JP2003313640A - 耐溶融亜鉛メッキ割れ特性に優れた高強度形鋼およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 引張強さ５９０ＭＰa、もしくは６９０ＭＰa
級以上の高強度を有し且つ耐溶融亜鉛メッキ割れ特性と
溶接部靱性の優れた形鋼が得られる。 【解決手段】 Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｓｉ：０．
０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜１．８％、Ｐ：０．
０１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｍｏ：０．０５〜
０．５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、Ａｌ：
０．０１〜０．０７％を含有し、さらに、Ｎｂ：０．０
０５〜０．０５％、および、Ｖ：０．００５〜０．１０
％（以上、質量％）の少なくとも１つを含有し、残部：
実質的にＦｅからなり、次式に示す溶融亜鉛メッキ割れ
感受性当量（ＣＥＺｍｏｄ．）は、ＣＥＺｍｏｄ．＝Ｃ
＋Ｓｉ／１７＋Ｍｎ／７．５＋Ｃｕ／１３＋Ｎｉ／１７
＋Ｃｒ／４．５＋Ｍｏ／３＋Ｖ／１．５＋Ｎｂ／２＋Ｔ
ｉ／４．５＋４２０Ｂ＜０．４２質量％であり、原子％
でのＣ量とＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの合計量との比は、Ｃ
／（Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）＝０．５〜３．０であり、
金属組織が実質的にフェライト単相であり、ＴｉとＭｏ
とを含む１０ｎｍ未満の微細析出物が分散析出してい
る。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】この発明は、鉄塔、橋梁等に
用いる引張強さ５９０ＭＰａ、もしくは６９０ＭＰａ以
上の、特に、耐溶融亜鉛メッキ割れ特性に優れた高強度
形鋼およびその製造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】鉄塔、橋梁等の鋼構造物においては、防
錆のため、鋼材を溶融亜鉛メッキすることが広く行われ
ている。その際、主として溶接熱影響部に、時として母
材に、液体金属脆化による割れ（溶融亜鉛メッキ割れ）
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」
ｖｏｌ．７９（１９９３）ｐ．１１０８〜１１１４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
れた溶融亜鉛メッキ割れ防止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（Ｂ）の影響について詳細に述べており、
Ｂは、２ｐｐｍ以下で且つ溶融亜鉛メッキ割れ感受性当
量（ＣＥＺｍｏｄ．）が、 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
％ を満たせば、引張強さ（ＴＳ）５９０ＭＰａ級鋼では、
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。

【０００３】一般に、高張力鋼の成分設計では、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．の式からも分かるように、添加元
素のほとんど全ては、耐溶融亜鉛メッキ割れ特性を劣化
させてしまう。特に、制御圧延による細粒化強化の適用
が困難な形鋼では、ＣＥＺｍｏｄ．上限一杯まで合金元
素を添加し、さらにＣＥＺｍｏｄ．の式に入っていない
Ｎを積極的に添加して、ＶＮ等の窒化物の析出を最大限
利用した５９０ＭＰａ級鋼の鋼種設計を行っている。

【０００４】一方、Ｎの積極的な添加は、鋼片鋳造時に
粗大な窒化物の生成を容易にし、この窒化物に起因する
割れが生じやすくなるために、圧延時に割れ起因の傷が
発生しないように、鋼片鋳造後、鋼片加熱前に表面手入
れによる表面割れの除去という余分な作業が必要となっ
ている。また、より高強度の６９０ＭＰａ級鋼、７８０
ＭＰａ級鋼においては、ＣＥＺｍｏｄ．≦０．４４％を
満足する範囲での成分設計は困難であり、母材やボルト
穴等の穴あけ加工部から溶融亜鉛メッキ割れが発生す
る。このため、溶接施工を行わないことを前提として、
特開平１０−３１０８４４号、特開平１０−３１０８４
６号等に代表されるような、母材および穴あけ加工部の
耐溶融亜鉛メッキ割れ特性向上の観点からの開発が行わ
れている。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】しかし、上記の高強度
形鋼における耐溶融亜鉛メッキ割れ特性を改善する方法
は、５９０ＭＰａ級鋼では、製造時の手入れ作業による
高コスト化の面で問題があり、６９０ＭＰａ鋼および７
８０ＭＰａ級鋼では、溶接施工が行えないという製造者
もしくは使用者に負担を強いるといった面で問題があっ
た。

【０００６】従って、この発明の目的は、このような従
来技術の課題を解決し、引張強さ５９０ＭＰａ級以上の
高強度形鋼において、手入れ等の負荷を低減し、さらに
６９０ＭＰａ級以上の高強度においてもＣＥＺｍｏｄ．
を０．４２％未満とすることによって、溶接施工を可能
とする、耐溶融亜鉛メッキ割れ特性に優れた高強度形鋼
およびその製造方法を提供することにある。

