CN108699651A - 低温用h形钢及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本低温用H形钢具有预定的化学组成，由CEV＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15求出的CEV为0.40以下，在凸缘板厚的从外侧起1/4位置且凸缘宽度的从外侧起1/6位置的铁素体和贝氏体中的一者或两者的面积率合计为90％以上，且硬质相的面积率为10％以下，有效晶体粒径为20.0μm以下，且硬质相的粒径为10.0μm以下，具有30个/mm2以上的圆等效直径为0.01～3.0μm的Ti氧化物，凸缘板厚为12～50mm。

Description

低温用H形钢及其制造方法
技术领域
本发明涉及用于在低温环境下使用的建筑物的结构构件等的低温用H形钢及其制造方法。本申请基于2016年3月2日在日本提交的日本特愿2016-039957号要求优先权，在此引用其内容。
背景技术
近年来，伴随着寒冷地区的资源开发，相关设备的建造增加。建造在这样的寒冷地区的构造物需要使用低温韧性优异的H形钢。
针对这样的要求，例如在专利文献1～3中提出了如下方法：通过利用成为铁素体的核生成点的氧化物且为了抑制铁素体的晶粒生长而在热轧后实施加速冷却，从而使金属组织微细化来提高H型钢的韧性。
根据专利文献1～3，能够得到-5℃或-10℃下的夏比吸收能优异的H形钢。然而，近年来，作为在寒冷地区使用的H形钢要求的低温韧性(例如-40℃下的韧性)不足。
另外，例如在专利文献4中，提出了-40℃下的夏比吸收能为27J以上的低温韧性优异的H形钢。在专利文献4中，通过不添加Nb、V等，减少C含量和/或固溶在钢中的氮量(固溶N量)并应用加速冷却，从而使H形钢的低温韧性提高。
然而，在专利文献4中，虽然对母材的韧性进行了评价，但是未考虑焊接热影响区的低温韧性。在专利文献4中，利用Ti固定N，生成TiN而减少固溶N量。然而，若利用焊接加热至1400℃以上时，则TiN固溶在钢中。结果，担心在热影响区、尤其在熔化线(FL)附近生成粗大组织。即，在如专利文献4那样形成TiN而减少固溶N量的情况下，虽然对母材的韧性提高具有一定效果，但在焊接热影响区(HAZ)担心低温韧性降低。
现有技术文献
专利文献1：日本国特开平5-263182号公报
专利文献2：日本国特开平5-271754号公报
专利文献3：日本国特开平7-216498号公报
专利文献4：日本国特开2006-249475号公报
发明内容
本发明鉴于这样的实际情况，其课题在于提供一种低温用H形钢及其制造方法，确保结构构件所要求的强度且不仅提高母材的低温韧性还提高焊接热影响区的低温韧性。
Nb为生成碳化物和氮化物等的析出物的元素，且是专利文献4中被限制含有的、一般会对韧性带来不良影响的元素。然而，Nb是抑制再结晶而有助于晶粒微细化的元素，并且，是对强度上升也有用的元素。因此，本发明人尝试通过含有Nb并应用加速冷却来确保H型钢的强度和韧性。
本发明人研究的结果，得到了如下见解：在含有Nb的情况下，若提高加速冷却的冷却速度而促进组织微细化，则能够确保低温韧性。另外，通过进行加速冷却，能够减少提高淬火性的合金元素的含量，结果，可知能够抑制硬质相的生成，并确保母材的低温韧性。
而且，本发明人发现：通过使在钢中成为晶内铁素体的核生成点的Ti氧化物(TiO、TiO2、Ti2O3的统称，有时称为TiOX)析出，从而使FL附近的组织微细化，HAZ的低温韧性提高。具体而言，可知，通过TiOX利用晶内铁素体的生成使FL附近的粗大化奥氏体微细化，从而抑制晶界铁素体和粗大贝氏体的生成，HAZ的低温韧性提高。
另一方面，可知在利用TiOX的情况下，钢中的TiN减少，所以初始奥氏体容易粗大化，由形成粗大组织导致的母材韧性下降成为问题。针对该问题，本发明人新发现：通过严格地控制热轧后的加速冷却条件，能够确保母材的低温韧性。
本发明是基于上述见解而完成的，其要旨如下。
(1)本发明的一技术方案的低温用H形钢，以质量％计含有C：0.03～0.13％、Mn：0.80～2.00％、Nb：0.005～0.060％、Ti：0.005～0.025％、O：0.0005～0.0100％、V：0～0.08％、Cu：0～0.40％、Ni：0～0.70％、Mo：0～0.10％、Cr：0～0.20％，并限制为Si：0.50％以下、Al：0.008％以下、Ca：0.0010％以下、REM：0.0010％以下、Mg：0.0010％以下、N：0.0120％以下，余量由Fe和杂质构成，利用下式(a)求出的CEV为0.40以下，在凸缘板厚的从外侧起1/4位置且凸缘宽度的从外侧起1/6位置的铁素体和贝氏体中的一者或两者的面积率合计为90％以上，且硬质相的面积率为10％以下，有效晶体粒径为20.0μm以下，且硬质相的粒径为10.0μm以下，具有30个/mm2以上的圆等效直径为0.01～3.0μm的Ti氧化物，所述凸缘板厚为12～50mm。
CEV＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15…(a)
在此，C、Mn、Cr、Mo、V、Ni、Cu是各元素以质量％计的含量。
(2)根据上述(1)记载的低温用H形钢，也可以以质量％计，含有选自下述元素中的一种或两种以上，V：0.01～0.08％、Cu：0.01～0.40％、Ni：0.01～0.70％、Mo：0.01～0.10％、Cr：0.01～0.20％。
