JPH10102141A - 耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた高張力鋼の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】ＴＳ７８０ＭＰａ以上の強度を有し、且つ溶接
部及びボルト穴加工部で耐亜鉛メッキ割れ性が発生しな
い鋼の製造方法を提供する 【解決手段】重量％で、C:0.08% 以上0.12% 以下、Si:
0.25%以下、Mn:0.08%以上0.12% 以下、P:0.02% 以下、
S:0.002%以下、Cu:0.9% 以上1.8%以下、Ni:0.4% 以上1.
0%以下、Ti:0.01%以上0.05% 以下、Ca:0.001% 以上0.00
5%以下、N:0.002%以上0.010%以下、Al:0.005% 以上0.1%
以下、O:0.005%以下、B:0.0002% 以下、残部が鉄および
不純物からなる鋼スラブを1000℃−1200℃に加熱し、Ar
3-1050℃の範囲の温度域で熱間圧延を終了させ、Ａｒ３
変態点以上の温度から直接焼き入れし、５５０℃以上Ａ
ｃ１変態点以下の温度で焼戻しする耐溶融亜鉛メッキ割
れ性に優れた高張力鋼の製造方法。

Description

【発明の詳細な説明】

【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、溶融亜鉛メッキを施される低合
金高張力鋼の製造方法に関する。

【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、
液体金属脆化による溶接熱影響部に割れが発生する場合
がある。この現象は亜鉛メッキ割れと呼ばれ、構造物の
安全を損なうことから、亜鉛メッキ鋼板における最大の
懸念課題となっている。

【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
研究、執筆されたものであり、現在公表されている技術
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、かつＣＥＺｍｏｄ
＝Ｃ＋Ｓｉ／１７＋Ｍｎ／７．５＋Ｃｕ／１３＋Ｎｉ／
１７＋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級高張力鋼では、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】さらに７８０ＭＰａ級高張力鋼においては
溶接施工を必要不可欠な部位においてのみに限定し、他
をボルト締めなどにより機械的に接合することも検討さ
れているが、このとボルト穴加工部は溶接部と同様残留
応力が残存していることから亜鉛メッキ割れが起こるこ
とが懸念される。しかしながら、その防止技術は現状で
はほとんど提案されていない。

【０００５】

【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の式においてわか
るように、添加元素のほとんど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、且つ溶接部及びボルト穴加工部において亜
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。

【０００６】本発明の課題は、高強度で、且つ溶接部及
びボルト穴加工部で耐亜鉛メッキ割れ性が発生しない鋼
の製造方法を提供するものである。

【０００７】

【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
の検討、及び高強度と同時に耐亜鉛メッキ割れ性を両立
させる成分設計に関して鋭意研究を行った。その結果、
０．９％以上のＣｕを添加し、ε−Ｃｕの析出強化によ
り強度を確保し、ＣＥＺｍｏｄ低減のためＣｒ，Ｍｏを
極力抑え、さらにＴｉ−Ｃａ複合添加を行うことで、溶
接部及びボルト穴加工部において耐溶融亜鉛メッキ割れ
性が著しく改善され、高強度と耐亜鉛メッキ割れ性を両
立できることを発見した。

【０００８】すなわち本発明は、（１）重量％で、Ｃ：
０．０８％以上０．１２％以下、Ｓｉ：０．０８％以上
０．１８％以下、Ｍｎ：０．０８％以上０．１２％以
下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｃ
ｕ：０．９％以上１．８％以下、Ｎｉ：０．４％以上
１．０％以下、Ｔｉ：０．０１％以上０．０５％以下、
Ｃａ：０．００１％以上０．００５％以下、Ｎ：０．０
０２％以上０．０１０％以下、Ａｌ：０．００５％以上
０．１％以下、Ｏ：０．００５％以下、Ｂ：０．０００
２％以下、残部が鉄および不純物からなる鋼スラブを１
０００℃〜１２００℃に加熱し、Ａｒ３〜１０５０℃の
範囲の温度域で熱間圧延を終了させ、Ａｒ３変態点以上
の温度から直接焼き入れし、５５０℃以上Ａｃ１変態点
以下の温度で焼戻しす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張力鋼の製造方法、（２）重量％
で、Ｃ：０．０８％以上０．１２％以下、Ｓｉ：０．０
８％以上０．１８％以下、Ｍｎ：０．０８％以上０．１
２％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００２％以
下、Ｃｕ：０．９％以上１．８％以下、Ｎｉ：０．４％
以上１．０％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０．０１０％以下、Ａｌ：０．００５
％以上０．１％以下、Ｏ：０．００５％以下、Ｂ：０．
０００２％以下、残部が鉄および不純物からなる鋼スラ
ブを１０００℃〜１２００℃に加熱し、Ａｒ３〜１００
０℃の範囲の温度域で熱間圧延を終了させ室温まで冷却
した後、Ａｒ３変態点〜１０００℃の温度範囲に再加熱
し焼き入れを行い、５５０℃以上Ａｃ１変態点以下の温
度で焼戻しすることを特徴とする耐溶融亜鉛メッキ割れ
性に優れた高張力鋼の製造方法、（３）鋼スラブは、さ
らに、Ｃｒ：０．０５％以下、Ｍｏ：０．０５％以下、
Ｎｂ：０．０３％以下、Ｖ：０．０１％以上０．１０％
以下の１種または２種以上を含むことを特徴とする
（１）または（２）に記載の耐溶融亜鉛メッキ割れ性に
優れた高張力鋼の製造方法である。

