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WO2014080818A1 - Ｈ形鋼及びその製造方法 - Google Patents

Ｈ形鋼及びその製造方法 Download PDF

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WO2014080818A1
WO2014080818A1 PCT/JP2013/080660 JP2013080660W WO2014080818A1 WO 2014080818 A1 WO2014080818 A1 WO 2014080818A1 JP 2013080660 W JP2013080660 W JP 2013080660W WO 2014080818 A1 WO2014080818 A1 WO 2014080818A1
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WO
WIPO (PCT)
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steel
flange
rolling
toughness
shaped steel
Prior art date
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Ceased
Application number
PCT/JP2013/080660
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
昌毅 溝口
市川　和利
和章 光安
杉山　博一
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp filed Critical Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
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Priority to CN201380039137.1A priority patent/CN104487604B/zh
Priority to SG11201500113TA priority patent/SG11201500113TA/en
Priority to JP2014517284A priority patent/JP5655984B2/ja
Priority to HK15108389.5A priority patent/HK1207672B/xx
Priority to EP13856612.0A priority patent/EP2865779B1/en
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    • C21C7/04—Removing impurities by adding a treating agent
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    • C21D1/56—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering characterised by the quenching agents
    • C21D1/60—Aqueous agents
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Definitions

  • the present invention relates to a high-strength ultra-thick H-shaped steel excellent in toughness, which is used for a structural member of a building structure, and a method of manufacturing the same.
  • Priority is claimed on Japanese Patent Application No. 2012-257892, filed Nov. 26, 2012, the content of which is incorporated herein by reference.
  • an H-shaped steel having a wall thickness of 100 mm or more (hereinafter referred to as an extremely thick H-shaped steel) is desired for a building structure, particularly a high-rise building.
  • an extremely thick H-shaped steel is desired for a building structure, particularly a high-rise building.
  • the toughness tends to decrease as the strength increases or the product thickness increases. Therefore, it is difficult to secure the toughness of a high strength and thick steel material.
  • H-shaped steel is unique in shape compared to steel plates and the like.
  • rolling conditions temperature, rolling reduction
  • the manufacturing rate during accelerated cooling at each portion of the web, flange and fillet.
  • the cross section of the extremely thick H-section steel there are large differences in strength, ductility and toughness depending on the position.
  • Patent Document 1 proposes a method of refining crystal grains by dispersing Ti-based oxides in steel to form intragranular ferrite.
  • Patent Documents 2 to 4 propose a method of manufacturing a rolled steel having high strength and excellent toughness by temperature-controlled rolling and accelerated cooling in addition to fine dispersion of Ti oxide and TiN.
  • Patent Documents 5 to 7 propose a method of dispersing an oxide and refining the structure by the pinning effect of the dispersed oxide to improve the toughness.
  • Patent Document 5 is a technology for improving the toughness of a very thick H-shaped steel by using a fine oxide containing Mg
  • Patent Documents 6 and 7 use toughness of a very thick H-shaped steel by using Ti oxide. It is a technology to improve.
  • the temperature inside the steel may be 1100 ° C. or higher, and austenite grain coarsening There is concern that it will Therefore, when the sample is taken from the inside of the extremely thick H-section steel, the toughness may be extremely low. Furthermore, when performing water cooling after hot rolling, it is difficult to increase the cooling rate inside the steel material. Therefore, it is difficult to refine the structure inside the steel material.
  • the H-shaped steel of the present invention is not a build-up H-shaped steel formed by welding steel plates, but is formed by hot rolling, particularly universal rolling, and does not require a tempering treatment such as quenching or tempering. It is a non-tempered rolled H-section steel.
  • high strength refers to tensile strength of 550 MPa or more.
  • the austenite grains and to increase the hardenability by containing alloy elements to suppress the formation of intergranular ferrite to make the bainite-based structure.
  • the inventors of the present invention refine the type, size and density of oxide particles necessary for refining austenite grain size in hot rolling, and refine the structure in water cooling in order to secure toughness of an extremely thick H-section steel. We examined in detail the chemical composition required to
  • the toughness of the extremely thick H-section steel having a flange thickness of 100 mm or more is obtained. It turned out that it can improve significantly. Furthermore, in addition to the reduction of the austenite grain size, by appropriately controlling the components such as Si, Mn, V, Ni, etc., it is found that the toughness of the high strength extremely thick H-section steel is further improved, and the present invention is completed. did.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • the H-shaped steel according to one aspect of the present invention comprises a flange and a web;
  • the chemical composition is, by mass%, C: 0.05 to 0.16%, Si: 0.01 to 0.50%, Mn: 0.80 to 2.00%, Ni: 0.05 to 0.50%, V: 0.01 to 0.20%, Al: 0.005 to 0.100%, Ti : 0.005 to 0.030%, N: 0.0010 to 0.0200%, O: 0.0001 to 0.0100%, Ca: 0.0003 to 0.0040%, Cr: 0 to 0.50 %, Cu: 0 to 0.50%, Mo: 0 to 0.20%, Nb: 0 to 0.05%, the balance being Fe and impurities, and carbon determined by the following formula (a) Equivalent number Ceq is 0.35 to 0.50%; number of oxide particles having a circle equivalent diameter of 0.005 to 2.0 ⁇ m per unit area 100-5000 cells / mm 2 contained in degrees, the include is Ca, Al, O composition of oxide particles, inf
  • Ceq C + Mn / 6 + (Cr + Mo + V) / 5 + (Ni + Cu) / 15 Formula (a)
  • C, Mn, Cr, Mo, V, Ni, and Cu in the formulas are contents of mass% of respective elements, and are 0 when not contained.
  • the H-shaped steel described in the above (1) contains, in mass%, Cr: 0.01 to 0.50%, Cu: 0.01 to 0.50%, Mo: 0. It may be 001 to 0.20%, and Nb: 0.001 to 0.05%.
  • the H-shaped steel according to the above (1) or (2) has a yield strength or 0.2% proof stress of 450 MPa or more and a tensile strength of 550 MPa or more at 21 ° C. at 21 ° C. May be 100 J or more.
  • the inclusion particles may further contain Ti.
  • the H-section steel according to any one of the above (1) to (4) may be manufactured by universal rolling.
  • the oxygen content of the molten steel before deoxidation treatment is adjusted to 90 ppm or less, and Ti, Al, Ca are sequentially added to the molten steel, Chemical composition: C: 0.05 to 0.16%, Si: 0.01 to 0.50%, Mn: 0.80 to 2.00%, Ni: 0.05 to 0.50 by mass% %, V: 0.01 to 0.20%, Al: 0.005 to 0.100%, Ti: 0.005 to 0.030%, N: 0.0010 to 0.0200%, O: 0.
  • the toughness is such that the flange thickness is 100 to 150 mm, the yield strength or 0.2% proof stress is 450 MPa or more, the tensile strength is 550 MPa or more, and the Charpy absorbed energy at 21 ° C. is 100 J or more. It is possible to obtain an excellent high-strength ultra-thick H-shaped steel.
  • the H-shaped steel of the present invention (high-tensile strength ultra-thick H-shaped steel excellent in toughness) does not require the inclusion of a large amount of alloy, and can be manufactured without performing the extremely low carbonization with a large steelmaking load. It is possible. Therefore, the manufacturing cost can be reduced and the cost can be significantly reduced by shortening the construction period. Therefore, industrial contribution such as being able to improve the reliability of a large building without compromising the economics is extremely remarkable.
  • H-section steel which concerns on this embodiment, it is a figure explaining the position which extract
  • the present inventors add Ti, Al and Ca at the time of deoxidation to finely disperse the oxide containing at least Ca, Al and O in the steel, and make the carbon equivalent Ceq within the appropriate range. It has been found that even in an extremely thick H-section steel having a flange thickness of 100 mm or more, it is effective to secure good toughness.
  • H-section steel (hereinafter sometimes referred to as an H-section steel according to the present embodiment) according to an embodiment of the present invention and a method for manufacturing the same will be described.
  • % of the component elements means mass%.
  • C 0.05 to 0.16%
  • C is an element effective for strengthening the steel, and in order to obtain its effect, the lower limit of the C content is made 0.05%.
  • the preferred lower limit of the C content is 0.08%.
  • the upper limit of the C content is 0.16%. In order to further improve the toughness, it is preferable to set the upper limit of the C content to 0.13%.
  • Si 0.01 to 0.50% Si is a deoxidizing element and contributes to the improvement of the strength.
  • the lower limit of the Si content is 0.01%.
  • excessive Si content promotes the formation of a martensite-austenite mixture (hereinafter referred to as MA). Since this MA degrades toughness, the upper limit of the Si content is made 0.50%. In order to further improve the toughness, the upper limit of the Si content is preferably 0.30%, more preferably 0.20%.
  • Mn 0.80 to 2.00% Mn improves hardenability to form bainite, and also suppresses the formation of ferrite from prior austenite grain boundaries, thereby contributing to the improvement of strength and toughness.
  • the lower limit of the Mn content is 0.80%.
  • the lower limit of the Mn content is preferably 1.10%, and more preferably 1.20%.
  • the upper limit of the Mn content is made 2.00%.
  • the upper limit of the Mn content is preferably 1.80%, and more preferably 1.60%.
  • Ni 0.05 to 0.50%
  • Ni is a very effective element to increase the strength and toughness of steel materials.
  • the lower limit of the Ni content is made 0.05%.
  • the lower limit of the Ni content is preferably 0.10%.
  • the upper limit of the Ni content is set to 0.50%.
  • the upper limit of the Ni content is 0.30%.
  • V 0.01 to 0.20%
  • V is an element that contributes to the improvement of the hardenability, further forms carbonitrides, and contributes to the refinement of the structure and the precipitation strengthening.
  • the lower limit of the V content is set to 0.01%.
  • the lower limit of the preferable V content is 0.05%.
  • the upper limit of the V content is set to 0.20%.
  • the upper limit of the V content is 0.08%.
  • Al 0.005 to 0.100%
  • Al is an important element to form oxide particles that refine austenite by the pinning effect.
  • the lower limit of the Al content is made 0.005%.
  • the lower limit of the Al content is 0.010%.
  • the upper limit of the Al content is 0.100%.
  • the upper limit of the Al amount is 0.060%, and more preferably 0.040%.
  • Ti 0.005 to 0.030%
  • Ti is an element necessary to form oxide particles that refine austenite by the pinning effect.