【０００７】

【課題を解決するための手段】請求項１記載の発明は、
Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０
％、Ｍｎ：０．５〜１．８％、Ｐ：０．０１％以下、
Ｓ：０．０１％以下、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ｔ
ｉ：０．００５〜０．０４％、Ａｌ：０．０１〜０．０
７％を含有し、さらに、Ｎｂ：０．００５〜０．０５
％、および、Ｖ：０．００５〜０．１０％（以上、質量
％）の少なくとも１つを含有し、残部：実質的にＦｅか
らなり、次式に示す溶融亜鉛メッキ割れ感受性当量（Ｃ
ＥＺｍｏｄ．）は、ＣＥＺｍｏｄ．＝Ｃ＋Ｓｉ／１７＋
Ｍｎ／７．５＋Ｃｕ／１３＋Ｎｉ／１７＋Ｃｒ／４．５
＋Ｍｏ／３＋Ｖ／１．５＋Ｎｂ／２＋Ｔｉ／４．５＋４
２０Ｂ＜０．４２質量％であり、原子％でのＣ量とＭ
ｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの合計量との比は、Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔ
ｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）＝０．５〜３．０であり、金属組織が実
質的にフェライト単相であり、ＴｉとＭｏとを含む１０
ｎｍ未満の微細析出物が分散析出していることに特徴を
有するものである。

【０００８】請求項２記載の発明は、Ｃｕ：０．５０％
以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｃａ：０．０００５〜０．００２５％（以上、質量％）
の内の少なくとも１つを含有することに特徴を有するも
のである。

【０００９】請求項３記載の発明は、請求項１または２
に記載の成分組成を有する鋼を、加熱温度：１０００〜
１３５０℃、圧延終了温度：８５０℃以上の条件で熱間
圧延した後、２℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却し、５
５０〜７００℃で冷却を停止し、そして、５５０〜７０
０℃の温度で３０ｓｅｃ以上の等温保持を行うことに特
徴を有するものである。

【００１０】請求項４記載の発明は、請求項１または２
に記載の成分組成を有する鋼を、加熱温度：１０００〜
１２５０℃、圧延終了温度：８５０℃以上の条件で熱間
圧延した後、２℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却し、６
００〜７００℃で冷却を停止し、そして、６００〜７０
０℃の温度から０．１℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で冷却
を行うことに特徴を有するものである。

【００１１】

【発明の実施の形態】本発明者等は，耐溶融亜鉛メッキ
割れ特性向上と高強度の両立のために、鋼材の化学成
分、ミクロ組織と形鋼の製造方法とを検討した結果、下
記（１）から（３）の知見を得た。

【００１２】（１）引張強さ５９０ＭＰａ級鋼では、Ｃ
ＥＺｍｏｄ．≦０．４４％とすることによって溶接熱影
響部の溶融亜鉛メッキ割れ発生を抑制できることが従来
知見としてあるが、より高強度の６９０ＭＰａ級以上の
鋼においてもＣＥＺｍｏｄ．＜０．４２％とすることに
より、母材および溶接熱影響部の溶融亜鉛メッキ割れを
抑制できる。

【００１３】（２）ミクロ組織をフェライト組織とする
ことが、母材の耐溶融亜鉛メッキ割れ特性に効果的であ
り、フェライト組織にＴｉ、Ｍｏを含む析出物を分散析
出させることによって高い強度が得られる。

【００１４】（３）過度の添加によって溶接部靭性の劣
化をもたらすＴｉの添加量を適正な範囲に制限すると共
に、ＮｂおよびＶの内の少なくとも１つを複合添加する
ことによって溶接部靭性と高強度を両立できること、Ｃ
に対するＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの添加量を適正化するこ
とで、炭化物による析出強化を最大限に活用することが
できる。

【００１５】上記のようにＣＥＺｍｏｄ．が規定され、
Ｔｉ、Ｍｏを含む析出物が分散析出したフェライト組織
を有する形鋼は、形鋼の製造プロセスを用いて一定時間
以上の温度保持または徐冷を施すことにより製造でき
る。このようにして製造した形鋼は、強度がＴｉ、Ｍｏ
を含む析出物によって確保され、しかも、ＣＥＺｍｏ
ｄ．が低いため、母材および溶接熱影響部に溶融亜鉛メ
ッキ割れが生じない。

