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WO2017150665A1 - 低温用ｈ形鋼及びその製造方法 - Google Patents

低温用ｈ形鋼及びその製造方法 Download PDF

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WO2017150665A1
WO2017150665A1 PCT/JP2017/008275 JP2017008275W WO2017150665A1 WO 2017150665 A1 WO2017150665 A1 WO 2017150665A1 JP 2017008275 W JP2017008275 W JP 2017008275W WO 2017150665 A1 WO2017150665 A1 WO 2017150665A1
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WO
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temperature
less
steel
flange
low
Prior art date
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Ceased
Application number
PCT/JP2017/008275
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English (en)
French (fr)
Inventor
栄利 伊藤
市川　和利
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.)
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Publication date
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Application filed by Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp filed Critical Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
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Priority to US16/079,265 priority patent/US10900099B2/en
Priority to EP17760128.3A priority patent/EP3425080B2/en
Priority to JP2018503395A priority patent/JP6390813B2/ja
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to a low-temperature H-section steel used for a structural member of a building used in a low-temperature environment and a method for manufacturing the same.
  • Patent Documents 1 to 3 In response to such a demand, for example, in Patent Documents 1 to 3, by using an oxide that becomes a nucleation site of ferrite, and by performing accelerated cooling after hot rolling in order to suppress ferrite grain growth, A method for increasing the toughness of H-section steel by refining the metal structure has been proposed. According to Patent Documents 1 to 3, an H-section steel excellent in Charpy absorbed energy at ⁇ 5 ° C. or ⁇ 10 ° C. can be obtained. However, in recent years, the low-temperature toughness (for example, toughness at ⁇ 40 ° C.) required for H-section steel used in cold regions has not been sufficient.
  • the low-temperature toughness for example, toughness at ⁇ 40 ° C.
  • Patent Document 4 proposes an H-section steel having excellent low-temperature toughness with Charpy absorbed energy at ⁇ 40 ° C. of 27 J or more.
  • Nb, V, etc. are not added, the C content and the amount of nitrogen dissolved in the steel (solid N amount) are reduced, and accelerated cooling is applied to reduce the low temperature toughness of the H-section steel. Has improved.
  • the toughness of the base material is evaluated, the low temperature toughness of the weld heat affected zone is not considered.
  • N is fixed by Ti, TiN is generated, and the amount of dissolved N is reduced. However, when heated to 1400 ° C. or higher by welding, TiN will dissolve in the steel.
  • Japanese Unexamined Patent Publication No. 5-263182 Japanese Patent Laid-Open No. 5-271754 Japanese Unexamined Patent Publication No. 7-216498 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2006-249475
  • the present invention is a low-temperature H-section steel that has improved the low-temperature toughness of not only the base material but also the weld heat-affected zone, while ensuring the strength required for the structural member, and a method for producing the same.
  • the issue is to provide
  • Nb is an element that generates precipitates such as carbides and nitrides, and is generally an element that adversely affects toughness, as its content is limited in Patent Document 4.
  • Nb is an element that contributes to the refinement of crystal grains by suppressing recrystallization, and is also an element useful for increasing the strength. Therefore, the present inventors tried to ensure the strength and toughness of the H-section steel by containing Nb and applying accelerated cooling.
  • TiO X a general term for TiO, TiO 2 , and Ti 2 O 3 , sometimes referred to as TiO X
  • TiO X a nucleation site of intragranular ferrite
  • the present invention has been made on the basis of the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • the low-temperature H-section steel according to one embodiment of the present invention is, by mass, C: 0.03-0.13%, Mn: 0.80-2.00%, Nb: 0.005-0 0.060%, Ti: 0.005-0.025%, O: 0.0005-0.0100%, V: 0-0.08%, Cu: 0-0.40%, Ni: 0-0.
  • CEV calculated by the following formula (a) is 0.40 or less , Ferrite and bainnai at 1/4 position from outside of flange thickness and 1/6 position from outside flange width The total area ratio of one or both of them is 90% or more, the area ratio of the hard phase is 10% or less, the effective crystal grain size is 20.0 ⁇ m or less, and the particle diameter of the hard phase is 10.0 ⁇ m or less.
  • CEV C + Mn / 6 + (Cr + Mo + V) / 5 + (Ni + Cu) / 15 (a)
  • C, Mn, Cr, Mo, V, Ni, and Cu are contents in mass% of each element.
  • the low-temperature H-section steel described in (1) above is in mass%, V: 0.01 to 0.08%, Cu: 0.01 to 0.40%, Ni: 0.01 to 0
  • One or more selected from the group consisting of .70%, Mo: 0.01 to 0.10%, and Cr: 0.01 to 0.20% may be contained.
  • a method for producing a low-temperature H-section steel according to another aspect of the present invention is the method for producing a low-temperature H-section steel according to (1) or (2) above, wherein (1) or (2 ) A melting step for melting steel having the same chemical composition as the low-temperature H-section steel, a casting step for casting the steel obtained in the melting step to obtain a billet, and the billet Is heated to 1100 to 1350 ° C., and then hot-rolled to obtain a H-shaped steel by hot rolling so that the finishing temperature is (Ar 3 -30) ° C. or higher and 900 ° C.
  • an accelerated cooling step in which water is cooled on the inner and outer surfaces of the flange so that the cooling rate exceeds 15 ° C./second.
  • the oxygen concentration of the molten steel immediately before adding Ti is reduced to 0.
  • the Ti is added, and in the accelerated cooling step, the H-section steel is added.
  • the water cooling is performed so that the cooling stop temperature at 1/6 from the outside of the flange width is 300 ° C. or less at the surface temperature, and the maximum temperature after reheating the surface temperature is 350 to 700 ° C. I do.
  • the toughness of the base material and the weld heat-affected zone at a low temperature of ⁇ 40 ° C. or ⁇ 60 ° C. is excellent and more stringent while ensuring the strength without containing a large amount of expensive elements. It becomes possible to obtain an H-section steel (low-temperature H-section steel) having a critical CTOD value of 0.40 mm or more at ⁇ 20 ° C. as a toughness evaluation. Therefore, according to the above aspect of the present invention, the industrial contribution is extremely significant, such as improving the reliability of buildings and the like built in cold regions without impairing the economy.
  • FIG. 4 is a diagram for explaining the relationship between the number density of 0.01 to 3.0 ⁇ m Ti oxide and the limit CTOD value of HAZ at ⁇ 20 ° C.
  • FIG. 4 is a diagram for explaining the relationship between recuperation temperature and the Charpy absorbed energy of the base material of H-section steel at -60 ° C.
  • the low-temperature H-section steel according to one embodiment of the present invention (hereinafter sometimes referred to as H-section steel according to the present embodiment) has a predetermined chemical component and is located at a position 1/4 from the outside of the flange plate thickness.
  • the total area ratio of one or both of ferrite and bainite at a position 1/6 from the outside of the flange width is 90% or more, the area ratio of the hard phase is 10% or less, and the effective crystal grain size is 20.0 ⁇ m.
  • the hard phase has a particle size of 10.0 ⁇ m or less, a circle equivalent diameter of 0.01 to 3.0 ⁇ m of Ti oxide of 30 pieces / mm 2 or more, and a flange plate thickness of 12 to 50 mm. It is.
  • the low-temperature H-section steel according to the present embodiment will be described.
  • % related to chemical components means “% by mass” unless otherwise specified.
  • C is an element effective for strengthening steel.
  • the C content is set to 0.03% or more.
  • the C content is preferably 0.04% or more, more preferably 0.05% or more.
  • the C content is 0.13% or less.
  • the C content is 0.10% or less, more preferably less than 0.08%.
  • Mn is an element effective for improving the strength of steel and reducing the effective crystal grain size.
  • the Mn content is set to 0.80% or more.
  • the Mn content is preferably 1.00% or more, more preferably 1.20% or more, and still more preferably 1.30% or more.
  • the Mn content is 2.00% or less. Preferably, it is 1.80% or less.
  • Nb is an element that refines ferrite and improves the strength and toughness of steel.
  • the C content and the Si content are limited in order to ensure the low temperature toughness of the base material and the weld heat affected zone. It is valid.
  • the Nb content is set to 0.005% or more. Preferably it is 0.010% or more.
  • the Nb content exceeds 0.060%, an increase in the hard phase and / or an increase in hardness is caused with an increase in hardenability, and the toughness is lowered. Therefore, the Nb content is set to 0.060% or less. More preferably, it is 0.050% or less.
  • Ti is an element necessary for forming a Ti oxide serving as a ferrite nucleus.
  • the Ti content is set to 0.005% or more. Preferably it is 0.010% or more.
  • the Ti content is limited to 0.025% or less. Preferably it is 0.020% or less.
  • O is an element that forms a Ti oxide.
  • the O content is set to 0.0005% or more.
  • it is 0.0010% or more, More preferably, it is 0.0015% or more, More preferably, it is 0.0020% or more.
  • the O content is limited to 0.0100% or less.
  • it is 0.0070% or less, More preferably, it is 0.0050% or less.
  • Si is a deoxidizing element and is an element that contributes to the improvement of strength.
  • Si like C, is an element that generates a hard phase. If the Si content exceeds 0.50%, the toughness of the base material and the weld heat affected zone decreases due to the generation of the hard phase, so the Si content is limited to 0.50% or less.
  • the Si content is preferably 0.30% or less, more preferably 0.20% or less, and still more preferably 0.10% or less.
  • the lower limit of the Si content is not specified and may be 0%. However, since Si is a useful deoxidizing element, it may be 0.01% or more in order to obtain this effect.
  • Al is a deoxidizing element having a higher oxide generating ability than Ti, and is an element whose content should be limited when Ti oxide is sufficiently generated. If the Al content exceeds 0.008%, the generation of Ti oxides that become ferrite nuclei is inhibited by the generation of Al oxides. Therefore, the Al content is limited to 0.008% or less.
