JPH1096019A - 耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れたＴＳ７８０ＭＰａ高張力鋼の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】ＴＳ７８０ＭＰａ以上の強度と溶接部で耐亜鉛
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：０．０６％以上０．１４％
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：０．０
０２％以下、Ｃｕ：０．６％以下、Ｎｉ：１．０％以
下、Ｔｉ：０．０４％以上０．１４％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、
残部が鉄および不純物からなる組成を有する連続鋳造ス
ラブを、１１００℃以上に加熱し７２０℃以下で総圧下
率４０％以上かつ６００℃以上で圧延を仕上げる溶接熱
影響部の耐亜鉛メッキ割れ性に優れた非調質型８００Ｍ
Ｐａ級鋼板の製造方法。

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。

【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。

【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、ＴＳ７８０ＭＰａ以上の強度と溶接部で耐亜鉛メッ
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。

【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、ＴＳ７８０ＭＰａ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、ＴｉＣの析出強化ならびに２相
域圧延による加工強化を利用することで焼入れ性をあげ
るＣ等の元素を極力低減し、さらにＣａ添加することで
耐溶融亜鉛メッキ割れ性が著しく改善され、ＴＳ７８０
ＭＰａ以上の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。

【０００６】本発明は、（１）重量％で、Ｃ：０．０６
％以上０．１４％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、Ｃｕ：０．６％以下、Ｎ
ｉ：１．０％以下、Ｔｉ：０．０４％以上０．１４％以
下、Ｃａ：０．０１％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：０．０
０５％以下、残部が鉄および不純物からなる組成を有す
る連続鋳造スラブを、１１００℃以上に加熱し７２０℃
以下で総圧下率４０％以上かつ６００℃以上で圧延を仕
上げることを特徴とする溶接熱影響部の耐亜鉛メッキ割
れ性に優れた非調質型８００ＭＰａ級鋼板の製造方法。

【０００７】（２）重量％で、Ｎｂ：０．０１％以上
０．０４％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．４％
以下、Ｖ：０．０８％以下の１種または２種以上が添加
された（１）記載の溶接熱影響部の耐亜鉛メッキ割れ性
に優れた非調質型８００ＭＰａ級鋼板の製造方法であ
る。

【０００８】

【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。 ０．０４％≦Ｔｉ≦０．１４％ 溶接部熱影響部の組織が明瞭な旧オーステナイト粒界を
持つ硬化組織ほど、亜鉛メッキ割れが発生しやすい。母
材の引張強度を７８０ＭＰａ以上確保するには、従来、
Ｃ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏなどの焼き入れ性を高める元素の
多量の添加が必要なため、溶接部熱影響部の組織が明瞭
な旧オーステナイト粒界を持つ硬化組織になり、亜鉛メ
ッキ割れが発生してしまう。

【０００９】本発明では、２相域圧延による加工強化と
ＴｉＣの析出強化を利用することで焼き入れ性をあげる
元素を低減する。０．０４％未満のＴｉ添加では母材の
引張強度を７８０ＭＰａ以上確保するだけのＴｉＣの析
出強化が得られず、０．１４％を超えるＴｉ添加は靱性
劣化を招く。したがって、Ｔｉ量を０．０４％以上０．
１４％以下に限定した。

【００１０】０．００１％≦Ｃａ≦０．００５％ 本発明の第２特徴は、Ｃａ添加である。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。
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、旧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、ＴｉＮ
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。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、０．００
５％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。

【００１１】高Ｔｉ−Ｃａ添加の効果を図１にまとめ
る。縦軸のＳＬＭ４００（後述する）は耐亜鉛メッキ割
れ指数であり、高い程、優れた耐亜鉛メッキ性を有する
ことを意味する。従来の焼き入れ性をあげる元素である
ＣやＭｎやＣｒやＭｏを多量に含有した鋼（ＤＱ−Ｔ）
に比較し、高Ｔｉ添加し２相域圧延による加工強化を利
用してＣ等の元素の添加を極力抑えた鋼はＳＬＭ４００
とＴＳのバランスが向上している。さらにＣａを添加し
た鋼は、一層のＳＬＭの向上が確認された。

【００１２】０．０６％≦Ｃ≦０．１４％ Ｃは、強度を高めるのに必須の元素であるが、著しく溶
接熱影響部を硬化させる。０．０６％未満のＣ量ではＴ
Ｓ７８０ＭＰａ以上を確保するのが困難である。また、
０．１４％を超えるＣの添加は、溶接熱影響部を著しく
硬化せしめ、亜鉛メッキ割れ性を防止するのが困難とな
る。したがって、０．０６％以上０．１４％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。

