JP2016079443A - High strength extra thick h-shaped steel excellent in toughness and production method therefor - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、建築建造物の構造部材などに用いられる、靱性に優れた高強度極厚Ｈ形鋼に関するものである。 The present invention relates to a high-strength, ultra-thick H-section steel having excellent toughness, which is used for a structural member of a building.
建築構造物、特に、超高層化された建築物には、肉厚が１００ｍｍ以上のＨ形鋼（以下、極厚Ｈ形鋼という。）の使用が望まれている。一般に、鉄鋼材料は、強度が増すほど、厚さが増大するほど、靭性が低下する傾向にあり、高強度で厚い鋼材の靭性の確保は困難である。 For building structures, in particular, super high-rise buildings, it is desired to use H-shaped steel having a thickness of 100 mm or more (hereinafter referred to as extra-thick H-shaped steel). In general, steel materials tend to have lower toughness as strength increases and thickness increases, and it is difficult to ensure the toughness of high strength and thick steel materials.
また、Ｈ形鋼は、形状が特異であり、ユニバーサル圧延では圧延条件（温度、圧下率）が制限される。そのため、特に、極厚Ｈ形鋼を製造する場合、ウェブ、フランジ、フィレット等の各部位で、圧延中の温度履歴、圧下率、加速冷却時の冷却速度に大きな差が生じ易くなり、圧延終了時の鋼材の内部の温度は表層に比べて非常に高くなる。 In addition, the shape of H-section steel is unique, and rolling conditions (temperature, rolling reduction) are limited in universal rolling. Therefore, in particular, when manufacturing extremely thick H-section steel, large differences are likely to occur in the temperature history during rolling, the rolling reduction, and the cooling rate during accelerated cooling at each part of the web, flange, fillet, etc., and the rolling is completed. The temperature inside the steel material at that time is very high compared to the surface layer.
更に、極厚Ｈ形鋼の圧延は、通常の厚鋼板の圧延に比べて時間が掛かり、鋳片を高温に加熱して熱間圧延を行うため、表層と内部との温度差が大きくなる。その結果、極厚Ｈ形鋼の断面内では、強度および靱性に大きな変化が生じ、特にフィレット部など鋼材の内部では結晶粒が粗大になり、靭性を確保することが困難になる。 Furthermore, the rolling of extra-thick H-section steel takes more time than the rolling of ordinary thick steel plates, and the slab is heated to a high temperature to perform hot rolling, so that the temperature difference between the surface layer and the inside becomes large. As a result, a great change in strength and toughness occurs in the cross section of the ultra-thick H-section steel, and the crystal grains become coarse particularly in the steel material such as the fillet portion, making it difficult to ensure toughness.
従来、酸化物を分散させてピニングによりオーステナイト粒を微細化し、靱性を向上させる方法が提案されている（例えば、特許文献１〜５、参照）。特許文献１および２にはＡｌおよびＣａを含む酸化物を利用し、厚鋼板の靭性を向上させる技術が示されている。また、特許文献３および４にはＡｌ、ＣａおよびＴｉを含む酸化物を利用し、制御圧延および加速冷却によって形鋼の靭性を向上させる技術が示されている。さらに、特許文献５にはＡｌおよびＣａを含む酸化物を利用し、加速冷却によってフランジ厚１００ｍｍ以上の極厚Ｈ形鋼の靭性を向上する技術が示されている。
Conventionally, a method has been proposed in which oxides are dispersed and austenite grains are refined by pinning to improve toughness (for example, see
フランジ厚が１００ｍｍ以上の極厚Ｈ形鋼を製造する場合、圧延過程において表面と内部との温度差が大きくなる傾向にある。鋼材表面がフェライト変態開始温度（Ａｒ３点）に到達する前に圧延を終了すると、鋼材内部（例えば図１の８）の圧延終了温度は１１００℃以上になり、オーステナイト粒の粗大化を招く。圧延終了後は、鋼材の表面近傍がＡｒ３点に到達する前に水冷を開始し、表面の近傍ではベイナイトなどの低温変態組織を生成させて強度を確保する。しかし、極厚Ｈ形鋼の表面から離れた内部では結晶粒が粗大になり、靱性が著しく低下する。 When producing an extremely thick H-section steel with a flange thickness of 100 mm or more, the temperature difference between the surface and the interior tends to increase during the rolling process. When the rolling is finished before the steel surface reaches the ferrite transformation start temperature (Ar 3 points), the rolling finish temperature inside the steel material (for example, 8 in FIG. 1) becomes 1100 ° C. or more, leading to coarsening of austenite grains. After rolling, water cooling is started before the vicinity of the surface of the steel material reaches the Ar 3 point, and a low-temperature transformation structure such as bainite is generated near the surface to ensure strength. However, in the interior away from the surface of the ultra-thick H-shaped steel, the crystal grains become coarse and the toughness is significantly reduced.
また、連続鋳造によって得られた鋳片には、板厚中心部に合金元素の偏析（中心偏析）が生じている。フランジ厚が１００ｍｍ以上の極厚Ｈ形鋼を製造する場合、連続鋳造によって得られた鋳片の中心偏析は、図１の１／２Ｆ線上（図１の中央を縦方向に）に分布している。したがって、即ち、圧延後のＨ形鋼のフィレット部の位置は、鋳片の中心偏析が生じた部位（中心偏析部）に相当し、ＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）などの硬質相、アルミナやＭｎＳ等の多数の介在物が生成している。したがって、図１の８に示す位置（靭性評価部位）で靭性を評価すると、偏析に起因するＭＡおよび介在物（ＭｎＳ等）によって、更に靭性が劣化することが本発明者らの検討により明らかとなった。 In the slab obtained by continuous casting, segregation of alloy elements (center segregation) occurs at the center of the plate thickness. When producing an extremely thick H-section steel with a flange thickness of 100 mm or more, the center segregation of the slab obtained by continuous casting is distributed on the 1 / 2F line in FIG. 1 (the center in FIG. 1 in the vertical direction). Yes. Therefore, the position of the fillet portion of the H-shaped steel after rolling corresponds to a portion where the center segregation of the slab has occurred (center segregation portion), a hard phase such as MA (Martensite-Austenite Constituent), alumina, or MnS. Etc., many inclusions are generated. Therefore, when the toughness is evaluated at the position shown in FIG. 1 at 8 (toughness evaluation site), it is clear from the study by the present inventors that the toughness is further deteriorated by MA and inclusions (MnS, etc.) due to segregation. became.
本発明は、このような実情に鑑みてなされたものであり、靭性に優れた高強度極厚Ｈ形鋼及びその製造方法を提供するものである。 This invention is made | formed in view of such a situation, and provides the high-strength extra-thick H-section steel excellent in toughness, and its manufacturing method.
本発明者らは、特に図１の８に示す位置の靱性を確保するため、高温でも熱的に安定な粒子を鋼材中に分散させ、その粒子による粒界のピニング効果により、オーステナイト粒を微細化することが有効であるとの知見を得た。また、ピニング粒子により微細化されたオーステナイト粒から生成するフェライトは、粗大なオーステナイト粒から生成するフェライトに比べてサイズが小さく、靭性の向上に効果的であることを知見した。 In order to ensure the toughness at the position indicated by 8 in FIG. 1 in particular, the present inventors disperse thermally stable particles in the steel material even at a high temperature, and finely austenite grains by the grain boundary pinning effect by the particles. It was found that it is effective to make it. In addition, the inventors have found that ferrite produced from austenite grains refined by pinning particles is smaller in size than ferrite produced from coarse austenite grains and is effective in improving toughness.
更に、圧延後の加速冷却では、図１の８に示す位置で、８００℃から５００℃の平均冷却速度を高めるよりも、むしろ０．３℃／秒以下に抑制する緩冷却が更なる靭性向上に有効であるとの知見を得た。これは、加速冷却の平均冷却速度の抑制により、鋼材組織がポリゴナルフェライトおよびパーライトの混合組織となり、硬さの上昇が抑制され、靱性が向上するためであると考えられる。 Further, in the accelerated cooling after rolling, at the position shown in FIG. 1 at 8, rather than increasing the average cooling rate from 800 ° C. to 500 ° C., the slow cooling suppressed to 0.3 ° C./second or less further enhances the toughness. We obtained the knowledge that it is effective. This is presumably because the steel structure becomes a mixed structure of polygonal ferrite and pearlite by suppressing the average cooling rate of accelerated cooling, the increase in hardness is suppressed, and the toughness is improved.