【０００９】

【発明の実施の形態】次に、成分範囲限定理由について
述べる。

【００１０】０．０８％≦Ｃ≦０．１２％ Ｃは、母材強度を確保する目的で添加する。０．０８％
未満では母材の強度が不足し、０．１２％を越えると靱
性が著しく劣化させる。このためＣの含有量は０．０８
％以上０．１２％以下に限定する。

【００１１】Ｓｉ≦０．２５％ ０．２５％を越えると靱性を劣化させると共に鋼の表面
性状を損なう。このため、Ｓｉの含有量は０．２５％以
下に限定する。好ましくは、０．０８％≦Ｓｉ≦０．１
２％とする。

【００１２】０．０８％≦Ｍｎ≦０．１２％ Ｍｎは母材強度を確保する目的で添加する。０．８０％
未満では母材の強度が不足し、０．１２％を超えると耐
溶融亜鉛メッキ性を著しく低下させる。これため、Ｍｎ
の含有量は０．８０％以上０．１２％以下に限定した。

【００１３】Ｐ≦０．０２％ Ｐは不純物として鋼中に必然的に含有される元素である
が、含有量がわずかであっても母材及び溶接部の靱性を
著しく低下させる。このため、Ｐの含有量は、０．０２
％以下に限定する。

【００１４】Ｓ≦０．００２％ ＳはＰと同様に不純物として鋼中に必然的に含有される
元素であるが、０．００２％を超えて含有しているとＣ
ａと結合しＣａＳの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。このため、Ｓの含有量は０．
００２％以下に限定する。

【００１５】０．９％≦Ｃｕ≦１．８％ Ｃｕは本発明における最も重要な元素の一つである。従
来７８０ＭＰａ級高張力鋼は強度の確保のため、Ｃｒ，
Ｍｏ等の焼入性を高める元素が添加されている。これら
の元素は前記したＣＥＺｍｏｄの式からもわかるよう
に、耐溶融亜鉛メッキ割れ性に対して悪影響を及ぼす。
本発明ではＣｕをε−Ｃｕとしてマトリックス中に微細
に析出させ、母材強度の確保に有効に作用させることを
第一の特徴とする。この効果により、強度の確保に有効
であるものの焼入性を顕著に増加させ、ＣＥＺｍｏｄ値
を大幅に増加させる。Ｃｒ，Ｍｏ等の元素を低減するこ
とができる。しかしながら、０．９％未満では母材の強
度が不足し、１．８％を越えると母材の靱性劣化と共に
Ｃｕ割れを助長する。このため、Ｃｕの含有量は０．９
％以上１．８％以下に限定する。

【００１６】０．４％≦Ｎｉ≦１．０％ ＮｉはＣｕ割れを防止させるのに有効で、本発明では必
須の元素であるが、０．４％未満ではその効果は十分に
得られず、また１．０％を越えると経済性が損なわれ
る。このため、Ｎｉの含有量は０．４％以上１．０％以
下に限定する。

【００１７】Ｔｉ：０．０１％以上０．０５％以下、 Ｃａ：０．００１％以上０．００５％以下、 本発明の第二の特徴は、ＴｉとＣａの複合添加である。
これはＴｉ−Ｃａ複合添加により、鋼材の亜鉛メッキ浴
中での伸びが増大すること、及び溶接熱影響部の粒径を
細かくし、焼入性を低下させることにより、耐溶融亜鉛
メッキ割れ性に悪影響を及ぼす明瞭な粒界を有する焼き
入れ組織を低減させる効果があることを見出だしたこと
による。高強度高張力鋼においてこの効果は、Ｔｉ：
０．０１％以上、Ｃａ：０．００１％以上で得られてい
る。しかしながら、Ｔｉが０．００５％を越えるとその
効果も飽和し、０．００５％を越えるＣａの添加は、鋼
の清浄度を低下させるため、ぞれぞれ上限値とした。

