JPH1096061A - 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】高強度でかつ溶接部で耐亜鉛メッキ割れ性が発
生しない高張力鋼を提供する 【解決手段】圧延後、再加熱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、Ｖ：０．０１％以上
０．２０％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、Ｃｒ：０．５％以
下、Ｍｏ：０．４％以下、Ｎｂ：０．０３％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。

【０００５】本発明の課題は、高強度でかつ溶接部で耐
亜鉛メッキ割れ性が発生しない高張力鋼を提供するもの
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、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添加−６０ｐｐｍ以上のＮを含有する
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。

【０００７】本発明は、圧延後、再加熱焼き入れを前提
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、Ｖ：０．０１％
以上０．２０％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、Ｃｒ：０．５％以
下、Ｍｏ：０．４％以下、Ｎｂ：０．０３％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耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた
高張力鋼である。

【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。

【０００９】Ｃｕ：０．８％以上１．８％以下 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】Ｔｉ：０．０１％以上０．０５％以下 Ｎ：０．００６％以上０．０１０％以下 本発明の第２特徴は、Ｔｉ−高Ｎ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。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。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、また、０．０５％を超える添加をしてもＴｉ
Ｎの数の増加にはつながらずＴｉＮの粗大化を招き、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。よって、Ｔｉ量を０．０１％以上０．０５％
以下に限定した。また、０．００６％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。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。

【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−高Ｎ成分にした鋼は、一層のＳＬＭの向上が確認
された。

【００１３】Ｃ：０．０４％以上０．０８％以下 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量では高強度を確保するのが困難である。０．０４
％以上０．０８％以下の添加で高強度が得られ、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】Ｓｉ：０．１％以上０．６％以下 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。

【００１５】Ｍｎ：０．８％以上１．６％以下 Ｍｎは強度、靱性の面から必須の元素であるが、０．８
％未満では高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％以下 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。

【００１７】Ｓ：０．００２％以下 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。

【００１８】Ｎｉ：０．４％以上１．０％以下 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。

【００１９】Ｖ：０．０１％以上０．２０％以下 Ｖは、再加熱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、高強度を得る
のが困難で、０．２０％を超える添加は鋼の脆化を招く
ので、０．０１％以上０．２０％以下に限定した。

【００２０】Ａｌ：０．００５％以上０．１％以下 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。

【００２１】Ｂ：０．０００２％以下 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。

【００２２】Ｏ：０．００５％以下 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。

【００２３】Ｃｒ：０．５％以下 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％以下 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】Ｎｂ：０．０３％以下 Ｎｂ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、再加熱ＱＴの場合、０．０３％
を超えて添加しても強度が飽和するため、０．０３％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、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】

【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厚の鋼材にした。熱間圧延後
再加熱水焼き入れし、時効処理を行った。

【００２８】これらの鋼材に対し、引張試験、拘束継手
亜鉛メッキ割れ試験、ボルト用穴開け加工部亜鉛メッキ
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。

【００３０】表中のボルト用穴開け加工部のメッキ割れ
の有無の項は、圧延した鋼に実際の施工と同様に、接合
用ボルトの穴開け加工をＮＣマシンを用いて実施した後
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。

【００３１】供試鋼の各試験結果を表２に示す。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−高Ｎ添加を行った鋼ＤＰ−Ｎ
Ｐの本発明鋼は、７８０ＭＰａ以上のＴＳを示し、且つ
拘束継手亜鉛メッキ割れ試験、穴開け加工部メッキ割れ
試験でも割れは発生しなかった。

【００３２】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
−高Ｎ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、穴開け加工部の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。

【００３３】

【表１】

【００３４】

【表２】

【００３５】

【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Ｑ−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】Ｑ−Ｔ処理された鋼板（表１の鋼Ａ〜ＦＰ）の
引張強度とＳＬＭ４００の関係を示す図。

【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。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 山本 定弘 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 横山 泰康 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 圧延後、再加熱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、Ｖ：０．０１％以上
   ０．２０％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、Ｃｒ：０．５％以
   下、Ｍｏ：０．４％以下、Ｎｂ：０．０３％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耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた
   高張力鋼。