JPH1096017A - 耐溶融亜鉛メッキ割れ特性に優れた非調質高強度鋼の製造方法 - Google Patents
耐溶融亜鉛メッキ割れ特性に優れた非調質高強度鋼の製造方法Info
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- JPH1096017A JPH1096017A JP25206696A JP25206696A JPH1096017A JP H1096017 A JPH1096017 A JP H1096017A JP 25206696 A JP25206696 A JP 25206696A JP 25206696 A JP25206696 A JP 25206696A JP H1096017 A JPH1096017 A JP H1096017A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 鉄塔や橋梁等の構造物部材でボルト穴加工等
をした後、ボルト穴加工等をした後に溶融亜鉛メッキ処
理されても割れを生じない耐溶融亜鉛メッキ割れ特性に
優れた非調質高強度鋼の製造方法を提供する。 【解決手段】 重量比でＣ：０．０８〜０．２０％，Ｓ
ｉ：０．６０％以下，Ｍｎ：１．０〜２．０％，Ｃｕ：
２．０％以下，Ｎｉ：２．０％以下，Ｃｒ：１．０％以
下，Ｍｏ：１．０％以下，Ｎｂ：０．１〜０．１５％、
Ｖ：０．１〜０．２％、Ｎｂ＋０．５Ｖ＋Ｔｉ≧０．１
７５％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からな
る鋼を１１００〜１３５０℃に加熱し、８００℃以下で
熱間圧延を終了させ、引張強度を７８０ＭＰａ級とす
る。
をした後、ボルト穴加工等をした後に溶融亜鉛メッキ処
理されても割れを生じない耐溶融亜鉛メッキ割れ特性に
優れた非調質高強度鋼の製造方法を提供する。 【解決手段】 重量比でＣ：０．０８〜０．２０％，Ｓ
ｉ：０．６０％以下，Ｍｎ：１．０〜２．０％，Ｃｕ：
２．０％以下，Ｎｉ：２．０％以下，Ｃｒ：１．０％以
下，Ｍｏ：１．０％以下，Ｎｂ：０．１〜０．１５％、
Ｖ：０．１〜０．２％、Ｎｂ＋０．５Ｖ＋Ｔｉ≧０．１
７５％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からな
る鋼を１１００〜１３５０℃に加熱し、８００℃以下で
熱間圧延を終了させ、引張強度を７８０ＭＰａ級とす
る。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、主として鉄塔用鋼
材として用いられる耐溶融亜鉛メッキ割れ特性に優れた
非調質高強度鋼の製造方法に関する。
材として用いられる耐溶融亜鉛メッキ割れ特性に優れた
非調質高強度鋼の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、使用鋼材の重量低減を目的とした
高強度鋼材が種々の分野で積極的に使用されるようにな
ってきた。送電用鉄塔向け鋼材にもこのような傾向が現
れてきており、現在引張強さが５９０ＭＰａ級の鋼材が
用いられている。また、大型送電鉄塔は、山中に建設さ
れることが多く、資材の運搬におけるコスト低減のため
更なる高張力化が求められている。
高強度鋼材が種々の分野で積極的に使用されるようにな
ってきた。送電用鉄塔向け鋼材にもこのような傾向が現
れてきており、現在引張強さが５９０ＭＰａ級の鋼材が
用いられている。また、大型送電鉄塔は、山中に建設さ
れることが多く、資材の運搬におけるコスト低減のため
更なる高張力化が求められている。
【０００３】鉄塔用鋼材は建設された後にメンテナンス
フリーとするため溶融亜鉛メッキが施される。鉄塔用の
形鋼（例えば等辺等厚山形鋼）は、現地で溶接施工をす
ることなく鉄塔とすることが可能であるため、母材のメ
ッキ割れ感受性が重要視されるが、７８０ＭＰａ以上の
高強度形鋼ではメッキ処理時に形鋼のボルト接合用の穴
開け部からメッキ割れが生じるおそれがあるので高強度
化の大きな妨げとなっている。
