JP6344191B2

JP6344191B2 - 靭性に優れた高強度極厚ｈ形鋼及びその製造方法

Info

Publication number: JP6344191B2
Application number: JP2014210608A
Authority: JP
Inventors: 昌毅溝口; 市川　和利; 和利市川; 和章光安; 杉山　博一; 博一杉山
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2014-10-15
Filing date: 2014-10-15
Publication date: 2018-06-20
Anticipated expiration: 2034-10-15
Also published as: JP2016079443A

Description

本発明は、建築建造物の構造部材などに用いられる、靱性に優れた高強度極厚Ｈ形鋼に関するものである。

建築構造物、特に、超高層化された建築物には、肉厚が１００ｍｍ以上のＨ形鋼（以下、極厚Ｈ形鋼という。）の使用が望まれている。一般に、鉄鋼材料は、強度が増すほど、厚さが増大するほど、靭性が低下する傾向にあり、高強度で厚い鋼材の靭性の確保は困難である。

また、Ｈ形鋼は、形状が特異であり、ユニバーサル圧延では圧延条件（温度、圧下率）が制限される。そのため、特に、極厚Ｈ形鋼を製造する場合、ウェブ、フランジ、フィレット等の各部位で、圧延中の温度履歴、圧下率、加速冷却時の冷却速度に大きな差が生じ易くなり、圧延終了時の鋼材の内部の温度は表層に比べて非常に高くなる。

更に、極厚Ｈ形鋼の圧延は、通常の厚鋼板の圧延に比べて時間が掛かり、鋳片を高温に加熱して熱間圧延を行うため、表層と内部との温度差が大きくなる。その結果、極厚Ｈ形鋼の断面内では、強度および靱性に大きな変化が生じ、特にフィレット部など鋼材の内部では結晶粒が粗大になり、靭性を確保することが困難になる。

従来、酸化物を分散させてピニングによりオーステナイト粒を微細化し、靱性を向上させる方法が提案されている（例えば、特許文献１〜５、参照）。特許文献１および２にはＡｌおよびＣａを含む酸化物を利用し、厚鋼板の靭性を向上させる技術が示されている。また、特許文献３および４にはＡｌ、ＣａおよびＴｉを含む酸化物を利用し、制御圧延および加速冷却によって形鋼の靭性を向上させる技術が示されている。さらに、特許文献５にはＡｌおよびＣａを含む酸化物を利用し、加速冷却によってフランジ厚１００ｍｍ以上の極厚Ｈ形鋼の靭性を向上する技術が示されている。

特開２００３−３４２６７０号公報特開２００３−３２２７号公報特開平７−９０４７３号公報特開平７−９０４７４号公報国際公開２０１４−０８０８１８号公報

フランジ厚が１００ｍｍ以上の極厚Ｈ形鋼を製造する場合、圧延過程において表面と内部との温度差が大きくなる傾向にある。鋼材表面がフェライト変態開始温度（Ａｒ_３点）に到達する前に圧延を終了すると、鋼材内部（例えば図１の８）の圧延終了温度は１１００℃以上になり、オーステナイト粒の粗大化を招く。圧延終了後は、鋼材の表面近傍がＡｒ_３点に到達する前に水冷を開始し、表面の近傍ではベイナイトなどの低温変態組織を生成させて強度を確保する。しかし、極厚Ｈ形鋼の表面から離れた内部では結晶粒が粗大になり、靱性が著しく低下する。

また、連続鋳造によって得られた鋳片には、板厚中心部に合金元素の偏析（中心偏析）が生じている。フランジ厚が１００ｍｍ以上の極厚Ｈ形鋼を製造する場合、連続鋳造によって得られた鋳片の中心偏析は、図１の１／２Ｆ線上（図１の中央を縦方向に）に分布している。したがって、即ち、圧延後のＨ形鋼のフィレット部の位置は、鋳片の中心偏析が生じた部位（中心偏析部）に相当し、ＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−ＡｕｓｔｅｎｉｔｅＣｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）などの硬質相、アルミナやＭｎＳ等の多数の介在物が生成している。したがって、図１の８に示す位置（靭性評価部位）で靭性を評価すると、偏析に起因するＭＡおよび介在物（ＭｎＳ等）によって、更に靭性が劣化することが本発明者らの検討により明らかとなった。

本発明は、このような実情に鑑みてなされたものであり、靭性に優れた高強度極厚Ｈ形鋼及びその製造方法を提供するものである。

本発明者らは、特に図１の８に示す位置の靱性を確保するため、高温でも熱的に安定な粒子を鋼材中に分散させ、その粒子による粒界のピニング効果により、オーステナイト粒を微細化することが有効であるとの知見を得た。また、ピニング粒子により微細化されたオーステナイト粒から生成するフェライトは、粗大なオーステナイト粒から生成するフェライトに比べてサイズが小さく、靭性の向上に効果的であることを知見した。