【００１６】この発明は、上記知見に基づきなされたも
のであり、以下に、この発明の高強度形鋼の組織につい
て詳細に説明する。

【００１７】この発明の形鋼の金属組織は、実質的にフ
ェライト単相とする。フェライト相は、延性に富んでお
り、割れ感受性が極めて低いために、高い耐溶融亜鉛メ
ッキ割れ特性を実現できる。フェライト相にベイナイ
ト、マルテンサイト、セメンタイト、パーライト等の異
なる金属組織の内の少なくとも１つが混在する場合は、
材質均一性が劣化するため、フェライト相以外の組織分
率は少ないほど良い。しかし、フェライト相以外の体積
分率が低い場合は、その影響が無視できるため、トータ
ルの体積分率で１０％以下、好ましくは５％以下の他の
金属組織、すなわち、ベイナイト、マルテンサイト、セ
メンタイト、パーライト等の内の少なくとも１つを含有
しても良い。

【００１８】次に、この発明において形鋼内に分散析出
する析出物について説明する。

【００１９】この発明における形鋼は、フェライト相中
にＭｏとＴｉとを基本として含有する析出物が分散析出
しているものである。この析出物は、極めて微細である
ので、耐溶融亜鉛メッキ割れ特性に対して何ら影響を与
えない。ＭｏおよびＴｉは、鋼中で炭化物を形成する元
素であるので、炭化物の析出により鋼を強化することは
従来より行われているが、この発明は、ＭｏとＴｉとを
複合添加して、ＭｏとＴｉとを基本として含有する安定
な複合炭化物を鋼中に微細析出させることにより、より
大きな強度向上効果を得ることに特徴がある。

【００２０】この従来にない大きな強度向上効果は、Ｍ
ｏとＴｉとを基本として含有する複合炭化物が安定で且
つ成長速度が遅いことから、粒径が１０ｎｍ未満の極め
て微細な析出物が得られることによってもたらされる。

【００２１】ＭｏとＴｉとを基本として含有する複合炭
化物は、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｃのみで構成される場合は、Ｍｏ
とＴｉとの合計とＣとが原子比でほぼ１：１で化合して
いるものであり、高強度化には非常に効果があるが、Ｔ
ｉの含有量が多くなる程、溶接部靭性が劣化するという
問題がある。

【００２２】この発明では、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｃのみで構成
される複合炭化物において、Ｔｉの一部を他の元素で置
換することにより、高強度化の効果を損なわずに溶接部
靭性を向上させることについて検討し、ＭｏおよびＴｉ
に加えて、さらに、ＮｂおよびＶの内の少なくとも１つ
を添加し、ＭｏとＴｉと、ＮｂおよびＶの内の少なくと
も１つとを含んだ複合炭化物を析出させ、同様の析出強
化を得ることによって、この発明を完成した。

【００２３】この発明において、形鋼内に分散析出する
析出物である、ＭｏとＴｉとを主体とする複合炭化物
は、以下に述べる、この発明の成分の鋼材と製造方法と
を用いて形鋼を製造して、フェライト相中に分散させる
ことによって得ることができる。この発明の高強度形鋼
がＭｏとＴｉとを主体とする複合炭化物以外の析出物を
含有する場合は、ＭｏとＴｉとの複合炭化物による高強
度化の効果を損なわず、耐溶融亜鉛メッキ割れ特性を劣
化させない程度とする。

【００２４】次に、この発明の高強度形鋼の化学成分に
ついて説明する。

【００２５】Ｃ：０．０２〜０．０８質量％ Ｃは、炭化物として析出強化に寄与する元素であるが、
０．０２質量％未満では、十分な強度が確保できず、一
方、０．０８質量％を超えると、靭性や耐溶融亜鉛メッ
キ割れ特性を劣化させる。従って、Ｃ含有量は、０．０
２〜０．０８質量％に規定する。

【００２６】Ｓｉ：０．０１〜０．５０質量％ Ｓｉは、脱酸のため添加するが、０．０１質量％未満で
は脱酸効果が十分でない。一方、０．５０質量％を超え
ると、靭性や溶接性を劣化させる。従って、Ｓｉ含有量
は、０．０１〜０．５０質量％に規定する。

【００２７】Ｍｎ：０．５〜１．８質量％ Ｍｎは、強度、靭性確保のため添加するが、０．５質量
％未満ではその効果が十分でない。一方、１．８質量％
を超えると、溶接性と耐溶融亜鉛メッキ割れ特性が劣化
する。従って、Ｍｎ含有量は、０．５〜１．８質量％に
規定する。

【００２８】Ｐ：０．０１質量％以下 Ｐは、溶接性と耐溶融亜鉛メッキ割れ特性を劣化させる
不可避不純物元素であるため、Ｐ含有量の上限を０．０
１質量％に規定する。

【００２９】Ｓ：０．０１質量％以下 Ｓは、一般的には鋼中においては、ＭｎＳ介在物となり
耐溶融亜鉛メッキ割れ特性を劣化させるため、少ないほ
ど良い。しかし、０．０１質量％以下であれば問題がな
いため、Ｓ含有量の上限を０．０１質量％に規定する。