フリーとするため溶融亜鉛メッキが施される。鉄塔用の
形鋼（例えば等辺等厚山形鋼）は、現地で溶接施工をす
ることなく鉄塔とすることが可能であるため、母材のメ
ッキ割れ感受性が重要視されるが、７８０ＭＰａ以上の
高強度形鋼ではメッキ処理時に形鋼のボルト接合用の穴
開け部からメッキ割れが生じるおそれがあるので高強度
化の大きな妨げとなっている。
【０００４】溶融亜鉛メッキされる高強度鋼に関しては
従来より特開昭５８−８４９５９号公報および特開昭５
９−１１３１６号公報などの技術が提案されてきたが、
いずれも溶接部において発生する割れの防止を対象とす
るものであり、高強度鋼においてボルト穴加工部からの
割れを防止する観点からの知見は少ないのが現状であ
る。
従来より特開昭５８−８４９５９号公報および特開昭５
９−１１３１６号公報などの技術が提案されてきたが、
いずれも溶接部において発生する割れの防止を対象とす
るものであり、高強度鋼においてボルト穴加工部からの
割れを防止する観点からの知見は少ないのが現状であ
る。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記問題点
を根本的に解決するためのものであり、７８０ＭＰａ以
上の高強度を有し、母材のボルト穴加工部の耐溶融亜鉛
メッキ割れ特性に優れた非調質型高張力鋼の製造方法を
提供するものである。
を根本的に解決するためのものであり、７８０ＭＰａ以
上の高強度を有し、母材のボルト穴加工部の耐溶融亜鉛
メッキ割れ特性に優れた非調質型高張力鋼の製造方法を
提供するものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明は、この目的を達
成するためになされたもので、 （１）重量比でＣ：０．０８〜０．２０％、Ｓｉ：０．
６％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｃｕ：２．０％以
下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：
１．０％以下、Ｎｂ：０．１〜０．１５％、Ｖ：０．１
〜０．２％、Ｎｂ＋０．５Ｖ＋Ｔｉ≧０．１７５％を含
み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を１１
００〜１３５０℃に加熱し、８００℃以下で熱間圧延を
終了させ、引張強度を７８０ＭＰａ級とすることを特徴
とする耐溶融亜鉛メッキ割れ特性に優れた非調質高強度
鋼の製造方法。
成するためになされたもので、 （１）重量比でＣ：０．０８〜０．２０％、Ｓｉ：０．
６％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｃｕ：２．０％以
下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：
１．０％以下、Ｎｂ：０．１〜０．１５％、Ｖ：０．１
〜０．２％、Ｎｂ＋０．５Ｖ＋Ｔｉ≧０．１７５％を含
み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を１１
００〜１３５０℃に加熱し、８００℃以下で熱間圧延を
終了させ、引張強度を７８０ＭＰａ級とすることを特徴
とする耐溶融亜鉛メッキ割れ特性に優れた非調質高強度
鋼の製造方法。
【０００７】（２）重量比でＴｉ：０．２％以下を含有
することを特徴とする（１）に記載の耐溶融亜鉛メッキ
割れ特性に優れた非調質高強度鋼の製造方法。
することを特徴とする（１）に記載の耐溶融亜鉛メッキ
割れ特性に優れた非調質高強度鋼の製造方法。
【０００８】（３）重量比でＣａ：０．００４％以下を
添加することを特徴とする（１）または（２）に記載の
耐溶融亜鉛メッキ割れ特性に優れた非調質高強度鋼の製
造方法である。
添加することを特徴とする（１）または（２）に記載の
耐溶融亜鉛メッキ割れ特性に優れた非調質高強度鋼の製
造方法である。
【０００９】
【発明の実施の形態】本発明者らは、０．１１Ｃ−０．