【００１８】０．００２％≦Ｎ≦０．０１０％ Ｎは、Ａｌ，Ｔｉ等と結合して（炭）窒化物を析出させ
ることによりミクロ組織を微細化させ、母材靱性を向上
させるとともに耐溶融亜鉛メッキ割れ性を向上させる。
しかしながら、０．００２％未満ではその効果が不十分
であり、０．０１０％を越える添加ではかえって母材靱
性を劣化させる。このため、Ｎ含有量は０．００２％以
上０．０１０％以下に限定する。

【００１９】０．００５％≦Ａｌ≦０．１％ Ａｌは鋼の脱酸及びＡｌＮの析出によりミクロ組織を微
細化し、母材の靱性を向上させるために添加される元素
である。しかしながら、０．００５％未満ではその効果
が不十分であり、０．１％を超えると鋼の清浄度を劣化
させるとともに母材靱性を劣化させる。このためＡｌの
含有量は０．００５％以上０．１％以下に限定する。な
お、Ａｌ含有量は固溶アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）と
する。

【００２０】Ｏ≦０．００５％ 鋼中のＯは通常Ａｌと結合し、また本発明のようなＣａ
添加鋼においてはＣａ酸化物として生成しやすくなり、
鋼の清浄度を劣化させるとともに靱性を著しく低下させ
る。このため、Ｏ含有量は０．００５％以下に限定す
る。

【００２１】Ｂ≦０．０００２％ Ｂは、耐溶融亜鉛メッキ性に対して最も悪影響を及ぼす
元素であり、本発明では不純物であるが、その量を厳し
く限定する必要がある。すなわち、溶接施工部材はＢ含
有量を０．０００２％以下に限定する。ただし、溶接施
工を対象としない場合においては０．０００５％以下の
管理とする。

【００２２】上記の元素の他に下記の１種または２種以
上の元素を添加した場合も所定の効果を得ることができ
る。

【００２３】Ｃｒ≦０．０５％ Ｃｒは固溶強化及び焼入性の向上により母材強度を確保
するために添加する元素であるが、０．０５％以上の添
加では耐溶融亜鉛メッキ割れ性を著しく低下させる。よ
って、Ｃｒの含有量は０．０５％以下、望ましくは０．
０２％以下に限定する。

【００２４】Ｍｏ≦０．０５％ Ｍｏは固溶強化及び焼入性の向上により母材強度を確保
するために添加する元素であるが、０．０５％を越える
添加では耐溶融亜鉛メッキ割れ性を著しく低下させる。
よって、Ｃｒの含有量は０．０５％以下、望ましくは
０．０２％以下に限定する。

【００２５】Ｎｂ≦０．０３％ Ｎｂは焼戻し時に炭窒化物として微細に析出し、母材の
強度を確保するために添加される。しかしながら、０．
０３％を超えて添加してもその効果が飽和するため、Ｎ
ｂの含有量は０．０３％以下に限定した。

【００２６】０．０１％≦Ｖ≦０．１０％ ＶはＮｂと同様析出硬化により母材の強度を確保するた
めに添加される元素であるが、０．１０％未満ではその
効果が得られず、０．１０％を超えて添加すると炭窒化
物が過剰に生成し、靱性に悪影響を与える。このため、
Ｖ添加量は０．０１％以上０．１０％以下に限定する。

【００２７】次に、製造条件について述べる。

【００２８】１０００℃≦スラブ加熱温度≦１２００℃ 直接焼入時の鋼スラブ加熱温度は後の焼戻し過程におけ
るＮｂ，Ｖなどの析出型強化元素を有効に作用させるた
めに１０００℃〜１２００℃の温度範囲で実施すること
が必要である。

【００２９】Ａｒ３≦直接焼入の場合の熱間圧延終了温
度≦１０５０℃ 熱間圧延終了温度は、焼入性を確保するため、Ａｒ３以
上とし、母材靱性を確保するため１０５０℃以下とす
る。

