JP3718348B2 - 高強度高靱性圧延形鋼とその製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、建造物の構造部材として用いられる靱性の優れた高張力圧延形鋼およびその製造方法に係わるものである。
【０００２】
【従来の技術】
建築物の超高層化、安全基準の厳格化などから、柱用に用いられる鋼材、例えば特に板厚の大きなサイズのＨ形鋼（以下、極厚Ｈ形鋼と称す）には、一層の高強度化、高靱性化、低降伏比化が求められている。このような要求特性を満たすために、従来は圧延終了後に焼準処理などの熱処理を施すことが行われた。熱処理の付加はエネルギーコストと生産効率の低下など大幅なコスト上昇を招き、経済性に問題があった。この問題を解決するために、高性能の材質特性が得られるような新しい合金設計による鋳片と製造法の開発が必要となった。
【０００３】
一般に、フランジを有する形鋼、例えばＨ形鋼をユニバーサル圧延により製造すると、圧延造形上からの圧延条件（温度、圧下率）の制限およびその形状の特異性からウエブ、フランジ、フィレットの各部位で圧延仕上げ温度、圧下率、冷却速度に差を生じる。その結果、部位間に強度、延性、靱性のバラツキが発生し、例えば溶接構造用圧延鋼材（ＪＩＳ Ｇ３１０６）等の規準に満たない部位が生じる。特に極厚Ｈ形鋼を連続鋳造鋳片を素材として圧延製造する場合には、連続鋳造設備での製造可能な鋳片最大厚みに限界があり、造形に必要な十分な鋳片断面積が得られないため、その圧延は低圧下比圧延となる。さらに、圧延造形により製品の寸法精度を得るために高温圧延を指向するので板厚の厚いフランジ部は高温圧延となり、圧延終了後の鋼材冷却も徐冷となる。その結果、ミクロ組織は粗粒化し、強度・靱性が低下する。
【０００４】
圧延プロセスでの組織微細化法として、ＴＭＣＰ（Ｔｈｅｒｍｏ−Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ−Ｃｏｎｔｒｏｌｌ Ｐｒｏｃｅｓｓ）があるが、形鋼圧延では、圧延条件に制限があるので、鋼板でのＴＭＣＰのような低温・大圧下圧延の適用は困難である。また、厚鋼板分野ではＶＮの析出効果を利用し高強度・高靱性鋼を製造する、例えば特公昭６２−５０５４８号公報、特公昭６２−５４８６２号公報の技術が提案されている。しかし、これらの方法を５９０MPa 級の製造に適用した場合には、高濃度の固溶Ｎを含有することから、生成するベイナイト組織内に高炭素島状マルテンサイト（以降Ｍ＊と称する）を生成し、靱性が著しく低下して規格値をクリアーすることは困難であるという問題があった。また、特開平１０−１４７８３５号公報においては、低炭素化−低窒素化とＮｂ，Ｖ，Ｍｏの微量添加および、Ｔｉ酸化物およびＴｉＮの微細分散による組織微細化へ加え、加速冷却型制御圧延による高強度・圧延形鋼の製造法が提案されているが、低Ｃ化とＴＭＣＰの採用による製造コストの上昇や製造工程の複雑化を招いている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
前記の問題を解決するためには、圧延形鋼においてＭ＊生成量の少ない低炭素ベイナイトを生成させ組織を微細化する必要がある。それには圧延加熱時のγ粒径を細粒化するために製鋼過程において、鋳片中に予めＴｉ−Ｏを微細晶出させ、これを核にＴｉＮを微細析出させ、加えて、低炭素化するために、微量で高強度が得られるマイクロアロイの微量添加した鋳片を製造する必要がある。また、Ｈ形鋼のフランジとウェブの結合部のフィレット部はＣＣ鋳片の中心偏析帯と一致し、この偏析帯内のＭｎＳは圧延により著しく延伸する。ここでの高濃度の元素偏析帯と延伸ＭｎＳは板厚方向の絞り値・靱性を著しく低下させ、さらに溶接時にラメラティア割れを生じさせる場合もあり、この有害な作用を持つＭｎＳの生成を阻止することも大きな課題である。このように、従来の技術では目的の信頼性の高い高強度・高靱性の圧延形鋼をオンラインで製造し安価に提供することは困難である。
【０００６】
本発明は、従来の焼準処理などの熱処理を施すことなく、低コストで高張力圧延形鋼の製造を可能とし、建造物の構造部材に用いる高強度で靱性の優れた５９０MPa 級圧延形鋼およびその製造方法を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明の特徴は従来の発想とは異なり、Ｔｉを添加し、これにより生成させた微細Ｔｉ酸化物とＴｉＮの微細分散およびマイクロアロイの添加による低炭素ベイナイト組織の生成とによる組織の微細化により高強度でかつ高靱性の圧延形鋼を実現した点にある。
【０００８】
加えて採用したＴＭＣＰの特徴は厚鋼板で実施されている大圧下圧延に代わる形鋼圧延での軽圧下の熱間圧延においても効率的に組織の細粒化が可能なように圧延パス間で水冷し、圧延と水冷を繰り返す方法にある。
本発明は、Ｍ＊含有量の少ない低炭素ベイナイトの微細組織が得られる鋳片を鋳造し、この鋳片を用い、形鋼圧延において効率的なＴＭＣＰを行い高強度かつ高靱性を有する形鋼を製造することを特徴としている。
【０００９】
その鋳片は、製鋼過程において、圧延加熱時のγ細粒化を目的に、鋳片内にＴｉ添加により微細Ｔｉ−Ｏの晶出とＴｉＮを微細分散させ、加えて、圧延後の組織内のＭ＊低減を狙い、強度と靱性を確保する合金元素を添加し、さらに極低Ｂ化を行ない製造する。
次いで、この鋳片を圧延造形し形鋼を製造するが、この圧延形鋼圧延プロセスでは、熱間圧延パス間で鋼材を水冷することにより、鋼材の表層部と内部に温度差を与え、軽圧下条件下においても、より高温の鋼材内部への圧下浸透を高め、γ粒内でのベイナイト生成核となる加工転位を導入し、その生成核を増加させる。加えて、圧延後のγ／α変態温度域を冷却制御することにより、その核生成させたベイナイトの成長を抑制する方法によればミクロ組織の微細化ができ、高能率で製造コストの安価な制御圧延形鋼の製造が可能であると言う知見に基づき前記課題を解決したもので、その要旨とするところは、以下のとおりである。
【００１０】
（１）重量％で、
Ｃ：０．０２〜０．０６％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２５％、
Ｍｎ：１．２〜２．０％、
Ｃｕ：０．３〜１．２％、
Ｎｉ：０．１〜２．０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｖ：０．０４〜０．１０％、
Ｎ：０．００４〜０．００９％、
Ｏ：０．００２〜０．００４％、
を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、該不純物のうちＢを０．０００３％以下およびＡｌ含有量を０．００５％以下に制限した化学組成を有し、かつミクロ組織中のベイナイトの面積率が４０％以内で、残部がフェライト・パーライトおよび高炭素島状マルテンサイトからなり、該高炭素島状マルテンサイトの面積率が５％以下であることを特徴とする引張強度５９０MPa 以上、降伏強度または０．２％耐力４４０MPa 以上、０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが４７Ｊ以上の機械特性を有する高強度高靱性圧延形鋼。
【００１１】
（２）重量％で、
Ｃ：０．０２〜０．０６％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２５％、
Ｍｎ：１．２〜２．０％、
Ｃｕ：０．３〜１．２％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｖ：０．０４〜０．１０％、
Ｎ：０．００４〜０．００９％、
Ｏ：０．００２〜０．００４％、
およびＣｒ：０．１〜１．０％，Ｎｉ：０．１〜２．０％，Ｍｏ：０．０５〜０．４０％，Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％，Ｃａ：０．００１〜０．００３％のうちいずれか１種または２種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、該不純物のうちＢを０．０００３％以下およびＡｌ含有量を０．００５％以下に制限した化学組成を有し、かつミクロ組織中のベイナイトの面積率が４０％以内で、残部がフェライト・パーライトおよび高炭素島状マルテンサイトからなり、該高炭素島状マルテンサイトの面積率が５％以下であることを特徴とする引張強度５９０MPa 以上、降伏強度または０．２％耐力４４０MPa 以上、０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが４７Ｊ以上の機械特性を有する高強度高靱性圧延形鋼。
【００１２】
（３）重量％で、
Ｃ：０．０２〜０．０６％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２５％、
Ｍｎ：１．２〜２．０％、
Ｃｕ：０．３〜１．２％、
Ｎｉ：０．１〜２．０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｖ：０．０４〜０．１０％、
Ｎ：０．００４〜０．００９％、
Ｏ：０．００２〜０．００４％、