２５Ｓｉを基本成分として、Ｍｎ，Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉ添加
量を変化させ、さらにＣａを添加した鋼も含め、熱間圧
延により等辺厚山形鋼とし、常温引張強度と溶融亜鉛メ
ッキ浴中で引張試験を行って得られた伸び値との関係に
おける添加元素の影響を検討した。常温引張はＪＩＳ１
Ａ号試験片で、浴中引張は図２に示す試験片で行った。
２５Ｓｉを基本成分として、Ｍｎ，Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉ添加
量を変化させ、さらにＣａを添加した鋼も含め、熱間圧
延により等辺厚山形鋼とし、常温引張強度と溶融亜鉛メ
ッキ浴中で引張試験を行って得られた伸び値との関係に
おける添加元素の影響を検討した。常温引張はＪＩＳ１
Ａ号試験片で、浴中引張は図２に示す試験片で行った。
【００１０】一般にメッキ浴中引張試験における伸びが
２０％以下の場合、実際の溶融亜鉛メッキにおいて割れ
が発生することから、メッキ浴中引張における伸び２０
％をしきい値とした。その結果、Ｎｂ＋０．５Ｖ＋Ｔｉ
値によって両者の関係が整理され、ボルト穴加工等がさ
れる高強度鋼ではＮｂ＋０．５Ｖ＋Ｔｉ≧０．１７５％
を満足させる必要があることを知見した。すなわち、図
１に示すようにＮｂ＋０．５Ｖ＋Ｔｉ値が０．１５％の
場合、伸びは低く、高強度鋼では伸びが２０％以下とな
るが、この値が０．１７５％を超えるようになると、高
強度鋼においても伸びは２０％以上になる。
２０％以下の場合、実際の溶融亜鉛メッキにおいて割れ
が発生することから、メッキ浴中引張における伸び２０
％をしきい値とした。その結果、Ｎｂ＋０．５Ｖ＋Ｔｉ
値によって両者の関係が整理され、ボルト穴加工等がさ
れる高強度鋼ではＮｂ＋０．５Ｖ＋Ｔｉ≧０．１７５％
を満足させる必要があることを知見した。すなわち、図
１に示すようにＮｂ＋０．５Ｖ＋Ｔｉ値が０．１５％の
場合、伸びは低く、高強度鋼では伸びが２０％以下とな
るが、この値が０．１７５％を超えるようになると、高
強度鋼においても伸びは２０％以上になる。
【００１１】更に、ＴｉもしくはＣａ又はＴｉ−Ｃａを
複合添加した場合、浴中引張における伸びが増大する効
果が認められた。
複合添加した場合、浴中引張における伸びが増大する効
果が認められた。
【００１２】以下、添加成分の限定理由を説明する。
【００１３】Ｃ：０．０８〜０．２０％ Ｃは強度を高めるのに必須の元素である。０．０８％未
満では７８０ＭＰａ以上の強度を得るのが困難で、０．
２０％を越えると鋼の靱性が著しく劣化するため、０．
０８％以上、０．２０％以下に限定した。
満では７８０ＭＰａ以上の強度を得るのが困難で、０．
２０％を越えると鋼の靱性が著しく劣化するため、０．
０８％以上、０．２０％以下に限定した。
【００１４】Ｓｉ：０．６０％以下 Ｓｉはメッキ後の外観状況と関係しており、０．６％を
越えるとメッキ焼けが発生しやすくなる。よって、０．
６０％以下に限定した。
越えるとメッキ焼けが発生しやすくなる。よって、０．
６０％以下に限定した。
【００１５】Ｍｎ：１．０〜２．０％ 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％を越えると焼き入れ性が高くなり粗いベイナイ
トが生成し、靱性が著しく劣化するため、Ｍｎ：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％を越えると焼き入れ性が高くなり粗いベイナイ
トが生成し、靱性が著しく劣化するため、Ｍｎ：１．０
％以上２．０％以下に限定した。
【００１６】Ｐ：不可避不純物レベル Ｐは粒界に偏析し、靱性を劣化するが、現状の精錬技術
で十分に低減されているため、上限値は限定しないが、
低いほど望ましい。
で十分に低減されているため、上限値は限定しないが、
低いほど望ましい。
【００１７】Ｓ：不可避不純物レベル Ｓは主に介在物の形態で鋼中に存在し、脆化により材質