  • the Al content is preferably 0.005% or less, and more preferably 0.002% or less.
  • the lower limit of the Al content is not specified and may be 0%.
  • REM 0.0010% or less
  • Ca 0.0010% or less
  • Mg 0.0010% or less
  • REM rare earth element
  • Ca, and Mg are elements having higher oxide generation ability than Ti, as in Al, they are elements whose contents should be limited. If the content of REM, Ca, and Mg exceeds 0.0010%, the production of Ti oxides that are ferrite nuclei is greatly inhibited, so the content of REM, Ca, and Mg is 0.0010% or less, respectively. Limit to.
  • the content of REM, Ca and Mg is preferably 0.0005% or less.
  • the lower limits of the REM content, Ca content, and Mg content are not defined, and may be 0%.
  • N is an element that lowers the toughness of the base material and the weld heat affected zone. If the N content exceeds 0.0120%, the decrease in low temperature toughness becomes significant due to the increase in solid solution N and the formation of coarse precipitates. Therefore, the N content is limited to 0.0120% or less.
  • the N content is preferably 0.0100% or less, more preferably 0.0070% or less.
  • the N content may be 0%, but if the N content is reduced to less than 0.0020%, the steelmaking cost increases, so the N content may be 0.0020% or more. From the viewpoint of cost, the N content may be 0.0030% or more.
  • the low-temperature H-section steel according to the present embodiment basically includes the above elements, with the balance being Fe and impurities. However, instead of a part of Fe, one or more selected from the group consisting of V, Cu, Ni, Mo, and Cr may be further included for the purpose of improving strength and toughness. However, since these elements are optional elements that are not necessarily contained, the lower limit is 0%. Moreover, even if these arbitrary elements are contained in less than the range described later, the characteristics of the low-temperature H-section steel according to the present embodiment are not hindered, and thus are allowed. Impurities are components that are mixed from raw materials such as ore or scrap or from various environments in the manufacturing process when industrially producing steel materials, and are allowed within a range that does not adversely affect the steel. Means what will be done.
  • V is an element that forms nitride (VN) and increases the strength of the steel.
  • the V content is preferably 0.01% or more. More preferably, it is 0.02% or more, More preferably, it is 0.03% or more.
  • the upper limit of the V content is preferably 0.08%.
  • Cu is an element that contributes to improvement in strength.
  • the Cu content is preferably 0.01% or more. More preferably, it is 0.10%.
  • the Cu content exceeds 0.40%, the strength increases excessively and the low temperature toughness decreases. Therefore, even when it contains, Cu content shall be 0.40% or less.
  • the Cu content is preferably 0.30% or less, more preferably 0.20% or less.
  • Ni is an extremely effective element for increasing strength and toughness.
  • the Ni content is preferably 0.01% or more. More preferably, it is 0.10% or more, More preferably, it is 0.20% or more.
  • Ni is an expensive element, and in order to suppress an increase in alloy cost, even when Ni is included, the Ni content is preferably set to 0.70% or less. More preferably, it is 0.50% or less.
  • Mo is an element that contributes to the improvement of strength.
  • the Mo content is preferably 0.01% or more.
  • the Mo content exceeds 0.10%, precipitation of Mo carbide (Mo 2 C) and generation of a hard phase are promoted, and the toughness of the weld heat affected zone may be deteriorated. Therefore, even when it contains, it is preferable to make Mo content into 0.10% or less.
  • the Mo content is more preferably 0.05% or less.
  • Cr 0.01-0.20% Cr is also an element contributing to the improvement of strength.
  • the Cr content is preferably 0.01% or more.
  • the Cr content exceeds 0.20%, carbides may be generated and toughness may be reduced. Therefore, even when it is made to contain, it is preferable to make Cr content 0.20% or less. More preferably, it is 0.10% or less.
  • P and S The content of P and S inevitably contained as impurities is not particularly limited. However, since P and S cause weld cracking due to solidification segregation and a decrease in toughness, they should be reduced as much as possible.
  • the P content is preferably limited to 0.020% or less, and more preferably limited to 0.002% or less. Further, the S content is preferably limited to 0.002% or less.
  • the low-temperature H-section steel according to the present embodiment contains the basic element and the balance is made of Fe and impurities, and the case where the balance is made of Fe and impurities, and the balance is made of Fe and impurities. Either is acceptable.
  • the CEV calculated from the content of each element needs to be 0.40 or less.
  • CEV is an index of hardenability and is preferably increased in order to ensure a predetermined strength. However, when CEV exceeds 0.40, the toughness of the welded portion decreases. Therefore, CEV is set to 0.40 or less.
  • CEV is preferably set to 0.20 or more.
  • CEV can be obtained by the following formula (1).
  • C, Mn, Cr, Mo, V, Ni, and Cu are contents in mass% of each element. When not contained, CEV is obtained by setting these contents as 0.
  • the characteristics of the flange are important. Therefore, in the low-temperature H-section steel according to this embodiment, the structure and characteristics of the flange are evaluated.
  • the temperature tends to decrease during hot rolling at the end of the flange due to its shape, and it is difficult for the temperature to decrease at the center, so the temperature history changes depending on the position.
  • the observation of the metal structure of the H-section steel and the measurement of the mechanical properties are, as shown in FIG. 4, a flange whose temperature tends to decrease during hot rolling.
  • the total area ratio of one or both of ferrite and bainite is 90% or more.
  • the upper limit is not particularly limited and may be 100%. Moreover, it is not necessary to limit the area ratio of each of ferrite and bainite.
  • the area ratio of the hard phase composed of one or both of MA and pseudo pearlite which lowers the low temperature toughness is limited to 10% or less.
  • the lower limit of the area ratio of the hard phase is not particularly limited, and may be 0%.
  • pseudo-pearlite is a phase in which lamellar cementite is divided or the longitudinal direction of plate-like cementite is not aligned in the grain as compared with pearlite. Since pseudo pearlite is harder than pearlite, it lowers the low temperature toughness.
  • the H-shaped steel for low temperature according to this embodiment may contain pearlite as the remainder other than ferrite, bainite, and hard phase.
  • the effective crystal grain size correlates with the toughness of the metal structure in which ferrite, bainite, pseudo pearlite, MA, pearlite and the like are mixed.
  • the effective crystal grain size is set to 20.0 ⁇ m or less in order to ensure toughness.
  • the effective crystal grain size is a circle-equivalent diameter in a region surrounded by a large-angle grain boundary having an orientation difference of 15 ° or more.
  • the hard phase that becomes the starting point of fracture needs to be finer than the effective crystal grain size, and the grain size of the hard phase is 10.0 ⁇ m or less. When the particle size of the hard phase exceeds 10.0 ⁇ m, toughness decreases.
  • Evaluation of the metal structure of the low-temperature H-section steel according to the present embodiment is performed by taking a sample from the position of (1/4) t f and (1/6) F shown in FIG. Collected and performed by optical microscope and electron beam backscatter diffraction (EBSD). Specifically, an area within a rectangle of 500 ⁇ m (flange longitudinal direction) ⁇ 400 ⁇ m (flange thickness direction) is observed with an optical microscope, and the total area ratio of one or both of ferrite and bainite and the area ratio of the hard phase are determined. taking measurement. At this time, the particle size of the hard phase is also measured. The hard phase is discriminated from ferrite, bainite, and pearlite by an optical microscope, and the particle size is measured.
  • EBSD electron beam backscatter diffraction
  • the effective crystal grain size is determined by EBSD as the equivalent circle diameter of a region surrounded by a large-angle grain boundary having an orientation difference of 15 ° or more as an effective crystal grain.
  • the effective crystal grain size is measured by EBSD without discriminating ferrite, bainite, hard phase (pseudo pearlite, MA), and remainder (pearlite).
  • Ti oxide with equivalent circle diameter of 0.01 to 3.0 ⁇ m 30 pieces / mm 2 or more
  • Ti oxide having an equivalent circle diameter of 0.01 to 3.0 ⁇ m serves as a nucleation site for intragranular ferrite.
  • the Ti oxide having an equivalent circle diameter of 0.01 to 3.0 ⁇ m refines coarse austenite near the FL by the formation of intragranular ferrite and suppresses the formation of grain boundary ferrite and coarse bainite.
  • the Charpy absorbed energy at ⁇ 40 ° C. and ⁇ 60 ° C. of HAZ is 60 J or more. Further, as shown in FIG.
  • the limit CTOD value of HAZ at ⁇ 20 ° C. becomes 0.40 mm or more.
  • the number of Ti oxides having an equivalent circle diameter of 0.01 to 3.0 ⁇ m is set to 30 pieces / mm 2 or more.
  • the number density of the Ti oxide having an equivalent circle diameter of 0.01 to 3.0 ⁇ m is preferably 100 pieces / mm 2 or less.
  • the equivalent circle diameter and number density of Ti oxides present in the steel are 4 mm 2 or more in total by using a transmission electron microscope (TEM) to obtain an extraction replica by taking a sample from the same site as the metal structure evaluation. Observe the area and measure using the photograph taken.
  • the Ti oxide is not only TiO, TiO 2 , Ti 2 O 3 , a composite oxide of these and an oxide not containing Ti, and further, a Ti oxide or a composite oxide and a sulfide. And complex inclusions.
  • the equivalent circle diameter of the Ti oxide contributing to the intragranular transformation is 0.01 to 3.0 ⁇ m, and it is not necessary to measure the number of Ti oxides having an equivalent circle diameter of less than 0.01 ⁇ m and more than 3.0 ⁇ m. Whether or not the observed inclusion is Ti oxide can be determined from the shape or the like, but it may be confirmed that the inclusion is Ti oxide using EDS, EPMA, or the like.
  • the plate thickness of the low-temperature H-section steel flange according to this embodiment is 12 to 50 mm. This is because H-section steel having a plate thickness of 12 to 50 mm is frequently used for H-section steel used in low-temperature structures.
