(57)【要約】 【課題】  ５９０ＭＰａ以上の高強度を有し、耐溶融金属脆化特性および局部延性のいずれにも優れた特性を有するＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板およびその製造方法を提供する。【解決手段】  Ｃ、Ｓｉ，Ｍｎを適宜含有する鋼に、ＴｉＣ等を微細に析出させるとフェライトの強度が高くなり、フェライトとマルテンサイトの強度差が小さくなるため、５９０ＭＰａ以上の高強度鋼板を下地鋼とする溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の局部延性が大幅に改善できる。Ｔｉ添加を前提として、微量のＢやＮｂ，Ｍｏ，Ｃｒの一種または２種以上を添加することにより、５９０ＭＰａ以上の高強度鋼板においても耐溶融金属脆化特性が改善でき、更に、Ｃｕ，Ｎｉを添加することにより容易にマルテンサイト組織が得られるようになるため、安定して５９０ＭＰａ以上の強度が得られる。【選択図】  図１
2010235989.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％，Ｓｉ：０．０５〜１．５％，Ｍｎ：１．０〜２．５％，Ｐ：０．００５〜０．０５０％，Ｓ：０．０１％以下，酸可溶Ａｌ：０．００５〜０．１０％，Ｔｉ：０．０５〜０．１５％，  Ｂ：０．０００２〜０．０１％を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有するとともに、金属組織が体積率：５０％以上のフェライトおよび体積率が５〜４５％のマルテンサイトを含む組織であることを特徴とする耐溶融金属脆化特性および局部延性に優れた高強度Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板。
【請求項２】
重量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％，Ｍｏ：０．０５〜０．５％，Ｃｒ：０．０５％〜１．０％の１種または２種以上を含有する事を特徴とする請求項１に記載した耐溶融金属脆化特性および局部延性に優れた高強度Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板。
【請求項３】
重量％で、Ｃｕ：０．０５〜０．５％，Ｎｉ：０．０５〜０．５％の１種または２種を含有する事を特徴とする請求項１および請求項２に記載した耐溶融金属脆化特性および局部延性に優れた高強度Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板。
【請求項４】
請求項１〜請求項３の化学組成を有するスラブを熱間圧延して酸洗後、または酸洗に引き続いて冷間圧延した後、連続溶融めっきラインに通板し、連続溶融めっきラインの還元焼鈍炉にて７３０℃〜９００℃の温度域に加熱した後、平均冷却速度３〜１０℃／秒で６５０℃まで冷却し、更に平均冷却速度：１０℃／秒以上で４４０℃の温度域まで冷却後、浴温：４４０℃以下の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき浴に導入、引き上げる事を特徴とする金属組織が体積率：５０％以上のフェライトおよび体積率が５〜４５％のマルテンサイトを含む組織であることを特徴とする耐溶融金属脆化特性および局部延性に優れた高強度Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
自動車部品や建材等の構造部材として使用される耐食性、耐溶融金属脆化特性および局部延性に優れる高強度Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車部材や建材をはじめとする構造部材は、めっき鋼板を溶接して組み立てられる場合が多い。この場合、溶接時にめっき層が鋼素地の一部とともに溶融する。一般的な亜鉛めっき鋼板に比べ、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板を使用した場合、溶接熱影響部に粒界割れを生じる場合がある。この粒界割れは溶接時の加熱・冷却に伴う鋼の膨張・収縮によって生じる引張応力に起因するもので、溶融金属脆化割れと呼ばれる現象であり、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっきの成分が、一般のＺｎめっきの場合よりも溶融金属脆化割れの感受性を増大させているものと考えられる。