の劣化を引き起こすが、現状の精錬技術では十分に低減
されているため、上限値は限定しないが、低いほど望ま
しい。
の劣化を引き起こすが、現状の精錬技術では十分に低減
されているため、上限値は限定しないが、低いほど望ま
しい。
【００１８】Ｃｕ：２．０％以下 Ｃｕは鋼の強度を高めるのに有効な元素であるが、２．
０％を越えて添加した場合にはＣｕ割れが発生しやす
い。よって２．０％以下に限定した。
０％を越えて添加した場合にはＣｕ割れが発生しやす
い。よって２．０％以下に限定した。
【００１９】Ｎｉ：２．０％以下 Ｎｉは鋼の強度上昇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、２．０％以下に限定した。
るが、経済性を考慮し、２．０％以下に限定した。
【００２０】Ｃｒ：１．０％以下 Ｃｒは鋼の強度を高めるのに有効な元素であるが、１．
０％を越えて添加すると鋼の靱性を劣化させるため、
１．０％以下に限定した。
０％を越えて添加すると鋼の靱性を劣化させるため、
１．０％以下に限定した。
【００２１】Ｍｏ：１．０％以下 Ｍｏは鋼の強度を高めるのに有効な元素であるが、１．
０％を越えて添加すると鋼の靱性を著しく劣化させるた
め、１．０％以下に限定した。
０％を越えて添加すると鋼の靱性を著しく劣化させるた
め、１．０％以下に限定した。
【００２２】Ｔｉ：０．２％以下 Ｔｉは微量の添加で析出強化により鋼の強度を高め、ま
た耐溶融亜鉛メッキ割れ特性に優れた性質を示すため有
効な元素であるが、０．２％を越えて添加すると鋼中析
出物が粗くなり、鋼の靱性が著しく劣化するため、０．
２％以下に限定し、必要に応じて添加できるものとし
た。
た耐溶融亜鉛メッキ割れ特性に優れた性質を示すため有
効な元素であるが、０．２％を越えて添加すると鋼中析
出物が粗くなり、鋼の靱性が著しく劣化するため、０．
２％以下に限定し、必要に応じて添加できるものとし
た。
【００２３】Ｎｂ：０．１５％以下、Ｖ：０．２％以下 Ｎｂ、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り、Ｎｂ含有量が０．１〜０．１
５％の範囲を外れるか、またはＶ含有量が０．１〜０．
２％の範囲を外れて過剰に添加されると、鋼の靭性を著
しく劣化させるため、上記値に限定した。
るのに有効な元素であり、Ｎｂ含有量が０．１〜０．１
５％の範囲を外れるか、またはＶ含有量が０．１〜０．
２％の範囲を外れて過剰に添加されると、鋼の靭性を著
しく劣化させるため、上記値に限定した。
【００２４】Ｎｂ＋０．５Ｖ＋Ｔｉ≧０．１７５％ Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖはいずれも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、７８０ＭＰａ以上の強度
を有し、耐溶融亜鉛メッキ割れに優れた特性を示す条件
として、Ｎｂ＋０．５Ｖ＋Ｔｉ≧０．１７５％の関係式
を満足させるものとする。なお、これらの元素は必要に
応じて添加できるものとする。
めるのに有効な元素であるが、７８０ＭＰａ以上の強度
を有し、耐溶融亜鉛メッキ割れに優れた特性を示す条件
として、Ｎｂ＋０．５Ｖ＋Ｔｉ≧０．１７５％の関係式
を満足させるものとする。なお、これらの元素は必要に
応じて添加できるものとする。
【００２５】Ｃａ：０．００４％以下 Ｃａは添加することで耐溶融亜鉛メッキ割れ特性を著し
く改善することができる唯一の元素である。しかし、
０．００４％を越えて添加すると、Ｃａ−Ｏ−Ｓのクラ
スターが発生し、鋼の清浄性が低下してしまう。従っ
て、Ｃａを０．００４％以下に限定した。
く改善することができる唯一の元素である。しかし、
０．００４％を越えて添加すると、Ｃａ−Ｏ−Ｓのクラ
スターが発生し、鋼の清浄性が低下してしまう。従っ
て、Ｃａを０．００４％以下に限定した。
【００２６】Ａｌ：Ａｌは本発明においては脱酸のため
に添加する場合もあり、その場合は通常の添加量（０．
００５〜０．０６０％）とする。形鋼などでＳｉ脱酸に
