結
晶終了温度以下かつＡｒ3点以上での圧下率を２０％以
上とする。
【００１２】また、冷却開始温度はＡｒ3−５℃超とす
るとフェライトの析出が不足し、４５０℃での降伏強度
が下がらず、またＡｒ3−５０℃未満ではフェライトが
析出しすぎて常温強度が６０ｋｇｆ／ｍｍ2 級鋼を満足
しないため、Ａｒ3−５℃以下かつＡｒ3−５０℃以上と
した。冷却速度は所要の強度を満足させるために１５〜
１００℃／ｓｅｃとした。
るとフェライトの析出が不足し、４５０℃での降伏強度
が下がらず、またＡｒ3−５０℃未満ではフェライトが
析出しすぎて常温強度が６０ｋｇｆ／ｍｍ2 級鋼を満足
しないため、Ａｒ3−５℃以下かつＡｒ3−５０℃以上と
した。冷却速度は所要の強度を満足させるために１５〜
１００℃／ｓｅｃとした。
【００１３】また、５０ｋｇｆ／ｍｍ2 級鋼の製造に際
しては、冷却開始温度をＡｒ3−５℃以下かつＡｒ3−８
０℃以上としても差し仕えはない。
しては、冷却開始温度をＡｒ3−５℃以下かつＡｒ3−８
０℃以上としても差し仕えはない。
【００１４】
【作用】本発明者等は、前記従来技術が有する課題を解
消するために、下記の化学成分を有する一般的な構造用
鋼を用いて種々実験検討を繰り返した。実構造物で割れ
発生が多い部分は隅肉の溶接部である。その原因は高い
溶接残留応力の存在と、メッキ浴浸漬中の熱応力による
変形に伴う二次応力の付加および溶融Ｚｎの粒界侵入に
よる液体金属脆化である。そこで、耐Ｚｎメッキ割れ性
を向上させるためには、溶融Ｚｎによる液体金属脆化を
抑え、Ｚｎメッキを行う温度である４５０℃において降
伏強度を下げ、塑性変形能を高めることが有効である。
消するために、下記の化学成分を有する一般的な構造用
鋼を用いて種々実験検討を繰り返した。実構造物で割れ
発生が多い部分は隅肉の溶接部である。その原因は高い
溶接残留応力の存在と、メッキ浴浸漬中の熱応力による
変形に伴う二次応力の付加および溶融Ｚｎの粒界侵入に
よる液体金属脆化である。そこで、耐Ｚｎメッキ割れ性
を向上させるためには、溶融Ｚｎによる液体金属脆化を
抑え、Ｚｎメッキを行う温度である４５０℃において降
伏強度を下げ、塑性変形能を高めることが有効である。
【００１５】そこで、本発明者等は、常温における強度
を保ちつつ、４５０℃における降伏強度を有効に低下せ
しめるための製造方法を確立するため、種々実験を繰り
返した。その結果、フェライトを析出させることにより
従来の高張力鋼に比べ、４５０℃における降伏強度を格
段に低下でき、塑性歪追従性を向上して応力集中を防止
し、Ｚｎ浴中での割れを防止できることを知見し、その
製造法として再結晶終了温度以下かつＡｒ3点以上で圧
下率≧２０％の熱間圧延を行うこと、および次いで得ら
れた熱延板を空冷してＡｒ3−５℃〜Ａｒ3−５０℃の温
度から２００℃以下までを加速冷却することにより、安
定した常温での強度を得、有効に４５０℃での降伏強度
を低下せしめ得ることを知見した。
を保ちつつ、４５０℃における降伏強度を有効に低下せ
しめるための製造方法を確立するため、種々実験を繰り
返した。その結果、フェライトを析出させることにより
従来の高張力鋼に比べ、４５０℃における降伏強度を格
段に低下でき、塑性歪追従性を向上して応力集中を防止
し、Ｚｎ浴中での割れを防止できることを知見し、その
製造法として再結晶終了温度以下かつＡｒ3点以上で圧
下率≧２０％の熱間圧延を行うこと、および次いで得ら
れた熱延板を空冷してＡｒ3−５℃〜Ａｒ3−５０℃の温
度から２００℃以下までを加速冷却することにより、安
定した常温での強度を得、有効に４５０℃での降伏強度
を低下せしめ得ることを知見した。
【００１６】これは、上記の限定された圧延、冷却条件
の組み合わせによって、初めて常温強度を満足し、かつ
４５０℃の降伏強度を低下するに適切な金属組織が得ら
れるからであると考えられる。本発明は、これらの知見
を基に構成されたものである。
の組み合わせによって、初めて常温強度を満足し、かつ
４５０℃の降伏強度を低下するに適切な金属組織が得ら
れるからであると考えられる。本発明は、これらの知見
を基に構成されたものである。
【００１７】
【実施例】以下、実施例について本発明の効果を具体的
に示す。表１に供試した鋼の組成を示す。表２、表３に
圧延、冷却、焼戻し条件、常温、高温強度、フェライト
面積率および耐Ｚｎメッキ割れ性を示す。耐Ｚｎメッキ
割れ性は図１に示す実物大の板桁モデルを板厚９ｍｍの
鋼板で作成し、４５０℃の溶融Ｚｎメッキ浴槽に浸漬
後、ＨＡＺ各部のメッキ割れの有無を調査して評価し
た。
に示す。表１に供試した鋼の組成を示す。表２、表３に
圧延、冷却、焼戻し条件、常温、高温強度、フェライト
面積率および耐Ｚｎメッキ割れ性を示す。耐Ｚｎメッキ
