JP3303672B2 - 耐溶融亜鉛めっき割れ性に優れた高張力鋼及びその製造方法 - Google Patents
耐溶融亜鉛めっき割れ性に優れた高張力鋼及びその製造方法Info
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Description
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TS600MPa級以上の低合金高張力鋼に関す
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、
いわゆる、液体金属脆化により、溶接熱影響部に割れが
発生する場合がある。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;vo
l.79(1993)p.1108−p.1114にま
とめられている。成果の1つは、鋼の溶接熱影響部の耐
溶融亜鉛メッキ割れ性を評価し得るNBT試験方法を確
立したことである。NBT試験では、まず、直径10m
m、長さ170mm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
う溶接再現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1に示すような熱加工サイクルを与える。図1で
初期付加応力を数水準に変化させ、破断応力と破断時間
のデータを採取する。その結果を図2に示す例のよう
に、横軸に破断時間、縦軸に上記試験の破断応力を亜鉛
を電着しない時の破断応力で除した値をとりプロット後
曲線回帰し、破断時間400秒と交差するところの値を
求める。その値が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、上述の文献では、SL
M400 が0.42以上あれば実用的に溶融亜鉛メッキ割
れは生じないとされている。
関係を詳細に調べ、B:2ppm以下で、かつCEZm
od=C+Si/17+Mn/7.5+Cu/13+N
i/17+Cr/4.5+Mo/3+V/1.5+Nb
/2+Ti/4.5+420B≦0.44%を満たす鋼
では、SLM400 が0.42以上となり、溶接部でも溶
融亜鉛メッキ割れが発生しないことを明らかにしたこと
である。現在、溶融亜鉛メッキ用のTS600MPa級
では、上記の知見をもとに製造されている。
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、溶融亜鉛メッキ用TS6
00MPa級以上の高張力鋼を製造するのは容易でな
い。また、混入Bも2ppmに制限する必要があり溶解
原料の品質管理に多大な費用が発生している状況にあ
る。また、B:2ppm未満、CEZmod:0.44
%未満を満たし成分的には同等のTS600MPa級鋼
材でも、ミクロ組織によりNBT試験結果が著しく異な
る場合がある。本発明はこのような事情に鑑みてなされ
たもので、その課題の1つは、耐溶融亜鉛メッキ割れ性
を向上させる添加元素を見い出し、高張力鋼の成分設計
を容易にしようとするものである。本発明のもう1つの
課題は、ミクロ組織の影響を加味した新たな指標を提供
し、TS600MPa級の性能安定性を向上させること
にある。さらに、上述の2つの課題達成を通して、従来
不可能視されていた溶融亜鉛メッキ用TS700MPa
級、800MPa級鋼を提供するものである。
03以上0.18%以下、Si:0.1%以上0.3%
以下、Mn:0.5%以上1.8%以下、S:0.00
2%以下、Al:0.005%以上0.1%以下、B:
0.0004%以下、Ca:0.001%以上0.00
4%以下、さらに、Nb:0.05%以下、Ti:0.