また、ＡｌおよびＣａを含む酸化物によるピニング効果を活用することにより、極厚Ｈ形鋼の熱間圧延工程においてもオーステナイト粒が微細になり、圧延後の緩冷却で、微細なフェライトおよびパーライト組織が生成し、中心偏析に起因するＭＡおよび介在物の影響も軽減できることをも知見した。更に、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｖ、Ｎｉ等の成分を適正に制御することにより、高強度極厚Ｈ形鋼の靱性を顕著に向上させることに成功した。 Also, by utilizing the pinning effect due to oxides containing Al and Ca, the austenite grains become fine even in the hot rolling process of ultra-thick H-shaped steel, and fine ferrite and pearlite structure can be obtained by slow cooling after rolling. It was also found that the influence of MA and inclusions caused by central segregation can be reduced. Furthermore, the present inventors succeeded in remarkably improving the toughness of high-strength ultra-thick H-section steel by appropriately controlling components such as Si, Mn, V, and Ni.
本発明は、これらの知見に基づいて完成したもので、その発明の要旨は以下のとおりである。 The present invention has been completed based on these findings, and the gist of the invention is as follows.
［１］質量％で、
Ｃ ：０．０５〜０．１６％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：０．８０〜２．００％、
Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｖ ：０．０１〜０．１０％、
Ａｌ：０．００５〜０．１００％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ｎ ：０．００１０〜０．０２００％、
Ｏ ：０．０００１〜０．０１００％、
Ｃａ：０．０００３〜０．００４０％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、下記式(1)によって求められる炭素当量Ｃeqが０．３５〜０．５０であり、
Ｃａ、Ａｌ、Ｏを含み、Ｏを除いた元素が質量％で、Ｃａ：５％以上、Ａｌ：５％以上、ＣａとＡｌとの合計が５０％以上であり、円相当径が０．００５〜２．０μｍの酸化物粒子を１００個／ｍｍ２以上含有し、
フランジの厚さが１００ｍｍ以上、１５０ｍｍ以下であり、
フランジの長さ方向で表面から１／６の位置、厚さ方向で表面から１／４の位置における、鋼材組織におけるベイナイト分率が８０％以上であり、
フランジの長さ方向で表面から１／２の位置、厚さ方向で表面から３／４の位置における、鋼材組織におけるポリゴナルフェライトおよびパーライトの合計分率が８０％以上であり、フェライトの円相当粒径が６０μｍ以下である、
ことを特徴とする、靱性に優れた高強度極厚Ｈ形鋼。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５ ・・（１）
ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕは各元素の含有量である。
[1] 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 0.10%,
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%
The balance consists of Fe and inevitable impurities, and the carbon equivalent C eq calculated by the following formula (1) is 0.35 to 0.50,
The element including Ca, Al, and O, excluding O, is mass%, Ca: 5% or more, Al: 5% or more, the total of Ca and Al is 50% or more, and the equivalent circle diameter is 0.005. Containing 100 particles / mm 2 or more of ~ 2.0 μm oxide particles,
The flange thickness is 100 mm or more and 150 mm or less,
The bainite fraction in the steel structure at a
The total fraction of polygonal ferrite and pearlite in the steel structure at a
A high-strength, extremely thick H-section steel with excellent toughness.
C eq = C + Mn / 6 + (Cr + Mo + V) / 5 + (Ni + Cu) / 15 (1)
Here, C, Mn, Cr, Mo, V, Ni, and Cu are the contents of each element.
［２］更に、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜０．５０％、
Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｏ：０．００１〜０．２０％、
Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、
Ｂ ：０．０００１〜０．００２０％
のうち、１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記［１］に記載の靱性に優れた高強度極厚Ｈ形鋼。
[2] Furthermore, in mass%,
Cr: 0.01 to 0.50%,
Cu: 0.01 to 0.50%,
Mo: 0.001 to 0.20%,
Nb: 0.001 to 0.05%,
B: 0.0001 to 0.0020%
Among them, the high-strength ultra-thick H-section steel having excellent toughness according to the above [1], comprising one or more kinds.
［３］フランジの長さ方向で表面から１／６の位置、厚さ方向で表面から１／４の位置における降伏強度又は０．２％耐力が４５０ＭＰａ以上、引張強度が５５０ＭＰａ以上であり、フランジの長さ方向で表面から１／２の位置、厚さ方向で表面から３／４の位置における２１℃でのシャルピー試験の吸収エネルギーが１５０Ｊ以上であることを特徴とする、上記［１］又は［２］に記載の靱性に優れた高強度極厚Ｈ形鋼。
[3] The yield strength or 0.2% proof stress is 450 MPa or more and the tensile strength is 550 MPa or more at a
［４］上記［１］又は［２］に記載の成分組成を有する鋼片を１１００〜１３５０℃に再加熱後に圧延を開始し、表面温度８００℃以上で圧延を終了して冷却するにあたり、フランジの長さ方向で表面から１／６の位置、厚さ方向で表面から１／４の位置における８００℃から５００℃の平均冷却速度が２．２℃／秒以上であり、かつフランジの長さ方向で表面から１／２の位置、厚さ方向で３／４の位置における８００℃から５００℃の平均冷却速度が０．３℃／秒以下になるように冷却することを特徴とする、靭性に優れた高強度極厚Ｈ形鋼の製造方法。
[4] When the steel slab having the component composition described in [1] or [2] above is reheated to 1100 to 1350 ° C., rolling is started, and the rolling is finished at a surface temperature of 800 ° C. or more and then cooled. The average cooling rate from 800 ° C. to 500 ° C. at a
本発明によれば、フランジ厚が１００〜１５０ｍｍであり、降伏強度又は０．２％耐力が４５０ＭＰａ以上、引張強度が５５０ＭＰａ以上、および２１℃でのシャルピー試験の吸収エネルギーが１５０Ｊ以上という、高強度極厚Ｈ形鋼を得ることができる。本発明の高強度極厚Ｈ形鋼は、多量の合金の添加や製鋼負荷の大きい極低炭素化を行わずに、製造することが可能であるため、製造コスト低減、工期の短縮による大幅なコスト削減を図ることができる。したがって、経済性を損なうことなく、大型建造物の信頼性を向上させることができるなど、産業上の貢献が極めて顕著である。 According to the present invention, 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 absorbed energy of the Charpy test at 21 ° C. is 150 J or more. Extremely thick H-section steel can be obtained. Since the high-strength ultra-thick H-shaped steel of the present invention can be manufactured without adding a large amount of alloy or making a very low carbon with a large steelmaking load, the manufacturing cost is greatly reduced due to the reduction in manufacturing cost and the shortening of the construction period. Cost reduction can be achieved. Therefore, industrial contributions such as the reliability of large buildings can be improved without sacrificing economic efficiency are extremely significant.
以下本発明について詳細に説明する。
本発明者らは、フランジ厚が１００ｍｍ以上の極厚Ｈ形鋼において、図１の８の位置｛フランジの長さ方向で表面から１／２の位置（１／２Ｆ）、厚さ方向で表面から３／４の位置（３／４ｔ２）｝における靱性を確保するために、鋼の成分組成、酸化物粒子、金属組織について検討を行った。その結果、炭素当量Ｃｅｑを適正な範囲とし、円相当径で０．００５〜２．０μｍのＡｌおよびＣａを含む酸化物粒子を単位面積当たりの個数密度で１００個／ｍｍ２以上微細に分散させ、ポリゴナルフェライトとパーライトの合計分率を８０％以上とすることにより、靱性が顕著に向上することを見出した。
The present invention will be described in detail below.
In the ultra-thick H-section steel having a flange thickness of 100 mm or more, the inventors of the present invention have the
図１の８の位置では、電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）によって測定したフェライトの円相当粒径の平均値が６０μｍ以下に微細化されていることがわかった。これは、酸化物粒子によって微細化されたオーステナイト粒から生成するフェライトのサイズが、粗大なオーステナイト粒から生成するフェライトのサイズよりも小さくなるためであると考えられる。また、図１の８の位置において、８００℃から５００℃の間の平均冷却速度を０．３℃／秒以下にすることにより、フェライトの円相当粒径の平均値が６０μｍ以下、ポリゴナルフェライトとパーライトの合計分率が８０％以上の金属組織となることがわかった。
At the
以下、本発明について説明する。まず、本発明形鋼の成分範囲の限定理由について述べる。ここで、成分についての「％」は質量％を意味する。 The present invention will be described below. First, the reasons for limiting the component range of the shaped steel of the present invention are described. Here, “%” for a component means mass%.
