JP2012180584A - 靭性に優れる圧延ｈ形鋼およびその製造方法 - Google Patents
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【課題】フィレットの靭性に優れるＹＰ３２５ＭＰａ以上の圧延Ｈ形鋼を提供するとともに、その有利な製造方法を提案する。
【解決手段】ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．００３〜０．１％を含有し、Ｃａ：０．０００１〜０．０１％およびＲＥＭ：０．００１〜０．０３％のうちから選ばれる１種または２種を含有する成分組成を有し、炭素当最Ｃｅｑが０．３６〜０．４６ｍａｓｓ％である鋼素材を１２００〜１３５０℃の温度で１〜５０ｈｒ加熱後、（Ａｒ３変態点−１００）℃以下まで冷却する予備熱処理を施した後、１２００〜１３５０℃に再加熱し、Ｈ形鋼に熱間圧延することによって、フィレット部のフェライト平均粒径を３０μｍ以下、Ｍｎ偏析度を１．７以下とする。
【選択図】図１
【解決手段】ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．００３〜０．１％を含有し、Ｃａ：０．０００１〜０．０１％およびＲＥＭ：０．００１〜０．０３％のうちから選ばれる１種または２種を含有する成分組成を有し、炭素当最Ｃｅｑが０．３６〜０．４６ｍａｓｓ％である鋼素材を１２００〜１３５０℃の温度で１〜５０ｈｒ加熱後、（Ａｒ３変態点−１００）℃以下まで冷却する予備熱処理を施した後、１２００〜１３５０℃に再加熱し、Ｈ形鋼に熱間圧延することによって、フィレット部のフェライト平均粒径を３０μｍ以下、Ｍｎ偏析度を１．７以下とする。
【選択図】図１
Description
本発明は、建築・土木、海洋構造物、橋梁などの分野における溶接鋼構造物の素材として幅広く用いられている圧延Ｈ形鋼に関するものであり、特にフィレット部の靭性に優れる圧延Ｈ形鋼とその製造方法に関するものである。
熱間圧延により製造される圧延Ｈ形鋼は、ウェブとフランジとが交錯する、いわゆる「フィレット部」と呼ばれる部分（図１の符号４）の靭性が、ウェブやフランジに比較して低い。これは、熱間圧延してＨ形鋼に加工する際のフィレット部の加工量が他のウェブやフランジよりも低く、圧延温度も高いため、再結晶によるオーステナイト粒の細粒化が十分に図れないこと、また、圧延後の冷却速度がウェブやフランジよりも遅いために、ミクロ組織が粗大化しやすいことが原因とされている。
しかし、フィレット部は、鋼構造物を製造する際の溶接作業を効率よく行うため、その周辺部に溶接の通し穴（スカラップ）が加工されることが多く、また、その近くには溶接部が存在する。そのため、鋼構造物の脆性破壊を抑制する観点からは、フィレット部の靭性向上は極めて重要である。
また、高層建築や超高層建築物、大規模工場などの構築に使われているＹＰ３２５ＭＰａ以上の高強度Ｈ形鋼では、高強度化を図るために比較的多量の合金元素を添加している。しかし、近年多用されているウェブ薄肉外法一定Ｈ形鋼では、ウェブとフランジの板厚差に起因する温度差や、圧延時およびその後の冷却時の冷却ムラに起因するウェブの座屈（ウェブ波が発生する）を防止するため、温度が高い厚肉のフランジを強制的に冷却することが行われている。そのため、フィレット部の第二相は、上部ベイナイト組織となり易く、より靭性が低下することになる。
フィレット部の靭性を向上する技術については、これまで、多くの提案がなされている。例えば、特許文献１には、フィレット部における累積圧下率が１１００℃以下で２０％以上となるように熱間圧延し、８００〜１０００℃で熱間圧延を終了し、フランジ内外面を制御冷却し、冷却停止温度をＭｓ点以上Ａｒ３−２００℃以下とすることでフィレット部組織の微細化を図る技術が、特許文献２には、鋳片に分散させた酸化物、ＭｎＳなどを核に圧延中およびその後の冷却時にＶＮを析出させ、これをフェライト変態核にしてオーステナイト粒内からフェライトを生成させてフェライト組織を微細化する技術が、特許文献３には、適正な予備脱酸処理をして溶鋼の溶存酸素濃度を制御し、さらに、凝固直前に脱酸元素をモールドに添加して多数の微細な酸化物を分散させることによってミクロ組織の細粒化を図る技術が、特許文献４には、ＶとＮを複合添加した鋼を熱間圧延して得たＨ形鋼のフランジを強制冷却し、ＶＮの析出を利用してフィレット部のミクロ組織の微細化を図る技術が、また、特許文献５には、ＴｉとＮを適正量添加し、かつ炭素当量を低減することで、フィレット部の靭性を改善する技術が開示されている。
しかしながら、上記特許文献１〜５に開示された技術を適用しても、高強度化を図るためには、比較的多量の合金元素の添加を必要とし、炭素当量も高めとせざるを得ない。そのため、フィレット部の靭性はまだ十分なレベルとはいえず、より一層の改善が求められているのが実情である。
本発明は、従来技術が抱える上記問題点を解決するべく開発したものであり、その目的は、フィレットの靭性に優れるＹＰ３２５ＭＰａ以上の圧延Ｈ形鋼を提供するとともに、その有利な製造方法を提案することにある。
発明者らは、圧延Ｈ形鋼のフィレット部の靭性向上を図るべく、鋭意検討を重ねた。その結果、圧延Ｈ形鋼のフィレット部は、鋳造した鋼素材の最終凝固部に相当するため、合金元素を多量に添加した鋼では偏析が大きく、正偏析部では第二相が上部ベイナイトとなり、その内部に島状マルテンサイトが生成し易く、一方、偏析成分の少ない負偏析部では、主相のフェライトが粗大化し、靭性が大きく低下することを知見した。
そこで、フェレット部における代表的な偏析元素であるＭｎの偏析度およびフェライト粒径に着目し、さらに検討を行った。その結果、鋼素材を熱間圧延する前に、予備熱処理を施し、フェレット部におけるＭｎの偏析度を軽減することで、上部ベイナイト組織の生成を抑制し、かつ、フェライト粒径を微細化でき、フィレット部の靭性を向上し得ることを見出した。