1%以下、V:0.1%以下、Cu:1.5%以下、N
i:2%以下、Cr:0.4%以下、Mo:0.3%以
下の1種または2種以上が添加され、残部が鉄および不
可避的不純物からなり、かつ成分とミクロ組織の複合パ
ラメーター、 M−CEZca=C+Si/17+Mn/7.5+Cu/
13+Ni/17+Cr/4.5+Mo/3.0+V/
1.5+Nb/2+Ti/4.5+420B−13Ca
−(平均アスペクト比−2.0)/50 が0.44%以下で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。
されているように、アスペクト比=(L/H)iの平均
値である(i=1,2……n、n>100)。
の圧延方向の径 H:フェライト粒或いはオーステナイト粒の板厚方向の
径
ず、成分範囲限定理由について述べる。
る。0.03%未満ではTS600MPa以上の強度を
得るのが困難で、0.18%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、0.03%以上0.1
8%以下に限定した。
り、0.1%未満、0.3%超えではいずれもメッキ焼
けが発生し易くなる。よって、0.1%以上0.3%以
下に限定した。
るが、0.5%未満ではTS600MPa以上の強度を
得るのが困難で、1.8%を超えると溶接性が著しく劣
化するため、Mn:0.5%以上1.8%以下に限定し
た。
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。
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。
耐溶融亜鉛メッキ割れ性を著しく劣化させる。上述した
ように、過去の技術では、溶融亜鉛メッキされる高張力
鋼では、Bの混入レベルも0.0002%以下に厳しく
制限する必要があった。しかし、Caを添加すると通常
の溶解原料管理で達成できる0.0004%まで緩和で
きることが判明した。したがって、本発明では、Bを
0.0004%以下に限定した。
キ割れ性を著しく改善する添加元素である。図3に、C
a以外は同等の成分を有する鋼を同一条件で圧延し、N
BT試験に供した結果を示している。Caを添加するこ
とで著しくSLM400 が上昇していることがわかる。し
かし、0.001%未満のCa添加ではその効果が明ら
かでなく、0.004%を超えて添加すると、Ca−O
−Sのクラスターが発生し、鋼の清浄性が低下し溶接性
を著しく劣化させてしまう。したがって、Caを0.0
01%以上0.004%以下に限定した。
あるが、1.5%を超えて添加した場合にはCu割れが
発生し易い。よって、1.5%以下に限定した。
有効な元素であるが、経済性を考慮し、2%以下に限定
した。
あるが、0.4%を超えて添加すると鋼の靱性、溶接性
を劣化させるため、0.4%以下に限定した。
あるが、0.3%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、0.3%以下に限定した。
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。
の強度を高めるのに有効な元素であるが、0.05%を
超えて添加すると溶接熱影響部の靱性を著しく劣化させ
るため、0.05%以下に限定した。
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。
0.44%以下にする。この0.44%以下とすること
で、実用的に溶融亜鉛めっきわれが生じないとされる
0.42以上のSLM400 を得ることができる。
た。すなわち、同一成分の鋼を圧延条件を変えて、フェ
ライトの伸長度の異なる3鋼板を製造し、そのSLM
400 を求めた。図4にSLM400 とフェライト粒の平均
アスペクト比(定義:図5)の関係を示す。伸長度の大
きな鋼ほど、優れたSLM400 値が得られている。同図
には、NBT試練の再現HAZ熱サイクル付与後のオー
ステナイト粒度No.を( )内に記入しており、平均
アスペクト比の高いミクロ組織を有する鋼板ほど、再現
HAZのオーステナイト粒が小さくなっていることがわ
かる。従来、溶接熱影響部の組織は鋼の成分で決まり、
鋼材のミクロ組織の影響はほとんどないと考えられてい
た。しかし、溶融亜鉛メッキ割れが問題となる小入熱溶
接では、圧延組織の伸長粒化するほど、溶接熱影響部の
オーステナイト粒が微細化し、その結果、耐溶融亜鉛メ
ッキ割れ性が向上することが判明した。これは、フェラ
イト粒が伸長化したことが逆変態の核生成・成長に影響
しオーステナイト粒が微細化したためかあるいはフェラ
