JP4855553B2 - 高強度極厚ｈ形鋼及びその製造方法 - Google Patents

高強度極厚ｈ形鋼及びその製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、靱性、溶接性に優れた高強度Ｈ形鋼及びその製造方法に関し、より詳しくは建造物の構造部材などに用いられる高強度極厚Ｈ形鋼及びその製造方法に関する。
本願は、２００９年１１月２７日に、日本に出願された特願２００９−２７０５４１号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
建築物、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。本明細書では、肉厚が４０ｍｍ以上のＨ形鋼を極厚Ｈ形鋼という。建築物の安全基準の厳格化などに伴って、極厚Ｈ形鋼には、高強度化に加えて、靭性の向上などの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）。
また、Ｈ形鋼は形状が特異であるため、Ｈ形鋼をユニバーサル圧延で圧延する際には、圧延条件（温度、圧下率）が制限される。そのため、特に、極厚Ｈ形鋼のウェブ、フランジ、フィレットの各部位における圧延仕上げ温度、圧下率、冷却速度は、各部位毎に差が生じ易くなる。その結果、極厚Ｈ形鋼では、強度、延性、靱性のバラツキが発生する。このため、極厚Ｈ形鋼の部位によっては、強度、延性、靱性が溶接構造用圧延鋼材（ＪＩＳ Ｇ３１０６）等の規準に満たない場合がある。
特に、連続鋳造によって得られた鋳片を熱間圧延して極厚Ｈ形鋼を製造する場合には、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。その結果、フランジ部では、結晶粒が粗大化し、特に、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）。更に、Ｔｉ酸化物及びＴｉＮの微細分散に加え、温度制御圧延及び加速冷却によって高強度で靭性に優れた圧延形鋼を製造する方法が提案されている（例えば、特許文献３〜５、参照）。
特開平９−１９４９８５号公報 特開平５−２６３１８２号公報 特開平１０−１４７８３５号公報 特開２０００−５４０６０号公報 特開２００１−３１３６号公報
しかし、極厚Ｈ形鋼では、母材の靱性だけでなく、溶接熱影響部（以下、ＨＡＺという）の靭性も要求される。特に、ウェブまたはフランジの肉厚が増加すると、溶接の入熱が大きくなり、冷却速度が低下するため、ＨＡＺの靭性の確保は難しくなる。本発明は、強度及び靭性、更には溶接性にも優れた高強度極厚Ｈ形鋼及びその製造方法を提供するものである。
本発明の高強度極厚Ｈ形鋼は、圧延加熱時の粒径を細粒化するため、微細Ｔｉの酸化物を利用し、一方、真空脱ガスによって粗大な含Ｔｉ酸化物を減少させたものである。更に、本発明の高強度極厚Ｈ形鋼は、母材及びＨＡＺの靭性を高めるために、Ｃ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｂの含有量を制御し、島状マルテンサイトの生成を抑制している。本発明の要旨は以下のとおりである。
（１） 質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．０５％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｎ：１．０〜２．０％、
Ｃｕ：０．３〜１．２％、
Ｎｉ：０．１〜１．０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｎｂ：０．０１〜０．０８％、
Ｎ：０．００１〜０．００９％、
Ｏ：０．０００５〜０．００２０％未満
を含有し、
Ａｌ：０．０２５％以下、
Ｂ：０．０００３％未満
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１０〜４０％であり、島状マルテンサイトの面積率を０．５％以下に制限し、残部がフェライト・パーライトからなり、粒子径が０．０５〜１０μｍの含Ｔｉ酸化物の密度が３０〜３００個／ｍｍ２であり、粒子径１０μｍ超の含Ｔｉ酸化物の密度が１０個／ｍｍ２以下であり、ウェブ厚又はフランジ厚が４０〜１５０ｍｍである高強度極厚Ｈ形鋼。
（２）質量％で、更に、
Ｖ：０．１％以下、
Ｍｏ：０．３％未満、
Ｃｒ：１．２％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）に記載の高強度極厚Ｈ形鋼。
（３）質量％で、更に、
Ｍｇ：０．００５％以下
を含有することを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の高強度極厚Ｈ形鋼。
（４）０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが母材部で４７Ｊ以上、ＨＡＺ部で４７Ｊ以上であることを特徴とする上記（１）〜（３）の何れか１項に記載の高強度極厚Ｈ形鋼。
