JPH1096044A - 耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた高張力鋼 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】高強度で溶接部で耐亜鉛メッキ割れ性が発生し
ない鋼を提供する 【解決手段】圧延後、直接焼き入れを前提とする鋼で、
その組成が重量％で、Ｃ：０．０６％以上０．１２％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：０．００
２％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．０６％以下、Ｔ
ｉ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｎ：０．００６％
以上０．０１０％以下、Ａｌ：０．００５％以上０．１
％以下、Ｂ：０．０００２％以下、Ｏ：０．００５％以
下、さらに、Ｃｕ：０．６％以下、Ｎｉ：１．０％以
下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．６％以下、Ｖ：
０．１％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り、かつこれらの元素の組み合わ
せた値 Ceqm=C+Mn/20+Si/30+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B
+1.0Nbが、０．２３％≦Ｃｅｑｍ≦０．２７％の関係に
あることを特徴とする溶接熱影響部の耐溶融亜鉛メッキ
割れ性に優れた高張力鋼

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、高強度で溶接部で耐亜鉛メッキ割れ性が発生しない
鋼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、高強度で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、Ｔｉ添加−高Ｎにより耐溶融亜鉛メッキ割れ性が著
しく改善され、両者を複合添加し、且つ、Ｃｅｑｍ（＝
Ｃ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０
＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ＋１．０Ｎ
ｂ）を０．２３％以上０．２７％以下で成分設計すれば
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。

【０００６】本発明は、圧延後、直接焼き入れを前提と
する鋼で、その組成が重量％で、Ｃ：０．０６％以上
０．１２％以下、Ｓｉ：０．１％以上０．６％以下、Ｍ
ｎ：１．０％以上２．０％以下、Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．００２％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．０６
％以下、Ｔｉ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｎ：
０．００６％以上０．０１０％以下、Ａｌ：０．００５
％以上０．１％以下、Ｂ：０．０００２％以下、Ｏ：
０．００５％以下、さらに、Ｃｕ：０．６％以下、Ｎ
ｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．６
％以下、Ｖ：０．１％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り、かつこれらの元
素の組み合わせた値Ｃｅｑｍ＝Ｃ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／
３０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１
５＋Ｖ／１０＋５Ｂ＋１．０Ｎｂが、０．２３％≦Ｃｅ
ｑｍ≦０．２７％の関係にあ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高張力鋼であ
る。

【０００７】

【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。

【０００８】Ｎｂ：０．０１％以上０．０６％以下 Ｃｅｑｍ：０．２３％以上 まず、本発明では、高強度鋼を得ることが第１課題であ
る。Ｎｂは少量添加で著しく強度上昇させるに有効な元
素であり、本発明では必須の元素である。０．０１％未
満の添加では、高強度を得るのが困難で、０．０６％を
超える添加は鋼の脆化を招くので、０．０１％以上０．
０６％以下に限定した。また、Ｎｂは強度を上昇させる
元素であるにもかかわらず、Ｃ等量として示すのが困難
な元素であった。その理由は、圧延や熱処理条件に依存
し、強度への寄与が異なるためである。しかし、固溶Ｎ
ｂが十分に得られる圧延加熱温度をとり圧延後直接焼き
入れしその後一般的な条件で焼き戻す、いわゆるＤＱ−
Ｔ処理する前提では、図１に示すように、Ｃｅｑｍ（＝
Ｃ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０
＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ＋１．０Ｎ
ｂ）というＣ等量式で引張強度が整理できることがわか
った。Ｃｅｑｍを０．２３％以上に制御すれば、板厚４
０ｍｍ以下の範囲においてＴＳ７８０ＭＰａ以上が得ら
れることが判明した。

【０００９】０．０１％≦Ｔｉ≦０．０５％ ０．００６％≦Ｎ≦０．０１０％ Ｃｅｑｍ：０．２７％以下 本発明の第２の課題は、溶接熱影響部で耐亜鉛メッキ割
れを防止することである。それは、Ｔｉ添加−高ＮとＣ
ｅｑｍを０．２７％以下に制御することで達成される。
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。Ｔｉを添加しかつ加窒し高Ｎ成分とする
ことで、ＴｉＮが著しく多くなり、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。その結果、図２に示すごと
く、Ｔｉ添加−高Ｎにすれば、Ｃｅｑｍが０．２３％以
上０．２７％以下の範囲で溶接部の亜鉛メッキ割れが防
げることがわかった。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Ｔｉ
Ｎ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粗大化を招く。よって、Ｔｉ
量は０．０１％以上０．０５％以下に限定した。０．０
０６％未満のＮ量では上記ＴｉＮの数が十分でなく粒界
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、０．０１０％を超えるＮを含有すると鋼
の靱性劣化を招く。よって、Ｎは０．００６％以上０．
０１０％以下に限定した。