さらに、発明者らは、フィレット部に存在する介在物中に、棒状のＭｎＳが多く含まれる場合には、フィレット部のアッパーシェルフエネルギーが低下すること、そして、これを改善するには、ＣａやＲＥＭを添加して介在物の形態制御を行うことが有効であることを見出した。
上記知見に基づき開発した本発明は、Ｃ：０．０１〜０．２０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０１〜１．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．５〜２．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０３０ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０３０ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．００３〜０．１ｍａｓｓ％を含有し、Ｃａ：０．０００１〜０．０１ｍａｓｓ％およびＲＥＭ：０．００１〜０．０３ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、ＪＩＳ Ｇ３１３６で規定される炭素当最Ｃｅｑが０．３６〜０．４６ｍａｓｓ％であり、かつ、フィレット部のフェライト平均粒径が３０μｍ以下、Ｍｎ偏析度が１．７以下である圧延Ｈ形鋼である。
本発明の圧延Ｈ形鋼は、上記成分組成に加えてさらに、Ｃｕ：０．０１〜１．０ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．０１〜１．０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０５〜１．０ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．０１〜１．０ｍａｓｓ％、Ｖ：０．００１〜０．２ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．００１〜０．０３ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００１〜０．０２０ｍａｓｓ％およびＢ：０．０００１〜０．００３ｍａｓｓ％の１種または２種以上を含有することを特徴とする。
また、本発明の圧延Ｈ形鋼は、フィレット部に存在する１μｍ以上の介在物に占めるＣａ（Ｏ，Ｓ）およびＲＥＭ（Ｏ，Ｓ）の個数比率が５０％以上であることを特徴とする。
また、本発明は、上記の成分組成を有する鋼素材を１２００〜１３５０℃の温度で１〜５０ｈｒ加熱後、（Ａｒ３変態点−１００）℃以下まで冷却する予備熱処理を施した後、１２００〜１３５０℃に再加熱し、Ｈ形鋼に熱間圧延することによって、フィレット部のフェライト平均粒径を３０μｍ以下、Ｍｎ偏析度を１．７以下とすることを特徴とする圧延Ｈ形鋼の製造方法を提案する。
本発明によれば、鋼素材をＨ形鋼に熱間圧延する前に、所定の温度に加熱後、冷却する予備熱処理を施すことで、フィレット部の靭性に優れるＹＰ３２５ＭＰａ以上の高強度圧延Ｈ形鋼を工業的に安定して提供することが可能となる。したがって、本発明によれば、溶接鋼構造物の安全性の向上に大きく寄与することができる。
まず、本発明の圧延Ｈ形鋼の成分組成を限定する理由について説明する。
Ｃ：０．０１〜０．２０ｍａｓｓ％
Ｃは、溶接構造用鋼としてのＨ形鋼の強度を確保するために必要な元素であり、少なくとも０．０１ｍａｓｓ％の添加を必要とする。しかし、０．２０ｍａｓｓ％を超える添加は、溶接性を低下させるようになるので、上限は０．２０ｍａｓｓ％とする。好ましく０．０３〜０．１８ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｃ：０．０１〜０．２０ｍａｓｓ％
Ｃは、溶接構造用鋼としてのＨ形鋼の強度を確保するために必要な元素であり、少なくとも０．０１ｍａｓｓ％の添加を必要とする。しかし、０．２０ｍａｓｓ％を超える添加は、溶接性を低下させるようになるので、上限は０．２０ｍａｓｓ％とする。好ましく０．０３〜０．１８ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｓｉ：０．０１〜１．０ｍａｓｓ％
Ｓｉは、鋼の高強度化に有効な元素であるが、その効果を得るためには、０．０１ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。一方、１．０ｍａｓｓ％を超える添加は、フィレット部や溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性を低下させることから、上限は１．０ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．０５〜０．６ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｓｉは、鋼の高強度化に有効な元素であるが、その効果を得るためには、０．０１ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。一方、１．０ｍａｓｓ％を超える添加は、フィレット部や溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性を低下させることから、上限は１．０ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．０５〜０．６ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｍｎ：０．５〜２．０ｍａｓｓ％