更に、圧延後の加速冷却では、図１の８に示す位置で、８００℃から５００℃の平均冷却速度を高めるよりも、むしろ０．３℃／秒以下に抑制する緩冷却が更なる靭性向上に有効であるとの知見を得た。これは、加速冷却の平均冷却速度の抑制により、鋼材組織がポリゴナルフェライトおよびパーライトの混合組織となり、硬さの上昇が抑制され、靱性が向上するためであると考えられる。

また、ＡｌおよびＣａを含む酸化物によるピニング効果を活用することにより、極厚Ｈ形鋼の熱間圧延工程においてもオーステナイト粒が微細になり、圧延後の緩冷却で、微細なフェライトおよびパーライト組織が生成し、中心偏析に起因するＭＡおよび介在物の影響も軽減できることをも知見した。更に、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｖ、Ｎｉ等の成分を適正に制御することにより、高強度極厚Ｈ形鋼の靱性を顕著に向上させることに成功した。

本発明は、これらの知見に基づいて完成したもので、その発明の要旨は以下のとおりである。

［１］質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．１６％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：０．８０〜２．００％、
Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｖ：０．０１〜０．１０％、
Ａｌ：０．００５〜０．１００％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ｎ：０．００１０〜０．０２００％、
Ｏ：０．０００１〜０．０１００％、
Ｃａ：０．０００３〜０．００４０％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、下記式(1)によって求められる炭素当量Ｃ_eqが０．３５〜０．５０であり、
Ｃａ、Ａｌ、Ｏを含み、Ｏを除いた元素が質量％で、Ｃａ：５％以上、Ａｌ：５％以上、ＣａとＡｌとの合計が５０％以上であり、円相当径が０．００５〜２．０μｍの酸化物粒子を１００個／ｍｍ^２以上含有し、
フランジの厚さが１００ｍｍ以上、１５０ｍｍ以下であり、
フランジの長さ方向で表面から１／６の位置、厚さ方向で表面から１／４の位置における、鋼材組織におけるベイナイト分率が８０％以上であり、
フランジの長さ方向で表面から１／２の位置、厚さ方向で表面から３／４の位置における、鋼材組織におけるポリゴナルフェライトおよびパーライトの合計分率が８０％以上であり、フェライトの円相当粒径が６０μｍ以下である、
ことを特徴とする、靱性に優れた高強度極厚Ｈ形鋼。
Ｃ_ｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５・・（１）
ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕは各元素の含有量である。

［２］更に、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜０．５０％、
Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｏ：０．００１〜０．２０％、
Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、
Ｂ：０．０００１〜０．００２０％
のうち、１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記［１］に記載の靱性に優れた高強度極厚Ｈ形鋼。

［３］フランジの長さ方向で表面から１／６の位置、厚さ方向で表面から１／４の位置における降伏強度又は０．２％耐力が４５０ＭＰａ以上、引張強度が５５０ＭＰａ以上であり、フランジの長さ方向で表面から１／２の位置、厚さ方向で表面から３／４の位置における２１℃でのシャルピー試験の吸収エネルギーが１５０Ｊ以上であることを特徴とする、上記［１］又は［２］に記載の靱性に優れた高強度極厚Ｈ形鋼。

［４］上記［１］又は［２］に記載の成分組成を有する鋼片を１１００〜１３５０℃に再加熱後に圧延を開始し、表面温度８００℃以上で圧延を終了して冷却するにあたり、フランジの長さ方向で表面から１／６の位置、厚さ方向で表面から１／４の位置における８００℃から５００℃の平均冷却速度が２．２℃／秒以上であり、かつフランジの長さ方向で表面から１／２の位置、厚さ方向で３／４の位置における８００℃から５００℃の平均冷却速度が０．３℃／秒以下になるように冷却することを特徴とする、上記［１］〜［３］のいずれかひとつに記載の靭性に優れた高強度極厚Ｈ形鋼の製造方法。

本発明によれば、フランジ厚が１００〜１５０ｍｍであり、降伏強度又は０．２％耐力が４５０ＭＰａ以上、引張強度が５５０ＭＰａ以上、および２１℃でのシャルピー試験の吸収エネルギーが１５０Ｊ以上という、高強度極厚Ｈ形鋼を得ることができる。本発明の高強度極厚Ｈ形鋼は、多量の合金の添加や製鋼負荷の大きい極低炭素化を行わずに、製造することが可能であるため、製造コスト低減、工期の短縮による大幅なコスト削減を図ることができる。したがって、経済性を損なうことなく、大型建造物の信頼性を向上させることができるなど、産業上の貢献が極めて顕著である。

高強度極厚Ｈ形鋼の試験片を採取した位置を説明する図である。本発明のＨ形鋼の製造装置の一例を示す図である。

以下本発明について詳細に説明する。
本発明者らは、フランジ厚が１００ｍｍ以上の極厚Ｈ形鋼において、図１の８の位置｛フランジの長さ方向で表面から１／２の位置（１／２Ｆ）、厚さ方向で表面から３／４の位置（３／４ｔ２）｝における靱性を確保するために、鋼の成分組成、酸化物粒子、金属組織について検討を行った。その結果、炭素当量Ｃ_ｅｑを適正な範囲とし、円相当径で０．００５〜２．０μｍのＡｌおよびＣａを含む酸化物粒子を単位面積当たりの個数密度で１００個／ｍｍ^２以上微細に分散させ、ポリゴナルフェライトとパーライトの合計分率を８０％以上とすることにより、靱性が顕著に向上することを見出した。