（Ｃ：０．０５〜０．１６％）
Ｃは、鋼の強化に有効な元素であり、含有量の下限値を０．０５％とする。好ましくは、０．０７％以上のＣを添加する。一方、Ｃ量が０．１６％を超えると過剰に炭化物が生成し、靭性が低下するため、Ｃ量の上限を０．１６％以下とする。靱性を向上させるためには、Ｃ量の上限を０．１１％以下とすることが好ましい。
(C: 0.05-0.16%)
C is an element effective for strengthening steel, and the lower limit of the content is 0.05%. Preferably, 0.07% or more of C is added. On the other hand, if the C content exceeds 0.16%, carbides are excessively generated and the toughness decreases, so the upper limit of the C content is 0.16% or less. In order to improve toughness, the upper limit of the C content is preferably set to 0.11% or less.
（Ｓｉ：０．０１〜０．５０％）
Ｓｉは、脱酸元素であり、強度の向上にも寄与するため、含有量の下限値を０．０１％とする。一方、過剰なＳｉの添加はＭＡの生成を助長し靱性を劣化させるため、Ｓｉ含有量の上限を０．５０％以下とする。靱性を確保するためには、Ｓｉ量の上限は０．４０％以下が好ましく、より好ましくは０．３０％以下である。
(Si: 0.01-0.50%)
Since Si is a deoxidizing element and contributes to improvement in strength, the lower limit of the content is set to 0.01%. On the other hand, the addition of excessive Si promotes the formation of MA and degrades the toughness, so the upper limit of the Si content is 0.50% or less. In order to ensure toughness, the upper limit of the Si content is preferably 0.40% or less, more preferably 0.30% or less.
（Ｍｎ：０．８０〜２．００％）
Ｍｎは、強度の確保に必要であり、含有量の下限値を０．８０％以上とする。好ましくは、１．２０％以上のＭｎを添加する。しかし、Ｍｎ量が２．００％を超えると母材および溶接熱影響部の靭性が低下するため、上限を２．００％とする。
(Mn: 0.80 to 2.00%)
Mn is necessary for securing the strength, and the lower limit of the content is 0.80% or more. Preferably, 1.20% or more of Mn is added. However, if the amount of Mn exceeds 2.00%, the toughness of the base metal and the weld heat affected zone decreases, so the upper limit is made 2.00%.
（Ｎｉ：０．０５〜０．５０％）
Ｎｉは、鋼材の強度及び靭性を高めるために、極めて有効な元素であり、０．０５％以上を添加する。特に、靭性を高めるためにはＮｉ量は、０．１０％以上が好ましい。一方、０．５０％超のＮｉを添加すると合金コストの上昇を招くため、Ｎｉ含有量の上限を０．５０％以下とする。好ましくはＮｉ量の上限を０．３０％以下とする。
(Ni: 0.05-0.50%)
Ni is an extremely effective element for increasing the strength and toughness of the steel material, and 0.05% or more is added. In particular, in order to increase toughness, the Ni content is preferably 0.10% or more. On the other hand, adding more than 0.50% Ni causes an increase in alloy cost, so the upper limit of Ni content is 0.50% or less. Preferably, the upper limit of the Ni amount is 0.30% or less.
（Ｖ：０．０１〜０．１０％)
Ｖは、焼入れ性の向上に寄与し、更には炭窒化物を生成し、組織の微細化及び析出強化にも寄与するため、０．０１％以上を添加する。好ましくは、０．０３％以上のＶを添加する。しかし、Ｖを過剰に添加すると、析出物の粗大化に起因して靭性を損なうことがあるため、Ｖ量の上限を０．１０％以下とする。好ましくは、Ｖ量の上限を０．０８％以下とする。
(V: 0.01-0.10%)
V contributes to the improvement of hardenability, further produces carbonitride, and contributes to the refinement of the structure and the strengthening of precipitation, so 0.01% or more is added. Preferably, 0.03% or more of V is added. However, since excessive addition of V may impair toughness due to coarsening of precipitates, the upper limit of V content is 0.10% or less. Preferably, the upper limit of the V amount is 0.08% or less.
(Ｎ：０．００１０〜０．０２００％)
Ｎは、ＶＮを形成する重要な元素であり、鋼材組織の微細化や析出強化に寄与する元素であるため、含有量を０．００１０％以上とする。しかし、Ｎ量が過剰になると、母材および溶接熱影響部の靭性が低下するため、上限を０．０２００％以下とする。好ましくはＮ量の上限を０．００５０％以下とする。
(N: 0.0010 to 0.0200%)
N is an important element that forms VN, and is an element that contributes to refinement of steel structure and precipitation strengthening, so the content is set to 0.0010% or more. However, if the amount of N becomes excessive, the toughness of the base metal and the weld heat affected zone decreases, so the upper limit is made 0.0200% or less. Preferably, the upper limit of the N amount is 0.0050% or less.
（Ａｌ：０．００５〜０．１００％）
Ａｌは、脱酸元素であり、更に本発明においてはピニング効果に顕著に寄与する酸化物を形成する重要な元素であり、最低でも０．００５％を添加する。ただし、多量のＡｌ添加はＡｌ含有酸化物の粗大化をもたらすため、Ａｌ量の上限を０．１００％以下とする。好ましくはＡｌ量の上限を０．０６０％以下とし、より好ましくは０．０４０％以下とする。
(Al: 0.005-0.100%)
Al is a deoxidizing element and, in the present invention, is an important element for forming an oxide that significantly contributes to the pinning effect, and at least 0.005% is added. However, since a large amount of Al causes coarsening of the Al-containing oxide, the upper limit of the Al amount is set to 0.100% or less. Preferably, the upper limit of the Al content is 0.060% or less, more preferably 0.040% or less.
（Ｃａ：０．０００３〜０．００４０％）
Ｃａは、本発明ではＡｌと共に、ピニング効果に顕著に寄与する酸化物を形成する重要な元素であり、０．０００３％以上を添加する。より多量なＣａおよびＡｌ含有酸化物を得るためには０．００１０％以上の添加が好ましい。０．００４０％超の添加はＣａおよびＡｌ含有酸化物の粗大化を招くこと、および経済性を損なうこと、などの理由から、上限を０．００４０％とする。好ましくはＣａ量を０．００３０％以下とする。
(Ca: 0.0003 to 0.0040%)
In the present invention, Ca is an important element for forming an oxide that significantly contributes to the pinning effect together with Al, and 0.0003% or more is added. In order to obtain a larger amount of Ca and Al-containing oxide, addition of 0.0010% or more is preferable. Addition of over 0.0040% causes the Ca and Al-containing oxides to become coarse and impairs economic efficiency, so the upper limit is made 0.0040%. Preferably, the Ca content is 0.0030% or less.
（Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％）
Ｔｉは、本発明では、ピニング効果を発現する酸化物の形成に寄与する重要な元素であり、０．００５％以上を添加する。微細な酸化物の密度を高めるには、Ｔｉを０．０１０％以上添加することが好ましい。また、Ｂを添加する場合は、ＢＮの析出を避けるため、Ｂ量の３．４倍のＴｉを添加することが好ましい。一方、Ｔｉ量が０．０３０％を超えると、粗大なＴｉＮが生成し、靱性を損なうため、Ｔｉ量の上限を０．０３０％以下とする。また、ＴｉＣの析出を抑制し、析出強化による靭性の低下を抑制するために、Ｔｉ量の上限を０．０２０％以下にすることが好ましい。
(Ti: 0.005 to 0.030%)
In the present invention, Ti is an important element that contributes to the formation of an oxide that exhibits a pinning effect, and 0.005% or more is added. To increase the density of fine oxides, it is preferable to add 0.010% or more of Ti. Moreover, when adding B, in order to avoid precipitation of BN, it is preferable to add 3.4 times the amount of B Ti. On the other hand, if the Ti amount exceeds 0.030%, coarse TiN is generated and the toughness is impaired, so the upper limit of the Ti amount is 0.030% or less. Moreover, in order to suppress precipitation of TiC and suppress a decrease in toughness due to precipitation strengthening, the upper limit of Ti content is preferably set to 0.020% or less.