【００３０】５５０℃≦焼戻し温度≦Ａｃ１ また焼戻し温度は直接焼入材、再加熱焼入材とも、本発
明鋼はε−Ｃｕの析出を利用し、母材強度を確保するた
め、及び母材の耐溶融亜鉛メッキ割れ性を確保するた
め、５５０℃以上とする必要がある。しかしＡｃ１変態
点を越える温度にて実施すると、急激な母材強度の低下
を引き起こすから、焼戻し温度の上限をＡｃ１変態点と
した。

【００３１】Ａｒ３≦再加熱焼入の場合の熱間圧延終了
温度≦１０００℃ 再加熱焼入時の鋼板加熱温度は、熱間圧延時に生成した
析出物を完全に固溶させるためにＡｒ３点以上での加熱
が必要である。しかしながら、１０００℃を越えた温度
域での再加熱はオーステナイト粒径の粗大化を助長する
ことから、再加熱温度の上限は１０００℃とした。

【００３２】なお、再加熱焼き入れを行う場合の熱間圧
延終了温度範囲、焼戻し温度範囲は、直接焼入の場合と
同じである。

【００３３】

【実施例】表１、表２に示す化学組成の鋼を溶解、鋳造
し、熱間圧延にて１２−２８ｍｍ厚まで圧延し、熱間圧
延後、直接加熱焼入・焼戻または再加熱焼入・焼戻を行
った。直接加熱焼入の場合、圧延終了後直ちにＡｒ３変
態点以上から、再加熱焼入の場合は、約９３０℃に加熱
し、焼き入れし、その後５５０〜６５０℃で焼戻し処理
をした。また、焼戻し温度の母材の耐溶融亜鉛メッキ割
れ性への影響を調べるため、５３０℃でも実施した。

【００３４】これらの鋼材に対し、常温引張試験、拘束
継手亜鉛メッキ割れ試験、ＮＢＴ試験及びボルト用穴開
け加工部亜鉛メッキ割れ試験を実施した。

【００３５】拘束継手亜鉛メッキ割れ試験は、図１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、この試験体において
割れが発生しない場合、実施工溶接部材の溶融亜鉛メッ
キ部においても割れが発生しないと判断できる。ＮＢＴ
試験は、耐溶融亜鉛メッキ割れ性を評価する方法として
用いられる試験であり、例えば、鉄と鋼ｖｏｌ．７９
（１９９３）ｐ．１１０８−ｐ．１１１４にその方法等
が記載されている。各鋼板から採取した直径１０ｍｍ、
長さ１７０ｍｍの丸棒試験片に、１４００℃まで急速加
熱後８００℃−５００℃を８秒間で冷却する溶接熱サイ
クルを付与する。この熱影響部に深さ２ｍｍ、角度６０
°の円周切り欠き（切り欠き底の曲率半径０．２５ｍ
ｍ、切り欠き肩部の曲率半径２ｍｍ）を加工した後、切
り欠き部に亜鉛を電気メッキさせ、図２に示す熱加工サ
イクルを付与する。この試験により、破断に至までの時
間及び破断応力のデータを採取する。これらのデータを
縦軸に破断に至までの時間、縦軸に破断応力を亜鉛を電
着しない時の破断応力で除した値（ＳＬＭ値）を図３に
示すようにプロットする。このプロットを曲線回帰し、
破断時間４００秒と交差するＳＬＭ値をＳＬＭ４００と
して耐溶融亜鉛メッキ割れ性の評価に用いる。上記文献
によると、ＴＳ５９０ＭＰａ級高張力鋼ではＳＬＭ４０
０≧４２％であれば溶接亜鉛メッキ割れは生じないとさ
れるている。しかしながら、ＴＳ７８０ＭＰａ級高張力
鋼では、溶接部の残留応力が上昇するため、ＳＬＭ４０
０≧４２％でも、割れが発生することが予測される。こ
のことを考慮し、ＮＢＴ試験による耐溶融亜鉛メッキ割
れ性の評価は、拘束継手割れ試験に準じる２次的なもの
と位置付け、ＳＬＭ４００≧５０％のものを合格とし
た。

【００３６】ボルト用穴開け加工部メッキ割れ試験は、
圧延した鋼に実施工と同様に、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４７０℃の溶融亜
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。

【００３７】供試鋼の各試験結果を表２に併記する。
０．９０％以上のＣｕを添加し、Ｔｉ−Ｃａ添加により
耐溶融亜鉛メッキ割れ性を改善した本発明鋼Ａ〜Ｈは、
引張強度７８０ＭＰａ以上を有し、且つ拘束継手割れ試
験、及びボルト穴開け加工部溶融亜鉛メッキ割れ試験に
おいても割れは発生せず、さらにＳＬＭ４００値も５０
％以上となり、非常に高い溶融亜鉛メッキ性を示すこと
がわかる。

