JPH1096022A - 耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れたＴＳ７８０ＭＰａ級鋼の製造方法 - Google Patents
耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れたＴＳ７８０ＭＰａ級鋼の製造方法Info
- Publication number
- JPH1096022A JPH1096022A JP25183296A JP25183296A JPH1096022A JP H1096022 A JPH1096022 A JP H1096022A JP 25183296 A JP25183296 A JP 25183296A JP 25183296 A JP25183296 A JP 25183296A JP H1096022 A JPH1096022 A JP H1096022A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel
- ceqm
- strength
- mpa
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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:0.06%-0.12%,Si:0.1%-0.6%,M
n:1.0%-2.0%,P:0.02% 以下，S:0.002%以下，Nb:0.01%-
0.06%,Ti:0.01%-0.05%,Ca:0.001%-0.005%,N:0.002%-0.0
06%,Al:0.005%-0.1%,B:0.0002% 以下，O:0.005%以下，C
u: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種又は２種以上，残部が鉄および
不純物からなり，かつ、“Ceqm=C+Mn/20+Si/30+Cu/20+N
i/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B+1.0Nb”が，0.23% ≦Ceqm≦
0.27% の関係にある組成の連続鋳造スラブを，1100℃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，550 ℃−650 ℃以下で
焼戻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:0.06%-0.12%,Si:0.1%-0.6%,M
n:1.0%-2.0%,P:0.02% 以下，S:0.002%以下，Nb:0.01%-
0.06%,Ti:0.01%-0.05%,Ca:0.001%-0.005%,N:0.002%-0.0
06%,Al:0.005%-0.1%,B:0.0002% 以下，O:0.005%以下，C
u: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種又は２種以上，残部が鉄および
不純物からなり，かつ、“Ceqm=C+Mn/20+Si/30+Cu/20+N
i/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B+1.0Nb”が，0.23% ≦Ceqm≦
0.27% の関係にある組成の連続鋳造スラブを，1100℃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，550 ℃−650 ℃以下で
焼戻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・製造条件はいかなる
ものかと鋭意研究した。その結果、Ｔｉ−Ｃａ添加によ
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／１
５＋Ｖ／１０＋５Ｂ＋１．０Ｎｂ）を０．２３％以上
０．２７％以下で成分設計し、適切な条件で直接焼き入
れ−焼き戻しすれば、ＴＳ７８０ＭＰａ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・製造条件はいかなる
ものかと鋭意研究した。その結果、Ｔｉ−Ｃａ添加によ
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／１
５＋Ｖ／１０＋５Ｂ＋１．０Ｎｂ）を０．２３％以上
０．２７％以下で成分設計し、適切な条件で直接焼き入
れ−焼き戻しすれば、ＴＳ７８０ＭＰａ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：０．０６％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、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、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≦０．２
７％の関係にある組成を有する連続鋳造スラブを、１１
００℃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、５５０℃以上６５０℃以下で焼き戻し処理すること
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７８０ＭＰａ以上の高張力鋼の製造方法
である。
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、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、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≦０．２
７％の関係にある組成を有する連続鋳造スラブを、１１
００℃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、５５０℃以上６５０℃以下で焼き戻し処理すること
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７８０ＭＰａ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】０．０１％≦Ｎｂ≦０．０６％ ０．２３％≦Ｃeqm まず、本発明では、ＴＳ７８０ＭＰａ級の鋼を得ること
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、７８０ＭＰａ以上の強
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Ｎｂ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／１
０＋５Ｂ＋１．０Ｎｂ）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４０ｍｍ以下の範囲においてＴＳ７８
０ＭＰａ以上が得られることが判明した。
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、７８０ＭＰａ以上の強
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Ｎｂ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／１
０＋５Ｂ＋１．０Ｎｂ）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４０ｍｍ以下の範囲においてＴＳ７８
０ＭＰａ以上が得られることが判明した。
【００１０】０．０１％≦Ｔｉ≦０．０５％ ０．００１％≦Ｃａ≦０．００５％ Ｃeqm ≦０．２７％ 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−Ｃａの複合添
加とＣｅｑｍ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。ＣａとＴｉを複合添加すると、Ｔ
ｉＮ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。その結果、図２に示すごとく、ＴｉとＣ
ａを複合添加すれば、Ｃｅｑｍが０．２３％以上０．２
７％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ＴｉＮ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、
０．００５％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
０．００５％以下に限定した。
れを防止することである。それは、Ｔｉ−Ｃａの複合添
加とＣｅｑｍ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。ＣａとＴｉを複合添加すると、Ｔ
ｉＮ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。その結果、図２に示すごとく、ＴｉとＣ
ａを複合添加すれば、Ｃｅｑｍが０．２３％以上０．２