  • the thickness of the flange of the H-section steel used for the structure for low temperature is preferably 16 mm or more. On the other hand, if the plate thickness of the flange exceeds 50 mm, the amount of reduction is insufficient and the structure becomes coarse, which may cause brittle fracture.
  • the plate thickness of the flange is preferably 40 mm or less.
  • the thickness of the web is generally 8 to 40 mm because it is generally thinner than the thickness of the flange.
  • the thickness ratio of the flange / web is preferably set to 0.5 to 2.5 assuming that the H-shaped steel is manufactured by hot rolling. When the flange / web thickness ratio exceeds 2.5, the web may be deformed into a wavy shape. On the other hand, when the flange / web plate thickness ratio is less than 0.5, the flange may be deformed into a wavy shape.
  • the yield point (YP) at normal temperature or the 0.2% proof stress is 335 MPa or more, and the tensile strength (TS) is 460 MPa or more.
  • the yield ratio (YR) is preferably 0.80 or more.
  • the target value of Charpy absorbed energy at ⁇ 40 ° C. and ⁇ 60 ° C. of the base metal and the weld heat affected zone is 60 J or more.
  • the Charpy absorbed energy at ⁇ 40 ° C. and ⁇ 60 ° C. of the base material is preferably 100 J or more.
  • the toughness (Charpy absorbed energy) is preferably 300 J or more.
  • the target value of the critical CTOD value (crack tip opening amount) at ⁇ 20 ° C. of the base metal and the weld heat affected zone is 0.40 mm or more, and it is more preferable that brittle fracture such as pop-in does not occur.
  • the toughness of the weld heat-affected zone is evaluated based on the melt line (FL), which is heated to the highest temperature and becomes coarse, as a notch position.
  • the manufacturing method of the H-shaped steel for low temperature which concerns on this embodiment is demonstrated.
  • the H-shaped steel for low temperature according to the present embodiment is heated against a steel piece obtained by casting a molten steel having a predetermined chemical composition by continuous casting or the like, as shown in FIG. Heating is performed in a furnace, hot rolling including rough rolling, intermediate rolling, and finish rolling is performed in a rough rolling mill, an intermediate rolling mill, and a finish rolling mill, and accelerated cooling is performed using a full-section water cooling apparatus.
  • hot rolling rough rolling may be performed as necessary and may be omitted.
  • each step will be described.
  • ⁇ Melting process> (Oxygen content in molten steel immediately before Ti addition: 0.0015 to 0.0110%)
  • molten steel molten steel
  • it casts and obtains a steel piece.
  • the amount of oxygen in the molten steel is set to 0.0015% or more in order to ensure a sufficient amount for forming the Ti oxide.
  • it is 0.0025% or more.
  • the amount of oxygen (oxygen concentration) in the molten steel is limited to 0.0110% or less. Preferably it is 0.0090% or less, More preferably, it is 0.0080% or less.
  • casting is performed to obtain a steel piece.
  • the casting is preferably continuous casting from the viewpoint of productivity.
  • the thickness of the steel slab is preferably 200 mm or more from the viewpoint of productivity, and is preferably 350 mm or less in consideration of reduction of segregation, uniformity of heating temperature in hot rolling, and the like.
  • Hot rolling consists of rough rolling performed using a rough rolling mill, intermediate rolling using an intermediate rolling mill, and finish rolling performed using a finish rolling mill.
  • Rough rolling is a process performed as necessary before intermediate rolling, and is performed according to the thickness of the steel slab and the thickness of the product.
  • the intermediate rolling may be performed by water cooling between passes using an intermediate universal rolling mill (intermediate rolling mill) and a water cooling device (not shown).
  • Heating temperature of steel slab 1100 to 1350 ° C
  • the heating temperature of the steel slab used for hot rolling is 1100 to 1350 ° C.
  • the heating temperature is set to 1100 ° C. or higher in order to ensure the formability in hot rolling.
  • the heating temperature of the steel slab is preferably set to 1150 ° C. or higher.
  • the heating temperature of the steel slab is 1200 ° C. or higher.
  • heating temperature of the steel slab exceeds 1350 ° C.
  • the oxide on the surface of the steel slab, which is the raw material may melt and the inside of the heating furnace may be damaged. Therefore, heating temperature shall be 1350 degrees C or less.
  • the heating temperature of the steel slab is 1300 ° C. or lower.
  • controlled rolling is a rolling method performed by controlling the rolling temperature and the rolling reduction.
  • the inter-pass water-cooled rolling process is a method of rolling by imparting a temperature difference between the surface layer portion and the inside of the flange by performing water cooling between rolling passes.
  • the flange surface temperature is water-cooled to 700 ° C. or lower by water cooling between rolling passes, and then rolled in a reheating process.
  • the finishing temperature of hot rolling is (Ar 3 -30) ° C. or higher and 900 ° C. or lower.
  • the finishing temperature exceeds 900 ° C., coarse austenite remains after rolling.
  • this coarse austenite is transformed into coarse bainite by cooling, it becomes a starting point of brittle fracture and the toughness is lowered.
  • the finishing temperature is 850 ° C. or lower.
  • Finishing temperature of hot rolling by considering the shape accuracy of the H-shaped steel, and a starting temperature of ferrite transformation (Ar 3 -30) °C or higher.
  • Ar 3 can be obtained by the following formula (2). Following formula (2) Oite, C, Si, Mn, Ni , Cu, Cr, Mo is the content by mass percent of the respective elements, if not contained, the Ar 3 these content 0 Ask.
  • Ar 3 868-396 ⁇ C + 24.6 ⁇ Si-68.1 ⁇ Mn-36.1 ⁇ Ni-20.7 ⁇ Cu-24.8 ⁇ Cr + 29.6 ⁇ Mo (2)
  • the steel slab is heated to 1100 to 1350 ° C. to be hot rolled (primary rolling), cooled to 500 ° C. or lower, and then heated to 1100 to 1350 ° C. again to perform hot rolling (secondary rolling).
  • accelerated cooling is performed on the inner surface and outer surface of the flange by a water cooling device (full-section water cooling device) provided on the exit side of the finishing mill.
  • a water cooling device full-section water cooling device
  • the start temperature of accelerated cooling is almost the same as the finishing temperature of hot rolling, or even if it is slightly lowered, it has little effect on the characteristics .
  • the cooling rate of the inner and outer surfaces of the flange becomes uniform, and the material and shape accuracy can be improved.
  • the upper surface side of the web is cooled by the cooling water sprayed on the inner surface of the flange. In order to suppress the warpage of the web, cooling may be performed from the lower surface side of the web.
  • the accelerated cooling is performed by spray cooling (cooling by the cooling water 5 from the spray nozzle 4) on the outer surface and the inner surface of the flange 2 of the H-section steel 1 by using, for example, a water cooling device shown in FIG.
  • the cooling rate of the accelerated cooling is to increase the toughness by suppressing the coarsening of the effective crystal grain size and the generation of a hard phase composed of one or both of pseudo pearlite and MA, and increase the strength by the effect of quenching. More than ° C / second. Low temperature toughness can be ensured even when 0.005% or more of Nb is contained by applying accelerated cooling with a cooling rate exceeding 15 ° C./second to refine the structure.
  • the cooling rate of accelerated cooling is preferably 18 ° C./second or more, more preferably 20 ° C./second or more.
  • the upper limit of the cooling rate of accelerated cooling is not limited, considering shape accuracy, 50 ° C./second or less is preferable. In this embodiment, as shown in FIG.
  • the cooling rate of accelerated cooling is the difference in temperature ( ⁇ T) between the surface temperature at the start of accelerated cooling and the surface temperature after recuperation by the water cooling time ( ⁇ t 1 ). Divide and calculate. The time from completion of water cooling to completion of recuperation ( ⁇ t 2 ) is not considered.
  • accelerated cooling is performed so that the maximum temperature that the surface temperature reaches after such recuperation is controlled within a certain range. Specifically, accelerated cooling is performed so that the highest surface temperature at a position 1/6 from the outside of the flange width after reheating is 350 to 700 ° C.
  • the toughness decreases due to the coarsening of the effective crystal grain size and the increase in the hard phase (mainly pseudo pearlite).
  • the low temperature toughness of the H-section steel (base material) is improved when the recuperated temperature after accelerated cooling is between 350 and 700 ° C., which is the target of 60 J or more.
  • heat treatment may be performed to adjust strength and toughness.
  • This heat treatment may be performed at a temperature (Ac 1 ) or less at which transformation to austenite starts, but is preferably performed in the range of 100 to 700 ° C. More preferably, the lower limit is 300 ° C. and the upper limit is 650 ° C. More preferably, the lower limit is 400 ° C. and the upper limit is 600 ° C.
  • a sample is taken from the position where the test piece used for measuring these mechanical properties is taken, and the metal structure is observed with an optical microscope in an area within a rectangle of 500 ⁇ m (longitudinal direction) ⁇ 400 ⁇ m (flange thickness direction).
  • the total area ratio of one or both of ferrite and bainite, the area ratio of the hard phase, and the particle size were measured. It was also confirmed by observation of the metal structure that the balance was pearlite.
  • Effective crystal grain size was measured by EBSD.
  • the number of Ti oxides with an equivalent circle diameter of 0.01 to 3.0 ⁇ m was measured by using a TEM for an area of 4 mm 2 or more by taking a sample from the same part as the evaluation of the metal structure to produce an extracted replica. did.
  • CTOD test piece was prepared, and the critical CTOD value (crack tip opening amount) at ⁇ 20 ° C. of the H-shaped steel (base material) was measured.
  • the CTOD test piece was cut out from the entire thickness of the flange portion to produce a smooth test piece, and the extension on the original web surface was used as a notch position.
  • the test method followed BS7448.
  • the CTOD value and Charpy absorbed energy of the weld heat affected zone were measured by the following method.