（Ｏ：０．０００１〜０．０１００％）
Ｏは、本発明においてはＡｌおよびＣａとともに酸化物を形成し、ピニング効果によりオーステナイト粒を微細化するのに必要な元素であり、０．０００１％以上を含有させる。好ましくはＯ量を０．００１０％以上とする。ただし、過剰にＯを含有させると酸化物の粗大化を招き母材と溶接熱影響部の靭性を低下させるため、上限を０．０１００％に制限する。好ましくは、Ｏ量を０．００５０％以下、より好ましくは０．００３０％以下とする。
(O: 0.0001 to 0.0100%)
In the present invention, O forms an oxide with Al and Ca, and is an element necessary for refining austenite grains by the pinning effect, and is contained in an amount of 0.0001% or more. Preferably, the O content is 0.0010% or more. However, if O is excessively contained, the oxide is coarsened and the toughness of the base metal and the weld heat affected zone is lowered, so the upper limit is limited to 0.0100%. Preferably, the amount of O is 0.0050% or less, more preferably 0.0030% or less.
更に、図１の７の位置での強度を向上させるために、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｂの１種又は２種以上を含有させてもよい。 Furthermore, in order to improve the strength at the position 7 in FIG. 1, one or more of Cr, Cu, Mo, Nb, and B may be contained.
（Ｃｒ：０．０１〜０．５０％）
Ｃｒは、焼入れ性を向上させて強度上昇に寄与する元素である。焼入れ性の向上には０．０１％以上のＣｒの添加が好ましく、より好ましくは０．１０％以上を添加する。０．５０％を超えてＣｒを添加するとＭＡの生成を助長し、Ｃｒ炭化物の粗大化を招き、靭性が低下することがあるので、Ｃｒ含有量の上限は０．５０％に制限することが好ましい。より好ましくはＣｒ量の上限を０．３０％以下とする。
(Cr: 0.01 to 0.50%)
Cr is an element that improves the hardenability and contributes to an increase in strength. For improving the hardenability, 0.01% or more of Cr is preferably added, and more preferably 0.10% or more is added. Addition of Cr in excess of 0.50% promotes the formation of MA, leading to coarsening of Cr carbide and may reduce toughness, so the upper limit of Cr content may be limited to 0.50%. preferable. More preferably, the upper limit of the Cr amount is set to 0.30% or less.
（Ｃｕ：０．０１〜０．５０％）
Ｃｕは、焼入れ性の向上と析出強化によって鋼材の強度上昇に寄与する。これらの効果を得る為には０．０１％以上のＣｕの添加が好ましく、より好ましくは０．１０％以上を添加する。しかし、過剰な添加はＭＡの生成を助長し、かつＣｕ析出物の粗大化を招き、靭性が低下することがある。したがって、Ｃｕの含有量の上限を０．５０％以下に制限する。より好ましくはＣｕ量の上限を０．３０％以下とし、更に好ましくは０．２０％以下とする。
(Cu: 0.01 to 0.50%)
Cu contributes to an increase in strength of the steel material by improving hardenability and precipitation strengthening. In order to obtain these effects, it is preferable to add 0.01% or more of Cu, more preferably 0.10% or more. However, excessive addition promotes the formation of MA and causes coarsening of Cu precipitates, which may reduce toughness. Therefore, the upper limit of the Cu content is limited to 0.50% or less. More preferably, the upper limit of Cu amount is 0.30% or less, and further preferably 0.20% or less.
（Ｍｏ：０．００１〜０．２０％）
Ｍｏは、焼入れ性の向上及び析出強化によって強度の向上に寄与する。特に、Ｂを添加した場合には、焼入れ性の向上に関するＢとＭｏとの相乗効果は顕著であり、添加する場合はＭｏ量の下限を０．００１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０１％以上のＭｏを添加し、更に好ましくは０．０３％以上を添加する。しかし、０．２０％超のＭｏを含有させるとＭＡの生成を助長して靭性の低下を招くことがあるので、上限は０．２０％とすることが好ましい。靭性の低下を防ぐにはＭｏ量を０．１０％以下とすることがより好ましい。
(Mo: 0.001 to 0.20%)
Mo contributes to improvement in strength by improving hardenability and precipitation strengthening. In particular, when B is added, the synergistic effect of B and Mo with respect to improving hardenability is remarkable, and when added, the lower limit of the Mo amount is preferably set to 0.001% or more. More preferably, 0.01% or more of Mo is added, and still more preferably 0.03% or more. However, if more than 0.20% of Mo is contained, the formation of MA may be promoted and the toughness may be reduced, so the upper limit is preferably made 0.20%. In order to prevent a decrease in toughness, the Mo amount is more preferably 0.10% or less.
（Ｎｂ：０．００１〜０．０５％）
Ｎｂは、焼入性の向上によって強度の向上に寄与する。この効果を得る為にはＮｂを０．００１％以上添加する必要がある。より好ましくは０．００５％以上、更に好ましくは０．０１０％以上を添加する。ただし、Ｎｂを過度に添加すると、母材および溶接熱影響部の靭性の低下を招くことがあるため、上限を０．０５％以下とすることが好ましい。より好ましいＮｂ量の上限は０．０３％以下である。
(Nb: 0.001 to 0.05%)
Nb contributes to improvement of strength by improving hardenability. In order to obtain this effect, it is necessary to add 0.001% or more of Nb. More preferably, 0.005% or more, still more preferably 0.010% or more is added. However, if Nb is added excessively, the toughness of the base metal and the weld heat affected zone may be lowered, so the upper limit is preferably made 0.05% or less. A more preferable upper limit of the Nb amount is 0.03% or less.
（Ｂ：０．０００１〜０．００２０％）
Ｂは、微量の添加で焼入性を上昇させ、オーステナイト粒界からのフェライト変態を抑制し、強度の向上に有効である。この効果を得るためには０．０００１％以上を添加することが好ましい。より好ましくは０．０００３％以上を添加し、更に好ましくは、０．０００５％以上を添加する。一方、０．００２０％を超えるＢを含有すると、多量のＭＡを生成し、靱性が著しく低下することがあるため、Ｂの含有量を０．００２０％以下とする。
(B: 0.0001 to 0.0020%)
B increases the hardenability by adding a small amount, suppresses ferrite transformation from the austenite grain boundary, and is effective in improving the strength. In order to obtain this effect, 0.0001% or more is preferably added. More preferably, 0.0003% or more is added, and still more preferably 0.0005% or more. On the other hand, if containing B exceeding 0.0020%, a large amount of MA is generated and the toughness may be significantly lowered. Therefore, the B content is set to 0.0020% or less.
本発明では、焼入れ性を高め、強度を評価する図１の７の位置｛フランジの長さ方向で表面から１／６の位置（１／６Ｆ）、厚さ方向で表面から１／４の位置（３／４ｔ２）｝でベイナイトを生成させるために、炭素当量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、強度が低下する。好ましくは、Ｃｅｑを０．３８％以上とし、より好ましくは０．４０以上とする。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。好ましくは、Ｃｅｑを０．４５％以下とし、より好ましくは、０．４３％以下とする。
In the present invention, the position 7 in FIG. 1 for improving the hardenability and evaluating the strength {the
Ｃｅｑは、焼入れ性の指標であって、公知の次式（１）で求める。ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕは各元素の質量％での含有量である。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５ ・・（１）
C eq is an index of hardenability and is calculated by the following known formula (1). Here, C, Mn, Cr, Mo, V, Ni, and Cu are contents in mass% of each element.
C eq = C + Mn / 6 + (Cr + Mo + V) / 5 + (Ni + Cu) / 15 (1)
次に、本発明の極厚Ｈ形鋼のミクロ組織について説明する。極厚Ｈ形鋼の場合、表面近傍は、圧延仕上温度が低くなり、水冷時の冷速が大きいため、鋼材組織が微細になる。一方、内部は、圧延仕上温度が高くなり、水冷時の冷速が小さいため、鋼材組織が粗大になり、靭性が低くなる。本発明の極厚Ｈ形鋼のミクロ組織は、図１の強度評価部位７と靭性評価部位８とで相違しており、強度評価部位７はベイナイトが主体であり、靭性評価部位８はフェライト・パーライトが主体である。
Next, the microstructure of the extremely thick H-section steel of the present invention will be described. In the case of an extremely thick H-section steel, the rolling finish temperature is low near the surface, and the cooling rate during water cooling is large, so the steel structure becomes fine. On the other hand, since the rolling finishing temperature becomes high and the cooling speed at the time of water cooling is small, the steel material structure becomes coarse and the toughness becomes low. The microstructure of the ultra-thick H-shaped steel of the present invention is different between the strength evaluation portion 7 and the
本発明においては、鋼材の全段面内で平均的な組織が得られると考えられる部位（図１の７）において強度の評価に使用する引張試験片、およびミクロ組織の観察用試料を採取し、引張試験、ミクロ組織の観察、及びベイナイト分率の測定を行った。一方、組織が粗大になりやすく、スラブの中心偏析に相当し、靭性が最も低くなる部位（図１の８）において靱性の評価に使用する２ｍｍＶノッチシャルピー試験片、およびミクロ組織観察用試料を採取して、靱性を評価し、ポリゴナルフェライトおよびパーライトの合計分率、フェライトの円相当粒径を測定した。金属組織は、光学顕微鏡による観察で判別することができ、フェライトの円相当粒径はＥＢＳＰで測定することができる。 In the present invention, a tensile test piece used for strength evaluation and a sample for observing the microstructure are collected at a portion (7 in FIG. 1) where an average structure is considered to be obtained in all steps of the steel material. , Tensile test, microstructure observation, and measurement of bainite fraction. On the other hand, a 2 mm V notch Charpy specimen used for evaluation of toughness and a sample for microstructural observation are collected at a site (8 in FIG. 1) where the microstructure tends to be coarse and corresponds to the center segregation of the slab and the lowest toughness. Then, the toughness was evaluated, and the total fraction of polygonal ferrite and pearlite and the equivalent circle diameter of ferrite were measured. The metal structure can be discriminated by observation with an optical microscope, and the equivalent circle diameter of ferrite can be measured by EBSP.