  • the lower limit of the Ti content is made 0.005%.
  • the preferred lower limit of the Ti content is 0.010%.
  • the upper limit of the Ti content is set to 0.030%.
  • N 0.0010 to 0.0200%
  • N is an important element which forms TiN and VN, and is an element which contributes to refinement of the structure and precipitation strengthening.
  • the lower limit of the N content is made 0.0010%.
  • the upper limit of the N content is set to 0.0200%.
  • the upper limit of the N content is 0.0100%.
  • O is an element that forms an oxide with Ti, Al, and Ca, and in the present embodiment, it is an element necessary to achieve austenite grain refinement by the pinning effect.
  • the lower limit of the O content is made 0.0001%.
  • the lower limit of the amount of O is 0.0005%.
  • the upper limit of the O content is made 0.0100%.
  • the upper limit of the O content is 0.0050%.
  • Ca 0.0003 to 0.0040%
  • Ca is an element that forms a composite oxide with Ti and Al, and in the present embodiment, is an element necessary for refining austenite by the pinning effect.
  • the lower limit of the Ca content is made 0.0003%.
  • the lower limit of the Ca content is preferably 0.0005%, and more preferably 0.0010%.
  • the upper limit of the Ca content is set to 0.0040%.
  • the upper limit of the amount of Ca is made 0.0030%.
  • the H-shaped steel according to the present embodiment is based on containing the above-described elements, but may contain other elements as impurities as long as the characteristics are not impaired.
  • Impurities refer to raw materials such as ore and scrap, and those mixed from the manufacturing environment.
  • P and S are impurities, which are inevitably contained in steel.
  • the contents thereof are not particularly limited, but P and S are preferably reduced because they cause weld cracking due to solidification segregation and a decrease in toughness.
  • the P content is preferably limited to 0.03% or less, and more preferably 0.01% or less. Further, the S content is preferably limited to 0.02% or less.
  • one or more of Cr, Cu, Mo and Nb may be contained in the range shown below. Note that Cr, Cu, Mo, and Nb are optional elements and need not necessarily be contained. Therefore, the lower limits of these elements are all 0%.
  • Cr 0.50% or less Cr is an element that improves hardenability and contributes to increase in strength.
  • the Cr content is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.10% or more.
  • the upper limit of the Cr content is preferably limited to 0.50%. More preferably, the upper limit of the Cr content is 0.30%.
  • Cu 0.50% or less
  • Cu is an element which contributes to the strengthening of steel materials by improving hardenability and precipitation strengthening.
  • the Cu content is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.10% or more.
  • the upper limit of the Cu content is 0.50%. More preferably, the upper limit of the Cu content is 0.30%, and more preferably 0.20%.
  • Mo 0.20% or less
  • Mo is an element which is solid-dissolved in steel to enhance hardenability, and contributes to the improvement of strength. In order to acquire the effect, it is preferable to make Mo content 0.001% or more.
  • the Mo content is more preferably 0.01% or more, and still more preferably 0.03% or more.
  • the Mo content exceeds 0.20%, the formation of MA may be promoted to lower the toughness. Therefore, even when Mo is contained, the upper limit of the Mo content is preferably 0.20%. In order to prevent the decrease in toughness, the upper limit of the Mo content is more preferably 0.10%.
  • Nb 0.05% or less Nb, like Mo, is an element that enhances hardenability.
  • the Nb content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.005% or more, and still more preferably 0.010% or more.
  • the toughness may decrease. Therefore, even when Nb is contained, it is preferable to set the upper limit of the Nb content to 0.05%.
  • the upper limit of the more preferable Nb content is 0.03%.
  • the carbon equivalent Ceq represented by the following formula (1) is set to 0.35 to 0.50% in order to increase hardenability and generate bainite while controlling each element in the above-mentioned range. Do. If Ceq is less than 0.35%, bainite formation will be insufficient, and strength and toughness will be reduced. Therefore, the lower limit of Ceq is 0.35%. The lower limit of Ceq is preferably 0.38%, more preferably 0.40%. On the other hand, when the Ceq exceeds 0.50%, the strength becomes too high and the toughness decreases. Therefore, the upper limit of Ceq is set to 0.50%. The upper limit of Ceq is preferably 0.45%, more preferably 0.43%.
  • Ceq is an index of hardenability (carbon equivalent), and can be obtained by a known following formula (1).
  • C, Mn, Cr, Mo, V, Ni, and Cu are content in unit mass% of each element in steel, and let the element which is not contained be zero.
  • Ceq C + Mn / 6 + (Cr + Mo + V) / 5 + (Ni + Cu) / 15 Formula (1)
  • the microstructure (metal structure) of the H-shaped steel according to the present embodiment will be described.
  • the rolling finish temperature is low in the vicinity of the surface, and the austenite grain becomes fine because the cooling rate at the time of water cooling is large.
  • the austenite grains become coarse.
  • a sample to be used for evaluation of strength is taken at a portion where an average tissue is considered to be obtained, and observation of microstructure and measurement of area ratio of bainite are performed together with evaluation of strength (strength Evaluation position).
  • the strength evaluation position 7 is a position from the surface (end face of the H-shaped steel) in the longitudinal direction of the flange to 1/6 of the flange length, and in the thickness direction of the flange, the thickness from the surface to the flange It is a quarter position of. Each tissue can be identified by observation with an optical microscope.
  • the area ratio in the microstructure is obtained by arranging measurement points in a grid of 50 ⁇ m on one side using a tissue photograph by an optical microscope taken at 200 ⁇ , and discriminating the tissue at 300 measurement points to obtain grains of each tissue. Calculated as a percentage of the number of
  • Bainite contributes to the increase in strength and the refinement of the structure.
  • the steel structure metal structure
  • the balance is one or more of ferrite, perlite, and MA. Since the increase in the bainite area fraction contributes to the improvement of the strength, the upper limit of the bainite area fraction is not particularly defined, and may be 100%.
  • the upper limit of the bainite area fraction is preferably 97% or less.
  • the austenite grains become coarse because the rolling finishing temperature is high near the center of the plate thickness, and the grain boundary ferrite tends to become coarse because the cooling rate during water cooling is small. Therefore, in the present embodiment, a sample is taken from the site where the toughness is most reduced to evaluate the toughness, the microstructure is observed at the same site, and the grain size of austenite is evaluated (toughness evaluation position). As shown in FIG. 1, the toughness evaluation position 8 is a position 1/2 of the flange length from the surface in the longitudinal direction of the flange and 3/4 of the flange thickness from the surface in the thickness direction. .
  • austenite grain size after cooling (old austenite grain size)
  • an optical micrograph or EBSP image is taken for a field of 1000 ⁇ m ⁇ 1000 ⁇ m or more, and the number of prior austenite contained in it is counted (boundary 0.5) And the count), the area per one prior austenite grain diameter can be calculated, and then it can be measured by the method of converting to the diameter of the circle of the same area.
  • the present inventors observed the microstructure at the toughness evaluation position to evaluate the grain size of the prior austenite. As a result, it has been found that the grain size of the prior austenite needs to be controlled to 200 ⁇ m or less on average in order to enhance the toughness. And Al-Ca-based oxide (However, if Ti and Al are not completely reduced by the addition of Ca, Ti-Al-Ca-based oxide may be formed.) With a predetermined size and a predetermined number density It was found that if finely dispersed in steel, the average prior-austenite grain size can be made 200 ⁇ m or less even if hot rolling is finished at high temperature.
  • the former austenite grain size is preferably small, but from the viewpoint of production, it is not preferable to set it to less than 100 ⁇ m.
  • the oxide containing at least Al and Ca it is necessary to finely disperse the oxide containing at least Al and Ca in the steel before rolling.
  • Al 0.005 ⁇ 2.0 .mu.m in equivalent circle diameter
  • the oxide particle containing Ca is present 100 / mm 2 or more
  • the effect of recrystallization by pinning effects and rolling It has been found that the austenite grain size can be reduced to 200 ⁇ m or less.
  • the number density of the oxide particles is 3,000 or less per 2 mm.
  • the number density of oxide particles was calculated by preparing an extraction replica from the manufactured H-shaped steel and observing it with an electron microscope. The composition of the oxide was determined using an energy dispersive X-ray spectrometer (EDS) attached to an electron microscope.
  • EDS energy dispersive X-ray spectrometer
  • the inventors of the present invention found that the above-described oxide particles containing Al and Ca contain Ca, Al and O, and elements excluding O are Ca: 5% or more and Al: 5% or more in mass ratio
  • the upper limit of the content of Ca and Al excluding O is usually 95%. 90% or less is preferable and, as for content of Al, 85% or less is more preferable. 90% or less is preferable and, as for content of Ca, 85% or less is more preferable.
  • the total amount of Ca and Al excluding O is preferably 99% or less.
  • the billet is heated at a maximum temperature of 1350 ° C. and a maximum time of 5 hours. If the oxide has the above-mentioned composition, the inventors of the present invention do not cause the above-mentioned decrease in the precipitation density of the oxide even if the steel slab is heated under such conditions, and the austenite grain pinning effect is lost. There is no confirmation. In addition, it has also been confirmed that if such oxide particles have a size of 2.0 ⁇ m or less, they do not become the starting point of brittle fracture of the extremely thick H-section steel.
  • the plate thickness of the flange of the H-shaped steel according to the present embodiment is 100 to 150 mm. This is because, for example, a strength member having a thickness of 100 mm or more is required for an H-shaped steel used for a high-rise building structure. On the other hand, if the plate thickness of the flange exceeds 150 mm, a sufficient cooling rate can not be obtained, and it is difficult to secure toughness, so the upper limit is set to 150 mm.
  • the thickness of the H-shaped steel web is not particularly limited, it is preferably 50 to 150 mm.
  • the plate thickness ratio between flange and web is preferably 0.5 to 2.0, assuming that H-shaped steel is produced by hot rolling.