  • the specimen collection position was in accordance with EN10225. First, a flange portion of an H-shaped steel (base material) was cut out, a groove shape was applied, and submerged arc welding was performed at a welding heat input of 35 kJ / cm. And in the bond part of the vertical side of a groove
  • Results are shown in Tables 5 and 6.
  • the target value of each characteristic of the H-shaped steel is that the yield point (YP) at normal temperature or the 0.2% proof stress is 335 MPa or more, the tensile strength (TS) is 460 to 620 MPa, ⁇ 40 ° C. and ⁇ 60 ° C.
  • Charpy absorbed energy All are 60 J or more, and the CTOD value at ⁇ 20 ° C. is 0.40 mm or more.
  • the target values of the Charpy absorbed energy and the CTOD value of the welding heat affected zone are the same as those of the base material.
  • No. Nos. 1 to 21 have a high 0.2% proof stress (YP) at room temperature and are within the range of the target value of tensile strength (TS), and the Charpy absorbed energy and the critical CTOD value are both in the base material and the weld heat affected zone. The goal is well met.
  • No. No. 32 has a high acceleration cooling stop temperature. Since 33 has a slow cooling rate, the effective crystal grain size is increased, and the strength and toughness are reduced. No. 34 is an example where the finishing temperature is high, and the toughness is lowered. No. In No. 40, the recuperation temperature is low, the hard phase is increased, and the base material toughness is lowered.
  • the H-section steel of the present invention is, for example, FPSO (Floating Production, Storage and Offloading System), that is, oil and gas is produced on the ocean, and the product is stored in a tank in the facility. It is suitable for facilities that store in the tank and directly load it onto the transport tanker.
  • FPSO Floating Production, Storage and Offloading System

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Abstract

この低温用Ｈ形鋼は、所定の化学組成を有し、ＣＥＶ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５によって求められるＣＥＶが０．４０以下であり、フランジの板厚の外側から１／４の位置かつフランジ幅の外側から１／６の位置でのフェライト及びベイナイトの一方又は両方の面積率の合計が９０％以上、かつ、硬質相の面積率が１０％以下であり、有効結晶粒径が２０．０μｍ以下、かつ、硬質相の粒径が１０．０μｍ以下であり、円相当径が０．０１～３．０μｍのＴｉ酸化物を３０個／ｍｍ２以上有し、フランジの板厚が１２～５０ｍｍである。

Description

低温用Ｈ形鋼及びその製造方法
　本発明は、低温環境で使用される建造物の構造部材などに用いられる低温用Ｈ形鋼及びその製造方法に関する。本願は、２０１６年０３月０２日に、日本に出願された特願２０１６－０３９９５７号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　近年、寒冷地における資源開発に伴う関連設備の建造が増加している。このような寒冷地に建造される構造物には、低温靭性に優れたＨ形鋼を使用する必要がある。
　このような要求に対し、例えば、特許文献１～３では、フェライトの核生成サイトとなる酸化物を利用し、かつフェライトの粒成長を抑制するために熱間圧延後に加速冷却を施すことで、金属組織を微細化してＨ形鋼の靱性を高める方法が提案されている。
　特許文献１～３によれば、－５℃や－１０℃でのシャルピー吸収エネルギーに優れたＨ形鋼が得られる。しかしながら、近年、寒冷地で使用されるＨ形鋼に求められる低温靭性（例えば－４０℃での靱性）としては十分でなかった。
　また、例えば特許文献４では、－４０℃でのシャルピー吸収エネルギーが２７Ｊ以上の低温靭性に優れたＨ形鋼が提案されている。特許文献４では、Ｎｂ、Ｖなどを添加せず、Ｃ含有量や、鋼中に固溶する窒素量（固溶Ｎ量）を低減し、加速冷却を適用することによってＨ形鋼の低温靭性を向上させている。
　しかしながら、特許文献４では母材の靭性については評価されているものの、溶接熱影響部の低温靭性については考慮されていない。特許文献４では、ＴｉによってＮを固定し、ＴｉＮを生成させて固溶Ｎ量を低減させている。しかしながら、溶接によって１４００℃以上に加熱されると、ＴｉＮは鋼中に固溶してしまう。その結果、熱影響部、特に溶融線（ＦＬ）近傍において粗大な組織が生成することが懸念される。すなわち、特許文献４のようにＴｉＮを形成させて固溶Ｎ量を低減させた場合、母材の靭性向上には一定の効果を有するものの、溶接熱影響部（ＨＡＺ）では低温靭性が低下することが懸念される。
日本国特開平５－２６３１８２号公報 日本国特開平５－２７１７５４号公報 日本国特開平７－２１６４９８号公報 日本国特開２００６－２４９４７５号公報
　本発明は、このような実情に鑑み、構造部材に求められる強度を確保しつつ、母材だけでなく、溶接熱影響部の低温靭性をも向上させた、低温用Ｈ形鋼及びその製造方法の提供を課題とする。
　Ｎｂは、炭化物や窒化物などの析出物を生成する元素であり、特許文献４で含有が制限されているように、一般には靱性に悪影響を及ぼす元素である。しかしながら、Ｎｂは再結晶を抑制して結晶粒の微細化に寄与する元素であり、また、強度の上昇にも有用な元素である。そこで、本発明者らは、Ｎｂを含有させ、加速冷却を適用することで、Ｈ形鋼の強度及び靱性を確保することを試みた。
　本発明者らによる検討の結果、Ｎｂを含有させた場合、加速冷却の冷却速度を高めて組織の微細化を促進させると、低温靱性を確保できるという知見が得られた。また、加速冷却を行うことによって、焼入れ性を高める合金元素の含有量を低減することが可能になり、その結果、硬質相の生成が抑制され、母材の低温靭性を確保できることがわかった。
　さらに、本発明者らは、鋼中に粒内フェライトの核生成サイトとなるＴｉ酸化物（ＴｉＯ、ＴｉＯ２、Ｔｉ２Ｏ３の総称であり、ＴｉＯＸと称することがある。）を析出させることで、ＦＬ近傍の組織が微細化し、ＨＡＺの低温靭性が向上することを見出した。具体的には、ＴｉＯＸが、ＦＬ近傍の粗大化したオーステナイトを粒内フェライトの生成によって微細化することによって、粒界フェライトや粗大なベイナイトの生成が抑制され、ＨＡＺの低温靭性が向上することがわかった。
　一方で、ＴｉＯＸを利用する場合、鋼中のＴｉＮが減少するので、初期オーステナイトが粗大化しやすくなり、粗大な組織の形成による母材の靭性低下が問題になることが分かった。この問題に対し、本発明者らは、熱間圧延後の加速冷却条件を厳格に制御することによって、母材の低温靭性を確保できることを新たに知見した。
　本発明は上記知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
（１）本発明の一態様に係る低温用Ｈ形鋼は、質量％で、Ｃ：０．０３～０．１３％、Ｍｎ：０．８０～２．００％、Ｎｂ：０．００５～０．０６０％、Ｔｉ：０．００５～０．０２５％、Ｏ：０．０００５～０．０１００％、Ｖ：０～０．０８％、Ｃｕ：０～０．４０％、Ｎｉ：０～０．７０％、Ｍｏ：０～０．１０％、Ｃｒ：０～０．２０％、を含有し、Ｓｉ：０．５０％以下、Ａｌ：０．００８％以下、Ｃａ：０．００１０％以下、ＲＥＭ：０．００１０％以下、Ｍｇ：０．００１０％以下、Ｎ：０．０１２０％以下に制限し、残部がＦｅ及び不純物からなり、下記式（ａ）によって求められるＣＥＶが０．４０以下であり、フランジの板厚の外側から１／４の位置かつフランジ幅の外側から１／６の位置でのフェライト及びベイナイトの一方又は両方の面積率の合計が９０％以上、かつ、硬質相の面積率が１０％以下であり、有効結晶粒径が２０．０μｍ以下、かつ、硬質相の粒径が１０．０μｍ以下であり、円相当径が０．０１～３．０μｍのＴｉ酸化物を３０個／ｍｍ２以上有し、前記フランジの板厚が１２～５０ｍｍである。
