CN104487604B - H 型钢及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明的H型钢具有特定的成分组成，以每单位面积的个数密度计含有100～5000个/mm²的以当量圆直径计为0.005～2.0μm的氧化物粒子，上述氧化物粒子的组成包含Ca、Al、O，上述氧化物粒子中以除了上述O以外的质量比计，上述Ca为5％以上，上述Al为5％以上，上述Ca与上述Al的总计为50％以上，上述翼缘的板厚为100～150mm，上述翼缘的强度评价位置处的金属组织中的贝氏体分率为80％以上，上述翼缘的韧性评价位置处的金属组织中的平均旧奥氏体粒径为200μm以下。

Description

H型钢及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种用于建筑结构物的结构构件等的韧性优异的高强度极厚H型钢及其制造方法。

本申请基于2012年11月26日在日本申请的特愿2012-257892号主张优先权，在此援引其内容。

背景技术

对于建筑结构物、特别是超高层化了的建筑物而言，一直希望可使用壁厚为100mm以上的H型钢(以下称作极厚H型钢)。通常来说，钢铁材料存在强度越大或者制品的厚度越大则韧性越低的倾向。因此，高强度且厚的钢材难以确保韧性。

另外，与钢板等相比，H型钢的形状是特异的。H型钢优选以万能轧制来制造，但在万能轧制中轧制条件(温度、压下率)受到限制。因此，特别是在极厚H型钢的制造中，腹板(web)、翼缘(flange)、圆角(fillet)的各部位会在轧制中的温度过程(temperature history)、压下率、加速冷却时的冷却速度上产生大的差异。其结果是，在极厚H型钢的截面内，根据位置的不同，强度、延展性、韧性上产生大的差异。

特别是，在将通过连续铸造而得到的铸坯进行热轧来制造极厚H型钢时，难以通过晶粒的微细化来确保韧性。这是因为，极厚H型钢的轧制比通常的厚钢板的轧制要更为耗时，轧制结束时的内部的温度与表层的温度相比更容易变得非常高。

以往，对于提高H型钢的韧性，例如专利文献1提出了通过使Ti系氧化物分散于钢中而生成晶粒内铁素体来使晶粒微细化的方法。另外，例如专利文献2～4提出了除了通过Ti氧化物和TiN的微细分散以外还通过温度受控轧制和加速冷却来制造高强度且韧性优异的轧制型钢的方法。

另外，例如专利文献5～7提出了使氧化物分散并通过分散了的氧化物的钉扎效应将组织微细化来使韧性提高的方法。专利文献5是利用包含Mg的微细的氧化物来使极厚H型钢的韧性提高的技术；专利文献6和7是利用Ti氧化物来使极厚H型钢的韧性提高的技术。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平5-263182号公报

专利文献2：日本特开平10-147835号公报

专利文献3：日本特开2000-54060号公报

专利文献4：日本特开2001-3136号公报

专利文献5：日本特开2000-328174号公报

专利文献6：国际公开2010-013358号小册子

专利文献7：国际公开2011-065479号小册子

发明内容

发明所要解决的问题

为了确保钢材的表面附近的强度，需要在表面附近达到相变开始温度(Ar₃点)之前结束轧制，接着开始水冷，由此使得贝氏体等低温相变组织生成。但是，在制造翼缘厚为100mm以上的极厚H型钢的情况下，存在轧制过程中表面与内部的温度差变大的倾向。本发明的发明者们利用计算机模拟进行了研究，结果发现：例如，在制造翼缘厚为125mm的H型钢时，表面与内部的温度差会达到200℃以上。

所以，就极厚H型钢而言，若在钢材表面达到铁素体相变开始温度(Ar₃点)之前结束轧制，则钢材内部的温度有时为1100℃以上，有可能会导致奥氏体晶粒的粗大化。因此，若从极厚H型钢的内部采取试样，则韧性有时会明显降低。

此外，在热轧后进行水冷的情况下，难以提高钢材内部的冷却速度。因此，在钢材内部，难以将组织微细化。

本发明是鉴于上述实际情况而完成的，其目的在于：提供韧性优异的高强度极厚H型钢及其制造方法。此外，本发明的H型钢不是将钢板焊接(welding)而形成的组合H型钢，而是通过热轧、特别是通过万能轧制而成型的不需要淬火、回火等调质处理的非调质的轧制H型钢。

此外，在本发明中，高强度是指抗拉强度为550MPa以上。

用于解决问题的手段

为了提高H型钢的韧性，优选通过将奥氏体晶粒微细化并且使其含有合金元素来提高淬透性，从而抑制晶界铁素体的生成，制成贝氏体主体的组织。本发明的发明者们为了确保极厚H型钢的韧性，对热轧中奥氏体粒径的微细化所需的氧化物粒子的种类、尺寸及密度和水冷时为了使组织微细化所需的化学组成进行了详细研究。