  • the thickness ratio between the flange and the web exceeds 2.0, the web may be deformed into a corrugated shape.
  • the plate thickness ratio between the flange and the web is less than 0.5, the flange may be deformed into a corrugated shape.
  • the target values of the mechanical properties are a yield strength at ordinary temperature or a 0.2% proof stress of 450 MPa or more, and a tensile strength of 550 MPa or more.
  • the yield strength or 0.2% proof stress at normal temperature is usually 520 MPa or less and the tensile strength is 740 MPa or less.
  • Charpy absorbed energy at 21 ° C. is 100 J or more. If the strength is too high, the toughness may be impaired, so the yield strength or 0.2% proof stress at normal temperature is preferably 500 MPa or less, and the tensile strength is preferably 680 MPa or less.
  • the Charpy absorbed energy at 21 ° C. is preferably 150 J or more.
  • a deoxidation method in the steel making process becomes important.
  • a deoxidation method after adjusting the amount of oxygen in the molten steel (the amount of molten steel oxygen) to 90 ppm or less, Ti is added and deoxidized, and then Al is added. Then Ca is added. If the above-described molten steel oxygen content exceeds 90 ppm, a large number of coarse inclusions exceeding 2.0 ⁇ m will be generated, and the toughness will deteriorate. Therefore, the oxygen content of the molten steel before the addition of Ti is 90 ppm or less.
  • the insufficient amount of Al is added to adjust the final component to the predetermined component value (refining process). If the order of addition of Ti, Al and Ca is not the above order, the size of the oxide becomes coarse and the number decreases, which is not preferable.
  • the chemical composition of molten steel is adjusted and then cast to obtain a billet (casting process).
  • Casting is preferably continuous casting from the viewpoint of productivity, but it may be a beam blank having a shape close to that of an H-shaped steel to be produced.
  • the thickness of the billet is preferably 200 mm or more from the viewpoint of productivity.
  • the homogeneity of the heating temperature in hot rolling, etc. 350 mm or less is preferable.
  • the billet is heated (heating step). Then, hot rolling is performed on the heated billet (hot rolling step). If the heating temperature of the billet is less than 1100 ° C., the deformation resistance at the time of hot rolling becomes high. Therefore, the lower limit of the heating temperature is set to 1100.degree. In the case of containing an element such as Nb or the like to form a carbide or nitride, the lower limit of the heating temperature is preferably set to 1150 ° C. in order to sufficiently form a solid solution of these carbide or nitride. On the other hand, when the heating temperature is higher than 1350 ° C., the scale of the surface of the steel slab which is the material may become liquid and interfere with the production. Therefore, the upper limit of the heating temperature is 1350 ° C.
  • the conditions for hot rolling may not be defined in detail.
  • the finish rolling completion temperature is set to 800 ° C. or more at the steel surface temperature. In hot rolling, it is desirable to perform so-called universal rolling in consideration of productivity.
  • finish rolling it is preferable to perform rolling while controlling the rolling temperature and the rolling reduction.
  • toughness by hot rolling, it is desirable to lower the rolling temperature. This is because when the rolling temperature is lowered, the austenite grain size becomes finer due to the effect of recrystallization during rolling, and the toughness may be improved.
  • to secure strength it is desirable to improve hardenability.
  • the steel piece obtained by performing primary rolling is cooled to 500 ° C. or less, the steel piece is again heated to 1100 to 1350 ° C., and a process of performing secondary rolling, so-called two-heat rolling, is adopted.
  • 2-heat rolling the amount of plastic deformation in hot rolling is small, and the decrease in temperature in the rolling process is also small, so the heating temperature can be lowered.
  • the interpass water cooling rolling is a method of rolling in a recuperation process after cooling the flange surface temperature to 700 ° C. or less.
  • the inter-pass water cooling is a method of rolling by providing a temperature difference between the surface layer portion of the flange and the inside by water cooling between the rolling passes. In interpass water cooling rolling, processing distortion can be introduced to the inside of the plate thickness even when the rolling reduction is small. In addition, productivity is also improved by lowering the rolling temperature in a short time by water cooling.
  • flanges and webs are water-cooled to obtain high strength (water-cooling process).
  • Water cooling can be performed by spraying water with a spray or immersion water cooling in a water tank.
  • the position in the longitudinal direction of the flange from the surface (end face of the H-shaped steel) to 1/6 of the flange length and in the thickness direction of the flange from the surface to 1 ⁇ 4 of the flange thickness It is preferable to perform water cooling so that the cooling rate at 800 ° C. to 500 ° C. is 2.2 ° C./sec or more at the strength evaluation position). If the cooling rate is less than 2.2 ° C./sec, the required hardened structure may not be obtained.
  • the recuperation temperature is preferably 300 ° C. or more.
  • the reason why the water cooling condition is controlled not by the water cooling stop temperature but by the recuperation temperature is that extremely thick H-section steel has a large difference in cooling rate between the surface and the inside, and the inside temperature can not be managed at the surface temperature. is there.
  • the surface temperature is cooled to 200 ° C or less in a short time after the start of cooling, but the internal cooling rate is lower than the surface, so the inside is not sufficiently cooled even if the surface temperature is 200 ° C or less There is a case.
  • the present inventors have found that it is effective to control the internal temperature by the water cooling time and to control the internal temperature by the recuperated temperature. If the relationship between the cooling rate and the cooling time and the recuperation temperature is measured beforehand, the recuperation temperature of the extremely thick H-section steel can be controlled by the cooling time and the cooling rate.
  • Hot rolling (rough rolling, intermediate rolling, finish rolling) was performed in a universal rolling mill row.
  • water cooling between the rolling passes is performed using the water cooling device 2a provided on the front and back surfaces of the intermediate universal rolling mill (intermediate rolling mill) 1 while spray cooling the flange outer surface , Reverse rolling.
  • finish rolling is performed by a finish universal rolling mill (finish rolling mill) 3, and then the flange outer surface is water-cooled by a cooling device (water cooling device) 2b installed on the rear surface of the finish rolling mill 3. went.
  • Table 2 shows the amount of oxygen (ppm) in the molten steel before the deoxidation treatment (before adding Ti), the order of adding Ti, Ca and Al, and the conditions of hot rolling (production conditions).
  • the cooling rate in Table 2 is a value at a position of 1/6 from the surface in the longitudinal direction of the flange and at a position of 1 ⁇ 4 from the surface in the thickness direction.
  • this cooling rate is not a direct measurement, and when performing an experiment of heating steel materials of the same size separately and conducting accelerated cooling, the cooling rate of accelerated cooling is attached by attaching a thermocouple to the relevant site. It is a value calculated from the start temperature and stop temperature of water cooling, and application time based on the result of having measured and prediction by computer simulation.
  • the tensile test was conducted in accordance with JIS Z 2241 to obtain YS and TS.
  • YS was taken as a yield point, when showing a yield behavior, and 0.2% proof stress when not showing a yield behavior.
  • the Charpy impact test was conducted at a test temperature of 21 ° C. in accordance with JIS Z 2242.
  • the metallographic structure was observed with an optical microscope or EBSP, and the austenite grain size and the area fraction of bainite were measured. We also identified the type of residual tissue.
  • extraction replicas were prepared, and the number density and composition of the oxide particles were determined by electron microscopy and EDS.
  • the oxide composition shown in Table 3 is a ratio of Ca and Al excluding oxygen, and the balance is Ti.
  • the extraction position of the extraction replica is the same position as the toughness evaluation position 8 shown in FIG.
  • YS in Table 3 is the yield point at ordinary temperature or 0.2% proof stress.
  • the target values of mechanical properties are a yield strength at normal temperature or a 0.2% proof stress (YS) of 450 MPa or more, and a tensile strength (TS) of 550 MPa or more.
  • TS tensile strength
  • the target value of Charpy absorbed energy (vE21) at 21 ° C. is 100 J or more.
  • Production No. 1 which is an example of the present invention.
  • the bainite fraction, the austenite particle size, the oxide composition, and the oxide density were in the desirable ranges.
  • YS and TS satisfied the target lower limit of 450 MPa and 550 MPa or more, respectively.
  • the Charpy absorbed energy at 21 ° C. was 100 J or more, which satisfied the target value sufficiently.
  • Production No. 7 and Production No. No. 15 has a low recuperation temperature below 300 ° C., and has a small self-tempering effect. Therefore, although Charpy absorbed energy is 100 J or more, it became a relatively low value compared with other steels.
  • the production No. 6, 8, 9, 15, 17, 25 to 42 are either YS, TS or toughness, which chemical composition, manufacturing method, bainite fraction, austenite grain size or oxide density is outside the scope of the present invention Any one did not meet the above target value.
  • Production No. 8 is an example which changed the addition order of the deoxidizer. Production No. where Al was added last. In No. 8, the proportion of Al in the oxide composition decreased.
  • Production No. 17 is an example in which the molten steel oxygen amount before deoxidation was high. Production No. No. 17 had austenite grain size and oxide density outside the range of the present invention.
  • Production No. 33 is an example which did not add Ca as a deoxidizing material, and is an example which Ca does not contain in oxide composition.
  • the H-section steel of the present invention does not require the inclusion of a large amount of alloy, and can be manufactured without the need for extremely low carbonization with a high steelmaking load. Therefore, the manufacturing cost can be reduced and the cost can be significantly reduced by shortening the construction period. Moreover, the H-section steel of the present invention is a high-strength ultra-thick H-section steel excellent in toughness. Therefore, industrial contribution such as being able to improve the reliability of a large building without compromising the economics is extremely remarkable.

