JP2015117386A - 靭性に優れた高強度ｈ形鋼 - Google Patents
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
【課題】圧延ままの空冷で強度及び靭性に優れた高強度Ｈ形鋼を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０１％以上０．０５％未満、Ｍｎ：０．８〜２．０％、Ｓ：０．００２〜０．０２％、Ｃｕ：０．３〜１．２％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％を含有し、Ｏ：０．００３５％以下に制限し、ミクロ組織中のベイナイトの面積率が４０〜１００％であり、フランジの長さ方向で表面から１／２の位置、厚さ方向で表面から３／４の位置における、鋼材組織における旧オーステナイト粒径が平均１５０μｍ以下であり、粒子径が０．００５〜０．５μｍの（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓを１．０×１０５〜１．０×１０７個／ｍｍ２含み、ウェブ厚又はフランジ厚が４０〜１５０ｍｍであることを特徴とする靭性に優れた高強度Ｈ形鋼。Ｖ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＲＥＭ、Ｃａの１種又は２種以上を含むことができる。
【選択図】 図２
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０１％以上０．０５％未満、Ｍｎ：０．８〜２．０％、Ｓ：０．００２〜０．０２％、Ｃｕ：０．３〜１．２％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％を含有し、Ｏ：０．００３５％以下に制限し、ミクロ組織中のベイナイトの面積率が４０〜１００％であり、フランジの長さ方向で表面から１／２の位置、厚さ方向で表面から３／４の位置における、鋼材組織における旧オーステナイト粒径が平均１５０μｍ以下であり、粒子径が０．００５〜０．５μｍの（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓを１．０×１０５〜１．０×１０７個／ｍｍ２含み、ウェブ厚又はフランジ厚が４０〜１５０ｍｍであることを特徴とする靭性に優れた高強度Ｈ形鋼。Ｖ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＲＥＭ、Ｃａの１種又は２種以上を含むことができる。
【選択図】 図２
Description
本発明は、建造物の構造部材などに用いられる、靱性に優れた高強度Ｈ形鋼に関するものである。
建築物、特に、超高層化された建築物には、肉厚が４０ｍｍ以上のＨ形鋼が使用されている。このようなＨ形鋼では、安全基準の厳格化などによって、高強度化に加えて靭性の向上など、高性能化が要求されている。これまでに、多量のＣｕと、Ｎｂ、Ｖ及びＭｏとを添加し、島状マルテンサイトの生成を抑制した、圧延形鋼が提案されている（例えば、特許文献１、参照）。
Ｈ形鋼は、形状が特異であり、ユニバーサル圧延による製造では圧延条件（温度、圧下率）が制限される。そのため、Ｈ形鋼のウェブ、フランジ、フィレットの各部位では、圧延仕上げ温度、圧下率、冷却速度に差を生じ易くなる。特に、肉厚が４０ｍｍ以上のＨ形鋼では、強度、延性、靱性のバラツキが発生し、部位によっては、溶接構造用圧延鋼材（ＪＩＳ Ｇ３１０６）等の規準に満たないことがある。
また、連続鋳造によって得られた鋳片を熱間圧延し、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になる。これは、連続鋳造設備で製造可能な鋳片の最大厚みに限界があり、圧延の圧下比が不足するためである。更に、圧延によって製品の寸法精度を高めるために高温で圧延を施すと、板厚の厚いフランジ部では圧延温度が高くなり、冷却速度は遅くなる。特に、肉厚が４０ｍｍ以上のＨ形鋼のフランジ部では、結晶粒が粗大化し、靱性が低下し易い。
このような問題に対して、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て結晶粒を微細化する方法が提案されている（例えば、特許文献２、参照）。また、Ｍｇ酸化物の微細分散に加え、温度制御圧延及び加速冷却によって圧延形鋼を製造する方法が提案されている（例えば、特許文献３、４、参照）。
連続鋳造によって得られた鋳片を熱間圧延し、制御冷却を行わずに肉厚が４０ｍｍ以上のＨ形鋼を製造する場合、結晶粒を微細化して靭性を確保することが困難になる。これは、Ｈ形鋼の圧延は、変形抵抗を低下させるために加熱温度を高くしており、また、通常の厚鋼板の圧延に比べて時間が掛かり、特にフィレット部など鋼材の内部では、圧延終了時の温度が表層よりも高くなり、オーステナイト粒径が粗大化しやすいためである。
また、連続鋳造によって得られた鋳片の板厚中心部には、合金元素や靭性に有害なＰ等の不純物元素が偏析する。鋳片の中心偏析は、圧延後のＨ形鋼のフィレット部の位置に相当し、マルテンサイトとオーステナイトの混成物（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ、ＭＡという。）やアルミナ等の介在物が多数生成するために、フィレット部の靭性低下が避けられない。
靭性を高めるためにはオーステナイト粒を微細化するとともに、適正な合金元素の添加によって、焼入れ性を高めて粒界からの初析フェライトの生成を抑制し、細粒ベイナイト主体の組織とすることが望ましい。
本発明は、このような実情を鑑みてなされたものであり、熱間圧延後、空冷することにより、強度及び靭性に優れた、肉厚が４０ｍｍ以上の高強度Ｈ形鋼を提供するものである。
