(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、Ｃ：０．０６〜０．０９％、Ｓｉ０．１〜０．３％、Ｍｎ：１．３〜１．８％、Ｓ：０．００２％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．０００４％以下、Ｃａ：０．００１〜０．００４％を含有し、さらにＮｂ：０．００５〜０．０５％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％を１種または２種以上含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ、以下に示す（１）式を満足する鋼を、１１５０℃以上の温度に加熱し、Ａｒ3 変態点以下、６５０℃以上の温度範囲で、累積圧下率２０〜７０％の範囲の圧下を施し、その後放冷することを特徴とする耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた６０キロ級高張力鋼の製造方法。
ＣＥＺｃａ＝Ｃ＋Ｓｉ／１７＋Ｍｎ／７．５＋Ｖ／１．５＋Ｎｂ／２＋Ｔｉ／４．５＋４２０Ｂ−１３Ｃａ≦０．４４％・・・（１）
【請求項２】
重量％で、Ｃ：０．０６〜０．０９％、Ｓｉ０．１〜０．３％、Ｍｎ：１．３〜１．８％、Ｓ：０．００２％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．０００４％以下、Ｃａ：０．００１〜０．００４％を含有し、さらにＮｂ：０．００５〜０．０５％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％を１種または２種以上含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ、以下に示す（１）式を満足する鋼を、１１５０℃以上の温度に加熱し、Ａｒ3 変態点以上、Ａｒ3 変態点＋１００℃以下の温度範囲で圧延を終了し、前記圧延終了の直後から３℃／秒以上１５℃／秒以下の冷却速度で水冷し、４００℃以上６００℃以下の温度範囲内で前記水冷を停止し、その後放冷することを特徴とする耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた６０キロ級高張力鋼の製造方法。
ＣＥＺｃａ＝Ｃ＋Ｓｉ／１７＋Ｍｎ／７．５＋Ｖ／１．５＋Ｎｂ／２＋ Ｔｉ／４．５＋４２０Ｂ−１３Ｃａ≦０．４４％・・・（１）
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、鉄塔や橋梁、建築物などの使用されるに際して、防錆のために溶接後に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、建築物は防錆のため、それらに用いられる鋼材を構造部材に溶接した後に、溶融亜鉛メッキを行う方法が広く実施されてきたが、その溶融亜鉛メッキ時に、溶接熱影響部（以後、単にＨＡＺと記す。）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の精力的な研究がなされてきた。それらの成果は鉄と鋼誌、第７９巻、第１１０８頁〜第１１１４頁（１９９３年発行）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、現在までに公表された文献の中で、最も信頼がおける最先端のものと位置づけられている。
【０００４】
この論文には、鋼中の混入ボロンの影響についての詳細な記述と共に、結論として、Ｂを２ｐｐｍ以下とし、かつ、以下に示す（２）式を満足する鋼が、溶接後に溶融亜鉛メッキ割れが発生しないとしている。
【０００５】
ＣＥＺｍｏｄ＝Ｃ＋Ｓｉ／１７＋Ｍｎ／７．５＋Ｃｕ／１３＋Ｎｉ／１７＋Ｃｒ／４．５＋Ｍｏ／３＋Ｖ／１．５＋Ｎｂ／２＋Ｔｉ／４．５＋４２０Ｂ≦０．４４％・・・・・（２）
なお、特開平２−５７６６９号公報や、特開平５−１７８２０号公報には、溶融亜鉛メッキ割れが発生しない鋼についての開示があるが、いずれも、Ｂの含有量を２ｐｐｍ以下とを厳しく制限している。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