(3)本发明的另一技术方案的低温用H形钢的制造方法，是制造上述(1)或(2)记载的低温用H形钢的方法，具有：熔炼工序，对由与(1)或(2)记载的低温用H形钢相同的化学成分构成的钢进行熔炼；铸造工序，对在所述熔炼工序中得到的所述钢进行铸造而得到钢片；热轧工序，将所述钢片加热至1100～1350℃，之后，以终轧温度成为(Ar3-30)℃以上且900℃以下的方式进行热轧而得到H形钢；以及加速冷却工序，以冷却速度超过15℃/秒的方式对所述H形钢的凸缘的内外表面进行水冷，在所述熔炼工序中，将即将添加Ti前的钢液的氧浓度调整为0.0015～0.0110质量％的范围，之后添加所述Ti，在所述加速冷却工序中，以所述H形钢的凸缘宽度的从外侧起1/6位置的冷却停止温度按表面温度计成为300℃以下、且所述表面温度的复热后的最高温度成为350～700℃的方式进行所述水冷。
根据本发明的上述技术方案，能够得到一种H形钢(低温用H形钢)，其在不大量含有昂贵元素的情况下确保强度，并且-40℃或-60℃这样的低温下的母材和焊接热影响区的韧性优异，而且作为严格的韧性评价的临界CTOD值在-20℃下为0.40mm以上。因此，根据本发明的上述技术方案，不会损害经济性，建造在寒冷地区的建筑物等的可靠性提高等产业上的贡献极其显著。
附图说明
图1是示出用于对轧制后的H形钢进行冷却的冷却装置(全截面水冷装置)的图。
图2是说明0.01～3.0μm的Ti氧化物的个数密度与-20℃下的HAZ的临界CTOD值的关系的图。
图3是说明复热温度与-60℃下的H形钢的母材的夏比吸收能的关系的图。
图4是说明H形钢的试验片制取位置的图。
图5是说明H形钢的制造工序的一例的图。
图6A是说明制取焊接部的夏比冲击试验片时的凹口位置的图。
图6B是说明制取焊接部的CTOD试验片时的凹口位置的图。
图7是示出本实施方式中的凸缘的冷却模式的一例的示意图。
具体实施方式
本发明的一实施方式的低温用H形钢(以下有时称为本实施方式的H形钢)具有预定的化学成分，在凸缘板厚的从外侧起1/4位置且凸缘宽度的从外侧起1/6位置的铁素体和贝氏体中的一者或两者的面积率合计为90％以上，硬质相面积率为10％以下，有效晶体粒径为20.0μm以下，且硬质相粒径为10.0μm以下，具有30个/mm2以上的圆等效直径为0.01～3.0μm的Ti氧化物，凸缘板厚为12～50mm。
以下，说明本实施方式的低温用H形钢。
首先，说明本实施方式的低温用H形钢的成分组成(化学成分)及其限定理由。以下，只要没有特别说明，化学成分的％是指质量％。
(C：0.03～0.13％)
C是对钢的强化有效的元素。为了得到该效果，将C含量设为0.03％以上。C含量优选为0.04％以上，更优选为0.05％以上。另一方面，当C含量超过0.13％时，作为硬质相的岛状马氏体(MA)和/或拟似珠光体增加，母材和/或焊接热影响区的韧性降低。因此，将C含量设为0.13％以下。优选将C含量设为0.10％以下，更优选将C含量设为小于0.08％。
(Mn：0.80～2.00％)
Mn是对钢的强度提高和有效晶体粒径的微细化有效的元素。为了得到这些效果，将Mn含量设为0.80％以上。Mn含量优选为1.00％以上，更优选为1.20％以上，进一步优选为1.30％以上。另一方面，当Mn含量超过2.00％时，由于夹杂物的增加等，母材和焊接热影响区的韧性降低。因此，将Mn含量设为2.00％以下。优选为1.80％以下。
(Nb：0.005～0.060％)
Nb是使铁素体微细化，使钢的强度和韧性提高的元素。特别地，在本实施方式的低温用H形钢中，为了确保母材、焊接热影响区的低温韧性，对C含量、Si含量进行限制，通过含有Nb来确保强度是有效的。为了得到这些效果，将Nb含量设为0.005％以上。优选为0.010％以上。另一方面，当Nb含量超过0.060％时，伴随着淬火性的提高，引起硬质相的增加和/或硬度的上升，韧性降低。因此，将Nb含量设为0.060％以下。更优选为0.050％以下。
(Ti：0.005～0.025％)
Ti是为了形成成为铁素体生成核的Ti氧化物所需的元素。为了得到该效果，将Ti含量设为0.005％以上。优选为0.010％以上。另一方面，当Ti含量超过0.025％时，粗大的TiN和/或TiC增加，它们成为脆性断裂的起点。因此，将Ti含量限制在0.025％以下。优选为0.020％以下。
(O：0.0005～0.0100％)
O是形成Ti氧化物的元素。为了充分地生成Ti氧化物，将O含量设为0.0005％以上。优选为0.0010％以上，更优选为0.0015％以上，进一步优选为0.0020％以上。另一方面，若O含量变得过剩，则生成粗大氧化物，韧性降低。为了抑制粗大氧化物的生成而确保韧性，将O含量限制在0.0100％以下。优选为0.0070％以下，更优选为0.0050％以下。
(Si：0.50％以下)
Si是脱氧元素，且是也有助于强度提高的元素。然而，与C同样地，Si是生成硬质相的元素。若Si含量超过0.50％，则由于硬质相的生成而导致母材和焊接热影响区的韧性降低，所以将Si含量限制在0.50％以下。Si含量优选为0.30％以下，更优选为0.20％以下，进一步优选为0.10％以下。不规定Si含量的下限，也可以为0％，但Si是有用的脱氧元素，所以为了得到该效果，也可以设为0.01％以上。
(Al：0.008％以下)
Al是氧化物生成能比Ti高的脱氧元素，且是在充分地生成Ti氧化物的情况下应限制含量的元素。若Al含量超过0.008％，则由于Al氧化物的生成而阻碍成为铁素体生成核的Ti氧化物的生成。因此，将Al含量限制在0.008％以下。Al含量优选为0.005％以下，更优选为0.002％以下。不规定Al含量的下限，也可以是0％。