強度評価部位（図１の７）において、ベイナイトは、強度の上昇及び組織の微細化に寄与する。強度を確保するためには、鋼材組織がベイナイトを８０％以上含むことが必要である。なお、残部は、フェライト、パーライト、島状マルテンサイトの１種又は２種以上である。ベイナイト分率の増加は強度の向上に寄与するため、ベイナイト分率の上限は規定せず、１００％でも良い。 In the strength evaluation site (7 in FIG. 1), bainite contributes to an increase in strength and refinement of the structure. In order to ensure the strength, the steel material structure needs to contain 80% or more of bainite. The balance is one or more of ferrite, pearlite, and island martensite. Since the increase in the bainite fraction contributes to the improvement in strength, the upper limit of the bainite fraction is not specified, and may be 100%.
靱性評価部位（図１の８）において、靱性を向上させるには、硬さの上昇を抑制することが必要であり、そのためには、ポリゴナルフェライトおよびパーライトの合計分率を８０％以上にすることが必要である。８０％未満では良好な靱性が得られない。ポリゴナルフェライトおよびパーライトの割合は特に限定する必要がない。また、靱性は結晶粒径との相関が大きく、本発明では、中心偏析の影響が大きい靱性評価部位（図１の８）で、靭性を高めるために、フェライトの円相当粒径を６０μｍ以下とする。好ましくは５０μｍ以下、より好ましくは４０μｍ以下とする。なお、フェライトの円相当粒径は小さい方が好ましい。 In order to improve the toughness at the toughness evaluation site (8 in FIG. 1), it is necessary to suppress the increase in hardness. For that purpose, the total fraction of polygonal ferrite and pearlite is set to 80% or more. It is necessary. If it is less than 80%, good toughness cannot be obtained. The ratio of polygonal ferrite and pearlite need not be particularly limited. Further, the toughness has a large correlation with the crystal grain size, and in the present invention, in order to increase the toughness at the toughness evaluation site (8 in FIG. 1) where the influence of central segregation is large, the equivalent circle grain diameter of ferrite is set to 60 μm or less. To do. The thickness is preferably 50 μm or less, more preferably 40 μm or less. In addition, it is preferable that the equivalent circle diameter of ferrite is small.
更に、フェライトの円相当粒径をＥＢＳＰによる測定で６０μｍ以下とするために、微細な酸化物によるピニング効果を利用する。本発明では、円相当径で０．００５〜２．０μｍのＡｌおよびＣａを含む酸化物粒子を、単位面積当たりの個数密度で１００個／ｍｍ２以上微細に分散させる必要がある。靭性向上のためには、酸化物粒子は多いほど良いので、上限は規定する必要がない。 Furthermore, in order to make the equivalent circle diameter of ferrite 60 μm or less as measured by EBSP, the pinning effect by a fine oxide is used. In the present invention, it is necessary to finely disperse oxide particles containing Al and Ca having an equivalent circle diameter of 0.005 to 2.0 μm in a number density per unit area of 100 particles / mm 2 or more. In order to improve toughness, the more oxide particles are better, the upper limit need not be specified.
酸化物粒子のサイズ、密度は、鋼材から抽出レプリカを採取し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察して測定する。まず、１００００μｍ２以上の領域で、０．００５〜２μｍ大きさの粒子個数を測定し、個数密度を算出する。次に、測定された少なくとも５０個以上の粒子について、ＴＥＭに付属するエネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＸ）により成分分析を行う。 The size and density of the oxide particles are measured by collecting an extracted replica from a steel material and observing it with a transmission electron microscope (TEM). First, the number of particles having a size of 0.005 to 2 μm is measured in a region of 10,000 μm 2 or more, and the number density is calculated. Next, component analysis is performed on the measured at least 50 particles using an energy dispersive X-ray analyzer (EDX) attached to the TEM.
ＥＤＸで分析を行った結果、酸化物粒子の組成が少なくともＣａ、Ａｌ、Ｏを含み、Ｏを除いた元素が質量比で、Ｃａ：５％以上、Ａｌ：５％以上をそれぞれ含有し、ＣａとＡｌとの合計が５０％以上である場合に、ＡｌおよびＣａを含む酸化物であると判断する。なお、ＣａとＡｌの含有量の上限、およびその合計の上限は特に限定するものではない。そして、ＥＤＸで分析を行った酸化物粒子のうち、ＡｌおよびＣａを含む酸化物の割合を求め、この割合と、０．００５〜２μｍ大きさの個数密度との積を、円相当径で０．００５〜２．０μｍのＡｌおよびＣａを含む酸化物粒子の個数密度として求めた。 As a result of analysis by EDX, the composition of the oxide particles contains at least Ca, Al, and O, and the elements excluding O contain by mass ratio Ca: 5% or more, Al: 5% or more, respectively. When the total of Al and Al is 50% or more, it is determined that the oxide contains Al and Ca. In addition, the upper limit of content of Ca and Al, and the upper limit of the sum total are not specifically limited. And the ratio of the oxide containing Al and Ca is calculated | required among the oxide particles analyzed by EDX, and the product of this ratio and the number density of 0.005 to 2 μm is 0 in terms of equivalent circle diameter. It was determined as the number density of oxide particles containing 0.005 to 2.0 μm of Al and Ca.
本発明では、最高温度１３５０℃、最長で５時間の加熱を想定しており、このような条件で鋼片を加熱しても、上記のＡｌおよびＣａを含む酸化物の析出数の低下は起こらず、オーステナイト粒のピニング効果は失われないことを確認している。また、このような酸化物粒子のサイズが２．０μｍ以下であれば、極厚Ｈ形鋼の脆性破壊の起点にならないことも確認している。 In the present invention, it is assumed that the maximum temperature is 1350 ° C. and the maximum heating time is 5 hours. Even if the steel slab is heated under such conditions, the number of precipitates of the oxide containing Al and Ca does not decrease. It has been confirmed that the pinning effect of austenite grains is not lost. It has also been confirmed that when the size of such oxide particles is 2.0 μm or less, it does not become the starting point of brittle fracture of the ultra-thick H-section steel.
本発明のＨ形鋼のフランジの板厚は、１００〜１５０ｍｍとする。これは、例えば、高層建築構造物に用いられるＨ形鋼に、板厚が１００ｍｍ以上の強度部材が求められているためであるが、１５０ｍｍを超えると十分な冷却速度が得られず、強度の確保が難しいため、上限を１５０ｍｍとする。Ｈ形鋼のウェブの板厚は特に規定しないが、５０〜１５０ｍｍであることが好ましい。 The plate | board thickness of the flange of the H-section steel of this invention shall be 100-150 mm. This is because, for example, an H-shaped steel used for a high-rise building structure is required to have a strength member having a plate thickness of 100 mm or more. However, if it exceeds 150 mm, a sufficient cooling rate cannot be obtained, and Since it is difficult to ensure, the upper limit is set to 150 mm. The thickness of the H-shaped steel web is not particularly specified, but is preferably 50 to 150 mm.
フランジ／ウェブの板厚比は、Ｈ形鋼を熱間圧延で製造する場合を想定して、０．５〜２．０とすることが好ましい。フランジ／ウェブの板厚比が２．０を超えると、ウェブが波打ち状の形状に変形することがある。一方、フランジ／ウェブの板厚比が０．５未満の場合は、フランジが波打ち状の形状に変形することがある。 The plate thickness ratio of the flange / web is preferably set to 0.5 to 2.0, assuming that the H-shaped steel is manufactured by hot rolling. If the flange / web thickness ratio exceeds 2.0, 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.
