JP4482527B2

JP4482527B2 - 耐火性に優れた高強度極厚ｈ形鋼およびその製造方法

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Publication number: JP4482527B2
Application number: JP2006035718A
Authority: JP
Inventors: 卓吉田; 晃央奥村
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2005-05-17
Filing date: 2006-02-13
Publication date: 2010-06-16
Anticipated expiration: 2026-02-13
Also published as: JP2006348378A

Description

本発明は、建築、橋梁、土木建材等に用いられる、特に“極厚Ｈ形鋼”と称するウェブ厚、フランジ厚の大きいサイズで、高強度、高靭性かつ耐火性の備えたＨ形鋼とその製造法に関するものである。

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なわれ、昭和６２年３月に「新耐火設計法」が制定された。この規定では、火災時の鋼材の温度が３５０℃以下になるように耐火被覆するとした制限が解除され、例えば、６００℃での鋼材の強度が設計高温強度を確保できる場合は、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、６００℃での降伏点が常温時の２／３以上となるようにＭｏ、Ｎｂを添加し高温強度を向上させた、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が提案されている（例えば、特許文献１）。ここで、鋼材の設計高温強度が６００℃に設定されたのは、合金元素による鋼材費の増加分と従来鋼材を耐火被覆する施工費との兼ね合いから最も経済的であるという知見に基づいたものである。

この特許文献１に提案された方法に基づいて耐火性の優れたＨ形鋼を製造しようとすると、ウェブ、フランジ、フィレット（ウェブとフランジが交わる部位）の各部位でのサイズ、形状に応じて圧延仕上げ温度、圧下率、冷却速度が変化する。そのため、組織、特にベイナイト組織の割合が部位により著しく異なることとなり、その結果、常温・高温強度、延性、靭性がばらつき、溶接構造用圧延鋼材（ＪＩＳＧ３１０６）等の規準に満たない部位が生じるという問題が顕在化した。この対策として、オキサイド等を粒内フェライト変態の核として機能させて組織微細化を促進させることにより、ウェブ、フランジ、フィレット各部位の機械的特性のばらつきを低減させる方法が提案されている（例えば、特許文献２〜８）。
特開平０２−０７７５２３号公報特開平０６−１００９２４号公報特開平０７−０９０７４３号公報特開平０７−２１６４９６号公報特開平０７−２３８３１９号公報特開平０８−２８３９００号公報特開平０８−２８３９０１号公報特開平０８−２８３９０２号公報

しかし、ウェブ厚およびフランジ厚が厚肉化するに伴い、ほぼ同一サイズの素材を使用する場合には、製品サイズに至るまでの圧下比が低下する。これにより、圧延時の被圧延材の温度の低下が小さくなり、圧延加工温度および圧延仕上げ温度が高温化し、さらに、圧延後の冷却速度も低下する。そのため、鋼材のミクロ組織中の結晶粒が粗大化し、ひいては強度の低下、靭性の低下等をもたらし、高強度極厚Ｈ形鋼の製造が困難になっていた。さらに、高温強度の確保に必要なＭｏ等の微細炭化物の析出についても、厚肉化に伴う圧延後の冷却速度の低下により析出物の状態が過時効状態となって、強化に対する寄与が低下する。以上のように、上記の特許文献１ないし８に記載された方法を活用しても、高強度極厚H形鋼の耐火機能が低下するという問題点があった。

本発明は、上述した問題点に鑑みて案出されたものであり、ウェブ厚またはフランジ厚が４０〜１５０ｍｍのサイズで、従来技術では製造が困難であった降伏強度２９５〜４１５ＭＰａ級（日本工業規格ＪＩＳでのＳＮ４９０相当）を超える降伏強度４５０ＭＰａ以上という高強度を有し、かつ、６００℃での０．２％耐力３００ＭＰａ以上、０℃シャルピー衝撃吸収エネルギーが１００Ｊ以上の、耐火性に優れた高強度極厚Ｈ形鋼およびその製造方法を提供することを目的とするものである。

本発明者らは、上記課題に対し、鋭意検討した結果、鋼材の化学成分、製造方法の適切な条件を選択すれば、降伏強度４５０ＭＰａ以上、６００℃での０．２％耐力３００ＭＰａ以上、０℃シャルピー衝撃吸収エネルギー１００Ｊ以上の極厚Ｈ形鋼を提供できるという結論に達した。