Ｍｎは、Ｓｉと同様、鋼の強度を高める効果のある比較的安価な元素であるため、溶接構造用鋼の高強度化には重要な元素である。しかし、０．５ｍａｓｓ％未満では、その添加効果は小さく、一方、２．０ｍａｓｓ％を超える添加は、上部ベイナイト変態を促進させ、フィレット部の靭性を低下させるので好ましくない。よって、Ｍｎは０．５〜２．０ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．６〜１．６ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｍｎは、Ｓｉと同様、鋼の強度を高める効果のある比較的安価な元素であるため、溶接構造用鋼の高強度化には重要な元素である。しかし、０．５ｍａｓｓ％未満では、その添加効果は小さく、一方、２．０ｍａｓｓ％を超える添加は、上部ベイナイト変態を促進させ、フィレット部の靭性を低下させるので好ましくない。よって、Ｍｎは０．５〜２．０ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．６〜１．６ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｐ：０．０３０ｍａｓｓ％以下
Ｐは、鋼中に不可避的に混入してくる不純物であり、母材、特にフィレット部の靭性や、溶接部の靭性を大きく低下させる有害元素である。そのため、Ｐは低いほど好ましいが、０．０３０ｍａｓｓ％までの混入は許容することができる。よって、Ｐの上限は０．０３０ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．０２５ｍａｓｓ％以下である。
Ｐは、鋼中に不可避的に混入してくる不純物であり、母材、特にフィレット部の靭性や、溶接部の靭性を大きく低下させる有害元素である。そのため、Ｐは低いほど好ましいが、０．０３０ｍａｓｓ％までの混入は許容することができる。よって、Ｐの上限は０．０３０ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．０２５ｍａｓｓ％以下である。
Ｓ：０．０３０ｍａｓｓ％以下
Ｓは、Ｐと同様、鋼中に不可避的に混入してくる不純物であり、脆化を助長する有害元素である。特に、Ｓは、ＭｎとＭｎＳを形成し、フィレット部のアッパーシェルフエネルギーを大きく低下させる。そのため、Ｓは少ないほど好ましいが、０．０３０ｍａｓｓ％以下であれば許容できる。よって、Ｓの上限は０．０３０ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．０２５ｍａｓｓ％以下である。
Ｓは、Ｐと同様、鋼中に不可避的に混入してくる不純物であり、脆化を助長する有害元素である。特に、Ｓは、ＭｎとＭｎＳを形成し、フィレット部のアッパーシェルフエネルギーを大きく低下させる。そのため、Ｓは少ないほど好ましいが、０．０３０ｍａｓｓ％以下であれば許容できる。よって、Ｓの上限は０．０３０ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．０２５ｍａｓｓ％以下である。
Ａｌ：０．００３〜０．１ｍａｓｓ％
Ａｌは、鋼の脱酸材として添加する元素であり、０．００３ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。しかし、０．１ｍａｓｓ％を超えて添加しても脱酸効果は飽和する。よって、Ａｌは０．００３〜０．１ｍａｓｓ％の範囲とする。
Ａｌは、鋼の脱酸材として添加する元素であり、０．００３ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。しかし、０．１ｍａｓｓ％を超えて添加しても脱酸効果は飽和する。よって、Ａｌは０．００３〜０．１ｍａｓｓ％の範囲とする。
Ｃａ：０．０００１〜０．０１ｍａｓｓ％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０３ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種
ＣａおよびＲＥＭは、硫化物系介在物ＭｎＳを、ＣａやＲＥＭのオキシサルファイド（硫酸化物）へ変質させて粒状化する形態制御効果があり、特にフィレット部の靭性、延性の向上に有効な元素である。その効果を発現させるためには、Ｃａは０．０００１ｍａｓｓ％以上、ＲＥＭは０．００１ｍａｓｓ％以上の添加を必要とする。一方、Ｃａは０．０１ｍａｓｓ％、ＲＥＭは０．０３ｍａｓｓ％を超えると、鋼の清浄度が低下するようになる。よって、Ｃａは０．０００１〜０．０１ｍａｓｓ％、ＲＥＭは０．００１〜０．０３ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは、Ｃａは０．００１０〜０．００５ｍａｓｓ％、ＲＥＭは０．００３〜０．０２ｍａｓｓ％の範囲である。
ＣａおよびＲＥＭは、硫化物系介在物ＭｎＳを、ＣａやＲＥＭのオキシサルファイド（硫酸化物）へ変質させて粒状化する形態制御効果があり、特にフィレット部の靭性、延性の向上に有効な元素である。その効果を発現させるためには、Ｃａは０．０００１ｍａｓｓ％以上、ＲＥＭは０．００１ｍａｓｓ％以上の添加を必要とする。一方、Ｃａは０．０１ｍａｓｓ％、ＲＥＭは０．０３ｍａｓｓ％を超えると、鋼の清浄度が低下するようになる。よって、Ｃａは０．０００１〜０．０１ｍａｓｓ％、ＲＥＭは０．００１〜０．０３ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは、Ｃａは０．００１０〜０．００５ｍａｓｓ％、ＲＥＭは０．００３〜０．０２ｍａｓｓ％の範囲である。
炭素当量Ｃｅｑ：０．３６〜０．４６ｍａｓｓ％