ＣＥＶ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５　・・・（ａ）
　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。
（２）上記（１）に記載の低温用Ｈ形鋼は、質量％で、Ｖ：０．０１～０．０８％、Ｃｕ：０．０１～０．４０％、Ｎｉ：０．０１～０．７０％、Ｍｏ：０．０１～０．１０％、Ｃｒ：０．０１～０．２０％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
（３）本発明の別の態様に係る低温用Ｈ形鋼の製造方法は、上記（１）又は（２）に記載の低温用Ｈ形鋼の製造方法であって、（１）又は（２）に記載の低温用Ｈ形鋼と同じ化学成分からなる鋼を溶製する溶製工程と、前記溶製工程で得られた前記鋼を鋳造して鋼片を得る鋳造工程と、前記鋼片を、１１００～１３５０℃に加熱し、その後、仕上温度が（Ａｒ３－３０）℃以上９００℃以下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、冷却速度が１５℃／秒超となるようにフランジの内外面に水冷を行う加速冷却工程と、を有し、前記溶製工程では、Ｔｉを添加する直前の溶鋼の酸素濃度を０．００１５～０．０１１０質量％の範囲に調整した後に、前記Ｔｉを添加し、前記加速冷却工程では、前記Ｈ形鋼のフランジ幅の外側から１／６の位置での冷却停止温度が表面温度で３００℃以下になるように、かつ、前記表面温度の復熱後の最高温度が３５０～７００℃になるように前記水冷を行う。
　本発明の上記態様によれば、高価な元素を多量に含有させることなく、強度を確保しつつ、－４０℃または－６０℃という低温における母材及び溶接熱影響部の靱性に優れ、さらに厳しい靭性評価である限界ＣＴＯＤ値が－２０℃において０．４０ｍｍ以上であるＨ形鋼（低温用Ｈ形鋼）を得ることが可能になる。したがって、本発明の上記態様によれば、経済性を損なうことなく、寒冷地に建造される建造物等の信頼性が向上するなど、産業上の貢献が極めて顕著である。
圧延後のＨ形鋼に冷却を行うための冷却装置（全断面水冷装置）を示す図である。 ０．０１～３．０μｍのＴｉ酸化物の個数密度と－２０℃におけるＨＡＺの限界ＣＴＯＤ値との関係を説明する図である。 復熱温度と－６０℃におけるＨ形鋼の母材のシャルピー吸収エネルギーとの関係を説明する図である。 Ｈ形鋼の試験片採取位置を説明する図である。 Ｈ形鋼の製造工程の一例を説明する図である。 溶接部のシャルピー衝撃試験片を採取する際のノッチ位置を説明する図である。 溶接部のＣＴＯＤ試験片を採取する際のノッチ位置を説明する図である。 本実施形態における、フランジの冷却パターンの一例を示す模式図である。
　本発明の一実施形態に係る低温用Ｈ形鋼（以下本実施形態に係るＨ形鋼という場合がある）は、所定の化学成分を有し、フランジの板厚の外側から１／４の位置かつフランジ幅の外側から１／６の位置でのフェライト及びベイナイトの一方又は両方の面積率の合計が９０％以上、硬質相の面積率が１０％以下であり、有効結晶粒径が２０．０μｍ以下、かつ、硬質相の粒径が１０．０μｍ以下であり、円相当径が０．０１～３．０μｍのＴｉ酸化物を３０個／ｍｍ２以上有し、フランジの板厚が１２～５０ｍｍである。
　以下、本実施形態に係る低温用Ｈ形鋼について説明する。
　まず、本実施形態に係る低温用Ｈ形鋼の成分組成（化学成分）及びその限定理由について説明する。以下、化学成分に係る％は、断りがない限り質量％を意味する。
（Ｃ：０．０３～０．１３％）
　Ｃは、鋼の強化に有効な元素である。この効果を得るため、Ｃ含有量を０．０３％以上とする。Ｃ含有量は、０．０４％以上であることが好ましく、より好ましくは０．０５％以上である。一方、Ｃ含有量が０．１３％を超えると硬質相である島状マルテンサイト（ＭＡ）や疑似パーライトが増加し、母材や溶接熱影響部の靱性が低下する。したがって、Ｃ含有量を０．１３％以下とする。好ましくはＣ含有量を０．１０％以下、より好ましくは０．０８％未満とする。
（Ｍｎ：０．８０～２．００％）
　Ｍｎは、鋼の強度向上及び有効結晶粒径の微細化に有効な元素である。これらの効果を得るため、Ｍｎ含有量を０．８０％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．００％以上、より好ましくは１．２０％以上、更に好ましくは１．３０％以上である。一方、Ｍｎ含有量が２．００％を超えると、介在物の増加等によって、母材及び溶接熱影響部の靱性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量を２．００％以下とする。好ましくは、１．８０％以下である。
（Ｎｂ：０．００５～０．０６０％）
　Ｎｂはフェライトを微細化させ、鋼の強度及び靭性を向上させる元素である。特に、本実施形態に係る低温用Ｈ形鋼では、母材、溶接熱影響部の低温靭性の確保のためにＣ含有量、Ｓｉ含有量を制限しており、Ｎｂの含有による強度の確保は有効である。これらの効果を得るため、Ｎｂ含有量を０．００５％以上とする。好ましくは０．０１０％以上である。一方、Ｎｂ含有量が０．０６０％を超えると、焼入れ性の向上に伴って、硬質相の増加及び／又は硬さの上昇が引き起こされ、靭性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量を０．０６０％以下とする。より好ましくは０．０５０％以下である。
（Ｔｉ：０．００５～０．０２５％）
　Ｔｉは、フェライトの生成核となるＴｉ酸化物を形成するために必要な元素である。この効果を得るため、Ｔｉ含有量を０．００５％以上とする。好ましくは０．０１０％以上である。一方、Ｔｉ含有量が０．０２５％を超えると粗大なＴｉＮやＴｉＣが増加し、これらが脆性破壊の起点となる。そのため、Ｔｉ含有量を０．０２５％以下に制限する。好ましくは０．０２０％以下である。
（Ｏ：０．０００５～０．０１００％）
　Ｏは、Ｔｉ酸化物を形成する元素である。Ｔｉ酸化物を十分に生成させるために、Ｏ含有量を０．０００５％以上とする。好ましくは０．００１０％以上、より好ましくは０．００１５％以上、さらに好ましくは０．００２０％以上である。一方、Ｏ含有量が過剰になると、粗大な酸化物の生成が生成して靭性が低下する。粗大な酸化物の生成を抑制して靭性を確保するため、Ｏ含有量を０．０１００％以下に制限する。好ましくは０．００７０％以下、より好ましくは０．００５０％以下である。
（Ｓｉ：０．５０％以下）
　Ｓｉは、脱酸元素であり、強度の向上にも寄与する元素である。しかしながら、Ｓｉは、Ｃと同様、硬質相を生成させる元素である。Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると、硬質相の生成によって母材及び溶接熱影響部の靭性が低下するので、Ｓｉ含有量を０．５０％以下に制限する。Ｓｉ含有量は、０．３０％以下が好ましく、０．２０％以下がより好ましく、０．１０％以下が更に好ましい。Ｓｉ含有量の下限は規定せず、０％でもよいが、Ｓｉは有用な脱酸元素であるので、この効果を得るために０．０１％以上としてもよい。
（Ａｌ：０．００８％以下）
　Ａｌは、Ｔｉよりも酸化物生成能が高い脱酸元素であり、Ｔｉ酸化物を十分に生成させる場合、含有量を制限すべき元素である。Ａｌ含有量が０．００８％を超えると、Ａｌ酸化物の生成によって、フェライトの生成核となるＴｉ酸化物の生成が阻害される。そのため、Ａｌ含有量を０．００８％以下に制限する。Ａｌ含有量は、０．００５％以下が好ましく、０．００２％以下がより好ましい。Ａｌ含有量の下限は規定せず、０％でもよい。
（ＲＥＭ：０．００１０％以下）
（Ｃａ：０．００１０％以下）
（Ｍｇ：０．００１０％以下）
　ＲＥＭ（希土類元素）、Ｃａ及びＭｇは、Ａｌと同様、何れもＴｉより酸化物生成能が高い元素であるので、含有量を制限すべき元素である。ＲＥＭ、Ｃａ及びＭｇの含有量が０．００１０％を超えると、フェライトの生成核となるＴｉ酸化物の生成が大きく阻害されるので、ＲＥＭ、Ｃａ、Ｍｇの含有量をそれぞれ０．００１０％以下に制限する。ＲＥＭ、Ｃａ及びＭｇの含有量は、０．０００５％以下が好ましい。ＲＥＭ含有量、Ｃａ含有量及びＭｇ含有量の下限は規定せず、０％でもよい。
（Ｎ：０．０１２０％以下）
　Ｎは、母材及び溶接熱影響部の靭性を低下させる元素である。Ｎ含有量が０．０１２０％を超えると、固溶Ｎの増大や粗大な析出物の形成によって低温靭性の低下が著しくなる。そのため、Ｎ含有量を０．０１２０％以下に制限する。Ｎ含有量は好ましくは０．０１００％以下、より好ましくは０．００７０％以下とする。一方、Ｎ含有量は０％でもよいが、Ｎ含有量を０．００２０％未満に低減しようとすると製鋼コストが高くなるので、Ｎ含有量を０．００２０％以上としてもよい。コストの観点から、Ｎ含有量は０．００３０％以上であってもよい。
　本実施形態に係る低温用Ｈ形鋼は、上記元素を含み、残部がＦｅ及び不純物からなることを基本とする。しかしながら、Ｆｅの一部に代えて、強度及び靱性の向上を目的として、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒからなる群から選択される１種又は２種以上を更に含有させてもよい。ただし、これらの元素は必ずしも含有させる必要はない任意元素であるので、下限は０％である。また、これらの任意元素が後述する範囲未満含有されていたとしても、本実施形態に係る低温用Ｈ形鋼の特性を阻害しないので、許容される。また、不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石若しくはスクラップ等のような原料から、又は製造工程の種々の環境から混入する成分であって、鋼に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
（Ｖ：０．０１～０．０８％）