本発明の高強度Ｈ形鋼は、Ｃの含有量を抑制することで、靭性に有害なパーライトやセメンタイトの生成を抑制し、Ｍｎ量を高め、Ｂを添加して、熱間圧延後、空冷し、ベイナイトを生成させて強度及び靱性を高めるものである。これに加えて、圧延加熱時の粒径を細粒化するため、適正量のＳとＭｇを添加し、微細なＭｇＳによるオーステナイト結晶粒の成長を抑制（オーステナイト粒径の粗大化を防止）するピン止め効果を活用したものである。本発明の要旨は以下のとおりである。
（１） 質量％で、
Ｃ：０．０１％以上０．０５％未満、
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｎ：０．８〜２．０％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％、
Ｓ：０．００２〜０．０２％、
Ｃｕ：０．３〜１．２％、
Ｎｉ：０．１〜１．０％、
Ａｌ：０．００１〜０．０３０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｎｂ：０．０１〜０．２５％、
Ｎ：０．００１〜０．００９％、
Ｂ：０．０００３〜０．００３０％
を含有し、
Ｏ：０．００３５％以下、
に制限し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、ミクロ組織中のベイナイトの面積率が４０〜１００％であり、フランジの長さ方向で表面から１／２の位置、厚さ方向で表面から３／４の位置における、鋼材組織における旧オーステナイト粒径が平均１５０μｍ以下であり、粒子径が０．００５〜０．５μｍの（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓを１．０×１０５〜１．０×１０７個／ｍｍ２含み、ウェブ厚又はフランジ厚が４０〜１５０ｍｍであることを特徴とする靭性に優れた高強度Ｈ形鋼。
Ｃ：０．０１％以上０．０５％未満、
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｎ：０．８〜２．０％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％、
Ｓ：０．００２〜０．０２％、
Ｃｕ：０．３〜１．２％、
Ｎｉ：０．１〜１．０％、
Ａｌ：０．００１〜０．０３０％、
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Ｎｂ：０．０１〜０．２５％、
Ｎ：０．００１〜０．００９％、
Ｂ：０．０００３〜０．００３０％
を含有し、
Ｏ：０．００３５％以下、
に制限し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、ミクロ組織中のベイナイトの面積率が４０〜１００％であり、フランジの長さ方向で表面から１／２の位置、厚さ方向で表面から３／４の位置における、鋼材組織における旧オーステナイト粒径が平均１５０μｍ以下であり、粒子径が０．００５〜０．５μｍの（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓを１．０×１０５〜１．０×１０７個／ｍｍ２含み、ウェブ厚又はフランジ厚が４０〜１５０ｍｍであることを特徴とする靭性に優れた高強度Ｈ形鋼。
（２） 質量％で、更に、
Ｖ：０．１％以下、
Ｍｏ：０．５％以下、
Ｃｒ：１．５％以下の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載の靭性に優れた高強度Ｈ形鋼。
Ｖ：０．１％以下、
Ｍｏ：０．５％以下、
Ｃｒ：１．５％以下の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載の靭性に優れた高強度Ｈ形鋼。
（３） 質量％で、更に、
Ｚｒ：０．０３％以下、
Ｈｆ：０．０１％以下
の一方又は双方を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の靭性に優れた高強度Ｈ形鋼。
Ｚｒ：０．０３％以下、
Ｈｆ：０．０１％以下
の一方又は双方を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の靭性に優れた高強度Ｈ形鋼。
（４） 質量％で、更に、
ＲＥＭ：０．０１％以下、
Ｃａ：０．００５％以下
の一方又は双方を含有することを特徴とする上記（１）〜（３）の何れか１項に記載の靭性に優れた高強度Ｈ形鋼。
ＲＥＭ：０．０１％以下、
Ｃａ：０．００５％以下
の一方又は双方を含有することを特徴とする上記（１）〜（３）の何れか１項に記載の靭性に優れた高強度Ｈ形鋼。
本発明によれば、靭性に優れた、肉厚が４０ｍｍ以上の高強度Ｈ形鋼を、水冷や調質熱処理を施すことなく、熱間圧延後、空冷して、製造することが可能になる。特に設備投資額が大きく多大な経済的負担を要する水冷装置の導入を要さないので、施工コスト低減、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が向上するなど、本発明は、産業上の貢献が極めて顕著である。
本発明のＨ形鋼は、靭性を向上させるために、微細なＭｇＳを利用し、オーステナイト結晶粒を微細化し、細粒かつ均一なサイズのベイナイト組織を得るものである。本発明者らは、圧延ままで、肉厚が４０ｍｍ以上であり、所定の強度と靭性を有するＨ形鋼を得るために、ベイナイトの粒径を微細にする必要があることに着目した。成長中の原子の拡散を伴わないせん断型変態であるベイナイトを細粒化するためには、母相のオーステナイトの粒径の粗大化を抑制することが必要である。