其结果是，发现：若使钢中生成包含Al和Ca的氧化物而通过这些氧化物的钉扎效应将奥氏体的粒径设定为200μm以下，则能够大幅度提高翼缘厚为100mm以上的极厚H型钢的韧性。此外，还发现：通过除了降低奥氏体粒径以外还适当地控制Si、Mn、V、Ni等成分，高强度极厚H型钢的韧性进一步提高，从而完成了本发明。

本发明的要旨如下所述。

(1)即，本发明的一个方案的H型钢具备翼缘和腹板；上述H型钢的化学组成以质量％计含有C：0.05～0.16％、Si：0.01～0.50％、Mn：0.80～2.00％、Ni：0.05～0.50％、V：0.01～0.20％、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％、Cr：0～0.50％、Cu：0～0.50％、Mo：0～0.20％、Nb：0～0.05％，剩余部分为Fe和杂质，由下述式(a)求出的碳当量Ceq为0.35～0.50％；以每单位面积的个数密度计含有100～5000个/mm²的以当量圆直径计为0.005～2.0μm的氧化物粒子，上述氧化物粒子的组成包含Ca、Al、O，上述氧化物粒子中以除了上述O以外的质量比计，上述Ca为5％以上，上述Al为5％以上，上述Ca与上述Al的总计为50％以上；上述翼缘的板厚为100～150mm；上述翼缘的强度评价位置处的金属组织中的贝氏体分率为80％以上，上述强度评价位置是上述翼缘的在长度方向上距表面为1/6的位置且上述翼缘的在厚度方向上距表面为1/4的位置；上述翼缘的韧性评价位置处的金属组织中的平均旧奥氏体粒径为200μm以下，上述韧性评价位置是上述翼缘的在上述长度方向上距上述表面为1/2的位置且上述翼缘的在上述厚度方向上距上述表面为3/4的位置。

Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15 式(a)

这里，式中的C、Mn、Cr、Mo、V、Ni、Cu为各元素的以质量％计的含量，不含时设定为0。

(2)根据上述(1)所述的H型钢，其中，在上述化学组成中，以质量％计，Cr可以为0.01～0.50％，Cu可以为0.01～0.50％，Mo可以为0.001～0.20％，Nb可以为0.001～0.05％。

(3)根据上述(1)或(2)所述的H型钢，其中，上述强度评价位置处的屈服强度或0.2％屈服应力可以为450MPa以上，抗拉强度可以为550MPa以上，21℃下的夏氏吸收能可以为100J以上。

(4)根据上述(1)～(3)中任一项所述的H型钢，其中，上述夹杂物粒子还可以含有Ti。

(5)根据上述(1)～(4)中任一项所述的H型钢，其可以通过万能轧制来制造。

(6)本发明的一个方案的H型钢的制造方法包括下述工序：精炼工序，在该工序中，将进行脱氧处理之前的钢水的氧量调节为90ppm以下，在上述钢水中依次添加Ti、Al、Ca，然后对上述钢水的成分组成进行调节，以使化学组成以质量％计含有C：0.05～0.16％、Si：0.01～0.50％、Mn：0.80～2.00％、Ni：0.05～0.50％、V：0.01～0.20％、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％、Cr：0～0.50％、Cu：0～0.50％、Mo：0～0.20％、Nb：0～0.05％，剩余部分为Fe和杂质，由下述式(a)求出的碳当量Ceq为0.35～0.50％；铸造工序，在该工序中，对上述精炼工序中所得到的上述钢水进行铸造来得到钢坯；加热工序，在该工序中，将上述铸造工序中所得到的上述钢坯加热到1100～1350℃；热轧工序，在该工序中，以使轧制结束温度以表面温度计达到800℃以上的方式对加热后的上述钢坯进行热轧来得到H型钢；以及水冷工序，在该工序中，对上述H型钢进行水冷，以使上述H型钢的表面温度在停止水冷后回热至100～700℃的温度范围内。

Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15 式(a)

这里，式中的C、Mn、Cr、Mo、V、Ni、Cu为各元素的以质量％计的含量，不含时设定为0。

(7)根据上述(6)所述的H型钢的制造方法，其中，在上述化学组成中，以质量％计，Cr可以为0.01～0.50％，Cu可以为0.01～0.50％，Mo可以为0.001～0.20％，Nb可以为0.001～0.05％

发明效果

根据本发明的上述方案，能够得到翼缘厚为100～150mm、屈服强度或0.2％屈服应力为450MPa以上、抗拉强度为550MPa以上、21℃下的夏氏吸收能为100J以上那样的韧性优异的高强度极厚H型钢。本发明的H型钢(韧性优异的高强度极厚H型钢)可以在不需要含有大量的合金且不用进行制钢负荷大的极低碳化的情况下来制造。因此，能够降低制造成本、缩短工期，从而实现大幅度的成本削减。所以，能够在不损害经济性的情况下提高大型建造物的可靠性等，产业上的贡献是极为显著的。