【００３０】Ｍｏ：０．０５〜０．５０質量％ Ｍｏは、この発明において重要な元素であり、０．０５
質量％以上含有させることによって、熱間圧延後冷却時
のパーライト変態を抑制しつつ、Ｔｉとの微細な複合析
出物を形成し、強度上昇に大きく寄与する。しかし、
０．５０質量％を超えて添加すると、耐溶融亜鉛メッキ
割れ特性が劣化する。従って、Ｍｏ含有量は、０．０５
〜０．５０質量％に規定する。

【００３１】Ｔｉ：０．００５〜０．０４質量％ Ｔｉは、Ｍｏと同様にこの発明において重要な元素であ
り、０．００５質量％以上添加することによってＭｏと
複合析出物を形成し、強度上昇に大きく寄与する。しか
し、０．０４質量％を超えると、溶接熱影響部（ＨＡ
Ｚ）の析出物が著しく粗大化して、靭性が劣化する。従
って、Ｔｉ含有量は、０．００５〜０．０４質量％に規
定する。

【００３２】Ａｌ：０．０１〜０．０７質量％ Ａｌは、脱酸剤として添加されるが、０．０１質量％未
満では効果がない。一方、０．０７質量％を超えると、
鋼の清浄度が低下して、耐溶融亜鉛メッキ割れ特性を劣
化させる。従って、Ａｌ含有量は、０．０１〜０．０７
質量％に規定する。

【００３３】Ｎｂ：０．００５〜０．０５質量％ Ｎｂは、組織の微細粒化により靭性を向上させるが、Ｔ
ｉおよびＭｏと共に複合析出物を形成し、強度上昇に寄
与する。しかし、０．００５質量％未満では効果がな
い。一方、０．０５質量％を超えると、溶接熱影響部の
靭性が劣化する。従って、Ｎｂ含有量は、０．００５〜
０．０５質量％に規定する。

【００３４】Ｖ：０．００５〜０．１質量％ Ｖは、Ｎｂと同様にＴｉおよびＭｏと共に複合析出物を
形成して、強度上昇に寄与する。しかし、０．００５質
量％未満では効果がない。一方、０．１質量％を超える
と溶接熱影響部の靭性が劣化する。従って、Ｖ含有量
は、０．００５〜０．１質量％に規定する。

【００３５】Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）＝０．５〜
３．０ Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）において、各元素記号
は、その成分の原子％の含有量（ａｔ％）を示す。この
発明の形鋼における高強度化は、ＴｉとＭｏと、Ｎｂお
よびＶの内の少なくとも１つとを含む複合析出物（炭化
物）によるものである。この複合析出物による析出強化
を有効に利用するためには、Ｃ量と炭化物形成元素であ
るＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ量の関係が重要であり、これら
の元素を適正なバランスのもとで添加することによっ
て、熱的に安定で且つ非常に微細な複合析出物を得るこ
とができる。このときＣの原子％での含有量と、Ｍｏ、
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの原子％での含有量の合計量の比である
Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）の値は、０．５〜３．０
とする。Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）の値が０．５未
満または３．０を超える場合は、何れかの元素量が過剰
であり、この発明のＴｉとＭｏとを含む複合析出物以外
の硬化組織が過度に形成されて、耐溶融亜鉛メッキ割れ
特性の劣化や、靭性の劣化を招く。従って、Ｃ／（Ｍｏ
＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）の値は、０．５〜３．０に規定す
る。なお、質量％の含有量を用いる場合は、下記（１）
式を用いて計算し、その値を０．５〜３．０とする。

【００３６】 （Ｃ／１２．０１）／（Ｍｏ／９５．９＋Ｎｂ／９２．９１＋Ｖ／５０．９４ ＋Ｔｉ／４７．９） ---（１） 溶融亜鉛メッキ割れ感受性当量（ＣＥＺｍｏｄ．）＜
０．４２質量％ 従来知見では、ＣＥＺｍｏｄ．＝Ｃ＋Ｓｉ／１７＋Ｍｎ
／７．５＋Ｃｕ／１３＋Ｎｉ／１７＋Ｃｒ／４．５＋Ｍ
ｏ／３＋Ｖ／１．５＋Ｎｂ／２＋Ｔｉ／４．５＋４２０
Ｂ≦０．４４質量％ならば、５９０Ｍｐａ級鋼の溶接熱
影響部に溶融亜鉛メッキ割れを生じない。この発明で
は、より高強度である６９０ＭＰａ級以上の鋼において
も母材、溶接熱影響部の何れもにも溶融亜鉛メッキ割れ
が生じない条件を検討し、割れが生じないためには、Ｃ
ＥＺｍｏｄ．＜０．４２質量％が必須であることを明ら
かにした。