(REM：0.0010％以下)
(Ca：0.0010％以下)
(Mg：0.0010％以下)
与Al同样地，REM(稀土元素)、Ca和Mg均是氧化物生成能比Ti高的元素，所以是应限制含量的元素。若REM、Ca和Mg的含量超过0.0010％，则成为铁素体生成核的Ti氧化物的生成被大大阻碍，所以将REM、Ca、Mg的含量分别限制在0.0010％以下。REM、Ca和Mg的含量优选为0.0005％以下。不规定REM含量、Ca含量和Mg含量的下限，也可以是0％。
(N：0.0120％以下)
N是使母材和焊接热影响区的韧性下降的元素。若N含量超过0.0120％，则由于固溶N的增大和/或粗大的析出物的形成，低温韧性的下降变得显著。因此，将N含量限制在0.0120％以下。N含量优选为0.0100％以下，更优选为0.0070％以下。另一方面，N含量也可以为0％，但若想要将N含量减少至小于0.0020％，则制钢成本变高，所以也可以将N含量设为0.0020％以上。从成本的观点来看，N含量也可以为0.0030％以上。
本实施方式的低温用H形钢的基础是包括上述元素，且余量由Fe和杂质构成。然而，以提高强度和韧性为目的，也可以进一步含有选自V、Cu、Ni、Mo、Cr中的一种或两种以上来代替Fe的一部分。但是，由于这些元素为并不一定必须含有的可选元素，所以下限为0％。另外，即使这些可选元素小于后述范围地含有，也不会阻碍本实施方式的低温用H形钢的特性，所以被容许。另外，杂质是在工业制造钢材时从矿石或废料等那样的原料或从制造工序的各种环境混入的成分，是指在不对钢带来不良影响的范围被容许。
(V：0.01～0.08％)
V是形成氮化物(VN)而提高钢强度的元素。在得到该效果的情况下，优选将V含量设为0.01％以上。更优选为0.02％以上，进一步优选为0.03％以上。另一方面，由于V是昂贵的元素，所以即使在含有的情况下，V含量的上限优选为0.08％。
(Cu：0.01～0.40％)
Cu是有助于强度提高的元素。在得到该效果的情况下，优选将Cu含量设为0.01％以上。更优选为0.10％。另一方面，若Cu含量超过0.40％，则强度过剩上升，低温韧性降低。因此，即使在含有的情况下，将Cu含量设为0.40％以下。Cu含量优选为0.30％以下，更优选为0.20％以下。
(Ni：0.01～0.70％)
Ni是对提高强度和韧性极其有效的元素。在得到这些效果的情况下，优选将Ni含量设为0.01％以上。更优选为0.10％以上，进一步优选为0.20％以上。另一方面，Ni为昂贵的元素，为了抑制合金成本的上升，即使在含有的情况下，也优选将Ni含量设为0.70％以下。更优选为0.50％以下。
(Mo：0.01～0.10％)
Mo是有助于强度提高的元素。在得到该效果的情况下，优选将Mo含量设为0.01％以上。另一方面，若Mo含量超过0.10％，则Mo碳化物(Mo2C)的析出和/或硬质相的生成被促进，焊接热影响区的韧性有时劣化。因此，即使在含有的情况下，也优选将Mo含量设为0.10％以下。Mo含量更优选为0.05％以下。
(Cr：0.01～0.20％)
Cr也是有助于强度提高的元素。在得到该效果的情况下，优选将Cr含量设为0.01％以上。另一方面，若Cr含量超过0.20％，则生成碳化物，韧性有时降低。因此，即使在含有的情况下，也优选将Cr含量设为0.20％以下。更优选为0.10％以下。
(P、S)
作为杂质而不可避免地含有的P、S没有特别限定含量。但是，由于P、S成为由凝固偏析导致的焊接开裂、韧性下降的原因，所以应极力减少。P含量优选限制在0.020％以下，更优选限制在0.002％以下。另外，S含量优选限制在0.002％以下。
(CEV：0.40以下)
如上所述，在本实施方式的低温用H形钢中，含有基本元素且余量由Fe和杂质构成的情况、以及含有基本元素和可选元素且余量由Fe和杂质构成的情况均被容许。
而且，在本实施方式的低温用H形钢中，除了各元素的含量之外，需要将根据各元素含量计算的CEV设为0.40以下。
CEV是淬火性的指标，为了确保预定强度，优选提高。然而，若CEV超过0.40，则焊接部的韧性降低。因此，将CEV设为0.40以下。另一方面，若使CEV减少，则淬火性下降，组织有可能粗大化，所以优选将CEV设为0.20以上。
CEV能够用下式(1)求出。在下式(1)中，C、Mn、Cr、Mo、V、Ni、Cu为各元素以质量％计的含量，在不含有的情况下，将这些含量作为0而求出CEV。
CEV＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15…(1)
接着，说明本实施方式的低温用H形钢的金属组织、凸缘板厚和特性。
在本实施方式的低温用H形钢的情况下，凸缘的特性是重要的。因此，在本实施方式的低温用H形钢中，对凸缘的组织、特性进行评价。但是，在H形钢中，从其形状来看，凸缘端部在热轧时温度容易下降，中央部温度难以下降，所以温度历程根据位置而变化。因此，在本实施方式中，如图4所示，H形钢的金属组织的观察和机械特性(强度、夏比吸收能和CTOD特性)的测定，通过从在热轧时温度容易下降的凸缘端部与温度难以下降的中央部的中间的、H形钢的宽度方向截面中的凸缘板厚(tf)的从外侧起1/4位置((1/4)tf)且凸缘宽度(f)的从外侧起1/6位置((1/6)F)制取试验片而进行。根据轧制时的温度分布，可认为在该位置能够得到H形钢的平均机械特性。(3/4)tf且(1/6)F的组织和机械特性与(1/4)tf且(1/6)F相同。
(铁素体和贝氏体中的一者或两者的面积率合计：90％以上)
(硬质相的面积率：10％以下)