【０００３】
本願の出願人は、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の溶融金属脆化割れを抑制する方策について種々の検討を行い、特許文献１、２を発明した。特許文献１、２は、主に溶融めっきによる耐食性の改善と、Ｔｉ，Ｂ，ＣｒおよびＮｂ等による溶接時の溶融金属脆化割れの抑制を目的としてなされた発明である。
【０００４】
一方、自動車用鋼板では、地球環境の改善、ＣＯ２排出量の削減等を目的として高張力鋼板を活用した車体の軽量化が図られているが、とくに引張強度で５９０ＭＰａ以上の強度を有する高強度を有するＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系鋼板を得る方法に関する知見は多くない。
【０００５】
例えば、特許文献３では、引張強度で５９０ＭＰａ以上の強度を有する溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板の製造方法が開示されている。しかし、フェライト＋マルテンサイトを主組織とする複合組織が得られるもののフェライトとマルテンサイトの強度差が大きすぎるため、局部延性能に劣る問題があった。また、同時に耐溶融金属脆化割れを抑制する方法に関しては、何の知見も開示されていなかった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開２００３−３２３８号公報
【特許文献２】特開２００８−１８４６８５号公報
【特許文献３】特開２００６−９７０６３号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
このように、前記文献では、個別に耐溶融金属脆化特性の改善方策や、フェライト＋マルテンサイトを主組織とする高強度鋼板の製造方法に関する知見は得られるものの、５９０ＭＰａ以上の高強度を有し、耐溶融金属脆化特性および局部延性のいずれにも優れたＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板およびその製造方法に関する知見は得られていない。
本発明では、５９０ＭＰａ以上の高強度を有し、耐溶融金属脆化特性および局部延性のいずれにも優れた特性を有するＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板およびその製造方法を提供する事を目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者らの詳細な検討の結果、素地鋼板として、Ｃ：０．０５〜０．２０％で、Ｓｉ，Ｍｎ等を適宜調整した鋼に、０．０８〜０．１５％のＴｉを添加し、複合組織強化すると微細なＴｉＣ等の析出によってフェライトの強度が高くなってフェライトとマルテンサイトの強度差が小さくなるため、５９０ＭＰａ以上の強度レベルを有する溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の局部延性が大幅に改善できる事を知見した。また、Ｔｉ添加を前提として微量のＢやＮｂ，Ｍｏ，Ｃｒの一種または２種以上を添加することで５９０ＭＰａ以上の強度レベルにおいても耐溶融金属脆化特性が改善できることを知見した。更に、Ｃｕ，Ｎｉを添加することによって容易にマルテンサイト組織が得られるようになるため、安定して５９０ＭＰａ以上の強度が得られることを知見した。
【０００９】