　Ｖは、窒化物（ＶＮ）を形成し、鋼の強度を高める元素である。この効果を得る場合、Ｖ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０２％以上、さらに好ましくは０．０３％以上である。一方、Ｖは高価な元素であるので、含有させる場合でも、Ｖ含有量の上限は０．０８％が好ましい。
（Ｃｕ：０．０１～０．４０％）
　Ｃｕは、強度の向上に寄与する元素である。この効果を得る場合、Ｃｕ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．１０％である。一方、Ｃｕ含有量が０．４０％を超えると強度が過剰に上昇し、低温靭性が低下する。そのため、含有させる場合でも、Ｃｕ含有量を０．４０％以下とする。Ｃｕ含有量は好ましくは０．３０％以下、より好ましくは０．２０％以下である。
（Ｎｉ：０．０１～０．７０％）
　Ｎｉは、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場合、Ｎｉ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．１０％以上、更に好ましくは０．２０％以上である。一方、Ｎｉは高価な元素であり、合金コストの上昇を抑制するため、含有させる場合でもＮｉ含有量を０．７０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．５０％以下である。
（Ｍｏ：０．０１～０．１０％）
　Ｍｏは、強度の向上に寄与する元素である。この効果を得る場合、Ｍｏ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｏ含有量が０．１０％を超えると、Ｍｏ炭化物（Ｍｏ２Ｃ）の析出や硬質相の生成が促進され、溶接熱影響部の靱性が劣化することがある。そのため、含有させる場合でも、Ｍｏ含有量を０．１０％以下とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、０．０５％以下がより好ましい。
（Ｃｒ：０．０１～０．２０％）
　Ｃｒも強度の向上に寄与する元素である。この効果を得る場合、Ｃｒ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｒ含有量が０．２０％を超えると炭化物が生成し、靭性が低下することがある。そのため、含有させる場合でも、Ｃｒ含有量を０．２０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．１０％以下である。
（Ｐ、Ｓ）
　不可避的に不純物として含有されるＰ、Ｓについては、含有量を特に限定しない。ただし、Ｐ、Ｓは、凝固偏析による溶接割れ、靱性低下の原因となるので、極力低減すべきである。Ｐ含有量は０．０２０％以下に制限することが好ましく、０．００２％以下に制限することがより好ましい。また、Ｓ含有量は、０．００２％以下に制限することが好ましい。
（ＣＥＶ：０．４０以下）
　本実施形態に係る低温用Ｈ形鋼は、上述の通り、基本元素を含有し残部がＦｅ及び不純物からなる場合、及び、基本元素と任意元素とを含有し残部がＦｅ及び不純物からなる場合のいずれも許容される。
　さらに、本実施形態に係る低温用Ｈ形鋼では、各元素の含有量に加えて、各元素の含有量から計算されるＣＥＶを０．４０以下にする必要がある。
　ＣＥＶは、焼入れ性の指標であり、所定の強度を確保するためには高めることが好ましい。しかしながら、ＣＥＶが０．４０を超えると、溶接部の靱性が低下する。そのため、ＣＥＶを０．４０以下とする。一方、ＣＥＶを低減させると焼入れ性が低下し、組織が粗大化するおそれがあるので、ＣＥＶを０．２０以上とすることが好ましい。
　ＣＥＶは、下記式（１）で求めることができる。下記式（１）において、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕは、各元素の質量％での含有量であり、含有されない場合は、これらの含有量を０としてＣＥＶを求める。
ＣＥＶ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５　・・・（１）
　次に、本実施形態に係る低温用Ｈ形鋼の金属組織、フランジの板厚及び特性について説明する。
　本実施形態に係る低温用Ｈ形鋼の場合、フランジの特性が重要である。そのため、本実施形態に係る低温用Ｈ形鋼では、フランジの組織、特性を評価する。ただし、Ｈ形鋼では、その形状から、フランジの端部では熱間圧延時に温度が低下しやすく、中央部では温度低下し難いので、位置によって温度履歴が変化する。このため、本実施形態では、Ｈ形鋼の金属組織の観察及び機械特性（強度、シャルピー吸収エネルギー及びＣＴＯＤ特性）の測定は、図４に示すように、熱間圧延時に温度が低下し易いフランジの端部と、温度が低下し難い中央部との中間である、Ｈ形鋼の幅方向断面における、フランジの板厚（ｔｆ）の外側から１／４の位置（（１／４）ｔｆ）かつフランジ幅（Ｆ）の外側から１／６の位置（（１／６）Ｆ）から、試験片を採取して行う。圧延時の温度分布から、この位置では、Ｈ形鋼の平均的な機械特性が得られると考えられる。（３／４）ｔｆかつ（１／６）Ｆの組織及び機械特性は、（１／４）ｔｆかつ（１／６）Ｆと同等である。
（フェライト及びベイナイトの一方又は両方の面積率の合計：９０％以上）
（硬質相の面積率：１０％以下）
　本実施形態に係る低温用Ｈ形鋼の金属組織は、フェライト及びベイナイトの一方又は両方の面積率の合計が９０％以上である。上限は特に制限せず、１００％でもよい。また、フェライト、ベイナイトのそれぞれの面積率を限定する必要はない。
　一方、低温靭性を低下させるＭＡ、疑似パーライトの一方又は両方からなる硬質相の面積率は１０％以下に制限する。硬質相の面積率の下限は特に制限せず、０％でもよい。硬質相のうち、疑似パーライトは、パーライトに比べ、ラメラ状のセメンタイトが分断されているか、板状のセメンタイトの長手方向が粒内で揃っていない相である。疑似パーライトは、パーライトに比べて硬質であるため、低温靭性を低下させる。
　本実施形態に係る低温用Ｈ形鋼は、フェライト、ベイナイト、硬質相以外の残部として、パーライトが含まれる場合がある。
（有効結晶粒径：２０．０μｍ以下）
（硬質相の粒径：１０．０μｍ以下）
　有効結晶粒径は、フェライト、ベイナイト、疑似パーライト、ＭＡ、パーライトなどが混在する金属組織の靱性と相関がある。本実施形態に係る低温用Ｈ形鋼では、靱性を確保するために、有効結晶粒径を２０．０μｍ以下とする。有効結晶粒径は、１５°以上の方位差からなる大角粒界で囲まれる領域の円相当径である。
　破壊の起点となる硬質相は、有効結晶粒径よりも微細にすることが必要であり、硬質相の粒径を１０．０μｍ以下とする。硬質相の粒径が１０．０μｍを超えると、靭性が低下する。
　本実施形態に係る低温用Ｈ形鋼の金属組織の評価は、Ｈ形鋼の幅方向断面の図４に示す（１／４）ｔｆ、かつ、（１／６）Ｆの位置から試料を採取し、光学顕微鏡及び電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）によって行う。
　具体的には、光学顕微鏡によって、５００μｍ（フランジ長手方向）×４００μｍ（フランジ厚方向）の長方形内の領域を観察し、フェライト、ベイナイトの一方又は両方の面積率の合計、硬質相の面積率を測定する。このとき、硬質相の粒径の測定も行う。硬質相は、光学顕微鏡によってフェライト、ベイナイト、パーライトと判別して粒径を測定する。また、有効結晶粒径は、ＥＢＳＤによって、１５°以上の方位差からなる大角粒界で囲まれる領域を有効結晶粒として、その円相当径として求める。有効結晶粒径は、フェライト、ベイナイト、硬質相（疑似パーライト、ＭＡ）、残部（パーライト）を判別せず、ＥＢＳＤによって測定する。
（円相当径０．０１～３．０μｍのＴｉ酸化物：３０個／ｍｍ２以上）
　円相当径が０．０１～３．０μｍのＴｉ酸化物は粒内フェライトの核生成サイトとなる。円相当径０．０１～３．０μｍのＴｉ酸化物は、ＦＬ近傍の粗大化したオーステナイトを粒内フェライトの生成によって微細化させ、粒界フェライトや粗大なベイナイトの生成を抑制する。０．０１～３．０μｍのＴｉ酸化物の個数密度が３０個／ｍｍ２以上の場合、ＨＡＺの－４０℃、－６０℃でのシャルピー吸収エネルギーが６０Ｊ以上になる。また、図２に示すように、－２０℃におけるＨＡＺの限界ＣＴＯＤ値が０．４０ｍｍ以上になる。一方、Ｔｉ酸化物が３０個／ｍｍ２未満では、粒内フェライトの生成が不十分となり、ＨＡＺ靭性が低下する。従って、ＨＡＺ靭性を確保するために、円相当径が０．０１～３．０μｍのＴｉ酸化物を３０個／ｍｍ２以上とする。
　上述の成分組成の範囲内では靱性に悪影響を及ぼすほどのＴｉ酸化物が生成することはないので個数密度の上限を規定する必要はない。ただし、ＨＡＺ靭性を高めるために、円相当径が０．０１～３．０μｍのＴｉ酸化物の個数密度は１００個／ｍｍ２以下が好ましい。
　鋼中に存在するＴｉ酸化物の円相当径及び個数密度は、金属組織の評価と同様の部位から試料を採取して抽出レプリカを作製し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）によって合計で４ｍｍ２以上の領域を観察し、撮影した写真を用いて測定する。本実施形態において、Ｔｉ酸化物とは、ＴｉＯ、ＴｉＯ２、Ｔｉ２Ｏ３だけでなく、これらとＴｉを含まない酸化物との複合酸化物、更に、Ｔｉ酸化物や複合酸化物と硫化物との複合介在物も含む。粒内変態に寄与するＴｉ酸化物の円相当径は０．０１～３．０μｍであり、円相当径が０．０１μｍ未満及び３．０μｍ超のＴｉ酸化物の個数は測定する必要がない。
　観察された介在物がＴｉ酸化物であるかどうかは、形状等からも判断できるが、ＥＤＳやＥＰＭＡ等を用いて、Ｔｉ酸化物であることを確認してもよい。
（フランジの板厚：１２～５０ｍｍ）
　本実施形態に係る低温用Ｈ形鋼のフランジの板厚は、１２～５０ｍｍとする。これは、低温用構造物に用いられるＨ形鋼には、板厚が１２～５０ｍｍのサイズのＨ形鋼が多用されるためである。低温用構造物に用いられるＨ形鋼のフランジの板厚は、１６ｍｍ以上であることが好ましい。一方、フランジの板厚が５０ｍｍを超えると、圧下量が不足するために組織が粗大化し、脆性破壊を引き起こす可能性がある。フランジの板厚は、４０ｍｍ以下であることが好ましい。