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Abstract

このＨ形鋼は、特定の成分組成を有し、円相当径で０．００５～２．０μｍの酸化物粒子を単位面積当たりの個数密度で１００～５０００個／ｍｍ２含有し、前記酸化物粒子の組成がＣａ、Ａｌ、Ｏを含み、前記酸化物粒子における、前記Ｏを除いた質量比で、前記Ｃａが５％以上、前記Ａｌが５％以上であり、前記Ｃａと前記Ａｌとの合計が５０％以上であり、前記フランジの板厚が１００～１５０ｍｍであり、前記フランジの、強度評価位置における、金属組織中のベイナイト分率が８０％以上であり、前記フランジの、靭性評価位置における、金属組織中の平均旧オーステナイト粒径が２００μｍ以下である。

Description

Ｈ形鋼及びその製造方法
　本発明は、建築構造物の構造部材などに用いられる、靭性に優れた高強度極厚Ｈ形鋼及びその製造方法に関する。
　本願は、２０１２年１１月２６日に、日本に出願された特願２０１２－２５７８９２号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　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。一般に鉄鋼材料において、強度が増すほど、もしくは製品の厚さが増大するほど、靭性は低下する傾向にある。そのため、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、鋼板等に比べて形状が特異である。Ｈ形鋼は、ユニバーサル圧延で製造することが好ましいが、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形鋼の製造においては、ウェブ、フランジ、フィレットの各部位において、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る。その結果、極厚Ｈ形鋼の断面内では、位置によって強度、延性、靭性に大きな差が生じる。
　特に、連続鋳造によって得られた鋳片を熱間圧延し、極厚Ｈ形鋼を製造する場合、結晶粒の微細化によって靭性を確保することが困難である。これは、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、圧延終了時の内部の温度が表層の温度よりも非常に高くなりやすいためである。
　従来、Ｈ形鋼の靭性向上に関して、例えば特許文献１には、Ｔｉ系酸化物を鋼中に分散させて、粒内フェライトを生成させることによって、結晶粒を微細化する方法が提案されている。更に、例えば特許文献２～４には、Ｔｉ酸化物及びＴｉＮの微細分散に加え、温度制御圧延及び加速冷却によって高強度で靭性に優れた圧延形鋼を製造する方法が提案されている。
　また、例えば特許文献５～７には、酸化物を分散させ、分散した酸化物のピニング効果により組織を微細化して、靭性を向上させる方法が提案されている。特許文献５はＭｇを含む微細な酸化物を利用して極厚Ｈ形鋼の靭性を向上させる技術であり、特許文献６及び７はＴｉ酸化物を利用して極厚Ｈ形鋼の靭性を向上させる技術である。
日本国特開平５－２６３１８２号公報 日本国特開平１０－１４７８３５号公報 日本国特開２０００－５４０６０号公報 日本国特開２００１－３１３６号公報 日本国特開２０００－３２８１７４号公報 国際公開２０１０－０１３３５８号パンフレット 国際公開２０１１－０６５４７９号パンフレット
　鋼材の表面近傍の強度を確保するためには、表面近傍が変態開始温度（Ａｒ３点）に到達する前に圧延を終了し、次いで水冷を開始することによって、ベイナイトなどの低温変態組織を生成させることが必要である。しかし、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。本発明者らは、計算機シミュレーションによる検討の結果、例えば、フランジ厚１２５ｍｍのＨ形鋼を製造する場合、表面と内部との温度差が２００℃以上に達することを明らかにした。
　したがって、極厚Ｈ形鋼では、鋼材表面がフェライト変態開始温度（Ａｒ３点）に到達する前に圧延を終了すると、鋼材内部の温度は１１００℃以上になる場合があり、オーステナイト粒の粗大化を招くことが懸念される。そのため、極厚Ｈ形鋼の内部から試料を採取すると、靭性が著しく低いことがある。
　更に、熱間圧延後に水冷を行う場合、鋼材内部の冷却速度を高めることは難しい。そのため、鋼材内部において、組織を微細化することは困難である。
　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ことを目的とする。なお、本発明のＨ形鋼は、鋼板を溶接して形成されるビルドアップＨ形鋼ではなく、熱間圧延、特にユニバーサル圧延によって成形され、焼入れ、焼戻しなどの調質処理を必要としない、非調質の圧延Ｈ形鋼である。
　なお、本発明において、高強度とは、引張強度で５５０ＭＰａ以上を示す。
　Ｈ形鋼の靭性を高めるには、オーステナイト粒を微細化するとともに、合金元素を含有させることによって焼入性を高めて粒界フェライトの生成を抑制し、ベイナイト主体の組織とすることが望ましい。本発明者らは、極厚Ｈ形鋼の靭性を確保するため、熱間圧延においてオーステナイト粒径の微細化するのに必要な酸化物粒子の種類、サイズ及び密度と、水冷時に組織を微細化させるために必要な化学組成とについて詳細に検討を行った。
　その結果、鋼中にＡｌ及びＣａを含む酸化物を生成させて、これら酸化物のピニング効果によりオーステナイトの粒径を２００μｍ以下とすれば、フランジ厚が１００ｍｍ以上の極厚Ｈ形鋼の靭性を大幅に向上できることがわかった。更に、オーステナイト粒径の低減に加えて、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｖ、Ｎｉ等の成分を適正に制御することで、高強度極厚Ｈ形鋼の靭性が更に向上することを見出し、本発明を完成した。
本発明の要旨は以下のとおりである。
　（１）すなわち、本発明の一態様に係るＨ形鋼は、フランジと、ウェブとを備え；化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０５～０．１６％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｍｎ：０．８０～２．００％、Ｎｉ：０．０５～０．５０％、Ｖ：０．０１～０．２０％、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％、Ｃｒ：０～０．５０％、Ｃｕ：０～０．５０％、Ｍｏ：０～０．２０％、Ｎｂ：０～０．０５％、を含有し、残部がＦｅ及び不純物であり、下記式（ａ）によって求められる炭素当量Ｃｅｑが０．３５～０．５０％であり；円相当径で０．００５～２．０μｍの酸化物粒子を単位面積当たりの個数密度で１００～５０００個／ｍｍ２含有し、前記酸化物粒子の組成がＣａ、Ａｌ、Ｏを含み、前記酸化物粒子における、前記Ｏを除いた質量比で、前記Ｃａが、５％以上、前記Ａｌが５％以上であり、前記Ｃａと前記Ａｌとの合計が５０％以上であり；前記フランジの板厚が１００～１５０ｍｍであり；前記フランジの、前記フランジの長さ方向で表面から１／６の位置、かつ、前記フランジの厚さ方向で表面から１／４の位置である強度評価位置における、金属組織中のベイナイト分率が８０％以上であり；前記フランジの、前記フランジの前記長さ方向で前記表面から１／２の位置、かつ、前記フランジの前記厚さ方向で前記表面から３／４の位置である靭性評価位置における、金属組織中の平均旧オーステナイト粒径が２００μｍ以下である。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５　・・・式（ａ）
ここで、式中のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕは各元素の質量％の含有量で、含有されない場合は０とする。
　（２）上記（１）に記載のＨ形鋼は、前記化学組成において、質量％で、Ｃｒ：０．０１～０．５０％、Ｃｕ：０．０１～０．５０％、Ｍｏ：０．００１～０．２０％、Ｎｂ：０．００１～０．０５％、であってもよい。
　（３）上記（１）または（２）に記載のＨ形鋼は、前記強度評価位置における、降伏強度又は０．２％耐力が４５０ＭＰａ以上、引張強度が５５０ＭＰａ以上、２１℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上であってもよい。
　（４）上記（１）～（３）のいずれか一項に記載のＨ形鋼は、さらに、前記介在物粒子が、Ｔｉを含有してもよい。
　（５）上記（１）～（４）のいずれか一項に記載のＨ形鋼は、ユニバーサル圧延によって製造されてもよい。
　（６）本発明の一態様に係るＨ形鋼の製造方法は、脱酸処理を行う前の溶鋼の酸素量を９０ｐｐｍ以下に調整し、Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａを順に前記溶鋼に添加した後、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０５～０．１６％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｍｎ：０．８０～２．００％、Ｎｉ：０．０５～０．５０％、Ｖ：０．０１～０．２０％、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％、Ｃｒ：０～０．５０％、Ｃｕ：０～０．５０％、Ｍｏ：０～０．２０％、Ｎｂ：０～０．０５％、を含有し、残部がＦｅ及び不純物であり、下記式（ａ）によって求められる炭素当量Ｃｅｑが０．３５～０．５０％となるように前記溶鋼の成分組成を調整する精錬工程と；前記精錬工程で得られた前記溶鋼を鋳造して鋼片を得る鋳造工程と；前記鋳造工程で得られた前記鋼片を１１００～１３５０℃に加熱する加熱工程と；加熱された前記鋼片に、圧延終了温度が表面温度で８００℃以上となるように熱間圧延を行ってＨ形鋼を得る熱間圧延工程と；前記Ｈ形鋼を、水冷停止後に前記Ｈ形鋼の表面温度が１００～７００℃の温度範囲内に復熱するように水冷する水冷工程と；を有する。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５　・・・式（ａ）
ここで、式中のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕは各元素の質量％の含有量で、含有されない場合は０とする。
　（７）上記（６）に記載のＨ形鋼の製造方法では、前記化学組成において、質量％で、Ｃｒ：０．０１～０．５０％、Ｃｕ：０．０１～０．５０％、Ｍｏ：０．００１～０．２０％、Ｎｂ：０．００１～０．０５％、であってもよい。
　本発明の上記態様によれば、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、２１℃でのシャルピー吸収エネルギーは１００Ｊ以上という、靭性に優れた高強度極厚Ｈ形鋼を得ることができる。本発明のＨ形鋼（靭性に優れた高強度極厚Ｈ形鋼）は、多量の合金の含有を必要とせず、また、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。そのため、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。
本実施形態に係るＨ形鋼において、試験片を採取した位置を説明する図である。 本実施形態に係るＨ形鋼の製造装置の一例を示す図である。
　本発明者らは、脱酸時にＴｉ、Ａｌ及びＣａを添加して、少なくともＣａ、Ａｌ、Ｏを含む酸化物を鋼中に微細に分散させることと、炭素当量Ｃｅｑを適正な範囲とすることとが、フランジ厚が１００ｍｍ以上の極厚Ｈ形鋼においても、良好な靭性を確保するために有効であることを見出した。
　更に、このような成分組成の鋼を熱間圧延した後、水冷による加速冷却を施して極厚Ｈ形鋼を製造すると、オーステナイト粒界から変態するフェライトの生成が抑制されることによって、極厚Ｈ形鋼の金属組織におけるベイナイトの面積分率が８０％以上となり、その結果、靭性を損なうことなく、十分な強度も確保できることを見出した。
　以下、本発明の一実施形態に係るＨ形鋼（以下本実施形態に係るＨ形鋼という場合がある。）及びその製造方法について説明する。まず、本実施形態に係るＨ形鋼の成分範囲の限定理由について述べる。ここで、成分元素についての「％」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、その効果を得るため、Ｃ含有量の下限を０．０５％とする。Ｃ含有量の好ましい下限は、０．０８％である。一方、Ｃ含有量が０．１６％を超えると炭化物が生成し、靭性が低下する。そのため、Ｃ含有量の上限を０．１６％とする。より靭性を向上させるためには、Ｃ含有量の上限を０．１３％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。これらの効果を得るため、Ｓｉ含有量の下限を０．０１％とする。一方、Ｓｉ含有量が過剰であるとマルテンサイト－オーステナイト混合物（以下、ＭＡと呼称）の生成を助長する。このＭＡは、靭性を劣化させるため、Ｓｉ含有量の上限を０．５０％とする。より靭性を向上させるためには、Ｓｉ含有量の上限は０．３０％が好ましく、０．２０％がより好ましい。
　Ｍｎ：０．８０～２．００％