高張力鋼の成分設計においては、一般的に焼入性を高める元素や析出強化作用を有する元素を含有させる。しかし、上記の（２）の式からも明らかなように、鋼の強度を高める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る。そのため６０キロ以上の引張強度（以後、単に強度と記す。）を確保するには、溶解、圧延、冷却等の条件の厳密な管理が要求され、そのために生産性が阻害されている状況にある。
【０００７】
また、混入するＢの含有量も２ｐｐｍ以下に制限する必要があり、溶解原料の品質管理にも多大な費用が発生している状態である。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、これらの状況にかんがみ、耐溶融亜鉛メッキ割れ性を上昇させる合金元素を求めて鋭意研究を行った。その結果、Ｃａを含有させることにより鋼の耐溶融亜鉛メッキ割れ性が著しく改善されることを見いだした。本発明者らはその知見を基に、さらに研究を重ね、耐溶融亜鉛メッキ性に優れた６０キロ級の強度を有する鋼材の低コストの製造方法の発明を完成させたものである。
【０００９】
第一発明は、重量％で、Ｃ：０．０６〜０．０９％、Ｓｉ０．１〜０．３％、Ｍｎ：１．３〜１．８％、Ｓ：０．００２％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．０００４％以下、Ｃａ：０．００１〜０．００４％を含有し、さらにＮｂ：０．００５〜０．０５％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％を１種または２種以上含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ、以下に示す（１）式を満足する鋼を、１１５０℃以上の温度に加熱し、Ａｒ3 変態点以下、６５０℃以上の温度範囲で、累積圧下率２０〜７０％の範囲の圧下を施し、その後放冷する耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた６０キロ級高張力鋼の製造方法である。
【００１０】
ＣＥＺCa＝Ｃ＋Ｓｉ／１７＋Ｍｎ／７．５＋Ｖ／１．５＋Ｎｂ／２＋Ｔｉ／４．５＋４２０Ｂ−１３Ｃａ≦０．４４％・・・（１）
【００１１】
第二発明は、重量％で、Ｃ：０．０６〜０．０９％、Ｓｉ０．１〜０．３％、Ｍｎ：１．３〜１．８％、Ｓ：０．００２％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．０００４％以下、Ｃａ：０．００１〜０．００４％を含有し、さらにＮｂ：０．００５〜０．０５％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％を１種または２種以上含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、 かつ、以下に示す（１）式を満足する鋼を、１１５０℃以上の温度に加熱し、Ａｒ3 変態点以上、Ａｒ3 変態点＋１００℃以下の温度範囲で圧延を終了し、 前記圧延終了の直後から３℃／秒以上１５℃／秒以下の冷却速度で水冷し、 ４００℃以上６００℃以下の温度範囲内で前記水冷を停止し、その後放冷する（靭性、並びに）耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた６０キロ級高張力鋼の製造方法である。
【００１２】
ＣＥＺｃａ＝Ｃ＋Ｓｉ／１７＋Ｍｎ／７．５＋Ｖ／１．５＋Ｎｂ／２＋Ｔｉ／４．５＋４２０Ｂ−１３Ｃａ≦０．４４％・・・（１）
【００１３】
以下に本発明の詳細を示す。まず、成分範囲の限定理由について述べる。
Ｃａを含有させることは本発明中で最大の特徴である。Ｃａは鋼の耐亜鉛メッキ割れ性を著しく改善することが可能な唯一の元素である。しかし、その含有量が０．００１％未満の場合は効果が明瞭でない。また、０．００４％を超えると、Ｃａ−Ｏ−Ｓのクラスターを形成し、鋼の清浄性を低下させ、また、溶接性を著しく劣化させる。したがって、Ｃａの含有量は０．００１〜０．００４％の範囲とする。
【００１４】
Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉは、本発明の目的である、低コスト型の鋼という特徴を達成するために最適の合金元素である。溶融亜鉛メッキ割れは硬化したＨＡＺに発生するため、焼入れ性を上げる元素の含有量は当然、制限させる。Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉも焼入れ性を上げる元素ではあるが、他の元素、たとえば、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ等に比較すると、１／１０程度の量を含有させることにより、母材の強度上昇を十分に達成することが可能である。すなわち、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉは溶融亜鉛メッキ割れ性の劣化を最小限に抑えつつ、高強度化を達成させる上でもっとも有効な元素である。
【００１５】
また、本発明においては、低コスト化のため製造方法を制御圧延まま、あるいは加速冷却ままで、６０キロ級を達成することとしている、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉはそのような製造工程中に析出して、著しい強度上昇効果をもたらす元素である。よって、本特許では、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎという炭素鋼の基本成分以外の強化元素は、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉに限定した。
【００１６】
しかし、ＮｂやＴｉのおのおのの含有量が、０．００５％未満の場合や、Ｖの含有量が０．０１％未満の場合は、強度上昇の効果が十分には認められず、また、Ｎｂの含有量が０．０５％を越える場合、Ｔｉの含有量が０．１％を越える場合、およびＶの含有量が０．１％を越える場合には、鋼の靱性は著しく劣化する。よって、Ｎｂの含有量は０．００５〜０．０５％、Ｖの含有量は０．０１〜０．１％、Ｔｉの含有量は０．００５〜０．１％の範囲とする。
【００１７】
Ｃは強度を高めるために必須の元素である。０．０６％未満では上記した範囲のＮｂ、Ｖ、Ｔｉを含有させるだけでは、６０キロ級の強度を得ることが困難である。また０．０９％を超えると耐溶融亜鉛メッキ割れ性の劣化が顕著となる。よって、Ｃの含有量は０．０６〜０．０９％とする。
【００１８】
Ｓｉはメッキ後の外観状況に影響を与える元素である。その含有量が０．１％未満、または０．３％を越えるとメッキ焼けが発生しやすくなる。 よって、 Ｓｉの含有量は０．１〜０．３％の範囲とする。
【００１９】
Ｍｎは強度、靭性の面から必須の元素であるが、その量が１．３％未満では、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの含有量が上記の範囲の場合には、６０キロ級の強度を得ることは困難である。一方、含有量が１．８％を超えると溶接性が著しく劣化する。よって、Ｍｎの含有量は１．３〜１．８％の範囲とする。
【００２０】
ＳはＣａと結合してＣａＳを形成する。Ｓの含有量が０．００２％を超えると、ＣａＳクラスターの形成が顕著となり、鋼の靭性、溶接性を著しく劣化させる。したがって、Ｓの含有量は０．００２％以下に制限する。
【００２１】
Ａｌは脱酸のための必須の元素である。その含有量が０．００５％未満の場合は脱酸効果が十分でない。一方、０．１％を超えると多量のアルミナを生成し、鋼の清浄性を著しく劣化させる。したがって、Ａｌの含有量は０．００５〜０．１％の範囲とする。
【００２２】
Ｂは鋼の焼入性を著しく向上させる一方で、耐溶融亜鉛メッキ割れ性を大きく劣化させる。上述したように従来の技術では、溶融亜鉛メッキを行う高張力鋼においては、混入するＢの量は０．０００２以下に厳しく制限する必要があった。しかし、Ｃａを含有させると、その上限は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、Ｂの含有量は０．０００４％以下とする。
【００２３】
これに加えて、本発明においては、下記の（１）式を満足させることで、溶融亜鉛メッキ割れを防止する。
【００２４】
ＣＥＺCa＝Ｃ＋Ｓｉ／１７＋Ｍｎ／７．５＋Ｖ／１．５＋Ｎｂ／２＋Ｔｉ／４．５＋４２０Ｂ−１３Ｃａ≦０．４４％・・・（１）
【００２５】
図１はＣＥＺｃａ値を横軸に、縦軸に耐溶融亜鉛メッキ割れ性の指標であるＳＬＭ４００値をとり、拘束割れ試験の結果を○／●で示している。ＣＥＺｃａ値が０．４４％以下の場合に、優れた耐溶融亜鉛メッキ割れ性を示していることがわかる。