（５）上記（１）〜（３）の何れか１項に記載の成分からなる鋼を溶製する際に、予備脱酸処理によって溶存酸素を０．００３〜０．０１５質量％に調整した後、Ｔｉを添加し、更に真空脱ガス処理を３０分以上施し、溶製後、連続鋳造し、得られた鋳片を１１００〜１３５０℃に加熱し、１０００℃以下での累積圧下率が１０％以上である仕上圧延を行って、ウェブ厚又はフランジ厚を４０〜１５０ｍｍとし、０．１〜５℃／ｓの範囲内の冷却速度で４００〜７００℃の温度域まで冷却することを特徴とする高強度極厚Ｈ形鋼の製造方法。
（６）仕上圧延で、表面温度が７００℃以下になるように水冷し、復熱過程で圧延するパス間水冷圧延加工を１パス以上行うことを特徴とする上記（５）に記載の高強度極厚Ｈ形鋼の製造方法。
（７）冷却後、４００〜５００℃の温度域に加熱し、１５分〜５時間保持し、再度冷却することを特徴とする上記（５）に記載の高強度極厚Ｈ形鋼の製造方法。
（８）冷却後、４００〜５００℃の温度域に加熱し、１５分〜５時間保持し、再度冷却することを特徴とする上記（６）に記載の高強度極厚Ｈ形鋼の製造方法。
（９）ミクロ組織中のベイナイトの面積率が１０〜４０％であり、島状マルテンサイトの面積率が０．５％以下に制限され、残部がフェライト・パーライトからなり、粒子径が０．０５〜１０μｍの含Ｔｉ酸化物の密度が３０〜３００個／ｍｍ 2 であり、粒子径１０μｍ超の含Ｔｉ酸化物の密度が１０個／ｍｍ 2 以下である極厚Ｈ形鋼を得ることを特徴とする上記（５）〜（８）の何れか１項に記載の高強度極厚Ｈ形鋼の製造方法。
（１０）０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが母材部で４７Ｊ以上、ＨＡＺ部で４７Ｊ以上である極厚Ｈ形鋼を得ることを特徴とする上記（５）〜（９）の何れか１項に記載の高強度極厚Ｈ形鋼の製造方法。
本発明によれば、靭性及び溶接性に優れた高強度極厚Ｈ形鋼を、調質熱処理を施すことなく、圧延ままで製造することが可能になる。その結果、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。
ＨＡＺ靭性に及ぼす粗大酸化物個数密度の影響を示す図である。 真空脱ガス処理と粗大酸化物個数密度との関係を示す図である。 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。 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。
引張強度が５５０ＭＰａ以上であり、肉厚が４０ｍｍ以上である本発明の高強度極厚Ｈ形鋼（以下、Ｈ形鋼という）は、靭性を向上させるために、微細な含Ｔｉ酸化物を利用し、結晶粒を微細化したものである。一方、鋼中に存在する酸化物が粗大であると、破壊の起点となり、靭性が低下する原因になる。本発明者らは、特に、粗大介在物を起点とした破壊機構による靭性低下が著しいことに着目した。まず、靭性確保のために除去すべき酸化物のサイズ、分布数密度の基準を明らかにした。次に、粗大な酸化物の除去方法について検討を行った。
その結果、本発明者らは、高強度を有する厚鋼材、特に、極厚Ｈ形鋼の靭性を確保するには、Ｔｉを添加した後に、更に真空脱ガス処理を施し、粗大な介在物を減少させることが極めて有効であることを見出した。したがって、本発明においては、粗大な介在物が高密度で残存しないように、予備脱酸後、Ｔｉを添加し、更に、真空脱ガス処理を施して、溶鋼中の粗大な介在物を除去する対策を十分に施すことが必要である。
以下に、本発明の基礎となる靭性確保のために除去すべき酸化物のサイズ、分布数密度の基準について説明する。また、粗大な酸化物を除去するための真空脱ガスの条件について説明する。
本発明者らは、鋼中のＴｉを含む酸化物のサイズや密度を変化させるために、種々の成分を有する鋼を、予備脱酸し、Ｔｉを添加し、更に真空脱ガスの時間を変化させて溶製した。鋼を溶製し、鋳造して得られた鋼片を熱間圧延し、鋼板を製造した。
得られた鋼板から小片を採取して、溶接熱影響部（以下、ＨＡＺという。）の熱履歴を模擬した熱処理を施した。熱処理の条件は、昇温速度を１０℃／ｓとして１４００℃に加熱し、１ｓ保持した後、８００℃から５００℃までの冷却速度を１５℃／ｓとして冷却するものである。熱処理後、小片からＶノッチ試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して０℃でシャルピー衝撃試験を行った。更に、破面及び金属組織を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察し、靭性に影響を及ぼす酸化物のサイズと密度について検討を行った。
その結果、靭性が著しく低下した試験片の破面には、１０μｍ超の介在物が存在することがわかった。なお、ＳＥＭに付属するエネルギー分散型Ｘ線装置（ＥＤＸ）によって分析を行い、１０μｍ超の介在物が、Ｔｉを含有する酸化物であることを確認した。更に、金属組織のＳＥＭ写真から、１０μｍ超の含Ｔｉ酸化物の密度を測定した。図１に、１０μｍ超の含Ｔｉ酸化物の密度と、試験片の靭性との関係を示す。図１から、１０μｍ超の含Ｔｉ酸化物の密度を１０個／ｍｍ2以下にすれば、ばらつきはあるものの、０℃におけるシャルピー吸収エネルギーを５０Ｊ以上にすることができることがわかった。