对于本实施方式的低温用H形钢的金属组织，铁素体和贝氏体中的一者或两者的面积率合计为90％以上。上限没有特别限制，也可以为100％。另外，无需限定铁素体、贝氏体各自的面积率。
另一方面，由使低温韧性下降的MA、拟似珠光体中的一者或两者构成的硬质相的面积率限制为10％以下。硬质相面积率的下限没有特别限制，也可以为0％。硬质相中的拟似珠光体是与珠光体相比片状的渗碳体被切断或板状的渗碳体的长边方向在晶粒内未对齐的相。由于拟似珠光体与珠光体相比为硬质，所以使低温韧性下降。
本实施方式的低温用H形钢有时包含珠光体作为铁素体、贝氏体、硬质相以外的余量。
(有效晶体粒径：20.0μm以下)
(硬质相的粒径：10.0μm以下)
有效晶体粒径与铁素体、贝氏体、拟似珠光体、MA、珠光体等并存的金属组织的韧性相关。在本实施方式的低温用H形钢中，为了确保韧性，将有效晶体粒径设为20.0μm以下。有效晶体粒径是用由15°以上的取向差构成的大角晶界包围的区域的圆等效直径。
成为断裂起点的硬质相需要比有效晶体粒径微细，将硬质相粒径设为10.0μm以下。若硬质相粒径超过10.0μm，则韧性降低。
本实施方式的低温用H形钢的金属组织的评价通过从H形钢的宽度方向截面的图4所示(1/4)tf且(1/6)F的位置制取试样并利用光学显微镜和电子束后方散射衍射法(EBSD)而进行。
具体而言，利用光学显微镜对500μm(凸缘长边方向)×400μm(凸缘厚度方向)的长方形内的区域进行观察，测定铁素体、贝氏体中的一者或两者的面积率合计、硬质相的面积率。此时，也进行硬质相的粒径测定。硬质相由光学显微镜判别为铁素体、贝氏体、珠光体并测定粒径。另外，有效晶体粒径通过利用EBSD将由15°以上的取向差构成的大角晶界包围的区域设为有效晶粒而作为其圆等效直径求出。有效晶体粒径不判别铁素体、贝氏体、硬质相(拟似珠光体、MA)、余量(珠光体)而利用EBSD进行测定。
(圆等效直径0.01～3.0μm的Ti氧化物：30个/mm2以上)
圆等效直径为0.01～3.0μm的Ti氧化物成为晶内铁素体的核生成点。圆等效直径为0.01～3.0μm的Ti氧化物通过晶内铁素体的生成而使FL附近的粗大化奥氏体微细化，并抑制晶界铁素体和/或粗大贝氏体的生成。在0.01～3.0μm的Ti氧化物的个数密度为30个/mm2以上的情况下，HAZ在-40℃、-60℃下的夏比吸收能变为60J以上。另外，如图2所示，-20℃下的HAZ的临界CTOD值变为0.40mm以上。另一方面，若Ti氧化物小于30个/mm2，则晶内铁素体的生成不充分，HAZ韧性降低。因此，为了确保HAZ韧性，将圆等效直径为0.01～3.0μm的Ti氧化物设为30个/mm2以上。
在上述成分组成的范围内不会生成对韧性带来不良影响的程度的Ti氧化物，所以无需规定个数密度的上限。但是，为了提高HAZ韧性，圆等效直径为0.01～3.0μm的Ti氧化物的个数密度优选为100个/mm2以下。
从与金属组织的评价相同的部位制取试样并制作提取副本，利用透射型电子显微镜(TEM)观察合计4mm2以上的区域，使用拍摄得到的照片测定存在于钢中的Ti氧化物的圆等效直径和个数密度。在本实施方式中，Ti氧化物不仅包括TiO、TiO2、Ti2O3，还包括它们与不含Ti的氧化物的复合氧化物、以及Ti氧化物和/或复合氧化物与硫化物的复合夹杂物。有助于晶内相变的Ti氧化物的圆等效直径为0.01～3.0μm，无需测定圆等效直径小于0.01μm和超过3.0μm的Ti氧化物个数。
根据形状等能够判断被观察的夹杂物是否为Ti氧化物，但也可以使用EDS和EPMA等确认Ti氧化物。
(凸缘板厚：12～50mm)
本实施方式的低温用H形钢的凸缘板厚设为12～50mm。这是因为在用于低温用构造物的H形钢中，大多使用板厚为12～50mm的尺寸的H形钢。用于低温用构造物的H形钢的凸缘板厚优选为16mm以上。另一方面，若凸缘板厚超过50mm，则由于轧制量不足而组织粗大化，有可能引起脆性断裂。凸缘板厚优选为40mm以下。
由于腹板板厚一般来说比凸缘板厚薄，所以优选设为8～40mm。对于凸缘/腹板的板厚比，设想用热轧制造H形钢的情况，优选设为0.5～2.5。若凸缘/腹板的板厚比超过2.5，则腹板有时会变形为起伏状。另一方面，在凸缘/腹板的板厚比小于0.5的情况下，凸缘有时会变形为起伏状。
设想作为结构构件的使用，对于H形钢的强度，常温的屈服点(YP)或0.2％屈服强度为335MPa以上，抗拉强度(TS)为460MPa以上。另外，屈服比(YR)优选为0.80以上。
另外，母材和焊接热影响区的-40℃和-60℃下的夏比吸收能的目标值为60J以上。母材的-40℃和-60℃下的夏比吸收能优选为100J以上。另外，制作转变曲线(示出夏比试验温度与吸收能量的关系的曲线)时的吸收能量的最高值越高，构造物的可靠性越高，因此，优选使-5℃下的母材的韧性(夏比吸收能)为300J以上。而且，更优选的是，母材和焊接热影响区的-20℃下的临界CTOD值(龟裂前端开口量)的目标值为0.40mm以上，不会产生pop-in等的脆性断裂。焊接热影响区的韧性被加热至最高温度，将变为粗粒的熔化线(FL)评价为凹口位置。作为表示钢韧性的指标，夏比吸收能和CTOD值示出同样的倾向。然而，其相关性不明确，即使夏比吸收能满足目标值，也不能说CTOD值满足目标值。在本实施方式的低温用H形钢中，在夏比吸收能、CTOD值两者满足目标值的情况下，判断为低温韧性优异。
接着，说明本实施方式的低温用H形钢的制造方法。针对利用连铸等对熔炼为具有预定化学成分的钢液进行铸造而得到的钢片，如图5所示，用加热炉加热，并用粗轧机、中间轧制机和精轧机进行包含粗轧、中间轧制、精轧的热轧，利用全截面水冷装置进行加速冷却，由此，制造本实施方式的低温用H形钢。热轧中的粗轧根据需要进行即可，也可以省略。