を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、該不純物のうちＢを０．０００３％以下およびＡｌ含有量を０．００５％以下に制限した化学組成を有する鋳片を１１００〜１３００℃の温度域に加熱した後に圧延を開始し、
▲１▼ 圧延工程で形鋼のフランジ表面温度が９５０℃以下で厚み比にして１０％以上圧延加工をおこなうこと、
▲２▼ 圧延工程で形鋼のフランジ表面を７００℃以下にまで水冷し復熱過程で圧延する水冷・圧延サイクルを１回以上おこなうこと、
▲３▼ 圧延終了後に形鋼のフランジ平均温度が０．１℃〜５℃／ｓの範囲内の冷却速度で７００〜４００℃の温度域に冷却した後に放冷すること、
▲４▼ 形鋼のフランジ平均温度が４００℃以下まで一旦冷却された後、４００〜５００℃の温度域まで再び加熱し、１５分〜５時間保定し、再度冷却すること、の少なくとも単独もしくは複数の方法を組み合わせることを特徴とする引張強度５９０MPa 以上、降伏強度または０．２％耐力４４０MPa 以上、０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが４７Ｊ以上の機械特性を有する高強度高靱性圧延形鋼の製造方法。
【００１３】
（４）重量％で、
Ｃ：０．０２〜０．０６％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２５％、
Ｍｎ：１．２〜２．０％、
Ｃｕ：０．３〜１．２％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｖ：０．０４〜０．１０％、
Ｎ：０．００４〜０．００９％、
Ｏ：０．００２〜０．００４％、
およびＣｒ：０．１〜１．０％，Ｎｉ：０．１〜２．０％，Ｍｏ：０．０５〜０．４０％，Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％，Ｃａ：０．００１〜０．００３％
のうちいずれか１種または２種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、該当不純物のうちＢを０．０００３％以下およびＡｌ含有量を０．００５％以下に制限した化学組成を有する鋳片を１１００〜１３００℃の温度域に加熱した後に圧延を開始し、
▲１▼ 圧延工程で形鋼のフランジ表面温度が９５０℃以下で厚み比にして１０％以上圧延加工をおこなうこと、
▲２▼ 圧延工程で形鋼のフランジ表面を７００℃以下にまで水冷し復熱過程で圧延する水冷・圧延サイクルを１回以上おこなうこと、
▲３▼ 圧延終了後に形鋼のフランジ平均温度が０．１℃〜５℃／ｓの範囲内の冷却速度で７００〜４００℃の温度域に冷却した後に放冷すること、
▲４▼ 形鋼のフランジ平均温度が４００℃以下まで一旦冷却された後、４００〜５００℃の温度域まで再び加熱し、１５分〜５時間保定し、再度冷却すること、の少なくとも単独もしくは複数の方法を組み合わせることを特徴とする引張強度５９０MPa 以上、降伏強度または０．２％耐力４４０MPa 以上、０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが４７Ｊ以上の機械特性を有する高強度高靱性圧延形鋼の製造方法。
【００１４】
（５）重量％で、
Ｃ：０．０２〜０．０６％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２５％、
Ｍｎ：１．２〜２．０％、
Ｃｕ：０．３〜１．２％、
Ｎｉ：０．１〜２．０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｖ：０．０４〜０．１０％、
Ｎ：０．００４〜０．００９％、
Ｏ：０．００２〜０．００４％、
を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、該当不純物のうちＢを０．０００３％以下およびＡｌ含有量を０．００５％以下に制限した化学組成を有し、板厚が１５〜８０mmの範囲内かつ板厚比が０．５〜２．０の範囲内で２種以上の板を組み合わせた断面形状を熱間圧延で製造することを特徴とする引張強度５９０MPa 以上、降伏強度または０．２％耐力４４０MPa 以上、０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが４７Ｊ以上の機械特性を有する高強度高靱性圧延形鋼。
【００１５】
（６）重量％で、
Ｃ：０．０２〜０．０６％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２５％、
Ｍｎ：１．２〜２．０％、
Ｃｕ：０．３〜１．２％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｖ：０．０４〜０．１０％、
Ｎ：０．００４〜０．００９％、
Ｏ：０．００２〜０．００４％、
およびＣｒ：０．１〜１．０％，Ｎｉ：０．１〜２．０％，Ｍｏ：０．０５〜０．４０％，Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％，Ｃａ：０．００１〜０．００３％のうちいずれか１種または２種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、該当不純物のうちＢを０．０００３％以下およびＡｌ含有量を０．００５％以下に制限した化学組成を有し、板厚が１５〜８０mmの範囲内かつ板厚比が０．５〜２．０の範囲内で２種以上の板を組み合わせた断面形状を熱間圧延で製造することを特徴とする引張強度５９０MPa 以上、降伏強度または０．２％耐力４４０MPa 以上、０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが４７Ｊ以上の機械特性を有する高強度高靱性圧延形鋼。
【００１６】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について詳細に説明する。
鋼の高強度化は▲１▼フェライト結晶の微細化、▲２▼合金元素による固溶体強化、硬化相による分散強化、▲３▼微細析出物による析出強化等によって達成される。また、高靱性化は、▲４▼結晶の微細化、▲５▼母相（フェライト）の固溶Ｎ，Ｃの低減、▲６▼破壊の発生起点となる硬化相の高炭素マルテンサイト及び粗大な酸化物、析出物の低減と微小化等により達成される。
【００１７】
一般的には鋼の高強度化により靱性は低下し、高強度化と高靱性化は相反する対処が必要である。両者を同時に満たす冶金因子は唯一、結晶の微細化である。本発明の特徴は、製鋼工程における、Ｍｇ添加による微細Ｍｇ酸化物とＴｉＮの分散およびマイクロアロイング合金設計に基づく低炭素ベイナイト組織化による組織微細化により高強度・高靱性化を達成するものである。
【００１８】
加えて本発明では、熱間圧延工程において、熱間圧延パス間でフランジ表面を水冷し、その復熱時に圧延する工程を繰り返すことによりフランジの板厚中心部に圧下浸透効果を付与し、この部位においてもＴＭＣＰによる組織微細化効果を高め、この組織微細化によりＨ形鋼の各部位における母材の機械特性を向上させるとともにバラツキを低減し均質化を達成するものである。
【００１９】
以下に本発明形鋼の成分範囲と制御条件の限定理由について述べる。
まず、Ｃは鋼を強化するために添加するもので、０．０２％未満では構造用鋼として必要な強度が得られず、また、０．０６％を超える添加では、母材靱性、耐溶接割れ性、溶接熱影響部（以下ＨＡＺと略記）靱性などを著しく低下させるので、下限を０．０２％、上限を０．０６％とした。
【００２０】
次に、Ｓｉは母材の強度確保、溶鋼の予備脱酸などに必要であるが、０．２５％を超えると母材およびＨＡＺの硬化組織中に高炭素島状マルテンサイトを生成し、母材および溶接継手部靱性を著しく低下させる。また、０．０５％未満では溶鋼の予備脱酸が十分にできないためＳｉ含有量を０．０５〜０．２５％の範囲に限定した。
【００２１】
Ｍｎは母材の強度確保には１．２％以上の添加が必要であるが、母材および溶接部の靱性、割れ性などに対する許容濃度から上限を２．０％とした。
Ｃｕはα温度域での保持および緩冷却によりα相中の転位上にＣｕ相を析出し、その析出硬化により母材の常温強度を増加させる。ただし、このα中でのＣｕ相の析出は０．３％未満ではα中でのＣｕの固溶限内であり、析出が生じないためＣｕ析出による強化は得られない。また１．２％以上ではその析出強化は飽和するのでＣｕ０．３〜１．２％に限定した。
【００２２】
Ｎｉは母材の強靱性を高める極めて有効な元素である。この効果の発現にはＮｉ含有量は０．１％以上が必要である。しかし、２．０％を超える添加は合金コストを増加させ経済的でないので上限を２．０％とした。
ＴｉはＴｉＮを析出し、固溶Ｎを低減することによりＭ＊の生成を制御する。また、微細析出したＴｉＮはγ相の微細化にも寄与する。これらのＴｉの作用により組織を微細化し強度・靱性を向上させる。従って、０．００５％未満ではＴｉＮの析出量が不足し、これらの効果を発現し得ないためＴｉ量の下限値を０．００５％とした。しかし、０．０２５％を超えると過剰なＴｉはＴｉＣを析出し、その析出硬化により母材および溶接熱影響部の靱性を劣化させるため０．０２５％以下に制限した。
【００２３】