更に、１０μｍ超の含Ｔｉ酸化物の密度と、Ｔｉを添加した後の真空脱ガス時間との関係を図２に示す。図２における真空度は２０Ｔｏｒｒ以下である。図２から、１０μｍ超の含Ｔｉ酸化物の密度を１０個／ｍｍ2以下にするためには、真空脱ガス時間を３０分以上にすることが必要であることがわかった。更に、真空脱ガス処理の時間を３５分以上にすれば、粒径１０μｍ超の含Ｔｉ酸化物は、確実に１０個／ｍｍ2以下にすることができることがわかった。
また、Ｈ形鋼を溶接する際には、厚みの増加に伴って、溶接の入熱量を増加させる必要がある。そのため、特に、ＨＡＺでは、１４００℃への加熱によって結晶粒径が粗大化し、更に、加熱後の急冷によって硬質相の生成が促進される。したがって、ＨＡＺでは、含Ｔｉ酸化物の粒径の粗大化と硬質相の生成とに起因して、靭性の低下が顕著になる。これに対し、本発明では、１４００℃に加熱されても溶体化しない微細な含Ｔｉ酸化物を分散させているので、加熱による粒径の粗大化が抑制される。即ち、微細な含Ｔｉ酸化物は、溶接熱サイクルでの最高到達温度においてもピンニング効果を発現し、結晶粒の成長を抑制するので、ＨＡＺにおける結晶粒の粒径の粗大化が防止される。
微細な含Ｔｉ酸化物は、ＨＡＺだけでなく、Ｈ形鋼に含まれる結晶粒粒径の微細化にも極めて有効である。これは、Ｈ形鋼では、素材である鋼片から最終製品を製造するまでの間に、熱間圧延での加工量を確保できないためであり、熱間加工による再結晶を利用した細粒化が難しい。したがって、鋼片のミクロ組織の細粒化にも有効な、微細な含Ｔｉ酸化物による結晶粒界のピンニング効果は、極めて重要である。なお、鋼中に多数の微細な含Ｔｉ酸化物を分散させるには、鋼を溶製する製鋼工程において適正な脱酸処理、脱ガス処理を行い、Ｔｉ添加前の溶存酸素濃度を調整することが必要である。
以下、本発明の実施形態について順次説明する。
まず、本実施形態のＨ形鋼の成分範囲の限定理由について述べる。
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、Ｃの含有量の下限値を０．０１％以上とする。一方、Ｃの量が０．０５％を超えると、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の量の上限を０．０５％以下とする。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の量の上限を０．０４％以下にすることが好ましい。
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、本実施形態では、Ｓｉの量の下限を０．０５％以上とする。しかし、Ｓｉの量が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の含有量の上限は、０．５０％以下とする。Ｓｉの量の下限は、好ましくは０．１％以上である。Ｓｉの量の上限は、好ましくは０．４５％以下、より好ましくは０．２％以下である。
Ｍｎは、母材の強度を確保するために有効であり、母材の強度を高めるには、Ｍｎの量を１．０％以上にする必要があり、さらに、１．３％以上が好ましい。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の量の上限を２．０％以下とする。
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のより好ましい含有量は０．４〜１．０％である。
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、本実施形態では、Ｎｉの含有量を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の含有量の上限を１．０％以下とする。より好ましいＮｉの含有量の上限は０．８％以下である。
Ｔｉは、母材及びＨＡＺの靭性を向上させるために、本実施形態では極めて重要な元素である。Ｔｉは、微細な含Ｔｉ酸化物を形成して、結晶粒径の微細化に寄与するため、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は、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の量が０．０２５％を超えると、含Ｔｉ酸化物の粒径が粗大化し、母材及び溶接熱影響部の靱性を損なう。したがって、Ｔｉの量の上限を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の量の上限を０．０２０％以下にすることが好ましい。