イト粒が著しく伸長化するような圧延が炭窒化物の析出
状態に影響しオーステナイト粒の粗大化を抑制したため
と考えられる。
たSLM400 と成分・ミクロ組織の複合パラメータM−
CEZcaの関係を求めたところ、 M−CEZca=C+Si/17+Mn/7.5+Cu/
13+Ni/17+Cr/4.5+Mo/3.0+V/
1.5+Nb/2+Ti/4.5+420B−13Ca
−(平均アスペクト比−2.0)/50≦0.44% の鋼では、0.42以上のSLM400 が得られることが
わかった。本パラメーターにより、Caの効果や組織伸
長化の効果が定量的に把握でき、TS600MPa級の
耐溶融亜鉛メッキ割れ性を安定させるための成分設計、
組織制御が行える。また、Caを添加し、平均アスペク
ト比を増大させることで耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れ
たTS700MPa級、800MPa級の製造が可能と
なった。
後、熱間圧延にて16−50mm厚の鋼板にした。A鋼
からK鋼がCa添加された鋼である。また、AA鋼から
KK鋼がCa無添加の鋼であり、たとえばAA鋼はA鋼
とBB鋼はB鋼とCa以外の成分はほぼ同じ鋼である。
鋼板製造に際し、表1、2に記載しているように圧延、
冷却方法を変化させて製造している。A鋼、B鋼、E
鋼、AA鋼、BB鋼、EE鋼は、制御圧延(CR:オー
ステナイトの低温域で圧延を仕上げたもの)あるいは2
相域圧延(2相域CR:Ar3−Ar1間で圧延を仕上
げたもの)した後、放冷にて製造している。2相域圧延
も1パスあたりの圧下量を変化させており、表1では1
パスあたりの圧下率の大きな圧延を2相域強CRと表現
している。C鋼、D鋼、CC鋼は、CR後制御冷却(O
LAC)を施しており、D鋼はさらに焼戻し処理(T)
を実施している。C鋼、D鋼でも制御圧延条件を変化さ
せており、オーステナイトの低温域で大きな圧下量をと
った圧延を強CRと表現している。F鋼、G鋼、H鋼、
J鋼、K鋼、GG鋼、HH鋼、JJ鋼、KK鋼は、圧延
後直接焼入(DQ)−焼戻し処理した鋼である。これら
の鋼でも、圧延条件を変化させており、CRや強CRと
いう表現は上述と同様の意味を持っている。単にDQ−
T記載した鋼は、普通圧延(オーステナイトの高温域で
圧延を終了したもの)後DQ−T処理を実施したことを
意味する。
クロ組織観察(平均アスペクト比測定)、引張試験、N
BT試験、拘束継手割れ試験を実施した。圧延後放冷し
た鋼はフェライト粒の平均アスペクト比を測定してい
る。一方、圧延後制御冷却(OLAC)あるいは直接焼
入(DQ)した鋼は焼きが入った組織となっており前オ
ーステナイト粒の平均アスペクト比を測定した。NBT
試験は、前述したように鉄と鋼vol.79(199
3)p.1108−P.1114に記載の方法で実施し
た。拘束割れ試験は、図6に示す十字継手を作成後、4
70℃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。
の添加されていないAA1−KK1鋼では、SLM400
が0.42以下であり、拘束割れ試験でも割れが発生し
ている。Caが添加され、かつ平均アスペクト比が大き
い鋼ほど、SLM400 が多く、拘束割れ試験でも割れが
発生しにくい傾向が見られる。特に、Bが4ppmと高
くCEZmodが0.44%を大きく超えているB鋼や
C鋼でも高平均アスペクト比において、優れた耐亜鉛メ
ッキ割れ性を示している。また、不可能視されていた耐
亜鉛メッキ割れ性の良好なTS700MPa級、TS8
00MPa級の鋼板が、高平均アスペクト比となるミク
ロ組織を付与することで製造できた(G2鋼板、H3鋼
板、J2鋼板、K3鋼板)。
果をM−CEZcaというパラメーターで整理した結果を
図7に示す。横軸にM−CEZca、縦軸にSLM400 を
とり、拘束割れ試験の結果を○/●で示している。発明
の有効性が明瞭である。
どに添加元素の含有量を限定し、かつ平均アスペクト比
の組み合わせたパラメーター“M−CEZca”を限定す
ることにより、鉄塔、橋梁、建築物などの溶接構造物の
溶融亜鉛メッキ割れを防止することができる。特に、C
a添加とミクロ組織制御により、従来困難であった高張
力化と耐溶融亜鉛メッキ割れ性の向上という相反する特
性が容易に低コストで達成でき、産業上、極めて大きな
効果を有する。
において、試験片に付与される温度・熱サイクルを示す
図。
(=亜鉛電着サンプルの破断強度/亜鉛電着無しのサン
プルの破断強度)を求める方法について説明するための
図。
BT試験結果を示している図。両鋼板は、成分的にはC
a添加の有無以外はほぼ同等の組成を有しており、同一