オーステナイト粒径を細粒にするためには、その成長を微細な粒子によりピン止めすることが有効である。本発明者らは安価で微細な介在物を形成することが可能な元素を鋭意検討した結果、ＭｇＳが極めて有効であることを見出した。オーステナイトの微細化の効果は、旧オーステナイト粒径の測定によって確認することができる。旧オーステナイト粒径は、熱間圧延後の冷却によるフェライト変態前の粒径である。
以下、本発明について順次説明する。
まず、本発明形鋼の成分範囲の限定理由について述べる。
（Ｃ：０．０１％以上０．０５％未満）
Ｃは、鋼の強化に有効な元素であり、構造用鋼として必要な強度を得るために、含有量の下限値を０．０１％以上とする。また、０．０１未満とすることは、技術的に困難でもあり、経済的ではない。一方、Ｃ量が０．０５％以上になると、島状マルテンサイトが生成し、特に、靭性が低下するため、Ｃ量の上限を０．０５％未満とする。母材及びＨＡＺの靱性、耐溶接割れ性を向上させるためには、Ｃ量の上限を０．０４％以下にすることが好ましい。
Ｃは、鋼の強化に有効な元素であり、構造用鋼として必要な強度を得るために、含有量の下限値を０．０１％以上とする。また、０．０１未満とすることは、技術的に困難でもあり、経済的ではない。一方、Ｃ量が０．０５％以上になると、島状マルテンサイトが生成し、特に、靭性が低下するため、Ｃ量の上限を０．０５％未満とする。母材及びＨＡＺの靱性、耐溶接割れ性を向上させるためには、Ｃ量の上限を０．０４％以下にすることが好ましい。
（Ｓｉ：０．０５〜０．５０％）
Ｓｉは、母材の強度確保、溶鋼の予備脱酸などに有用な元素であり、本発明では、Ｓｉ量の下限を０．０５％以上とする。しかし、Ｓｉ量が０．５０％を超えると、母材及びＨＡＺに島状マルテンサイトを生成し、母材及び溶接部の靱性が著しく低下する。したがって、Ｓｉ含有量の上限は、０．５０％以下とする。
Ｓｉは、母材の強度確保、溶鋼の予備脱酸などに有用な元素であり、本発明では、Ｓｉ量の下限を０．０５％以上とする。しかし、Ｓｉ量が０．５０％を超えると、母材及びＨＡＺに島状マルテンサイトを生成し、母材及び溶接部の靱性が著しく低下する。したがって、Ｓｉ含有量の上限は、０．５０％以下とする。
（Ｍｎ：０．８〜２．０％）
Ｍｎは、母材の強度を確保するため、０．８％以上の添加が必要である。母材の強度を高めるには、Ｍｎ量を１．０％以上にすることが好ましく、１．３％以上が更に好ましい。一方、２．０％を超えるＭｎを添加すると、母材及び溶接部の靱性、割れ性などを損なう。したがって、Ｍｎ量の上限を２．０％以下とする。
Ｍｎは、母材の強度を確保するため、０．８％以上の添加が必要である。母材の強度を高めるには、Ｍｎ量を１．０％以上にすることが好ましく、１．３％以上が更に好ましい。一方、２．０％を超えるＭｎを添加すると、母材及び溶接部の靱性、割れ性などを損なう。したがって、Ｍｎ量の上限を２．０％以下とする。
（Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％）
Ｍｇは、ＭｇＳを形成して、オーステナイト粒径を細粒化し、ベイナイト粒径を細かくするので、０．０００５％以上の添加が必要である。十分な個数のＭｇＳを形成するためには、０．００１％以上を含有させることが好ましい。なお、過剰に含有されるとＭｇＳの粗粒化を招き、組織細粒化に寄与しないので、鋼中に含有されるＭｇの上限は、０．００５％以下とする。Ｍｇを添加する際には、Ｓｉ−Ｍｇ−Ａｌ及びＮｉ−ＭｇなどのＭｇ合金を用いることが好ましい。
Ｍｇは、ＭｇＳを形成して、オーステナイト粒径を細粒化し、ベイナイト粒径を細かくするので、０．０００５％以上の添加が必要である。十分な個数のＭｇＳを形成するためには、０．００１％以上を含有させることが好ましい。なお、過剰に含有されるとＭｇＳの粗粒化を招き、組織細粒化に寄与しないので、鋼中に含有されるＭｇの上限は、０．００５％以下とする。Ｍｇを添加する際には、Ｓｉ−Ｍｇ−Ａｌ及びＮｉ−ＭｇなどのＭｇ合金を用いることが好ましい。
（Ｓ：０．００２〜０．０２％）
Ｓは、ＭｇＳを形成して、オーステナイト粒径を細粒化し、ベイナイト粒径を細かくするので、０．００２％以上の添加が必要である。ただし、Ｐと同様に過剰に含有されると凝固偏析による溶接割れ、靱性低下の原因となるので、Ｓ量の含有量は、０．０２％以下に制限する。
Ｓは、ＭｇＳを形成して、オーステナイト粒径を細粒化し、ベイナイト粒径を細かくするので、０．００２％以上の添加が必要である。ただし、Ｐと同様に過剰に含有されると凝固偏析による溶接割れ、靱性低下の原因となるので、Ｓ量の含有量は、０．０２％以下に制限する。
（Ｃｕ：０．３〜１．２％）
Ｃｕは、析出硬化によって母材の強化に寄与する元素である。０．３％以上のＣｕを添加すると、圧延時、フェライトが生成する温度域での保持及び緩冷却により、フェライトの転位上にＣｕ相が析出し、強度が上昇する。一方、１．２％超のＣｕ量を添加しても、析出強化は飽和する。したがって、Ｃｕの含有量を０．３〜１．２％とする。
Ｃｕは、析出硬化によって母材の強化に寄与する元素である。０．３％以上のＣｕを添加すると、圧延時、フェライトが生成する温度域での保持及び緩冷却により、フェライトの転位上にＣｕ相が析出し、強度が上昇する。一方、１．２％超のＣｕ量を添加しても、析出強化は飽和する。したがって、Ｃｕの含有量を０．３〜１．２％とする。
（Ｎｉ：０．１〜１．０％）
Ｎｉは、母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。特に、靭性を高めるために、本発明では、Ｎｉ含有量を０．１％以上とする。一方、１．０％を超えるＮｉを添加しても効果が飽和する。したがって、Ｎｉ含有量の上限を１．０％以下とする。