以下，说明各工序。
<熔炼工序>
<铸造工序>
(即将添加Ti前的钢液中的氧量：0.0015～0.0110％)
在熔炼工序和铸造工序(未图示)中，在采用任意方法将钢(钢液)的化学成分调整到上述范围内之后，进行铸造，得到钢片。
然而，在得到本实施方式的低温用H形钢的情况下，在钢中形成Ti氧化物，所以在成分调整时，需要控制即将添加Ti前的钢液包含的氧量。为了确保足以形成Ti氧化物的量，将钢液中的氧量设为0.0015％以上。优选为0.0025％以上。另一方面，为了确保低温韧性，需要抑制粗大氧化物的生成。因此，将钢液中的氧量(氧浓度)限制在0.0110％以下。优选为0.0090％以下，更优选为0.0080％以下。在添加Ti并根据需要调整钢液的化学成分后，进行铸造，得到钢片。从生产率的观点来看，铸造优选为连铸。另外，从生产率的观点来看，钢片厚度优选设为200mm以上，当考虑偏析的减少、热轧中的加热温度的均匀性等时，优选为350mm以下。
<热轧工序>
接着，使用加热炉加热钢片，进行热轧。热轧包括使用粗轧机进行的粗轧、使用中间轧制机的中间轧制、使用精轧机进行的精轧。粗轧是在中间轧制前根据需要进行的工序，根据钢片厚度和产品厚度进行。另外，中间轧制也可以使用中间通用轧制机(中间轧制机)和水冷装置(未图示)进行道次间水冷轧制。
(钢片的加热温度：1100～1350℃)
将用于热轧的钢片的加热温度设为1100～1350℃。若加热温度低，则变形阻力变高，所以为了确保热轧中的造型性，将加热温度设为1100℃以上。为了使Nb等形成析出物的元素充分固溶，优选将钢片的加热温度设为1150℃以上。特别地，在产品板厚薄的情况下，累积压下率变大，所以优选将钢片的加热温度设为1200℃以上。另一方面，若钢片的加热温度超过1350℃，则作为原材料的钢片表面的氧化物有时熔化而使加热炉内损伤。因此，将加热温度设为1350℃以下。为了使组织微细，优选将钢片的加热温度设为1300℃以下。
在热轧的中间轧制中，也可以进行控制轧制。控制轧制为控制轧制温度和压下率而进行的轧制方法。在热轧的中间轧制中，优选将道次间水冷轧制加工实施1道次以上。道次间水冷轧制加工是通过在轧制道次间进行水冷而对凸缘的表层部和内部赋予温度差来进行轧制的方法。在道次间水冷轧制加工中，例如在利用轧制道次间的水冷将凸缘表面温度水冷至700℃以下后，在复热过程中进行轧制。
在进行道次间水冷轧制加工的情况下，优选使用设置在中间通用轧制机的前后的水冷装置(未图示)进行轧制道次间的水冷，优选反复进行由水冷装置进行的凸缘外侧面的喷射冷却和可逆轧制。在道次间水冷轧制加工中，即使在压下率小的情况下，也能够导入加工应变直至板厚内部。另外，通过在短时间内利用水冷使轧制温度下降，也会提高生产率。
(热轧的终轧温度：(Ar3-30)℃以上且900℃以下)
将热轧的终轧温度设为(Ar3-30)℃以上且900℃以下。当终轧温度超过900℃时，在轧制后残存粗大奥氏体。当该粗大奥氏体由于冷却而相变为粗大贝氏体时，成为脆性断裂的起点，韧性降低。优选将终轧温度设为850℃以下。考虑H形钢的形状精度等，将热轧的终轧温度设为铁素体相变的开始温度即(Ar3-30)℃以上。Ar3能够利用下式(2)求出。在下式(2)中，C、Si、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo为各元素以质量％计的含量，在不含有的情况下，将这些含量作为0而求出Ar3。
Ar3＝868-396×C+24.6×Si-68.1×Mn－36.1×Ni－20.7×Cu－24.8×Cr+29.6×Mo…(2)
另外，作为热轧，也可以采用如下制造工艺、所谓2次热轧：在将钢片加热至1100～1350℃并进行热轧(一次轧制)并且冷却至500℃以下后，再次加热至1100～1350℃并进行热轧(二次轧制)。在2次热轧中，热轧中的每次的塑性变形量减少，轧制工序中的温度降低也变小，所以能够将加热温度设为低。
<加速冷却工序>
在热轧结束后，直接利用设置在精轧机送出侧的水冷装置(全截面水冷装置)，对凸缘的内表面和外表面实施加速冷却。在从精轧机到全截面水冷装置之间进行空冷，但即使加速冷却的开始温度与热轧的终轧温度相同或稍低，也几乎不对特性造成影响。另外，通过对凸缘的内表面和外表面实施加速冷却，凸缘内外表面的冷却速度变得均一，能够提高材质和形状精度。对于腹板的上表面，利用向凸缘内表面喷射的冷却水对上面侧进行冷却。为了抑制腹板的翘曲，也可以从腹板的下表面侧进行冷却。
(加速冷却的冷却速度：超过15℃/秒)
例如通过图1所示的水冷装置，对H形钢1的凸缘2的外表面、内表面一起利用喷射冷却(由来自喷射嘴4的冷却水5进行的冷却)进行加速冷却。为了抑制有效晶体粒径的粗大化和由拟似珠光体及MA中的一者或两者构成的硬质相的生成而提高韧性，且利用淬火的效果提高强度，将加速冷却的冷却速度设为超过15℃/秒。通过实施冷却速度超过15℃/秒的加速冷却来实现组织的微细化，即使含有0.005％以上的Nb，也能够确保低温韧性。另一方面，在本实施方式的低温用H形钢中，由于生成了TiOX，所以钢中的TiN减少，初始奥氏体容易粗大化。因此，若加速冷却速度为15℃/秒以下，则由粗大组织的生成导致的韧性下降变显著。加速冷却的冷却速度优选为18℃/秒以上，更优选为20℃/秒以上。不限定加速冷却的冷却速度的上限，但若考虑形状精度，则优选为50℃/秒以下。
