JPH1096020A - 耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れたＴＳ７８０ＭＰａ級高張力鋼の製造方法 - Google Patents
耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れたＴＳ７８０ＭＰａ級高張力鋼の製造方法Info
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- JPH1096020A JPH1096020A JP25182896A JP25182896A JPH1096020A JP H1096020 A JPH1096020 A JP H1096020A JP 25182896 A JP25182896 A JP 25182896A JP 25182896 A JP25182896 A JP 25182896A JP H1096020 A JPH1096020 A JP H1096020A
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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:0.04%-0.08% 、Si:0.1%-0.6
%、Mn:0.8%-1.6%、P:0.02% 以下、S:0.002%以下、Cu:0.
8%-1.8%、Ni:0.4%-1.0%、Nb:0.01%-0.04%、Ti:0.01%-0.
05%、Ca:0.001%-0.005%、N:0.002%-0.006% 、Al:0.005%
-0.1%、B:0.0002%以下、O:0.005%以下、Cr:0.5% 以下、
Mo:0.4% 以下、V:0.08% 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の連続鋳造スラブを、11
00℃以上に加熱し950 ℃-720℃で圧延を終了し、直ちに
水冷し250 ℃以下で水冷を停止した後、450 ℃-650℃で
時効処理する溶接熱影響部の耐溶融亜鉛メッキ割れ性に
優れた引張強度780MPa以上の高張力鋼の製造方法。
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:0.04%-0.08% 、Si:0.1%-0.6
%、Mn:0.8%-1.6%、P:0.02% 以下、S:0.002%以下、Cu:0.
8%-1.8%、Ni:0.4%-1.0%、Nb:0.01%-0.04%、Ti:0.01%-0.
05%、Ca:0.001%-0.005%、N:0.002%-0.006% 、Al:0.005%
-0.1%、B:0.0002%以下、O:0.005%以下、Cr:0.5% 以下、
Mo:0.4% 以下、V:0.08% 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の連続鋳造スラブを、11
00℃以上に加熱し950 ℃-720℃で圧延を終了し、直ちに
水冷し250 ℃以下で水冷を停止した後、450 ℃-650℃で
時効処理する溶接熱影響部の耐溶融亜鉛メッキ割れ性に
優れた引張強度780MPa以上の高張力鋼の製造方法。
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。
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。
【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、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、０．８％以上のＣｕを添加しε
−Ｃｕの析出強化を利用することで焼き入れ性をあげる
Ｃ等の元素を極力低減し、さらにＴｉ−Ｃａ添加を行う
ことで耐溶融亜鉛メッキ割れ性が著しく改善され、ＴＳ
７８０ＭＰａ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。
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、０．８％以上のＣｕを添加しε
−Ｃｕの析出強化を利用することで焼き入れ性をあげる
Ｃ等の元素を極力低減し、さらにＴｉ−Ｃａ添加を行う
ことで耐溶融亜鉛メッキ割れ性が著しく改善され、ＴＳ
７８０ＭＰａ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。
【０００７】本発明は、重量％で、Ｃ：０．０４％以上
０．０８％以下、Ｓｉ：０．１％以上０．６％以下、Ｍ
ｎ：０．８％以上１．６％以下、Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．００２％以下、Ｃｕ：０．８％以上１．８％以
下、Ｎｉ：０．４％以上１．０％以下、Ｎｂ：０．０１
％以上０．０４％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：０．０
０５％以上０．１％以下、Ｂ：０．０００２％以下、
Ｏ：０．００５％以下、さらに、Ｃｒ：０．５％以下、
Ｍｏ：０．４％以下、Ｖ：０．０８％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る組
成を有する連続鋳造スラブを、１１００℃以上に加熱し
９５０℃以下７２０℃以上で圧延を終了し、ただちに水
冷し２５０℃以下で水冷を停止した後、４５０℃以上６
５０℃以下で時効処理することを特徴とする溶接熱影響
部の耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた引張強度７８０Ｍ
Ｐａ以上の高張力鋼の製造方法である。
０．０８％以下、Ｓｉ：０．１％以上０．６％以下、Ｍ
ｎ：０．８％以上１．６％以下、Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．００２％以下、Ｃｕ：０．８％以上１．８％以
下、Ｎｉ：０．４％以上１．０％以下、Ｎｂ：０．０１
％以上０．０４％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：０．０
０５％以上０．１％以下、Ｂ：０．０００２％以下、
Ｏ：０．００５％以下、さらに、Ｃｒ：０．５％以下、
Ｍｏ：０．４％以下、Ｖ：０．０８％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る組
成を有する連続鋳造スラブを、１１００℃以上に加熱し
９５０℃以下７２０℃以上で圧延を終了し、ただちに水
冷し２５０℃以下で水冷を停止した後、４５０℃以上６
５０℃以下で時効処理することを特徴とする溶接熱影響
部の耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた引張強度７８０Ｍ
Ｐａ以上の高張力鋼の製造方法である。