Ｎｉは、母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。特に、靭性を高めるために、本発明では、Ｎｉ含有量を０．１％以上とする。一方、１．０％を超えるＮｉを添加しても効果が飽和する。したがって、Ｎｉ含有量の上限を１．０％以下とする。
（Ａｌ：０．００１〜０．０３０％）
Ａｌは、脱酸元素であり、本発明では、微細なＭｇＳを得るために、０．００１％添加する。Ａｌ含有量が過剰で、あると粗大なＡｌ系介在物の形成を招くので、Ａｌ量の上限を０．０３０％以下に制限する。また、Ａｌ量の低減は、島状マルテンサイトの生成の抑制にも有効であり、Ａｌ量の上限を０．０２５％以下にすることが好ましく、０．０１０％以下にすることがより好ましい。
Ａｌは、脱酸元素であり、本発明では、微細なＭｇＳを得るために、０．００１％添加する。Ａｌ含有量が過剰で、あると粗大なＡｌ系介在物の形成を招くので、Ａｌ量の上限を０．０３０％以下に制限する。また、Ａｌ量の低減は、島状マルテンサイトの生成の抑制にも有効であり、Ａｌ量の上限を０．０２５％以下にすることが好ましく、０．０１０％以下にすることがより好ましい。
（Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％）
Ｔｉは脱酸元素であるが、本発明では、ＭｇＯの形成を阻害し、微細なＭｇＳを生成させるために、０．００５％以上を添加する。また、Ｔｉの添加によって形成される微細なＴｉＮも、結晶粒径の微細化にも寄与する。更に、Ｔｉは、固溶ＮをＴｉＮとして固定するため、島状マルテンサイトの生成の抑制にも有効である。したがって、Ｔｉを０．０１０％以上添加することが好ましい。一方、Ｔｉ量が０．０２５％を超えると、含Ｔｉ酸化物が粗大化し、母材及び溶接熱影響部の靱性を損なう。したがって、Ｔｉ量の上限を０．０２５％以下とする。また、ＴｉＣの析出を抑制し、析出硬化による靭性の低下を抑制するために、Ｔｉ量の上限を０．０２０％以下にすることが好ましい。
Ｔｉは脱酸元素であるが、本発明では、ＭｇＯの形成を阻害し、微細なＭｇＳを生成させるために、０．００５％以上を添加する。また、Ｔｉの添加によって形成される微細なＴｉＮも、結晶粒径の微細化にも寄与する。更に、Ｔｉは、固溶ＮをＴｉＮとして固定するため、島状マルテンサイトの生成の抑制にも有効である。したがって、Ｔｉを０．０１０％以上添加することが好ましい。一方、Ｔｉ量が０．０２５％を超えると、含Ｔｉ酸化物が粗大化し、母材及び溶接熱影響部の靱性を損なう。したがって、Ｔｉ量の上限を０．０２５％以下とする。また、ＴｉＣの析出を抑制し、析出硬化による靭性の低下を抑制するために、Ｔｉ量の上限を０．０２０％以下にすることが好ましい。
（Ｎｂ：０．０１〜０．２５％）
Ｎｂは、焼入性を上昇させる元素であり、０．０１％以上を添加することが必要である。強度を向上させるためには、Ｎｂ含有量を０．０２％以上にすることが好ましい。一方、０．２５％を超えるＮｂを添加しても、Ｎｂ炭窒化物が析出し、固溶Ｎｂは増加せず、靭性を損なうことがある。したがって、Ｎｂ含有量の上限は０．２５％以下とする。靭性を高めるためには、Ｎｂ含有量を０．０８％以下にすることが好ましく、０．０４％以下が更に好ましい。
Ｎｂは、焼入性を上昇させる元素であり、０．０１％以上を添加することが必要である。強度を向上させるためには、Ｎｂ含有量を０．０２％以上にすることが好ましい。一方、０．２５％を超えるＮｂを添加しても、Ｎｂ炭窒化物が析出し、固溶Ｎｂは増加せず、靭性を損なうことがある。したがって、Ｎｂ含有量の上限は０．２５％以下とする。靭性を高めるためには、Ｎｂ含有量を０．０８％以下にすることが好ましく、０．０４％以下が更に好ましい。
（Ｎ：０．００１〜０．００９％）
Ｎは、微細なＴｉＮによって結晶粒を微細化するために、含有量を０．００１％以上とする。一方、Ｎが鋼中に固溶すると、上部ベイナイト組織において島状マルテンサイトを生成し、靱性を劣化させるので、Ｔｉを添加してＴｉＮを形成させる必要がある。しかし、Ｎ量が０．００９％を超えた場合、固溶Ｎを固定するために多量のＴｉを添加すると、粗大なＴｉＮを生じて靭性が低下する。したがって、Ｎ量の上限を０．００９％以下とする。靭性を高めるには、Ｎ量を０．００５％以下にすることが好ましい。
Ｎは、微細なＴｉＮによって結晶粒を微細化するために、含有量を０．００１％以上とする。一方、Ｎが鋼中に固溶すると、上部ベイナイト組織において島状マルテンサイトを生成し、靱性を劣化させるので、Ｔｉを添加してＴｉＮを形成させる必要がある。しかし、Ｎ量が０．００９％を超えた場合、固溶Ｎを固定するために多量のＴｉを添加すると、粗大なＴｉＮを生じて靭性が低下する。したがって、Ｎ量の上限を０．００９％以下とする。靭性を高めるには、Ｎ量を０．００５％以下にすることが好ましい。
（Ｂ：０．０００３〜０．００３０％）
Ｂは、微量の添加で焼入れ性を向上させる有用な元素である。Ｂは、オーステナイト粒界に偏析し、オーステナイト粒界からの粗大な初析フェライト変態を抑制し、強度及び靭性の向上に寄与するので、本発明では、効果を得るために、０．０００３％以上のＢを添加する。一方、Ｂは、島状マルテンサイトの生成を促進する元素でもあり、過剰に添加すると、靱性を損なう。本発明では、Ｂの含有量が０．００３０％を超えると、靱性が著しく低下するので、Ｂの含有量を０．００３０％以下とする。
Ｂは、微量の添加で焼入れ性を向上させる有用な元素である。Ｂは、オーステナイト粒界に偏析し、オーステナイト粒界からの粗大な初析フェライト変態を抑制し、強度及び靭性の向上に寄与するので、本発明では、効果を得るために、０．０００３％以上のＢを添加する。一方、Ｂは、島状マルテンサイトの生成を促進する元素でもあり、過剰に添加すると、靱性を損なう。本発明では、Ｂの含有量が０．００３０％を超えると、靱性が著しく低下するので、Ｂの含有量を０．００３０％以下とする。