の圧延条件で製造された。
ついて示した図。(a)はフェライト+パーライト組織
を有したTS600MPa級のA1〜A3鋼板およびB
1〜B3鋼板の結果であり、(b)は焼戻しマルテンサ
イト組織を有したTS700MPa級のH1〜H3鋼板
およびK1〜K3鋼板の結果である。
図。(a)は正面図、(b)は側面図である。
に拘束割れ試験結果の対応を示す図。
ド)、3…試験板。
Claims (2)
- 【請求項1】 重量%で、C:0.03以上0.18%
以下、Si:0.1%以上0.3%以下、Mn:0.5
%以上1.8%以下、S:0.002%以下、Al:
0.005%以上0.1%以下、B:0.0004%以
下、Ca:0.001%以上0.004%以下、さら
に、Nb:0.005%以下、Ti:0.1%以下、
V:0.1%以下、Cu:1.5%以下、Ni:2%以
下、Cr:0.4%以下、Mo:0.3%以下の1種ま
たは2種以上が添加され、残部が鉄および不可避的不純
物からなり、かつ成分とミクロ組織の複合パラメータ
ー、M−CEZca=C+Si/17+Mn/7.5+C
u/13+Ni/17+Cr/4.5+Mo/3.0+
V/1.5+Nb/2+Ti/4.5+420B−13
Ca−(平均アスペクト比−2.0)/50が0.44
%以下で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。 - 【請求項2】 重量%で、C:0.03以上0.18%
以下、Si:0.1%以上0.3%以下、Mn:0.5
%以上1.8%以下、S:0.002%以下、Al:
0.005%以上0.1%以下、B:0.0004%以
下、Ca:0.001%以上0.004%以下、さら
に、Nb:0.005%以下、Ti:0.1%以下、
V:0.1%以下、Cu:1.5%以下、Ni:2%以
下、Cr:0.4%以下、Mo:0.3%以下の1種ま
たは2種以上が添加され、残部が鉄および不可避的不純
物からなる鋼を圧延する際に、その圧延条件を制御し
て、成分とミクロ組織の複合パラメーター、M−CEZ
ca=C+Si/17+Mn/7.5+Cu/13+Ni
/17+Cr/4.5+Mo/3.0+V/1.5+N
b/2+Ti/4.5+420B−13Ca−(平均ア
スペクト比−2.0)/50が0.44%以下となるよ
うに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高張力鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP17031496A JP3303672B2 (ja) | 1996-06-28 | 1996-06-28 | 耐溶融亜鉛めっき割れ性に優れた高張力鋼及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
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JP17031496A JP3303672B2 (ja) | 1996-06-28 | 1996-06-28 | 耐溶融亜鉛めっき割れ性に優れた高張力鋼及びその製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH1017991A JPH1017991A (ja) | 1998-01-20 |
JP3303672B2 true JP3303672B2 (ja) | 2002-07-22 |
Family
ID=15902676
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP17031496A Expired - Fee Related JP3303672B2 (ja) | 1996-06-28 | 1996-06-28 | 耐溶融亜鉛めっき割れ性に優れた高張力鋼及びその製造方法 |
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Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP3303672B2 (ja) |
-
1996
- 1996-06-28 JP JP17031496A patent/JP3303672B2/ja not_active Expired - Fee Related
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JPH1017991A (ja) | 1998-01-20 |
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