炭素当量Ｃｅｑは、母材、特にフィレット部やウェブの強度を確保するため、０．３６ｍａｓｓ％以上であることを必要とする。しかし、０．４６ｍａｓｓ％を超えると、溶接性やＨＡＺ部の靭性を低下させるので、上限は０．４６ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．３６〜０．４４ｍａｓｓ％の範囲である。
ここで、本発明では、上記炭素当量Ｃｅｑは、ＪＩＳ Ｇ３１３６「建築構造用圧延鋼材」に規定された下記式；
炭素当量Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４
ただし、上記式中、各元素記号はそれぞれの元素の含有量（ｍａｓｓ％）である。
を用いて計算することとする。
炭素当量Ｃｅｑは、母材、特にフィレット部やウェブの強度を確保するため、０．３６ｍａｓｓ％以上であることを必要とする。しかし、０．４６ｍａｓｓ％を超えると、溶接性やＨＡＺ部の靭性を低下させるので、上限は０．４６ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．３６〜０．４４ｍａｓｓ％の範囲である。
ここで、本発明では、上記炭素当量Ｃｅｑは、ＪＩＳ Ｇ３１３６「建築構造用圧延鋼材」に規定された下記式；
炭素当量Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４
ただし、上記式中、各元素記号はそれぞれの元素の含有量（ｍａｓｓ％）である。
を用いて計算することとする。
本発明の圧延Ｈ形鋼は、上記必須とする成分組成に加えてさらに、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂ，ＴｉおよびＢのうちから選ばれる１種または２種以上を下記の範囲で添加することができる。
Ｃｕ：０．０１〜１．０ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．０１〜１．０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０５〜１．０ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．０１〜１．０ｍａｓｓ％、Ｖ：０．００１〜０．２ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．００１〜０．０３ｍａｓｓ％
Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂは、いずれも熱間圧延後の冷却時におけるフェライト変態開始温度（Ａｒ３変態点）を低下させ、フェライト粒の微細化に寄与する。また、強度を高める元素としても有効である。一方、過剰に添加すると、フィレット部の焼入性が上昇し過ぎるため、上部ベイナイトが形成され、靭性を低下させる。これらの効果を考慮して、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，およびＮｂは、上記範囲内において添加するのが好ましい。
Ｃｕ：０．０１〜１．０ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．０１〜１．０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０５〜１．０ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．０１〜１．０ｍａｓｓ％、Ｖ：０．００１〜０．２ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．００１〜０．０３ｍａｓｓ％
Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂは、いずれも熱間圧延後の冷却時におけるフェライト変態開始温度（Ａｒ３変態点）を低下させ、フェライト粒の微細化に寄与する。また、強度を高める元素としても有効である。一方、過剰に添加すると、フィレット部の焼入性が上昇し過ぎるため、上部ベイナイトが形成され、靭性を低下させる。これらの効果を考慮して、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，およびＮｂは、上記範囲内において添加するのが好ましい。
Ｔｉ：０．００１〜０．０２０ｍａｓｓ％
Ｔｉは、ＴｉＮを形成してオーステナイト粒を微細化し、ミクロ組織微細化による靭性向上に有効な元素である。この効果を得るためには、０．００１ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。一方、０．０２０ｍａｓｓ％を超えて添加しても、ＴｉＮが粗大化して、オーステナイト粒の微細化効果が得られなくなるので、上限は０．０２０ｍａｓｓ％とするのが好ましい。より好ましくは０．００３〜０．０１７ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｔｉは、ＴｉＮを形成してオーステナイト粒を微細化し、ミクロ組織微細化による靭性向上に有効な元素である。この効果を得るためには、０．００１ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。一方、０．０２０ｍａｓｓ％を超えて添加しても、ＴｉＮが粗大化して、オーステナイト粒の微細化効果が得られなくなるので、上限は０．０２０ｍａｓｓ％とするのが好ましい。より好ましくは０．００３〜０．０１７ｍａｓｓ％の範囲である。
Ｂ：０．０００１〜０．００３ｍａｓｓ％
Ｂは、焼入れ性を高める効果があるため、厚肉のＨ形鋼の高強度化に有効な元素である。この効果を得るためには０．０００１ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。しかし、０．００３ｍａｓｓ％超える添加は、硼炭化物を形成して靭性を低下させるようになる。よって、Ｂは０．０００１〜０．００３ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。
Ｂは、焼入れ性を高める効果があるため、厚肉のＨ形鋼の高強度化に有効な元素である。この効果を得るためには０．０００１ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。しかし、０．００３ｍａｓｓ％超える添加は、硼炭化物を形成して靭性を低下させるようになる。よって、Ｂは０．０００１〜０．００３ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。
次に、本発明の圧延Ｈ形鋼のフィレット部の特性について説明する。
フィレット部のＭｎ偏析度：１．７以下、フェライト粒径：３０μｍ以下
前述したように、発明者らの調査の結果、フィレット部の靭性が低下する原因は、フェレット部は鋼素材の最終凝固部に相当し、偏析が大きいことに大きく関係している。すなわち、最終凝固部に相当するフィレット部には、正偏析部と負偏析部が混在しており、Ｍｎ等の合金元素が多量に存在する正偏析部は、上部ベイナイトに変態し易く、その内部には脆弱な島状マルテンサイトが生成されるため、靭性が低下すること、一方、負偏析部は、Ｍｎ等の合金元素量が低く、高温で優先的にフェライト変態を起こすため、フェライト粒が粗大化し、やはり靭性を低下させる。さらに、フィレット部に存在する硫化物系介在物ＭｎＳは、主に棒状のＭｎＳとなり、これが多量に存在すると、アッパーシェルフエネルギーの低下を招く。そして、これらの効果が重複して、フィレット部の靭性低下を招いていることが明らかとなった。
フィレット部のＭｎ偏析度：１．７以下、フェライト粒径：３０μｍ以下
前述したように、発明者らの調査の結果、フィレット部の靭性が低下する原因は、フェレット部は鋼素材の最終凝固部に相当し、偏析が大きいことに大きく関係している。すなわち、最終凝固部に相当するフィレット部には、正偏析部と負偏析部が混在しており、Ｍｎ等の合金元素が多量に存在する正偏析部は、上部ベイナイトに変態し易く、その内部には脆弱な島状マルテンサイトが生成されるため、靭性が低下すること、一方、負偏析部は、Ｍｎ等の合金元素量が低く、高温で優先的にフェライト変態を起こすため、フェライト粒が粗大化し、やはり靭性を低下させる。さらに、フィレット部に存在する硫化物系介在物ＭｎＳは、主に棒状のＭｎＳとなり、これが多量に存在すると、アッパーシェルフエネルギーの低下を招く。そして、これらの効果が重複して、フィレット部の靭性低下を招いていることが明らかとなった。
そこで、本発明では、フィレット部における偏析のレベルを表わす指標としてＭｎ偏析度を規定し、その値を１．７以下に制限すると共に、フェライトの平均粒径を３０μｍ以下に制限する。ここで、上記Ｍｎ偏析度とは、フランジ１／６Ｂ部の裏面から１／４ｔ部におけるＭｎの平均濃度Ｃ０に対するフェレット部のＭｎ最大濃度Ｃｍａｘの比（Ｃｍａｘ／Ｃ０）と定義する。
Ｍｎの偏析度が１．７を超えると、Ｍｎ等合金元素の濃度が高い正偏析部では、上部ベイナイト変態による島状マルテンサイトの生成が顕著となることに加えて、Ｍｎ等合金元素の濃度が低い負偏析部では、高温からフェライト変態を生じて粗大なフェライトが生成するため、フィレット部の靭性が大きく低下するためである。なお、Ｍｎ偏析度は、好ましくは１．５５以下である。
Ｍｎの偏析度が１．７を超えると、Ｍｎ等合金元素の濃度が高い正偏析部では、上部ベイナイト変態による島状マルテンサイトの生成が顕著となることに加えて、Ｍｎ等合金元素の濃度が低い負偏析部では、高温からフェライト変態を生じて粗大なフェライトが生成するため、フィレット部の靭性が大きく低下するためである。なお、Ｍｎ偏析度は、好ましくは１．５５以下である。
また、フィレット部のフェライトの平均粒径を３０μｍ以下と規定する理由は、フェライトの平均粒径が３０μｍを超えると、靭性低下が顕著となり、０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊを下回るようになるからである。フェライトの平均粒径は、好ましくは２５μｍ以下である。なお、本発明におけるフェライトの平均粒径とは、光学顕微鏡でミクロ組織を観察し、フェライト粒をトレースし、画像解析により求めた円相当径の平均粒径のことをいう。
フィレット部に存在する１μｍ以上の介在物に占めるＣａ（Ｏ，Ｓ）およびＲＥＭ（Ｏ，Ｓ）の個数比率が５０％以上
また、本発明の圧延Ｈ形鋼は、フィレット部に存在する１μｍ以上の介在物に占めるＣａ（Ｏ，Ｓ）およびＲＥＭ（Ｏ，Ｓ）の合計の個数比率が５０％以上であることが好ましい。発明者らの調査によれば、ＣａやＲＥＭを添加していない鋼素材を用いて製造した圧延Ｈ形鋼のフィレット部には、特に圧延方向に伸びた棒状のＭｎＳが多量に存在するため、シャルピーアッパーシェルフエネルギーを低下させる。そこで、本発明では、鋼成分としてＣａ，ＲＥＭを必須の成分として添加し、フィレット部に生成する介在物を、粒状のＣａ（Ｏ，Ｓ）あるいはＲＥＭ（Ｏ，Ｓ）に形態制御することで、シェルフエネルギーの低下を防止している。
しかし、上記Ｃａ，ＲＥＭの添加効果をより確実に得るためは、フェレット部に存在する１μｍ以上の介在物に占める、粒状のＣａ（Ｏ，Ｓ）あるいはＲＥＭ（Ｏ，Ｓ）の合計の個数比率を５０％以上とするのが好ましい。ここで、上記介在物の大きさは、ＳＥＭあるいはＥＰＭＡにより観察された二次電子像により求めた寸法のことであり、棒状の場合には、長辺の大きさをいう。
また、本発明の圧延Ｈ形鋼は、フィレット部に存在する１μｍ以上の介在物に占めるＣａ（Ｏ，Ｓ）およびＲＥＭ（Ｏ，Ｓ）の合計の個数比率が５０％以上であることが好ましい。発明者らの調査によれば、ＣａやＲＥＭを添加していない鋼素材を用いて製造した圧延Ｈ形鋼のフィレット部には、特に圧延方向に伸びた棒状のＭｎＳが多量に存在するため、シャルピーアッパーシェルフエネルギーを低下させる。そこで、本発明では、鋼成分としてＣａ，ＲＥＭを必須の成分として添加し、フィレット部に生成する介在物を、粒状のＣａ（Ｏ，Ｓ）あるいはＲＥＭ（Ｏ，Ｓ）に形態制御することで、シェルフエネルギーの低下を防止している。
しかし、上記Ｃａ，ＲＥＭの添加効果をより確実に得るためは、フェレット部に存在する１μｍ以上の介在物に占める、粒状のＣａ（Ｏ，Ｓ）あるいはＲＥＭ（Ｏ，Ｓ）の合計の個数比率を５０％以上とするのが好ましい。ここで、上記介在物の大きさは、ＳＥＭあるいはＥＰＭＡにより観察された二次電子像により求めた寸法のことであり、棒状の場合には、長辺の大きさをいう。
次に、本発明の圧延Ｈ形鋼の製造方法について説明する。
本発明の圧延Ｈ形鋼の製造方法は、上記に説明した成分組成に適合する鋼を溶製し、鋼素材とした後、その鋼素材を所定の温度に加熱後、ブレークダウン圧延し、粗圧延し、中間圧延し、仕上圧延する熱間圧延を行ってＨ形鋼とする一連の工程からなる製造方法であるが、以下に説明するように、熱間圧延する前の鋼素材に予め熱処理を施し、最終凝固部の偏析を軽減するところに特徴がある。
したがって、鋼の溶製は、転炉や真空脱ガス処理等を経る通常公知の製錬プロセスで行えばよく、また、鋼素材の製造も、連続鋳造法あるいは造塊−分塊圧延法等、通常公知の方法で製造すればよく、特に制限はない。
本発明の圧延Ｈ形鋼の製造方法は、上記に説明した成分組成に適合する鋼を溶製し、鋼素材とした後、その鋼素材を所定の温度に加熱後、ブレークダウン圧延し、粗圧延し、中間圧延し、仕上圧延する熱間圧延を行ってＨ形鋼とする一連の工程からなる製造方法であるが、以下に説明するように、熱間圧延する前の鋼素材に予め熱処理を施し、最終凝固部の偏析を軽減するところに特徴がある。
したがって、鋼の溶製は、転炉や真空脱ガス処理等を経る通常公知の製錬プロセスで行えばよく、また、鋼素材の製造も、連続鋳造法あるいは造塊−分塊圧延法等、通常公知の方法で製造すればよく、特に制限はない。
予備熱処理：１２００〜１３５０℃×１〜５０ｈｒで加熱後、（Ａｒ３変態点−１００）℃以下まで冷却
上記に説明したように、本発明の圧延Ｈ形鋼の製造方法は、鋼素材をＨ形鋼に熱間圧延するに前に、予め所定の温度、時間で予備熱処理を施し、フィレット部の偏析を低減するとともに、フェライト粒径を微細化するところに特徴がある。上記偏析軽減効果を得るためには、１２００〜１３５０℃の温度で１〜５０ｈｒ加熱する必要がある。
加熱温度が１２００℃未満、あるいは、加熱時間が１ｈｒ未満では、Ｍｎの偏析軽減が不十分である。一方、１３５０℃を超える加熱は、スケールロスの増大や、スケールに起因した表面疵を増大させる。また、加熱時間が５０ｈｒを超えると、その効果が飽和し、生産性を阻害するようになる。
上記に説明したように、本発明の圧延Ｈ形鋼の製造方法は、鋼素材をＨ形鋼に熱間圧延するに前に、予め所定の温度、時間で予備熱処理を施し、フィレット部の偏析を低減するとともに、フェライト粒径を微細化するところに特徴がある。上記偏析軽減効果を得るためには、１２００〜１３５０℃の温度で１〜５０ｈｒ加熱する必要がある。
加熱温度が１２００℃未満、あるいは、加熱時間が１ｈｒ未満では、Ｍｎの偏析軽減が不十分である。一方、１３５０℃を超える加熱は、スケールロスの増大や、スケールに起因した表面疵を増大させる。また、加熱時間が５０ｈｒを超えると、その効果が飽和し、生産性を阻害するようになる。
上記、熱処理を施した鋼素材は、その後、（Ａｒ３変態点−１００）℃以下の温度まで冷却する必要がある。この冷却は、粗大化しているオーステナイトを一旦冷却することで、フィレット部のミクロ組織の微細化を図るためである。すなわち、偏析軽減のための熱処理を施したとしても、（Ａｒ３変態点−１００）℃を超える温度から、熱間圧延に必要な所定の温度に再加熱し、そのまま熱間圧延した場合には、フィレット部に粗大なオーステナイトがそのまま維持されるため、ミクロ組織が粗大化して、十分な靭性向上効果を得ることができない。これに対して、偏析軽減のための熱処理を施した後、（Ａｒ３変態点−１００）℃以下の温度まで冷却し、その後、熱間圧延に必要な所定の温度に再加熱した場合には、冷却時におけるオーステナイトからフェライトへの変態と、再加熱時のフェライトからオーステナイトへの変態が起こり、オーステナイトが微細化するので、フィレット部のミクロ組織、特に、フェライトの微細化を図ることができるからである。なお、上記熱処理後の冷却温度は、（Ａｒ３変態点−１００）℃以下であればよく、室温でも構わない。
ここで、上記Ａｒ３変態点の温度は、実測によりもとめてもよいが、鋼成分から下記式を用いて求めることができる。
Ａｒ３（℃）＝９１０−２７３Ｃ＋２５Ｓｉ−７４Ｍｎ−５Ｃｕ−５６Ｎｉ−１６Ｃｒ−９Ｍｏ−１６２０Ｎｂ
ただし、上記式中の各元素記号は、その成分の含有量（ｍａｓｓ％）を示す。
Ａｒ３（℃）＝９１０−２７３Ｃ＋２５Ｓｉ−７４Ｍｎ−５Ｃｕ−５６Ｎｉ−１６Ｃｒ−９Ｍｏ−１６２０Ｎｂ
ただし、上記式中の各元素記号は、その成分の含有量（ｍａｓｓ％）を示す。
熱間圧延
上記予備熱処理を施した鋼素材は、その後、改めて１２００〜１３５０℃の温度に再加熱した後、Ｈ形鋼に熱間圧延する。再加熱温度が１２００℃未満では、変形抵抗が高く、圧延負荷が大きくなる。一方、１３５０℃を超える再加熱は、スケールロスの増大や、スケールに起因した表面疵を発生するおそれがあるので好ましくない。
鋼素材を再加熱した後の熱間圧延は、従来技術と同様、ブレークダウン圧延し、粗圧延し、中間圧延し、仕上圧延する通常の熱間圧延を行えばよく、特に制限はない。また、熱間圧延後の、冷却も、空冷、水冷のいずれでも構わない。
なお、この熱間圧延は、全ての工程を予備熱処理後、再加熱してから行う必要はなく、例えば、ブレークダウン圧延等の一部工程を、予備熱処理の冷却前に行っても構わない。
また、本発明のＨ形鋼は、従来の圧延Ｈ形鋼と比較して熱間圧延後の強冷却による靭性劣化の影響を受け難いので、熱間圧延後のフランジ強冷却が必要となるフランジ厚がウェブ厚の２倍以上のＨ形鋼として好適である。
上記予備熱処理を施した鋼素材は、その後、改めて１２００〜１３５０℃の温度に再加熱した後、Ｈ形鋼に熱間圧延する。再加熱温度が１２００℃未満では、変形抵抗が高く、圧延負荷が大きくなる。一方、１３５０℃を超える再加熱は、スケールロスの増大や、スケールに起因した表面疵を発生するおそれがあるので好ましくない。
鋼素材を再加熱した後の熱間圧延は、従来技術と同様、ブレークダウン圧延し、粗圧延し、中間圧延し、仕上圧延する通常の熱間圧延を行えばよく、特に制限はない。また、熱間圧延後の、冷却も、空冷、水冷のいずれでも構わない。
なお、この熱間圧延は、全ての工程を予備熱処理後、再加熱してから行う必要はなく、例えば、ブレークダウン圧延等の一部工程を、予備熱処理の冷却前に行っても構わない。
また、本発明のＨ形鋼は、従来の圧延Ｈ形鋼と比較して熱間圧延後の強冷却による靭性劣化の影響を受け難いので、熱間圧延後のフランジ強冷却が必要となるフランジ厚がウェブ厚の２倍以上のＨ形鋼として好適である。
表１に示したＡ〜Ｉの化学成分組成を有する鋼を、転炉と真空脱ガス処理を経る通常の精錬プロセスで溶製し、連続鋳造法で鋼素材（スラブまたはビームブランク）とした後、その鋼素材を、表２に示す加熱温度、時間で熱処理し、冷却する予備熱処理を施した後、再加熱し、通常公知のブレークダウン圧延、粗圧延、中間圧延、仕上圧延する熱間圧延を施して、同じく表２に示した寸法のＨ形鋼を製造した。
上記のようにして得た各圧延Ｈ形鋼について、下記の評価試験に供した。
＜引張試験＞
図１に示したフランジ１／６Ｂ部より、引張方向をＨ形鋼の長さ方向とするＪＩＳ Ｚ２２０１に規定されたＪＩＳ１Ａ試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準じて引張試験を行い、降伏応力ＹＳ（または０．２％耐力）、引張強さＴＳ、降伏比ＹＲを測定した。
＜靭性試験＞
図１に示したフランジ１／６Ｂ部の裏面から１／４ｔ部と、フィレット部から、ＪＩＳ Ｚ２２０２に規定された２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４２に準じてシャルピー衝撃試験を行い、０℃における吸収エネルギーを測定した。
＜Ｍｎ偏析度の測定＞
フィレット部から、小試験片を採取し、樹脂に埋め込み、バフ研磨した後、ＥＰＭＡを用いて、加速電圧２０ｋＶ、ビーム径４μｍ、ステップ４μｍの条件で、調査対象面積１ｍｍ×１ｍｍ（２５０ステップ×２５０ステップ）のＭｎ面分析を行い、フランジ１／６Ｂ部の裏面から１／４ｔ部におけるＭｎ平均値に対するＭｎピーク値（最大値）の比で、Ｍｎ偏析度（Ｃｍａｘ／Ｃ０）を求めた。
＜フェライト粒径の測定＞
フィレット部から、小試験片を採取し、樹脂に埋め込み、バフ研磨し、ナイタールで腐食した後、光学顕微鏡を用いて２００倍にてミクロ組織を観察し、フェライト粒を１００個以上トレースして、画像解析処理して円相当径を算出し、その平均粒径を求めた。
＜介在物の特定＞
上記フェライト粒径の測定に用いた埋め込み研磨した試料を用いて、ＥＰＭＡを用いて、１μｍ以上の大きさの介在物１０個以上について成分分析し、主な介在物の特定と、１μｍ以上の大きさの介在物に占めるＣａ（Ｏ，Ｓ）およびＲＥＭ（Ｏ，Ｓ）の比率を求めた。
＜引張試験＞
図１に示したフランジ１／６Ｂ部より、引張方向をＨ形鋼の長さ方向とするＪＩＳ Ｚ２２０１に規定されたＪＩＳ１Ａ試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準じて引張試験を行い、降伏応力ＹＳ（または０．２％耐力）、引張強さＴＳ、降伏比ＹＲを測定した。
＜靭性試験＞
図１に示したフランジ１／６Ｂ部の裏面から１／４ｔ部と、フィレット部から、ＪＩＳ Ｚ２２０２に規定された２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４２に準じてシャルピー衝撃試験を行い、０℃における吸収エネルギーを測定した。
＜Ｍｎ偏析度の測定＞
フィレット部から、小試験片を採取し、樹脂に埋め込み、バフ研磨した後、ＥＰＭＡを用いて、加速電圧２０ｋＶ、ビーム径４μｍ、ステップ４μｍの条件で、調査対象面積１ｍｍ×１ｍｍ（２５０ステップ×２５０ステップ）のＭｎ面分析を行い、フランジ１／６Ｂ部の裏面から１／４ｔ部におけるＭｎ平均値に対するＭｎピーク値（最大値）の比で、Ｍｎ偏析度（Ｃｍａｘ／Ｃ０）を求めた。
＜フェライト粒径の測定＞
フィレット部から、小試験片を採取し、樹脂に埋め込み、バフ研磨し、ナイタールで腐食した後、光学顕微鏡を用いて２００倍にてミクロ組織を観察し、フェライト粒を１００個以上トレースして、画像解析処理して円相当径を算出し、その平均粒径を求めた。
＜介在物の特定＞
上記フェライト粒径の測定に用いた埋め込み研磨した試料を用いて、ＥＰＭＡを用いて、１μｍ以上の大きさの介在物１０個以上について成分分析し、主な介在物の特定と、１μｍ以上の大きさの介在物に占めるＣａ（Ｏ，Ｓ）およびＲＥＭ（Ｏ，Ｓ）の比率を求めた。
上記の測定結果を、表３に示した。
表３から、本発明の成分組成を満たした鋼素材を、本発明に適合する条件で圧延して得た発明例のＨ形鋼は、いずれもＹＰ３２５ＭＰａ以上の高強度を有し、しかも、母材およびフィレット部ともに、１００Ｊ以上のシャルピー吸収エネルギーを有している。特に、１μｍ以上の大きさの介在物に占めるＣａ（Ｏ，Ｓ）およびＲＥＭ（Ｏ，Ｓ）の比率が５０％以上である発明例のフィレット部の靭性は１５０Ｊ以上と優れている。
これに対して、ＣａあるいはＲＥＭを添加しなかったＨ形鋼(Ｎｏ．１４)では、ＭｎＳの形態制御が不十分で、Ｃａ（Ｏ，Ｓ）およびＲＥＭ（Ｏ，Ｓ）の比率が低いため、シャルピー吸収エネルギーが低い。また、熱間圧延前の鋼素材の熱処理温度が１２００℃未満および保持時間が１ｈｒ未満のＨ形鋼（Ｎｏ．２，４，８，９）では、Ｍｎ偏析度の値が大きく、フィレット部に上部ベイナイトが形成されたため、フィレット部の靭性が低下している。また、熱間圧延前に１２００〜１３５０℃の温度で１〜５０ｈｒの熱処理を施しても、冷却温度が（Ａｒ３変態点−１００）℃より高いＨ形鋼（Ｎｏ．３，６）では、フィレット部のミクロ組織が粗く、フィレット部の靭性が低下している。また、Ｃｅｑが本発明の上限値を超えるＨ形鋼（Ｎｏ．１３）は靭性が低下し、また、Ｃｅｑが本発明の下限値を下回るＨ形鋼（Ｎｏ．１５）は、目標とする強度（ＹＰ≧３２５ＭＰａ）が得られていない。
表３から、本発明の成分組成を満たした鋼素材を、本発明に適合する条件で圧延して得た発明例のＨ形鋼は、いずれもＹＰ３２５ＭＰａ以上の高強度を有し、しかも、母材およびフィレット部ともに、１００Ｊ以上のシャルピー吸収エネルギーを有している。特に、１μｍ以上の大きさの介在物に占めるＣａ（Ｏ，Ｓ）およびＲＥＭ（Ｏ，Ｓ）の比率が５０％以上である発明例のフィレット部の靭性は１５０Ｊ以上と優れている。
これに対して、ＣａあるいはＲＥＭを添加しなかったＨ形鋼(Ｎｏ．１４)では、ＭｎＳの形態制御が不十分で、Ｃａ（Ｏ，Ｓ）およびＲＥＭ（Ｏ，Ｓ）の比率が低いため、シャルピー吸収エネルギーが低い。また、熱間圧延前の鋼素材の熱処理温度が１２００℃未満および保持時間が１ｈｒ未満のＨ形鋼（Ｎｏ．２，４，８，９）では、Ｍｎ偏析度の値が大きく、フィレット部に上部ベイナイトが形成されたため、フィレット部の靭性が低下している。また、熱間圧延前に１２００〜１３５０℃の温度で１〜５０ｈｒの熱処理を施しても、冷却温度が（Ａｒ３変態点−１００）℃より高いＨ形鋼（Ｎｏ．３，６）では、フィレット部のミクロ組織が粗く、フィレット部の靭性が低下している。また、Ｃｅｑが本発明の上限値を超えるＨ形鋼（Ｎｏ．１３）は靭性が低下し、また、Ｃｅｑが本発明の下限値を下回るＨ形鋼（Ｎｏ．１５）は、目標とする強度（ＹＰ≧３２５ＭＰａ）が得られていない。
本発明のＨ形鋼は、建築、土木、海洋構造物、橋梁等の分野に限定されるものではなく、Ｈ形鋼が使用される幅広い分野に適用することができる。
１：圧延Ｈ形鋼
２：フランジ
３：ウェブ
４：フィレット部
５：試験片採取位置
２：フランジ
３：ウェブ
４：フィレット部
５：試験片採取位置
Claims (4)
- Ｃ：０．０１〜０．２０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０１〜１．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．５〜２．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０３０ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０３０ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．００３〜０．１ｍａｓｓ％を含有し、Ｃａ：０．０００１〜０．０１ｍａｓｓ％およびＲＥＭ：０．００１〜０．０３ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、ＪＩＳ Ｇ３１３６で規定される炭素当最Ｃｅｑが０．３６〜０．４６ｍａｓｓ％であり、かつ、フィレット部のフェライト平均粒径が３０μｍ以下、Ｍｎ偏析度が１．７以下である圧延Ｈ形鋼。
- 上記成分組成に加えてさらに、Ｃｕ：０．０１〜１．０ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．０１〜１．０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０５〜１．０ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．０１〜１．０ｍａｓｓ％、Ｖ：０．００１〜０．２ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．００１〜０．０３ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００１〜０．０２０ｍａｓｓ％およびＢ：０．０００１〜０．００３ｍａｓｓ％の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の圧延Ｈ形鋼。
- フィレット部に存在する１μｍ以上の介在物に占めるＣａ（Ｏ，Ｓ）およびＲＥＭ（Ｏ，Ｓ）の個数比率が５０％以上であることを特徴とする請求項１または２に記載の圧延Ｈ形鋼。
- 請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼素材を１２００〜１３５０℃の温度で１〜５０ｈｒ加熱後、（Ａｒ３変態点−１００）℃以下まで冷却する予備熱処理を施した後、１２００〜１３５０℃に再加熱し、Ｈ形鋼に熱間圧延することによって、フィレット部のフェライト平均粒径を３０μｍ以下、Ｍｎ偏析度を１．７以下とすることを特徴とする圧延Ｈ形鋼の製造方法。
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