【００３７】この発明では、形鋼の強度や耐溶融亜鉛メ
ッキ割れ特性をさらに改善する目的で、以下に示すＣ
ｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃａの内の少なくとも１つを含有して
も良い。

【００３８】Ｃｕ：０．５０質量％以下 Ｃｕは、靭性改善と強度の上昇に有効な元素であるが、
多く添加すると溶接性が劣化するため、添加する場合
は、０．５０質量％を上限とする。

【００３９】Ｎｉ：０．５０質量％以下 Ｎｉは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素である
が、多く添加するとベイナイト組織が生成しやすくなる
だけでなく、溶接性の劣化にも繋がるため、添加する場
合は、０．５０質量％を上限とする。

【００４０】Ｃｒ：０．５０質量％以下 Ｃｒは、Ｍｎと同様に、低Ｃでも十分な強度を得るため
に有効な元素であるが、多く添加するとベイナイト組織
が生成しやすくなるだけでなく、溶接性を劣化するた
め、添加する場合は、０．５０質量％を上限とする。

【００４１】Ｃａ：０．０００５〜０．００２５質量％ Ｃａは、硫化物系介在物の形態制御により、伸展した硫
化物系介在物と鋼の界面への溶融亜鉛の侵入を抑制し、
耐溶融亜鉛メッキ割れ特性向上に有効であるが、０．０
００５質量％未満ではその効果が十分でない。一方、
０．００２５質量％を超えて添加しても効果が飽和し、
むしろ、清浄度の低下により耐溶融亜鉛メッキ割れ特性
を劣化させる。従って、添加する場合のＣａ含有量は、
０．０００５〜０．００２５質量％に規定する。

【００４２】上記以外の残部は、実質的にＦｅからな
る。残部が実質的にＦｅからなるとは、この発明の作用
効果を失わない限り、不可避不純物をはじめ、他の微量
元素を含有するものが、この発明の範囲に含まれること
を意味する。

【００４３】次に、この発明の高強度形鋼の製造方法に
ついて説明する。

【００４４】この発明の高強度形鋼は、上記の成分組成
を有する鋼を用い、加熱温度:１０００〜１３５０℃、
圧延終了温度：８５０℃以上で熱間圧延を行い、その後
２℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却を行い、５５０〜７
００℃で冷却を停止し、次いで、５５０〜７００℃の温
度で一定時間保持することで、ＴｉとＭｏと、Ｎｂおよ
びＶの内の少なくとも１つとを含む微細な複合炭化物を
分散析出させて製造できる。５５０〜７００℃の温度で
一定時間保持する方法として、５５０〜７００℃の温度
で３０ｓｅｃ以上の等温保持を行う（第一の製造方
法）、６００〜７００℃の温度から０．１℃／ｓｅｃ以
下の冷却速度で徐冷を行う（第二の製造方法）の２つの
製造方法がある。以下、各製造方法について詳しく説明
する。

【００４５】加熱温度：１０００〜１３５０℃ 加熱温度が１０００℃未満では、炭化物の固溶が不十分
で必要な強度が得られず、また、熱間圧延時の変形抵抗
が高くなるため、形鋼の形状を精度良く圧延することが
困難になる。一方、１３５０℃を超えると、靭性が劣化
する。以上の観点から、加熱温度は、１０００〜１３５
０℃とする。

【００４６】圧延終了温度：８５０℃以上 圧延終了温度が低いと、形状、寸法精度が十分に確保さ
れないだけでなく、圧延方向に伸展した組織となり耐溶
融亜鉛メッキ割れ特性が劣化するため、圧延終了温度を
８５０℃以上とする。また、圧延終了温度の上限は、特
に規定しなくとも優れた耐溶融亜鉛メッキ割れ特性と強
度とが得られるが、組織の粗大化による靭性低下を防ぐ
ため、１１００℃以下の温度で圧延を終了することが好
ましい。

【００４７】圧延終了後、２℃／ｓｅｃ以上の冷却速度
で冷却し、冷却停止温度は、５５０〜７００℃とする。

【００４８】圧延終了後に放冷または徐冷を行うと高温
域から析出してしまい、析出物が容易に粗大化し強度が
低下する。よって、析出強化に最適な温度まで急冷を行
い、高温域からの析出を防止することが、この発明にお
ける重要な製造条件である。冷却速度が２℃／ｓｅｃ未
満では、高温域での析出防止効果が十分ではなく強度が
低下するため、圧延終了後の冷却速度を２℃／ｓｅｃ以
上に規定する。また、冷却終了温度が高すぎると、析出
物の粗大化が生じて十分な強度が得られないので、７０
０℃以下とする。一方、冷却停止温度が５５０℃未満に
なると、強度確保に必要十分な微細な析出物が生成でき
なくなって、強度が低下する。このために冷却停止温度
は、５５０℃以上とする必要がある。このときの冷却方
法については、製造プロセスによって任意の冷却設備を
用いることが可能である。