図１の８の位置では、電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）によって測定したフェライトの円相当粒径の平均値が６０μｍ以下に微細化されていることがわかった。これは、酸化物粒子によって微細化されたオーステナイト粒から生成するフェライトのサイズが、粗大なオーステナイト粒から生成するフェライトのサイズよりも小さくなるためであると考えられる。また、図１の８の位置において、８００℃から５００℃の間の平均冷却速度を０．３℃／秒以下にすることにより、フェライトの円相当粒径の平均値が６０μｍ以下、ポリゴナルフェライトとパーライトの合計分率が８０％以上の金属組織となることがわかった。

以下、本発明について説明する。まず、本発明形鋼の成分範囲の限定理由について述べる。ここで、成分についての「％」は質量％を意味する。

（Ｃ：０．０５〜０．１６％）
Ｃは、鋼の強化に有効な元素であり、含有量の下限値を０．０５％とする。好ましくは、０．０７％以上のＣを添加する。一方、Ｃ量が０．１６％を超えると過剰に炭化物が生成し、靭性が低下するため、Ｃ量の上限を０．１６％以下とする。靱性を向上させるためには、Ｃ量の上限を０．１１％以下とすることが好ましい。

（Ｓｉ：０．０１〜０．５０％）
Ｓｉは、脱酸元素であり、強度の向上にも寄与するため、含有量の下限値を０．０１％とする。一方、過剰なＳｉの添加はＭＡの生成を助長し靱性を劣化させるため、Ｓｉ含有量の上限を０．５０％以下とする。靱性を確保するためには、Ｓｉ量の上限は０．４０％以下が好ましく、より好ましくは０．３０％以下である。

（Ｍｎ：０．８０〜２．００％）
Ｍｎは、強度の確保に必要であり、含有量の下限値を０．８０％以上とする。好ましくは、１．２０％以上のＭｎを添加する。しかし、Ｍｎ量が２．００％を超えると母材および溶接熱影響部の靭性が低下するため、上限を２．００％とする。

（Ｎｉ：０．０５〜０．５０％）
Ｎｉは、鋼材の強度及び靭性を高めるために、極めて有効な元素であり、０．０５％以上を添加する。特に、靭性を高めるためにはＮｉ量は、０．１０％以上が好ましい。一方、０．５０％超のＮｉを添加すると合金コストの上昇を招くため、Ｎｉ含有量の上限を０．５０％以下とする。好ましくはＮｉ量の上限を０．３０％以下とする。

（Ｖ：０．０１〜０．１０％)
Ｖは、焼入れ性の向上に寄与し、更には炭窒化物を生成し、組織の微細化及び析出強化にも寄与するため、０．０１％以上を添加する。好ましくは、０．０３％以上のＶを添加する。しかし、Ｖを過剰に添加すると、析出物の粗大化に起因して靭性を損なうことがあるため、Ｖ量の上限を０．１０％以下とする。好ましくは、Ｖ量の上限を０．０８％以下とする。

(Ｎ：０．００１０〜０．０２００％)
Ｎは、ＶＮを形成する重要な元素であり、鋼材組織の微細化や析出強化に寄与する元素であるため、含有量を０．００１０％以上とする。しかし、Ｎ量が過剰になると、母材および溶接熱影響部の靭性が低下するため、上限を０．０２００％以下とする。好ましくはＮ量の上限を０．００５０％以下とする。

（Ａｌ：０．００５〜０．１００％）
Ａｌは、脱酸元素であり、更に本発明においてはピニング効果に顕著に寄与する酸化物を形成する重要な元素であり、最低でも０．００５％を添加する。ただし、多量のＡｌ添加はＡｌ含有酸化物の粗大化をもたらすため、Ａｌ量の上限を０．１００％以下とする。好ましくはＡｌ量の上限を０．０６０％以下とし、より好ましくは０．０４０％以下とする。

（Ｃａ：０．０００３〜０．００４０％）
Ｃａは、本発明ではＡｌと共に、ピニング効果に顕著に寄与する酸化物を形成する重要な元素であり、０．０００３％以上を添加する。より多量なＣａおよびＡｌ含有酸化物を得るためには０．００１０％以上の添加が好ましい。０．００４０％超の添加はＣａおよびＡｌ含有酸化物の粗大化を招くこと、および経済性を損なうこと、などの理由から、上限を０．００４０％とする。好ましくはＣａ量を０．００３０％以下とする。

（Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％）
Ｔｉは、本発明では、ピニング効果を発現する酸化物の形成に寄与する重要な元素であり、０．００５％以上を添加する。微細な酸化物の密度を高めるには、Ｔｉを０．０１０％以上添加することが好ましい。また、Ｂを添加する場合は、ＢＮの析出を避けるため、Ｂ量の３．４倍のＴｉを添加することが好ましい。一方、Ｔｉ量が０．０３０％を超えると、粗大なＴｉＮが生成し、靱性を損なうため、Ｔｉ量の上限を０．０３０％以下とする。また、ＴｉＣの析出を抑制し、析出強化による靭性の低下を抑制するために、Ｔｉ量の上限を０．０２０％以下にすることが好ましい。