Ｎｂは焼入性を上昇させ強度を増加させる目的で添加している。この効果の発現には、Ｎｂ含有量は０．０１％以上が必要である。しかし０．１０％超では、Ｎｂ炭窒化物の析出量が増加し固溶Ｎｂとしての効果が飽和するので０．１０％以下に制限した。
Ｖは微量添加により圧延組織を微細化でき、バナジン炭窒化物の析出により強化することから低合金化でき溶接特性を向上できる。この効果の発現には、Ｖ含有量は０．０４％以上が必要である。しかしながら、Ｖの過剰な添加は溶接部の硬化や、母材の高降伏点化をもたらすので、含有量の上限をＶ：０．１０％とした。
【００２４】
Ｎはα中に固溶し、強度を上昇させるが、上部ベイナイト組織では、Ｍ＊を生成し、靱性を劣化させるので、固溶Ｎはできるだけ低減する必要がある。しかし、本発明でのＮはＴｉと化合させ鋼中にＴｉＮを微細析出させ、固溶Ｎを低減させた上で、ＴｉＮによる結晶の粒成長を抑制し組織微細化効果を発揮させる目的で添加している。従って、この効果の発現には、Ｎ量が０．００４％未満ではＴｉＮの析出量が不足し、０．００９％超では析出量は十分となるが、粗大なＴｉＮが析出し、靱性を損ねるのでＮ：０．００４〜０．００９％に限定した。
【００２５】
Ｏ（酸素）はＴｉ−Ｏの生成に不可欠であり、それには０．００２％を超える含有が必要であるが、０．００４％を超えて含有すると、生成するＴｉ−Ｏ粒子は粗大化し、靱性を低下させるため、Ｏ含有量を０．００２〜０．００４％に限定した。
不可避不純物として含有するＰ，Ｓについては、それらの量を特に限定しないが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りＰ，Ｓ量はそれぞれ０．００２％未満に制限することが望ましい。
【００２６】
Ｂは微量添加で焼入性を上昇させ強度増加に寄与する。しかし、０．０００３％超のＢを含有すると上部ベイナイト組織中にＭ＊を生成し靱性を著しく低下させることが判明したので、Ｂはむしろ不純物として０．０００３％以下に制限した。
Ａｌを０．００５％以下としたのは、Ａｌは強力な脱酸元素であり、０．００５％超の含有では、Ｔｉ−Ｏの生成が阻害され、微細な分散ができないため、Ａｌも不純物として０．００５％以下に制限した。
【００２７】
更に、本発明による形鋼の鋼種によっては、以上の元素に加えて、母材強度の上昇、および母材の靱性向上の目的で、Ｃｒ，Ｎｉ，Ｍｏ，ＭｇおよびＣａのうちの少なくとも１種を含有することができる。
Ｃｒは焼入性の向上により、母材の強化に有効である。この効果の発現にはＣｒ含有量は０．１％以上が必要である。しかし１．０％を超える過剰の添加は、靱性および硬化性の観点から有害となるため、上限を１．０％とした。
【００２８】
Ｍｏは母材強度の確保に有効な元素である。この効果の発現には、Ｍｏ含有量は０．０５％以上が必要である。しかし０．４％超では、Ｍｏ炭化物（Ｍｏ2 Ｃ）を析出し固溶Ｍｏとしての焼入性向上効果が飽和するので０．４％以下に制限した。
Ｍｇ添加に使用するＭｇ合金はＳｉ−Ｍｇ−ＡｌおよびＮｉ−Ｍｇである。Ｍｇ合金を用いた理由は合金化によりＭｇ含有濃度を低減し、溶鋼への添加時の脱酸反応を抑制し、添加時の安全性の確保とＭｇの歩留を向上させるためである。Ｍｇを０．０００５〜０．００５％に限定するのは、Ｍｇも強力な脱酸元素であり、晶出したＭｇ酸化物は溶鋼中で容易に浮上分離されるため０．００５％を超えて添加しても、これ以上は歩留まらないため上限を０．００５％とした。また、０．０００５％未満では目的のＭｇ系酸化物の分散密度が不足するため下限を０．０００５％とした。なお、ここでのＭｇ系酸化物は、主にＭｇＯと表記しているが、電子顕微鏡解析などによると、この酸化物はＴｉ、微量のＡｌおよび不純物として含まれているＣａなどとの複合酸化物を形成している。
【００２９】
Ｃａを０．００１〜０．００３％に限定する理由は、Ｃａが強力な脱酸元素であり、晶出するＣａ酸化物は溶鋼中で容易に浮上しスラグとして分離されるため、０．００３％を超えて添加しても、これ以上は歩留まらないため、上限を０．００３％とした。また０．００１％未満では目的のＣａ分散密度が不足するため下限を０．００１％とした。
【００３０】
本発明の圧延形鋼は、５９０MPa （６０kgf/mm2 ）級の引張強さと靱性とを同時に確保するために、ミクロ組織中のベイナイトの面積率が４０％以内で、残部がフェライト・パーライトおよび高炭素島状マルテンサイトから成り、該高炭素島状マルテンサイトの面積率が５％以下であるミクロ組織を有することが必要である。
【００３１】
ミクロ組織中のベイナイトの面積率が４０％以内で、残部がフェライト・パーライトおよび高炭素島状マルテンサイトからなり、該高炭素島状マルテンサイトの面積率が５％以下としたのは、ベイナイト面積率、高炭素島状マルテンサイト面積率のいずれかが当該上限値を超える場合、靱性が劣化するため当該上限値以下の濃度範囲に限定した。
【００３２】
上記のミクロ組織は、本発明の方法によって実現できる。すなわち、上記の化学組成を有する鋳片を１１００〜１３００℃の温度域に再加熱する。この温度域に再加熱温度を限定したのは、熱間加工による形鋼の製造には塑性変形を容易にするため１１００℃以上の加熱が必要であり、且つＶ，Ｎｂなどの元素を十分に固溶させる必要があるため再加熱温度の下限を１１００℃とした。その上限は加熱炉の性能、経済性から１３００℃した。
【００３３】
上述のように加熱された鋳片は、
▲１▼ 圧延工程で形鋼のフランジ表面温度が９５０℃以下で厚み比にして１０％以上圧延加工をおこなうこと、
▲２▼ 圧延工程で形鋼のフランジ表面を７００℃以下にまで水冷し復熱過程で圧延する水冷・圧延サイクルを１回以上おこなうこと、
▲３▼ 圧延終了後に形鋼のフランジ平均温度が０．１℃〜５℃／ｓの範囲内の冷却速度で７００〜４００℃の温度域に冷却した後に放冷すること、
▲４▼ 形鋼のフランジ平均温度が４００℃以下まで一旦冷却された後、４００〜５００℃の温度域まで再び加熱し、１５分〜５時間保定し、再度冷却すること、の少なくとも単独もしくは複数工程を組み合わせて製造することが好ましい。
【００３４】
先ず、▲１▼として、上記のように加熱された鋳片は圧延工程で形鋼のフランジ表面温度が９５０℃以下で厚み比にして１０％以上の圧延加工を行う必要がある。すなわち、フランジの圧延平均温度が９５０℃以下で総圧下量が１０％以上になるように圧延する理由は、これ以上での温度での圧下は制御圧延による細粒化効果は期待できず、また、９５０℃以下の温度での総圧下量が１０％以下ではその細粒化効果が小さいためである。
【００３５】
次に、▲２▼として、熱間圧延のパス間で水冷し、圧延中に、フランジ表面温度を７００℃以下に水冷により冷却し、次の圧延パス間の復熱過程で圧延する水冷・圧延サイクルを１回以上行うとしたのは、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、軽圧下条件においても内部への加工歪みを浸透させるためと、水冷により短時間で低温圧延を実現させＴＭＣＰを効率的に行うためである。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のは、仕上げ圧延後の加速冷却による表面の焼入れ硬化を抑制し軟化させるために行うものである。その理由はフランジ表面温度を７００℃以下に冷却すれば一旦γ／α変態温度を切り、次の圧延までに表層部は復熱昇温し、圧延はγ／αの二相共存温度域での加工となり、γ細粒化と加工された微細α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からである。
【００３６】
更に▲３▼として、圧延終了後、引続き、０．１〜５℃／ｓの冷却速度で７００〜４００℃まで冷却し放冷するとしたのは、加速冷却によりフェライトの核生成・粒成長抑制およびベイナイト組織を微細化し高強度・高靱性を得るためである。次いで、加速冷却を７００〜４００℃で停止するのは、７００℃を超える温度で停止した場合には、表層部の一部がＡｒｌ点以上となりγ相を残存し、このγ相が、共存するフェライトを核にフェライト変態し、さらにフェライトが成長し粗粒化するため加速冷却の停止温度を７００℃以下とした。また、４００℃未満の冷却では、その後の放冷中にベイナイト相のラス間に生成する高炭素マルテンサイトが、冷却中にセメンタイトを析出することにより分解できず、硬化相として存在することになる。この高炭素マルテンサイトは脆性破壊の起点として作用し、靱性低下の原因となる。これらの理由により、加速冷却の停止温度を７００〜４００℃に限定した。
【００３７】
また、▲４▼として形鋼のフランジ平均温度が４００℃以下まで一旦冷却された後、４００〜５００℃の温度域まで再び加熱し、１５分〜５時間保定し、再度冷却するとしたのは、一旦冷却した鋼材に５００℃程度まで温度制御が可能な熱処理炉で加熱保持することにより実施することができるからである。
この製造方法を実施する理由は、圧延ままの状態でミクロ組織中に存在する高炭素島状マルテンサイトに再度４００〜５００℃まで熱を加えることにより、当該素島状マルテンサイト中のＣをマトリクス中へ拡散させ島状マルテンサイトを分解させるためである。これにより島状マルテンサイトの面積率を低減し、靱性を向上させることが可能となる。
【００３８】