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の含有量を０．０２％以上にすることが好ましい。一方、過剰にＮｂを添加すれば、Ｎｂの炭窒化物が析出し、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の含有量の上限は、靭性を高めるために、０．０８％以下とした。なおＮｂ量は、０．０４％以下が好ましい。
Ｎは、微細なＴｉＮによって結晶粒を微細化するために、０．００１％以上を添加する。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。そのため、Ｎの量が０．００９％を超えた場合、固溶Ｎを固定するためにＴｉを添加すると、粗大な粒径のＴｉＮを生じて靭性が低下する。したがって、Ｎの量の上限を０．００９％以下とする。靭性を高めるには、Ｎの量を０．００５％以下にすることが好ましい。また、Ｎの量は好ましくは０．００４％以下がよい。
Ｏは、本実施形態では極めて重要な元素であり、含Ｔｉ酸化物を生成し、結晶粒の微細化に寄与する。しかし、Ｏ量が０．０００５％未満では、微細な含Ｔｉ酸化物によるピンニング効果が不十分であるため、Ｏの量の下限を０．０００５％以上とする。ＨＡＺにおける結晶粒の粒径の粗大化を抑制するには、Ｏの量を０．０００８％以上にすることが好ましい。一方、Ｏの量が０．００２０以上になると粗大な粒径の含Ｔｉ酸化物が増加し、ＨＡＺ靭性を損なう。したがって、Ｏの含有量の上限を０．００２０％未満とする。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％以下であり、最も好ましいＯ量の上限は０．０００９％以下である。
Ａｌは、脱酸元素であるが、本実施形態では、微細な含Ｔｉ酸化物を生成させるために、Ａｌの量の上限を０．０２５％以下に制限する。また、Ａｌの量の低減は、島状マルテンサイトの生成の抑制にも有効であり、Ａｌの量の上限を０．０１０％以下にすることが好ましい。
Ｂは、微量の添加で焼入性を上昇させる元素であるが、島状マルテンサイトの生成を促進するため、本実施形態では、Ｂの含有量を制限する。０．０００３％以上のＢを含有すると、上部ベイナイト組織中に島状マルテンサイトを生成し、靱性が著しく低下する。したがって、Ｂの含有量を０．０００３％未満に制限する。Ｂの量は、０．０００１％以下に制限することが更に好ましい。
不可避不純物として含有するＰ、Ｓについては、含有量を特に限定しない。なお、Ｐ、Ｓは、凝固偏析による溶接割れ、靱性低下の原因となるので、極力低減すべきである。Ｐの量は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。また、Ｓの量の含有量は、０．００２％以下に制限することが好ましい。
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、Ｍｇのうちの１種又は２種以上を含有させてもよい。
Ｖは、組織の微細化及びＶの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の量の上限を０．１％とすることが好ましい。
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、０．３％以上のＭｏを含有させても、Ｍｏの炭化物（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の量の上限は、０．３％未満にすることが好ましい。Ｍｏの量の上限はより好ましくは０．２％以下であり、更に好ましくは０．１％以下である。なお、Ｍｏは本発明の成分設計においては本質的に不要な元素であるため、積極に添加する必要はなく、他の元素の添加によって強度が十分に確保できるのであれば、Ｍｏは添加しなくても良い。
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の量の上限は、１．２％とすることが好ましい。Ｃｒのより好ましい上限は０．８％である。
Ｍｇは、脱酸元素であり、鋼中に含まれるＭｇ系酸化物は微細になる。Ｍｇは、特に、ＨＡＺ組織における結晶粒の粗大化の抑制に有効である。したがって、ＨＡＺ靭性を向上させるために、０．００１％以上を含有させることが好ましい。なお、Ｍｇ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Ｍｇの上限は、０．００５％以下であり、好ましくは０．００３％以下である。また、Ｍｇ系酸化物は、Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａなどとの複合酸化物を形成する。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。
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。
また、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、Ｚｒ、Ｈｆ、ＲＥＭ及びＣａはいずれも強い脱酸元素であり、これらの元素の添加によって、含Ｔｉ酸化物を粗大化させるおそれがある。従って、Ｚｒ、Ｈｆ、ＲＥＭ及びＣａは積極的に添加しないほうがよい。