在本实施方式中，如图7所示，加速冷却的冷却速度通过将加速冷却开始时的表面温度与复热后的表面温度的温度差(ΔT)除以水冷时间(Δt1)而算出。不考虑从水冷结束到复热完成的时间(Δt2)。
(冷却停止温度：300℃以下)
进行加速冷却直至H形钢的表面温度成为300℃以下。若冷却停止时(水冷结束时)的H形钢的表面温度超过300℃，则由于硬质相的增加和/或组织粗大化而使韧性降低。
(由复热得到的最高达到温度：350～700℃)
H形钢的表面温度由于加速冷却而比内部温度快地下降，但在停止加速冷却后，由于来自内部的热传导而上升，变得与内部温度相等。在本实施方式中，以将在这样的复热后表面温度达到的最高温度控制在一定范围内的方式进行加速冷却。具体而言，以使复热后的在凸缘宽度的从外侧起1/6位置的表面的最高达到温度成为350～700℃的方式进行加速冷却。若由复热得到的最高达到温度超过700℃，则由于有效晶体粒径的粗大化和/或硬质相(主要为拟似珠光体)的增加而使韧性降低。另一方面，若最高达到温度小于350℃，则由于强度上升和/或硬质相(主要为MA)的增加而使低温韧性降低。如图3所示，加速冷却后的复热温度在350～700℃之间，H形钢(母材)的低温韧性提高，成为目标即60J以上。
<热处理工序>
为了在加速冷却后调整强度和韧性，也可以实施热处理。该热处理在向奥氏体的相变开始的温度(Ac1)以下进行即可，但优选在100～700℃的范围内进行。更优选将下限设为300℃，将上限设为650℃。更优选将下限设为400℃，将上限设为600℃。
实施例
接着，对本发明实施例进行说明。实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性和效果而采用的一条件例，本发明并不限定于这一条件例。本发明只要在不脱离本发明的要旨并实现本发明的目的的范围内，能够采用各种条件。
对具有表1和2所示的成分组成的钢进行熔炼，通过连铸制造厚度为240～300mm的钢片。在用转炉进行钢的熔炼并调整溶解氧量后，添加包括Ti的合金而调整成分，根据需要进行真空脱气处理。
以表3和4所示的条件对得到的钢片进行加热，进行热轧，实施加速冷却。表3和4的复热温度是指由加速冷却停止后的复热得到的最高达到温度。在热轧中，接着粗轧，使用中间通用轧制机和设置在其前后的水冷装置，进行凸缘外侧面的喷射冷却和可逆轧制。表1和表2所示的成分通过化学分析从制造后的H形钢制取的试样而求出。
如图4所示，从H形钢的宽度方向截面中的凸缘板厚(tf)的从外侧起1/4位置((1/4)tf)且凸缘宽度(F)的从外侧起1/6位置((1/6)F)，制取以轧制方向为长度方向的试验片而测定机械特性。作为机械特性，对屈服点(YP)、抗拉强度(TS)、-5℃、-40℃和-60℃下的夏比吸收能(分别为vE-5℃、vE-40℃、vE-60℃)进行测定。抗拉试验依据JIS Z 2241在常温下进行，夏比冲击试验依据JIS Z 2242在-5℃、-40℃和-60℃下进行。
另外，从制取用于这些机械特性的测定的试验片的位置制取试样，对500μm(长度方向)×400μm(凸缘厚度方向)的长方形内的区域，用光学显微镜进行金属组织的观察，对铁素体、贝氏体中的一者或两者的面积率合计、硬质相的面积率和粒径进行测定。通过金属组织的观察，也确认到余量为珠光体。利用EBSD测定有效晶体粒径。从与金属组织的评价相同的部位制取试样并制作提取副本，针对4mm2以上的区域使用TEM对圆等效直径为0.01～3.0μm的Ti氧化物个数进行测定。
接着，制作CTOD试验片，对H形钢(母材)在-20℃的临界CTOD值(龟裂前端开口量)进行测定。切取凸缘部总厚度而制作平滑试验片，在原来的腹板表面的延长线上作为凹口位置制作CTOD试验片。试验方法遵循BS7448。
另外，通过以下方法，对焊接热影响区的CTOD值和夏比吸收能进行测定。试验片的制取位置遵循EN10225。首先，切取H形钢(母材)的凸缘部，实施レ型坡口，以35kJ/cm的焊接输入热进行埋弧焊接。并且，在坡口的垂直侧的粘接部，制取将图6A所示的FL设为凹口位置的试验片，进行夏比冲击试验。以凹口位置成为图6B所示的FL的方式制取试验片而进行CTOD试验。并且，与母材的试验同样地，对焊接热影响区在-40℃和60℃的夏比吸收能和在-20℃的临界CTOD值(龟裂前端开口量)进行测定。这样，将加热至最高温的FL作为凹口位置，评价焊接热影响造成的粗粒区域的韧性。
在表5和6中示出结果。对于H形钢的各特性的目标值，常温的屈服点(YP)或0.2％屈服强度为335MPa以上，抗拉强度(TS)为460～620MPa，-40℃和-60℃的夏比吸收能均为60J以上，在-20℃的CTOD值为0.40mm以上。焊接热影响区的夏比吸收能和CTOD值的目标值与母材相同。
如表5所示，在作为本发明例的No.1～21中，常温的0.2％屈服强度(YP)高，在抗拉强度(TS)目标值的范围内，且夏比吸收能和临界CTOD值也与母材、焊接热影响区一起充分地满足目标。
另一方面，如表6所示，由于No.22的C含量少，所以强度不足。No.23的C含量多，No.24的Si含量多，No.39的CEV高，由于硬质相的增加和粗大化而使韧性下降。No.25的Mn含量少，No.27的Nb量少，所以有效晶体粒径变大，强度和韧性下降。No.26、29、30和31各自的Mn含量、Ti含量、O含量和N含量多，由夹杂物导致韧性下降。No.28的Nb含量多，伴随着淬火性的提高，引起硬质相的增加和/或硬度上升，韧性下降。No.35的O(氧)含量少，没有生成足够的TiOX，所以接头的韧性下降。No.36的Ca含量过剩，No.37的Ti含量不足，No.41的Al含量过剩，均没有生成足够的TiOX，所以接头韧性下降。在No.38中，在制钢工序中即将添加Ti前的钢液包含的氧量少，没有生成足够的TiOX，接头韧性下降。