実際の形鋼の製造においては、▲２▼の製造方法を採用することが好ましい。それは、▲２▼の工程が最も能率的かつ低コストで全サイズをカバーすることが可能であるからである。▲１▼，▲３▼の製造方法は、生産効率を害するものの、その機械特性を向上させる意味においては効果的である。また▲４▼はオフラインを目的とした工程であり、▲１▼，▲２▼，▲３▼のいずれかの工程を採用しなくても、目的とする製品を得ることができる工程である。
【００３９】
また、本発明による形鋼は、板厚か１５〜８０mmの範囲内で、かつ板厚比が０．５〜２．０の範囲内で２種以上の板を組み合わせた断面形状を熱間圧延で製造することを規定している理由は、柱用に用いられる鋼材には主として板厚の大きなサイズのＨ形鋼が採用されることから、最大の板厚みを８０mmまでとした。８０mmを超える板厚みを持つ鋼材は、溶接時に多層盛り回数が極めて大きくなり施工性が低下する。板厚の下限値を１５mmとしたのは、柱材として必要強度が確保できるのは板厚１５mmからであり、それ未満では必要強度を満足させることができないためである。加えて板厚比を０．５〜２．０に限定したのは、以下の２つの理由による。Ｈ形鋼を熱間圧延で製造する場合、フランジ／ウェブの板厚比が２．０を越える場合、延伸比差によるウェブ座層現象や熱間圧延後の冷却速度差に起因するウェブの塑性変形により、ウェブが波打ち状の形状に変形するいわゆるウェブ波と呼ばれる形状不良が発生するため板厚比の上限値を２．０とした。一方、建築構造物のＨ柱−梁接合部の変形を抑制させるためには、Ｈ柱のウエブの板厚が重要な要素であり、現状ではダブラープレートと称する鋼板で補強されて使用されている実態と変形防止の観点からウエブの板厚がフランジの板厚以上ある厚み比構成のＨ柱が求められていること、板厚比が０．５未満の場合は前述したウエブ波のメカニズムと同様な現象でフランジの波打ちによる形状不良が発生するため、板厚比の下限値を０．５とした。
【００４０】
なお、本発明でいう板厚比とは、フランジ／ウエブの板厚比、もしくはウエブ／フランジの板厚比のいずれでもよい。
【００４１】
【実施例】
試作形鋼は転炉溶製し、合金を添加後、予備脱酸処理を行い、溶鋼の酸素濃度を調整後、Ｔｉ，Ｍｇ合金を順次添加し、連続鋳造により２５０〜３００mm厚鋳片に鋳造した。鋳片の冷却はモールド下方の二次冷却帯の水量と鋳片の引き抜き速度の選択により制御した。該鋳片を１３００℃で加熱し、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着列でＨ形鋼に圧延した。圧延パス間水冷は中間ユニバーサル圧延機４の前後に水冷装置５ａを設け、フランジ外側面のスプレー冷却とリバース圧延の繰り返しにより行い、圧延後の加速冷却は仕上げユニバーサル圧延機６て圧延し、水冷により冷却した。また、必要により鋼種によっては、圧延終了後にその後面に設置した冷却装置５ｂでフランジ外側面をスプレー冷却した。
【００４２】
機械特性は図２に示す、フランジ２の板厚ｔ２の中心部（１／２ｔ２）でフランジ幅全長（Ｂ）の１／４，１／２幅（１／４Ｂ，１／２Ｂ）から、採集した試験片を用い求めた。なお、これらの箇所についての特性を求めたのは、フランジ１／４Ｆ部はＨ形鋼の平均的な機械特性を示し、フランジ１／２Ｆ部はその特性が最も低下するので、これらの２箇所によりＨ形鋼の機械試験特性を代表できると判断したためである。
【００４３】
表１に、本発明鋼の化学成分値を示した。
表２には、表１に示す本発明鋼の製造方法、それらのＨ形鋼の機械試験特性値、ベイナイト、Ｍ＊の面積を示す。なお、圧延加熱温度を１３００℃に揃えたのは、一般的に加熱温度の低下によりγ粒は細粒化し、機械試験特性を向上させることは周知であり、高温加熱条件では機械特性の最低値を示すと推定され、この値がそれ以下の加熱温度での機械試験特性を代表できると判断したためである。
【００４４】
表２に示したように、本発明により製造された圧延形鋼はいずれも引張強度５９０MPa 以上、降伏強度または０．２％耐力４４０MPa 以上、０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー４７Ｊ以上の機械的性質を示した。
【００４５】
【表１】
【００４６】
【表２】
【００４７】
【発明の効果】
本発明による合金設計された鋳片と制御圧延法を適用した圧延形鋼は機械試験特性の最も保証しにくいフランジ板厚１／２、幅１／２部においても十分な強度を有し、優れた靱性を持つ形鋼の製造が可能となり、大型鋼構造物の信頼性の向上、安全性の確保、経済性等の産業上の効果は極めて顕著なものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】図１は、本発明法を実施する装置配置例の略図である。
【図２】図２は、Ｈ形鋼の断面形状および機械試験片の採取位置を示す図である。
【符号の説明】
１…Ｈ形鋼
２…フランジ
３…ウェブ
４…中間圧延機
５ａ…中間圧延機前後面の水冷装置
５ｂ…仕上げ圧延機後面冷却装置
６…仕上げ圧延機
【発明の属する技術分野】
本発明は、建造物の構造部材として用いられる靱性の優れた高張力圧延形鋼およびその製造方法に係わるものである。
【０００２】
【従来の技術】
建築物の超高層化、安全基準の厳格化などから、柱用に用いられる鋼材、例えば特に板厚の大きなサイズのＨ形鋼（以下、極厚Ｈ形鋼と称す）には、一層の高強度化、高靱性化、低降伏比化が求められている。このような要求特性を満たすために、従来は圧延終了後に焼準処理などの熱処理を施すことが行われた。熱処理の付加はエネルギーコストと生産効率の低下など大幅なコスト上昇を招き、経済性に問題があった。この問題を解決するために、高性能の材質特性が得られるような新しい合金設計による鋳片と製造法の開発が必要となった。
【０００３】
一般に、フランジを有する形鋼、例えばＨ形鋼をユニバーサル圧延により製造すると、圧延造形上からの圧延条件（温度、圧下率）の制限およびその形状の特異性からウエブ、フランジ、フィレットの各部位で圧延仕上げ温度、圧下率、冷却速度に差を生じる。その結果、部位間に強度、延性、靱性のバラツキが発生し、例えば溶接構造用圧延鋼材（ＪＩＳ Ｇ３１０６）等の規準に満たない部位が生じる。特に極厚Ｈ形鋼を連続鋳造鋳片を素材として圧延製造する場合には、連続鋳造設備での製造可能な鋳片最大厚みに限界があり、造形に必要な十分な鋳片断面積が得られないため、その圧延は低圧下比圧延となる。さらに、圧延造形により製品の寸法精度を得るために高温圧延を指向するので板厚の厚いフランジ部は高温圧延となり、圧延終了後の鋼材冷却も徐冷となる。その結果、ミクロ組織は粗粒化し、強度・靱性が低下する。
【０００４】
圧延プロセスでの組織微細化法として、ＴＭＣＰ（Ｔｈｅｒｍｏ−Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ−Ｃｏｎｔｒｏｌｌ Ｐｒｏｃｅｓｓ）があるが、形鋼圧延では、圧延条件に制限があるので、鋼板でのＴＭＣＰのような低温・大圧下圧延の適用は困難である。また、厚鋼板分野ではＶＮの析出効果を利用し高強度・高靱性鋼を製造する、例えば特公昭６２−５０５４８号公報、特公昭６２−５４８６２号公報の技術が提案されている。しかし、これらの方法を５９０MPa 級の製造に適用した場合には、高濃度の固溶Ｎを含有することから、生成するベイナイト組織内に高炭素島状マルテンサイト（以降Ｍ＊と称する）を生成し、靱性が著しく低下して規格値をクリアーすることは困難であるという問題があった。また、特開平１０−１４７８３５号公報においては、低炭素化−低窒素化とＮｂ，Ｖ，Ｍｏの微量添加および、Ｔｉ酸化物およびＴｉＮの微細分散による組織微細化へ加え、加速冷却型制御圧延による高強度・圧延形鋼の製造法が提案されているが、低Ｃ化とＴＭＣＰの採用による製造コストの上昇や製造工程の複雑化を招いている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
前記の問題を解決するためには、圧延形鋼においてＭ＊生成量の少ない低炭素ベイナイトを生成させ組織を微細化する必要がある。それには圧延加熱時のγ粒径を細粒化するために製鋼過程において、鋳片中に予めＴｉ−Ｏを微細晶出させ、これを核にＴｉＮを微細析出させ、加えて、低炭素化するために、微量で高強度が得られるマイクロアロイの微量添加した鋳片を製造する必要がある。また、Ｈ形鋼のフランジとウェブの結合部のフィレット部はＣＣ鋳片の中心偏析帯と一致し、この偏析帯内のＭｎＳは圧延により著しく延伸する。ここでの高濃度の元素偏析帯と延伸ＭｎＳは板厚方向の絞り値・靱性を著しく低下させ、さらに溶接時にラメラティア割れを生じさせる場合もあり、この有害な作用を持つＭｎＳの生成を阻止することも大きな課題である。このように、従来の技術では目的の信頼性の高い高強度・高靱性の圧延形鋼をオンラインで製造し安価に提供することは困難である。
【０００６】
本発明は、従来の焼準処理などの熱処理を施すことなく、低コストで高張力圧延形鋼の製造を可能とし、建造物の構造部材に用いる高強度で靱性の優れた５９０MPa 級圧延形鋼およびその製造方法を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明の特徴は従来の発想とは異なり、Ｔｉを添加し、これにより生成させた微細Ｔｉ酸化物とＴｉＮの微細分散およびマイクロアロイの添加による低炭素ベイナイト組織の生成とによる組織の微細化により高強度でかつ高靱性の圧延形鋼を実現した点にある。