【００４９】２℃／ｓｅｃ以上の冷却速度での冷却後、
この発明のフェライト組織と微細析出物とを得るために
高温で一定時間保持する。

【００５０】第一の製造方法および第二の製造方法は、
形鋼を製造する場合に適する方法である。形鋼ミルにお
いて、仕上げ圧延後の水冷設備で冷却した後に、均熱炉
において所定の時間以上、等温保持して、この発明の析
出物を析出させる方法が第一の製造方法である。また第
二の製造方法は、水冷後に、カバー徐冷等により徐冷を
行うことで高温を維持して、この発明の析出物を析出さ
せて、この発明の形鋼を製造するものである。以下にこ
れらの場合を説明する。

【００５１】第一の製造方法：２℃／ｓｅｃ以上の冷却
速度での冷却後冷却終了温度を５５０〜７００℃とし、
５５０〜７００℃の温度で３０ｓｅｃ以上の等温保持す
る。熱延プロセスのような鋼帯への巻き取りを行わない
場合は、圧延後の冷却に引き続いて、一定時間以上の等
温保持を行うことによって、ＭｏとＴｉとを含む析出物
が分散析出したフェライト単一組織を得ることが可能で
ある。このとき、５５０℃未満では、強度確保に必要十
分な微細析出物が生成できないため強度が低下し、一
方、７００℃を超えると、析出物が粗大化し十分な強度
が得られないため、保持温度を５５０〜７００℃に規定
する。また、保持時間が３０ｓｅｃ未満では、フェライ
ト変態と必要十分な微細析出物の生成が完了せず、強度
が確保できないため、保持時間は３０ｓｅｃ以上に規定
する。なお、等温保持によって、フェライト変態および
微細析出物の生成が完了していれば、その後の冷却速度
は任意の速度で構わない。

【００５２】第二の製造方法：２℃／ｓｅｃ以上の冷却
速度での冷却後、冷却終了温度を６００〜７００℃と
し、６００〜７００℃の温度から０．１℃／ｓｅｃ以下
の冷却速度で徐冷する。上記のような等温保持を行わな
くとも、圧延後の冷却に引き続いて、所定の温度から徐
冷を行うことによっても、この発明の形鋼を製造するこ
とが可能である。このとき、冷却速度が０．１℃／ｓｅ
ｃを超えると、強度確保に必要十分な微細析出物が不足
して、強度が低下するため、冷却速度の上限を０．１℃
／ｓｅｃに規定する。また、徐冷を開始する温度は、６
００〜７００℃とする。６００℃未満では、強度確保に
必要十分な微細析出物が生成できなくなって、所望の強
度が確保できず、一方、７００℃を超えると、析出物が
粗大化し十分な強度が得られないためである。徐冷は、
少なくとも３０秒以上行い、それ以降は、任意の冷却速
度で構わない。

【００５３】従来の形鋼ミルを用いることのできる、上
記の第一および第二の製造方法により製造されたこの発
明の形鋼は、耐溶融亜鉛メッキ割れ特性に優れ、鉄塔、
橋梁等の鋼構造物に利用することができる。

【００５４】次に、この発明を実施例により、さらに説
明する。

【００５５】

【実施例】表１に示す化学成分の供試鋼（鋼種Ａ〜Ｍ）
を用いて、板厚２１、２５、３５ｍｍの山形鋼（Ｎｏ．
１〜３８）をそれぞれ製造した。

【００５６】

【表１】

【００５７】板厚１２、２５ｍｍの山形鋼（Ｎｏ．１〜
２８）は、熱間圧延後に制御冷却装置により冷却を行っ
た後、ガス燃焼炉等の熱源を有する加熱装置によって等
温保持（均熱処理）を行った。

【００５８】表２に、各形鋼の鋼片加熱温度、圧延終了
（仕上）温度、圧延後冷却速度、冷却停止温度、保持温
度、保持時間をそれぞれ示す。

【００５９】板厚３５ｍｍの山形鋼（Ｎｏ．２９〜３
８）は、熱間圧延後に、制御冷却を行い、その後、圧延
材を積み重ねることによる徐冷、積み重ね後、保温カバ
ー等で覆った状態、もしくは圧延後、積み重ね無しで保
温カバー等で覆った状態で徐冷した。