すなわち、本発明によれば、質量％で、Ａｌ：３〜２２％，Ｍｇ：１〜１０％，残部は不可避的不純物およびＺｎからなる溶融めっきを施した鋼板において、素地鋼板を、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％，Ｓｉ：０．０５〜１．５％，Ｍｎ：１．０〜２．５％，Ｐ：０．００５〜０．０５０％，Ｓ：０．０１％以下，酸可溶Ａｌ：０．００５〜０．１０％，Ｔｉ：０．０５〜０．１５％，Ｂ：０．０００２〜０．０１％を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる組成とするとともに、場合によっては、さらにＮｂ：０．００５〜０．１０％，Ｍｏ：０．０５〜０．５％，Ｃｒ：０．０５％〜１．０％の１種または２種以上および／またはＣｕ：０．０５〜０．５％，Ｎｉ：０．０５〜０．５％の１種または２種を含み、金属組織が体積率：５０％以上のフェライトおよび体積率が５〜４５％のマルテンサイトを含む組織とすることを特徴とする耐溶融金属脆化特性および局部延性に優れたＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板およびその製造方法を提供する。
【００１０】
なお、めっき浴における不可避的不純物としては、Ｔｉ，Ｂ，Ｓｉ，Ｆｅが挙げられるが、これらは、Ｔｉ：０．１質量％以下、Ｂ：０．０５質量％以下、Ｓｉ：２％以下およびＦｅ：２％以下の範囲で含有しても構わない。
【発明の効果】
【００１１】
本発明によれば、耐食性に優れるＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板を使用した健全な溶接部を有する溶接構造部材が提供される。更に、５９０ＭＰａ以上の高強度でかつ自動車用部材に必要とされる曲げ加工や穴広げ加工に有利となる局部延性を良好とすることが可能であり、自動車用鋼板として車体の軽量化にも有効に適用可能となる
【発明を実施するための形態】
【００１２】
以下に本願発明における素地鋼板の化学成分や金属組織の限定理由およびその金属組織
を得るための製造条件の限定理由について説明する。  なお、本願発明では、％は特に断りがない限り、質量％を示す。
【００１３】
Ｃ：０．０５〜０．２０％
マルテンサイト組織の強度は、Ｃ含有量の影響が大きい。本発明で狙いとする５９０ＭＰａ以上の強度レベルを得るためには、最低でも０．０５％以上の添加が必要である。しかし、０．２０％を超えて含有すると、強度レベルは高くなるものの局部延性が劣るようになる。したがって、本発明では、Ｃ：０．０５〜０．２０％に限定する。
【００１４】
Ｓｉ：０．０５〜１．５％
Ｓｉは、固溶強化によってフェライトの強度アップに有効である。その効果を得るためには０．０５％以上の添加が必要である。しかし、１．５％を超えて添加すると溶融めっき性が劣化する。したがって、本発明では、Ｓｉ：０．０５〜１．５％に限定する。
【００１５】
Ｍｎ：１．０〜２．５％
Ｍｎは、固溶強化でフェライトの高強度化に有効な他、オーステナイトを安定にしてマルテンサイト等の低温変態相の生成を促進させるのに有効に作用する。これらの効果を得るためには、１．０％以上の添加が必要である。しかし、２．５％を超えて添加すると溶融めっき性が劣化する。したがって、本発明では、Ｍｎ：１．０〜２．５％に限定する。
【００１６】
Ｐ：０．００５〜０．０５％
Ｐは、固溶強化でフェライトの高強度化に有効な他、結晶粒界に偏析して溶接時の耐溶融金属脆化の抑制にも有効に作用する。その効果を得るためには、０．００５％以上の添加が必要である。しかし、０．０５％を超えて添加すると、低温靭性が劣化する。したがって、本発明では、Ｐ：０．００５〜０．０５％に限定する。
【００１７】
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、加工性に有害な硫化物を生成するため、できるだけ低減する必要がある。０．０１％までは許容できるので、本願発明では、上限を０．０１％に限定する。
【００１８】
酸可溶Ａｌ：０．００５〜０．１０％