（Ｏ：０．００３５％以下）
Ｏは、不可避的に含有される元素であるが本発明では極めて重要な元素であり、微細なＭｇＳを生成させるために含有量を制限しなければならない。Ｏ量が０．００３５％を超えると粗大な含ＭｇＯが増加し、微細なＭｇＳを得ることができないので、Ｏ含有量の上限を０．００３５％以下に制限する。ＨＡＺ靭性を向上させるには、Ｏ量を０．００１５以下にすることが好ましい。更に好ましいＯ量の上限は、０．００１２％以下である。
Ｏは、不可避的に含有される元素であるが本発明では極めて重要な元素であり、微細なＭｇＳを生成させるために含有量を制限しなければならない。Ｏ量が０．００３５％を超えると粗大な含ＭｇＯが増加し、微細なＭｇＳを得ることができないので、Ｏ含有量の上限を０．００３５％以下に制限する。ＨＡＺ靭性を向上させるには、Ｏ量を０．００１５以下にすることが好ましい。更に好ましいＯ量の上限は、０．００１２％以下である。
不可避不純物として含有するＰについては、含有量を特に限定しない。なお、Ｐ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量は０．０２％以下に制限することが好ましく、更に好ましい上限は０．００２％以下である。
更に、強度及び靱性の向上や、介在物の形態の制御を目的として、Ｖ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＲＥＭ及びＣａのうちの１種又は２種以上を選択的に含有させてもよい。
（Ｖ：０．１％以下）
Ｖは、組織の微細化及び炭窒化物による析出強化に寄与する。しかし、Ｖを過剰に添加すると、靭性を損なうことがある。したがって、Ｖ量の上限を０．１％とすることが好ましい。Ｖ量の好ましい下限値は０．０１％である。
Ｖは、組織の微細化及び炭窒化物による析出強化に寄与する。しかし、Ｖを過剰に添加すると、靭性を損なうことがある。したがって、Ｖ量の上限を０．１％とすることが好ましい。Ｖ量の好ましい下限値は０．０１％である。
（Ｍｏ：０．５％以下）
Ｍｏは、鋼中に固溶して焼入れ性を高める元素であり、強度の向上に寄与する。しかし、０．５％超のＭｏを含有させても、Ｍｏ炭化物（Ｍｏ２Ｃ）を析出し、固溶Ｍｏによる焼入性の向上の効果は飽和する。したがって、Ｍｏ量の上限は、０．５％以下にすることが好ましい。Ｍｏ量の好ましい下限値は０．０１％である。
Ｍｏは、鋼中に固溶して焼入れ性を高める元素であり、強度の向上に寄与する。しかし、０．５％超のＭｏを含有させても、Ｍｏ炭化物（Ｍｏ２Ｃ）を析出し、固溶Ｍｏによる焼入性の向上の効果は飽和する。したがって、Ｍｏ量の上限は、０．５％以下にすることが好ましい。Ｍｏ量の好ましい下限値は０．０１％である。
（Ｃｒ：１．５％以下）
Ｃｒは、焼入性を向上させる元素であり、強化に寄与する。しかし、Ｃｒを過剰に添加すると、靱性を損なうことがある。したがって、Ｃｒ量の上限は、１．５％とすることが好ましい。Ｃｒ量の好ましい下限値は０．０１％である。
Ｃｒは、焼入性を向上させる元素であり、強化に寄与する。しかし、Ｃｒを過剰に添加すると、靱性を損なうことがある。したがって、Ｃｒ量の上限は、１．５％とすることが好ましい。Ｃｒ量の好ましい下限値は０．０１％である。
（Ｚｒ：０．０３％以下、Ｈｆ：０．０１％以下）
Ｚｒ、Ｈｆは脱酸元素であるとともに、溶鋼中で窒化物を生成し、鋼中の固溶Ｎ量の低減に有効である。固溶Ｎの低減により、上部ベイナイト組織において島状マルテンサイトの生成を抑制することができる。しかし、Ｚｒ、Ｈｆを過剰に含有すると、窒化物が粗大化し、靭性を損なうことがある。したがって、Ｚｒ量を０．０３％以下、Ｈｆ量を０．０１％以下とすることが好ましい。Ｚｒ量及びＨｆ量の好ましい下限値は、何れも、０．００１％である。
Ｚｒ、Ｈｆは脱酸元素であるとともに、溶鋼中で窒化物を生成し、鋼中の固溶Ｎ量の低減に有効である。固溶Ｎの低減により、上部ベイナイト組織において島状マルテンサイトの生成を抑制することができる。しかし、Ｚｒ、Ｈｆを過剰に含有すると、窒化物が粗大化し、靭性を損なうことがある。したがって、Ｚｒ量を０．０３％以下、Ｈｆ量を０．０１％以下とすることが好ましい。Ｚｒ量及びＨｆ量の好ましい下限値は、何れも、０．００１％である。
（ＲＥＭ：０．０１％以下、Ｃａ：０．００５％以下）
ＲＥＭ、Ｃａは、脱酸元素であり、硫化物の形態の制御にも寄与する。しかし、ＲＥＭ、Ｃａの酸化物は溶鋼中で容易に浮上するため、鋼中に含有されるＲＥＭの上限は０．０１％以下、Ｃａの上限は０．００５％以下である。ＲＥＭ量及びＣａ量の好ましい下限値は、何れも、０．０００１％である。
ＲＥＭ、Ｃａは、脱酸元素であり、硫化物の形態の制御にも寄与する。しかし、ＲＥＭ、Ｃａの酸化物は溶鋼中で容易に浮上するため、鋼中に含有されるＲＥＭの上限は０．０１％以下、Ｃａの上限は０．００５％以下である。ＲＥＭ量及びＣａ量の好ましい下限値は、何れも、０．０００１％である。
なお、選択的に添加する元素の好ましい下限値について説明したが、好ましい下限値以下であっても本発明の効果を阻害するものではないから、下限値以下であっても本発明は許容できるものである。
そして、上記に述べた成分元素の残部はＦｅおよび不可避不純物である。
そして、上記に述べた成分元素の残部はＦｅおよび不可避不純物である。
次に、本発明のＨ形鋼のミクロ組織について説明する。本発明のＨ形鋼のミクロ組織は、面積率で４０〜１００％のベイナイトと、残部が島状マルテンサイト、フェライト・パーライトからなる。
ベイナイトは、強度の上昇及び組織の微細化に寄与する。しかし、ベイナイトの面積率が４０％未満では、強度が不十分になるため、ベイナイトの面積率を４０％以上とする。ベイナイトの面積率の上限は１００％でよい。