　Ｍｎは、焼入性を高めてベイナイトを生成させるとともに、旧オーステナイト粒界からのフェライト生成を抑制することにより、強度及び靭性の向上に寄与する。これらの効果を得るため、Ｍｎ含有量の下限を０．８０％とする。強度を高めるには、Ｍｎ量の下限を１．１０％にすることが好ましく、１．２０％にすることが更に好ましい。一方、Ｍｎ含有量が２．００％を超えると、鋼材の靭性、割れ性などを損なうため、Ｍｎ含有量の上限を２．００％とする。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．８０％であり、より好ましい上限は１．６０％である。
　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る。これらの効果を得るため、Ｎｉ含有量の下限を０．０５％とする。より靭性を高めるためにはＮｉ含有量の下限は、０．１０％であることが好ましい。一方、Ｎｉ含有量が０．５０％を超え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％とする。好ましくはＮｉ含有量の上限を０．３０％とする。
　Ｖ：０．０１～０．２０％
　Ｖは、焼入性の向上に寄与し、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元素である。これらの効果を得るため、Ｖ含有量の下限を０．０１％とする。好ましいＶ含有量の下限は、０．０５％である。しかし、Ｖを過剰に含有すると、析出物の粗大化に起因して鋼材の靭性が劣化することがある。そのため、Ｖ含有量の上限を０．２０％とする。好ましくは、Ｖ含有量の上限を０．０８％とする。
　Ａｌ：０．００５～０．１００％
　Ａｌは、ピニング効果によってオーステナイトを細粒化する酸化物粒子を形成するために重要な元素である。その効果を得るため、Ａｌ含有量の下限を０．００５％とする。好ましくは、Ａｌ含有量の下限を０．０１０％とする。一方、Ａｌ含有量が過剰となると、粗大な酸化物が生成する。従って、Ａｌ含有量の上限を０．１００％とする。好ましくはＡｌ量の上限を０．０６０％とし、より好ましくは０．０４０％とする。
　Ｔｉ：０．００５～０．０３０％
　Ｔｉは、Ａｌと同様に、ピニング効果によってオーステナイトを細粒化する酸化物粒子を形成するために必要な元素である。その効果を得るため、Ｔｉ含有量の下限を０．００５％とする。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．０１０％である。一方、Ｔｉ含有量が０．０３０％を超えると、鋼中に粗大なＴｉＮが生成し、靭性が損なわれる。そのため、Ｔｉ含有量の上限を０．０３０％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は、Ｔｉ量の上限を０．０２０％にすることが好ましい。
　Ｎ：０．００１０～０．０２００％
　Ｎは、ＴｉＮやＶＮを形成する重要な元素であり、組織の細粒化や析出強化に寄与する元素である。これらの効果を得るため、Ｎ含有量の下限を０．００１０％とする。しかし、Ｎ含有量が過剰になると、鋼材の靭性が低下するとともに、鋳造時の表面割れや、製造された鋼材において歪時効等の材質不良の原因となる。従って、Ｎ含有量の上限を０．０２００％とする。好ましくは、Ｎ含有量の上限を０．０１００％とする。
　Ｏ：０．０００１～０．０１００％
　Ｏは、Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａと酸化物を形成する元素であり、本実施形態において、ピニング効果によるオーステナイトの細粒化を図るために必要な元素である。その効果を得るため、Ｏ含有量の下限を０．０００１％とする。好ましくは、Ｏ量の下限を０．０００５％とする。しかし、Ｏ含有量が過剰であると、固溶Ｏの影響や酸化物粒子の粗大化によって靭性が低下する。そのため、Ｏ含有量の上限を０．０１００％とする。好ましくはＯ含有量の上限を０．００５０％とする。
　Ｃａ：０．０００３～０．００４０％
　Ｃａは、Ｔｉ、Ａｌとともに複合酸化物を形成する元素であり、本実施形態において、ピニング効果によるオーステナイトの細粒化に必要な元素である。その効果を得るために、Ｃａ含有量の下限を０．０００３％とする。Ｃａ含有量の下限を０．０００５％とすることが好ましく、０．００１０％とすることがより好ましい。しかし、Ｃａ含有量が過剰であると酸化物粒子が粗大化し、靭性が低下する。そのため、Ｃａ含有量の上限を０．００４０％とする。好ましくは、Ｃａ量の上限を０．００３０％とする。
　本実施形態に係るＨ形鋼は、上述の元素を含有することを基本とするが、不純物として、特性を損なわない範囲であれば上記以外の元素を含んでも構わない。不純物とは、鉱石やスクラップ等の原材料や、製造環境から混入するものを指す。
　例えば、Ｐ、Ｓは不純物であり、鋼中に不可避的に含まれる。本実施形態においてはこれらの含有量を特に限定しないが、Ｐ、Ｓは、凝固偏析による溶接割れ、靭性低下の原因となるので、低減することが好ましい。Ｐ含有量は０．０３％以下に制限することが好ましく、０．０１％以下に制限することが更に好ましい。また、Ｓ含有量は、０．０２％以下に制限することが好ましい。
　更に、焼入性を高めるために、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｎｂの１種又は２種以上を以下に示す範囲で含有させてもよい。なお、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｎｂは、任意元素であり、必ずしも含有させる必要がない。そのため、これらの元素の下限は、いずれも０％である。
　Ｃｒ：０．５０％以下
　Ｃｒは、焼入性を向上させて強度上昇に寄与する元素である。焼入性の向上効果を得るためには、Ｃｒ含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．１０％以上とすることがより好ましい。一方、Ｃｒ含有量が０．５０％を超えるとＭＡの生成が助長されたり、Ｃｒ炭化物が粗大化したりして、靭性が低下することがある。そのため、Ｃｒを含有させる場合でも、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含有量の上限を０．３０％とする。
　Ｃｕ：０．５０％以下
　Ｃｕは、焼入性を向上と、析出強化とによって鋼材の強化に寄与する元素である。これらの効果を得る為にはＣｕ含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．１０％以上とすることがより好ましい。しかし、Ｃｕ含有量が過剰であると、ＭＡの生成が助長されたり、強度が過剰となって、低温靭性が低下することがある。したがって、Ｃｕを含有させる場合でも、Ｃｕ含有量の上限を０．５０％とすることが好ましい。より好ましくは、Ｃｕ含有量の上限を０．３０％とし、更に好ましくは０．２０％とする。
　Ｍｏ：０．２０％以下
　Ｍｏは、鋼中に固溶して焼入性を高める元素であり、強度の向上に寄与する。その効果を得るためには、Ｍｏ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｍｏ含有量を０．０１％以上とすることがより好ましく、０．０３％以上とすることが更に好ましい。しかし、Ｍｏ含有量が０．２０％を超えるとＭＡの生成が助長されて靭性が低下することがある。そのため、Ｍｏを含有させる場合でも、Ｍｏ含有量の上限は０．２０％とすることが好ましい。靭性の低下を防ぐにはＭｏ含有量の上限を０．１０％とすることがより好ましい。
　Ｎｂ：０．０５％以下
　Ｎｂは、Ｍｏと同様、焼入性を高める元素である。その効果を得るためには、Ｎｂ含有量を、０．００１％以上とすることが好ましく、０．００５％以上とすることがより好ましく、０．０１０％以上とすることが更に好ましい。ただし、Ｎｂ含有量が過剰であると、靭性が低下することがあるため、Ｎｂを含有させる場合でも、Ｎｂ含有量の上限を０．０５％とすることが好ましい。より好ましいＮｂ含有量の上限は０．０３％である。
　本実施形態では、各元素を上述の範囲に制御した上で、焼入性を高めてベイナイトを生成させるために、下記式（１）で示す炭素当量Ｃｅｑを０．３５～０．５０％とする。Ｃｅｑが０．３５％未満であるとベイナイトの生成が不十分になり、強度及び靭性が低下する。そのため、Ｃｅｑの下限を０．３５％とする。Ｃｅｑの下限は、好ましくは０．３８％であり、より好ましくは０．４０％である。一方、Ｃｅｑ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。そのため、Ｃｅｑの上限を０．５０％とする。Ｃｅｑの上限は、好ましくは０．４５％であり、より好ましくは、０．４３％である。
　Ｃｅｑは、焼入性の指標（炭素当量）であって、公知の次式（１）で求められる。ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕは鋼中の各元素の単位質量％での含有量であり、含有されない元素は０とする。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５・・・式（１）
　次に、本実施形態に係るＨ形鋼のミクロ組織（金属組織）について説明する。一般に、極厚Ｈ形鋼の場合、表面近傍は、圧延仕上温度が低くなり、また、水冷時の冷速が大きいため、オーステナイト粒が微細になる。一方、内部は、圧延仕上温度が高くなり、また、水冷時の冷速が小さいため、オーステナイト粒が粗大になる。
　本実施形態においては、平均的な組織が得られると考えられる部位において強度の評価に使用する試料を採取し、強度の評価とともに、ミクロ組織の観察、及びベイナイトの面積率の測定を行う（強度評価位置）。図１に示すように、強度評価位置７は、フランジの長さ方向で表面（Ｈ形鋼の端面）からフランジ長さの１／６の位置、フランジの厚さ方向で表面からフランジの板厚の１／４の位置である。各組織は、光学顕微鏡による観察で判別することができる。ミクロ組織における面積率は、２００倍で撮影した光学顕微鏡による組織写真を用いて、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することによって、各組織の粒の数の割合として算出する。
　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、強度評価位置において、鋼材組織（金属組織）がベイナイトを面積分率で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、ＭＡの１種又は２種以上である。ベイナイト面積分率の増加は強度の向上に寄与するため、ベイナイト面積分率の上限は特に規定せず、１００％でも良い。ベイナイト面積分率の上限は９７％以下が好ましい。
　また、本実施形態に係るＨ形鋼では、板厚中心付近において、圧延仕上温度が高いのでオーステナイト粒が粗大となり、更に、水冷時の冷速が小さいために粒界フェライトが粗大化しやすい。したがって、本実施形態では、靭性が最も低下する部位から試料を採取して靭性を評価し、同じ部位でミクロ組織を観察し、オーステナイトの粒径の評価を行う（靭性評価位置）。図１に示すように、靭性評価位置８は、フランジの長さ方向で表面からフランジ長さの１／２の位置、かつ、厚さ方向で表面からフランジ板厚の３／４の位置である。冷却後のオーステナイト粒径（旧オーステナイト粒径）は、１０００μｍ×１０００μｍ以上の視野について光学顕微鏡写真またはＥＢＳＰ像を撮影し、その中に含まれる旧オーステナイトの数をカウントし（境界は０．５個とカウント）、旧オーステナイト粒径１個あたりの面積を算出した上で、同面積の円の直径に換算する方法で測定できる。
　本発明者らは、靭性評価位置におけるミクロ組織を観察し旧オーステナイトの粒径の評価を行った。その結果、靭性を高めるためには、旧オーステナイト粒径を平均で２００μｍ以下に制御する必要があることを知見した。そして、Ａｌ－Ｃａ系酸化物（ただし、Ａｌ、Ｃａの添加によってＴｉがすべて還元されなければ、Ｔｉ－Ａｌ－Ｃａ系酸化物となる場合がある。）を所定のサイズ及び所定の個数密度で鋼中に微細分散させれば、高温で熱間圧延を終了しても、平均旧オーステナイト粒径を２００μｍ以下にできることを見出した。旧オーステナイト粒径は小さい方が好ましいが、製造上の観点から、１００μｍ未満とすることは好ましくない。
　なお、Ｈ形鋼の製造を、連続鋳造スラブを用いて行う場合、靭性を評価する部位はスラブの中心に相当する。従って、靭性の低下を更に抑制するために、スラブの中心偏析を軽減することが好ましい。中心偏析は、連続鋳造時の軽圧下や均質化熱処理などによって、軽減することができる。
　本実施形態においては、少なくともＡｌ及びＣａを含む酸化物を、圧延前の鋼片に微細に分散させておくことが必要である。本発明者らの検討によれば、円相当径で０．００５～２．０μｍのＡｌ、Ｃａを含む酸化物粒子が１００個／ｍｍ２以上存在すると、ピニング効果及び圧延による再結晶の効果によって、オーステナイト粒径を２００μｍ以下にすることが可能になることが分かった。一方、酸化物粒子が５０００個／ｍｍ２を超えると、破壊の発生や亀裂の伝播が促進されて靭性を損なうことがある。好ましくは、酸化物粒子の個数密度は、３０００個／ｍｍ２以下である。酸化物粒子の個数密度は、製造したＨ形鋼から抽出レプリカを作製し、それを電子顕微鏡にて観察して算出した。酸化物の組成は、電子顕微鏡に付属するエネルギー分散型Ｘ線分光分析装置（ＥＤＳ）を用いて行った。