【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％を超えると溶接熱影響部を著しく硬化させるた
め、Ｍｎ：０．８％以上１．６％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。

【００１６】Ｓ≦０．００２％ ＳはＭｎＳを生成し、溶接部においてラメラテアを発生
しやすい。０．００２％を超えて含有すると十字溶接部
などの拘束条件が厳しい個所では、ラメラテアを発生す
る場合がある。したがって、Ｓは０．００２％以下に限
定した。

【００１７】Ｃｕ≦０．６％ Ｃｕは母材強度を上昇させ、しかもＣＥＺｍｏｄの式か
らもわかるように溶接部の耐亜鉛メッキ割れ性の劣化の
少ない元素であるため、本発明では必須の元素である。
しかし、０．６％を超えるＣｕの添加では、Ｃｕ割れが
発生する可能性が高くなるため、上限を０．６％と限定
した。

【００１８】Ｎｉ≦１．０％ Ｎｉは固溶強化し母材強度を上昇させ、しかもＣＥＺｍ
ｏｄの式からもわかるように溶接部の耐亜鉛メッキ割れ
性の劣化の少ない元素であるため、本発明では必須の元
素である。経済性の観点から、上限を１．０％に限定し
た。

【００１９】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。

【００２０】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。

【００２１】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。

【００２２】０．０１％≦Ｎｂ≦０．０４％ ＮｂはＮｂＣとして析出し母材の強度上昇に有効な元素
である。０．０１％未満の添加では、その効果を得るの
が困難である。また、０．０４％を超える添加では、溶
接部において固溶Ｎｂが焼き入れ性を上昇させ、耐溶融
亜鉛メッキ割れ性が著しく劣化してしまう。よって、
０．０１％以上０．０４％以下に限定した。

【００２３】Ｃｒ≦０．５％ Ｃｒは鋼の強度を高めるのに有効な元素であるが、０．
５％を超えて添加すると溶接熱影響部を著しく硬化させ
るため、０．５％以下に限定した。

【００２４】Ｍｏ≦０．４％ Ｍｏは鋼の強度を高めるのに有効な元素であるが、０．
４％を超えて添加すると溶接熱影響部を著しく硬化させ
るため、０．４％以下に限定した。

【００２５】Ｖ≦０．０８％ 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、０．０８％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、０．０８％以
下に限定した。

【００２６】なお、前述したＳＬＭ４００はＮＢＴ試験
と呼ばれる耐溶融亜鉛メッキ割れ性評価する試験から得
られる。上述した鉄と鋼ｖｏｌ．７９（１９９３）ｐ．
１１０８−ｐ．１１１４にその方法等が記載されてい
る。各鋼板から採取された直径１０ｍｍ、長さ１７０ｍ
ｍの丸棒サンプルに、１４００℃まで急速加熱後８００
℃−５００℃間を８秒で冷却するという溶接ＨＡＺシミ
ュレーション熱サイクルを与える。上記の熱サイクルを
与えた丸棒に深さ２ｍｍ、角度６０°の円周切り欠き
（切り欠き底の曲率半径０．２５ｍｍ、切り欠き肩部の
曲率半径２ｍｍ）を設けた後、切り欠き部に亜鉛を電着
させ、第３図に示す熱加工サイクルを与える。そして、
破断応力と破断時間のデータを採取する。縦軸には上記
試験の破断応力そのものではなく亜鉛を電着しない時の
破断応力で除した値をとり、横軸には破断時間をとり、
図４の例のようにデータをプロットする。それらのプロ
ットを曲線回帰し、破断時間４００秒と交差するところ
の値がＳＬＭ４００と呼ばれる耐溶融亜鉛メッキ割れ性
の指標である。因みに、上述文献では、ＳＬＭ４００が
４２％以上あれば、ＴＳ５９０ＭＰａ級の鋼の場合、溶
接継手に用いても溶融亜鉛メッキ割れは生じないとされ
ている。しかし、ＴＳ７８０ＭＰａ級では、溶接部の残
留応力が上昇するため、ＳＬＭ４００≧４２％以上で
も、実溶接部では割れの発生が予想される。

【００２７】次に、製造条件について述べる。 圧延加熱温度≧１１００℃ 圧延加熱温度を１１００℃以上に限定した理由は、圧延
時にＴｉＣを固溶し、強度向上に寄与する固溶Ｔｉを確
保するためである。本発明範囲の０．０８〜０．１４％
Ｃ、０．０４〜０．１２％Ｔｉの場合、十分な固溶Ｔｉ
を確保するためには１１００℃以上の加熱が必要で、そ
れ未満の温度で７８０ＭＰａ以上の引張強度を得るのが
困難である。