【０００８】
加えて採用したＴＭＣＰの特徴は厚鋼板で実施されている大圧下圧延に代わる形鋼圧延での軽圧下の熱間圧延においても効率的に組織の細粒化が可能なように圧延パス間で水冷し、圧延と水冷を繰り返す方法にある。
本発明は、Ｍ＊含有量の少ない低炭素ベイナイトの微細組織が得られる鋳片を鋳造し、この鋳片を用い、形鋼圧延において効率的なＴＭＣＰを行い高強度かつ高靱性を有する形鋼を製造することを特徴としている。
【０００９】
その鋳片は、製鋼過程において、圧延加熱時のγ細粒化を目的に、鋳片内にＴｉ添加により微細Ｔｉ−Ｏの晶出とＴｉＮを微細分散させ、加えて、圧延後の組織内のＭ＊低減を狙い、強度と靱性を確保する合金元素を添加し、さらに極低Ｂ化を行ない製造する。
次いで、この鋳片を圧延造形し形鋼を製造するが、この圧延形鋼圧延プロセスでは、熱間圧延パス間で鋼材を水冷することにより、鋼材の表層部と内部に温度差を与え、軽圧下条件下においても、より高温の鋼材内部への圧下浸透を高め、γ粒内でのベイナイト生成核となる加工転位を導入し、その生成核を増加させる。加えて、圧延後のγ／α変態温度域を冷却制御することにより、その核生成させたベイナイトの成長を抑制する方法によればミクロ組織の微細化ができ、高能率で製造コストの安価な制御圧延形鋼の製造が可能であると言う知見に基づき前記課題を解決したもので、その要旨とするところは、以下のとおりである。
【００１０】
（１）重量％で、
Ｃ：０．０２〜０．０６％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２５％、
Ｍｎ：１．２〜２．０％、
Ｃｕ：０．３〜１．２％、
Ｎｉ：０．１〜２．０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｖ：０．０４〜０．１０％、
Ｎ：０．００４〜０．００９％、
Ｏ：０．００２〜０．００４％、
を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、該不純物のうちＢを０．０００３％以下およびＡｌ含有量を０．００５％以下に制限した化学組成を有し、かつミクロ組織中のベイナイトの面積率が４０％以内で、残部がフェライト・パーライトおよび高炭素島状マルテンサイトからなり、該高炭素島状マルテンサイトの面積率が５％以下であることを特徴とする引張強度５９０MPa 以上、降伏強度または０．２％耐力４４０MPa 以上、０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが４７Ｊ以上の機械特性を有する高強度高靱性圧延形鋼。
【００１１】
（２）重量％で、
Ｃ：０．０２〜０．０６％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２５％、
Ｍｎ：１．２〜２．０％、
Ｃｕ：０．３〜１．２％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｖ：０．０４〜０．１０％、
Ｎ：０．００４〜０．００９％、
Ｏ：０．００２〜０．００４％、
およびＣｒ：０．１〜１．０％，Ｎｉ：０．１〜２．０％，Ｍｏ：０．０５〜０．４０％，Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％，Ｃａ：０．００１〜０．００３％のうちいずれか１種または２種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、該不純物のうちＢを０．０００３％以下およびＡｌ含有量を０．００５％以下に制限した化学組成を有し、かつミクロ組織中のベイナイトの面積率が４０％以内で、残部がフェライト・パーライトおよび高炭素島状マルテンサイトからなり、該高炭素島状マルテンサイトの面積率が５％以下であることを特徴とする引張強度５９０MPa 以上、降伏強度または０．２％耐力４４０MPa 以上、０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが４７Ｊ以上の機械特性を有する高強度高靱性圧延形鋼。
【００１２】
（３）重量％で、
Ｃ：０．０２〜０．０６％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２５％、
Ｍｎ：１．２〜２．０％、
Ｃｕ：０．３〜１．２％、
Ｎｉ：０．１〜２．０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｖ：０．０４〜０．１０％、
Ｎ：０．００４〜０．００９％、
Ｏ：０．００２〜０．００４％、
を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、該不純物のうちＢを０．０００３％以下およびＡｌ含有量を０．００５％以下に制限した化学組成を有する鋳片を１１００〜１３００℃の温度域に加熱した後に圧延を開始し、
▲１▼ 圧延工程で形鋼のフランジ表面温度が９５０℃以下で厚み比にして１０％以上圧延加工をおこなうこと、
▲２▼ 圧延工程で形鋼のフランジ表面を７００℃以下にまで水冷し復熱過程で圧延する水冷・圧延サイクルを１回以上おこなうこと、
▲３▼ 圧延終了後に形鋼のフランジ平均温度が０．１℃〜５℃／ｓの範囲内の冷却速度で７００〜４００℃の温度域に冷却した後に放冷すること、
▲４▼ 形鋼のフランジ平均温度が４００℃以下まで一旦冷却された後、４００〜５００℃の温度域まで再び加熱し、１５分〜５時間保定し、再度冷却すること、の少なくとも単独もしくは複数の方法を組み合わせることを特徴とする引張強度５９０MPa 以上、降伏強度または０．２％耐力４４０MPa 以上、０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが４７Ｊ以上の機械特性を有する高強度高靱性圧延形鋼の製造方法。
【００１３】
（４）重量％で、
Ｃ：０．０２〜０．０６％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２５％、
Ｍｎ：１．２〜２．０％、
Ｃｕ：０．３〜１．２％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｖ：０．０４〜０．１０％、
Ｎ：０．００４〜０．００９％、
Ｏ：０．００２〜０．００４％、
およびＣｒ：０．１〜１．０％，Ｎｉ：０．１〜２．０％，Ｍｏ：０．０５〜０．４０％，Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％，Ｃａ：０．００１〜０．００３％
のうちいずれか１種または２種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、該当不純物のうちＢを０．０００３％以下およびＡｌ含有量を０．００５％以下に制限した化学組成を有する鋳片を１１００〜１３００℃の温度域に加熱した後に圧延を開始し、
▲１▼ 圧延工程で形鋼のフランジ表面温度が９５０℃以下で厚み比にして１０％以上圧延加工をおこなうこと、
▲２▼ 圧延工程で形鋼のフランジ表面を７００℃以下にまで水冷し復熱過程で圧延する水冷・圧延サイクルを１回以上おこなうこと、
▲３▼ 圧延終了後に形鋼のフランジ平均温度が０．１℃〜５℃／ｓの範囲内の冷却速度で７００〜４００℃の温度域に冷却した後に放冷すること、
▲４▼ 形鋼のフランジ平均温度が４００℃以下まで一旦冷却された後、４００〜５００℃の温度域まで再び加熱し、１５分〜５時間保定し、再度冷却すること、の少なくとも単独もしくは複数の方法を組み合わせることを特徴とする引張強度５９０MPa 以上、降伏強度または０．２％耐力４４０MPa 以上、０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが４７Ｊ以上の機械特性を有する高強度高靱性圧延形鋼の製造方法。
【００１４】
（５）重量％で、
Ｃ：０．０２〜０．０６％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２５％、
Ｍｎ：１．２〜２．０％、
Ｃｕ：０．３〜１．２％、
Ｎｉ：０．１〜２．０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｖ：０．０４〜０．１０％、
Ｎ：０．００４〜０．００９％、
Ｏ：０．００２〜０．００４％、
を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、該当不純物のうちＢを０．０００３％以下およびＡｌ含有量を０．００５％以下に制限した化学組成を有し、板厚が１５〜８０mmの範囲内かつ板厚比が０．５〜２．０の範囲内で２種以上の板を組み合わせた断面形状を熱間圧延で製造することを特徴とする引張強度５９０MPa 以上、降伏強度または０．２％耐力４４０MPa 以上、０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが４７Ｊ以上の機械特性を有する高強度高靱性圧延形鋼。
【００１５】
（６）重量％で、
Ｃ：０．０２〜０．０６％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２５％、
Ｍｎ：１．２〜２．０％、