　本発明者らは、上述したＡｌ、Ｃａを含む酸化物粒子が、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％以上である組成である場合にオーステナイト粒径の微細化に寄与するという知見を得た。本実施形態の製造方法でＨ形鋼を製造した場合、Ｏを除いたＣａおよびＡｌの含有量の上限は通常９５％となる。Ａｌの含有量は９０％以下が好ましく、８５％以下がより好ましい。Ｃａの含有量は９０％以下が好ましく、８５％以下がより好ましい。また、Ｏを除いたＣａとＡｌとの合計量は９９％以下が好ましい。
　本実施形態では、鋼片が、最高温度１３５０℃、最長時間５時間で加熱されることを想定している。本発明者らは、酸化物が上述の組成であれば、このような条件で鋼片を加熱しても、上記の酸化物の析出密度の低下は起こらず、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。
　本実施形態に係る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。一方で、フランジの板厚が１５０ｍｍを超えると十分な冷却速度が得られず、靭性の確保が難しいため、その上限を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。
　フランジとウェブとの板厚比（フランジ厚／ウェブ厚）に関しては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。フランジとウェブとの板厚比が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、フランジとウェブとの板厚比が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。以下に示す本実施形態に係るＨ形鋼の好ましい製造方法によりＨ形鋼を製造した場合には、通常、常温の降伏強度又は０．２％耐力は５２０ＭＰａ以下、引張強度が７４０ＭＰａ以下となる。また、２１℃でのシャルピー吸収エネルギーは、１００Ｊ以上である。強度が高すぎると靭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。２１℃でのシャルピー吸収エネルギーは、１５０Ｊ以上が好ましい。
　次に、本実施形態に係る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、個数及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。本実施形態では、脱酸方法として、溶鋼中の酸素量（溶鋼酸素量）を９０ｐｐｍ以下に調整した上でＴｉを添加して脱酸した後、Ａｌを添加する。次いで、Ｃａを添加する。上述の溶鋼酸素量が９０ｐｐｍを超えると２．０μｍを超える粗大な介在物が多数生成するようになり、靭性が劣化する。そのため、Ｔｉ添加前の溶鋼酸素量は９０ｐｐｍ以下とする。Ｃａ添加後、Ａｌ含有量が所定の成分値に対して不足していれば、不足分のＡｌを添加し、最終成分が所定の成分値になるように調整する（精錬工程）。Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａの添加順が上述の順番でない場合、酸化物のサイズが粗大化し個数が減少するため、好ましくない。
　製鋼工程で、溶鋼の化学組成を調整した後、鋳造し、鋼片を得る（鋳造工程）。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。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い。一方で、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、鋼片を加熱する（加熱工程）。そして加熱された鋼片に対して、熱間圧延を行う（熱間圧延工程）。鋼片の加熱温度は、１１００℃未満であると熱間圧延時の変形抵抗が高くなる。そのため、加熱温度の下限を１１００℃とする。Ｎｂなど、炭化物、窒化物を形成する元素を含有する場合、これらの炭化物、窒化物を十分に固溶させるため、加熱温度の下限を１１５０℃とすることが好ましい。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可能性がある。そのため、加熱温度の上限は１３５０℃とする。
　本発明では、酸化物粒子によるピニング効果によってオーステナイト粒径の上限が決まるため、熱間圧延の条件を詳細には規定しなくてもよい。ただし、強度を確保するため、仕上圧延完了温度は、鋼材表面温度で８００℃以上とする。
　なお、熱間圧延においては、生産性を考慮し、いわゆるユニバーサル圧延を行うことが望ましい。
　仕上圧延では、圧延温度と圧下率とを制御して圧延を行うことが好ましい。熱間圧延によって、靭性を向上させるためには、圧延温度の低温化が望ましい。これは、圧延温度を低温化すると、圧延時の再結晶の効果によって、オーステナイト粒径がより微細になり、靭性が向上する可能性があるためである。一方で、強度を確保するには、焼入性を高めることが望ましい。焼入性を高めるためには、圧延温度を高温化して、オーステナイト粒を大きくすることが好ましい。すなわち、靭性の確保には圧延温度の低温化が望ましく、強度の確保には圧延温度の高温化が望ましい。そのため、焼入性が高い鋼は低温で圧延し、焼入性が低い鋼は高温で圧延するなど、鋼の化学組成に応じて、適宜、制御することが好ましい。
　なお、一次圧延を行って得られた鋼片を５００℃以下に冷却した後、その鋼片を再度、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。
　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することも有効である。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。パス間水冷圧延では、圧下率が小さい場合でも、板厚の内部まで加工歪みを導入することができる。また、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、生産性も向上する。
　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水冷する（水冷工程）。水冷は、スプレーによる水の吹き付け、水槽での浸漬水冷によって行うことができる。本実施形態においては、フランジの長さ方向で表面（Ｈ形鋼の端面）からフランジ長さの１／６の位置、かつフランジの厚さ方向で表面からフランジ板厚の１／４の位置（強度評価位置）において８００℃から５００℃の冷却速度が２．２℃／秒以上となるように水冷を行うことが好ましい。２．２℃／秒未満の冷却速度では、必要な焼入れ組織が得られない場合がある。
　水冷にあたっては、水冷停止後に表面温度で１００～７００℃の温度まで復熱するような条件で水冷を停止することが必要である。これは、復熱温度が１００℃より低いと自己焼き戻しが不足し靭性が低下すること、また復熱温度が７００℃より高いと板厚中心部に焼きが入らず、旧オーステナイト粒界から生成するフェライトの粗大化によって靭性が低下したり、板厚表面近傍でも焼戻し温度が高すぎて強度が低下することがあるためである。より靭性を向上させるためには、復熱温度は３００℃以上が好ましい。
　なお、水冷条件を、水冷停止温度ではなく、復熱温度で制御する理由は、極厚Ｈ形鋼は表面と内部との冷却速度の乖離が大きく、表面温度では内部の温度が管理できないためである。表面温度は冷却開始後の短い時間で２００℃以下まで冷却されるが、内部の冷却速度は表面に比べて小さいため、表面温度が２００℃以下であっても、内部は十分に冷却されていない場合がある。これに対し、本発明者らは、水冷時間によって内部の温度を制御し、復熱温度で内部の温度を管理することが有効であることを見出した。予め、冷却速度及び冷却時間と復熱温度との関係を測定しておけば、冷却時間及び冷却速度によって極厚Ｈ形鋼の復熱温度を制御することができる。
　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、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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　Ｈ形鋼の製造工程を図２に示す。熱間圧延（粗圧延、中間圧延、仕上圧延）は、ユニバーサル圧延装置列で行った。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）１の前後面に設けた水冷装置２ａを用い、フランジ外側面のスプレー冷却しながら、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）３で仕上圧延を行った後、仕上圧延機３の後面に設置した冷却装置（水冷装置）２ｂにより、フランジ外側面を水冷して行った。
　脱酸処理を行う前（Ｔｉを添加する前）の溶鋼中の酸素量（ｐｐｍ）、Ｔｉ、Ｃａ、Ａｌを添加する順序、熱間圧延の条件（製造条件）を表２に示す。なお、表２中の冷却速度は、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の位置での値である。ただし、この冷却速度は、直接測定したものではなく、別途実施した同サイズの鋼材をオフラインで加熱して加速冷却する実験を行った際に、該当部位に熱電対を取り付けて加速冷却の冷却速度を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値である。
　図１に示す強度評価位置７から、引張試験及びベイナイト分率の測定に用いる試料を採取した。この試料を用いて、降伏強度及び引張強度を評価するとともに、ベイナイト分率を測定した。また、図１に示す靭性評価位置８から、シャルピー試験及びオーステナイト粒径の測定に用いる試料を採取した。この試料を用いて、靭性を評価するとともに、オーステナイト粒径を測定した。ｔ１はウェブの板厚、ｔ２はフランジの板厚、Ｆはフランジの長さ、Ｈは高さである。
　引張試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠して行い、ＹＳとＴＳとを求めた。なお、ＹＳは、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％耐力とした。シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２に準拠し、試験温度２１℃で行った。また、光学顕微鏡又はＥＢＳＰで金属組織の観察を行い、オーステナイト粒径とベイナイトの面積分率とを測定した。また、残部組織の種類を特定した。更に、抽出レプリカを作製し、電子顕微鏡及びＥＤＳにより、酸化物粒子の個数密度及び組成を求めた。表３に示す酸化物組成は、酸素を除く、Ｃａ、Ａｌの割合であり、残部はＴｉである。なお、抽出レプリカの採取位置は図１に示す靭性評価位置８と同じ位置である。
　機械試験結果及び組織観察結果を表３に示す。表３のＹＳは、常温の降伏点、又は０．２％耐力である。機械特性の目標値は、常温の降伏強度又は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）の目標値は、１００Ｊ以上である。
　表３に示すように、本発明例である製造Ｎｏ．１～５、７、１０～１４、１６及び１８～２４は、ベイナイト分率、オーステナイト粒径、酸化物組成、酸化物密度が、望ましい範囲であった。その結果、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、１００Ｊ以上であり、目標値を十分に満たしていた。
　なお、表２、３に示したように、製造Ｎｏ．７及び製造Ｎｏ．１５は復熱温度が３００℃未満と低く、自己焼戻し効果が小さい。そのため、シャルピー吸収エネルギーが、１００Ｊ以上ではあるものの、他の鋼に比べて比較的低い値となった。
　一方、表３の製造Ｎｏ．６、８、９、１５、１７、２５～４２は、化学組成、製造方法、ベイナイト分率、オーステナイト粒径又は酸化物密度のいずれかが本発明の範囲外であり、ＹＳ、ＴＳ又は靭性のいずれかが上記の目標値を満たさなかった。
　製造Ｎｏ．８は脱酸剤の添加順序を変えた例である。Ａｌを最後に添加した製造Ｎｏ．８では、酸化物組成中のＡｌの割合が低下した。
　製造Ｎｏ．１７は、脱酸前の溶鋼酸素量が高かった例である。製造Ｎｏ．１７はオーステナイト粒径及び酸化物密度が本発明の範囲外となっていた。
　製造Ｎｏ．３３は脱酸材としてＣａを添加しなかった例であり、酸化物組成にＣａが含有されなかった例である。
　本発明のＨ形鋼は、多量の合金の含有を必要とせず、また、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。そのため、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。また、本発明のＨ形鋼は、靭性に優れた高強度極厚Ｈ形鋼である。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。
　１　　中間圧延機
　２ａ　　中間圧延機前後面の水冷装置
　２ｂ　　仕上圧延機後面冷却装置
　３　　仕上圧延機
　４　　Ｈ形鋼
　５　　フランジ
　６　　ウェブ
　７　　強度評価位置
　８　　靭性評価位置
　Ｆ　　フランジ長さ全長
　Ｈ　　高さ
　ｔ１　　ウェブの板厚
　ｔ２　　フランジの板厚