附图说明

图1是对在本实施方式的H型钢中采取试验片的位置进行说明的图。

图2是表示本实施方式的H型钢的制造装置的一个例子的图。

具体实施方式

本发明的发明者们发现：即使对翼缘厚为100mm以上的极厚H型钢，脱氧时添加Ti、Al和Ca以使至少包含Ca、Al、O的氧化物微细地分散在钢中以及将碳当量Ceq设定为适当的范围对于确保良好的韧性也是有效的。

另外，本发明的发明者们还发现：若在将这样的成分组成的钢进行热轧后通过水冷实施加速冷却来制造极厚H型钢，则从奥氏体晶界相变的铁素体的生成得到抑制，由此极厚H型钢的金属组织中的贝氏体的面积分率变为80％以上，从而能够在不损害韧性的情况下确保足够的强度。

以下，对本发明的一个实施方式的H型钢(以下有时称为本实施方式的H型钢)及其制造方法进行说明。首先，对于本实施方式的H型钢的成分范围的限定理由进行陈述。这里，与成分元素有关的“％”是指质量％。

C：0.05～0.16％

C是对钢的强化有效的元素，为了得到该效果，将C含量的下限设定为0.05％。C含量的优选下限为0.08％。而若C含量超过0.16％，则生成碳化物，韧性降低。因此，将C含量的上限设定为0.16％。为了进一步提高韧性，优选将C含量的上限设定为0.13％。

Si：0.01～0.50％

Si是脱氧元素，还有助于强度的提高。为了得到这些效果，将Si含量的下限设定为0.01％。而若Si含量过剩，则会助长马氏体-奥氏体混合物(以下称为MA)的生成。该MA会使韧性劣化，因此将Si含量的上限设定为0.50％。为了进一步提高韧性，Si含量的上限优选为0.30％，更优选为0.20％。

Mn：0.80～2.00％

Mn提高淬透性并生成贝氏体，而且抑制从旧奥氏体晶界的铁素体生成，从而有助于强度和韧性的提高。为了得到这些效果，将Mn含量的下限设定为0.80％。为了提高强度，优选将Mn量的下限设定为1.10％，更优选设定为1.20％。而若Mn含量超过2.00％，则会损害钢材的韧性、断裂性等，因此将Mn含量的上限设定为2.00％。Mn含量的优选上限为1.80％，更优选的上限为1.60％。

Ni：0.05～0.50％

Ni是用于提高钢材的强度和韧性的极其有效的元素。为了得到这些效果，将Ni含量的下限设定为0.05％。为了进一步提高韧性，Ni含量的下限优选为0.10％。而若Ni含量超过0.50％，则会导致合金成本的上升，因此将Ni含量的上限设定为0.50％。优选将Ni含量的上限设定为0.30％。

V：0.01～0.20％

V是有助于提高淬透性、还会生成碳氮化物、也有助于组织的微细化和析出强化(沉淀硬化)的元素。为了得到这些效果，将V含量的下限设定为0.01％。优选的V含量的下限为0.05％。但是，若过剩地含有V，则有时会因析出物的粗大化而使钢材的韧性劣化。因此，将V含量的上限设定为0.20％。优选将V含量的上限设定为0.08％。

Al：0.005～0.100％

Al是用于形成通过钉扎效应将奥氏体细粒化的氧化物粒子的重要元素。为了得到该效果，将Al含量的下限设定为0.005％。优选将Al含量的下限设定为0.010％。而若Al含量变得过剩，则会生成粗大的氧化物。因此，将Al含量的上限设定为0.100％。优选将Al量的上限设定为0.060％，更优选设定为0.040％。

Ti：0.005～0.030％

Ti与Al同样是用于形成通过钉扎效应将奥氏体细粒化的氧化物粒子所需的元素。为了得到该效果，将Ti含量的下限设定为0.005％。Ti含量的优选下限为0.010％。而若Ti含量超过0.030％，则会在钢中生成粗大的TiN，损害韧性。因此，将Ti含量的上限设定为0.030％。另外，为了抑制TiC的析出，抑制因析出强化而引起的韧性降低，优选将Ti量的上限设定为0.020％。

N：0.0010～0.0200％

N是形成TiN、VN的重要元素，是有助于组织的细粒化、析出强化的元素。为了得到这些效果，将N含量的下限设定为0.0010％。但是，若N含量变得过剩，则钢材的韧性降低，而且成为铸造时的表面断裂、制得的钢材中应变时效等的材质不良的原因。因此，将N含量的上限设定为0.0200％。优选将N含量的上限设定为0.0100％。

O：0.0001～0.0100％

O是与Ti、Al、Ca形成氧化物的元素，在本实施方式中，其是为了通过钉扎效应实现奥氏体的细粒化所需的元素。为了得到该效果，将O含量的下限设定为0.0001％。优选将O量的下限设定为0.0005％。但是，若O含量过剩，则由于固溶O的影响、氧化物粒子的粗大化会导致韧性降低。因此，将O含量的上限设定为0.0100％。优选将O含量的上限设定为0.0050％。