次に、本実施形態のＨ形鋼のミクロ組織について説明する。本実施形態のＨ形鋼のミクロ組織は、ベイナイト、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１０％未満では、強度が不十分になる。一方、ベイナイトの面積率が４０％を超えると靭性が低下する。したがって、ベイナイトの面積率は、１０〜４０％、好ましくは２０〜４０％とする。
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、好ましくは０．３％以下、更に好ましくは０．２％以下に制限する。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・パーライトある。
次に、含Ｔｉ酸化物について説明する。本実施形態において、含Ｔｉ酸化物の粒径及び密度の制御は、母材及びＨＡＺの結晶粒の微細化による靭性の向上のために、極めて重要である。また、含Ｔｉ酸化物は、窒化物の生成核としても機能し、ＴｉＮなど、高温で生成する窒化物によるＮの固定を促進し、ＮｂＮやＢＮの析出を抑制する。その結果、Ｎｂ、Ｂによる焼入れ性の向上効果を最大限に発揮させることが可能となるため、含Ｔｉ酸化物は、強度の向上にも間接的に寄与する。
本実施形態において、含Ｔｉ酸化物とは、Ｘ線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）によってＴｉとＯを同時に含むことが確認され、かつ１個体中に含まれる酸素以外の元素の５０質量％以上がＴｉであるものをいう。含Ｔｉ酸化物は、好ましくは１個体中に含まれる酸素以外の元素の７０質量％以上がＴｉであるものがよく、更に好ましくは８０質量％以上がＴｉであるものがよい。具体的には、ＴｉＯ、ＴｉＯ2、Ｔｉ2Ｏ3などのＴｉ系酸化物、及びこれらのＴｉ系酸化物とＴｉ系酸化物以外の酸化物との複合酸化物、さらにこれらのＴｉ系酸化物や複合酸化物と硫化物との複合介在物の総称である。Ｔｉ以外の元素を含む酸化物には、ＳｉＯ2などのＳｉ系酸化物、Ａｌ2Ｏ3などのＡｌ系酸化物、その他、Ｍｇ系酸化物、Ｃａ系酸化物などを挙げることができる。なお、Ｔｉ系酸化物とＳｉ系酸化物、Ａｌ系酸化物、Ｍｇ系酸化物、Ｃａ系酸化物などとの複合酸化物や、Ｔｉ系酸化物を生成核として析出するＭｎＳなどの硫化物を伴う複合介在物は、１個体として取り扱うものとする。
含Ｔｉ酸化物は、金属組織をＳＥＭによって観察し、ＥＤＸによって酸化物に含まれる元素を同定することによって、粒径及び密度を測定することができる。また、Ｘ線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）によってＴｉとＯを含む介在物を検出し、画像解析や組織写真との照合を行うことにより、含Ｔｉ酸化物の粒径及び密度を測定しても良い。０．５ｍｍ×０．５ｍｍの範囲、又はそれ以上の視野で、かつ５０粒子程度の粒子の平均粒径および粒子数密度を求める。なお、含Ｔｉ酸化物の粒径は、組織写真における最大の径である。
粒径が０．０５μｍ以上、１０μｍ以下の含Ｔｉ酸化物は、上述のように、結晶粒界をピンニングして粒成長を遅延させ、母材及びＨＡＺの結晶粒の微細化に寄与する。含Ｔｉ酸化物の粒径が０．０５μｍ未満では、ピンニング効果は得られないが、特に、靭性を低下させる原因にはならない。
粒径が０．０５〜１０μｍの含Ｔｉ酸化物の密度は、３０個／ｍｍ2未満ではピンニング効果が不十分である。一方、粒径が０．０５〜１０μｍの含Ｔｉ酸化物の密度が３００個／ｍｍ2を超えると、亀裂の進展の経路になるので、靭性が低下する。したがって、ＨＡＺの靭性を向上させるには、粒径が０．０５〜１０μｍの含Ｔｉ酸化物の密度を３０〜３００個／ｍｍ2とすることが必要である。粒径が０．０５〜１０μｍの含Ｔｉ酸化物の密度は、Ｔｉを添加する前の溶存酸素量、Ｔｉの添加量を調整することによって、制御することができる。粒径が０．０５〜１０μｍの含Ｔｉ酸化物の密度の下限は、好ましくは５０個／ｍｍ2以上、より好ましくは６０個／ｍｍ2以上、更に好ましくは１００個／ｍｍ2以上である。また、粒径が０．０５〜１０μｍの含Ｔｉ酸化物の密度の上限は、好ましくは２００個／ｍｍ2以下、より好ましくは１６０個／ｍｍ2以下である。
一方、含Ｔｉ酸化物の粒径が１０μｍを超えると、上述のように、破壊の起点となり、密度が１０個／ｍｍ2を超えると母材及びＨＡＺの靭性が低下する。したがって、粒径が１０μｍ超の含Ｔｉ酸化物の密度を１０個／ｍｍ2以下、好ましくは７個／ｍｍ2以下、更に好ましくは５個／ｍｍ2以下に制限することが必要である。粒径が１０μｍ超である含Ｔｉ酸化物の密度は、真空脱ガス処理の時間によって、制御することができる。