Ｃｕ：０．３〜１．２％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｖ：０．０４〜０．１０％、
Ｎ：０．００４〜０．００９％、
Ｏ：０．００２〜０．００４％、
およびＣｒ：０．１〜１．０％，Ｎｉ：０．１〜２．０％，Ｍｏ：０．０５〜０．４０％，Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％，Ｃａ：０．００１〜０．００３％のうちいずれか１種または２種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、該当不純物のうちＢを０．０００３％以下およびＡｌ含有量を０．００５％以下に制限した化学組成を有し、板厚が１５〜８０mmの範囲内かつ板厚比が０．５〜２．０の範囲内で２種以上の板を組み合わせた断面形状を熱間圧延で製造することを特徴とする引張強度５９０MPa 以上、降伏強度または０．２％耐力４４０MPa 以上、０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが４７Ｊ以上の機械特性を有する高強度高靱性圧延形鋼。
【００１６】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について詳細に説明する。
鋼の高強度化は▲１▼フェライト結晶の微細化、▲２▼合金元素による固溶体強化、硬化相による分散強化、▲３▼微細析出物による析出強化等によって達成される。また、高靱性化は、▲４▼結晶の微細化、▲５▼母相（フェライト）の固溶Ｎ，Ｃの低減、▲６▼破壊の発生起点となる硬化相の高炭素マルテンサイト及び粗大な酸化物、析出物の低減と微小化等により達成される。
【００１７】
一般的には鋼の高強度化により靱性は低下し、高強度化と高靱性化は相反する対処が必要である。両者を同時に満たす冶金因子は唯一、結晶の微細化である。本発明の特徴は、製鋼工程における、Ｍｇ添加による微細Ｍｇ酸化物とＴｉＮの分散およびマイクロアロイング合金設計に基づく低炭素ベイナイト組織化による組織微細化により高強度・高靱性化を達成するものである。
【００１８】
加えて本発明では、熱間圧延工程において、熱間圧延パス間でフランジ表面を水冷し、その復熱時に圧延する工程を繰り返すことによりフランジの板厚中心部に圧下浸透効果を付与し、この部位においてもＴＭＣＰによる組織微細化効果を高め、この組織微細化によりＨ形鋼の各部位における母材の機械特性を向上させるとともにバラツキを低減し均質化を達成するものである。
【００１９】
以下に本発明形鋼の成分範囲と制御条件の限定理由について述べる。
まず、Ｃは鋼を強化するために添加するもので、０．０２％未満では構造用鋼として必要な強度が得られず、また、０．０６％を超える添加では、母材靱性、耐溶接割れ性、溶接熱影響部（以下ＨＡＺと略記）靱性などを著しく低下させるので、下限を０．０２％、上限を０．０６％とした。
【００２０】
次に、Ｓｉは母材の強度確保、溶鋼の予備脱酸などに必要であるが、０．２５％を超えると母材およびＨＡＺの硬化組織中に高炭素島状マルテンサイトを生成し、母材および溶接継手部靱性を著しく低下させる。また、０．０５％未満では溶鋼の予備脱酸が十分にできないためＳｉ含有量を０．０５〜０．２５％の範囲に限定した。
【００２１】
Ｍｎは母材の強度確保には１．２％以上の添加が必要であるが、母材および溶接部の靱性、割れ性などに対する許容濃度から上限を２．０％とした。
Ｃｕはα温度域での保持および緩冷却によりα相中の転位上にＣｕ相を析出し、その析出硬化により母材の常温強度を増加させる。ただし、このα中でのＣｕ相の析出は０．３％未満ではα中でのＣｕの固溶限内であり、析出が生じないためＣｕ析出による強化は得られない。また１．２％以上ではその析出強化は飽和するのでＣｕ０．３〜１．２％に限定した。
【００２２】
Ｎｉは母材の強靱性を高める極めて有効な元素である。この効果の発現にはＮｉ含有量は０．１％以上が必要である。しかし、２．０％を超える添加は合金コストを増加させ経済的でないので上限を２．０％とした。
ＴｉはＴｉＮを析出し、固溶Ｎを低減することによりＭ＊の生成を制御する。また、微細析出したＴｉＮはγ相の微細化にも寄与する。これらのＴｉの作用により組織を微細化し強度・靱性を向上させる。従って、０．００５％未満ではＴｉＮの析出量が不足し、これらの効果を発現し得ないためＴｉ量の下限値を０．００５％とした。しかし、０．０２５％を超えると過剰なＴｉはＴｉＣを析出し、その析出硬化により母材および溶接熱影響部の靱性を劣化させるため０．０２５％以下に制限した。
【００２３】
Ｎｂは焼入性を上昇させ強度を増加させる目的で添加している。この効果の発現には、Ｎｂ含有量は０．０１％以上が必要である。しかし０．１０％超では、Ｎｂ炭窒化物の析出量が増加し固溶Ｎｂとしての効果が飽和するので０．１０％以下に制限した。
Ｖは微量添加により圧延組織を微細化でき、バナジン炭窒化物の析出により強化することから低合金化でき溶接特性を向上できる。この効果の発現には、Ｖ含有量は０．０４％以上が必要である。しかしながら、Ｖの過剰な添加は溶接部の硬化や、母材の高降伏点化をもたらすので、含有量の上限をＶ：０．１０％とした。
【００２４】
Ｎはα中に固溶し、強度を上昇させるが、上部ベイナイト組織では、Ｍ＊を生成し、靱性を劣化させるので、固溶Ｎはできるだけ低減する必要がある。しかし、本発明でのＮはＴｉと化合させ鋼中にＴｉＮを微細析出させ、固溶Ｎを低減させた上で、ＴｉＮによる結晶の粒成長を抑制し組織微細化効果を発揮させる目的で添加している。従って、この効果の発現には、Ｎ量が０．００４％未満ではＴｉＮの析出量が不足し、０．００９％超では析出量は十分となるが、粗大なＴｉＮが析出し、靱性を損ねるのでＮ：０．００４〜０．００９％に限定した。
【００２５】
Ｏ（酸素）はＴｉ−Ｏの生成に不可欠であり、それには０．００２％を超える含有が必要であるが、０．００４％を超えて含有すると、生成するＴｉ−Ｏ粒子は粗大化し、靱性を低下させるため、Ｏ含有量を０．００２〜０．００４％に限定した。
不可避不純物として含有するＰ，Ｓについては、それらの量を特に限定しないが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りＰ，Ｓ量はそれぞれ０．００２％未満に制限することが望ましい。
【００２６】
Ｂは微量添加で焼入性を上昇させ強度増加に寄与する。しかし、０．０００３％超のＢを含有すると上部ベイナイト組織中にＭ＊を生成し靱性を著しく低下させることが判明したので、Ｂはむしろ不純物として０．０００３％以下に制限した。
Ａｌを０．００５％以下としたのは、Ａｌは強力な脱酸元素であり、０．００５％超の含有では、Ｔｉ−Ｏの生成が阻害され、微細な分散ができないため、Ａｌも不純物として０．００５％以下に制限した。
【００２７】
更に、本発明による形鋼の鋼種によっては、以上の元素に加えて、母材強度の上昇、および母材の靱性向上の目的で、Ｃｒ，Ｎｉ，Ｍｏ，ＭｇおよびＣａのうちの少なくとも１種を含有することができる。
Ｃｒは焼入性の向上により、母材の強化に有効である。この効果の発現にはＣｒ含有量は０．１％以上が必要である。しかし１．０％を超える過剰の添加は、靱性および硬化性の観点から有害となるため、上限を１．０％とした。
【００２８】
Ｍｏは母材強度の確保に有効な元素である。この効果の発現には、Ｍｏ含有量は０．０５％以上が必要である。しかし０．４％超では、Ｍｏ炭化物（Ｍｏ2 Ｃ）を析出し固溶Ｍｏとしての焼入性向上効果が飽和するので０．４％以下に制限した。
Ｍｇ添加に使用するＭｇ合金はＳｉ−Ｍｇ−ＡｌおよびＮｉ−Ｍｇである。Ｍｇ合金を用いた理由は合金化によりＭｇ含有濃度を低減し、溶鋼への添加時の脱酸反応を抑制し、添加時の安全性の確保とＭｇの歩留を向上させるためである。Ｍｇを０．０００５〜０．００５％に限定するのは、Ｍｇも強力な脱酸元素であり、晶出したＭｇ酸化物は溶鋼中で容易に浮上分離されるため０．００５％を超えて添加しても、これ以上は歩留まらないため上限を０．００５％とした。また、０．０００５％未満では目的のＭｇ系酸化物の分散密度が不足するため下限を０．０００５％とした。なお、ここでのＭｇ系酸化物は、主にＭｇＯと表記しているが、電子顕微鏡解析などによると、この酸化物はＴｉ、微量のＡｌおよび不純物として含まれているＣａなどとの複合酸化物を形成している。
【００２９】
Ｃａを０．００１〜０．００３％に限定する理由は、Ｃａが強力な脱酸元素であり、晶出するＣａ酸化物は溶鋼中で容易に浮上しスラグとして分離されるため、０．００３％を超えて添加しても、これ以上は歩留まらないため、上限を０．００３％とした。また０．００１％未満では目的のＣａ分散密度が不足するため下限を０．００１％とした。
【００３０】
本発明の圧延形鋼は、５９０MPa （６０kgf/mm2 ）級の引張強さと靱性とを同時に確保するために、ミクロ組織中のベイナイトの面積率が４０％以内で、残部がフェライト・パーライトおよび高炭素島状マルテンサイトから成り、該高炭素島状マルテンサイトの面積率が５％以下であるミクロ組織を有することが必要である。
【００３１】
ミクロ組織中のベイナイトの面積率が４０％以内で、残部がフェライト・パーライトおよび高炭素島状マルテンサイトからなり、該高炭素島状マルテンサイトの面積率が５％以下としたのは、ベイナイト面積率、高炭素島状マルテンサイト面積率のいずれかが当該上限値を超える場合、靱性が劣化するため当該上限値以下の濃度範囲に限定した。