【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。
ず、成分範囲限定理由について述べる。
【０００９】０．８％≦Ｃｕ≦１．８％ 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。
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。
【００１０】本発明では、ε−Ｃｕ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。０．８％
未満のＣｕ添加では母材の引張強度を７８０ＭＰａ以上
確保するだけのε−Ｃｕの析出強化が得られず、１．８
％を超えるＣｕ添加は母材の靱性劣化、Ｃｕ割れの危険
性が高まる。したがって、Ｃｕ量を０．８％以上１．８
％以下に限定した。
ることで焼き入れ性をあげる元素を低減する。０．８％
未満のＣｕ添加では母材の引張強度を７８０ＭＰａ以上
確保するだけのε−Ｃｕの析出強化が得られず、１．８
％を超えるＣｕ添加は母材の靱性劣化、Ｃｕ割れの危険
性が高まる。したがって、Ｃｕ量を０．８％以上１．８
％以下に限定した。
【００１１】０．０１％≦Ｔｉ≦０．０５％ ０．００１％≦Ｃａ≦０．００５％ 本発明の第２特徴は、Ｔｉ−Ｃａの複合添加である。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、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。Ｔｉが０．０１％未満では上記のような溶接
熱影響部の組織が得るだけの十分な数のＴｉＮがえられ
ず、０．０５％を超える添加をしてもＴｉＮ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Ｔｉ
Ｎ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、０．０
０５％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０．００
５％以下に限定した。
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。Ｔｉが０．０１％未満では上記のような溶接
熱影響部の組織が得るだけの十分な数のＴｉＮがえられ
ず、０．０５％を超える添加をしてもＴｉＮ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Ｔｉ
Ｎ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、０．０
０５％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０．００
５％以下に限定した。
【００１２】Ｃｕ且つ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に比較
し、Ｃｕ添加により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
Ｔｉ−Ｇａを添加した鋼は、一層のＳＬＭの向上が確認
された。
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に比較
し、Ｃｕ添加により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
Ｔｉ−Ｇａを添加した鋼は、一層のＳＬＭの向上が確認
された。
【００１３】０．０４％≦Ｃ≦０．０８％ 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。本発明では、ε−Ｃｕの析出
強化を利用するので、ＴＳ７８０ＭＰａ以上を確保する
のに０．０８％を超えるＣの添加は不要である。また、
０．０４％未満のＣ量ではＴＳ７８０ＭＰａ以上を確保
するのが困難である。０．０４％以上０．０８％以下の
添加でＴＳ７８０ＭＰａ以上の強度が得られ、溶接熱影
響部の硬さも亜鉛メッキ割れを引き起こすまでには硬化
しない。
接熱影響部を硬化させる。本発明では、ε−Ｃｕの析出
強化を利用するので、ＴＳ７８０ＭＰａ以上を確保する
のに０．０８％を超えるＣの添加は不要である。また、
０．０４％未満のＣ量ではＴＳ７８０ＭＰａ以上を確保
するのが困難である。０．０４％以上０．０８％以下の
添加でＴＳ７８０ＭＰａ以上の強度が得られ、溶接熱影
響部の硬さも亜鉛メッキ割れを引き起こすまでには硬化
しない。
【００１４】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。
【００１５】０．８％≦Ｍｎ≦１．６％ Ｍｎは強度、靱性の面から必須の元素であるが、０．８
％未満では７８０ＭＰａ以上の強度を得るのが困難で、
１．６％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。
％未満では７８０ＭＰａ以上の強度を得るのが困難で、
１．６％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。
【００１６】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。
【００１７】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。したがって、０．
００２％以下に限定した。
超えて含有していると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。したがって、０．
００２％以下に限定した。
【００１８】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。そのためにはＣｕ添加量の半分程度
の添加が必要なため、下限を０．４％に限定した。上限
は、経済性の観点から、１．０％に限定した。
必須の元素である。そのためにはＣｕ添加量の半分程度
の添加が必要なため、下限を０．４％に限定した。上限
は、経済性の観点から、１．０％に限定した。
【００１９】０．０１％≦Ｎｂ≦０．０４％ Ｎｂは直接焼き入れを前提とした本発明においては、必
須の元素である。少量添加で著しく強度上昇させ得る。
しかし、０．０１％未満の添加では、７８０ＭＰａ以上
の強度を得るのが困難で、０．０４％を超える添加は鋼
の脆化を招くので、０．０１％以上０．０４％以下に限
定した。
須の元素である。少量添加で著しく強度上昇させ得る。
しかし、０．０１％未満の添加では、７８０ＭＰａ以上
の強度を得るのが困難で、０．０４％を超える添加は鋼
の脆化を招くので、０．０１％以上０．０４％以下に限
定した。
【００２０】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
含有量は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