Ca：0.0003～0.0040％

Ca是与Ti、Al一起形成复合氧化物的元素，在本实施方式中，其是通过钉扎效应实现奥氏体的细粒化所需的元素。为了得到该效果，将Ca含量的下限设定为0.0003％。优选将Ca含量的下限设定为0.0005％，更优选设定为0.0010％。但是，若Ca含量过剩，则氧化物粒子就会粗大化，韧性降低。因此，将Ca含量的上限设定为0.0040％。优选将Ca量的上限设定为0.0030％。

本实施方式的H型钢以含有上述元素为基础，但作为杂质，只要在不损害特性的范围也可以包含除了述以外的元素。杂质是指从矿石或废铁等原材料、制造环境混入的物质。

例如，P、S为杂质，不可避免地包含在钢中。在本实施方式中，不特别限定它们的含量，但P、S会成为因凝固偏析而引起的焊接断裂、韧性降低的原因，因此优选减少。优选将P含量优选限制为0.03％以下，更优选限制为0.01％以下。另外，优选将S含量优选限制为0.02％以下。

进而，为了提高淬透性，也可以按照以下所示的范围含有Cr、Cu、Mo、Nb中的一种或两种以上。此外，Cr、Cu、Mo、Nb为任选元素，并不一定必须含有。因此，这些元素的下限均为0％。

Cr：0.50％以下

Cr是提高淬透性而有助于强度上升的元素。为了得到淬透性的提高效果，优选将Cr含量设定为0.01％以上，更优选设定为0.10％以上。而若Cr含量超过0.50％，则会助长MA的生成，或者Cr碳化物粗大化，从而有时韧性会降低。因此，即使在含有Cr的情况下，也优选将Cr含量的上限限制为0.50％。更优选将Cr含量的上限设定为0.30％。

Cu：0.50％以下

Cu是提高淬透性、通过析出强化而有助于钢材的强化的元素。为了得到这些效果，优选将Cu含量设定为0.01％以上，更优选设定为0.10％以上。但是，若Cu含量过剩，则会助长MA的生成，或者强度变得过剩，从而有时低温韧性会降低。因此，即使在含有Cu的情况下，也优选将Cu含量的上限设定为0.50％。更优选将Cu含量的上限设定为0.30％，进一步优选设定为0.20％。

Mo：0.20％以下

Mo是固溶于钢中而提高淬透性的元素，有助于强度的提高。为了得到该效果，优选将Mo含量设定为0.001％以上。更优选将Mo含量设定为0.01％以上，进一步优选设定为0.03％以上。但是，若Mo含量超过0.20％，则会助长MA的生成，从而有时使韧性降低。因此，即使在含有Mo的情况下，也优选将Mo含量的上限设定为0.20％。为了防止韧性的降低，更优选将Mo含量的上限设定为0.10％。

Nb：0.05％以下

Nb与Mo同样是提高淬透性的元素。为了得到该效果，优选将Nb含量设定为0.001％以上，更优选设定为0.005％以上，进一步优选设定为0.010％以上。但是，若Nb含量过剩，则有时韧性会降低，因此即使在含有Nb的情况下，也优选将Nb含量的上限设定为0.05％。更优选的Nb含量的上限为0.03％。

在本实施方式中，为了在将各元素控制在上述范围的基础上提高淬透性而使贝氏体生成，将下述式(1)所示的碳当量Ceq设定为0.35～0.50％。若Ceq低于0.35％，则贝氏体的生成不充分，强度和韧性降低。因此，将Ceq的下限设定为0.35％。Ceq的下限优选为0.38％，更优选为0.40％。而若Ceq超过0.50％，则强度变得过高，从而韧性降低。因此，将Ceq的上限设定为0.50％。Ceq的上限优选为0.45％，更优选为0.43％。

Ceq是淬透性的指标(碳当量)，由公知的下式(1)求出。这里，C、Mn、Cr、Mo、V、Ni、Cu是钢中的各元素的以单位质量％计的含量，不含的元素设定为0。

Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15 式(1)

下面，对本实施方式的H型钢的显微组织(金属组织)进行说明。通常来说，在极厚H型钢的情况下，由于表面附近的精轧温度变低，而且水冷时的冷却速度大，所以奥氏体晶粒变得微细。而由于内部的精轧温度变高，而且水冷时的冷却速度小，所以奥氏体晶粒变得粗大。

在本实施方式中，在据认为可以得到平均的组织的部位，采取在强度的评价中使用的试样，对强度进行评价，并且进行显微组织的观察以及贝氏体的面积率的测定(强度评价位置)。如图1所示，强度评价位置7是翼缘的在长度方向上距表面(H型钢的端面)为翼缘长度的1/6的位置且翼缘的在厚度方向上距表面为翼缘的板厚的1/4的位置。各组织能够通过利用光学显微镜的观察来判别。显微组织中的面积率是按照下述方法来算出的：使用以200倍拍摄的光学显微镜得到的组织照片，并将测定点配置成一边为50μm的格子状，在300个测定点处判别组织，由此作为各组织的粒子数量的比例来算出。