７％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ＴｉＮ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、
０．００５％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
０．００５％以下に限定した。
【００１１】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。
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。
【００１２】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。
【００１３】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。
％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。
【００１４】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。
【００１５】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。
【００１６】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。
【００１７】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。
【００１８】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。
【００１９】Ｏ≦０．００５％ Ｏは鋼の清浄度を劣化させる。Ｃａ添加の場合０．００
５％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。
５％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。
【００２０】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。
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。
【００２１】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。
るが、経済性を考慮し、１．０％以下に限定した。
【００２２】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。
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。
【００２３】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。
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。
【００２４】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。
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。
【００２５】次に、製造条件について述べる。
【００２６】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０．０６〜０．１２
％Ｃ、０．０１〜０．０６％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０．０６〜０．１２
％Ｃ、０．０１〜０．０６％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。
【００２７】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。
【００２８】［直ちに水冷］その後、ただちにＤＱ処理
するのも、十分に焼を入れ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。ＤＱ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７８０ＭＰａ以上の引張強
度を得るのが困難なためである。
するのも、十分に焼を入れ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。ＤＱ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７８０ＭＰａ以上の引張強
度を得るのが困難なためである。
【００２９】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。
【００３０】５５０℃≦時効処理温度≦６５０℃ 焼き戻し温度を５５０以上６５０℃以下に限定し理由は
以下のとおりである。５５０℃以下では優れた靱性が得
られず、６５０℃以上では焼き戻し軟化が著しく７８０
ＭＰａ以上の引張強度を得るのが困難なためである。
以下のとおりである。５５０℃以下では優れた靱性が得
られず、６５０℃以上では焼き戻し軟化が著しく７８０
ＭＰａ以上の引張強度を得るのが困難なためである。
【００３１】
【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．ＥＰ，ＥＰ１とも表１の鋼Ｎ
ｏ．ＥＰ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．ＥＰ，ＥＰ１とも表１の鋼Ｎ
ｏ．ＥＰと同一の化学組成を有する。
【００３２】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。
【００３３】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。
【００３４】供試鋼の各試験結果を第２表に併記する。
Ｔｉ−Ｃａが添加されていない従来鋼板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。従来鋼板
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、７８０
ＭＰａ以上のＴＳが得られていない。従来鋼板ＨＨ〜Ｉ
ＩはＴｉ−Ｃａが添加されているものの、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。
Ｔｉ−Ｃａが添加されていない従来鋼板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。従来鋼板
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、７８０
ＭＰａ以上のＴＳが得られていない。従来鋼板ＨＨ〜Ｉ
ＩはＴｉ−Ｃａが添加されているものの、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。
【００３５】Ｇａ−Ｔｉが添加され、Ｃｅｑｍが０．２
３％以上０．２７％以下の成分組成を有し、１１００℃
以上の圧延加熱温度を設定し、９５０℃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５５０℃以上６５０℃以下で焼き戻し処
理を施したＣＰ，ＤＰ，ＥＰ，ＦＰ，ＧＰ，ＪＰ，Ｋ
Ｐ，ＬＰの開発鋼は、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、発明鋼は、優れた靱性も有している。
３％以上０．２７％以下の成分組成を有し、１１００℃
以上の圧延加熱温度を設定し、９５０℃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５５０℃以上６５０℃以下で焼き戻し処
理を施したＣＰ，ＤＰ，ＥＰ，ＦＰ，ＧＰ，ＪＰ，Ｋ
Ｐ，ＬＰの開発鋼は、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、発明鋼は、優れた靱性も有している。
【００３６】しかし、Ｃａ−Ｔｉが添加され、Ｃｅｑｍ
が０．２３％以上０．２７％以下の成分組成を有してい
るにもかかわらず、本発明製造条件を満たしていない鋼
は、７８０ＭＰａ以上の強度が得られなかったり、靱性
が著しく低いことがわかる。
が０．２３％以上０．２７％以下の成分組成を有してい
るにもかかわらず、本発明製造条件を満たしていない鋼
は、７８０ＭＰａ以上の強度が得られなかったり、靱性
が著しく低いことがわかる。
【００３７】
【表１】
【００３８】
【表２】
【００３９】
【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処理された鋼板の引張強度とＣｅｑｍ
の関係を示した図。供試鋼は第１表の鋼Ａ〜Ｉである。
の関係を示した図。供試鋼は第１表の鋼Ａ〜Ｉである。
【図２】Ｃｅｑｍの関係並びにＴｉ−Ｃａ添加の効果を
示した亜鉛メッキ拘束割れ試験結果の図。供試鋼は第１
表の鋼Ａ〜Ｇ、鋼ＣＰ〜ＦＰおよび鋼ＨＨ〜ＩＩであ
る。