【００２６】
また、この式を用いることにより、Ｃａの効果を定量的に理解することができる。たとえば、Ｃａを２３ｐｐｍ含有させることにより、Ｃの場合は０．０３％、Ｍｎの場合は０．２２％、Ｖの場合は０．０４５％、おのおの増加しても耐溶融亜鉛メッキ割れ性を劣化させないことがわかる。すなわち、鋼の高張力化がＣａを含有させない場合に比較して容易に達成できることがわかる。
【００２７】
次に製造方法の限定理由について述べる。本発明は低コストによる製造を目標としており、非調質が前提である。第１発明は制御圧延ままで製造する場合であり、第２発明は制御冷却を行い製造する場合である。
【００２８】
まず、制御圧延ままで製造する場合の条件について説明する。圧延のための加熱温度が１１５０℃未満の場合は、ＮｂやＴｉの炭窒化物の多くが溶け残り、６０キロ級の強度を達成するのに十分な固溶量が得られない。したがって、加熱温度は１１５０℃以上とした。
【００２９】
また、耐亜鉛メッキ割れ防止の観点から、上述のように合金元素の含有量を比較的低く制限しているため、通常行われている様な、オーステナイト域で圧延を終了して放冷を行う方法では、６０キロ級の強度を得ることは困難である。よって、２相域圧延を行い加工により転位を導入して強化を行う。
【００３０】
２相域圧延において、圧延終了温度が６５０℃を下回る場合は、脆化が顕著となる。また、２相域での累積圧下量が２０％未満の場合は、転位による強化が十分に達成されず、６０キロ級の強度を得るのが困難である。一方、２相域での累積圧下量が７０％を超えると脆化が著しくなる。よって、圧延はＡｒ3 変態点以下、６５０℃以上の温度域で、累積圧下率が２０〜７０％の範囲で行うこととする。なお、圧延後は放冷する。
【００３１】
次に、制御冷却で製造する時の条件について説明する。加熱温度を１１５０℃以上とした理由は、第１発明の場合と同様である。また、オーステナイト域で圧延を終了して放冷した場合は、６０キロ級の強度を達成するのが困難なため、圧延後に加速冷却を行う。
【００３２】
冷却方法は最も低コストな方法である水冷に限定する。加速冷却により顕著な強度上昇を得るためには、変態開始前に冷却を開始する必要がある。そのためには、圧延をＡｒ3 変態点以上の温度で終了する必要がある。また、Ａｒ3 変態点＋１００℃を越える温度で圧延を終了した場合には、結晶粒度が粗くなり高靱性が得られ難い。
【００３３】
冷却速度も重要である。３℃／秒未満の冷却速度の場合は、６０キロ級の強度を得ることは困難である。冷却の停止温度は６００℃以下とする。終了温度が６００℃を越える場合は、６０キロ級の強度を得ることは難しい。一方、冷却停止温度が４００℃を下回る場合は、部分的に低温変態組織が生成し、靱性が著しく損なわれる。
【００３４】
以上の理由から、１１５０℃以上に加熱し、Ａｒ3 変態点以上、Ａｒ3 変態点＋１００℃以下の温度範囲で圧延を終了し、ただちに、３℃／秒以上の冷却速度で水冷し、４００〜６００℃の温度範囲で前記水冷を停止し、その後放冷するという条件に限定した。
【００３５】
【発明の実施の形態】
表１に供試鋼（スラブ）の化学成分を示す。このスラブを表２に示す圧延・冷却条件で鋼板とした。表２中の鋼板略号（アルファベット）は表１中のスラブの略号に対応しており、たとえば、Ａ１という鋼板のスラブはＡであることを意味しており、Ａ１はＡ鋼を２相域で制御圧延した場合である。
【００３６】
【表１】
0004151918.tif 000002
【００３７】
【表２】
0004151918.tif 000003
【００３８】
表２中には、鋼板の引張試験、シャルピー衝撃試験、ＮＢＴ試験、拘束継手割れ試験の結果も併記した。ＮＢＴ試験は耐溶融亜鉛メッキ割れ性を定量的に評価する試験であり、上述した鉄と鋼誌、第７９巻、第１１０８頁〜第１１１４（１９９３年発行）にその方法等が記載されている。
【００３９】
各鋼板から採取した直径１０ｍｍ、長さ１７０ｍｍの丸棒サンプルを、１４００℃まで急速加熱後に、８００℃−５００℃間を８秒間で冷却するＨＡＺシミュレーション熱サイクルを与えた。
【００４０】
上記の熱サイクルを与えた丸棒に、深さ２ｍｍ、角度６０°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）をつけた後に、 切り欠き部に亜鉛をメッキし、 図２に示す熱加工サイクルを与えた。そして、破断応力と破断時間のデータを採取した。