（Ｏ：０．０００１〜０．０１００％）
Ｏは、本発明においてはＡｌおよびＣａとともに酸化物を形成し、ピニング効果によりオーステナイト粒を微細化するのに必要な元素であり、０．０００１％以上を含有させる。好ましくはＯ量を０．００１０％以上とする。ただし、過剰にＯを含有させると酸化物の粗大化を招き母材と溶接熱影響部の靭性を低下させるため、上限を０．０１００％に制限する。好ましくは、Ｏ量を０．００５０％以下、より好ましくは０．００３０％以下とする。

更に、図１の７の位置での強度を向上させるために、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｂの１種又は２種以上を含有させてもよい。

（Ｃｒ：０．０１〜０．５０％）
Ｃｒは、焼入れ性を向上させて強度上昇に寄与する元素である。焼入れ性の向上には０．０１％以上のＣｒの添加が好ましく、より好ましくは０．１０％以上を添加する。０．５０％を超えてＣｒを添加するとＭＡの生成を助長し、Ｃｒ炭化物の粗大化を招き、靭性が低下することがあるので、Ｃｒ含有量の上限は０．５０％に制限することが好ましい。より好ましくはＣｒ量の上限を０．３０％以下とする。

（Ｃｕ：０．０１〜０．５０％）
Ｃｕは、焼入れ性の向上と析出強化によって鋼材の強度上昇に寄与する。これらの効果を得る為には０．０１％以上のＣｕの添加が好ましく、より好ましくは０．１０％以上を添加する。しかし、過剰な添加はＭＡの生成を助長し、かつＣｕ析出物の粗大化を招き、靭性が低下することがある。したがって、Ｃｕの含有量の上限を０．５０％以下に制限する。より好ましくはＣｕ量の上限を０．３０％以下とし、更に好ましくは０．２０％以下とする。

（Ｍｏ：０．００１〜０．２０％）
Ｍｏは、焼入れ性の向上及び析出強化によって強度の向上に寄与する。特に、Ｂを添加した場合には、焼入れ性の向上に関するＢとＭｏとの相乗効果は顕著であり、添加する場合はＭｏ量の下限を０．００１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０１％以上のＭｏを添加し、更に好ましくは０．０３％以上を添加する。しかし、０．２０％超のＭｏを含有させるとＭＡの生成を助長して靭性の低下を招くことがあるので、上限は０．２０％とすることが好ましい。靭性の低下を防ぐにはＭｏ量を０．１０％以下とすることがより好ましい。

（Ｎｂ：０．００１〜０．０５％）
Ｎｂは、焼入性の向上によって強度の向上に寄与する。この効果を得る為にはＮｂを０．００１％以上添加する必要がある。より好ましくは０．００５％以上、更に好ましくは０．０１０％以上を添加する。ただし、Ｎｂを過度に添加すると、母材および溶接熱影響部の靭性の低下を招くことがあるため、上限を０．０５％以下とすることが好ましい。より好ましいＮｂ量の上限は０．０３％以下である。

（Ｂ：０．０００１〜０．００２０％）
Ｂは、微量の添加で焼入性を上昇させ、オーステナイト粒界からのフェライト変態を抑制し、強度の向上に有効である。この効果を得るためには０．０００１％以上を添加することが好ましい。より好ましくは０．０００３％以上を添加し、更に好ましくは、０．０００５％以上を添加する。一方、０．００２０％を超えるＢを含有すると、多量のＭＡを生成し、靱性が著しく低下することがあるため、Ｂの含有量を０．００２０％以下とする。

本発明では、焼入れ性を高め、強度を評価する図１の７の位置｛フランジの長さ方向で表面から１／６の位置（１／６Ｆ）、厚さ方向で表面から１／４の位置（３／４ｔ２）｝でベイナイトを生成させるために、炭素当量Ｃ_ｅｑを０．３５％〜０．５０％とする。Ｃ_ｅｑが０．３５％未満であるとベイナイトの生成が不十分になり、強度が低下する。好ましくは、Ｃ_ｅｑを０．３８％以上とし、より好ましくは０．４０以上とする。一方、Ｃ_ｅｑが０．５０％を超えると、強度が高くなりすぎて、靭性が低下する。好ましくは、Ｃ_ｅｑを０．４５％以下とし、より好ましくは、０．４３％以下とする。

Ｃ_ｅｑは、焼入れ性の指標であって、公知の次式（１）で求める。ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕは各元素の質量％での含有量である。
Ｃ_ｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５・・（１）

次に、本発明の極厚Ｈ形鋼のミクロ組織について説明する。極厚Ｈ形鋼の場合、表面近傍は、圧延仕上温度が低くなり、水冷時の冷速が大きいため、鋼材組織が微細になる。一方、内部は、圧延仕上温度が高くなり、水冷時の冷速が小さいため、鋼材組織が粗大になり、靭性が低くなる。本発明の極厚Ｈ形鋼のミクロ組織は、図１の強度評価部位７と靭性評価部位８とで相違しており、強度評価部位７はベイナイトが主体であり、靭性評価部位８はフェライト・パーライトが主体である。