【００３８】一方、強化元素であるＣ，Ｃｕ含有量が低
い鋼Ｉ，Ｊにおいては耐溶融亜鉛メッキ割れ性は十分で
あるものの、引張り強度が不足している。またＣ，Ｍｎ
含有量の高い鋼Ｋでは、強度は満足するが、割れ試験に
て割れが発生している。Ｔｉ−Ｃａが本発明の範囲内で
含有されていない鋼Ｌ〜Ｎではいずれも拘束割れ試験に
おいて割れが発生し、ＡＬＭ４００値も５０％未満とな
っている。さらにＣＥＺｍｏｄ値を大幅に増加させるＣ
ｒ，Ｍｏを添加した鋼Ｏ，Ｐにおいても拘束割れ試験に
おいて割れが発生し、ＳＬＭ４００値も５０％未満とな
っている。

【００３９】比較鋼Ｑは、５３０℃焼戻しの試験結果
で、母材の耐溶融亜鉛メッキ割れ試験で割れが発生して
いる。

【００４０】

【表１】

【００４１】

【表２】

【００４２】

【発明の効果】以上の説明から明らかなように、本発明
方法にしたがった成分設計を行い、直接焼入・焼戻処
理、或いは再加熱焼入・焼戻処理した高張力鋼は７８０
ＭＰａ以上の引張強度を有し、鉄塔、橋梁及び建築物に
使用され、溶融亜鉛メッキを施された場合において、溶
接部、ボルト穴加工部において亜鉛メッキ割れを防止す
ることができ、産業上極めて有用である。

【図面の簡単な説明】

【図１】拘束継手試験体の構成を示した図。

【図２】ＮＢＴ試験時の熱加工サイクルを示した図。

【図３】ＮＢＴ試験のデータ整理方法の例を示した図。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 小嶋 敏文 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 (3)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０８％以上０．１２
   ％以下、Ｓｉ：０．２５％以下、Ｍｎ：０．０８％以上
   ０．１２％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００２
   ％以下、Ｃｕ：０．９％以上１．８％以下、Ｎｉ：０．
   ４％以上１．０％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０．０１０％以下、Ａｌ：０．０
   ０５％以上０．１％以下、Ｏ：０．００５％以下、Ｂ：
   ０．０００２％以下、残部が鉄および不純物からなる鋼
   スラブを１０００℃〜１２００℃に加熱し、Ａｒ３〜１
   ０５０℃の範囲の温度域で熱間圧延を終了させ、Ａｒ３
   変態点以上の温度から直接焼き入れし、５５０℃以上Ａ
   ｃ１変態点以下の温度で焼戻しす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張力鋼の製造方法。
2. 【請求項２】 重量％で、Ｃ：０．０８％以上０．１２
   ％以下、Ｓｉ：０．０８％以上０．１８％以下、Ｍｎ：
   ０．０８％以上０．１２％以下、Ｐ：０．０２％以下、
   Ｓ：０．００２％以下、Ｃｕ：０．９％以上１．８％以
   下、Ｎｉ：０．４％以上１．０％以下、Ｔｉ：０．０１
   ％以上０．０５％以下、Ｃａ：０．００１％以上０．０
   ０５％以下、Ｎ：０．００２％以上０．０１０％以下、
   Ａｌ：０．００５％以上０．１％以下、Ｏ：０．００５
   ％以下、Ｂ：０．０００２％以下、残部が鉄および不純
   物からなる鋼スラブを１０００℃〜１２００℃に加熱
   し、Ａｒ３〜１０００℃の範囲の温度域で熱間圧延を終
   了させ室温まで冷却した後、Ａｒ３変態点〜１０００℃
   の温度範囲に再加熱し焼き入れを行い、５５０℃以上Ａ
   ｃ１変態点以下の温度で焼戻しすることを特徴とする溶
   接熱影響部、及びボルト穴加工部の耐溶融亜鉛メッキ割
   れ性に優れた高張力鋼の製造方法。
3. 【請求項３】 鋼スラブは、さらに、Ｃｒ：０．０５％
   以下、Ｍｏ：０．０５％以下、Ｎｂ：０．０３％以下、
   Ｖ：０．０１％以上０．１０％以下の１種または２種以
   上を含むことを特徴とする請求項１または２に記載の溶
   接熱影響部、及びボルト穴加工部の耐溶融亜鉛メッキ割
   れ性に優れた高張力鋼の製造方法。