由于No.32的加速冷却的停止温度高，No.33的冷却速度慢，所以有效晶体粒径变大，强度和韧性下降。No.34为终轧温度高的例子，韧性下降。No.40的复热温度低，硬质相增加，母材韧性下降。
产业上的可利用性
本发明的H形钢例如适合于FPSO(Floating Production、Storage andOffloading System：浮式海洋石油-气体生产储存出货设备)，即在海洋上生成石油和气体并将产品储存于设备内的油箱并且直接进行向输送油轮的出货的设备等。
附图标记的说明
1 H形钢
2 凸缘
3 腹板
4 喷射嘴
5 冷却水

Claims (3)

1.一种低温用H形钢，其特征在于，
以质量％计，含有：
C：0.03～0.13％、
Mn：0.80～2.00％、
Nb：0.005～0.060％、
Ti：0.005～0.025％、
O：0.0005～0.0100％、
V：0～0.08％、
Cu：0～0.40％、
Ni：0～0.70％、
Mo：0～0.10％、
Cr：0～0.20％，
并限制为
Si：0.50％以下、
Al：0.008％以下、
Ca：0.0010％以下、
REM：0.0010％以下、
Mg：0.0010％以下、
N：0.0120％以下，余量由Fe和杂质构成，
利用下式(1)求出的CEV为0.40以下，
在凸缘板厚的从外侧起1/4位置且凸缘宽度的从外侧起1/6位置，铁素体和贝氏体中的一者或两者的面积率合计为90％以上，且硬质相的面积率为10％以下，
有效晶体粒径为20.0μm以下，且硬质相的粒径为10.0μm以下，
具有30个/mm2以上的圆等效直径为0.01～3.0μm的Ti氧化物，
所述凸缘板厚为12～50mm，
CEV＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15…(1)
在此，C、Mn、Cr、Mo、V、Ni、Cu是各元素以质量％计的含量。
2.根据权利要求1所述的低温用H形钢，其特征在于，
以质量％计，含有选自下述元素中的一种或两种以上，
V：0.01～0.08％、
Cu：0.01～0.40％、
Ni：0.01～0.70％、
Mo：0.01～0.10％、
Cr：0.01～0.20％。
3.一种低温用H形钢的制造方法，是制造权利要求1或2所述的低温用H形钢的方法，其特征在于，具有：
熔炼工序，对由与权利要求1或2所述的低温用H形钢相同的化学成分构成的钢进行熔炼；
铸造工序，对在所述熔炼工序中得到的所述钢进行铸造而得到钢片，
热轧工序，将所述钢片加热至1100～1350℃，之后，以终轧温度成为(Ar3-30)℃以上且900℃以下的方式进行热轧，得到H形钢；以及
加速冷却工序，以冷却速度超过15℃/秒的方式对所述H形钢的凸缘的内外表面进行水冷，
在所述熔炼工序中，将即将添加Ti前的钢液的氧浓度调整为0.0015～0.0110质量％的范围，之后添加所述Ti，
在所述加速冷却工序中，以所述H形钢的凸缘宽度的从外侧起1/6位置的冷却停止温度按表面温度计成为300℃以下、且所述表面温度的复热后的最高温度成为350～700℃的方式进行所述水冷。
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113604735A (zh) * 2021-07-20 2021-11-05 山东钢铁股份有限公司 一种屈服强度420MPa级热轧耐低温H型钢及其制备方法

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102419239B1 (ko) * 2017-10-31 2022-07-08 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 H 형강 및 그 제조 방법
CN110938778A (zh) * 2019-12-09 2020-03-31 山东钢铁股份有限公司 一种基于异型坯轧制成型的热轧h型钢及其制备方法

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000045042A (ja) * 1998-07-29 2000-02-15 Nippon Steel Corp 引張り強度が４９０Ｎ平方ｍｍ以上の曲げ加工性の良いトンネル支保工用Ｈ形鋼およびその製造方法
JP2005272949A (ja) * 2004-03-25 2005-10-06 Jfe Steel Kk 耐火性に優れた低降伏比圧延ｈ形鋼およびその製造法
JP2006144087A (ja) * 2004-11-22 2006-06-08 Jfe Steel Kk ウエブ薄肉高強度ｈ形鋼及びその製造方法
CN101883875A (zh) * 2007-12-04 2010-11-10 Posco公司 具有出色低温韧性的高强度钢板及其制造方法
JP2011157573A (ja) * 2010-01-29 2011-08-18 Nippon Steel Corp 靱性に優れた高強度極厚ｈ形鋼およびその製造方法
WO2015093321A1 (ja) * 2013-12-16 2015-06-25 新日鐵住金株式会社 Ｈ形鋼及びその製造方法

Family Cites Families (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US972A (en) * 1838-10-08 Machine fob shei