本実施形態の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、本実施形態の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、０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーは、母材部４７Ｊ以上、ＨＡＺ部４７Ｊ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、スラブまた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、本実施形態のＨ形鋼の製造方法について説明する。
本実施形態では、微細な含Ｔｉ酸化物を生成させ、粗大な含Ｔｉ酸化物の生成を抑制するために、鋼を溶製する製鋼工程が極めて重要である。特に、脱酸は重要であり、Ｔｉ添加前の溶存酸素量を適正な範囲に制御し、Ｔｉ添加後、真空脱ガス処理を適正な条件で行うことが必要である。
まず、微細な含Ｔｉ酸化物を生成させるためには、Ｔｉ添加前の溶存酸素の量を制御することが重要である。Ｔｉ添加前の溶存酸素量は、Ｓｉ、Ｍｎなどの脱酸元素や、選択的に添加されるＡｌ、Ｍｇの添加量によって制御することができる。Ｔｉ添加前の溶存酸素が、質量％で、０．００３％未満であると、粒径が１０μｍ以下の含Ｔｉ酸化物の生成量が不十分になる。一方、Ｔｉ添加前の溶存酸素が０．０１５％超であると、粒径が１０μｍを超える粗大な含Ｔｉ酸化物が増加する。
また、溶存酸素が多いと、後に続く真空脱ガス処理を行う際に、粗大酸化物を十分に低減させるのに必要な処理時間が長くなる。そのため、溶存酸素が多いと、製造コストが高くなるだけでなく、粒径が１０μｍ以下の含Ｔｉ酸化物の密度も低下する。したがって、Ｔｉを添加する前に、予備脱酸処理によって溶存酸素を０．００３〜０．０１５質量％に調整することが必要である。
製鋼工程では、上述のように、適正な条件でＴｉを添加し、溶鋼の化学成分を調整した後、真空脱ガス処理を行う。上述のように、粒径が１０μｍ以下の含Ｔｉ酸化物の密度を１０個／ｍｍ2以下にするためには、真空脱ガス処理の時間を３０分以上にすることが必要である。また、効率良く、粗大な含Ｔｉ酸化物を減少させるには、真空脱ガス処理の真空度を２０Ｔｏｒｒ以下、好ましくは５Ｔｏｒｒ以下にするとよい。さらに、靭性を向上させるためには、真空脱ガス処理を真空度５Ｔｏｒｒ以下で３５分以上行うことが望ましい。なお、処理時間の上限は、製造コストの上昇を抑えるために６０分以下とすることが好ましい。
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。加熱温度が１１００℃未満であると、変形抵抗が高くなる。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により、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。組織の粗大化を抑制するためには、加熱温度の上限を１３００℃以下にすることが好ましい。
熱間圧延の仕上圧延では、制御圧延及び制御冷却を行う。制御圧延及び制御冷却は、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、パス間で水冷する圧延加工を１パス以上施すことが好ましい。パス間で水冷する圧延加工は、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必要である。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％以上とすることが必要である。
制御圧延後、制御冷却を行う。制御冷却は、４００〜７００℃の温度域までの平均冷却速度を０．１〜５℃／ｓとする。この制御冷却により、ベイナイトの面積率が１０〜４０％、島状マルテンサイトの面積率が０．５％以下となり、強度及び靭性を向上させることができる。冷却停止温度が７００℃を超えた場合や、冷却速度が０．１℃／ｓ未満である場合は、結晶粒が成長したり、ベイナイトの面積率が低下することがある。一方、冷却停止温度が４００℃未満である場合や、冷却速度が１０℃／ｓを超えた場合は、ベイナイトの面積率が４０％を超え、島状マルテンサイトの面積率が０．５％を超え、靱性が低下することがある。
仕上圧延のうち、１パス以上をパス間で水冷する圧延とすることが好ましい。パス間で水冷する圧延は、圧延のパス間で水冷することにより、フランジの表層部と内部とに温度差を付与して、圧延する方法である。パス間で水冷する圧延では、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。
パス間で水冷する圧延は、フランジの表面温度を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。フランジの表面温度を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。
フランジの平均温度を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。再加熱後の冷却の速度は特に限定されるものではなく、急冷してもよいし、放冷してもよい。
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、合金成分を添加して、表２に示すように、溶存酸素濃度を調整した後、Ｔｉ脱酸処理を施して、更に、真空脱ガス処理を行った。真空脱ガス処理時の真空度は１０Ｔｏｒｒ以下とした。得られた鋼片を加熱し、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３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。
熱間圧延をパス間で水冷する圧延とする場合、圧延のパス間での水冷には、中間ユニバーサル圧延機１の前後に設けた水冷装置２ａを用い、フランジの外側の面のスプレー冷却とリバース圧延を行う。制御圧延後の制御冷却は、仕上ユニバーサル圧延機３で仕上圧延の終了後、後面に設置した冷却装置２ｂにより、フランジの外側の面を水冷して行った。製造条件を表３に示す。
図４に示すように、Ｈ形鋼４のフランジ５の板厚ｔ2の中心部（１／２ｔ2）でフランジ幅の全長（Ｂ）の１／４ （１／４Ｂ）から、試験片を採取し、機械特性を測定した（図４の１／４Ｆ）。なお、これらの箇所の特性を求めたのは、図４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、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して行い、シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して０℃で行った。また、ＨＡＺの靭性は、溶接入熱量を約４００００Ｊ／ｃｍとして溶接を行い、ＨＡＺから試験片を採取して評価した。
結果を表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規格グレード６５相当）、かつ、０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが母材部で４７Ｊ以上、ＨＡＺ部で４７Ｊ以上である。
また、先に切り出した図４の１／４Ｆの試験片の表面を、ＥＰＭＡを用いて１００００倍以上の倍率で観察し、ＴｉとＯを含む含Ｔｉ酸化物を検出した。含Ｔｉ酸化物の検出結果と、組織写真との照合を行うことにより、含Ｔｉ酸化物のうち、最大径が０．０５μｍ〜１０μｍの粒子と、最大径が１０μｍ超の粒子とについてそれぞれ密度を求めた。密度は５０個の粒子を計測対象として算出した。結果を表２に示す。
なお、試験片の表面における介在物の化学組成は次の条件で測定し、Ｔｉ濃度が５０％以上のものを含Ｔｉ酸化物とした。まず、観察条件として、観察視野面積を２５×１０−２ｍｍ2， を５視野以上で観察を行い、粒子の分析個数を５０個程度とし、特性Ｘ線の波長分散分光により粒子中央部での成分組成を定量分析した。分析対象元素は、Ｔｉ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｇ、ＭｎおよびＯ（酸素）とし、既知物質を用いて各元素の電子線強度と元素濃度の関係を予め検量線として求めておき、次いで、上記粒子から得られた電子線強度と予め前記検量線からその粒子の元素濃度を定量した。
得られた定量結果のうちＴｉが５０％以上で酸素が５％以上の粒子を含Ｔｉ酸化物とし、単独酸化物として質量換算したものを平均したものを含Ｔｉ酸化物の平均組成とした。含Ｔｉ酸化物のＴｉ濃度を表２に示す。
Figure 0004855553
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Figure 0004855553
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表４に示すように、本発明の製造Ｎｏ．１〜１１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、０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーは、母材部及びＨＡＺ部で４７Ｊ以上であることから、目標を十分に満たしている。
一方、比較例である製造Ｎｏ．１３〜１６は、Ｔｉ添加前の溶存酸素濃度、真空脱ガス処理の一方又は双方が本発明の範囲外であり、含Ｔｉ酸化物の増加、粗大化によって靭性が低下している。また、製造Ｎｏ．１７は、制御冷却の冷却速度が遅く、ベイナイトが減少し、強度が低下している。製造Ｎｏ．１８は、１０００℃以下での累積圧下率が低く、強度及び靭性が低下している。