【００３２】
上記のミクロ組織は、本発明の方法によって実現できる。すなわち、上記の化学組成を有する鋳片を１１００〜１３００℃の温度域に再加熱する。この温度域に再加熱温度を限定したのは、熱間加工による形鋼の製造には塑性変形を容易にするため１１００℃以上の加熱が必要であり、且つＶ，Ｎｂなどの元素を十分に固溶させる必要があるため再加熱温度の下限を１１００℃とした。その上限は加熱炉の性能、経済性から１３００℃した。
【００３３】
上述のように加熱された鋳片は、
▲１▼ 圧延工程で形鋼のフランジ表面温度が９５０℃以下で厚み比にして１０％以上圧延加工をおこなうこと、
▲２▼ 圧延工程で形鋼のフランジ表面を７００℃以下にまで水冷し復熱過程で圧延する水冷・圧延サイクルを１回以上おこなうこと、
▲３▼ 圧延終了後に形鋼のフランジ平均温度が０．１℃〜５℃／ｓの範囲内の冷却速度で７００〜４００℃の温度域に冷却した後に放冷すること、
▲４▼ 形鋼のフランジ平均温度が４００℃以下まで一旦冷却された後、４００〜５００℃の温度域まで再び加熱し、１５分〜５時間保定し、再度冷却すること、の少なくとも単独もしくは複数工程を組み合わせて製造することが好ましい。
【００３４】
先ず、▲１▼として、上記のように加熱された鋳片は圧延工程で形鋼のフランジ表面温度が９５０℃以下で厚み比にして１０％以上の圧延加工を行う必要がある。すなわち、フランジの圧延平均温度が９５０℃以下で総圧下量が１０％以上になるように圧延する理由は、これ以上での温度での圧下は制御圧延による細粒化効果は期待できず、また、９５０℃以下の温度での総圧下量が１０％以下ではその細粒化効果が小さいためである。
【００３５】
次に、▲２▼として、熱間圧延のパス間で水冷し、圧延中に、フランジ表面温度を７００℃以下に水冷により冷却し、次の圧延パス間の復熱過程で圧延する水冷・圧延サイクルを１回以上行うとしたのは、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、軽圧下条件においても内部への加工歪みを浸透させるためと、水冷により短時間で低温圧延を実現させＴＭＣＰを効率的に行うためである。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のは、仕上げ圧延後の加速冷却による表面の焼入れ硬化を抑制し軟化させるために行うものである。その理由はフランジ表面温度を７００℃以下に冷却すれば一旦γ／α変態温度を切り、次の圧延までに表層部は復熱昇温し、圧延はγ／αの二相共存温度域での加工となり、γ細粒化と加工された微細α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からである。
【００３６】
更に▲３▼として、圧延終了後、引続き、０．１〜５℃／ｓの冷却速度で７００〜４００℃まで冷却し放冷するとしたのは、加速冷却によりフェライトの核生成・粒成長抑制およびベイナイト組織を微細化し高強度・高靱性を得るためである。次いで、加速冷却を７００〜４００℃で停止するのは、７００℃を超える温度で停止した場合には、表層部の一部がＡｒｌ点以上となりγ相を残存し、このγ相が、共存するフェライトを核にフェライト変態し、さらにフェライトが成長し粗粒化するため加速冷却の停止温度を７００℃以下とした。また、４００℃未満の冷却では、その後の放冷中にベイナイト相のラス間に生成する高炭素マルテンサイトが、冷却中にセメンタイトを析出することにより分解できず、硬化相として存在することになる。この高炭素マルテンサイトは脆性破壊の起点として作用し、靱性低下の原因となる。これらの理由により、加速冷却の停止温度を７００〜４００℃に限定した。
【００３７】
また、▲４▼として形鋼のフランジ平均温度が４００℃以下まで一旦冷却された後、４００〜５００℃の温度域まで再び加熱し、１５分〜５時間保定し、再度冷却するとしたのは、一旦冷却した鋼材に５００℃程度まで温度制御が可能な熱処理炉で加熱保持することにより実施することができるからである。
この製造方法を実施する理由は、圧延ままの状態でミクロ組織中に存在する高炭素島状マルテンサイトに再度４００〜５００℃まで熱を加えることにより、当該素島状マルテンサイト中のＣをマトリクス中へ拡散させ島状マルテンサイトを分解させるためである。これにより島状マルテンサイトの面積率を低減し、靱性を向上させることが可能となる。
【００３８】
実際の形鋼の製造においては、▲２▼の製造方法を採用することが好ましい。それは、▲２▼の工程が最も能率的かつ低コストで全サイズをカバーすることが可能であるからである。▲１▼，▲３▼の製造方法は、生産効率を害するものの、その機械特性を向上させる意味においては効果的である。また▲４▼はオフラインを目的とした工程であり、▲１▼，▲２▼，▲３▼のいずれかの工程を採用しなくても、目的とする製品を得ることができる工程である。
【００３９】
また、本発明による形鋼は、板厚か１５〜８０mmの範囲内で、かつ板厚比が０．５〜２．０の範囲内で２種以上の板を組み合わせた断面形状を熱間圧延で製造することを規定している理由は、柱用に用いられる鋼材には主として板厚の大きなサイズのＨ形鋼が採用されることから、最大の板厚みを８０mmまでとした。８０mmを超える板厚みを持つ鋼材は、溶接時に多層盛り回数が極めて大きくなり施工性が低下する。板厚の下限値を１５mmとしたのは、柱材として必要強度が確保できるのは板厚１５mmからであり、それ未満では必要強度を満足させることができないためである。加えて板厚比を０．５〜２．０に限定したのは、以下の２つの理由による。Ｈ形鋼を熱間圧延で製造する場合、フランジ／ウェブの板厚比が２．０を越える場合、延伸比差によるウェブ座層現象や熱間圧延後の冷却速度差に起因するウェブの塑性変形により、ウェブが波打ち状の形状に変形するいわゆるウェブ波と呼ばれる形状不良が発生するため板厚比の上限値を２．０とした。一方、建築構造物のＨ柱−梁接合部の変形を抑制させるためには、Ｈ柱のウエブの板厚が重要な要素であり、現状ではダブラープレートと称する鋼板で補強されて使用されている実態と変形防止の観点からウエブの板厚がフランジの板厚以上ある厚み比構成のＨ柱が求められていること、板厚比が０．５未満の場合は前述したウエブ波のメカニズムと同様な現象でフランジの波打ちによる形状不良が発生するため、板厚比の下限値を０．５とした。
【００４０】
なお、本発明でいう板厚比とは、フランジ／ウエブの板厚比、もしくはウエブ／フランジの板厚比のいずれでもよい。
【００４１】
【実施例】
試作形鋼は転炉溶製し、合金を添加後、予備脱酸処理を行い、溶鋼の酸素濃度を調整後、Ｔｉ，Ｍｇ合金を順次添加し、連続鋳造により２５０〜３００mm厚鋳片に鋳造した。鋳片の冷却はモールド下方の二次冷却帯の水量と鋳片の引き抜き速度の選択により制御した。該鋳片を１３００℃で加熱し、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着列でＨ形鋼に圧延した。圧延パス間水冷は中間ユニバーサル圧延機４の前後に水冷装置５ａを設け、フランジ外側面のスプレー冷却とリバース圧延の繰り返しにより行い、圧延後の加速冷却は仕上げユニバーサル圧延機６て圧延し、水冷により冷却した。また、必要により鋼種によっては、圧延終了後にその後面に設置した冷却装置５ｂでフランジ外側面をスプレー冷却した。
【００４２】
機械特性は図２に示す、フランジ２の板厚ｔ２の中心部（１／２ｔ２）でフランジ幅全長（Ｂ）の１／４，１／２幅（１／４Ｂ，１／２Ｂ）から、採集した試験片を用い求めた。なお、これらの箇所についての特性を求めたのは、フランジ１／４Ｆ部はＨ形鋼の平均的な機械特性を示し、フランジ１／２Ｆ部はその特性が最も低下するので、これらの２箇所によりＨ形鋼の機械試験特性を代表できると判断したためである。
【００４３】
表１に、本発明鋼の化学成分値を示した。
表２には、表１に示す本発明鋼の製造方法、それらのＨ形鋼の機械試験特性値、ベイナイト、Ｍ＊の面積を示す。なお、圧延加熱温度を１３００℃に揃えたのは、一般的に加熱温度の低下によりγ粒は細粒化し、機械試験特性を向上させることは周知であり、高温加熱条件では機械特性の最低値を示すと推定され、この値がそれ以下の加熱温度での機械試験特性を代表できると判断したためである。
【００４４】
表２に示したように、本発明により製造された圧延形鋼はいずれも引張強度５９０MPa 以上、降伏強度または０．２％耐力４４０MPa 以上、０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー４７Ｊ以上の機械的性質を示した。
【００４５】
【表１】
【表２】
【発明の効果】
本発明による合金設計された鋳片と制御圧延法を適用した圧延形鋼は機械試験特性の最も保証しにくいフランジ板厚１／２、幅１／２部においても十分な強度を有し、優れた靱性を持つ形鋼の製造が可能となり、大型鋼構造物の信頼性の向上、安全性の確保、経済性等の産業上の効果は極めて顕著なものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】図１は、本発明法を実施する装置配置例の略図である。