酸可溶Ａｌは、鋼の脱酸剤として添加する。その効果を得るためには０．００５％以上の添加が必要である。しかし、０．１％を超えて添加しても、その効果が飽和するとともに、返って製造コストの上昇を招く。したがって、本発明では、酸可溶Ａｌ：０．００５〜０．１０％に限定する。
【００１９】
Ｔｉ：０．０５〜０．１５％
Ｔｉは、ＴｉＣ等としてフェライト中に析出してフェライト組織の強度を高め、局部延性を改善するために有効な元素である。その効果を得るためには、０．０５％以上の添加が必要である。しかし、０．１５％を超えて添加してもその改善効果が飽和するとともに、返って製造コストの上昇を招く。したがって、本発明では、Ｔｉ：０．０５〜０．１５％に限定する。
【００２０】
Ｂ：０．０００２〜０．０１％
Ｂは、高温加熱時のオーステナイト粒界に偏析して耐溶融金属脆化特性の改善に有効な元素である。また、オーステナイトからフェライトへの変態を遅らせ、硬質なマルテンサイト組織を得るのにも有効に作用する。０．０５％以上のＴｉ添加を前提としている本願発明では、Ｂによる前記の効果を得るためには少なくとも０．０００２％の添加が必要である。しかし、０．０１％を超えて添加してもその効果が飽和するとともに、返って製造コストの上昇を招く。したがって、本発明では、Ｂ：０．０００２〜０．０１％に限定する。
【００２１】
Ｎｂ：０．００５〜０．１０％
Ｍｏ：０．０５〜０．５％
Ｃｒ：０．０５〜１．０％
Ｎｂ，ＭｏおよびＣｒもＢと同様に高温加熱時のオーステナイト粒界に偏析して耐溶融金属脆化特性の改善に有効な元素である。この効果を得るためには、単独添加では、Ｎｂ：０．００５％以上、Ｍｏ：０．０５％以上、Ｃｒ：０．０５％以上が必要である。しかし、Ｎｂ：０．１０％，Ｍｏ：０．５％およびＣｒ：１．０％を超えて添加してもその改善効果が飽和するとともに返って製造コストの上昇を招く。なお、２種以上を複合添加してもその効果は妨げられることなく、同様な効果が得られるが、２種以上を複合添加する場合は、製造コストの観点から、合計で０．５％以下とすることが望ましい。したがって、本発明では、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％，Ｍｏ：０．０５〜０．５％，Ｃｒ：０．０５〜１．０％の１種または２種以上を添加する。なお、ＭｏおよびＣｒは、オーステナイトからフェライトへの変態を抑制する作用も有するため、マルテンサイト組織を安定して得るのにも有効である。しかし、製造コストの上昇を招くので、本願発明では前記の耐溶融金属脆化特性を考慮し、必要に応じて選択的に添加されるものである。
【００２２】
Ｃｕ：０．０５〜０．５％
Ｎｉ：０．０５〜０．５％
ＣｕやＮｉもオーステナイトからフェライトへの変態を抑制する作用も有するため、マルテンサイト組織を安定して得るのにも有効である。この効果を得るためには、いずれも０．０５％以上の添加が必要である。しかし、０．５％を超えて添加しても、その効果は飽和するとともに返って製造コストの上昇を招くので、添加量の上限を０．５％とした。なお、単独添加でも複合添加でも同様な効果が得られるが、２種を複合添加する場合は、合計して０．６％以下とすることが製造コストの観点から望ましい。したがって、本発明では、Ｃｕ：０．０５〜０．５％，Ｎｉ：０．０５〜０．５％の１種または２種を添加する。
【００２３】
本願発明では、前記の化学成分を有するスラブを通常の熱間圧延条件で熱延すれば良く、特別な制約は必要ないが、熱間圧延における仕上温度は、Ａｒ３点以上でないと熱間変形抵抗の変動が大きくなり、ゲージハンチング等の不良が発生するようになるため、Ａｒ３点以上とすることが望ましい。
巻取温度も必要とされる強度レベルに応じて適宜選択すれば良いが、５０％以上のフェライト体積率を確保する観点から、５００〜７００℃とすることが望ましい。
また、酸洗条件にもとくに制約は無く、熱延で生成したスケールが完全に除去可能な一般的な条件であれば良い。
【００２４】
本願発明では、熱間圧延、酸洗後、直ちに連続酸洗ラインにて溶融亜鉛めっきを施す事も可能であるが、２．０ｍｍ以下の比較的板厚の薄い鋼板とする場合には、めっき前に冷間圧延を施す事ができる。この場合、冷間圧延率もとくに限定する必要は無く、必要に応じて設定すればよいが、３０％未満では生産性に劣り、また８０％を超える冷間圧延は、１回の冷間圧延での製造が困難になってくるので、３０〜８０％の冷間圧延率とすることが望ましい。
【００２５】
連続溶融めっきラインにおける加熱温度が７３０℃未満では加熱時のオーステナイト量が十分でなく、冷却後に十分なマルテンサイト量が確保できない。また、加熱温度が高くなるほど加熱時のオーステナイト量が増加し、その後の冷却でマルテンサイトを得易くなるが、９００℃を超える温度で通板してもその効果は飽和するとともに、返って製造コストの上昇を招く。
【００２６】
めっきラインにおける加熱後の６５０℃までの平均冷却速度が３℃／秒未満では、フェライト変態だけでなくパーライト変態が生じるため、５％以上のマルテンサイトを確保できなくなる。一方、１０℃／秒を超えると、フェライト変態が十分に進行せず、フェライト分率が、５０％未満となる場合が有る。したがって、６５０℃までの平均冷却速度を３〜１０℃／秒に限定する。
【００２７】
前記の６５０℃までの冷却に続き、４４０℃までの平均冷却速度が１０℃／秒未満では、パーライト変態またはベイナイト変態を生じ、５％以上のマルテンサイトが得られなくなる。したがって、６５０℃から４４０℃までの平均冷却速度を１０℃／秒以上に限定する。
【００２８】
本願発明では、前記の冷却が施された後、４４０℃以下の温度に保持されたＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系溶融めっき浴に浸漬され溶融めっきが施される。浴温が４４０℃を超えると、パーライト変態を生じ、マルテンサイト量が減少する。したがって、４４０℃以下に限定した
【００２９】
なお、溶融めっき浴は、例えばＡｌ：４〜１０質量％，Ｍｇ：１〜４％，残部はＺｎおよび不可避的不純物からなる。不可避的不純物としては、０．００２〜０．２０質量％のＴｉや０．００１〜０．１質量％程度のＢ等も含まれる。また、めっき付着量は、鋼板片面あたり２０〜３００ｇ／ｍ２の範囲で調整することが望ましい。
【００３０】
得られためっき鋼板の金属組織は、フェライトの体積率が、５０％以上でないと良好な局部延性が得られない。また、マルテンサイトの体積率が５％未満では十分な強度が得られず、４５％を超えると局部延性が劣化する。したがって、フェライト体積率は５０％以上かつマルテンサイト体積率は５〜４５％の範囲に限定する。
【実施例１】
【００３１】
表１に示す組成の鋼スラブを１２００℃に加熱し、熱間圧延、酸洗を施して板厚３．２ｍｍの熱延鋼板を得た。熱延仕上げ温度は、８５０℃、巻取り温度は、５８０℃の条件とした。得られた熱延鋼板の一部は、酸洗後、圧延を施し、板厚１．６ｍｍの冷延鋼板とした。
【００３２】
【表１】
2010235989.tif 000003
【００３３】
各鋼板に表２に示す焼鈍条件の熱処理を施した後、Ａｌ：６質量％、Ｍｇ：３質量％、残部：Ｚｎおよび不可避的不純物からなるめっき浴に導入し、片面当たりめっき付着量：４５ｇ／ｍ２の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき鋼板を製造した。めっきした鋼板の表面外観観察を行い、不めっきを生じたものについてはめっき性：×、良好な表面性状のものをめっき性：○として評価した。
【００３４】
【表２】
2010235989.tif 000004
【００３５】
製造しためっき鋼板から圧延方向と平行にＪＩＳ５号試験片を切り出し、常温での引張試験に供した。また、局部延性の評価のために、ＪＩＳ５号試験片の平行部の中間位置の端面に２ｍｍＶノッチを付与し、ノッチ部を中心とした評点間距離１０ｍｍの破断伸びをＥｌｖとして測定した。本発明においては、Ｅｌｖが１０％以上のものを良好と判断した。また、各めっき鋼板の下地鋼板の金属組織を走査電子顕微鏡にて観察し、１，０００倍で１０視野の画像解析を行い、フェライト面積率およびマルテンサイト面積率を算出した。
【００３６】
また、得られためっき鋼板から１００ｍｍ×７５ｍｍのサンプルを切り出し、溶融金属脆化に起因する最大割れ深さを評価するための試験片とした。溶接試験は、図１に示す外観のボス溶接材を作成する「ボス溶接」を行い、その溶接部断面を観察して割れの発生状況を調べた。すなわち、試験片３の板面中央部に直径２０ｍｍ×長さ２５ｍｍの棒鋼からなるボス（突起）１を垂直に立て、このボス１を試験片３にアーク溶接にて接合した。溶接ワイヤーは、ＹＧＷ１２を用い、溶接開始点からボスの周囲を１周して、溶接始点を過ぎた後もさらにビードを重ねて少し溶接を進めたところで溶接を終了とした。溶接条件は、２００Ａ，２２Ｖ，溶接速度０．２ｍ／ｍｉｎ、シールドガス：ＣＯ２、シールドガス流量：２０Ｌ／ｍｉｎとした。
【００３７】
溶接に際しては、図２に示すように試験片３を１２０ｍｍ×９５ｍｍ×板厚４ｍｍの拘束板４の板面中央部に置き、予め試験片３の全周を溶接して接合した。この接合体を水平な試験台５の上にクランプにて固定し、この状態でボス溶接を行った。
【００３８】
ボス溶接後、ボス１の中心軸を通り、かつ前記のビードの重なり合う部分８を通る切断面９で、ボス１／試験片３／拘束板４の接合体を切断し、その切断面９について顕微鏡観察を行い、試験片３に観察された割れの最大深さを測定した。最大割れ深さが０．２ｍｍ以下を○、０．２ｍｍを超えるものを×として評価した。こうして得られた、引張試験結果、画像解析結果、めっき性評価結果およびボス溶接における最大割れ深さを表２にまとめて示した。
【００３９】
表１および表２からわかるように、本発明範囲に従う化学組成や金属組織に従うＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板においては、いずれも引張強さ（ＴＳ）：５９０ＭＰ以上の高強度が得られるとともに、Ｅｌｖが１０％以上と良好な値を示すとともに、めっき性にも優れている。更には、ボス溶接時の最大割れ深さはいずれも０．２ｍｍ以下の良好な値を示すことがわかる。
【００４０】
一方、Ｃ含有量が少ないＫ鋼を用いたＮｏ．１１では、金属組織に占めるベイナイトの割合が増えた結果としてフェライト、マルテンサイトとも本願発明範囲よりも小さくなり、結果として５９０ＭＰａ以上の強度レベルが得られなくなる。また、Ｔｉ含有量が十分ではないＬ鋼（Ｎｏ．１２）では、Ｅｌｖが１０％未満の値を示す。
ＳｉやＭｎ含有量が、本発明範囲を超えて含有するＭ鋼（Ｎｏ．１３）、Ｏ鋼（Ｎｏ．１５）では、引張特性や耐溶融金属脆化割れ性は良好となるものの、不めっきが発生しめっき性に劣っている。Ｍｎ含有量が、本発明範囲よりも少ないＮ鋼（Ｎｏ．１４）では、マルテンサイト体積率が低くなり、その結果として５９０ＭＰａ以上の強度が得られなくなる。Ｔｉ無添加のＰ鋼（Ｎｏ．１６）では、Ｅｌｖが小さくなるとともにボス溶接によって板厚を貫通する大きな割れを生じた。また、Ｂ添加量が本発明範囲より少ないＱ鋼（Ｎｏ．１７）でも板厚を貫通する溶融金属脆化割れが発生した。
【００４１】
鋼成分が本発明の範囲内であるＡ鋼、Ｇ鋼を用いた場合であっても、めっき時の焼鈍加熱温度が低いＮｏ．１８、およびＮｏ．２１では、再結晶が十分に生じなくなるとともにオーステナイトへの変態量が僅かとなるため、マルテンサイト体積率も小さくなる。その結果として、Ｅｌｖが大幅に低下した。６５０℃までの冷却速度が小さいＮｏ．１９、２２および６５０℃から４４０℃までの冷却速度が小さいＮｏ．２０、２３では、フェライトおよびパーライト変態が進行し、十分なマルテンサイト量が得られない。その結果として５９０ＭＰａ以上の強度レベルの確保ができなくなる。
【図面の簡単な説明】
【００４２】
【図１】ボス溶接部材の形状を模式的に示した図。
【図２】ボス溶接を行う際の試験片の拘束方法を模式的に示した図。
【符号の説明】
【００４３】
１    ボス
２    クランプ
３    試験片
４    拘束板
５    実験台
６    溶接ビード
７    試験片全周溶接部の溶接ビード
８    溶接ビードの重なり部分
９    切断面
【図１】
2010235989.tif 000005
【図２】
2010235989.tif 000006