おいては不可避不純物として扱う。
に添加する場合もあり、その場合は通常の添加量（０．
００５〜０．０６０％）とする。形鋼などでＳｉ脱酸に
おいては不可避不純物として扱う。
【００２７】Ｂ：不可避不純物レベル Ｂは鋼の焼き入れ性を向上させるが、溶接部の耐溶融亜
鉛メッキ割れ性を著しく劣化させるため、溶接される場
合、２ｐｐｍ以下に管理されている。本発明鋼は原則と
して溶接施工を対象としないので、Ｂの上限は５ｐｐｍ
程度の管理とする。しかし、Ｂは低いほど望ましく、溶
接が避けられない場合は上記に従う。
鉛メッキ割れ性を著しく劣化させるため、溶接される場
合、２ｐｐｍ以下に管理されている。本発明鋼は原則と
して溶接施工を対象としないので、Ｂの上限は５ｐｐｍ
程度の管理とする。しかし、Ｂは低いほど望ましく、溶
接が避けられない場合は上記に従う。
【００２８】次に、製造条件の限定理由を説明する。
【００２９】加熱温度：１１００〜１３５０℃ １１００℃以下の加熱温度の場合、析出強化を期待する
添加元素が完全に固溶しないため、十分な強度が得られ
ない。また、１３５０℃以上に加熱した場合、加熱粒径
が著しく粗くなり、靭性が劣化する。従って、加熱温度
を１１００〜１３５０℃の範囲に限定した。
添加元素が完全に固溶しないため、十分な強度が得られ
ない。また、１３５０℃以上に加熱した場合、加熱粒径
が著しく粗くなり、靭性が劣化する。従って、加熱温度
を１１００〜１３５０℃の範囲に限定した。
【００３０】圧延仕上温度：８００℃以下 ８００℃を越える温度で圧延を終了した場合、組織が粗
くなり十分な靭性が得られない。従って、圧延仕上温度
を８００℃以下に限定した。なお、厚板等の場合、圧延
終了温度は６５０℃程度となる。
くなり十分な靭性が得られない。従って、圧延仕上温度
を８００℃以下に限定した。なお、厚板等の場合、圧延
終了温度は６５０℃程度となる。
【００３１】
【実施例】表１に実施例を示す。各鋼は表中に示す各製
造条件で等辺等厚山形鋼に圧延した。表中のメッキ割れ
の有無の項は、圧延した山形鋼に実際の施工と同様に、
接合用ボルトの穴開け加工を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。
造条件で等辺等厚山形鋼に圧延した。表中のメッキ割れ
の有無の項は、圧延した山形鋼に実際の施工と同様に、
接合用ボルトの穴開け加工を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。
【００３２】表１中の「製造」の項は、各鋼の加熱温度
及び圧延仕上温度の条件をそれぞれ記号Ａ〜Ｄで表した
ものである。記号Ａは加熱温度１２３５℃で圧延仕上温
度７６５℃の条件を、記号Ｂは加熱温度９８０℃で圧延
仕上温度６９０℃の条件を、記号Ｃは加熱温度１２４０
℃で圧延仕上温度８８０℃の条件を、記号Ｄは加熱温度
１３８５℃で圧延仕上温度７９５℃の条件をそれぞれ示
す。
及び圧延仕上温度の条件をそれぞれ記号Ａ〜Ｄで表した
ものである。記号Ａは加熱温度１２３５℃で圧延仕上温
度７６５℃の条件を、記号Ｂは加熱温度９８０℃で圧延
仕上温度６９０℃の条件を、記号Ｃは加熱温度１２４０
℃で圧延仕上温度８８０℃の条件を、記号Ｄは加熱温度
１３８５℃で圧延仕上温度７９５℃の条件をそれぞれ示
す。
【００３３】また、表１中の「ＴＳ」の項は、ＪＩＳ１
Ａ号試験片を用いて調べた常温での引張強度（ＭＰａ）
を示したものである。
Ａ号試験片を用いて調べた常温での引張強度（ＭＰａ）
を示したものである。
【００３４】また、表１中の「ｖＴｒｓ」の項は、各鋼
の破面遷移温度（℃）をそれぞれ表したものである。
の破面遷移温度（℃）をそれぞれ表したものである。
【００３５】１−１と１−２は本発明の請求範囲の化学
成分、製造条件を満足しているため、７８０ＭＰａ以上
の強度と優れた靭性を有し、メッキ割れも生じない。
成分、製造条件を満足しているため、７８０ＭＰａ以上
の強度と優れた靭性を有し、メッキ割れも生じない。
【００３６】１−３は低Ｃで、低い加熱温度のため、７