贝氏体有助于强度的上升和组织的微细化。为了确保强度，在强度评价位置，需要钢材组织(金属组织)包含面积分率为80％以上的贝氏体。此外，剩余部分为铁素体、珠光体、MA中的一种或两种以上。贝氏体面积分率的增加有助于强度的提高，因此贝氏体面积分率的上限没有特别规定，可以为100％。贝氏体面积分率的上限优选为97％以下。

另外，在本实施方式的H型钢中，在板厚中心附近，由于精轧温度高，所以奥氏体晶粒粗大，而且由于水冷时的冷却速度小，所以晶界铁素体容易粗大化。因此，在本实施方式中，从韧性最为降低的部位采取试样来评价韧性，在相同部位观察显微组织，对奥氏体的粒径进行评价(韧性评价位置)。如图1所示，韧性评价位置8是翼缘的在长度方向上距表面为翼缘长度的1/2的位置且在厚度方向上距表面为翼缘板厚的3/4的位置。冷却后的奥氏体粒径(旧奥氏体粒径)能够通过如下方法进行测定：对于1000μm×1000μm以上的视场拍摄光学显微镜照片或EBSP图像，对其中所含的旧奥氏体的数量进行计数(边界数作0.5个)，算出每一旧奥氏体粒径的面积，在此基础上，换算成相同面积的圆的直径。

本发明的发明者们观察韧性评价位置处的显微组织，对旧奥氏体的粒径进行了评价。其结果是，发现：为了提高韧性，需要将旧奥氏体粒径控制在平均为200μm以下。而且，本发明的发明者们发现：若使Al-Ca系氧化物(其中，在Ti通过Al、Ca的添加没有全部被还原的情况下，有时会成为Ti-Al-Ca系氧化物)以规定的尺寸和规定的个数密度微细分散在钢中，则即使在高温下结束热轧，也能够使平均旧奥氏体粒径为200μm以下。虽然优选旧奥氏体粒径小，但从制造上的观点考虑，不优选设定为低于100μm。

此外，在使用连续铸造板坯进行H型钢的制造的情况下，评价韧性的部位相当于板坯的中心。因此，为了进一步抑制韧性的降低，优选减轻板坯的中心偏析。中心偏析能够在连续铸造时的轻压下或通过均质化热处理等来减轻。

在本实施方式中，需要使至少包含Al和Ca的氧化物预先微细地分散在轧制前的钢坯中。根据本发明的发明者们的研究可知：若以当量圆直径计为0.005～2.0μm的包含Al、Ca的氧化物粒子存在100个/mm²以上，则通过由钉扎效应和轧制得到的再结晶的效果，能够使奥氏体粒径为200μm以下。而若氧化物粒子超过5000个/mm²，则有时会促进破坏的发生和龟裂的传播而损害韧性。优选氧化物粒子的个数密度为3000个/mm²以下。氧化物粒子的个数密度是从制得的H型钢中制作抽取副本，将其用电子显微镜观察而算出的。氧化物的组成使用附属于电子显微镜的能量色散型X射线分光分析装置(EDS)进行测定。

本发明的发明者们得到的如下见解：当上述的包含Al、Ca的氧化物粒子包含Ca、Al、O，除了O以外的元素以质量比计分别含有Ca：5％以上、Al：5％以上，Ca与Al的总计为50％以上时，有助于奥氏体粒径的微细化。在以本实施方式的制造方法制造H型钢时，除了O以外的Ca和Al的含量的上限通常为95％。Al的含量优选为90％以下，更优选为85％以下。Ca的含量优选为90％以下，更优选为85％以下。另外，除了O以外的Ca与Al的总计量优选为99％以下。

在本实施方式中，假定了以最高温度为1350℃、最长时间为5小时对钢坯进行加热。本发明的发明者们确认出：若氧化物为上述的组成，则即使在这样的条件下对钢坯进行加热，也不会发生上述氧化物的析出密度的降低，不会失去奥氏体晶粒的钉扎效应。另外，本发明的发明者们还确认出：若这样的氧化物粒子的尺寸为2.0μm以下，则不会成为极厚H型钢的脆性破坏的起点。

本实施方式的H型钢的翼缘的板厚为100～150mm。这是因为，例如用于高层建筑结构物的H型钢要求板厚为100mm以上的强度构件。另一方面，若翼缘的板厚超过150mm，则无法获得充分的冷却速度，所以难以确保韧性，因此将其上限设定为150mm。H型钢的腹板的板厚没有特别规定，优选为50～150mm。

假定以热轧来制造H型钢的情况，优选将翼缘与腹板的板厚比(翼缘厚/腹板厚)设定为0.5～2.0。若翼缘与腹板的板厚比超过2.0，则腹板有时会变形为波浪状的形状。另一方面，在翼缘与腹板的板厚比低于0.5的情况下，翼缘有时会变形为波浪状的形状。

机械特性的目标值是：常温的屈服强度或0.2％屈服应力为450MPa以上，抗拉强度为550MPa以上。在通过以下所示的本实施方式的H型钢的优选制造方法来制造H型钢的情况下，常温的屈服强度或0.2％屈服应力通常为520MPa以下，抗拉强度通常为740MPa以下。另外，21℃下的夏氏吸收能为100J以上。若强度过高，则有时会损害韧性，因此优选常温的屈服强度或0.2％屈服应力为500MPa以下、抗拉强度为680MPa以下。21℃下的夏氏吸收能优选为150J以上。

下面，对本实施方式的H型钢的优选的制造方法进行说明。

为了将氧化物的组成、个数以及大小控制为规定的条件，制钢工序中的脱氧方法很重要。本实施方式中，作为脱氧方法，将钢水中的氧量(钢水氧量)调节为90ppm以下，在此基础上添加Ti进行脱氧，然后添加Al。接着，添加Ca。若上述的钢水氧量超过90ppm，则会生成很多超过2.0μm的粗大的夹杂物，韧性劣化。因此，将Ti添加前的钢水氧量设定为90ppm以下。若Ca添加后Al含量相对于规定的成分值不足，则要添加不足部分的Al，进行调节以使最终成分成为规定的成分值(精炼工序)。当Ti、Al、Ca的添加顺序不为上述顺序时，氧化物的尺寸会粗大化且个数减少，故而不优选。

在制钢工序中，在调节钢水的化学组成之后进行铸造，得到钢坯(铸造工序)。从生产率的观点考虑，铸造优选连续铸造，但也可以为与所制造的H型钢相近形状的异型坯。从生产率的观点考虑，钢坯的厚度优选设定为200mm以上。另一方面，若考虑偏析的减少、热轧时加热温度的均质性等，钢坯的厚度优选为350mm以下。

接着，加热钢坯(加热工序)。然后，对于加热后的钢坯进行热轧(热轧工序)。若钢坯的加热温度低于1100℃，则热轧时的变形阻力增高。因此，将加热温度的下限设定为1100℃。在含有Nb等形成碳化物、氮化物的元素的情况下，为了使这些碳化物、氮化物充分地固溶，优选将加热温度的下限设定为1150℃。另一方面，若加热温度为高于1350℃的高温，则作为原材料的钢坯的表面的氧化皮液化，从而有可能在制造中出现障碍。因此，加热温度的上限设定为1350℃。

在本发明中，由于通过利用氧化物粒子的钉扎效应来决定奥氏体粒径的上限，所以也可以不详细地规定热轧的条件。但是，为了确保强度，精轧结束温度设定为以钢材表面温度计为800℃以上。

此外，在热轧中，考虑到生产率，优选进行所谓的万能轧制。

精轧优选受控轧制温度和压下率来进行轧制。为了通过热轧使韧性提高，优选轧制温度的低温化。这是因为，若将轧制温度低温化，则通过轧制时的再结晶的效果，奥氏体粒径会变得更加微细，有可能使韧性提高。另一方面，为了确保强度，优选提高淬透性。为了提高淬透性，优选将轧制温度高温化，从而增大奥氏体晶粒。即，为了确保韧性，优选轧制温度的低温化；为了确保强度，优选轧制温度的高温化。因此，优选将淬透性高的钢在低温下轧制，将淬透性低的钢在高温下轧制等，根据钢的化学组成而适当地进行控制。

此外，也可以采用下述制造工艺，即所谓两次热轧：将进行一次轧制得到的钢坯冷却到500℃以下，然后将该钢坯再次加热至1100～1350℃，进行二次轧制。在两次热轧中，由于热轧中的塑性变形量少，轧制工序中的温度的降低也变小，所以能够将加热温度设定得较低。

在降低轧制温度的情况下，在精轧中，将一道次以上设定为道次间水冷轧制也是有效的。道次间水冷轧制是将翼缘表面温度冷却到700℃以下后用回热过程进行轧制的方法。道次间水冷轧制是通过轧制道次间的水冷来对翼缘的表层部和内部赋予温度差并进行轧制的方法。对于道次间水冷轧制而言，即使在压下率小的情况下也能够将加工应变导入到板厚的内部。另外，通过利用水冷使轧制温度在短时间内降低，由此生产率也提高。

精轧后，为了获得高强度，对翼缘、腹板等进行水冷(水冷工序)。水冷能够通过利用喷射器的水的喷射、水槽中的浸渍水冷来进行。在本实施方式中，优选翼缘的在长度方向上距表面(H型钢的端面)为翼缘长度的1/6的位置且翼缘的在厚度方向上距表面为翼缘板厚的1/4的位置(强度评价位置)，以使800℃至500℃的冷却速度为2.2℃/秒以上的方式进行水冷。若冷却速度低于2.2℃/秒，有时无法得到所需的淬火组织。

在水冷时，需要以在水冷停止后以表面温度计回热到100～700℃的温度那样的条件停止水冷。这是因为，若回热温度低于100℃，则有时自回火不足而韧性降低，而且若回热温度高于700℃，则淬火不到板厚中心部，因从旧奥氏体晶界生成的铁素体的粗大化而韧性降低，或者即使在板厚表面附近回火温度也过高而强度降低。为了使韧性进一步提高，优选回热温度为300℃以上。

此外，不是以水冷停止温度而是回热温度来控制水冷条件的理由是因为，极厚H型钢的表面和内部的冷却速度的偏差大，以表面温度无法管理内部的温度。表面温度在冷却开始后的短时间内被冷却到200℃以下，但内部的冷却速度比表面的冷却速度小，因此即使表面温度为200℃以下，内部有时仍未被充分冷却。对此，本发明的发明者们发现：以水冷时间控制内部的温度、以回热温度管理内部的温度是有效的。只要预先测定冷却速度及冷却时间与回热温度之间的关系，就能够通过冷却时间及冷却速度来控制极厚H型钢的回热温度。

实施例

熔炼具有表1所示的成分组成的钢，通过连续铸造来制造厚度为240～300mm的钢坯。钢的熔炼在转炉中进行，脱氧，添加合金来调节成分，根据需要进行真空脱气处理。将所得到的钢坯进行加热，进行热轧，制造H型钢。表1所示的成分是对从制造后的H型钢上采取的试样进行化学分析而求出的。

表2

下划线是指在本发明的范围之外。

表3

下划线是指在本发明的范围之外。

H型钢的制造工序示出在图2中。热轧(粗轧、中间轧制、精轧)是使用一系列万能轧制装置来进行。当将热轧设定为道次间水冷轧制时，轧制道次间的水冷是使用设置在中间万能轧机(中间轧机)1的前面及后面的水冷装置2a，一边进行翼缘外侧面的喷射冷却一边进行反向轧制。受控轧制后的水冷是按照如下方式进行的：在用万能精轧机(精轧机)3完成精轧后，通过设置在精轧机3的后面的冷却装置(水冷装置)2b对翼缘外侧面进行水冷。

进行脱氧处理之前(添加Ti之前)的钢水中的氧量(ppm)、添加Ti、Ca、Al的顺序、热轧的条件(制造条件)示出在表2中。此外，表2中的冷却速度是翼缘的在长度方向上距表面为1/6的位置且在厚度方向上距表面为1/4的位置处的值。但是，该冷却速度不是直接测定得到的，而是基于在进行另行实施的将相同尺寸的钢材离线加热并进行加速冷却的实验时将热电偶安装在该部位并测定加速冷却的冷却速度而得到的结果以及根据计算机模拟的预测，从水冷的开始温度和停止温度以及适用时间算出的值。

从图1所示的强度评价位置7，采取用于拉伸试验和贝氏体分率的测定的试样。使用该试样，评价屈服强度和抗拉强度，并且测定贝氏体分率。另外，从图1所示的韧性评价位置8，采取用于夏氏试验和奥氏体粒径的测定的试样。使用该试样，评价韧性，并且测定奥氏体粒径。t1为腹板的板厚，t2为翼缘的板厚，F为翼缘的长度，H为高度。

拉伸试验是根据JIS Z 2241来进行的，求取YS和TS。其中，YS当显示屈服行为时，设定为屈服点；当不显示屈服行为时，设定为0.2％屈服应力。夏比冲击试验是根据JIS Z 2242在试验温度21℃下进行的。另外，用光学显微镜或EBSP对金属组织进行观察，测定奥氏体粒径和贝氏体的面积分率。此外，确定剩余部分组织的种类。进而，制作抽取副本，利用电子显微镜和EDS，求出氧化物粒子的个数密度和组成。表3所示的氧化物组成是除了氧以外的Ca、Al的比例，剩余部分为Ti。此外，抽取副本的采取位置是与图1所示的韧性评价位置8相同的位置。

机械试验结果和组织观察结果示出在表3中。表3的YS为常温的屈服点或0.2％屈服应力。机械特性的目标值是：常温的屈服强度或0.2％屈服应力(YS)为450MPa以上，抗拉强度(TS)为550MPa以上。另外，21℃下的夏氏吸收能(vE21)的目标值为100J以上。

如表3所示，作为本发明例的制造号1～5、7、10～14、16和18～24的贝氏体分率、奥氏体粒径、氧化物组成、氧化物密度为优选的范围。其结果是，YS和TS分别满足作为目标的下限值的450Mpa和550MPa以上。另外，21℃下的夏氏吸收能为100J以上，充分满足目标值。

此外，如表2、3所示，制造号7和制造号15的回热温度低到不足300℃，自回火效果小。因此，尽管夏氏吸收能为100J以上，但与其他钢相比为较低的值。

另一方面，表3的制造号6、8、9、15、17、25～42的化学组成、制造方法、贝氏体分率、奥氏体粒径或氧化物密度均在本发明的范围之外，YS、TS或韧性均不满足上述的目标值。

制造号8是改变了脱氧剂的添加顺序的例子。最后添加Al的制造号8的氧化物组成中的Al的比例降低。

制造号17是脱氧前的钢水氧量高的例子。制造号17的奥氏体粒径和氧化物密度在本发明的范围之外。

制造号33是没有添加作为脱氧材料的Ca的例子，即，氧化物组成不含Ca的例子。

产业上的可利用性

本发明的H型钢可以在不需要含有大量的合金且不用进行制钢负荷大的极低碳化的情况下来制造。因此，能够降低制造成本、缩短工期，从而实现大幅度的成本削减。另外，本发明的H型钢为韧性优异的高强度极厚H型钢。因此，能够在不损害经济性的情况下提高大型建造物的可靠性等，产业上的贡献是极为显著的。

符号说明

1 中间轧机

2a 中间轧机前面及后面的水冷装置

2b 精轧机后面的冷却装置

3 精轧机

4 H型钢

5 翼缘

6 腹板

7 强度评价位置

8 韧性评价位置

F 翼缘长度全长

H 高度

t1 腹板的板厚

t2 翼缘的板厚

Claims (11)

1.一种H型钢，其特征在于，其是非调质的轧制H型钢，其具备翼缘和腹板；

所述H型钢的化学组成以质量％计含有C：0.05～0.16％、Si：0.01～0.50％、Mn：0.80～2.00％、Ni：0.05～0.50％、V：0.01～0.20％、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％、Cr：0～0.50％、Cu：0～0.50％、Mo：0～0.20％、Nb：0～0.05％，剩余部分为Fe和杂质，由下述式(1)求出的碳当量Ceq为0.35～0.50％；

以每单位面积的个数密度计含有100～5000个/mm²的以当量圆直径计为0.005～2.0μm的氧化物粒子，所述氧化物粒子的组成包含Ca、Al、O，所述氧化物粒子中以除了所述O以外的质量比计，所述Ca为5％以上，所述Al为5％以上，所述Ca与所述Al的总计为50％以上；

所述翼缘的板厚为100～150mm；

所述翼缘的强度评价位置处的金属组织中的贝氏体分率为80％以上，所述强度评价位置是所述翼缘的在长度方向上距表面为1/6的位置且所述翼缘的在厚度方向上距表面为1/4的位置；

所述翼缘的韧性评价位置处的金属组织中的平均旧奥氏体粒径为200μm以下，所述韧性评价位置是所述翼缘的在所述长度方向上距所述表面为1/2的位置且所述翼缘的在所述厚度方向上距所述表面为3/4的位置；

Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15 式(1)

这里，式中的C、Mn、Cr、Mo、V、Ni、Cu为各元素的以质量％计的含量，不含时设定为0。

2.根据权利要求1所述的H型钢，其特征在于，在所述化学组成中，以质量％计，Cr为0.01～0.50％，Cu为0.01～0.50％，Mo为0.001～0.20％，Nb为0.001～0.05％。

3.根据权利要求1或2所述的H型钢，其特征在于，所述强度评价位置处的屈服强度或0.2％屈服应力为450MPa以上，抗拉强度为550MPa以上，21℃下的夏氏吸收能为100J以上。

4.根据权利要求1或2所述的H型钢，其特征在于，所述氧化物粒子还含有Ti。

5.根据权利要求1或2所述的H型钢，其特征在于，其通过万能轧制来制造。

6.根据权利要求3所述的H型钢，其特征在于，所述氧化物粒子还含有Ti。

7.根据权利要求3所述的H型钢，其特征在于，其通过万能轧制来制造。

8.根据权利要求4所述的H型钢，其特征在于，其通过万能轧制来制造。

9.根据权利要求6所述的H型钢，其特征在于，其通过万能轧制来制造。

10.一种H型钢的制造方法，其特征在于，其包括下述工序：

精炼工序，在该工序中，将进行脱氧处理之前的钢水的氧量调节为90ppm以下，在所述钢水中依次添加Ti、Al、Ca，然后对所述钢水的成分组成进行调节，以使化学组成以质量％计含有C：0.05～0.16％、Si：0.01～0.50％、Mn：0.80～2.00％、Ni：0.05～0.50％、V：0.01～0.20％、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％、Cr：0～0.50％、Cu：0～0.50％、Mo：0～0.20％、Nb：0～0.05％，剩余部分为Fe和杂质，由下述式(1)求出的碳当量Ceq为0.35～0.50％；

铸造工序，在该工序中，对所述精炼工序中所得到的所述钢水进行铸造来得到钢坯；

加热工序，在该工序中，将所述铸造工序中所得到的所述钢坯加热到1100～1350℃；

热轧工序，在该工序中，以使轧制结束温度以表面温度计达到800℃以上的方式对加热后的所述钢坯进行热轧来得到H型钢；以及

水冷工序，在该工序中，对所述H型钢进行水冷，以使所述H型钢的表面温度在停止水冷后回热至100～700℃的温度范围内，

其中，所述H型钢的翼缘的板厚为100～150mm，

Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15 式(1)

这里，式中的C、Mn、Cr、Mo、V、Ni、Cu为各元素的以质量％计的含量，不含时设定为0。

11.根据权利要求10所述的H型钢的制造方法，其特征在于，在所述化学组成中，以质量％计，Cr为0.01～0.50％，Cu为0.01～0.50％，Mo为0.001～0.20％，Nb为0.001～0.05％。