機械特性の目標値は、常温の降伏強度又は０．２％耐力が４５０ＭＰａ以上、引張強度が５５０ＭＰａ以上である。また、２１℃でのシャルピー吸収エネルギーは、１５０Ｊ以上である。強度が高すぎると靱性を損なうことがあるため、常温の降伏強度又は０．２％耐力は５００ＭＰａ以下、引張強度は６８０ＭＰａ以下が好ましい。 The target values of the mechanical properties are normal temperature yield strength or 0.2% proof stress of 450 MPa or more, and tensile strength of 550 MPa or more. The Charpy absorbed energy at 21 ° C. is 150 J or more. If the strength is too high, the toughness may be impaired. Therefore, the yield strength at normal temperature or the 0.2% proof stress is preferably 500 MPa or less, and the tensile strength is preferably 680 MPa or less.
次に、本発明のＨ形鋼の好ましい製造方法について説明する。 Next, the preferable manufacturing method of the H-section steel of this invention is demonstrated.
酸化物の組成、個数および大きさを所定の条件に制御するためには製鋼工程における脱酸方法が重要になる。本発明では、脱酸方法として、転炉出鋼後、脱酸処理を行う前の溶存酸素濃度を調整し、二次精錬工程でＴｉを添加して脱酸した後、Ａｌを添加し、さらにＣａを添加した後、Ａｌを添加し、成分調整する。脱酸処理を行う前の溶存酸素濃度は２０〜８０ｐｐｍになるように調整する。Ｔｉ及びＣａの添加は、最終含有量が所定の成分値になるように調整して行う。Ｔｉ脱酸後のＡｌの添加は、Ａｌ量が０．００４〜０．０２０％になるように添加し、Ｃａ添加後、不足分のＡｌを添加し、最終成分になるように調整する。 In order to control the composition, number and size of oxides to predetermined conditions, a deoxidation method in the steelmaking process is important. In the present invention, as a deoxidation method, after the converter steel is adjusted, the dissolved oxygen concentration before the deoxidation treatment is adjusted, Ti is added in the secondary refining step and deoxidized, and then Al is added. After adding Ca, Al is added to adjust the components. The dissolved oxygen concentration before deoxidation treatment is adjusted to 20 to 80 ppm. The addition of Ti and Ca is performed by adjusting so that the final content becomes a predetermined component value. Addition of Al after Ti deoxidation is performed so that the Al amount is 0.004 to 0.020%, and after addition of Ca, a deficient amount of Al is added to be the final component.
製鋼工程で、溶鋼の化学成分を調整した後、鋳造し、鋼片を得る。鋳造は、生産性の観点から、連続鋳造が好ましいが、製造されるＨ形鋼に近い形状のビームブランクでも構わない。また、鋼片の厚みは、生産性の観点から、２００ｍｍ以上とすることが好ましく、偏析の低減や、熱間圧延における加熱温度の均質性などを考慮すると、３５０ｍｍ以下が好ましい。 In the steelmaking process, the chemical composition of the molten steel is adjusted and then cast to obtain a steel piece. The casting is preferably continuous casting from the viewpoint of productivity, but may be a beam blank having a shape close to the H-shaped steel to be manufactured. 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.
次に、鋼片を加熱し、熱間圧延を行う。鋼片の加熱温度は、Ｖ、Ｎｂなど、炭化物、窒化物を形成する元素を十分に固溶させるため、再加熱温度の下限を１１００℃とする。一方、加熱温度が１３５０℃よりも高温になると、素材である鋼片の表面のスケールが液体化して製造に支障が出るため、上限は１３５０℃とする。 Next, the steel slab is heated and hot rolled. As for the heating temperature of the steel slab, the lower limit of the reheating temperature is set to 1100 ° C. in order to sufficiently dissolve elements that form carbides and nitrides such as V and Nb. 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 raw material, is liquefied and hinders production, so the upper limit is set to 1350 ° C.
熱間圧延では、圧延温度と圧下率を制御して圧延を行うことが好ましい。これは、圧延時の再結晶によって、オーステナイト粒径がより微細になる可能性があるためである。また、靭性を確保するには、オーステナイト粒を細粒化することが好ましいが、強度を確保するには、焼入れ性を高めるために、オーステナイト粒を大きくすることが好ましい。したがって、本来は、靭性の確保には圧延温度の低温化が、強度の確保には圧延温度の高温化が望まれる。ただし、本発明鋼では、ＡｌおよびＣａを含む酸化物によるピニング効果によりオーステナイト粒の粗粒化が抑制されるので、圧延温度の低温化は必ずしも必要ではなく、圧延温度は表面温度で８００℃以上が確保されていれば問題ない。強度を所定の範囲に収める観点からは、焼入れ性が高い鋼は低温で圧延し、焼入れ性が低い鋼は高温で圧延することが好ましく、鋼の化学成分に応じて、適宜、制御することが好ましい。 In hot rolling, it is preferable to perform rolling while controlling the rolling temperature and the rolling reduction. This is because the austenite grain size may become finer due to recrystallization during rolling. Moreover, in order to ensure toughness, it is preferable to make austenite grains fine, but in order to ensure strength, it is preferable to enlarge austenite grains in order to improve hardenability. Therefore, originally, it is desired to lower the rolling temperature to ensure toughness, and to increase the rolling temperature to ensure strength. However, in the steel of the present invention, since the austenite grain coarsening is suppressed by the pinning effect due to the oxide containing Al and Ca, it is not always necessary to lower the rolling temperature, and the rolling temperature is 800 ° C. or more at the surface temperature. If is secured, there is no problem. From the viewpoint of keeping the strength within a predetermined range, steel with high hardenability is preferably rolled at low temperature, and steel with low hardenability is preferably rolled at high temperature, and can be appropriately controlled according to the chemical composition of the steel. preferable.
なお、一次圧延して５００℃以下に冷却した後、再度、１１００〜１３５０℃に加熱し、二次圧延を行う製造するプロセス、いわゆる２ヒート圧延を採用してもよい。２ヒート圧延では、熱間圧延での塑性変形量が少なく、圧延工程での温度の低下も小さくなるため、加熱温度を低めにすることができる。 In addition, after performing primary rolling and cooling to 500 ° C. or lower, a process of heating to 1100 to 1350 ° C. and performing secondary rolling, so-called two-heat rolling may be employed. In the two-heat rolling, the amount of plastic deformation in the hot rolling is small, and the temperature drop in the rolling process is also small, so that the heating temperature can be lowered.
また、圧延温度を下げる場合には、仕上圧延のうち、１パス以上をパス間水冷圧延としてもよい。パス間水冷圧延は、フランジ表面温度を７００℃以下に冷却した後、復熱過程で圧延する方法である。パス間水冷圧延は、圧延パス間の水冷により、フランジの表層部と内部とに温度差を付与し、圧延する方法である。水冷により圧延温度を短時間で低下させることによって、生産性が向上する。 Moreover, when lowering | hanging rolling temperature, it is good also as water-cooled rolling between passes | passes for 1 pass or more among finish rolling. Interpass water-cooled rolling is a method in which the flange surface temperature is cooled to 700 ° C. or lower and then rolled in the reheating process. Interpass water-cooled rolling is a method of rolling by imparting a temperature difference between the surface layer portion and the inside of the flange by water cooling between rolling passes. Productivity improves by lowering the rolling temperature in a short time by water cooling.
仕上圧延後、高い強度を得るために、フランジやウェブなどを加速冷却する。加速冷却は、スプレーによる水の吹き付けによって行うことができる。 In order to obtain high strength after finish rolling, the flanges and webs are accelerated and cooled. Accelerated cooling can be performed by spraying water with a spray.