本発明は、この検討結果に基づき、さらに検討を進めてはじめてなされたものであり、その要旨とするところは、低Ｍｎ化、低炭素化、低Ｓｉ化およびＣｕ添加である。一般的にフェライト単相鋼は、低強度であるが、これにＣｕを添加し、その析出強化による高強度化と、Ｍｎ、ＣおよびＳｉの低減による靭性低下の抑制を図ったものである。即ち、Ｃｕ析出による耐火性（高温強度）を確保するとともに、一方で、Ｃｕの析出による靭性低下を防止することが可能な成分範囲内を見いだした。本発明の構成は、下記のとおりである。

（１）質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０７％、Ｓｉ：０．００５〜０．２％、Ｍｎ：０．００５〜０．３％、Ｐ：０．０００１〜０．１％、Ｓ：０．０００１〜０．０６％、Ａｌ：０．００１〜０．０１％、Ｎ：０．００２〜０．００６％、Ｎｉ：０．０１〜５％、Ｃｕ：１．３〜５％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、降伏強度４５０ＭＰａ以上、０℃シャルピー衝撃吸収エネルギー１００Ｊ以上、６００℃での０．２％耐力３００ＭＰａ以上、ウェブ厚またはフランジ厚４０〜１５０ｍｍの、耐火性に優れた高強度極厚Ｈ形鋼。
（２）Ｓｉ、ＭｎおよびＣｕの含有量が、それぞれ、質量％で、Ｓｉ：０．００５〜０．１％、Ｍｎ：０．００５〜０．１％、Ｃｕ：２〜５％であることを特徴とする上記（１）に記載の耐火性に優れた高強度極厚Ｈ形鋼。

（３）さらに、質量％で、Ｃｒ：０．１〜３％、Ｍｏ：０．１〜０．８％、Ｖ：０．０５〜０．３％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｎｂ：０．０５０％以下、Ｂ：０．００２５％以下のいずれか１種または２種以上を含有し、前記Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂのいずれかを含有する場合には、前記Ｎ量に代えて、Ｎ：０．００４〜０．００９％を含有することを特徴とする、上記（１）または（２）に記載の耐火性に優れた高強度極厚Ｈ形鋼。

（４）さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５％のいずれか１種または２種以上を含有することを特徴とする、上記（１）ないし（３）のいずれか１項に記載の耐火性に優れた高強度極厚Ｈ形鋼。

（５）上記（１）ないし（４）のいずれか１項に記載の成分を有する鋼片を、１１００〜１３００℃で、加熱終了後の表層部において内部酸化物が分布する層が１００μｍ以下となるように加熱した後、ウェブ厚またはフランジ厚が４０〜１５０ｍｍとなるように熱間圧延を行なうに際し、
（圧延条件）該熱間圧延工程で、一旦、形鋼のフランジ表面を７００℃以下にまで水冷し、その後の復熱過程で圧延する水冷・圧延サイクルを１回以上行なうこと、
（冷却条件）該熱間圧延終了後に、０．１〜５℃／ｓの冷却速度で、形鋼のフランジ平均温度が７００〜４００℃の温度域に冷却し、その後、放冷すること、
（焼鈍条件）フランジ平均温度が４００℃以下の温度域まで一旦冷却した後、４００〜５００℃の温度域まで再び加熱し、該温度域で１５分〜５時間保持し、その後、再度冷却すること、
の各条件のうちのいずれか１または２以上を満たすように組合せて熱間圧延することを特徴とする、降伏強度４５０ＭＰａ以上、０℃シャルピー衝撃吸収エネルギー１００Ｊ以上、６００℃での０．２％耐力３００ＭＰａ以上、ウェブ厚またはフランジ厚４０〜１５０ｍｍの、耐火性に優れた高強度極厚Ｈ形鋼の製造方法。
（６）熱間圧延工程で、一旦、形鋼のフランジ表面を７００℃以下にまで水冷し、復熱させて８５０℃以上で圧延する水冷・圧延サイクルを１回以上行なうことを特徴とする上記（５）に記載の降伏強度４５０ＭＰａ以上、０℃シャルピー衝撃吸収エネルギー１００Ｊ以上、６００℃での０．２％耐力３００ＭＰａ以上、ウェブ厚またはフランジ厚４０〜１５０ｍｍの、耐火性に優れた高強度極厚Ｈ形鋼の製造方法。

本発明によれば、ウェブ厚またはフランジ厚が４０〜１５０ｍｍのサイズで、従来技術では製造が困難であった降伏強度２９５〜４１５ＭＰａ級（日本工業規格ＪＩＳでのＳＮ４９０相当）を超える降伏強度４５０ＭＰａ以上の高強度で、かつ、６００℃での０．２％耐力３００ＭＰａ以上、０℃シャルピー衝撃吸収エネルギーが１００Ｊ以上の、耐火性に優れた高強度極厚Ｈ形鋼およびその製造方法を提供することができるため、その産業上の効果は計り知れない。