含有量は０．００２％以上０．００６％以下に限定し
た。
【００２１】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。
【００２２】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。
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。
【００２３】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。
【００２４】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。
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。
【００２５】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。
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。
【００２６】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。
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。
【００２７】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、図３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４
２％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。
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、図３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４
２％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。
【００２８】次に、製造条件について述べる。
【００２９】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ＮｂＣＮを固溶し、強度向上に寄与する固溶Ｎｂを
確保するためである。本発明範囲の０．０４〜０．０８
％Ｃ、０．０１〜０．０４％Ｎｂの場合、十分な固溶Ｎ
ｂ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。
時にＮｂＣＮを固溶し、強度向上に寄与する固溶Ｎｂを
確保するためである。本発明範囲の０．０４〜０．０８
％Ｃ、０．０１〜０．０４％Ｎｂの場合、十分な固溶Ｎ
ｂ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。
【００３０】７２０℃≦圧延仕上温度≦９５０℃ 圧延仕上温度を９５０℃以下７２０℃以上に限定した理
由は以下のとおりである。９５０℃を超える温度で圧延
を仕上げると組織が粗粒となり優れた靱性が得られず、
７２０℃を下回る温度で圧延を仕上げるとその後ＤＱ−
Ｔを行っても、十分に焼きが入らず７８０ＭＰａ以上の
引張強度を得るのが困難なためである。
由は以下のとおりである。９５０℃を超える温度で圧延
を仕上げると組織が粗粒となり優れた靱性が得られず、
７２０℃を下回る温度で圧延を仕上げるとその後ＤＱ−
Ｔを行っても、十分に焼きが入らず７８０ＭＰａ以上の
引張強度を得るのが困難なためである。
【００３１】直ちに水冷 その後、ただちにＤＱ処理するのも、十分に焼きを入れ
７８０ＭＰａ以上の引張強度を得るためである。もちろ
ん、圧延仕上がり温度が高い程、ただちにといっても、
多少余裕があるのは、冶金原理から言うまでもない。Ｄ
Ｑ処理の冷媒として水に限定したのは、最も安価で冷却
能が大きいためである。また、熱処理を再加熱焼入とせ
ず直接焼入に限定したのは、再加熱焼入では通常９００
℃前後の加熱温度を設定するためＮｂＣＮが固溶せず７
８０ＭＰａ以上の引張強度を得るのが困難なためであ
る。
７８０ＭＰａ以上の引張強度を得るためである。もちろ
ん、圧延仕上がり温度が高い程、ただちにといっても、
多少余裕があるのは、冶金原理から言うまでもない。Ｄ
Ｑ処理の冷媒として水に限定したのは、最も安価で冷却
能が大きいためである。また、熱処理を再加熱焼入とせ
ず直接焼入に限定したのは、再加熱焼入では通常９００
℃前後の加熱温度を設定するためＮｂＣＮが固溶せず７
８０ＭＰａ以上の引張強度を得るのが困難なためであ
る。
【００３２】水冷停止温度≦２５０℃ ＤＱ処理の水冷停止温度を２５０℃以下に限定した理由
もマルテンサイト変態を板厚中央まで起こさせ、７８０
ＭＰａ以上の引張強度を得るためである。
もマルテンサイト変態を板厚中央まで起こさせ、７８０
ＭＰａ以上の引張強度を得るためである。
【００３３】４５０℃≦時効処理温度≦６５０℃ 時効条件として、４５０℃以上６５０℃以下に限定した
理由は以下のとおりである。ε−Ｃｕはフェライト域で
加熱時効を行うと析出する。しかし、時効温度が４５０
℃未満の温度では、著しく長時間の保持が必要なため、
時効の下限温度を４５０℃とした。また、６５０℃を超
える温度で時効すると、すぐにε−Ｃｕの粗大化が起こ
り、目的の強度が得られにくい。いわゆる、過時効にな
り易い。したがって、時効温度として、４５０℃以上６
５０℃以下に限定した。
理由は以下のとおりである。ε−Ｃｕはフェライト域で
加熱時効を行うと析出する。しかし、時効温度が４５０
℃未満の温度では、著しく長時間の保持が必要なため、
時効の下限温度を４５０℃とした。また、６５０℃を超
える温度で時効すると、すぐにε−Ｃｕの粗大化が起こ
り、目的の強度が得られにくい。いわゆる、過時効にな
り易い。したがって、時効温度として、４５０℃以上６
５０℃以下に限定した。
【００３４】
【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、ＤＱ−Ｔ条件を示している。表２の鋼板Ｎ
ｏ．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。
にて２２０〜３００ｍｍのスラブとした。表２には熱間
圧延条件、ＤＱ−Ｔ条件を示している。表２の鋼板Ｎ
ｏ．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。
【００３５】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。
亜鉛メッキ割れ試験を実施した。
【００３６】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。
【００３７】供試鋼の各試験結果を表２に併記する。