　ウェブの板厚は、一般的にフランジの板厚より薄くなるため、８～４０ｍｍとすることが好ましい。フランジ／ウェブの板厚比に関してはＨ形鋼を熱間圧延で製造する場合を想定して、０．５～２．５とすることが好ましい。フランジ／ウェブの板厚比が２．５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。
　Ｈ形鋼の強度は、構造部材としての使用を想定し、常温の降伏点（ＹＰ）又は０．２％耐力が３３５ＭＰａ以上、引張強度（ＴＳ）が４６０ＭＰａ以上である。また、降伏比（ＹＲ）は、０．８０以上であることが好ましい。
　また、母材及び溶接熱影響部の－４０℃及び－６０℃でのシャルピー吸収エネルギーの目標値は６０Ｊ以上である。母材の－４０℃及び－６０℃でのシャルピー吸収エネルギーは、好ましくは１００Ｊ以上である。また、遷移曲線（シャルピー試験温度と吸収エネルギーとの関係を示す曲線）を作成した際の吸収エネルギーの最高値が高い方が、構造物の信頼性が高くなるので、－５℃での母材の靭性（シャルピー吸収エネルギー）は、３００Ｊ以上であることが好ましい。更に、母材及び溶接熱影響部の－２０℃における限界ＣＴＯＤ値（き裂先端開口量）の目標値は０．４０ｍｍ以上であり、ｐｏｐ－ｉｎなどの脆性破壊が生じないことがより好ましい。溶接熱影響部の靱性は、最も高温に加熱され、粗粒になる溶融線（ＦＬ）をノッチ位置として評価する。鋼の靭性を示す指標として、シャルピー吸収エネルギーとＣＴＯＤ値とは同様の傾向を示す。しかしながら、その相関は明確でなく、シャルピー吸収エネルギーが目標値を満足しても、ＣＴＯＤ値が目標値を満足するとは言えない。本実施形態に係る低温用Ｈ形鋼では、シャルピー吸収エネルギー、ＣＴＯＤ値の両方が目標値を満足する場合に、低温靭性に優れると判断する。
　次に、本実施形態に係る低温用Ｈ形鋼の製造方法について説明する。本実施形態に係る低温用Ｈ形鋼は、所定の化学成分を有するように溶製された溶鋼を連続鋳造等によって鋳造することによって得られた鋼片に対し、図５に示すように、加熱炉で加熱し、粗圧延機、中間圧延機及び仕上げ圧延機で、粗圧延、中間圧延、仕上圧延からなる熱間圧延を行い、全断面水冷装置によって加速冷却を行って製造する。熱間圧延のうち、粗圧延は、必要に応じて行えばよく、省略してもよい。
　以下、各工程について説明する。
＜溶製工程＞
＜鋳造工程＞
（Ｔｉ添加直前の溶鋼中の酸素量：０．００１５～０．０１１０％）
　溶製工程及び鋳造工程（図示しない）では、任意の方法で上述した範囲に鋼（溶鋼）の化学成分を調整した後、鋳造し、鋼片を得る。
　しかしながら、本実施形態に係る低温用Ｈ形鋼を得る場合、鋼中にＴｉ酸化物を形成させるため、成分調整時、Ｔｉを添加する直前の溶鋼に含まれる酸素量を制御する必要がある。溶鋼中の酸素量は、Ｔｉ酸化物の形成に十分な量を確保するため、０．００１５％以上とする。好ましくは０．００２５％以上である。一方、低温靭性を確保するには粗大な酸化物の生成を抑制する必要がある。そのため、溶鋼中の酸素量（酸素濃度）を０．０１１０％以下に制限する。好ましくは０．００９０％以下、より好ましくは０．００８０％以下である。Ｔｉを添加し、必要に応じて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。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。
＜熱間圧延工程＞
　次に、加熱炉を用いて鋼片を加熱し、熱間圧延を行う。熱間圧延は、粗圧延機を用いて行う粗圧延、中間圧延機を用いる中間圧延、仕上圧延機を用いて行う仕上げ圧延からなる。粗圧延は中間圧延の前に、必要に応じて行う工程であり、鋼片の厚みと製品の厚みに応じて行う。また、中間圧延は、中間ユニバーサル圧延機（中間圧延機）と水冷装置（図示しない）とを用いてパス間水冷圧延を行ってもよい。
（鋼片の加熱温度：１１００～１３５０℃）
　熱間圧延に供する鋼片の加熱温度は、１１００～１３５０℃とする。加熱温度が低いと変形抵抗が高くなるので、熱間圧延における造形性を確保するために加熱温度を１１００℃以上とする。Ｎｂなど、析出物を形成する元素を十分に固溶させるためには、鋼片の加熱温度を１１５０℃以上とすることが好ましい。特に、製品の板厚が薄い場合は、累積圧下率が大きくなるので、鋼片の加熱温度を１２００℃以上にすることが好ましい。一方、鋼片の加熱温度が１３５０℃を超えると、素材である鋼片の表面の酸化物が溶融して加熱炉内が損傷することがある。そのため、加熱温度は１３５０℃以下とする。組織を微細にするためには、鋼片の加熱温度を１３００℃以下にすることが好ましい。
　熱間圧延の中間圧延では、制御圧延を行ってもよい。制御圧延は、圧延温度及び圧下率を制御して行う圧延方法である。熱間圧延の中間圧延では、パス間水冷圧延加工を１パス以上施すことが好ましい。パス間水冷圧延加工は、圧延パス間で水冷を行うことにより、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。パス間水冷圧延加工では、例えば、圧延パス間における水冷により、７００℃以下にフランジ表面温度を水冷した後、復熱過程で圧延する。
　パス間水冷圧延加工を行う場合、中間ユニバーサル圧延機の前後に設けた水冷装置（図示しない）を用いて、圧延パス間の水冷を行うことが好ましく、水冷装置によるフランジ外側面のスプレー冷却とリバース圧延とを繰り返し行うことが好ましい。パス間水冷圧延加工では、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。
（熱間圧延の仕上温度：（Ａｒ３－３０）℃以上９００℃以下）
　熱間圧延の仕上温度は（Ａｒ３－３０）℃以上９００℃以下とする。仕上温度が９００℃を超えると圧延後に粗大なオーステナイトが残存する。この粗大なオーステナイトが冷却によって粗大なベイナイトに変態すると脆性破壊の起点となり、靱性が低下する。好ましくは仕上温度を８５０℃以下とする。熱間圧延の仕上温度は、Ｈ形鋼の形状精度等を考慮して、フェライト変態の開始温度である（Ａｒ３－３０）℃以上とする。Ａｒ３は、下記式（２）によって求めることができる。下記式（２）おいて、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏは、各元素の質量％での含有量であり、含有しない場合は、これらの含有量を０としてＡｒ３を求める。
　Ａｒ３＝８６８－３９６×Ｃ＋２４．６×Ｓｉ－６８．１×Ｍｎ－３６．１×Ｎｉ－２０．７×Ｃｕ－２４．８×Ｃｒ＋２９．６×Ｍｏ　・・・　　　　　（２）
　また、熱間圧延として、鋼片を１１００～１３５０℃に加熱して熱間圧延（一次圧延）し、５００℃以下に冷却した後、再度、１１００～１３５０℃に加熱し、熱間圧延（二次圧延）を行う製造プロセス、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１回あたり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。
＜加速冷却工程＞
　熱間圧延の終了後は、そのまま、仕上圧延機の出側に設けた水冷装置（全断面水冷装置）によって、フランジの内面及び外面に加速冷却を施す。仕上圧延機から全断面水冷装置までの間は空冷されるが、加速冷却の開始温度は熱間圧延の仕上温度と同等であるか、やや低下することがあっても、特性にはほとんど影響しない。また、フランジの内面及び外面に加速冷却を施すことにより、フランジの内外面の冷却速度が均一になり、材質及び形状精度を向上させることができる。ウェブの上面はフランジの内面に噴射した冷却水によって、上面側が冷却される。ウェブの反りを抑制するため、ウェブの下面側から冷却してもよい。
（加速冷却の冷却速度：１５℃／秒超）
　加速冷却は、例えば、図１に示す水冷装置によって、Ｈ形鋼１のフランジ２の外面、内面ともに、スプレー冷却（スプレーノズル４からの冷却水５による冷却）によって行う。加速冷却の冷却速度は、有効結晶粒径の粗大化や、疑似パーライト及びＭＡの一方または両方からなる硬質相の生成を抑制して靭性を向上させ、かつ焼入れの効果によって強度を高めるため、１５℃／秒超とする。冷却速度が１５℃／秒超の加速冷却を施し、組織の微細化を図ることで、０．００５％以上のＮｂを含有させても、低温靭性を確保できる。一方、本実施形態に係る低温用Ｈ形鋼ではＴｉＯＸを生成させているので、鋼中のＴｉＮが減少し、初期オーステナイトが粗大化しやすい。そのため、加速冷却速度が１５℃／秒以下では粗大組織の生成による靭性低下が顕著となる。加速冷却の冷却速度は、好ましくは１８℃／秒以上、より好ましくは２０℃／秒以上とする。加速冷却の冷却速度の上限は限定しないが、形状精度を考慮すると、５０℃／秒以下が好ましい。
　本実施形態において、加速冷却の冷却速度とは、図７に示すように、加速冷却開始時の表面温度と復熱後の表面温度との温度差（ΔＴ）を、水冷時間（Δｔ１）で割って算出する。水冷終了から復熱完了までの時間（Δｔ２）は、考慮しない。
　（冷却停止温度：３００℃以下）
　加速冷却は、Ｈ形鋼の表面温度が３００℃以下になるまで行う。冷却停止時（水冷終了時）のＨ形鋼の表面温度が３００℃超では、硬質相の増加や組織の粗大化により靭性が低下する。
（復熱による最高到達温度：３５０～７００℃）
　Ｈ形鋼の表面の温度は、加速冷却によって内部の温度に比べて早く低下するが、加速冷却を停止した後、内部からの熱伝導によって上昇し、内部温度と等しくなる。本実施形態では、このような復熱後に表面温度が到達する最高温度を一定の範囲内に制御するように加速冷却を行う。具体的には、復熱後のフランジ幅の外側から１／６の位置での表面の最高到達温度が、３５０～７００℃となるように加速冷却を行う。復熱による最高到達温度が７００℃を超えると、有効結晶粒径の粗大化や硬質相（主に疑似パーライト）の増加によって靱性が低下する。一方、最高到達温度が３５０℃未満になると強度の上昇や硬質相（主にＭＡ）の増加によって低温靭性が低下する。図３に示すように、加速冷却後の復熱温度が３５０～７００℃の間でＨ形鋼（母材）の低温靭性が向上しており、目標である６０Ｊ以上になる。