熱間圧延後の加速冷却は、図１の強度評価部位７では８００℃から５００℃の平均冷却速度が２．２℃／秒以上、および、図１の靭性評価部位８の位置では８００℃から５００℃の平均冷却速度が０．３℃／秒以下になるように行うことが必要である。このような加速冷却は、例えば、図１の強度評価部位７の近傍に表面から多量の冷却水を吹き付け、図１の靭性評価部位８では適用する冷却水の量を減らす、または水冷しない、といった方法により実現することができる。なお、強度評価部位７での８００℃から５００℃の平均冷却速度の上限は、焼きが入ることは好ましいことであるので、特に限定する必要がないものであるが、極厚材の場合には平均冷却速度が１０℃／秒を超えるようにすることは困難である。また、靭性評価部位８の位置での８００℃から５００℃の平均冷却速度の下限値は空冷よりも平均冷却速度が遅くなることはないので、特に限定するものではないが、現実的には０．０１℃/秒未満となることはないものと考えられる。
Accelerated cooling after hot rolling is performed at an average cooling rate of 800 ° C. to 500 ° C. at 2.2 ° C./second or more at the strength evaluation portion 7 in FIG. 1, and from 800 ° C. at the position of the
また、Ｈ形鋼全体に吹き付ける冷却水の量を均一にする場合、図１の強度評価部位７と靭性評価部位８では、強度評価部位７の方が鋼材の表面に近く、水冷時の冷却速度が速くなる。そのため、強度評価部位７を８００℃から５００℃までの平均冷却速度が２．２℃／秒以上になるように冷却した後、直ちに水冷を停止することにより、靭性評価部位８が８００℃から５００℃に冷却される平均冷却速度を０．３℃／秒以下に制御することができる。加速冷却の条件は、予め、Ｈ形鋼の各部位に熱電対を取り付けて種々の条件で加熱、冷却を行い、温度変化を測定し、更に、計算機シミュレーションなどに基づいて、決定することができる。
Moreover, when making the quantity of the cooling water sprayed on the whole H-section steel uniform, in the strength evaluation site | part 7 and the toughness evaluation site |
表１に示す成分組成を有する鋼を溶製し、連続鋳造により、厚みが２４０〜３００ｍｍの鋼片を製造した。鋼の溶製は転炉で行い、一次脱酸し、合金を添加して成分を調整し、必要に応じて、真空脱ガス処理を行った。得られた鋼片を加熱し、熱間圧延を行い、Ｈ形鋼を製造した。表１に示した成分は、製造後のＨ形鋼から採取した試料を化学分析して求めた。 Steel having the composition shown in Table 1 was melted, and steel pieces having a thickness of 240 to 300 mm were produced by continuous casting. The steel was melted in a converter, subjected to primary deoxidation, an alloy was added to adjust the components, and vacuum degassing was performed as necessary. The obtained steel slab was heated and subjected to hot rolling to produce an H-shaped steel. The components shown in Table 1 were obtained by chemical analysis of a sample collected from the H-shaped steel after production.
Ｈ形鋼の製造工程を図２に示す。熱間圧延は、ユニバーサル圧延装置列で行い、熱間圧延をパス間水冷圧延とする場合、圧延パス間の水冷には、中間ユニバーサル圧延機（中間圧延機）２ｂの前面に設けた水冷装置３ａおよび後面に設けた水冷装置３ｂを用いて行い、フランジ外側面のスプレー冷却とリバース圧延を行った。制御圧延後の水冷は、仕上ユニバーサル圧延機（仕上圧延機）２ｃで仕上圧延の終了後、後面に設置した冷却装置（水冷装置）３ｃにより、フランジ外側面を水冷して行った。 The manufacturing process of H-section steel is shown in FIG. When the hot rolling is performed by a universal rolling device row and the hot rolling is water cooling between passes, the water cooling between the rolling passes is performed by a water cooling device 3a provided in front of an intermediate universal rolling mill (intermediate rolling mill) 2b. And it performed using the water-cooling apparatus 3b provided in the rear surface, and spray cooling and reverse rolling of the flange outer surface were performed. Water cooling after the controlled rolling was performed by cooling the outer surface of the flange with a cooling device (water cooling device) 3c installed on the rear surface after finishing rolling by the finish universal rolling mill (finish rolling mill) 2c.
製造条件を表２に示す。表２中には図１中の７の位置（強度評価部位）と図１中の８の位置（靭性評価部位）の冷却速度を記載しているが、これは直接測定したものではなく、別途実施した同サイズのオフライン加熱・水冷による測定時に該当部位に熱電対を取り付けて測定した結果、及び計算機シミュレーションによる予測を基に、水冷の開始温度と停止温度、及び適用時間から算出したものである。 The manufacturing conditions are shown in Table 2. In Table 2, the cooling rate at the position 7 (strength evaluation site) in FIG. 1 and the position 8 (toughness evaluation site) in FIG. 1 is described, but this is not a direct measurement, but separately Calculated from the start and stop temperatures of water cooling and the application time based on the results of measurement with a thermocouple attached to the corresponding part during measurement by offline heating / water cooling of the same size and the prediction by computer simulation. .
酸化物密度、ＡｌとＣａの組成は、図１中の８の位置（靭性評価部位）からＴＥＭ観察用の抽出レプリカを採取し、ＴＥＭによる観察及びＥＤＸによる分析を行って求めた。まず、ＴＥＭで、１００００μｍ２以上の領域について観察し、０．００５〜２μｍの大きさの粒子個数を測定し、個数密度を算出した。更にこれらの粒子の内、少なくとも５０個以上の粒子についてＡｌおよびＣａを含む酸化物であるか否かを判断した。 The oxide density and the composition of Al and Ca were obtained by collecting an extraction replica for TEM observation from the position 8 (toughness evaluation site) in FIG. 1 and performing observation by TEM and analysis by EDX. First, a region of 10,000 μm 2 or more was observed with TEM, the number of particles having a size of 0.005 to 2 μm was measured, and the number density was calculated. Furthermore, it was determined whether or not at least 50 of these particles were oxides containing Al and Ca.
具体的には、ＥＤＸで分析を行った結果、酸化物粒子の組成が少なくともＣａ、Ａｌ、Ｏを含み、Ｏを除いた元素が質量比で、Ｃａ：５％以上、Ａｌ：５％以上をそれぞれ含有し、ＣａとＡｌとの合計が５０％以上である場合に、ＡｌおよびＣａを含む酸化物であると判断した。また、ＡｌおよびＣａを含む酸化物であると判断された酸化物粒子の組成の平均を求めた（平均酸化物組成）。 Specifically, as a result of analysis by EDX, the composition of oxide particles contains at least Ca, Al, and O, and the elements excluding O are in a mass ratio of Ca: 5% or more, Al: 5% or more. Each was contained, and when the total of Ca and Al was 50% or more, it was judged to be an oxide containing Al and Ca. Moreover, the average of the composition of the oxide particle judged to be an oxide containing Al and Ca was determined (average oxide composition).
０．００５〜２μｍの大きさの粒子のうち、判断基準に適合する酸化物の割合を算出し、この割合と、０．００５〜２μｍ大きさの粒子の個数密度との積を、ＡｌおよびＣａを含む０．００５〜２μｍの酸化物の個数密度とした。 Of the particles having a size of 0.005 to 2 μm, the ratio of oxides meeting the criteria is calculated, and the product of this ratio and the number density of particles having a size of 0.005 to 2 μm is expressed as Al and Ca. The number density of the oxide containing 0.005 to 2 μm.
図１の７の位置（強度評価部位）から観察用サンプルを採取し、機械研磨を行った後にナイタール溶液で腐食し、２００倍の光学顕微鏡で撮影した。組織写真上で、一辺が５０μｍの格子状に測定点を配置し、３００の測定点で組織を判別し、ベイナイト組織であった格子点の数の割合を算出し、ベイナイト分率とした。同様に、図１の８の位置（靭性評価部位）から観察用サンプルを採取して、機械研磨を行った後にナイタール溶液で腐食し、２００倍の光学顕微鏡で撮影した。組織写真上で、一辺が５０μｍの格子状に測定点を配置し、３００の測定点で組織を判別し、ポリゴナルフェライトもしくはパーライトであった格子点の数の割合を算出し、ポリゴナルフェライトおよびパーライトの合計分率とした。靭性評価部位のフェライト粒径は、図１の８の位置（靭性評価部位）からサンプルを採取してＥＢＳＰ観察を行い、フェライト粒の円相当粒径の平均値を求めた。 A sample for observation was taken from the position 7 (strength evaluation site) in FIG. 1, and after mechanical polishing, it was corroded with a nital solution and photographed with a 200 × optical microscope. On the structure photograph, measurement points were arranged in a lattice shape with a side of 50 μm, the structure was discriminated at 300 measurement points, and the ratio of the number of lattice points that were a bainite structure was calculated as the bainite fraction. Similarly, a sample for observation was collected from the position 8 (toughness evaluation site) in FIG. 1, mechanically polished, then corroded with a nital solution, and photographed with a 200 × optical microscope. On the structure photograph, the measurement points are arranged in a lattice shape with a side of 50 μm, the structure is discriminated at 300 measurement points, and the ratio of the number of lattice points that are polygonal ferrite or pearlite is calculated. The total fraction of perlite was used. For the ferrite particle size of the toughness evaluation site, a sample was taken from the position 8 (toughness evaluation site) in FIG. 1 and subjected to EBSP observation, and the average value of the circle equivalent particle size of the ferrite particles was obtained.