割れ性は図１に示す実物大の板桁モデルを板厚９ｍｍの
鋼板で作成し、４５０℃の溶融Ｚｎメッキ浴槽に浸漬
後、ＨＡＺ各部のメッキ割れの有無を調査して評価し
た。
【００１８】表２、表３から明らかな通り本発明例であ
る鋼番１〜７はいずれも６０ｋｇｆ／ｍｍ2 級鋼でＳLM
400は５３％以上で、４５０℃での降伏強度も３５ｋｇ
ｆ／ｍｍ2 以下の材料で、目標とする強度を満たし、耐
Ｚｎメッキ割れ性も良好で、所要の材質を得ることがで
きた。一方比較鋼である鋼番８〜１３はいずれもＳLM
400は５３％以上であるものの、鋼番８、１１は所要の
強度が得られず、鋼番９、１０、１２、１３はフェライ
トの析出量が少なく４５０℃での強度が高くなり割れが
発生した。鋼番１４、１５は目標とする強度および組織
を得ることができたが、いずれもＳLM 400が５３％未満
であり、割れが発生した。
る鋼番１〜７はいずれも６０ｋｇｆ／ｍｍ2 級鋼でＳLM
400は５３％以上で、４５０℃での降伏強度も３５ｋｇ
ｆ／ｍｍ2 以下の材料で、目標とする強度を満たし、耐
Ｚｎメッキ割れ性も良好で、所要の材質を得ることがで
きた。一方比較鋼である鋼番８〜１３はいずれもＳLM
400は５３％以上であるものの、鋼番８、１１は所要の
強度が得られず、鋼番９、１０、１２、１３はフェライ
トの析出量が少なく４５０℃での強度が高くなり割れが
発生した。鋼番１４、１５は目標とする強度および組織
を得ることができたが、いずれもＳLM 400が５３％未満
であり、割れが発生した。
【００１９】しかし、鋼番８、１１については冷却開始
温度がＡｒ3−６０℃であり、５０ｋｇｆ／ｍｍ2 を満
足している。
温度がＡｒ3−６０℃であり、５０ｋｇｆ／ｍｍ2 を満
足している。
【００２０】
【表１】
【００２１】
【表２】
【００２２】
【表３】
【００２３】
【発明の効果】以上の説明から明らかなように、合金元
素個々の含有量を限定するとともにＳ LM 400式によりそ
の組み合せを限定した鋼片を圧延、冷却工程の技術的条
件を限定的に組み合わせることにより、フェライトを析
出させ、亜鉛メッキ温度である４５０℃での降伏強度を
下げ、溶接構造物を亜鉛メッキするのに際し、大きな溶
接残留応力およびメッキ熱応力の発生する部材において
も、亜鉛メッキ割れが防止できることが明らかである。
従って、本発明は産業上大きな効果を有するものである
といえる。
素個々の含有量を限定するとともにＳ LM 400式によりそ
の組み合せを限定した鋼片を圧延、冷却工程の技術的条
件を限定的に組み合わせることにより、フェライトを析
出させ、亜鉛メッキ温度である４５０℃での降伏強度を
下げ、溶接構造物を亜鉛メッキするのに際し、大きな溶
接残留応力およびメッキ熱応力の発生する部材において
も、亜鉛メッキ割れが防止できることが明らかである。
従って、本発明は産業上大きな効果を有するものである
といえる。
【図１】耐Ｚｎメッキ割れ性の評価用板桁モデルを示
し、（ａ）は該評価用板桁モデルの側面図、（ｂ）は
（ａ）のＡ−Ａ断面図、（ｃ）は（ａ）のＢ−Ｂ断面図
である。
し、（ａ）は該評価用板桁モデルの側面図、（ｂ）は
（ａ）のＡ−Ａ断面図、（ｃ）は（ａ）のＢ−Ｂ断面図
である。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ ：０．０２〜０．２０％ Ｓｉ：０．１０〜０．３０％ Ｍｎ：０．５０〜１．８０％ Ａｌ：０．００５〜０．１００％ Ｂ ：０．０００２％以下 Ｎ ：５０ｐｐｍ以下 を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、かつ ＳLM 400 ＝２２７−３２０Ｃ−１０Ｓｉ−７６Ｍｎ−５０Ｃｕ−３０Ｎｉ−９２ Ｃｒ−８８Ｍｏ−２２０Ｖ−２００Ｎｂ＋２００Ｔｉ≧５３ を同時に満足する鋼片を、９００℃以上１２５０℃以下
に加熱し、次いで再結晶終了温度以下かつＡｒ3点以上
で圧下率≧２０％の熱間圧延を施し、得られた熱延板を
空冷してＡｒ3−５℃〜Ａｒ3−５０℃の温度から２００
℃以下まで１５〜１００℃／ｓｅｃの冷却速度で加速冷
却し、４５０℃以上で焼戻すことを特徴とする耐Ｚｎメ
ッキ割れ構造用高張力鋼の製造方法。 - 【請求項２】 重量％で Ｃ ：０．０２〜０．２０％ Ｓｉ：０．１０〜０．３０％ Ｍｎ：０．５０〜１．８０％ Ａｌ：０．００５〜０．１００％ Ｂ ：０．０００２％以下 Ｎ ：５０ｐｐｍ以下 を含有し、さらに Ｃｕ：１．０％以下 Ｎｉ：１．０％以下 Ｃｒ：０．５％以下 Ｍｏ：０．５％以下 Ｖ ：０．１０％以下 Ｎｂ：０．０８％以下 Ｔｉ：０．０２％以下 のうち１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不