本発明においては、鋼材の全段面内で平均的な組織が得られると考えられる部位（図１の７）において強度の評価に使用する引張試験片、およびミクロ組織の観察用試料を採取し、引張試験、ミクロ組織の観察、及びベイナイト分率の測定を行った。一方、組織が粗大になりやすく、スラブの中心偏析に相当し、靭性が最も低くなる部位（図１の８）において靱性の評価に使用する２ｍｍＶノッチシャルピー試験片、およびミクロ組織観察用試料を採取して、靱性を評価し、ポリゴナルフェライトおよびパーライトの合計分率、フェライトの円相当粒径を測定した。金属組織は、光学顕微鏡による観察で判別することができ、フェライトの円相当粒径はＥＢＳＰで測定することができる。

強度評価部位（図１の７）において、ベイナイトは、強度の上昇及び組織の微細化に寄与する。強度を確保するためには、鋼材組織がベイナイトを８０％以上含むことが必要である。なお、残部は、フェライト、パーライト、島状マルテンサイトの１種又は２種以上である。ベイナイト分率の増加は強度の向上に寄与するため、ベイナイト分率の上限は規定せず、１００％でも良い。

靱性評価部位（図１の８）において、靱性を向上させるには、硬さの上昇を抑制することが必要であり、そのためには、ポリゴナルフェライトおよびパーライトの合計分率を８０％以上にすることが必要である。８０％未満では良好な靱性が得られない。ポリゴナルフェライトおよびパーライトの割合は特に限定する必要がない。また、靱性は結晶粒径との相関が大きく、本発明では、中心偏析の影響が大きい靱性評価部位（図１の８）で、靭性を高めるために、フェライトの円相当粒径を６０μｍ以下とする。好ましくは５０μｍ以下、より好ましくは４０μｍ以下とする。なお、フェライトの円相当粒径は小さい方が好ましい。

更に、フェライトの円相当粒径をＥＢＳＰによる測定で６０μｍ以下とするために、微細な酸化物によるピニング効果を利用する。本発明では、円相当径で０．００５〜２．０μｍのＡｌおよびＣａを含む酸化物粒子を、単位面積当たりの個数密度で１００個／ｍｍ^２以上微細に分散させる必要がある。靭性向上のためには、酸化物粒子は多いほど良いので、上限は規定する必要がない。

酸化物粒子のサイズ、密度は、鋼材から抽出レプリカを採取し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察して測定する。まず、１００００μｍ^２以上の領域で、０．００５〜２μｍ大きさの粒子個数を測定し、個数密度を算出する。次に、測定された少なくとも５０個以上の粒子について、ＴＥＭに付属するエネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＸ）により成分分析を行う。

ＥＤＸで分析を行った結果、酸化物粒子の組成が少なくともＣａ、Ａｌ、Ｏを含み、Ｏを除いた元素が質量比で、Ｃａ：５％以上、Ａｌ：５％以上をそれぞれ含有し、ＣａとＡｌとの合計が５０％以上である場合に、ＡｌおよびＣａを含む酸化物であると判断する。なお、ＣａとＡｌの含有量の上限、およびその合計の上限は特に限定するものではない。そして、ＥＤＸで分析を行った酸化物粒子のうち、ＡｌおよびＣａを含む酸化物の割合を求め、この割合と、０．００５〜２μｍ大きさの個数密度との積を、円相当径で０．００５〜２．０μｍのＡｌおよびＣａを含む酸化物粒子の個数密度として求めた。

本発明では、最高温度１３５０℃、最長で５時間の加熱を想定しており、このような条件で鋼片を加熱しても、上記のＡｌおよびＣａを含む酸化物の析出数の低下は起こらず、オーステナイト粒のピニング効果は失われないことを確認している。また、このような酸化物粒子のサイズが２．０μｍ以下であれば、極厚Ｈ形鋼の脆性破壊の起点にならないことも確認している。

本発明のＨ形鋼のフランジの板厚は、１００〜１５０ｍｍとする。これは、例えば、高層建築構造物に用いられるＨ形鋼に、板厚が１００ｍｍ以上の強度部材が求められているためであるが、１５０ｍｍを超えると十分な冷却速度が得られず、強度の確保が難しいため、上限を１５０ｍｍとする。Ｈ形鋼のウェブの板厚は特に規定しないが、５０〜１５０ｍｍであることが好ましい。

フランジ／ウェブの板厚比は、Ｈ形鋼を熱間圧延で製造する場合を想定して、０．５〜２．０とすることが好ましい。フランジ／ウェブの板厚比が２．０を超えると、ウェブが波打ち状の形状に変形することがある。一方、フランジ／ウェブの板厚比が０．５未満の場合は、フランジが波打ち状の形状に変形することがある。

