JP4445430B2

JP4445430B2 - 内部欠陥品質に優れた鋼材およびその製造方法

Info

Publication number: JP4445430B2
Application number: JP2005136019A
Authority: JP
Inventors: 裕史北; 博一杉山
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2005-05-09
Filing date: 2005-05-09
Publication date: 2010-04-07
Anticipated expiration: 2025-05-09
Also published as: JP2006312769A

Description

本発明は，形鋼や厚鋼板などといった鋼材とその製造方法に関する。

建築物の超高層化，建築設計技術の高度化などから耐火設計の見直しが建設省総合プロジェクトにより行われ，昭和６２年３月に「新耐火設計法」が制定された。この規定により，火災時に鋼材の温度を３５０℃以下にするように耐火被覆するとされていた旧法令による制限が解除され，耐火性用鋼材の高温強度と建築物の実荷重とのかねあいにより，それに適合する耐火被覆方法を決定できるようになった。即ち600℃での設計高温強度を確保できる場合は，それに見合い耐火被覆を削減できるようになった。

このような動向に対応し，本出願人は，先に特開平２−７７５２３号公報において，耐火性の優れた建築用低降伏比鋼および鋼材並びにその製造方法を提案している。この先願発明の要旨は，600℃での降伏点が常温時の７０％以上となるようにMo，Nbを添加し高温強度を向上させたものである。また同様の目的に加え，更にＨ形鋼のフィレット部などのような箇所の脆性を改善することを目的として，特開平９−１３７２１８号公報には，Mo，Cu，Niを添加することにより，材質のばらつきを少なくした建築構造用Ｈ形鋼が開示されている。

特開平２−７７５２３号公報特開平９−１３７２１８号公報

上記特許文献１，２に示されるように，耐火性用鋼材については，Ｍｏを多量に添加することにより，変態温度を下げて焼入れ性を向上させているが，一方で，焼入れ性が上ると変態時に鋼材中からHが抜けにくくなり，オーステナイト組織からフェライト組織に変るときに，固溶量が急激に落ちたHが外部に抜け切れずに，空洞欠陥となって鋼材中に残ってしまう。かような空洞欠陥は，耐火性用鋼材として例えばＨ形鋼を圧延加工で製造した場合，ウェブとフランジの付け根であるフィレット部に集中しやすく，連続的な空洞欠陥を生じ，水素脆化の要因となる。

また，このような水素脆化の問題を回避するために，圧延加工後の鋼材を徐冷し，鋼材中のＨを拡散させることも考えられる。しかしながら，徐冷すると製造時間が長くなり，生産性が低くなってしまう。例えば３００℃以下の低温度域で，鋼材を空冷によって徐冷した場合，冷却時間が著しく長くなり，圧延工程が工程のネックとなるような状況が生じていた。

本発明の目的は，空洞欠陥による水素脆化という問題を回避した内部欠陥品質に優れた鋼材とその製造方法を提供することにある。

本発明者らは，Ｈ形鋼のフィレット部に集中するH欠陥について検討を重ねたところ，Ｈ形鋼のフィレット部には鋼片製造時にMnSが偏析し，更に，このMnSに鋼中のHがトラップ・集積されることで，フィレット部にH欠陥を生ずることが分った。そこで，更なる鋭意精査をした結果，溶鋼にTiを供給して脱酸を行うと，Tiオキサイドとなった微細酸化物が鋼中で微細に分散し，この分散したTiオキサイドの表面にMnSが生成して，それを核にフェライトが生成していることが判明した。併せて，有効な水素トラップサイトであるMnSをTiオキサイドを利用して分散化させることで，鋼中のHをフィレット部に集中させることなく，鋼材全体に分散させることができるといった知見を得た。

かかる知見のもと，本発明によれば，質量％で，C：0.01〜0.20％，Si：0.5％以下，Mn：0.5〜2.0％，S：0.015〜0.030％，Ti：0.005〜0.03％，O：0.0015〜0.006％，を含有し，残部がFeおよび不可避不純物からなり，圧延した後，300〜50℃の温度範囲を0.005〜１℃／secの冷却速度で冷却されたことを特徴とする，内部欠陥品質に優れた鋼材が提供される。

本発明の鋼材は，質量％で，さらに，Nb：0.060％以下，Cr：1.00％以下，Mo：0.7％以下，V：0.20％以下，Cu：1.0％以下，Ni：2.0％以下，の一種または二種以上を含有し，残部がFeおよび不可避不純物からなるものでも良い。また，本発明の鋼材は，例えば形鋼である。

また，本発明によれば，質量％で，C：0.01〜0.20％，Si：0.5％以下，Mn：0.5〜2.0％，S：0.015〜0.030％，Ti：0.005〜0.03％，O：0.0015〜0.006％，を含有し，残部がFeおよび不可避不純物からなる鋳片を，圧延した後，300〜50℃の温度範囲を0.005〜１℃／secの冷却速度で冷却することを特徴とする，内部欠陥品質に優れた鋼材の製造方法が提供される。

この製造方法は，質量％で，さらに，Nb：0.060％以下，Cr：1.00％以下，Mo：0.7％以下，V：0.20％以下，Cu：1.0％以下，Ni：2.0％以下，の一種または二種以上を含有し，残部がFeおよび不可避不純物からなる鋳片を，圧延した後，300〜50℃の温度範囲を0.005〜１℃／secの冷却速度で冷却するものでも良い。また，圧延で形鋼を製造するようにしても良い。また，圧延した後，300〜50℃の温度範囲をミスト冷却しても良い。

本発明によれば，鋼中に微細に分散させたTiオキサイドの表面にMnSを生成させ，そこにHをトラップ・集積させることにより，鋼中のHをフィレット部に集中させることなく，鋼材全体に分散させることができる。これにより，フィレット部に空洞欠陥が集中して形成されることを妨げ，水素脆化を回避できるようになる。また，鋼中のHを鋼材全体に分散させることにより水素脆化を回避しているので，徐冷によって鋼材中のＨを拡散させる必要がなくなり，例えばミスト冷却によって鋼材を短時間で冷却でき，製造時間を短縮できる。

以下，本発明について詳細に説明する。
先ず，本発明における各成分範囲の限定理由について述べる。なお，各成分範囲は質量％で示す。

C：Cは，鋼を強化するために添加するもので，0.01％未満では構造用鋼として必要な強度が得られない。一方，0.20％を超える過剰の添加は，溶接性を悪くし，また，母材靭性を著しく低下させるので，下限を0.01％，上限を0.20％とした。

Si：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，0.50％を超えるとＨＡＺ組織内に硬化組織の高炭素島状マルテンサイトを生成し，溶接部靭性を低下させるためSi含有量の上限を0.50％以下に限定した。なお，Siは，必ずしも含有しなくても良い。

Mn：Mnは，鋼中のHを捕捉する水素トラップであるMnSを形成させるために，0.5％以上の添加が必要であるが，溶接部の靭性，割れ性などの許容できる範囲で上限を2.0％とした。

S：Sは，Mnと共に，鋼中のHを捕捉する水素トラップであるMnSを形成させるために，0.015％以上の添加が必要であるが，あまり多くなると溶接性，母材靭性の低下を生じるので，0.030％を上限とした。

Ti：本発明において，Tiは脱酸材として，溶鋼中に添加される。TiはOとの親和力が強いため，溶鋼中に添加されたTiは，Oと結合してTiオキサイドとなり，鋼中に微細に分散される。このように溶鋼中にTiを脱酸材として添加することにより，鋼中にTiオキサイドを分散できることは。例えば本出願人が先に開示した特開昭５９−１９０３１３号公報において詳しく説明されている。そして，このように鋼中に分散させたTiオキサイドの表面にMnSを付着させることにより，水素トラップとなるMnSを，鋼中に微細に分散させることができる。かような作用効果を有効に得るためには，Tiは，0.005％以上必要である。しかし，多過ぎると溶接部の靭性を劣化させるので，0.03％を上限とした。

Oは，Tiオキサイドを生成するために不可欠な元素であり，0.0015％未満ではTiオキサイドの粒子数が不足し，本発明の効果が得られない。しかし多くなり過ぎると粗大な酸化物を形成するようになり，母材靭性を劣化させるので，0.006％を上限とした。

Nb：Nbは，鋼材の組織を微細化し，強度・靭性の向上に寄与する。また，炭窒化物を生成し，その析出強化により高温においても安定した強度の確保が可能となる。しかし，0.06％を超えるとその効果が飽和するので，経済性の観点から0.060％以下に制限した。なお，Nbは，必ずしも含有しなくても良い。

Cr：Crは，母材の強化に有効な元素であるが，1.0％を超える過剰の添加は，母材靭性および溶接性の観点から有害となるため，上限を1.0％とした。なお，Crは，必ずしも含有しなくても良い。

Mo：Moは，母材強度および高温強度の確保に有効な元素であるが，0.7％超では焼き入れ性が上昇しすぎ母材及びＨＡＺの靭性が劣化するために0.7％以下に制限した。なお，Moは，必ずしも含有しなくても良い。

V：Vは，微量添加により圧延組織を微細化でき，V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。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0.20％とした。なお，Vは，必ずしも含有しなくても良い。

Cu：Cuは，母材の強化および耐候性の確保に有効な元素であるが，1.0％超では母材靱性を低下させるので1.0％を上限とした。なお，Cuは，必ずしも含有しなくても良い。

Ni：Niは，Cu添加に伴う圧延時での高温割れ疵防止のため，および母材靭性をあげるために有効な元素であるが，多くなり過ぎると経済性が良くないので，2.0％を上限とした。なお，Niは，必ずしも含有しなくても良い。

上記の組成を有する鋳片を，圧延した後，300〜50℃の温度範囲を0.005〜１℃／secの冷却速度で冷却する。なお圧延によって，例えば建造物の構造部材などに好適に用いられるＨ鋼，Ｉ形鋼，山形鋼，溝形鋼，不等辺不等厚山形鋼等のなどといった各種形鋼，厚板などといった鋼板等に加工することができる。また，圧延後，300〜50℃の温度範囲をミスト冷却することにより，上記冷却速度（0.005〜１℃／sec）とすることができる。

以上のようにして製造された鋼材は，溶鋼時に脱酸材として添加されたTiと鋼中のOと結合して生成されたTiオキサイドが，鋼材全体に渡って微細に分散した状態となる。そして，このように微細分散したTiオキサイドの表面に水素トラップとなるMnSが付着していることにより，鋼中のHがMnSに捕捉されて，Hは鋼材全体に微細に分散した状態で存在することとなる。このため，鋼材中から抜けきれなかったHが特定の箇所に集ることを妨げ，水素脆化の要因となるような連続した空洞欠陥が鋼材中に残ることを防止できる。

また圧延後，鋼材を300〜50℃の温度範囲で冷却する場合，従来のように空冷でゆっくりと冷却してHを拡散させるといった手間を省くことができ，ミスト冷却などを利用することにより，製造時間を短縮でき，生産性を向上できるようになる。なお，300℃以下の温度範囲では，空冷だと冷却速度が著しく遅くなり，生産性を悪くさせてしまう。一方，50℃未満では鋼材を塑性変形させて曲り矯正が可能となるので，300〜50℃の温度範囲での冷却速度を規定した。こうして製造された鋼材は，建築学会規準（鋼構造建築溶接部の超音波探傷検査規準）による，試験片ＳＴＢ−Ｎ１を用いた，１００％＋１．５ｄＢの感度における探傷試験において，欠陥エコー高さが３０％以下となり，内部欠陥品質に優れた鋼材が得られる。こうして製造された鋼材は，建造物の構造部材などに好適に用いられるＨ鋼，Ｉ形鋼，山形鋼，溝形鋼，不等辺不等厚山形鋼等のなどといった各種形鋼，厚板などといった鋼板等として具現化される。また，耐火性用鋼材として利用できる。

次に，本発明の実施例について説明するが，以下に示す実施例の条件は，本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり，本発明は，この一条件例に限定されるものではない。本発明は，本発明の要旨を逸脱せず，本発明の目的を達成する限りにおいて，種々の条件を採用し得るものである。

表１に示す成分組成を有する試作鋼（本発明の範囲内にある実施例の鋼と，本発明の範囲外にある比較例の鋼）を転炉で溶製し，連続鋳造によりスラブ鋼片に鋳造した。この鋼片を１１００〜１３００℃に再加熱した後，圧延工程に供し，所定サイズのＨ形鋼を製造した。実施例と比較例に適用したＨ形鋼の各サイズ（ウェブ高さ×フランジ幅×ウェブ板厚×フランジ板厚（いずれも単位はｍｍ）を表１に示す。

実施例と比較例に適用した各Ｈ形鋼の合否は，次のように判定した。即ち，図１に示すように，各Ｈ形鋼の両フランジをそれぞれ独立した板と見なし，板の表面に長手方向（圧延方向）に平行な３本の直線ｌを，フランジの幅方向を４等分する位置に仮想するとともに，幅方向（圧延方向と直行する方向）に平行な直線ｍを，フランジの幅方向に向って２００ｍｍ間隔で仮想し，それら直線ｌと直線ｍの各交点ｘにおいて，超音波探傷試験をそれぞれ行い，エコー高さを測定した。そして，エコー高さの測定は建築学会基準(鋼構造建築溶接部の超音波探傷検査規準)による，試験片STB-N1を用いた，100%+1.5dbの感度において実施した。

そして，エコー高さが30％以下であれば問題ないと判定した。また，表１中にエコー高さ最大値を記載した。その結果，本発明の実施例についてはいずれも欠陥は無く，問題ないと判定された。これに対して比較例はいずれも最大エコー高さが30％を超えていた。

本発明は，例えば建造物の構造部材などに用いられる鋼材などに利用できる。

本発明の実施例における超音波探傷試験の測定位置の説明図である。

Claims

質量％で，
C：0.01〜0.20％，
Si：0.5％以下，
Mn：0.5〜2.0％，
S：0.015〜0.030％，
Ti：0.005〜0.03％，
O：0.0015〜0.006％，
を含有し，残部がFeおよび不可避不純物からなり，圧延した後，300〜50℃の温度範囲を0.005〜１℃／secの冷却速度で冷却されたことを特徴とする，内部欠陥品質に優れた鋼材。
質量％で，さらに，
Nb：0.060％以下，
Cr：1.00％以下，
Mo：0.7％以下，
V：0.20％以下，
Cu：1.0％以下，
Ni：2.0％以下，
の一種または二種以上を含有し，残部がFeおよび不可避不純物からなることを特徴とする，請求項１に記載の内部欠陥品質に優れた鋼材。
形鋼であることを特徴とする，請求項１または２に記載の内部欠陥品質に優れた鋼材。
質量％で，
C：0.01〜0.20％，
Si：0.5％以下，
Mn：0.5〜2.0％，
S：0.015〜0.030％，
Ti：0.005〜0.03％，
O：0.0015〜0.006％，
を含有し，残部がFeおよび不可避不純物からなる鋳片を，圧延した後，300〜50℃の温度範囲を0.005〜１℃／secの冷却速度で冷却することを特徴とする，内部欠陥品質に優れた鋼材の製造方法。
質量％で，さらに，
Nb：0.060以下，
Cr：1.00％以下，
Mo：0.7％以下，
V：0.20％以下，
Cu：1.0％以下，
Ni：2.0％以下，
の一種または二種以上を含有し，残部がFeおよび不可避不純物からなる鋳片を，圧延した後，300〜50℃の温度範囲を0.005〜１℃／secの冷却速度で冷却することを特徴とする，請求項４に記載の内部欠陥品質に優れた鋼材の製造方法。
圧延で形鋼を製造することを特徴とする，請求項４または５に記載の内部欠陥品質に優れた鋼材の製造方法。
圧延した後，300〜50℃の温度範囲をミスト冷却することを特徴とする，請求項４〜６のいずれかに記載の内部欠陥品質に優れた鋼材の製造方法。