JPH1096057A - 耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた高張力鋼 - Google Patents
耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた高張力鋼Info
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- JPH1096057A JPH1096057A JP25182796A JP25182796A JPH1096057A JP H1096057 A JPH1096057 A JP H1096057A JP 25182796 A JP25182796 A JP 25182796A JP 25182796 A JP25182796 A JP 25182796A JP H1096057 A JPH1096057 A JP H1096057A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】高強度でと溶接部での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：０．０４％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：０．００
２％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、Ｃ
ａ：０．００１％以上０．００５％以下、Ｎ：０．００
２％以上０．００６％以下、Ａｌ：０．００５％以上
０．１％以下、Ｂ：０．０００２％以下、Ｏ：０．００
５％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
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：０．０４％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：０．００
２％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、Ｃ
ａ：０．００１％以上０．００５％以下、Ｎ：０．００
２％以上０．００６％以下、Ａｌ：０．００５％以上
０．１％以下、Ｂ：０．０００２％以下、Ｏ：０．００
５％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
【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。本発明の課題
は、高強度で溶接部での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。
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、高強度で溶接部での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、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。
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、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：０．０４％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。
する鋼で、その組成が重量％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。
ず、成分範囲限定理由について述べる。
【０００８】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
材の高引張強度を確保するには、従来、Ｃ，Ｍｎ，Ｃ
ｒ，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
材の高引張強度を確保するには、従来、Ｃ，Ｍｎ，Ｃ
ｒ，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、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添加では母材の高引張強度を確保するだけの
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添加では母材の高引張強度を確保するだけの
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。
【００１０】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。
【００１１】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。
【００１２】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、高引張り強度を確保するのに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Ｔ
Ｓ７８０ＭＰａ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、高引張り強度を確保するのに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Ｔ
Ｓ７８０ＭＰａ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。
【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。
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】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。
【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。
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。
【００１７】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。
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。
【００１８】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。
【００１９】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
含有量を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
含有量を０．００２％以上０．００６％以下に限定し
た。
【００２０】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。
【００２１】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。
【００２２】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。
【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。
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。
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。
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、先に述べた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１７０
ｍｍの丸棒サンプルに、１４００℃まで急速加熱後８０
０℃−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。
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１７０
ｍｍの丸棒サンプルに、１４００℃まで急速加熱後８０
０℃−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。
【００２７】
【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、時効処理を行った。
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、時効処理を行った。
【００２８】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。
【００２９】拘束継手亜鉛メッキ割れ試験は、図２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。
【００３０】供試鋼の各試験結果を表１に併記する。
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添加を行った鋼Ｄ
Ｐ−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。
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添加を行った鋼Ｄ
Ｐ−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。
【００３１】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。これらの
結果は、上述の図１に整理したとおりである。
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。これらの
結果は、上述の図１に整理したとおりである。
【００３２】
【表１】
【００３３】
【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を施すと高引張強度を有する
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を施すと高引張強度を有する
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】 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：０．０４％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。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25182796A JPH1096057A (ja) | 1996-09-24 | 1996-09-24 | 耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた高張力鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25182796A JPH1096057A (ja) | 1996-09-24 | 1996-09-24 | 耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた高張力鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1096057A true JPH1096057A (ja) | 1998-04-14 |
Family
ID=17228519
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP25182796A Pending JPH1096057A (ja) | 1996-09-24 | 1996-09-24 | 耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた高張力鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH1096057A (ja) |
-
1996
- 1996-09-24 JP JP25182796A patent/JPH1096057A/ja active Pending
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