【００１０】０．０６％≦Ｃ≦０．１２％ Ｃは、強度を高めるのに必須の元素である。０．０６％
未満では７８０ＭＰａ以上の強度を得るのが困難で、
０．１２％を超えると鋼の靱性ならびに溶接性が著しく
劣化するため、０．０６％以上０．１２％以下に限定し
た。

【００１１】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。

【００１２】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％を超えると溶接性が著しく劣化するため、Ｍ
ｎ：１．０％以上２．０％以下に限定した。

【００１３】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。

【００１４】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。

【００１５】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。

【００１６】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。

【００１７】Ｏ≦０．００５％ Ｏは鋼の清浄度を劣化させる。０．００５％を超えるＯ
を含有すると鋼の延性・靱性劣化を招くので、０．００
５％以下に限定した。

【００１８】Ｃｕ≦０．６％ Ｃｕは鋼の強度を高めるのに有効な元素であるが、０．
６％を超えて添加した場合にはＣｕ割れが発生し易い。
よって、０．６％以下に限定した。

【００１９】Ｎｉ≦１．０％ Ｎｉは鋼の強度ｕｐ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、１．０％以下に限定した。

【００２０】Ｃｒ≦１．０％ Ｃｒは鋼の強度を高めるのに有効な元素であるが、１．
０％を超えて添加すると鋼の靱性、溶接性を劣化させる
ため、１．０％以下に限定した。

【００２１】Ｍｏ≦０．６％ Ｍｏは鋼の強度を高めるのに有効な元素であるが、０．
６％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、０．６％以下に限定した。

【００２２】Ｖ≦０．１％ 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、０．１％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、０．１％以下に
限定した。

【００２３】

【実施例】表１に示す化学組成の鋼を溶解、鋳造し、熱
間圧延にて１２−４０ｍｍ厚の鋼板にした。熱間圧延後
そのまま水焼き入れし、５５０℃〜６５０℃の範囲で焼
もどし処理を行った。

【００２４】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。

【００２５】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。

【００２６】供試鋼の各試験結果を表１に併記する。Ｔ
ｉが添加されＮを０．００６％以上含有し、Ｃｅｑｍが
０．２３％以上０．２７％以下の鋼ＣＰ−ＬＰ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。

【００２７】一方、Ｔｉが添加されていない従来鋼Ｂ〜
Ｉは拘束継手亜鉛メッキ割れ試験で割れが発生してい
る。従来鋼Ａは拘束継手亜鉛メッキ割れ試験でも割れは
発生しなかったものの、Ｃｅｑｍが０．２３％未満のた
め、７８０ＭＰａ以上のＴＳが得られていない。従来鋼
ＨＨ〜ＩＩはＴｉ−高Ｎ系であるものの、Ｃｅｑｍが
０．２７を超えるため、拘束継手亜鉛メッキ割れ試験で
割れが発生している。これらの結果は、上述の図１と図
２に整理したとおりである。

【００２８】

【表１】

【００２９】

【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】ＤＱ−Ｔ処理された鋼板（表１の鋼Ａ〜Ｉ）の
引張強度とＣｅｑｍの関係を示す図。

【図２】亜鉛メッキ拘束割れ試験結果とＣｅｑｍの関係
並びにＴｉ−Ｃａ添加の効果を示す図。供試鋼は第１表
の鋼Ａ〜Ｇ、鋼ＣＰ〜ＦＰおよび鋼ＨＨ〜ＩＩ。

【図３】拘束割れ試験体の大きさ、構成について示した
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 (1)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 圧延後、直接焼き入れを前提とする鋼
   で、その組成が重量％で、Ｃ：０．０６％以上０．１２
   ％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、Ｎｂ：０．０１％以上０．０６％以下、
   Ｔｉ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｎ：０．００６
   ％以上０．０１０％以下、Ａｌ：０．００５％以上０．
   １％以下、Ｂ：０．０００２％以下、Ｏ：０．００５％
   以下、さらに、Ｃｕ：０．６％以下、Ｎｉ：１．０％以
   下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．６％以下、Ｖ：
   ０．１％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り、かつこれらの元素の組み合わ
   せた値 Ceqm=C+Mn/20+Si/30+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B
   +1.0Nb が、０．２３％≦Ｃｅｑｍ≦０．２７％の関係にあるこ
   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
   に優れた高張力鋼。