示した亜鉛メッキ拘束割れ試験結果の図。供試鋼は第１
表の鋼Ａ〜Ｇ、鋼ＣＰ〜ＦＰおよび鋼ＨＨ〜ＩＩであ
る。
【図３】拘束割れ試験体の大きさ、構成について示した
図。
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：０．０６％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、Ｃａ：０．００
１％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、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、５５０℃以上６
５０℃以下で焼き戻し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７８
０ＭＰａ以上の高張力鋼の製造方法
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25183296A JP3371715B2 (ja) | 1996-09-24 | 1996-09-24 | 耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れたＴＳ７８０ＭＰａ級鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25183296A JP3371715B2 (ja) | 1996-09-24 | 1996-09-24 | 耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れたＴＳ７８０ＭＰａ級鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1096022A true JPH1096022A (ja) | 1998-04-14 |
| JP3371715B2 JP3371715B2 (ja) | 2003-01-27 |
Family
ID=17228597
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP25183296A Expired - Fee Related JP3371715B2 (ja) | 1996-09-24 | 1996-09-24 | 耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れたＴＳ７８０ＭＰａ級鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3371715B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2016522316A (ja) * | 2013-06-19 | 2016-07-28 | 宝山鋼鉄股▲分▼有限公司 | 耐亜鉛誘導亀裂鋼板およびその製造方法 |
| US10801092B2 (en) | 2015-12-21 | 2020-10-13 | Posco | Thick steel plate having excellent low-temperature toughness and hydrogen-induced cracking resistance, and method for manufacturing same |
-
1996
- 1996-09-24 JP JP25183296A patent/JP3371715B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2016522316A (ja) * | 2013-06-19 | 2016-07-28 | 宝山鋼鉄股▲分▼有限公司 | 耐亜鉛誘導亀裂鋼板およびその製造方法 |
| US10801092B2 (en) | 2015-12-21 | 2020-10-13 | Posco | Thick steel plate having excellent low-temperature toughness and hydrogen-induced cracking resistance, and method for manufacturing same |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3371715B2 (ja) | 2003-01-27 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5277648B2 (ja) | 耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼板並びにその製造方法 | |
| JP4310591B2 (ja) | 溶接性に優れた高強度鋼板の製造方法 | |
| JPH06316723A (ja) | ガス切断性及び溶接性の優れた建築構造用耐候性耐火鋼材の製造方法 | |
| JPS60121228A (ja) | 調質型高張力厚鋼板の製造方法 | |
| JP3371715B2 (ja) | 耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れたＴＳ７８０ＭＰａ級鋼の製造方法 | |
| JP4655372B2 (ja) | 高い降伏点を有する高張力鋼材の製造方法 | |
| JPH11131177A (ja) | 溶接後熱処理の省略可能な中常温圧力容器用鋼板およびその製造方法 | |
| JP3371714B2 (ja) | 耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れたＴＳ７８０ＭＰａ級鋼の製造方法 | |
| JP2532176B2 (ja) | 溶接性および脆性亀裂伝播停止特性の優れた高張力鋼の製造方法 | |
| JPH05186820A (ja) | 伸び特性の優れた高靱性高強度鋼の製造法 | |
| JP3864880B2 (ja) | 優れた溶接性を有する高靭性高降伏点鋼材の製造方法 | |
| JP3956634B2 (ja) | 強靭性に優れた鋼板およびその製造方法 | |
| JPH06145787A (ja) | 溶接性に優れた高張力鋼の製造方法 | |
| JPH1096062A (ja) | 耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた高強度高張力鋼 | |
| JPH1096058A (ja) | 耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた高張力鋼 | |
| JPH09227937A (ja) | 高張力厚鋼板の製造方法 | |
| JPH1096020A (ja) | 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 | |
| JP3428311B2 (ja) | 耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れたＴＳ７８０ＭＰａ高張力鋼の製造方法 | |
| JP3793294B2 (ja) | 耐亜鉛めっきわれ特性に優れた７８０ＭＰａ級高張力鋼の製造方法 | |
| JP3428310B2 (ja) | 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 | |
| JPH07242991A (ja) | 溶接性に優れた高靱性クロムモリブデン鋼板 | |
| JPH1096023A (ja) | 耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れたＴＳ７８０ＭＰａ級鋼の製造方法 | |
| JPH0615691B2 (ja) | 引張強さ５８〜８５▲ｋｇ▼ｆ／▲ｍｍ２▼の高強度鋼の製造方法 | |
| JPH0641632A (ja) | Ｎｉ低減型調質鋼の製造方法 | |
| JPH09176781A (ja) | 溶接性と耐亜鉛メッキ割れ性に優れた調質型６０キロ級鋼およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20071122 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Year of fee payment: 6 Free format text: PAYMENT UNTIL: 20081122 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20091122 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Year of fee payment: 8 Free format text: PAYMENT UNTIL: 20101122 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20111122 Year of fee payment: 9 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |