(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、
Ｃ：0.04〜0.10％、Si：0.05〜0.40％、Mn：1.00〜2.0 ％、
Ｐ：0.025 ％以下、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.050 ％以下、
Ti：0.030 〜0.050 ％、Nb：0.01〜0.10％、Ｎ：0.002 〜0.005 ％、
Ti／Ｎ：6.0 〜20.0、
を含有する鋼組成を有する引張り強さ570N/mm２以上（ただし780N/mm２以上の場合は除く）の送電線用鉄塔などの大型構造物に用いる低温靱性および耐めっき割れ性に優れた高張力
鋼。
【請求項２】
重量％で、
Ｃ：0.04〜0.10％、Si：0.05〜0.40％、Mn：1.00〜2.0 ％、
Ｐ：0.025 ％以下、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.050 ％以下、
Ti：0.030 〜0.050 ％、Nb：0.01〜0.10％、Ｎ：0.002 〜0.005 ％、
Ti／Ｎ：6.0 〜20.0、からなる鋼組成を有し、
さらに、Ｖ：0.10％以下、Cu：1.0 ％以下、Ni：1.0 ％以下、
Cr：1.0 ％以下、Mo：1.0 ％以下のうち１種または２種以上
を含有する鋼組成を有する引張り強さ570N/mm２以上（ただし780N/mm２以上の場合は除く）の送電線用鉄塔などの大型構造物に用いる低温靱性および耐めっき割れ性に優れた高張力鋼。
【請求項３】
請求項１または２記載の鋼組成を有するスラブを1050〜1250℃の範囲の
温度に加熱し、Ar３点以上の温度で仕上げ圧延を行い、さらに引き続いて５℃/sec以上の冷却速度で、550 ℃以下の温度にまで水冷をすることを特徴とする、引張り強さ570N/mm２以上（ただし780N/mm２以上の場合は除く）であって、送電線用鉄塔などの大型構造物に用いる低温靱性および耐めっき割れ性に優れた高張力鋼の製造方法。
【請求項４】
さらに550 ℃以下の温度にまで水冷を行った後、450 ℃以下の温度で焼き戻しを行うことを特徴とする請求項３記載の送電線用鉄塔などの大型構造物に用いる低温靱性および耐めっき割れ性に優れた高張力鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、寒冷地において溶融亜鉛めっきを施して、大型構造物、たとえば主として送電鉄塔用等に使用されるに適した低温靱性と耐めっき割れ性に優れた高張力鋼とその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
溶融亜鉛めっきは従来から、鋼材の防食を目的として広く用いられている。しかしながら、溶接構造物は溶融亜鉛めっき浴に浸漬した場合、鋼材の組成、めっき浴への浸漬の仕方により、特に溶接熱影響部  （以下ＨＡＺ  という）  に割れが発生することがある。
【０００３】
このような割れは、めっき割れと呼ばれており、本明細書でも単に「めっき割れ」と称するが、これは鋼の粒界に亜鉛などの液体金属が進入し、脆化を起こすためと考えられており、たとえば、大きな残留応力が特にＨＡＺ  に加わった状態で、溶融亜鉛めっき浴に浸漬した場合に発生しやすいことが知られている。
例えば、ＪＩＳ  Ｇ  ３１２９に限定される鉄塔用高張力鋼材においては、鋼板の溶融亜鉛めっき割れ感受性当量の計算式が次の通り開示されている。
【０００４】
（溶融亜鉛めっき割れ感受性当量）
＝Ｃ＋Ｓｉ／１７＋Ｍｎ／７．５＋Ｃｕ／１３＋Ｎｉ／１７＋Ｃｒ／４．５＋Ｍｏ／３＋Ｖ／１．５＋Ｎｂ／２＋Ｔｉ／４．５＋４２０Ｂ  しかしながら、ＪＩＳ  Ｇ  ３１２９に規定の溶融亜鉛めっき割れ感受性当量の規定を満たした場合においても、溶接構造物を溶融亜鉛めっき浴に浸漬した場合にめっき割れの発生する場合がある。このようなめっき割れを防止する方法としては、めっき浸漬法、溶接構造物の形状などで種々工夫しているが、十分な対策とはいえないのが現状である。
【０００５】
一方、新たなめっき割れ防止法としては、鋼材そのものから改善する方法が提案されている。
たとえば、Ｃ：０．０４〜０．１１％、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、Ｍｎ：０．９０〜１．７０％、Ｎｂ：０．０１〜０．０８％、Ｖ：０．０２〜０．０９％、Ｔｉ：０．００５  〜０．０３０  ％、Ａｌ：０．００５  〜０．０５０  ％を含み、
同時に９３−８．８×１０３Ｃ（Ｃ−０．１）−６３Ｓｉ−３８Ｍｎ−３４０Ｖ≧４２を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる高強度低合金鋼  （特公平２−５８１４号公報）  、Ｃ：０．２０％以下、Ｓｉ：０．０３〜０．３５％、Ｍｎ：１．８  ％以下、Ａｌ：０．００５  〜０．０７％を含有し、不純物として存在するＢを０．０００２％以下に制限し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなりかつこれらの元素の組み合わせが、炭素当量の形にして
Ｃｅｑ．（Ｂ）＝Ｃ＋Ｍｎ／１０＋Ｓｉ／３０＋Ｃｒ／１０＋Ｍｏ／２０＋Ｖ／３＋Ｎｂ／３＋Ｔｌ／３＋１／４００００Ｂ≦０．１９
の関係にある高張力鋼  （特公平６−８６６４９  号公報）  が提案されている。
【０００６】
このように鋼材成分を限定するのは、めっき割れ感受性を抑制し、めっき割れを防止することが目的である。しかしながら、工業的に生産される鋼については、必ず中心偏析が存在するため、局所的な合金濃度の増加に起因して、溶融亜鉛めっき浴に浸漬時に中心偏析部から割れが発生することがある。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
鉄塔用高張力鋼材の使用環境は、寒冷地の山中といったように過酷になってきており、耐めっき割れ性に加え低温靱性が要求されている。
【０００９】
低温靱性については、上記特公平２−５８１４号公報、特公平６−８６６４９  号公報に開示の高強度低合金鋼や高張力鋼は、鉄塔用として使用するには、耐めっき割れ性を満足させても、低温靱性を満足させることはできないという問題を有している。
また、中心偏析軽減による母材の耐めっき割れ性向上について現在までに開示されていない。
【００１０】
したがって、本発明の目的は上記従来技術の欠点を解消するため、優れた耐めっき割れ性および低温靱性を兼ね備えた高張力鋼とその製造方法を提供することにある。
具体的には、本発明は、引張り強さ570 N/mm２以上 (ただし780N/mm２以上の場合は除く) 、vTrs−50℃、継手vTrs−10℃、εZc２％以上を満足する高張力鋼とその製造方法を提供することである。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記目的を満足するために種々試験研究を重ねた。その結果、鋼中に含まれるＴｉとＮとの比を所定値に管理するとともに、圧延条件による中心偏析度制御およびＴｉ／Ｎを特定することによる結晶粒の微細化によりＨＡＺ  靱性・めっき割れ性を向上させることができ、耐めっき割れ性を損なうことなく、５９０  Ｎ／ｍｍ２  以上の引張強さを確保しながら、結晶粒度が微細化することにより、低温靱性を向上できることを見い出し、本発明に到達した。
【００１２】
ここに、本発明によれば、重量％で、
Ｃ：０．０４〜０．１０％、Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、Ｍｎ：１．００〜２．０  ％、
Ｐ：０．０２５  ％以下、Ｓ：０．０１０  ％以下、Ａｌ：０．０５０  ％以下、
Ｔｉ：０．０３０  〜０．０５０  ％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．００２  〜０．００５  ％、
かつ、Ｔｉ／Ｎ：６．０  〜２０．０を満足させることにより粗大なＴｉＮ  の生成を抑制して、微細な炭窒化物の析出が促進され、特に溶接時のＨＡＺ  における結晶成長を抑制し、ＨＡＺ  の靱性を向上させることができる。
【００１３】
さらに、Ｖ：０．１０％以下、Ｃｕ：１．０  ％以下、Ｎｉ：１．０  ％以下、Ｃｒ：１．０  ％以下、Ｍｏ：１．０  ％以下のうち１種または２種以上を含有してもよく、この場合にも、Ｔｉ／Ｎ：６．０  〜２０．０を満足させることにより、粗大なＴｉＮ  の生成を抑制して、微細な炭窒化物の析出が促進され、特に溶接時のＨＡＺ  における結晶成長を抑制し、ＨＡＺ  の靱性を向上させることができる。
【００１４】
また、耐めっき割れ性を向上させるため、上記鋼板組成を有するスラブを1050〜1250℃の範囲の温度に加熱し、Ar３点以上の温度で仕上げ圧延を行い、さらに引き続いて550 ℃以下の温度にまで水冷を行うことで中心偏析を軽減させ、耐めっき割れ性を向上させることができる。さらに母材靱性を改善させるため、450 ℃以下の焼戻しを行う。
【００１５】
【発明の実施の形態】
次に本発明における鋼組成および製造条件を上述のように規定した理由について説明する。
【００１６】
Ｃは鋼の強度を高めるために必須の元素であるが、０．０４％未満では必要とされる５９０  Ｎ／ｍｍ２  以上の引張強さを確保することができず、また０．１０％を超えると母材および溶接部の靱性およびＨＡＺ  の耐めっき割れ性が低下するだけでなく、中心偏析度も悪化するため、０．０４〜０．１０％とした。好ましくは上限は０．０８％である。
【００１７】
Ｓｉは脱酸作用に加え、強度確保のために必要な元素であるが０．０５％未満ではその効果が十分でなく、また０．４０％を超えると溶接部の靱性およびＨＡＺ  の耐めっき割れ性が低下するので、０．０５〜０．４０％とした。好ましくは０．１０〜０．３０％である。
【００１８】
Ｍｎは鋼の強度と靱性を確保する上で、有効な元素であるが、１．００％未満ではその効果が十分でなく、また２．０  ％を超えると溶接部の靱性およびＨＡＺ  の耐めっき割れ性が低下するばかりでなく、中心偏析度にも悪影響を及ぼすので１．００〜２．０  ％とした。
【００１９】
Ｐは鋼材の靱性を低下させる元素であり、極力低い方がよいので０．０２５  ％以下とした。
ＳはＰと同様に鋼材の靱性を低下させる元素であり、極力低い方がよいので０．０１０  ％以下とした。
【００２０】
Ａｌは脱酸元素として添加するが、低い方が好ましく、また、０．０５０  ％を超えて含有させてもその効果が飽和し、介在物が増加して鋼の清浄性が損なわれるため、０．０５０  ％以下とした。
【００２１】
Ｔｉは後述するようにＮ含有量を限定することの相乗効果によって、鋼中で微細な炭窒化物を生成し、析出硬化により強度を向上させるとともに、結晶粒を微細化することにより母材およびＨＡＺ  の靱性を向上させるが、０．０３０  ％未満では、低温靱性の改善効果が発揮されず、また０．０５０  ％を超えると過度の析出硬化によってかえって靱性を劣化させるので、０．０３０  〜０．０５０  ％とした。
【００２２】
ＮｂはＴｉと同様に鋼中で微細な炭窒化物を生成し、析出硬化により強度を向上させるとともに結晶粒を微細化することにより母材、ＨＡＺ  の靱性を向上させるが、０．０１％未満ではその効果が十分でなく、また０．１０％を超えると過度の析出によってかえって靱性を劣化させるので０．０１〜０．１０％とした。好ましくは０．０２〜０．０５％である。
【００２３】
ＮはＴｉと同時に０．００２  ％以上含有し、かつＴｉ／Ｎを６．０  以上とすることによって、微細な炭窒化物の析出を促進し、特に溶接時のＨＡＺ  における結晶粒成長を抑制し、ＨＡＺ  の靱性を向上させるが、０．００５  ％を超えて含有しかつＴｉ／Ｎが２０を超えると粗大なＴｉ／Ｎを生成し、結晶粒成長を抑制する効果が得られなくなるので、０．００２  〜０．００５  ％、Ｔｉ／Ｎは６〜２０とした。好ましくは下限は０．００３  ％、上限は０．００４  ％であり、Ｔｉ／Ｎも１５以下が好ましい。
【００２４】
本発明にあっては、さらにＶ、Ｃｕ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏを１種または２種以上含有させ鋼の強度を一層高めた高張力鋼としてもよい。◇
Ｖは０．１  ％、Ｃｕ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏはそれぞれが１．０  ％を超えると、母材および溶接部の靱性およびＨＡＺ  の耐めっき割れ性が低下するので、Ｖについては０．１  ％以下、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏはそれぞれ１．０  ％以下とした。
【００２５】
本発明ではさらに鋼材の圧延条件を規定することで、溶接部の耐めっき割れ性を向上させるものである。以下に圧延条件の限定理由について述べる。
まず加熱温度については、１０５０℃未満の温度では目標とする母材強度が得られず、１２５０℃超にスラブを加熱した場合には、初期γ粒の増大により母材靱性が低下するため、１２５０℃以下に規定した。
【００２６】
次に、圧延条件については、Ａｒ３  点以上の高温で圧延を終了し、即水冷することで、中心偏析の軽減が図られる。これは、中心偏析の原因となるＣおよびＭｎ等の元素が、フェライト変態時に拡散・濃縮することを防止するため、Ａｒ３  点以上での圧延終了および水冷開始を行うのである。
さらに引き続いて５５０  ℃以下の温度にまで水冷を行えば割れは発生しない。
【００２７】
また、冷却速度が５℃／ｓｅｃ未満の場合、母材強度確保が困難であるばかりでなく、加速冷却による炭化物析出抑制効果がなく母材靱性および母材の耐めっき割れ性が劣化するとともに、拡散抑制効果がなく中心偏析度も悪くなり、溶接部の耐めっき割れ性が劣化する。上限は特に制限ないが、３０℃／ｓｅｃを越えると母材靱性が劣化する傾向があるから、好ましくは３０℃／ｓｅｃ以下、より実用的な観点からは２０℃／ｓｅｃ以下である。
【００２８】
上記加速冷却を行った鋼材はそのままでも耐Ｚｎめっき割れ性の優れた鋼材として使用できる。しかし、この鋼材をＺｎめっき浴中に浸漬したとき引張強度や靱性等の機械的性質が変化するのを防ぐために前もって溶融亜鉛浴の温度（４５０℃）  に近い温度で焼戻しを行っておくのが望ましい。ただし、焼戻し温度が４５０  ℃を超えると前の加速冷却で固溶した炭化物が析出して耐亜鉛めっき性が低下する。従って焼戻しを行う場合には、４５０  ℃以下の温度で行う。
【００２９】
【実施例】
表１に示す化学成分を有する鋼Ｎｏ．１〜３０の鋼５０ｋｇを真空溶解炉で溶製し、引張強さおよそ５９０  〜６９０  Ｎ／ｍｍ２  で、板厚１６ｔの鋼板を製造した。
【００３０】
この各鋼板から、試験片を切り出しＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に規定の金属材料引張試験方法による引張強さ、低温靱性としてシャルピー衝撃試験によるエネルギー遷移温度  （以下、ｖＴｒｓという）  をＪＩＳ  Ｚ  ２２４２に規定の金属材料衝撃試験方法で調査した。
【００３１】
また、溶融部の耐めっき割れ性は通常用いられるＳＬＭ４００およびεＺｃにより評価した。
ＳＬＭ４００については、図１（ａ）  に示す通り、前記各鋼板より直径（Ｄ）  １０ｍｍ、全長１７０  ｍｍの丸棒１を切り出し、高周波加熱により加熱温度１４００℃、８００  〜５００  ℃の冷却時間８秒の再現熱サイクルを付与した後、図１（ｂ）  に示す通り、角度６０度深さ２ｍｍの円周切り欠き２を施したものを試験片とした。この試験片切欠部に溶融亜鉛めっきを施した後、図２に示すとおり、室温から３０秒間で４７０  ℃に昇温して保持し、試験開始から３０秒間に所定の引張応力に高めたのち、０．５  ｋｇｆ／ｍｍ２／ｍｉｎ  で上昇させて熱応力サイクルを与え、
（溶融亜鉛メッキ  時の破断応力）／（溶融亜鉛メッキ  がない時の破断応力）  ×１００（％）
で定義されるＳＬＭ  と破断時間の関係を得る。
【００３２】
耐めっき割れ性の評価としては、実際の溶融亜鉛めっき作業を考慮して４００  秒時のＳＬＭ  すなわちＳＬＭ４００≧４２％であれば、めっき割れ性は発生しないとの知見がある  （例えば、鉄と鋼、Ｖｏｌ．７９（１９９３）Ｎｏ．９、Ｐ９６）のでＳＬＭ４００により求めた。その結果を表２に示す。
【００３３】
一方、εＺｃ値については、１２５０℃にて１０分保持後、８００  〜５００  ℃を１５秒で冷却する熱サイクルを付与し、図１（ｃ）  に示す試験片４を作成した。図中の数字は寸法（ｍｍ）を表わす。厚みは７ｍｍであった。作成した試験片は４５０  ℃の亜鉛浴中で引っ張り、亀裂の発生しない限界歪み量を求め、εＺｃ値≧２．０  ％を目標とした。
【００３４】
以上のような試験の結果、ＳＬＭ４００については表２に示すとおり鋼Ｎｏ．１〜１７の本発明鋼は、いずれもめっき割れ性が発生しないといわれている４２％以上を示しており、しかもｖＴｒｓは−６２℃以下となっているのに対し、鋼Ｎｏ．１８  〜３０の比較鋼のＳＬＭ４００はいずれもめっき割れ性が発生しないといわれている４２％以上を示しているが、ｖＴｒｓは−４９℃以上であって、鋼Ｎｏ．１〜１７の本発明鋼に比較して、低温靱性が劣っていることは明白である。
【００３５】
また、圧延条件が本発明外のＮｏ．３１  、３２およびＮｏ．３４  、３５については母材強度または靱性が不芳であり、Ｎｏ．３３  は中心偏析度の悪化により、Ｎｏ．３５  については析出した炭化物の影響によりεＺｃ値が不芳である。また、Ｔｉ／Ｎが本発明範囲外のＮｏ．２４  、Ｎｏ．２６  〜２８の鋼については全てεＺｃ値が不芳であることがわかる。
【００３６】
【表１】
0003577890.tif 000002
【００３７】
【表２】
0003577890.tif 000003
【００３８】
【発明の効果】
本発明にかかる高張力鋼は、耐めっき割れ性を損なうことなく、優れた低温靱性を示しており、寒冷地において溶融亜鉛めっきを施して送電鉄塔等の大型構造物に使用する高張力鋼として極めて重要である。また、圧延条件を限定し中心偏析を改善することで、母材靱性、耐めっき割れ性の向上がはかれた。さらに従来以上に合金元素を添加でき、安定製造をも可能となる。
【図面の簡単な説明】
【図１】実施例で耐めっき割れ性の測定に用いた試験片を示すもので、図１（ａ）  、（ｂ）  はＳＬＭ４００を求めるのに使用した試験片のそれぞれ全体平面図、円柱切り欠き部の拡大説明図であり、図１（ｃ）  はεＺｃ値を求めるのに使用した試験片形状の説明図である。
【図２】実施例でＳＬＭ４００を測定するための切り欠き丸棒引張試験における経過時間と熱応力サイクルとの関係を示すグラフである。
【符号の説明】
１：丸棒
２：円周切り欠き
４：試験片
【図１】
0003577890.tif 000004
【図２】
0003577890.tif 000005