Claims (7)

  1. 　フランジと、ウェブとを備え；
    　化学組成が、質量％で、
    Ｃ：０．０５～０．１６％、
    Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
    Ｍｎ：０．８０～２．００％、
    Ｎｉ：０．０５～０．５０％、
    Ｖ：０．０１～０．２０％、
    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％、
    Ｃｒ：０～０．５０％、
    Ｃｕ：０～０．５０％、
    Ｍｏ：０～０．２０％、
    Ｎｂ：０～０．０５％、
    を含有し、残部がＦｅ及び不純物であり、
    下記式（１）によって求められる炭素当量Ｃｅｑが０．３５～０．５０％であり；
    　円相当径で０．００５～２．０μｍの酸化物粒子を単位面積当たりの個数密度で１００～５０００個／ｍｍ２含有し、
    　前記酸化物粒子の組成がＣａ、Ａｌ、Ｏを含み、
    　前記酸化物粒子における、前記Ｏを除いた質量比で、前記Ｃａが、５％以上、前記Ａｌが５％以上であり、前記Ｃａと前記Ａｌとの合計が５０％以上であり；
    　前記フランジの板厚が１００～１５０ｍｍであり；
    　前記フランジの、前記フランジの長さ方向で表面から１／６の位置、かつ、前記フランジの厚さ方向で表面から１／４の位置である強度評価位置における、金属組織中のベイナイト分率が８０％以上であり；
    　前記フランジの、前記フランジの前記長さ方向で前記表面から１／２の位置、かつ、前記フランジの前記厚さ方向で前記表面から３／４の位置である靭性評価位置における、金属組織中の平均旧オーステナイト粒径が２００μｍ以下である；
    ことを特徴とするＨ形鋼。
    Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５　・・・式（１）
    ここで、式中のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕは各元素の質量％の含有量で、含有されない場合は０とする。
  2. 　前記化学組成において、質量％で、
    Ｃｒ：０．０１～０．５０％、
    Ｃｕ：０．０１～０．５０％、
    Ｍｏ：０．００１～０．２０％、
    Ｎｂ：０．００１～０．０５％、
    であることを特徴とする請求項１に記載のＨ形鋼。
  3. 　前記強度評価位置における、降伏強度又は０．２％耐力が４５０ＭＰａ以上、引張強度が５５０ＭＰａ以上、２１℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上であることを特徴とする請求項１または２に記載のＨ形鋼。
  4. 　さらに、前記介在物粒子が、Ｔｉを含有することを特徴とする請求項１～３のいずれか一項に記載のＨ形鋼。
  5. 　ユニバーサル圧延によって製造されたことを特徴とする請求項１～４のいずれか一項に記載のＨ形鋼。
  6. 　脱酸処理を行う前の溶鋼の酸素量を９０ｐｐｍ以下に調整し、Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａを順に前記溶鋼に添加した後、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０５～０．１６％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｍｎ：０．８０～２．００％、Ｎｉ：０．０５～０．５０％、Ｖ：０．０１～０．２０％、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％、Ｃｒ：０～０．５０％、Ｃｕ：０～０．５０％、Ｍｏ：０～０．２０％、Ｎｂ：０～０．０５％、を含有し、残部がＦｅ及び不純物であり、下記式（１）によって求められる炭素当量Ｃｅｑが０．３５～０．５０％となるように前記溶鋼の成分組成を調整する精錬工程と；
    　前記精錬工程で得られた前記溶鋼を鋳造して鋼片を得る鋳造工程と；
    　前記鋳造工程で得られた前記鋼片を１１００～１３５０℃に加熱する加熱工程と；
    　加熱された前記鋼片に、圧延終了温度が表面温度で８００℃以上となるように熱間圧延を行ってＨ形鋼を得る熱間圧延工程と；
    　前記Ｈ形鋼を、水冷停止後に前記Ｈ形鋼の表面温度が１００～７００℃の温度範囲内に復熱するように水冷する水冷工程と；
    を有することを特徴とするＨ形鋼の製造方法。
    Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５　・・・式（１）
    ここで、式中のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕは各元素の質量％の含有量で、含有されない場合は０とする。
  7. 　前記化学組成において、質量％で、
    Ｃｒ：０．０１～０．５０％、
    Ｃｕ：０．０１～０．５０％、
    Ｍｏ：０．００１～０．２０％、
    Ｎｂ：０．００１～０．０５％、
    であることを特徴とする請求項６に記載のＨ形鋼の製造方法。
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Cited By (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2016079443A (ja) * 2014-10-15 2016-05-16 新日鐵住金株式会社 靭性に優れた高強度極厚ｈ形鋼及びその製造方法
JP2016084524A (ja) * 2014-10-27 2016-05-19 新日鐵住金株式会社 低温用ｈ形鋼及びその製造方法
JP2016175098A (ja) * 2015-03-19 2016-10-06 新日鐵住金株式会社 Ｈ形鋼の製造方法及びｈ形鋼製品
JP2017186594A (ja) * 2016-04-04 2017-10-12 新日鐵住金株式会社 低温用ｈ形鋼及びその製造方法
WO2018117228A1 (ja) * 2016-12-21 2018-06-28 新日鐵住金株式会社 Ｈ形鋼及びその製造方法
US10837079B2 (en) * 2014-01-24 2020-11-17 Rautaruukki Oyj Hot-rolled ultrahigh strength steel strip product
JP2021526587A (ja) * 2018-06-19 2021-10-07 山東鋼鉄股▲ふん▼有限公司Ｓｈａｎｄｏｎｇ Ｉｒｏｎ Ａｎｄ Ｓｔｅｅｌ Ｃｏ．， Ｌｔｄ． ５００ＭＰａグレードの降伏強度を有する厚いゲージの熱間圧延されるＨ字型鋼及びその製造方法
JP2023079163A (ja) * 2021-11-26 2023-06-07 Ｊｆｅスチール株式会社 Ｈ形鋼およびその製造方法
JP2024500553A (ja) * 2020-11-04 2024-01-09 ▲馬▼鞍山▲鋼▼▲鉄▼股▲分▼有限公司 極厚規格の熱間圧延ｈ形鋼及びその生産方法
JP2024040124A (ja) * 2022-09-12 2024-03-25 Ｊｆｅスチール株式会社 突起付きｈ形鋼およびその製造方法