機械特性の目標値は、常温の降伏強度又は０．２％耐力が４５０ＭＰａ以上、引張強度が５５０ＭＰａ以上である。また、２１℃でのシャルピー吸収エネルギーは、１５０Ｊ以上である。強度が高すぎると靱性を損なうことがあるため、常温の降伏強度又は０．２％耐力は５００ＭＰａ以下、引張強度は６８０ＭＰａ以下が好ましい。

次に、本発明のＨ形鋼の好ましい製造方法について説明する。

酸化物の組成、個数および大きさを所定の条件に制御するためには製鋼工程における脱酸方法が重要になる。本発明では、脱酸方法として、転炉出鋼後、脱酸処理を行う前の溶存酸素濃度を調整し、二次精錬工程でＴｉを添加して脱酸した後、Ａｌを添加し、さらにＣａを添加した後、Ａｌを添加し、成分調整する。脱酸処理を行う前の溶存酸素濃度は２０〜８０ｐｐｍになるように調整する。Ｔｉ及びＣａの添加は、最終含有量が所定の成分値になるように調整して行う。Ｔｉ脱酸後のＡｌの添加は、Ａｌ量が０．００４〜０．０２０％になるように添加し、Ｃａ添加後、不足分のＡｌを添加し、最終成分になるように調整する。

製鋼工程で、溶鋼の化学成分を調整した後、鋳造し、鋼片を得る。鋳造は、生産性の観点から、連続鋳造が好ましいが、製造されるＨ形鋼に近い形状のビームブランクでも構わない。また、鋼片の厚みは、生産性の観点から、２００ｍｍ以上とすることが好ましく、偏析の低減や、熱間圧延における加熱温度の均質性などを考慮すると、３５０ｍｍ以下が好ましい。

次に、鋼片を加熱し、熱間圧延を行う。鋼片の加熱温度は、Ｖ、Ｎｂなど、炭化物、窒化物を形成する元素を十分に固溶させるため、再加熱温度の下限を１１００℃とする。一方、加熱温度が１３５０℃よりも高温になると、素材である鋼片の表面のスケールが液体化して製造に支障が出るため、上限は１３５０℃とする。

熱間圧延では、圧延温度と圧下率を制御して圧延を行うことが好ましい。これは、圧延時の再結晶によって、オーステナイト粒径がより微細になる可能性があるためである。また、靭性を確保するには、オーステナイト粒を細粒化することが好ましいが、強度を確保するには、焼入れ性を高めるために、オーステナイト粒を大きくすることが好ましい。したがって、本来は、靭性の確保には圧延温度の低温化が、強度の確保には圧延温度の高温化が望まれる。ただし、本発明鋼では、ＡｌおよびＣａを含む酸化物によるピニング効果によりオーステナイト粒の粗粒化が抑制されるので、圧延温度の低温化は必ずしも必要ではなく、圧延温度は表面温度で８００℃以上が確保されていれば問題ない。強度を所定の範囲に収める観点からは、焼入れ性が高い鋼は低温で圧延し、焼入れ性が低い鋼は高温で圧延することが好ましく、鋼の化学成分に応じて、適宜、制御することが好ましい。

なお、一次圧延して５００℃以下に冷却した後、再度、１１００〜１３５０℃に加熱し、二次圧延を行う製造するプロセス、いわゆる２ヒート圧延を採用してもよい。２ヒート圧延では、熱間圧延での塑性変形量が少なく、圧延工程での温度の低下も小さくなるため、加熱温度を低めにすることができる。

また、圧延温度を下げる場合には、仕上圧延のうち、１パス以上をパス間水冷圧延としてもよい。パス間水冷圧延は、フランジ表面温度を７００℃以下に冷却した後、復熱過程で圧延する方法である。パス間水冷圧延は、圧延パス間の水冷により、フランジの表層部と内部とに温度差を付与し、圧延する方法である。水冷により圧延温度を短時間で低下させることによって、生産性が向上する。

仕上圧延後、高い強度を得るために、フランジやウェブなどを加速冷却する。加速冷却は、スプレーによる水の吹き付けによって行うことができる。

熱間圧延後の加速冷却は、図１の強度評価部位７では８００℃から５００℃の平均冷却速度が２．２℃／秒以上、および、図１の靭性評価部位８の位置では８００℃から５００℃の平均冷却速度が０．３℃／秒以下になるように行うことが必要である。このような加速冷却は、例えば、図１の強度評価部位７の近傍に表面から多量の冷却水を吹き付け、図１の靭性評価部位８では適用する冷却水の量を減らす、または水冷しない、といった方法により実現することができる。なお、強度評価部位７での８００℃から５００℃の平均冷却速度の上限は、焼きが入ることは好ましいことであるので、特に限定する必要がないものであるが、極厚材の場合には平均冷却速度が１０℃／秒を超えるようにすることは困難である。また、靭性評価部位８の位置での８００℃から５００℃の平均冷却速度の下限値は空冷よりも平均冷却速度が遅くなることはないので、特に限定するものではないが、現実的には０．０１℃/秒未満となることはないものと考えられる。