可避不純物からなり、かつ ＳLM 400 ＝２２７−３２０Ｃ−１０Ｓｉ−７６Ｍｎ−５０Ｃｕ−３０Ｎｉ−９２ Ｃｒ−８８Ｍｏ−２２０Ｖ−２００Ｎｂ＋２００Ｔｉ≧５３ を同時に満足する鋼片を、９００℃以上１２５０℃以下
に加熱し、次いで再結晶終了温度以下かつＡｒ3点以上
で圧下率≧２０％の熱間圧延を施し、得られた熱延板を
空冷してＡｒ3−５℃〜Ａｒ3−５０℃の温度から２００
℃以下まで１５〜１００℃／ｓｅｃの冷却速度で加速冷
却し、４５０℃以上で焼戻すことを特徴とする耐Ｚｎメ
ッキ割れ構造用高張力鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3172843A JP2573109B2 (ja) | 1991-07-12 | 1991-07-12 | 耐Ｚｎメッキ割れ構造用高張力鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3172843A JP2573109B2 (ja) | 1991-07-12 | 1991-07-12 | 耐Ｚｎメッキ割れ構造用高張力鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0517820A true JPH0517820A (ja) | 1993-01-26 |
| JP2573109B2 JP2573109B2 (ja) | 1997-01-22 |
Family
ID=15949359
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3172843A Expired - Lifetime JP2573109B2 (ja) | 1991-07-12 | 1991-07-12 | 耐Ｚｎメッキ割れ構造用高張力鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2573109B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH083634A (ja) * | 1994-06-22 | 1996-01-09 | Kawasaki Steel Corp | 耐Ｚｎめっき割れ性に優れた高靱性角鋼管用熱延鋼板の製造方法及び高靱性角鋼管 |
| WO2022131597A1 (ko) * | 2020-12-17 | 2022-06-23 | 주식회사 포스코 | 변형 안정성이 우수한 고강도 박물 api용 강재 및 그 제조방법 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0466644A (ja) * | 1990-07-06 | 1992-03-03 | Nkk Corp | 耐めっき割れ性に優れた高張力鋼およびその製造法 |
| JPH04358019A (ja) * | 1991-01-18 | 1992-12-11 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐Ｚｎメッキ割れ性に優れる鋼材の製造方法 |
-
1991
- 1991-07-12 JP JP3172843A patent/JP2573109B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0466644A (ja) * | 1990-07-06 | 1992-03-03 | Nkk Corp | 耐めっき割れ性に優れた高張力鋼およびその製造法 |
| JPH04358019A (ja) * | 1991-01-18 | 1992-12-11 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐Ｚｎメッキ割れ性に優れる鋼材の製造方法 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH083634A (ja) * | 1994-06-22 | 1996-01-09 | Kawasaki Steel Corp | 耐Ｚｎめっき割れ性に優れた高靱性角鋼管用熱延鋼板の製造方法及び高靱性角鋼管 |
| WO2022131597A1 (ko) * | 2020-12-17 | 2022-06-23 | 주식회사 포스코 | 변형 안정성이 우수한 고강도 박물 api용 강재 및 그 제조방법 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2573109B2 (ja) | 1997-01-22 |
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