【００４１】
図３に実施例であるＡ１鋼板および比較例であるＪ３鋼板の、破断応力と破断時間の関係を示す。ただし、縦軸には上記試験の破断応力そのものではなく、亜鉛をメッキしない時の破断応力で除した値をとしている。こ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値と呼ばれる耐溶融亜鉛メッキ割れ性の指標である。なお、上述の文献ではＳＬＭ４００値が４２％以上であれば、実用的に溶融亜鉛メッキ割れは生じないとされている。
【００４２】
拘束割れ試験は図４に示す様な、十字継手を作成後に４７０℃の亜鉛浴中に浸漬してメッキ後に、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。
【００４３】
先に示した図１は上記の試験結果を整理して示したものである。拘束割れ試験の結果を○／●で示している。ＣＥＺｃａ値が０．４４％以下の鋼（表１中のＡ鋼〜Ｈ鋼がこれにあたる。）は極めて優れた特性を示していることがわかる。これに対してＣＥＺｃａ値が０．４４％を超える各鋼（表１中のＪ鋼〜Ｎ鋼がこれにあたる。）は、ＳＬＭ４００値が４２％に達せず、拘束割れ試験でも割れが発生している。
【００４４】
次に、成分以外の製造条件について述べる。本発明の製造方法により製造された鋼板である、実施例のＡ１鋼板〜Ｈ２鋼板は、いずれも５９０ＭＰａ以上の強度、３０％以上の伸び、２５０Ｊ以上のV Ｅ-20 を有している。
【００４５】
Ｊ鋼の成分はＣａ以外はＡ鋼、Ｂ鋼とほぼ同様であるが、２相域圧延も制御冷却（ＯＬＡＣ）も行っていない比較例のＪ１鋼板の強度は６０キロ級として不十分である。
【００４６】
また、２相域圧延を行った場合も、２相域での累積圧下率が８０％と高いＪ２鋼板は伸びおよび靱性が低く、２相域での累積圧下率が１５％と低いＪ３鋼板は強度不足である。
【００４７】
制御冷却（ＯＬＡＣ）を行ってはいるが、冷却停止温度が低いＪ４鋼板は、伸びおよび靱性が低く、逆に冷却停止温度が高すぎるＪ５鋼板は、強度不足である。同様に、比較例のＫ１、Ｌ１、ＭＩ、Ｎ１、Ｎ２の各鋼板も、それらの製造条件が本発明の範囲外であり、６０キロ級として十分な強度が得られていなかったり、伸びや靱性が低い等の問題点がある。
【００４８】
【発明の効果】
以上の説明から明らかなように、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｂ、Ａｌ、Ｃａ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの各元素のそれぞれの含有量を規定し、Ｃａの効果を定量的に示す（１）式を満足する成分とすることにより、鉄塔、橋梁、建築物などの溶接構造物に用いる溶融亜鉛メッキ割れを起こさない鋼を得ることができる。さらに、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの含有量と製造条件を限定することにより、６０キロ級として適切な強度、靱性を有する鋼板が低コストで製造することが可能であり、産業上、極めて大きな意味を有すると言える。
【図面の簡単な説明】
【図１】ＣＥＺｃａ値とＳＬＭ４００値との相関および拘束割れ試験結果を示す。
【図２】耐溶融亜鉛メッキ割れ性を評価するＮＢＴ試験において，試験片に付与される温度・熱サイクルを示す図である。
【図３】発明例と比較例の破断強度比ＳＬＭ（＝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）の比較を示す図である。
【図４】拘束割れ試験体の大きさ、構成について示した図である。
【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
【図１】
0004151918.tif 000004
【図２】
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【図３】
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【図４】
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