【００６０】表３に、各形鋼の鋼片加熱温度、圧延終了
（仕上）温度、圧延後冷却速度、冷却停止温度、徐冷開
始温度、徐冷開始から３００℃までの平均冷却速度を示
す。

【００６１】以上のようにして製造した形鋼のミクロ組
織を、光学顕微鏡、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）により
観察した。析出物の成分は、エネルギー分散型Ｘ線分光
法（ＥＤＸ）により分析した。また各鋼板の引張特性、
母材および溶接熱影響部の耐溶融亜鉛メッキ割れ特性を
調べた。これらの結果を、表２、表３に併せて示す。

【００６２】引張特性は、圧延方向の全厚試験片を引張
試験片として引張試験を行い、降伏強度、引張強度を測
定した。そして、製造上のばらつきを考慮して、降伏強
度４５０ＭＰａ以上、引張強度６００ＭＰａ以上である
ものを５９０ＭＰａ級、降伏強度５３０ＭＰａ以上、引
張強度７００ＭＰａ以上を有するものを６９０ＭＰａ級
の高強度形鋼として評価した。耐溶融亜鉛メッキ割れ特
性は、母材もしくは溶熱影響部が平行部になるように採
取した１０φ丸棒引張試験片に、亜鉛メッキとの密着性
が向上するように化成処理を行った後、平行部を覆うよ
うに溶融亜鉛メッキを行い、さらに亜鉛メッキが溶融す
る４５０℃の雰囲気で引張試験を行った。引張試験の伸
びを測定し、１０％以上の延性が得られた場合、耐溶融
亜鉛メッキ割れ特性が良好と判断して（○）で、延性が
１０％未満の場合を（×）で示した。

【００６３】

【表２】

【００６４】

【表３】

【００６５】表２において、本発明例であるＮｏ．１〜
１４は、何れも化学成分および製造方法が本発明の範囲
内であるので、引張強度５９０ＭＰａ級もしくは６９０
ＭＰａ級の高強度で且つ溶接熱影響部の耐溶融亜鉛メッ
キ割れ特性が優れていた。形鋼の組織は、実質的にフェ
ライト単相であり、ＴｉとＭｏと、ＮｂおよびＶの内の
少なくとも１つとを含む、粒径が１０ｎｍ未満の微細な
炭化物の析出物が分散析出していた。

【００６６】Ｎｏ．１５〜２２は、化学成分は本発明の
範囲内であるが、製造方法が本発明の範囲外であるの
で、十分な強度が得られないか、溶融亜鉛メッキ割れ試
験で延性が十分ではなかった。すなわち、Ｎｏ．１５
は、加熱温度が低いので、十分な固溶炭素量が確保でき
ないので、析出する析出物量が不足し、この結果、十分
な強度が得られなかった。Ｎｏ．１６は、圧延終了温度
が低いので、圧延方向に伸展した組織となるので、耐溶
融亜鉛メッキ割れ特性が劣化した。Ｎｏ．１７は、圧延
後の冷却速度が遅いので、高温域から析出が生じてしま
い析出物が粗大化した。この結果、強度が低下した。Ｎ
ｏ．１８、１９は、保持温度が高いためにやはり析出物
が粗大化し、十分な強度が得られなかった。Ｎｏ．２
０、２１は、保持温度が低いので、微細析出物の生成量
が不足し、強度が低下した。Ｎｏ．２２は、保持時間が
短く、フェライト変態および微細析出物が必要十分に生
成する前に冷却速度が速くなったため、強度確保に必要
な析出物量とならなかった。このために、強度が低下し
た。

【００６７】Ｎｏ．２３〜２８は、化学成分が本発明の
範囲外であるので、十分な強度が得られないか、溶融亜
鉛メッキ割れ試験で延性が不十分であった。すなわち、
Ｎｏ．２３は、Ｍｏの含有量が低く、Ｎｏ．２４は、Ｔ
ｉの含有量が低いので、十分な析出強化が得られず、強
度が低かった。Ｎｏ．２５は、Ｍｏの含有量が高すぎ
て、ＣＥＺｍｏｄ．も０．４２％を超えるため、母材お
よび溶接熱影響部の耐溶融亜鉛メッキ割れ特性が劣化し
た。Ｎｏ．２６は、Ｃ含有量が低いため、十分な析出強
化が得られず、強度が劣っていた。Ｎｏ．２７は、Ｃ含
有量が高すぎるため、結果としてＣＥＺｍｏｄ．が０．
４２％を超え、この結果、耐溶融亜鉛メッキ割れ特性が
劣っていた。Ｎｏ．２８は、各化学成分は、本発明範囲
内であるものの、ＣＥＺｍｏｄ．が０．４２％を超えて
いるため、耐溶融亜鉛メッキ割れ特性が劣化した。