Families Citing this family (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US10060002B2 (en) 2013-12-16 2018-08-28 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation H-section steel and method of producing the same
KR101883588B1 (ko) * 2014-04-15 2018-07-30 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 H형강 및 그 제조 방법
CN105586534B (zh) * 2016-02-22 2017-08-25 山东钢铁股份有限公司 一种特厚低韧脆转变温度的热轧h型钢及其生产方法
EP3425080B2 (en) * 2016-03-02 2024-07-24 Nippon Steel Corporation Steel h-shape for low temperature service and manufacturing method therefor
WO2018115925A1 (en) * 2016-12-19 2018-06-28 Arcelormittal Steel section having a thickness of at least 100mm and method of manufacturing the same
CA3054279A1 (en) * 2017-03-15 2018-09-20 Nippon Steel Corporation H-section steel and method of producing the same
CN107904368A (zh) * 2017-11-03 2018-04-13 山东钢铁股份有限公司 一种轧后微合金化h型钢低温性能挽救方法
EP3572547A4 (en) * 2018-03-23 2020-07-29 Nippon Steel Corporation H-SHAPED ROLLED STEEL AND ITS MANUFACTURING PROCESS
CN108642381B (zh) * 2018-05-16 2020-02-18 山东钢铁股份有限公司 一种屈服强度460MPa级热轧高韧性耐低温H型钢及其制备方法
CN110578090A (zh) * 2019-09-25 2019-12-17 马鞍山钢铁股份有限公司 一种屈服强度500MPa级热轧H型钢及生产方法
CN110527915B (zh) * 2019-09-25 2020-12-01 马鞍山钢铁股份有限公司 一种460MPa级热轧H型钢及其生产方法
CN112410665B (zh) * 2020-11-10 2021-10-29 马鞍山钢铁股份有限公司 一种抑制晶粒长大的厚重热轧h型钢及其生产方法
CN113604735B (zh) * 2021-07-20 2022-07-12 山东钢铁股份有限公司 一种屈服强度420MPa级热轧耐低温H型钢及其制备方法
CN113699441B (zh) * 2021-07-29 2022-10-04 马鞍山钢铁股份有限公司 一种低温冲击韧性良好的翼缘超厚热轧h型钢及其生产方法

Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH05263182A (ja) 1992-03-16 1993-10-12 Nippon Steel Corp 靭性の優れた低合金圧延形鋼の製造方法
JPH0790474A (ja) * 1993-09-27 1995-04-04 Nippon Steel Corp 含酸化物分散鋳片及びその鋳片による靱性の優れた圧延形鋼の製造方法
JPH10147835A (ja) 1996-11-15 1998-06-02 Nippon Steel Corp ５９０ＭＰａ級圧延形鋼およびその製造方法
JP2000054060A (ja) 1998-07-31 2000-02-22 Nippon Steel Corp 高強度高靱性圧延形鋼とその製造方法
JP2000328174A (ja) 1999-05-14 2000-11-28 Nippon Steel Corp フィレット部靭性および耐ｕｔ欠陥特性の優れたｈ形鋼およびその製造方法
JP2001003136A (ja) 1999-06-22 2001-01-09 Nippon Steel Corp 高強度高靱性圧延形鋼とその製造方法
WO2010013358A1 (ja) 2008-07-30 2010-02-04 新日本製鐵株式会社 靭性、溶接性に優れた高強度厚鋼材及び高強度極厚ｈ形鋼とそれらの製造方法
WO2011065479A1 (ja) 2009-11-27 2011-06-03 新日本製鐵株式会社 高強度極厚ｈ形鋼及びその製造方法
JP2011157573A (ja) * 2010-01-29 2011-08-18 Nippon Steel Corp 靱性に優れた高強度極厚ｈ形鋼およびその製造方法

Family Cites Families (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4990196A (en) 1988-06-13 1991-02-05 Nippon Steel Corporation Process for manufacturing building construction steel having excellent fire resistance and low yield ratio
JP2579841B2 (ja) 1991-03-08 1997-02-12 新日本製鐵株式会社 圧延ままで耐火性及び靱性の優れた粒内フェライト系形鋼の製造方法
US5743972A (en) 1995-08-29 1998-04-28 Kawasaki Steel Corporation Heavy-wall structural steel and method
JP3412997B2 (ja) 1996-01-17 2003-06-03 新日本製鐵株式会社 高張力圧延鋼材及びその製造方法
JP3863647B2 (ja) * 1997-10-24 2006-12-27 新日本製鐵株式会社 トンネル支保工用ｈ形鋼およびその製造方法
JP3509603B2 (ja) * 1998-03-05 2004-03-22 Ｊｆｅスチール株式会社 靱性に優れた降伏強さが３２５ＭＰａ以上の極厚Ｈ形鋼
EP1026276B1 (en) 1998-08-05 2010-12-29 Nippon Steel Corporation Rolled steel product excellent in weatherability and fatigue resisting characteristic and method of production thereof
JP2000080440A (ja) 1998-08-31 2000-03-21 Kawasaki Steel Corp 高強度冷延薄鋼板およびその製造方法
TW541342B (en) 2000-04-04 2003-07-11 Nippon Steel Corp Hot rolled h-shap steel having an uniform microstruture and mechanical properties
JP3863413B2 (ja) 2001-11-22 2006-12-27 株式会社神戸製鋼所 高靭性高張力非調質厚鋼板およびその製造方法
US7416617B2 (en) 2002-10-01 2008-08-26 Sumitomo Metal Industries, Ltd. High strength seamless steel pipe excellent in hydrogen-induced cracking resistance
JP3960341B2 (ja) * 2005-05-17 2007-08-15 住友金属工業株式会社 熱加工制御型５９０ＭＰａ級Ｈ形鋼及びその製造方法
JP4506985B2 (ja) 2006-04-06 2010-07-21 住友金属工業株式会社 極厚鋼材及びその製造方法
JP5292784B2 (ja) 2006-11-30 2013-09-18 新日鐵住金株式会社 低温靱性に優れた高強度ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法
CN101397627B (zh) 2008-10-31 2010-12-22 莱芜钢铁股份有限公司 一种耐火耐候抗震钢及其生产方法
CN101407893B (zh) 2008-11-25 2011-04-06 武汉钢铁(集团)公司 一种高强度大线能量焊接耐火抗震建筑用钢及其生产方法
JP5402560B2 (ja) 2009-11-19 2014-01-29 新日鐵住金株式会社 鋼と圧延鋼材の製造方法
JP5425702B2 (ja) 2010-02-05 2014-02-26 株式会社神戸製鋼所 落重特性に優れた高強度厚鋼板
JP2011246806A (ja) 2010-04-30 2011-12-08 Nippon Steel Corp 電子ビーム溶接継手及び電子ビーム溶接用鋼材とその製造方法

Patent Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH05263182A (ja) 1992-03-16 1993-10-12 Nippon Steel Corp 靭性の優れた低合金圧延形鋼の製造方法
JPH0790474A (ja) * 1993-09-27 1995-04-04 Nippon Steel Corp 含酸化物分散鋳片及びその鋳片による靱性の優れた圧延形鋼の製造方法
JPH10147835A (ja) 1996-11-15 1998-06-02 Nippon Steel Corp ５９０ＭＰａ級圧延形鋼およびその製造方法
JP2000054060A (ja) 1998-07-31 2000-02-22 Nippon Steel Corp 高強度高靱性圧延形鋼とその製造方法
JP2000328174A (ja) 1999-05-14 2000-11-28 Nippon Steel Corp フィレット部靭性および耐ｕｔ欠陥特性の優れたｈ形鋼およびその製造方法
JP2001003136A (ja) 1999-06-22 2001-01-09 Nippon Steel Corp 高強度高靱性圧延形鋼とその製造方法
WO2010013358A1 (ja) 2008-07-30 2010-02-04 新日本製鐵株式会社 靭性、溶接性に優れた高強度厚鋼材及び高強度極厚ｈ形鋼とそれらの製造方法
WO2011065479A1 (ja) 2009-11-27 2011-06-03 新日本製鐵株式会社 高強度極厚ｈ形鋼及びその製造方法
JP2011157573A (ja) * 2010-01-29 2011-08-18 Nippon Steel Corp 靱性に優れた高強度極厚ｈ形鋼およびその製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP2865779A4

Cited By (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US10837079B2 (en) * 2014-01-24 2020-11-17 Rautaruukki Oyj Hot-rolled ultrahigh strength steel strip product
JP2016079443A (ja) * 2014-10-15 2016-05-16 新日鐵住金株式会社 靭性に優れた高強度極厚ｈ形鋼及びその製造方法
JP2016084524A (ja) * 2014-10-27 2016-05-19 新日鐵住金株式会社 低温用ｈ形鋼及びその製造方法
JP2016175098A (ja) * 2015-03-19 2016-10-06 新日鐵住金株式会社 Ｈ形鋼の製造方法及びｈ形鋼製品
JP2017186594A (ja) * 2016-04-04 2017-10-12 新日鐵住金株式会社 低温用ｈ形鋼及びその製造方法
JPWO2018117228A1 (ja) * 2016-12-21 2019-04-04 新日鐵住金株式会社 Ｈ形鋼及びその製造方法
WO2018117228A1 (ja) * 2016-12-21 2018-06-28 新日鐵住金株式会社 Ｈ形鋼及びその製造方法
JP2021526587A (ja) * 2018-06-19 2021-10-07 山東鋼鉄股▲ふん▼有限公司Ｓｈａｎｄｏｎｇ Ｉｒｏｎ Ａｎｄ Ｓｔｅｅｌ Ｃｏ．， Ｌｔｄ． ５００ＭＰａグレードの降伏強度を有する厚いゲージの熱間圧延されるＨ字型鋼及びその製造方法
JP7150066B2 (ja) 2018-06-19 2022-10-07 山東鋼鉄股▲ふん▼有限公司 ５００ＭＰａグレードの降伏強度を有する厚いゲージの熱間圧延されるＨ字型鋼及びその製造方法
JP2024500553A (ja) * 2020-11-04 2024-01-09 ▲馬▼鞍山▲鋼▼▲鉄▼股▲分▼有限公司 極厚規格の熱間圧延ｈ形鋼及びその生産方法
JP7600409B2 (ja) 2020-11-04 2024-12-16 ▲馬▼鞍山▲鋼▼▲鉄▼股▲分▼有限公司 極厚規格の熱間圧延ｈ形鋼及びその生産方法
JP2023079163A (ja) * 2021-11-26 2023-06-07 Ｊｆｅスチール株式会社 Ｈ形鋼およびその製造方法
JP7563433B2 (ja) 2021-11-26 2024-10-08 Ｊｆｅスチール株式会社 Ｈ形鋼の製造方法
JP2024040124A (ja) * 2022-09-12 2024-03-25 Ｊｆｅスチール株式会社 突起付きｈ形鋼およびその製造方法
JP7732150B2 (ja) 2022-09-12 2025-09-02 Ｊｆｅスチール株式会社 突起付きｈ形鋼およびその製造方法

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