【図２】図２は、Ｈ形鋼の断面形状および機械試験片の採取位置を示す図である。
【符号の説明】
１…Ｈ形鋼
２…フランジ
３…ウェブ
４…中間圧延機
５ａ…中間圧延機前後面の水冷装置
５ｂ…仕上げ圧延機後面冷却装置
６…仕上げ圧延機
Claims (6)
- 重量％で、
Ｃ：０．０２〜０．０６％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２５％、
Ｍｎ：１．２〜２．０％、
Ｃｕ：０．３〜１．２％、
Ｎｉ：０．１〜２．０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｖ：０．０４〜０．１０％、
Ｎ：０．００４〜０．００９％、
Ｏ：０．００２〜０．００４％、
を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、該不純物のうちＢを０．０００３以下およびＡｌ含有量を０．００５％以下に制限した化学組成を有し、かつミクロ組織中のベイナイトの面積率が４０％以内で、残部がフェライト・パーライトおよび高炭素島状マルテンサイトからなり、該高炭素島状マルテンサイトの面積率が５％以下であることを特徴とする引張強度５９０MPa 以上、降伏強度または０．２％耐力４４０MPa 以上、０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが４７Ｊ以上の機械特性を有する高強度高靱性圧延形鋼。 - 重量％で、
Ｃ：０．０２〜０．０６％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２５％、
Ｍｎ：１．２〜２．０％、
Ｃｕ：０．３〜１．２％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｖ：０．０４〜０．１０％、
Ｎ：０．００４〜０．００９％、
Ｏ：０．００２〜０．００４％、
およびＣｒ：０．１〜１．０％，Ｎｉ：０．１〜２．０％，Ｍｏ：０．０５〜０．４０％，Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％，Ｃａ：０．００１〜０．００３％のうちいずれか１種または２種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、該不純物のうちＢを０．０００３％以下およびＡｌ含有量を０．００５％以下に制限した化学組成を有し、かつミクロ組織中のベイナイトの面積率が４０％以内で、残部がフェライト・パーライトおよび高炭素島状マルテンサイトからなり、該高炭素島状マルテンサイトの面積率が５％以下であることを特徴とする引張強度５９０MPa 以上、降伏強度または０．２％耐力４４０MPa 以上、０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが４７Ｊ以上の機械特性を有する高強度高靱性圧延形鋼。 - 重量％で、
Ｃ：０．０２〜０．０６％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２５％、
Ｍｎ：１．２〜２．０％、
Ｃｕ：０．３〜１．２％、
Ｎｉ：０．１〜２．０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｖ：０．０４〜０．１０％、
Ｎ：０．００４〜０．００９％、
Ｏ：０．００２〜０．００４％、
を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、該不純物のうちＢを０．０００３％以下およびＡｌ含有量を０．００５％以下に制限した化学組成を有する鋳片を１１００〜１３００℃の温度域に加熱した後に圧延を開始し、
▲１▼ 圧延工程で形鋼のフランジ表面温度が９５０℃以下で厚み比にして１０％以上圧延加工をおこなうこと、
▲２▼ 圧延工程で形鋼のフランジ表面を７００℃以下にまで水冷し復熱過程で圧延する水冷・圧延サイクルを１回以上おこなうこと、
▲３▼ 圧延終了後に形鋼のフランジ平均温度が０．１℃〜５℃／ｓの範囲内の冷却速度で７００〜４００℃の温度域に冷却した後に放冷すること、
▲４▼ 形鋼のフランジ平均温度が４００℃以下まで一旦冷却された後、４００〜５００℃の温度域まで再び加熱し、１５分〜５時間保定し、再度冷却すること、の少なくとも単独もしくは複数の方法を組み合わせることを特徴とする引張強度５９０MPa 以上、降伏強度または０．２％耐力４４０MPa 以上、０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが４７Ｊ以上の機械特性を有する高強度高靱性圧延形鋼の製造方法。 - 重量％で、
Ｃ：０．０２〜０．０６％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２５％、
Ｍｎ：１．２〜２．０％、
Ｃｕ：０．３〜１．２％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｖ：０．０４〜０．１０％、
Ｎ：０．００４〜０．００９％、
Ｏ：０．００２〜０．００４％、
およびＣｒ：０．１〜１．０％，Ｎｉ：０．１〜２．０％，Ｍｏ：０．０５〜０．４０％，Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％，Ｃａ：０．００１〜０．００３％のうちいずれか１種または２種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、該不純物のうちＢを０．０００３％以下およびＡｌ含有量を０．００５％以下に制限した化学組成を有する鋳片を１１００〜１３００℃の温度域に加熱した後に圧延を開始し、
▲１▼ 圧延工程で形鋼のフランジ表面温度が９５０℃以下で厚み比にして１０％以上圧延加工をおこなうこと、
▲２▼ 圧延工程で形鋼のフランジ表面を７００℃以下にまで水冷し復熱過程で圧延する水冷・圧延サイクルを１回以上おこなうこと、
▲３▼ 圧延終了後に形鋼のフランジ平均温度が０．１℃〜５℃／ｓの範囲内の冷却速度で７００〜４００℃の温度域に冷却した後に放冷すること、
▲４▼ 形鋼のフランジ平均温度が４００℃以下まで一旦冷却された後、４００〜５００℃の温度域まで再び加熱し、１５分〜５時間保定し、再度冷却すること、の少なくとも単独もしくは複数の方法を組み合わせることを特徴とする引張強度５９０MPa 以上、降伏強度または０．２％耐力４４０MPa 以上、０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが４７Ｊ以上の機械特性を有する高強度高靱性圧延形鋼の製造方法。 - 重量％で、
Ｃ：０．０２〜０．０６％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２５％、
Ｍｎ：１．２〜２．０％、
Ｃｕ：０．３〜１．２％、
Ｎｉ：０．１〜２．０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｖ：０．０４〜０．１０％、
Ｎ：０．００４〜０．００９％、
Ｏ：０．００２〜０．００４％、
を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、該不純物のうちＢを０．０００３％以下およびＡｌ含有量を０．００５％以下に制限した化学組成を有し、板厚が１５〜８０mmの範囲内かつ板厚比が０．５〜２．０の範囲内で２種以上の板を組み合わせた断面形状を熱間圧延で製造することを特徴とする引張強度５９０MPa 以上、降伏強度または０．２％耐力４４０MPa 以上、０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが４７Ｊ以上の機械特性を有する高強度高靱性圧延形鋼。 - 重量％で、
Ｃ：０．０２〜０．０６％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２５％、
Ｍｎ：１．２〜２．０％、
Ｃｕ：０．３〜１．２％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｖ：０．０４〜０．１０％、
Ｎ：０．００４〜０．００９％、
Ｏ：０．００２〜０．００４％、
およびＣｒ：０．１〜１．０％，Ｎｉ：０．１〜２．０％，Ｍｏ：０．０５〜０．４０％，Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％，Ｃａ：０．００１〜０．００３％のうちいずれか１種または２種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、該不純物のうちＢを０．０００３％以下およびＡｌ含有量を０．００５％以下に制限した化学組成を有し、板厚が１５〜８０mmの範囲内かつ板厚比が０．５〜２．０の範囲内で２種以上の板を組み合わせた断面形状を熱間圧延で製造することを特徴とする引張強度５９０MPa 以上、降伏強度または０．２％耐力４４０MPa 以上、０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが４７Ｊ以上の機械特性を有する高強度高靱性圧延形鋼。
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