【００６８】表３において、本発明例であるＮｏ．２９
〜３３は、何れも化学成分および製造方法が本発明の範
囲内であり、引張強度５９０ＭＰａ級もしくは６９０Ｍ
Ｐａ級の高強度を有し且つ母材および溶接熱影響部の耐
溶融亜鉛メッキ割れ特性が優れていた。形鋼の組織は、
実質的にフェライト単相であり、ＴｉとＭｏと、Ｎｂお
よびＶの内の少なくとも１つとを含む粒径が１０ｎｍ未
満の微細な炭化物の析出物が分散析出していた。

【００６９】Ｎｏ．３４〜３７は、化学成分は本発明の
範囲内であるが、製造方法が本発明の範囲外であり、Ｔ
ｉとＭｏとを含む析出物が分散析出していないため、十
分な強度が得られないか、溶融亜鉛メッキ割れ特性が不
十分であった。すなわち、Ｎｏ．３４は、圧延後の冷却
速度が遅いので、高温域から析出が生じてしまい析出物
が粗大化したため、強度が低下した。Ｎｏ．３５は、徐
冷時の冷却速度が速いため、強度確保に必要な微細析出
物の生成量が不足し、この結果、強度が低下した。Ｎ
ｏ．３６は、徐冷開始温度が高いために、析出物が粗大
化して、十分な強度が得られなかった。Ｎｏ．３７は、
徐冷開始温度が低くため、強度確保に必要な微細析出物
の量が確保できず、強度が低下した。

【００７０】Ｎｏ．３８は、本発明の製造方法を用いて
いるが、化学成分が本発明の範囲外であるので、母材お
よび溶接熱影響部の耐溶融亜鉛メッキ割れ特性が劣化し
た。

【００７１】

【発明の効果】以上述べたように、この発明によれば、
引張強さ５９０ＭＰａ、もしくは６９０ＭＰａ級以上の
高強度を有し且つ耐溶融亜鉛メッキ割れ特性と溶接部靱
性の優れた形鋼が得られるといった有用な効果がもたら
される。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 諏訪 稔 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 Ｆターム(参考） 4K032 AA01 AA04 AA08 AA11 AA14 AA16 AA19 AA22 AA23 AA27 AA29 AA31 AA35 AA36 BA00 CA02 CA03 CC04 CD02 CD03

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】Ｃ：０．０２〜０．０８％、 Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、 Ｍｎ：０．５〜１．８％、 Ｐ：０．０１％以下、 Ｓ：０．０１％以下、 Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、 Ａｌ：０．０１〜０．０７％ を含有し、さらに、 Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、および、 Ｖ：０．００５〜０．１０％（以上、質量％） の内の少なくとも１つを含有し、 残部：実質的にＦｅ からなり、次式に示す溶融亜鉛メッキ割れ感受性当量
   （ＣＥＺｍｏｄ．）は、 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＜０．４２
   質量％ であり、原子％でのＣ量とＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの合計
   量との比は、 Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）＝０．５〜３．０ であり、金属組織が実質的にフェライト単相であり、Ｔ
   ｉとＭｏとを含む１０ｎｍ未満の微細析出物が分散析出
   していることを特徴とする、耐溶融亜鉛メッキ割れ特性
   に優れた高強度形鋼。
2. 【請求項２】Ｃｕ：０．５０％以下、 Ｎｉ：０．５０％以下、 Ｃｒ：０．５０％以下、 Ｃａ：０．０００５〜０．００２５％（以上、質量％） の内の少なくとも１つを含有することを特徴とする、請
   求項１記載の、耐溶融亜鉛メッキ割れ特性に優れた高強
   度形鋼。
3. 【請求項３】 請求項１または２に記載の成分組成を有
   する鋼を、加熱温度：１０００〜１３５０℃、圧延終了
   温度：８５０℃以上の条件で熱間圧延した後、２℃／ｓ
   ｅｃ以上の冷却速度で冷却し、５５０〜７００℃で冷却
   を停止し、そして、５５０〜７００℃の温度で３０ｓｅ
   ｃ以上の等温保持を行うことを特徴とする、耐溶融亜鉛
   メッキ割れ特性に優れた高強度形鋼の製造方法。
4. 【請求項４】 請求項１または２に記載の成分組成を有
   する鋼を、加熱温度：１０００〜１２５０℃、圧延終了
   温度：８５０℃以上の条件で熱間圧延した後、２℃／ｓ
   ｅｃ以上の冷却速度で冷却し、６００〜７００℃で冷却
   を停止し、そして、６００〜７００℃の温度から０．１
   ℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で冷却を行うことを特徴とす
   る、耐溶融亜鉛メッキ割れ特性に優れた高強度形鋼の製
   造方法。