また、Ｈ形鋼全体に吹き付ける冷却水の量を均一にする場合、図１の強度評価部位７と靭性評価部位８では、強度評価部位７の方が鋼材の表面に近く、水冷時の冷却速度が速くなる。そのため、強度評価部位７を８００℃から５００℃までの平均冷却速度が２．２℃／秒以上になるように冷却した後、直ちに水冷を停止することにより、靭性評価部位８が８００℃から５００℃に冷却される平均冷却速度を０．３℃／秒以下に制御することができる。加速冷却の条件は、予め、Ｈ形鋼の各部位に熱電対を取り付けて種々の条件で加熱、冷却を行い、温度変化を測定し、更に、計算機シミュレーションなどに基づいて、決定することができる。

表１に示す成分組成を有する鋼を溶製し、連続鋳造により、厚みが２４０〜３００ｍｍの鋼片を製造した。鋼の溶製は転炉で行い、一次脱酸し、合金を添加して成分を調整し、必要に応じて、真空脱ガス処理を行った。得られた鋼片を加熱し、熱間圧延を行い、Ｈ形鋼を製造した。表１に示した成分は、製造後のＨ形鋼から採取した試料を化学分析して求めた。

Ｈ形鋼の製造工程を図２に示す。熱間圧延は、ユニバーサル圧延装置列で行い、熱間圧延をパス間水冷圧延とする場合、圧延パス間の水冷には、中間ユニバーサル圧延機（中間圧延機）２ｂの前面に設けた水冷装置３ａおよび後面に設けた水冷装置３ｂを用いて行い、フランジ外側面のスプレー冷却とリバース圧延を行った。制御圧延後の水冷は、仕上ユニバーサル圧延機（仕上圧延機）２ｃで仕上圧延の終了後、後面に設置した冷却装置（水冷装置）３ｃにより、フランジ外側面を水冷して行った。

製造条件を表２に示す。表２中には図１中の７の位置（強度評価部位）と図１中の８の位置（靭性評価部位）の冷却速度を記載しているが、これは直接測定したものではなく、別途実施した同サイズのオフライン加熱・水冷による測定時に該当部位に熱電対を取り付けて測定した結果、及び計算機シミュレーションによる予測を基に、水冷の開始温度と停止温度、及び適用時間から算出したものである。

酸化物密度、ＡｌとＣａの組成は、図１中の８の位置（靭性評価部位）からＴＥＭ観察用の抽出レプリカを採取し、ＴＥＭによる観察及びＥＤＸによる分析を行って求めた。まず、ＴＥＭで、１００００μｍ^２以上の領域について観察し、０．００５〜２μｍの大きさの粒子個数を測定し、個数密度を算出した。更にこれらの粒子の内、少なくとも５０個以上の粒子についてＡｌおよびＣａを含む酸化物であるか否かを判断した。

具体的には、ＥＤＸで分析を行った結果、酸化物粒子の組成が少なくともＣａ、Ａｌ、Ｏを含み、Ｏを除いた元素が質量比で、Ｃａ：５％以上、Ａｌ：５％以上をそれぞれ含有し、ＣａとＡｌとの合計が５０％以上である場合に、ＡｌおよびＣａを含む酸化物であると判断した。また、ＡｌおよびＣａを含む酸化物であると判断された酸化物粒子の組成の平均を求めた（平均酸化物組成）。

０．００５〜２μｍの大きさの粒子のうち、判断基準に適合する酸化物の割合を算出し、この割合と、０．００５〜２μｍ大きさの粒子の個数密度との積を、ＡｌおよびＣａを含む０．００５〜２μｍの酸化物の個数密度とした。

図１の７の位置（強度評価部位）から観察用サンプルを採取し、機械研磨を行った後にナイタール溶液で腐食し、２００倍の光学顕微鏡で撮影した。組織写真上で、一辺が５０μｍの格子状に測定点を配置し、３００の測定点で組織を判別し、ベイナイト組織であった格子点の数の割合を算出し、ベイナイト分率とした。同様に、図１の８の位置（靭性評価部位）から観察用サンプルを採取して、機械研磨を行った後にナイタール溶液で腐食し、２００倍の光学顕微鏡で撮影した。組織写真上で、一辺が５０μｍの格子状に測定点を配置し、３００の測定点で組織を判別し、ポリゴナルフェライトもしくはパーライトであった格子点の数の割合を算出し、ポリゴナルフェライトおよびパーライトの合計分率とした。靭性評価部位のフェライト粒径は、図１の８の位置（靭性評価部位）からサンプルを採取してＥＢＳＰ観察を行い、フェライト粒の円相当粒径の平均値を求めた。

更に、図１の７の位置（強度評価部位）から引張試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４１に準拠して引張試験を行い、降伏挙動を示す場合は降伏点、降伏挙動を示さない場合は０．２％耐力を求め、ＹＳとした。シャルピー衝撃試験は、図１の８の位置（靭性評価部位）から２ｍｍＶノッチシャルピー試験片を採取してＪＩＳＺ２２４２に準拠して行い、２１℃での吸収エネルギーを測定した。