【００２８】７２０℃以下で総圧下率４０％以上 圧延を７２０℃以下で総圧下率４０％と限定した理由は
以下のとおりである。母材強度を高めるために、２相域
の加工強化を利用するのが本発明の特徴である。７２０
℃以下で４０％未満の総圧下率では、十分な加工強化が
得られず７８０ＭＰａ以上の引張強度を得るのが困難で
ある。また、７２０℃以上で大きな総圧下率をとって
も、回復、再結晶が起こり、十分な加工強化が得られず
７８０ＭＰａ以上の引張強度を得るのが困難である。し
たがって、圧延条件の１つとして７２０℃以下総圧下率
４０％以上に限定した。

【００２９】６００℃≦圧延仕上温度 さらに、圧延を６５０℃を下回る低温で仕上げると、著
しく加工硬化し靱性劣化が甚だしい。よって、圧延仕上
温度を６５０℃以上に限定した。

【００３０】

【実施例】表１に示す化学組成の鋼を溶解し、連続鋳造
にて２２０〜３００ｍｍのスラブとした。表２には熱間
圧延条件を示している。表２の鋼板Ｎｏ．のアルファベ
ットは表１の鋼Ｎｏ．と対応している。たとえば、鋼板
Ｎｏ．ＦＰ，ＦＰ＊とも第１表の鋼Ｎｏ．ＦＰと同一の
化学組成を有する。

【００３１】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。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。

【００３２】供試鋼の各試験結果を表２に併記する。
０．０４％以上のＴｉを添加し焼き入れ性をあげるＣ等
の元素を極力低減し、さらにＣａ添加を行い、１１００
℃以上の圧延加熱温度を設定し、７２０℃以下で４０％
の総圧下率をとり６５０℃以上で仕上げた開発鋼板ＦＰ
〜ＦＰ^*，ＪＰ，ＫＰ，ＬＰ〜ＬＰ^*，ＭＰ，ＮＰの開発
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。また、靱
性もｖＴｓ≦−６０℃と良好である。

【００３３】一方、焼き入れ性をあげる元素であるＣや
ＭｎやＣｒやＭｏを多量に含有した従来鋼Ａ〜Ｃでは、
鋼Ａは強度不足、鋼Ｂ〜Ｃで割れが発生している。高Ｔ
ｉ添加によりＣ等の元素の添加を極力抑えてはいるが高
Ｎが添加されていない従来鋼Ｄ〜Ｆでは、０．０６９％
Ｔｉ添加の鋼Ｆのみ７８０ＭＰａ以上の引張強度が得ら
れているが、拘束試験で亜鉛鍍金割れが発生している。

【００３４】また、０．０４％以上のＴｉを添加し焼き
入れ性をあげるＣ等の元素を極力低減し、さらにＣａ添
加が図られているものの、７２０℃以下で総圧下率４０
％以上の条件を逸脱している鋼板ＦＰ２、あるいは１１
００℃以上の圧延加熱条件を逸脱している鋼板ＪＰ１は
７８０ＭＰａ以上の引張強度が得られていない。また、
６５０℃以上の仕上げ温度条件を逸脱している鋼板ＦＰ
１はｖＴｓ＝−３０℃と靱性が著しく低い。

【００３５】

【表１】

【００３６】

【表２】

【００３７】

【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。

【図面の簡単な説明】

【図１】鋼板の引張強度とＳＬＭ４００の関係を示した
図。供試鋼は表１の鋼Ａ〜ＦＰである。

【図２】拘束割れ試験体の大きさ、構成について示した
図。

【図３】ＮＢＴ試験における熱加工サイクルを示した
図。

【図４】ＮＢＴ試験のデータ整理の例を示した図。

【符号の説明】

１…試験ビード、２…拘束ビード（１８パス／１サイ
ド）、３…試験板。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０６％以上０．１４
   ％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、Ｃｕ：０．６％以下、Ｎｉ：１．０％以
   下、Ｔｉ：０．０４％以上０．１４％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、
   残部が鉄および不純物からなる組成を有する連続鋳造ス
   ラブを、１１００℃以上に加熱し７２０℃以下で総圧下
   率４０％以上かつ６００℃以上で圧延を仕上げることを
   特徴とする溶接熱影響部の耐亜鉛メッキ割れ性に優れた
   非調質型８００ＭＰａ級鋼板の製造方法。
2. 【請求項２】 重量％で、Ｎｂ：０．０１％以上０．０
   ４％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．４％以下、
   Ｖ：０．０８％以下の１種または２種以上が添加された
   請求項１記載の溶接熱影響部の耐亜鉛メッキ割れ性に優
   れた非調質型８００ＭＰａ級鋼板の製造方法。