＜熱処理工程＞
　加速冷却後、強度及び靭性を調整するために熱処理を施してもよい。この熱処理は、オーステナイトへの変態が開始する温度（Ａｃ１）以下で行えばよいが、１００～７００℃の範囲で行うことが好ましい。より好ましくは、下限を３００℃、上限を６５０℃とする。更に好ましくは、下限を４００℃、上限を６００℃とする。
　次に、本発明の実施例について説明する。実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得る。
　表１及び２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、溶存酸素量を調整した後、Ｔｉを含む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。
　得られた鋼片を表３及び４に示す条件で、加熱し、熱間圧延を行い、加速冷却を施した。表３及び４の復熱温度は、加速冷却停止後の復熱による最高到達温度を意味する。熱間圧延では、粗圧延に続いて、中間ユニバーサル圧延機と、その前後に設けた水冷装置とを用いて、フランジ外側面のスプレー冷却とリバース圧延とを行った。表１及び表２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
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　図４に示すように、Ｈ形鋼の幅方向断面におけるフランジの板厚（ｔｆ）の外側から１／４の位置（（１／４）ｔｆ）かつフランジ幅（Ｆ）の外側から１／６の位置（（１／６）Ｆ）から、圧延方向を長さ方向とする試験片を採取し、機械特性を測定した。機械特性として、降伏点（ＹＰ）、引張強度（ＴＳ）、－５℃、－４０℃及び－６０℃でのシャルピー吸収エネルギー（それぞれｖＥ－５℃、ｖＥ－４０℃、ｖＥ－６０℃）を測定した。引張試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠して常温で行い、シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２に準拠して－５℃、－４０℃及び－６０℃で行った。
　また、これらの機械特性の測定に用いた試験片を採取した位置から試料を採取し、５００μｍ（長手方向）×４００μｍ（フランジ厚方向）の長方形内の領域について、光学顕微鏡で金属組織の観察を行って、フェライト、ベイナイトの一方又は両方の面積率の合計、硬質相の面積率及び粒径を測定した。金属組織の観察により、残部がパーライトであることも確認した。有効結晶粒径はＥＢＳＤによって測定した。円相当径が０．０１～３．０μｍのＴｉ酸化物の個数は、金属組織の評価と同様の部位から試料を採取して抽出レプリカを作製し、４ｍｍ２以上の領域についてＴＥＭを用いて測定した。
　次に、ＣＴＯＤ試験片を作製し、Ｈ形鋼（母材）の－２０℃における限界ＣＴＯＤ値（き裂先端開口量）を測定した。ＣＴＯＤ試験片は、フランジ部の全厚を切り出して平滑試験片を作製し、元のウェブ表面の延長線上をノッチ位置として作製した。試験方法はＢＳ７４４８に従った。
　また、以下の方法により、溶接熱影響部のＣＴＯＤ値及びシャルピー吸収エネルギーを測定した。試験片の採取位置はＥＮ１０２２５に従った。まず、Ｈ形鋼（母材）のフランジ部を切り出し、レ型開先を施し、溶接入熱３５ｋＪ／ｃｍにて、サブマージアーク溶接を行った。そして、開先の垂直側のボンド部において、図６Ａに示すＦＬをノッチ位置とする試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を行った。ＣＴＯＤ試験はノッチ位置が図６Ｂに示すＦＬとなるように試験片を採取して行った。そして、母材の試験と同様にして、溶接熱影響部の－４０℃及び６０℃でのシャルピー吸収エネルギーと－２０℃における限界ＣＴＯＤ値（き裂先端開口量）とを測定した。このように、最も高温に加熱されるＦＬをノッチ位置として、溶接熱影響による粗粒域の靱性を評価した。
　結果を表５及び６に示す。Ｈ形鋼の各特性の目標値は、常温の降伏点（ＹＰ）又は０．２％耐力が３３５ＭＰａ以上、引張強度（ＴＳ）が４６０～６２０ＭＰａ、－４０℃及び－６０℃のシャルピー吸収エネルギーが何れも６０Ｊ以上であり、－２０℃におけるＣＴＯＤ値は０．４０ｍｍ以上である。溶接熱影響部のシャルピー吸収エネルギー及びＣＴＯＤ値の目標値は、母材と同じである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　表５に示すように、本発明例であるＮｏ．１～２１は、常温の０．２％耐力（ＹＰ）が高く、引張強度（ＴＳ）目標値の範囲内であり、かつ、シャルピー吸収エネルギー及び限界ＣＴＯＤ値も、母材、溶接熱影響部ともに目標を十分に満たしている。
　一方、表６に示すように、Ｎｏ．２２はＣ含有量が少ないため強度が不足している。Ｎｏ．２３はＣ含有量が多く、Ｎｏ．２４はＳｉ含有量が多く、Ｎｏ．３９はＣＥＶが高く、硬質相の増加及び粗大化によって靱性が低下している。Ｎｏ．２５はＭｎ含有量が少なく、Ｎｏ．２７はＮｂ量が少ないため、有効結晶粒径が大きくなり、強度及び靱性が低下している。Ｎｏ．２６、２９、３０及び３１は、それぞれ、Ｍｎ含有量、Ｔｉ含有量、Ｏ含有量及びＮ含有量が多く、介在物に起因して靱性が低下している。Ｎｏ．２８は、Ｎｂ含有量が多く、焼入れ性の向上に伴って、硬質相の増加及び／又は硬さの上昇が引き起こされ、靭性が低下した。Ｎｏ．３５はＯ（酸素）含有量が少なく、十分なＴｉＯＸが生成しなかったために継手の靭性が低下している。Ｎｏ．３６はＣａ含有量が過剰であり、Ｎｏ．３７はＴｉ含有量が不足しており、Ｎｏ．４１は、Ａｌ含有量が過剰であり、何れも十分なＴｉＯＸが生成しなかったため、継手の靭性が低下している。Ｎｏ．３８は、製鋼工程においてＴｉを添加する直前の溶鋼に含まれる酸素量が少なく、十分なＴｉＯＸが生成しなかったために継手の靭性が低下している。
　Ｎｏ．３２は加速冷却の停止温度が高く、Ｎｏ．３３は冷却速度が遅いため、有効結晶粒径が大きくなり、強度及び靱性が低下している。Ｎｏ．３４は仕上温度が高い例であり、靭性が低下している。Ｎｏ．４０は、復熱温度が低く、硬質相が増加して母材靭性が低下している。
　本発明のＨ形鋼は、例えば、ＦＰＳＯ（Ｆｌｏａｔｉｎｇ　Ｐｒｏｄｕｃｔｉｏｎ，Ｓｔｏｒａｇｅ　ａｎｄ　Ｏｆｆｌｏａｄｉｎｇ　Ｓｙｓｔｅｍ：浮体式海洋石油・ガス生産貯蔵積出設備）、即ち洋上で、石油・ガスを生産し、製品を設備内のタンクに貯蔵し、直接、輸送タンカへの積出しを行う設備等に好適である。
　１　　Ｈ形鋼
　２　　フランジ
　３　　ウェブ
　４　　スプレーノズル
　５　　冷却水

Claims (3)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．０３～０．１３％、
    Ｍｎ：０．８０～２．００％、
    Ｎｂ：０．００５～０．０６０％、
    Ｔｉ：０．００５～０．０２５％、
    Ｏ：０．０００５～０．０１００％、
    Ｖ：０～０．０８％、
    Ｃｕ：０～０．４０％、
    Ｎｉ：０～０．７０％、
    Ｍｏ：０～０．１０％、
    Ｃｒ：０～０．２０％、
    を含有し、
    Ｓｉ：０．５０％以下、
    Ａｌ：０．００８％以下、
    Ｃａ：０．００１０％以下、
    ＲＥＭ：０．００１０％以下、
    Ｍｇ：０．００１０％以下、
    Ｎ：０．０１２０％以下
    に制限し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
    　下記式（１）によって求められるＣＥＶが０．４０以下であり、
    　フランジの板厚の外側から１／４の位置かつフランジ幅の外側から１／６の位置での、フェライト及びベイナイトの一方又は両方の面積率の合計が９０％以上、かつ、硬質相の面積率が１０％以下であり、
    　有効結晶粒径が２０．０μｍ以下、かつ、硬質相の粒径が１０．０μｍ以下であり、
    　円相当径が０．０１～３．０μｍのＴｉ酸化物を３０個／ｍｍ２以上有し、
    　前記フランジの板厚が１２～５０ｍｍである
    ことを特徴とする低温用Ｈ形鋼。
    ＣＥＶ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５　・・・（１）
    　ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕは、各元素の質量％での含有量である。
  2. 　質量％で、
    Ｖ：０．０１～０．０８％、
    Ｃｕ：０．０１～０．４０％、
    Ｎｉ：０．０１～０．７０％、
    Ｍｏ：０．０１～０．１０％、
    Ｃｒ：０．０１～０．２０％
    からなる群から選択される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に記載の低温用Ｈ形鋼。
  3. 　請求項１又は２に記載の低温用Ｈ形鋼の製造方法であって、
    　請求項１又は２に記載の低温用Ｈ形鋼と同じ化学成分からなる鋼を溶製する溶製工程と、
    　前記溶製工程で得られた前記鋼を鋳造して鋼片を得る鋳造工程と、
    　前記鋼片を、１１００～１３５０℃に加熱し、その後、仕上温度が（Ａｒ３－３０）℃以上９００℃以下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、冷却速度が１５℃／秒超となるようにフランジの内外面に水冷を行う加速冷却工程と、
    を有し、
    　前記溶製工程では、Ｔｉを添加する直前の溶鋼の酸素濃度を０．００１５～０．０１１０質量％の範囲に調整した後に、前記Ｔｉを添加し、
    　前記加速冷却工程では、前記Ｈ形鋼のフランジ幅の外側から１／６の位置での冷却停止温度が表面温度で３００℃以下になるように、かつ、前記表面温度の復熱後の最高温度が３５０～７００℃になるように前記水冷を行う
    ことを特徴とする低温用Ｈ形鋼の製造方法。
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