【００３８】０．８％以上のＣｕ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Ｔｉ−Ｃａ添加
を行い、１１００℃以上の圧延加熱温度を設定し、９５
０℃以下７２０℃以上で圧延を仕上げただちに直接焼
入、２５０℃以下まで水冷し、その後４５０℃以上６５
０℃以下で時効処理を施した発明鋼板ＦＰ〜Ｆ
Ｐ＊＊＊，ＪＰ，ＫＰ，ＬＰ〜ＬＰ＊，ＭＰ，ＮＰの発
明鋼は、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。
あげるＣ等の元素を極力低減し、さらにＴｉ−Ｃａ添加
を行い、１１００℃以上の圧延加熱温度を設定し、９５
０℃以下７２０℃以上で圧延を仕上げただちに直接焼
入、２５０℃以下まで水冷し、その後４５０℃以上６５
０℃以下で時効処理を施した発明鋼板ＦＰ〜Ｆ
Ｐ＊＊＊，ＪＰ，ＫＰ，ＬＰ〜ＬＰ＊，ＭＰ，ＮＰの発
明鋼は、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。
【００３９】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。Ｃｕ
添加によりＣ等の元素の添加を極力抑えてはいるがＴｉ
−Ｃａが添加されていない従来鋼Ｄ〜ＦではＮｂ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。
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。Ｃｕ
添加によりＣ等の元素の添加を極力抑えてはいるがＴｉ
−Ｃａが添加されていない従来鋼Ｄ〜ＦではＮｂ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。
【００４０】また、０．８％以上のＣｕ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Ｔｉ−Ｃ
ａ添加が図られているものの、本発明の圧延、ＤＱ、時
効条件を逸脱した範囲で製造されたＫＰ１，ＬＰ２，Ｌ
Ｐ３，ＭＰ１は７８０ＭＰａ以上の引張強度が得られて
いない。
れ性をあげるＣ等の元素を極力低減し、さらにＴｉ−Ｃ
ａ添加が図られているものの、本発明の圧延、ＤＱ、時
効条件を逸脱した範囲で製造されたＫＰ１，ＬＰ２，Ｌ
Ｐ３，ＭＰ１は７８０ＭＰａ以上の引張強度が得られて
いない。
【００４１】
【表１】
【００４２】
【表２】
【００４３】
【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。
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１】ＤＱ−Ｔ処理された鋼板（表１の鋼Ａ〜ＦＰ）
の引張強度とＳＬＭ４００の関係を示した図。
の引張強度とＳＬＭ４００の関係を示した図。
【図２】拘束割れ試験体の大きさ、構成について示した
図。
図。
【図３】ＮＢＴ試験における熱加工サイクルを示した
図。
図。
【図４】ＮＢＴ試験のデータ整理の例を示した図。
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。
Claims (1)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０４％以上０．０８
％以下、Ｓｉ：０．１％以上０．６％以下、Ｍｎ：０．
８％以上１．６％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．
００２％以下、Ｃｕ：０．８％以上１．８％以下、Ｎ
ｉ：０．４％以上１．０％以下、Ｎｂ：０．０１％以上
０．０４％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：０．０００２％以下、Ｏ：
０．００５％以下、さらに、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍ
ｏ：０．４％以下、Ｖ：０．０８％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る組成
を有する連続鋳造スラブを、１１００℃以上に加熱し９
５０℃以下７２０℃以上で圧延を終了し、ただちに水冷
し２５０℃以下で水冷を停止した後、４５０℃以上６５
０℃以下で時効処理することを特徴とする溶接熱影響部
の耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた引張強度７８０ＭＰ
ａ以上の高張力鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25182896A JPH1096020A (ja) | 1996-09-24 | 1996-09-24 | 耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れたＴＳ７８０ＭＰａ級高張力鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25182896A JPH1096020A (ja) | 1996-09-24 | 1996-09-24 | 耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れたＴＳ７８０ＭＰａ級高張力鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1096020A true JPH1096020A (ja) | 1998-04-14 |
Family
ID=17228535
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP25182896A Pending JPH1096020A (ja) | 1996-09-24 | 1996-09-24 | 耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れたＴＳ７８０ＭＰａ級高張力鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH1096020A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100415657B1 (ko) * | 1996-12-18 | 2004-03-31 | 주식회사 포스코 | 항복강도220ksi급초고장력강의제조방법 |
-
1996
- 1996-09-24 JP JP25182896A patent/JPH1096020A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100415657B1 (ko) * | 1996-12-18 | 2004-03-31 | 주식회사 포스코 | 항복강도220ksi급초고장력강의제조방법 |
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