酸化物の個数密度、強度評価部位のベイナイト分率、靱性評価部位のポリゴナルフェライトおよびパーライトの合計分率、フェライト粒径（円相当径）、強度評価部位の降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、靭性評価部位の２１℃におけるシャルピー吸収エネルギー（vＥ₂₁）を表３に示す。機械特性の目標値は、室温の降伏強度又は０．２％耐力（ＹＳ）が４５０ＭＰａ以上、引張強度（ＴＳ）が５５０ＭＰａ以上である。また、２１℃でのシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ₂₁）は、１５０Ｊ以上である。強度が高すぎると靱性を損なうことがあるため、好ましい範囲は、常温の降伏強度又は０．２％耐力は５００ＭＰａ以下、引張強度は６８０ＭＰａ以下である。

表３に示すように、本発明の製造Ｎｏ．１〜６、９〜１３、１６、及び１８〜２１は、ＹＳ及びＴＳが、それぞれ、目標の下限値である４５０ＭＰａ及び５５０ＭＰａ以上を満足していた。更に、２１℃でのシャルピー吸収エネルギーは、１５０Ｊ以上であり、目標を十分に満たしていた。一方、表３の製造Ｎｏ．７、８、１４、１５、２６〜３６は、化学成分、製造方法、強度評価部位のベイナイト分率、強度評価部位のポリゴナルフェライトおよびパーライトの合計分率、フェライト粒径、酸化物の個数密度のいずれかの１以上が本発明の範囲外である。そのため、ＹＳ、ＴＳ又は２１℃でのシャルピー吸収エネルギーのいずれか１以上が上記の目標を満たさなかった。なお、Ｎｏ．２８及び２９は、脱酸処理でＴｉを添加した後、Ａｌ、Ｃａの何れか一方を添加した例であり、ＡｌおよびＣａを含む酸化物であると判断された酸化物粒子が存在しないため、酸化物密度を０とし、平均酸化物組成を空欄とした。

１加熱炉
２ａ粗圧延機
２ｂ中間圧延機
２ｃ仕上圧延機
３ａ中間圧延機前面水冷装置
３ｂ中間圧延機後面水冷装置
３ｃ仕上圧延機前面水冷装置
４Ｈ形鋼
５フランジ
６ウェブ
７強度評価部位
８靱性評価部位
Ｆフランジ長さ全長
Ｈ高さ
ｔ_１ウェブの板厚
ｔ_２フランジの板厚

Claims

質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．１６％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：０．８０〜２．００％、
Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｖ：０．０１〜０．１０％、
Ａｌ：０．００５〜０．１００％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ｎ：０．００１０〜０．０２００％、
Ｏ：０．０００１〜０．０１００％、
Ｃａ：０．０００３〜０．００４０％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、下記式（１）によって求められるＣ_ｅｑが０．３５〜０．５０であり、
Ｃａ、Ａｌ、Ｏを含み、Ｏを除いた元素が質量％で、Ｃａ：５％以上、Ａｌ：５％以上、ＣａとＡｌとの合計が５０％以上であり、円相当径が０．００５〜２．０μｍの酸化物粒子を１００個／ｍｍ^２以上含有し、
フランジの厚さが１００ｍｍ以上、１５０ｍｍ以下であり、
フランジの長さ方向で表面から１／６の位置、厚さ方向で表面から１／４の位置における、鋼材組織におけるベイナイト分率が８０％以上であり、
フランジの長さ方向で表面から１／２の位置、厚さ方向で表面から３／４の位置における、鋼材組織におけるポリゴナルフェライトおよびパーライトの合計分率が８０％以上であり、フェライトの円相当粒径が６０μｍ以下である、
ことを特徴とする、靱性に優れた高強度極厚Ｈ形鋼。
Ｃ_ｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５・・（１）ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕは各元素の含有量である。
更に、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜０．５０％、
Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｏ：０．００１〜０．２０％、
Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、
Ｂ：０．０００１〜０．００２０％
のうち、１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の靱性に優れた高強度極厚Ｈ形鋼。
フランジの長さ方向で表面から１／６の位置、厚さ方向で表面から１／４の位置における降伏強度又は０．２％耐力が４５０ＭＰａ以上、引張強度が５５０ＭＰａ以上であり、フランジの長さ方向で表面から１／２の位置、厚さ方向で表面から３／４の位置における２１℃でのシャルピー試験の吸収エネルギーが１５０Ｊ以上であることを特徴とする、請求項１または請求項２に記載の靱性に優れた高強度極厚Ｈ形鋼。
請求項１又は請求項２に記載の成分組成を有する鋼片を１１００〜１３５０℃に再加熱後に圧延を開始し、表面温度８００℃以上で圧延を終了して冷却するにあたり、フランジの長さ方向で表面から１／６の位置、厚さ方向で表面から１／４の位置における８００℃から５００℃の平均冷却速度が２．２℃／秒以上であり、かつフランジの長さ方向で表面から１／２の位置、厚さ方向で３／４の位置における８００℃から５００℃の平均冷却速度が０．３℃／秒以下になるように冷却することを特徴とする、請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載の靭性に優れた高強度極厚Ｈ形鋼の製造方法。