８０ＭＰａ級の強度を確保することができない。
８０ＭＰａ級の強度を確保することができない。
【００３７】１−４はＣ量が多く、圧延仕上温度が８８
０℃と高いため、９４２ＭＰａと著しく高強度となり、
靭性が劣化し、メッキ割れが生じている。
０℃と高いため、９４２ＭＰａと著しく高強度となり、
靭性が劣化し、メッキ割れが生じている。
【００３８】１−５はＳｉ量が多いためメッキ焼けが生
じ、また加熱温度が高いため強度が高く、靭性が劣化し
ており、メッキ割れが発生している。
じ、また加熱温度が高いため強度が高く、靭性が劣化し
ており、メッキ割れが発生している。
【００３９】１−６は低Ｍｎ量のため強度が低く、引張
強度が７８０ＭＰａに達しない。
強度が７８０ＭＰａに達しない。
【００４０】１−７はＭｎ量が多いため、加熱温度は低
いが強度が高く、メッキ割れが発生している。
いが強度が高く、メッキ割れが発生している。
【００４１】１−８はＣｕが多く、圧延仕上温度も高い
ため、靭性が劣化しており、メッキ割れが生じている。
ため、靭性が劣化しており、メッキ割れが生じている。
【００４２】１−９はＮｉが多く加熱温度も著しく高い
ため、強度が高く、靭性が劣化しており、メッキ割れが
発生する。
ため、強度が高く、靭性が劣化しており、メッキ割れが
発生する。
【００４３】１−１０はＣｒ添加量が多いため、製造条
件は本発明の請求範囲を満足しているが、高強度とな
り、メッキ割れが生じている。
件は本発明の請求範囲を満足しているが、高強度とな
り、メッキ割れが生じている。
【００４４】１−１１はＭｏ添加量が多いため、加熱温
度が低いものの、強度が高く、メッキ割れが生じてい
る。
度が低いものの、強度が高く、メッキ割れが生じてい
る。
【００４５】１−１２はＮｂ＋Ｖ＋Ｔｉ添加量が請求範
囲以下であるため、製造条件は請求範囲以内であるが、
メッキ割れが生じている。
囲以下であるため、製造条件は請求範囲以内であるが、
メッキ割れが生じている。
【００４６】１−１３はＴｉ添加量が多すぎることと、
加熱温度が著しく高いため析出物が粗くなり、靭性も劣
化して、その結果メッキ割れが生じている。
加熱温度が著しく高いため析出物が粗くなり、靭性も劣
化して、その結果メッキ割れが生じている。
【００４７】１−１４はＮｂ添加量が多いため、製造条
件は請求範囲を満たしているものの、高強度となり、メ
ッキ割れが生じている。
件は請求範囲を満たしているものの、高強度となり、メ
ッキ割れが生じている。
【００４８】１−１５はＶ添加量が多いため、加熱温度
が低く引張強度は８３３ＭＰａであるものの、メッキ割
れが生じている。
が低く引張強度は８３３ＭＰａであるものの、メッキ割
れが生じている。
【００４９】１−１６はＣａ添加量が高く、鋼の清浄度
が劣るため、割れが発生している。
が劣るため、割れが発生している。
【００５０】１−１７は成分が請求範囲を満たしている
が、加熱温度が著しく高いため組織が粗くなり、靭性が
劣化し、メッキ割れが生じている。
が、加熱温度が著しく高いため組織が粗くなり、靭性が
劣化し、メッキ割れが生じている。
【００５１】１−１８は成分および製造条件ともに請求
範囲を満たしているため、強度が高く、高靭性であり、
メッキ割れの発生も認められない。
範囲を満たしているため、強度が高く、高靭性であり、
メッキ割れの発生も認められない。
【００５２】１−１９は成分は請求範囲を満たしている
ものの、加熱温度が低いため強度不足となっている。
ものの、加熱温度が低いため強度不足となっている。
【００５３】１−２０は成分は請求範囲を満たしている
が、圧延仕上温度が高いため、靭性が低く、メッキ割れ
が生じている。
が、圧延仕上温度が高いため、靭性が低く、メッキ割れ
が生じている。
【００５４】
【表１】
【００５５】
【発明の効果】本発明によれば、鉄塔や橋梁等の構造物
部材でボルト穴加工等をした後、溶融亜鉛メッキ処理さ
れても割れを生じない耐溶融亜鉛メッキ割れ特性に優れ
た非調質高強度鋼の製造方法を提供することができる。