更に、図１の７の位置（強度評価部位）から引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して引張試験を行い、降伏挙動を示す場合は降伏点、降伏挙動を示さない場合は０．２％耐力を求め、ＹＳとした。シャルピー衝撃試験は、図１の８の位置（靭性評価部位）から２ｍｍＶノッチシャルピー試験片を採取してＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して行い、２１℃での吸収エネルギーを測定した。 Further, a tensile test piece is taken from the position 7 (strength evaluation site) in FIG. 1 and subjected to a tensile test in accordance with JIS Z 2241. When the yield behavior is shown, the yield point is shown, and when the yield behavior is not shown, 0 is given. .2% yield strength was determined and designated YS. In the Charpy impact test, a 2 mm V-notch Charpy test piece was collected from the position 8 (toughness evaluation site) in FIG. 1 and performed according to JIS Z 2242, and the absorbed energy at 21 ° C. was measured.
酸化物の個数密度、強度評価部位のベイナイト分率、靱性評価部位のポリゴナルフェライトおよびパーライトの合計分率、フェライト粒径（円相当径）、強度評価部位の降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、靭性評価部位の２１℃におけるシャルピー吸収エネルギー（vＥ21）を表３に示す。機械特性の目標値は、室温の降伏強度又は０．２％耐力（ＹＳ）が４５０ＭＰａ以上、引張強度（ＴＳ）が５５０ＭＰａ以上である。また、２１℃でのシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ21）は、１５０Ｊ以上である。強度が高すぎると靱性を損なうことがあるため、好ましい範囲は、常温の降伏強度又は０．２％耐力は５００ＭＰａ以下、引張強度は６８０ＭＰａ以下である。 Number density of oxide, bainite fraction of strength evaluation site, total fraction of polygonal ferrite and pearlite of toughness evaluation site, ferrite grain size (equivalent circle diameter), yield strength (YS) of strength evaluation site, tensile strength ( Table 3 shows the Charpy absorbed energy (vE 21 ) at 21 ° C. of the TS) and toughness evaluation site. The target values of mechanical properties are that yield strength at room temperature or 0.2% yield strength (YS) is 450 MPa or more, and tensile strength (TS) is 550 MPa or more. Further, Charpy absorbed energy (vE 21 ) at 21 ° C. is 150 J or more. Since the toughness may be impaired if the strength is too high, the preferred ranges are yield strength at normal temperature or 0.2% proof stress of 500 MPa or less, and tensile strength of 680 MPa or less.
表３に示すように、本発明の製造Ｎｏ．１〜６、９〜１３、１６、及び１８〜２１は、ＹＳ及びＴＳが、それぞれ、目標の下限値である４５０ＭＰａ及び５５０ＭＰａ以上を満足していた。更に、２１℃でのシャルピー吸収エネルギーは、１５０Ｊ以上であり、目標を十分に満たしていた。一方、表３の製造Ｎｏ．７、８、１４、１５、２６〜３６は、化学成分、製造方法、強度評価部位のベイナイト分率、強度評価部位のポリゴナルフェライトおよびパーライトの合計分率、フェライト粒径、酸化物の個数密度のいずれかの１以上が本発明の範囲外である。そのため、ＹＳ、ＴＳ又は２１℃でのシャルピー吸収エネルギーのいずれか１以上が上記の目標を満たさなかった。なお、Ｎｏ．２８及び２９は、脱酸処理でＴｉを添加した後、Ａｌ、Ｃａの何れか一方を添加した例であり、ＡｌおよびＣａを含む酸化物であると判断された酸化物粒子が存在しないため、酸化物密度を０とし、平均酸化物組成を空欄とした。 As shown in Table 3, the production No. of the present invention. In 1 to 6, 9 to 13, 16, and 18 to 21, YS and TS satisfied the target lower limit values of 450 MPa and 550 MPa, respectively. Furthermore, the Charpy absorbed energy at 21 ° C. was 150 J or more, which sufficiently satisfied the target. On the other hand, the production No. in Table 3 7, 8, 14, 15, and 26 to 36 are chemical components, production methods, bainite fraction at the strength evaluation site, total fraction of polygonal ferrite and pearlite at the strength assessment site, ferrite grain size, number density of oxides Any one or more of these are outside the scope of the present invention. Therefore, any one or more of YS, TS or Charpy absorbed energy at 21 ° C. did not satisfy the above target. In addition, No. 28 and 29 are examples of adding either Al or Ca after adding Ti in the deoxidation treatment, and there are no oxide particles judged to be oxides containing Al and Ca. The oxide density was 0 and the average oxide composition was blank.
１ 加熱炉
２ａ 粗圧延機
２ｂ 中間圧延機
２ｃ 仕上圧延機
３ａ 中間圧延機前面水冷装置
３ｂ 中間圧延機後面水冷装置
３ｃ 仕上圧延機前面水冷装置
４ Ｈ形鋼
５ フランジ
６ ウェブ
７ 強度評価部位
８ 靱性評価部位
Ｆ フランジ長さ全長
Ｈ 高さ
ｔ１ ウェブの板厚
ｔ２ フランジの板厚
DESCRIPTION OF
Claims (4)
Ｃ ：０．０５〜０．１６％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：０．８０〜２．００％、
Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｖ ：０．０１〜０．１０％、
Ａｌ：０．００５〜０．１００％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ｎ ：０．００１０〜０．０２００％、
Ｏ ：０．０００１〜０．０１００％、
Ｃａ：０．０００３〜０．００４０％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、下記式（１）によって求められるＣｅｑが０．３５〜０．５０であり、
Ｃａ、Ａｌ、Ｏを含み、Ｏを除いた元素が質量％で、Ｃａ：５％以上、Ａｌ：５％以上、ＣａとＡｌとの合計が５０％以上であり、円相当径が０．００５〜２．０μｍの酸化物粒子を１００個／ｍｍ２以上含有し、
フランジの厚さが１００ｍｍ以上、１５０ｍｍ以下であり、
フランジの長さ方向で表面から１／６の位置、厚さ方向で表面から１／４の位置における、鋼材組織におけるベイナイト分率が８０％以上であり、
フランジの長さ方向で表面から１／２の位置、厚さ方向で表面から３／４の位置における、鋼材組織におけるポリゴナルフェライトおよびパーライトの合計分率が８０％以上であり、フェライトの円相当粒径が６０μｍ以下である、
ことを特徴とする、靱性に優れた高強度極厚Ｈ形鋼。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５ ・・（１）
ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕは各元素の含有量である。 % 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 0.10%,
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%
The balance is Fe and inevitable impurities, and C eq obtained by the following formula (1) is 0.35 to 0.50,
The element including Ca, Al, and O, excluding O, is mass%, Ca: 5% or more, Al: 5% or more, the total of Ca and Al is 50% or more, and the equivalent circle diameter is 0.005. Containing 100 particles / mm 2 or more of ~ 2.0 μm oxide particles,
The flange thickness is 100 mm or more and 150 mm or less,
The bainite fraction in the steel structure at a position 1/6 from the surface in the length direction of the flange and a position 1/4 from the surface in the thickness direction is 80% or more,
The total fraction of polygonal ferrite and pearlite in the steel structure at a position 1/2 of the surface in the length direction of the flange and 3/4 of the surface in the thickness direction is 80% or more, equivalent to a circle of ferrite The particle size is 60 μm or less,
A high-strength, extremely thick H-section steel with excellent toughness.
C eq = C + Mn / 6 + (Cr + Mo + V) / 5 + (Ni + Cu) / 15 (1)
Here, C, Mn, Cr, Mo, V, Ni, and Cu are the contents of each element.
Ｃｒ：０．０１〜０．５０％、
Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｏ：０．００１〜０．２０％、
Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、
Ｂ ：０．０００１〜０．００２０％
のうち、１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の靱性に優れた高強度極厚Ｈ形鋼。 Furthermore, in mass%,
Cr: 0.01 to 0.50%,
Cu: 0.01 to 0.50%,
Mo: 0.001 to 0.20%,
Nb: 0.001 to 0.05%,
B: 0.0001 to 0.0020%
Among them, the high-strength ultra-thick H-section steel having excellent toughness according to claim 1, comprising one or more of them.
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