製造Ｎｏ．１９〜２９は、成分組成が本発明の範囲外である。製造Ｎｏ．１９はＣ量が少なく、製造Ｎｏ．２２はＭｎ量が少なく、製造Ｎｏ．２４はＣｕ量が少なく、強度が低下した例である。製造Ｎｏ．２０はＣ量が多く、強度が上昇し、また、島状マルテンサイトが増加して、靭性が低下した例である。製造Ｎｏ．２１は、Ｓｉ量が多く、島状マルテンサイトが増加して、靭性が低下した例である。製造Ｎｏ．２３はＭｎ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．２５はＴｉ量が少なく、製造Ｎｏ．２９はＡｌ量が多いため、微細な含Ｔｉ酸化物が減少し、靭性が低下した例である。製造Ｎｏ．２６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．２７は、Ｎ量が多く、ベイナイト及び島状マルテンサイトが増加して、靭性が低下した例である。製造Ｎｏ．２８はＢ量が多く、島状マルテンサイトが増加して、靭性が低下した例である。
本発明は、靭性及び溶接性に優れた高強度な極厚のＨ形鋼を、調質熱処理を施すことなく、圧延ままで製造することが可能になる。その結果、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。
１ 中間圧延機
２ａ 中間圧延機前後面の水冷装置
２ｂ 仕上げ圧延機後面冷却装置
３ 仕上げ圧延機
４ Ｈ形鋼
５ フランジ
６ ウェブ

Claims (10)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．０１〜０．０５％、
    Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
    Ｍｎ：１．０〜２．０％、
    Ｃｕ：０．３〜１．２％、
    Ｎｉ：０．１〜１．０％、
    Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
    Ｎｂ：０．０１〜０．０８％、
    Ｎ：０．００１〜０．００９％、
    Ｏ：０．０００５〜０．００２０％未満
    を含有し、
    Ａｌ：０．０２５％以下、
    Ｂ：０．０００３％未満
    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１０〜４０％であり、島状マルテンサイトの面積率を０．５％以下に制限し、残部がフェライト・パーライトからなり、粒子径が０．０５〜１０μｍの含Ｔｉ酸化物の密度が３０〜３００個／ｍｍ2であり、粒子径１０μｍ超の含Ｔｉ酸化物の密度が１０個／ｍｍ2以下であることを特徴とする高強度極厚Ｈ形鋼。
  2. 質量％で、更に、
    Ｖ：０．１％以下、
    Ｍｏ：０．３％未満、
    Ｃｒ：１．２％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に記載の高強度極厚Ｈ形鋼。
  3. 質量％で、更に、
    Ｍｇ：０．００５％以下
    を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の高強度極厚Ｈ形鋼。
  4. ０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが母材部で４７Ｊ以上、ＨＡＺ部で４７Ｊ以上であることを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の高強度極厚Ｈ形鋼。
  5. 請求項１〜３の何れか１項に記載の成分からなる鋼を溶製する際に、予備脱酸処理によって溶存酸素を０．００３〜０．０１５質量％に調整した後、Ｔｉを添加し、更に真空脱ガス処理を３０分以上施し、溶製後、連続鋳造し、得られた鋳片を１１００〜１３５０℃に加熱し、１０００℃以下での累積圧下率が１０％以上である仕上圧延を行って、ウェブ厚又はフランジ厚を４０〜１５０ｍｍとし、０．１〜５℃／ｓの範囲内の冷却速度で４００〜７００℃の温度域まで冷却することを特徴とする高強度極厚Ｈ形鋼の製造方法。
  6. 仕上圧延で、表面温度が７００℃以下になるように水冷し、復熱過程で圧延するパス間水冷圧延加工を１パス以上行うことを特徴とする請求項５に記載の高強度極厚Ｈ形鋼の製造方法。
  7. 冷却後、４００〜５００℃の温度域に加熱し、１５分〜５時間保持し、再度冷却することを特徴とする請求項５に記載の高強度極厚Ｈ形鋼の製造方法。
  8. 冷却後、４００〜５００℃の温度域に加熱し、１５分〜５時間保持し、再度冷却することを特徴とする請求項６に記載の高強度極厚Ｈ形鋼の製造方法。
  9. ミクロ組織中のベイナイトの面積率が１０〜４０％であり、島状マルテンサイトの面積率が０．５％以下に制限され、残部がフェライト・パーライトからなり、粒子径が０．０５〜１０μｍの含Ｔｉ酸化物の密度が３０〜３００個／ｍｍ 2 であり、粒子径１０μｍ超の含Ｔｉ酸化物の密度が１０個／ｍｍ 2 以下である極厚Ｈ形鋼を得ることを特徴とする請求項５〜８の何れか１項に記載の高強度極厚Ｈ形鋼の製造方法。
  10. ０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが母材部で４７Ｊ以上、ＨＡＺ部で４７Ｊ以上である極厚Ｈ形鋼を得ることを特徴とする請求項５〜９の何れか１項に記載の高強度極厚Ｈ形鋼の製造方法。
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