島状マルテンサイトは、破壊の起点となり、靭性を低下させる。したがって、島状マルテンサイトの面積率は、０．５％以下に制限することが好ましい。なお、ベイナイト、島状マルテンサイトの残部はフェライト・パーライトである。粒界に成長する初析フェライトは粗大で伸長しているため、脆性破壊のき裂破面単位を大きくするので、靭性に対して有害である。したがって、適正なＭｎ、Ｃｕ、Ｎｉの添加により、その生成を抑制する必要がある。
旧オーステナイト粒径は、熱間圧延後の冷却による低温変態前のオーステナイトの粒径であり、倍率５０倍で撮影した光学顕微鏡による組織写真又は倍率７０倍で測定したＥＢＳＰ観察像を用いて測定することができる。靭性を高めるためには、旧オーステナイト粒径を１５０μｍ以下に制御する必要がある。ミクロ組織は、フランジの長さ方向で表面から１／２の位置、厚さ方向で表面から３／４の位置で観察し、この位置で、旧オーステナイト粒径の測定も行う。この位置では、圧延によるオーステナイトの細粒化が難しく、靭性の改善が困難である。したがって、本発明では、最も靱性が低下し易い位置での旧オーステナイト粒径を規定することとした。
本発明者らは粒子径が０．００５〜０．５μｍの（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓを１．０×１０５〜１．０×１０７個／ｍｍ２含むことで、ピニング効果及び圧延による再結晶の効果によって、旧オーステナイト粒径を１５０μｍ以下にすることが可能であり、靭性も向上することを確認した。本発明では、最高温度１３５０℃、最長５時間の加熱を想定しており、このような条件で鋼片を加熱しても、上記の（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ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。ここでいう（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ（硫化物）とは、質量％で６０％≦Ｍｎ≦９５％、かつ５％≦Ｍｇ≦４０％の範囲であり、ＭｎとＭｇの以外の残部の内、ＳとＯの割合が質量％でＳ≧９０％のものを意味する。
また、このような硫化物粒子のサイズが０．５μｍ以下であれば、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ので、粒子径の上限を０．５μｍとした。なお、粒子径は小さくても、特に問題はないが、抽出レプリカで測定するため、０．００５μｍより小さいと観察できない場合があり、測定精度や定量性の観点で、個数をカウントするサイズを０．００５μｍ以上とした。
本発明のＨ形鋼の板厚は、４０ｍｍ以上とする。これは、超高層建築物などの柱に用いられるＨ形鋼には、板厚が４０ｍｍ以上の大きなサイズのＨ形鋼が採用されるためである。一方、鋳片の肉厚の制限などから、工業的に靭性を確保するため、本発明のＨ形鋼の板厚の上限は、１５０ｍｍ以下とする。
Ｈ形鋼を構造部材として用いる際の機械特性の目標値は、常温の降伏点もしくは０．２％耐力４５０ＭＰａ以上、引張強度５５０ＭＰａ以上（ＡＳＴＭ規格グレード６５相当）である。さらに好ましくは、常温の降伏点もしくは０．２％耐力３４５ＭＰａ以上、引張強度４５０ＭＰａ以上（ＡＳＴＭ規格グレード５０相当）である。また、２１℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーは、母材部５４Ｊ以上である。
特に、Ｈ形鋼は、鋼板を製造する場合よりも強度、靭性を確保することが難しい。これは、スラブ又はビームブランク形状の素材からＨ形鋼を製造する際に、フランジのみならず、フィレット部（フランジとウェブが結合している部位）の加工量を確保することが難しいためである。
なお、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、０．５〜２．０とすることが好ましい。フランジ／ウェブの板厚比が２．０を超えると、ウェブが波打ち状の形状に変形することがある。一方、フランジ／ウェブの板厚比が０．５未満の場合は、フランジが波打ち状の形状に変形することがある。
次に、本発明のＨ形鋼の製造方法について説明する。
本発明では、例えば、溶鋼温度を１６５０℃以下として、溶鋼中の酸素濃度を０．０１％以下、及び溶鋼中のＳ濃度を０．０２％以下として、適量のＭｎ、Ｍｇ、及びＡｌを添加することにより、溶鋼中に（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓを生成することができる。この時、Ｍｇが酸素と結合するのを防ぐため、溶鋼中の酸素濃度が５０ｐｐｍ未満で無い場合には、先にＭｇよりも先にＡｌを添加し、Ａｌ酸化物の形で溶鋼中の酸素を消費しておく必要がある。
鋼を溶製した後、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。
次に、鋼片を加熱し、熱間圧延を行う。鋼片の加熱温度は１１００〜１３５０℃の範囲内とすることが好ましい。加熱温度が１１００℃未満であると、変形抵抗が高くなることがある。Ｎｂなど、炭化物、窒化物を形成する元素を十分に固溶させるため、再加熱温度の下限を１１５０℃以上とすることが、より好ましい。特に、板厚が薄い場合は、累積圧下率が大きくなるため、１２００℃以上に加熱することが好ましい。一方、加熱温度が１３５０℃よりも高温である場合は、素材である鋼片の表面のスケールが液体化して炉内が損傷すること、経済的なメリットが薄れてしまう。そのため、熱間加工の加熱温度の上限は１３５０℃とすることが好ましい。組織の粗大化を抑制するためには、加熱温度の上限を１３００℃以下にすることが、より好ましい。