部材でボルト穴加工等をした後、溶融亜鉛メッキ処理さ
れても割れを生じない耐溶融亜鉛メッキ割れ特性に優れ
た非調質高強度鋼の製造方法を提供することができる。
【図１】鋼材の常温強度ＴＳ（ＭＰａ）とメッキ浴中引
張試験の伸び（％）との関係を示す図。
張試験の伸び（％）との関係を示す図。
【図２】溶融亜鉛中における母材の脆化を調べるための
引張試験片を示す図である。
引張試験片を示す図である。
Claims (3)
- 【請求項１】 重量比でＣ：０．０８〜０．２０％，Ｓ
ｉ：０．６０％以下，Ｍｎ：１．０〜２．０％，Ｃｕ：
２．０％以下，Ｎｉ：２．０％以下，Ｃｒ：１．０％以
下，Ｍｏ：１．０％以下，Ｎｂ：０．１〜０．１５％、
Ｖ：０．１〜０．２％、Ｎｂ＋０．５Ｖ＋Ｔｉ≧０．１
７５％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からな
る鋼を１１００〜１３５０℃に加熱し、８００℃以下で
熱間圧延を終了させ、引張強度を７８０ＭＰａ級とする
ことを特徴とする耐溶融亜鉛メッキ割れ特性に優れた非
調質高強度鋼の製造方法。 - 【請求項２】 重量比でＴｉ：０．２％以下を含有する
ことを特徴とする請求項１記載の耐溶融亜鉛メッキ割れ
特性に優れた非調質高強度鋼の製造方法。 - 【請求項３】 重量比でＣａ：０．００４％以下を添加
することを特徴とする請求項１または請求項２記載の耐
溶融亜鉛メッキ割れ特性に優れた非調質高強度鋼の製造
方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25206696A JPH1096017A (ja) | 1996-09-24 | 1996-09-24 | 耐溶融亜鉛メッキ割れ特性に優れた非調質高強度鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25206696A JPH1096017A (ja) | 1996-09-24 | 1996-09-24 | 耐溶融亜鉛メッキ割れ特性に優れた非調質高強度鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1096017A true JPH1096017A (ja) | 1998-04-14 |
Family
ID=17232084
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP25206696A Pending JPH1096017A (ja) | 1996-09-24 | 1996-09-24 | 耐溶融亜鉛メッキ割れ特性に優れた非調質高強度鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH1096017A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1365035A1 (de) * | 2002-05-07 | 2003-11-26 | SAG Energieversorgungslösungen GmBH | Verfahren zur Sanierung von in Stahlgitterbauweise hergestellten Hochspannungsmasten |
-
1996
- 1996-09-24 JP JP25206696A patent/JPH1096017A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1365035A1 (de) * | 2002-05-07 | 2003-11-26 | SAG Energieversorgungslösungen GmBH | Verfahren zur Sanierung von in Stahlgitterbauweise hergestellten Hochspannungsmasten |
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