JP2579842B2 (ja) * 1991-03-08 1997-02-12 新日本製鐵株式会社 圧延ままで靱性に優れ、かつ溶接部靱性に優れた粒内フェライト系形鋼の製造方法
JP2607796B2 (ja) 1992-03-16 1997-05-07 新日本製鐵株式会社 靭性の優れた低合金圧延形鋼の製造方法
JP2543282B2 (ja) 1992-03-25 1996-10-16 新日本製鐵株式会社 靭性の優れた制御圧延形鋼の製造方法
JP2760713B2 (ja) * 1992-09-24 1998-06-04 新日本製鐵株式会社 耐火性及び靱性の優れた制御圧延形鋼の製造方法
JP3241199B2 (ja) 1994-02-07 2001-12-25 新日本製鐵株式会社 酸化物粒子分散鋳片及びその鋳片を素材とする靭性の優れた圧延形鋼の製造方法
US5743972A (en) * 1995-08-29 1998-04-28 Kawasaki Steel Corporation Heavy-wall structural steel and method
JP3426425B2 (ja) 1995-10-05 2003-07-14 新日本製鐵株式会社 耐火圧延形鋼用鋳片およびそれを素材とする耐火用圧延形鋼の製造方法
JP3472017B2 (ja) 1996-02-23 2003-12-02 新日本製鐵株式会社 耐火圧延形鋼およびその製造方法
JP4736205B2 (ja) 2001-03-02 2011-07-27 Ｊｆｅスチール株式会社 耐震性および小入熱溶接性に優れたＴＳ５９０ＭＰａ以上の高強度Ｈ形鋼の製造方法
JP4329583B2 (ja) 2004-03-17 2009-09-09 Ｊｆｅスチール株式会社 耐震性に優れた低降伏比ｈ形鋼およびその製造方法
JP4696602B2 (ja) 2005-03-09 2011-06-08 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性に優れる圧延ｈ形鋼の製造方法
WO2010013358A1 (ja) * 2008-07-30 2010-02-04 新日本製鐵株式会社 靭性、溶接性に優れた高強度厚鋼材及び高強度極厚ｈ形鋼とそれらの製造方法
JP4855553B2 (ja) 2009-11-27 2012-01-18 新日本製鐵株式会社 高強度極厚ｈ形鋼及びその製造方法
US9644372B2 (en) * 2011-12-15 2017-05-09 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength H-beam steel exhibiting excellent low-temperature toughness and method of manufacturing same
WO2014080818A1 (ja) * 2012-11-26 2014-05-30 新日鐵住金株式会社 Ｈ形鋼及びその製造方法
WO2015159793A1 (ja) 2014-04-15 2015-10-22 新日鐵住金株式会社 Ｈ形鋼及びその製造方法

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000045042A (ja) * 1998-07-29 2000-02-15 Nippon Steel Corp 引張り強度が４９０Ｎ平方ｍｍ以上の曲げ加工性の良いトンネル支保工用Ｈ形鋼およびその製造方法
JP2005272949A (ja) * 2004-03-25 2005-10-06 Jfe Steel Kk 耐火性に優れた低降伏比圧延ｈ形鋼およびその製造法
JP2006144087A (ja) * 2004-11-22 2006-06-08 Jfe Steel Kk ウエブ薄肉高強度ｈ形鋼及びその製造方法
CN101883875A (zh) * 2007-12-04 2010-11-10 Posco公司 具有出色低温韧性的高强度钢板及其制造方法
JP2011157573A (ja) * 2010-01-29 2011-08-18 Nippon Steel Corp 靱性に優れた高強度極厚ｈ形鋼およびその製造方法
WO2015093321A1 (ja) * 2013-12-16 2015-06-25 新日鐵住金株式会社 Ｈ形鋼及びその製造方法
EP3085803A1 (en) * 2013-12-16 2016-10-26 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation H-shaped steel and method for producing same

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113604735A (zh) * 2021-07-20 2021-11-05 山东钢铁股份有限公司 一种屈服强度420MPa级热轧耐低温H型钢及其制备方法
CN113604735B (zh) * 2021-07-20 2022-07-12 山东钢铁股份有限公司 一种屈服强度420MPa级热轧耐低温H型钢及其制备方法

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