熱間圧延の仕上圧延では、制御圧延を行うことが好ましい。制御圧延は、圧延温度、圧下率、冷却速度を制御する製造方法である。仕上圧延では、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、水冷し、復熱過程で圧延する製造方法である。仕上圧延後、熱処理を施すことが更に好ましい。また、一次圧延して５００℃以下に冷却した後、再度、１１００〜１３５０℃に加熱し、二次圧延を行う製造するプロセス、いわゆる２ヒート圧延を採用してもよい。２ヒート圧延では、熱間圧延での塑性変形量が少なく、圧延工程での温度の低下も小さくなるため、加熱温度を低めにすることができる。
熱間圧延の仕上圧延は、鋼片を加熱した後、１０００℃以下での累積圧下率が１０％以上となるように制御圧延を行うことが好ましい。これは、熱間圧延で、加工再結晶を促進させ、オーステナイトを細粒化し、靭性と強度を向上させるためである。なお、鋼片の厚みと製品の厚みに応じて、仕上圧延の前に粗圧延を行っても良い。２ヒート圧延を採用する場合は、二次圧延の１０００℃以下での累積圧下率を１０％以上とすることが好ましい。
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が好ましい。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。
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り、表面の焼入れ硬化を抑制することができる。フランジ表面温度を７００℃以下に冷却し、複熱させると、オーステナイトとフェライトとが共存する温度域（γ／α二相共存温度域）での加工となる。その結果、細粒化されたオーステナイトと加工された微細なフェライトとの混合組織を形成する。これにより、表層部の焼入性を著しく低減でき、加速冷却により生じる表面層の硬化を防止できる。
圧延後の冷却は、空冷とする。空冷であれば、特に設備投資額が大きく多大な経済的負担を要する水冷装置の導入を要さないので、経済的に大型建造物向けのＨ形鋼を製造する製造することができる。空冷であっても、本発明の化学成分であれば、微細なＭｇＳによって、オーステナイト粒径を細粒とすることができる上に、ベイナイト組織を得ることができ、十分な、強度と靭性を得ることができる。
フランジ平均温度を４００℃以下まで冷却した後、４００〜５００℃の温度域まで再び加熱してもよい。４００〜５００℃に再加熱すると、圧延ままの状態でミクロ組織中に存在する島状マルテンサイトを分解させることができる。島状マルテンサイト中のＣをマトリクス中へ拡散させるためには、加熱温度を４００℃以上、保持時間を１５分以上にすることが好ましい。加熱温度の上限、保持時間の上限は特に規定しないが、製造コストの観点から、加熱温度を５００℃以下、保持時間を５時間以下にすることが好ましい。冷却後の再加熱は、熱処理炉で実施することができる。
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、一次脱酸し、合金添加した。溶鋼中に（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓを生成させるために、溶鋼温度を１６５０℃以下として、溶鋼中の酸素濃度を０．０１％以下、及び溶鋼中のＳ濃度を０．０２％以下として、適量のＭｎ、Ｍｇ、及びＡｌを添加した。なお、溶鋼中の酸素濃度が５０ｐｐｍ以上であった場合は、Ａｌを添加した後、Ｍｇを添加した。
図１は本発明法を実施するＨ形鋼製造プロセスの概略を示す図である。得られた鋼片を加熱炉で加熱し、粗圧延機で熱間圧延を行い、冷却した。粗圧延工程の図示は省略するが、図１に示す、ユニバーサル圧延装置列で熱間圧延を行い、Ｈ形鋼を製造した。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１の前後に設けた水冷装置２を用い、フランジ外側面のスプレー冷却とリバース圧延を行う。最後に仕上ユニバーサル圧延機３で仕上圧延を行う。
図２は、Ｈ形鋼の断面形状及び機械試験片の採取位置を示す図である。図２に示すように、ウエブ幅全長ＨのＨ形鋼４のフランジ５の板厚ｔ２の中心部（１／２ｔ２）でフランジ幅全長（Ｂ）の１／４（１／４Ｂ）から、引張試験片を採取し、機械特性を測定した（図２の○印の１／４Ｆの位置）。なお、これらの箇所の特性を求めたのは、図２のフランジ１／４Ｆ部が、Ｈ形鋼の平均的な機械特性を示すと判断したためである。引張試験は、ＡＳＴＭ Ａ９１３ Ｇｒａｄｅ６５に準拠して行い、シャルピー衝撃試験は、図２に示すように、Ｈ形鋼４のフランジ５の板厚ｔ２の中心部（３／４ｔ２）でフランジ幅全長（Ｂ）の１／２ （□印の１／２Ｂの位置）から試験片を採取し、ＳＴＭ Ａ９１３ Ｇｒａｄｅ６５に準拠して２１℃で行った。
また、得られた鋼材の金属組織及び析出物の調査を行った。金属組織は、光学顕微鏡による観察で判別した。フランジの長さ方向で表面から１／２の位置、厚さ方向で表面から３／４の位置における、鋼材組織における旧オーステナイトの粒径は、５０倍で撮影した光学顕微鏡による組織写真を用いて、切断法により、フランジ厚方向の値を測定し、平均を算出した。また、ベイナイトの面積率は、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し、各組織の粒の数の割合として算出した。
（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓ析出物の粒子数の測定は、鋼材から抽出レプリカを採取し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で行った。ＴＥＭで、１００００μｍ２以上の領域を観察し、０．００５〜０．５μｍ大きさの粒子個数を測定し、個数密度を算出した。ＥＤＸで分析を行った結果、質量％で６０％≦Ｍｎ≦９５％、かつ５％≦Ｍｇ≦４０％の範囲であり、ＭｎとＭｇの以外の残部の内、ＳとＯの割合が質量％でＳ≧９０％である時に、（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓであると判断した。
粒子数が多いため、測定された粒子のうち、少なくとも５０個についてエネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＸ）により成分分析を行い、析出粒子のうち、どれだけの割合が（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓであるかを算出した。そして、この割合と個数密度との積を取り（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓの個数密度を導出した。
結果と製造条件を表３及び４に示す。表３及び４に示す。機械特性の目標値は、常温の降伏点又は０．２％耐力が４５０ＭＰａ以上、引張強度が５５０ＭＰａ以上（ＡＳＴＭ Ａ９１３ Ｇｒａｄｅ６５）、かつ、母材部の２１℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが同規格で定められた５４Ｊ以上である。
表３に示すように、本発明の製造Ｎｏ．１〜３２は、常温の０．２％耐力及び引張強度が、それぞれ、目標の下限値である４５０ＭＰａ及び５５０ＭＰａ以上を満足している。さらに、２１℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーは、目標の下限値である５４Ｊ以上を十分に満たしている。
表４に示すように、製造Ｎｏ．３３〜５１は、比較例であり、成分組成が本発明の範囲外である。製造Ｎｏ．３８及び３９はそれぞれ、Ｓ及びＭｇ量が少なく、旧オーステナイト粒径が粗大化して、靭性が低下した例である。製造Ｎｏ．３３はＣ量が多く、製造Ｎｏ．３４は、Ｓｉ量が多く、強度が上昇して、靭性が低下した例である。製造Ｎｏ．３５はＳｉ量が少なく、製造Ｎｏ．３７はＭｎ量が少なく、製造Ｎｏ．４１はＣｕ量が少なく、強度が低下した例である。製造Ｎｏ．３６はＭｎ量が多く、製造Ｎｏ．４０はＣｕ量が多く、製造Ｎｏ．４７はＮｂ量が多く、靭性が低下した例である。製造Ｎｏ．４２はＮｉ量が少なく靭性が低下した例である。
製造Ｎｏ．４３はＡｌ量が少なく、靭性が低下した例である。製造Ｎｏ．４５はＴｉ量が少なく、製造Ｎｏ．４４はＡｌ量が多いため、微細なＭｇＳの生成が阻害され、靭性が低下した例である。製造Ｎｏ．４６はＴｉ量が多く、粗大な含Ｔｉ酸化物が増加し、靭性が低下した例である。製造Ｎｏ．４８はＮ量が多く、製造Ｎｏ．４９はＯ量が多く、製造Ｎｏ．５１はＢ量が多く、靭性が低下した例である。製造Ｎｏ．５０はＢが少なく、ベイナイトが不足して、強度が不足した例である。製造Ｎｏ．５２は板厚が過大で十分な強度及び靭性が得られていない。
１ 中間圧延機
２ 中間圧延機前後面の水冷装置
３ 仕上げ圧延機
４ Ｈ形鋼
５ フランジ
６ ウェブ
ｔ２ フランジの板厚
Ｂ フランジ幅全長
２ 中間圧延機前後面の水冷装置
３ 仕上げ圧延機
４ Ｈ形鋼
５ フランジ
６ ウェブ
ｔ２ フランジの板厚
Ｂ フランジ幅全長
Claims (4)
- 質量％で、
Ｃ：０．０１％以上０．０５％未満、
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｎ：０．８〜２．０％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％、
Ｓ： ０．００２〜０．０２％、
Ｃｕ：０．３〜１．２％、
Ｎｉ：０．１〜１．０％、
Ａｌ：０．００１〜０．０３０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｎｂ：０．０１〜０．２５％、
Ｎ：０．００１〜０．００９％、
Ｂ：０．０００３〜０．００３０％
を含有し、
Ｏ：０．００３５％以下、
に制限し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、ミクロ組織中のベイナイトの面積率が４０〜１００％であり、フランジの長さ方向で表面から１／２の位置、厚さ方向で表面から３／４の位置における、鋼材組織における旧オーステナイト粒径が平均１５０μｍ以下であり、粒子径が０．００５〜０．５μｍの（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓを１．０×１０５〜１．０×１０７個／ｍｍ２含み、ウェブ厚又はフランジ厚が４０〜１５０ｍｍであることを特徴とする靭性に優れた高強度Ｈ形鋼。 - 質量％で、更に、
Ｖ：０．１％以下、
Ｍｏ：０．５％以下、
Ｃｒ：１．５％以下
の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に記載の靭性に優れた高強度Ｈ形鋼。 - 質量％で、更に、
Ｚｒ：０．０３％以下、
Ｈｆ：０．０１％以下
の一方又は双方を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の靭性に優れた高強度Ｈ形鋼。 - 質量％で、更に、
ＲＥＭ：０．０１％以下、
Ｃａ：０．００５％以下
の一方又は双方を含有することを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の靭性に優れた高強度Ｈ形鋼。
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