以下、本発明を実施するための最良の形態として、耐火性に優れた高強度極厚Ｈ形鋼の製造方法につき、詳細に説明をする。以下、組成における質量％は、単に％と記載する。

先ず、本発明を適用した高強度極厚Ｈ形鋼の高温強度を向上させるべく、以下のコンセプトに基づいて材料設計を行った。

即ち、あくまでＨ形鋼の高温強度は、フェライト結晶粒径の微細化、合金元素による固溶硬化、硬化相による分散強化、微細な析出物に基づく析出強化等に支配されることを念頭におきつつ、析出強化をより効果的に発揮させることが可能なＣｕに着目した。特に、このＣｕが１．３％未満の濃度では析出量が不十分で、本発明での課題とする機械的特性が得られないこと、またＣｕが５％を超える濃度では、析出強化が著しくなり、靭性低下も顕著となるという知見を得て、Ｃｕを１．３〜５％含有させることにした。また、このＣｕを効果的に析出させるために、ＳｉやＭｎの含有率を最適化し、さらにＣｕのオーステナイト（以下、γともいう。）結晶粒界における液相化を抑制し、高温亀裂を防止するために好適なＮｉの含有率を最適化した。

次に、本発明を適用した高強度極厚Ｈ形鋼の化学成分を限定した理由について説明をする。

Ｃは、鋼の焼き入れ性と強度を制御する最も基本的な元素である。ちなみに、このＣは、セメンタイトをはじめとする炭化物を生成し、強度を向上させる元素として従来から知られているが、これを多量に添加した場合、強度をより向上させることができる反面、粒界強度が低下し、またベイナイト相など第二相組織の形成量が増加して延性および靭性の低下を招く。

このため、本発明では、靭性を高いレベルで確保するという観点から、Ｃの濃度が極力低濃度となるように上限値を０．０７％以下に限定した。これは、Ｃ量が０．０７％超では、炭化物の生成が無視できず、本発明でのＣ以外の成分限定範囲では靭性の低下が不可避となるためである。一方、Ｃ量を０．００５％未満とするには、精錬プロセスに多大なコスト上昇が生じる。したがって、経済的観点からＣの下限値を０．００５％とした。なお、Ｃ濃度の制御技術の難易度および経済的負担を考慮すると下限０．０３％以上にすることが好ましい。

Ｓｉは、従来、強度確保、溶鋼の予備脱酸などに必要とされる元素であり、焼入れ加熱時には、オーステナイトの核生成サイト数を増加させ、オーステナイトの粒成長を抑制するとともに、焼入れ硬化層の粒径を微細化させる機能を担う。このＳｉは、炭化物生成を抑制し、炭化物による粒界強度の低下を抑制し、さらに、ベイナイト組織の生成に対しても有効であり、材料の強度の確保において重要な役割を担う。

本発明では強度は主として後述するＣｕの析出強化を活用するため、Ｓｉは極力低濃度となるよう、０．２％以下に限定した。これは、Ｓｉ量が、０．２％超では強度上昇と同時に発現する靭性低下が無視できなくなるためであり、好ましい上限は０．１５％以下、更に好ましい上限は０．１％以下である。一方、Ｓｉ量を０．００５％未満とするには、精錬プロセスに多大なコスト上昇が生じる。したがって、経済的観点からＳｉ量の下限値を０．００５％とした。なお、Ｓｉ濃度制御技術の難易度および経済的負担を考慮すると下限を０．０５％以上にすることが好ましい。

Ｍｎは、母材の強度上昇の役割を有し、また安価であることからＣに次いで活用される元素である。また、Ｍｎ原子は鉄原子よりもサイズの大きい置換型固溶元素であるため、鋼中でＳｉ原子やＰ原子とペアリングを形成し、Ｃｕの析出を促進させる作用を有する。さらに、このＭｎは、鋼を脆化させるＳと結合してＳを無害化する他、鋼の焼き入れ性を向上させて高強度化に寄与する有用元素である。

従来、Ｍｎは、強度確保に必要とされる元素であるが、本発明では、強度面においては主として後述するＣｕの析出強化に期待するところが大きいため、このＭｎの濃度は、本発明では極力低濃度となるように、０．３％以下に限定した。これは、Ｍｎ量が０．３％超では、Ｃｕの析出が促進されて強度をより向上させることができるものの、熱間圧延時にベイナイト等の過冷組織が生成し易くなり、靭性低下が無視できなくなるためである。靭性確保の観点から、Ｍｎ量の上限を０．２５％以下とすることが好ましく、更に好ましい上限は０．１％以下である。一方、Ｍｎ量を０．００５％未満とするには、精錬プロセスに多大なコスト上昇が生じるため、経済的観点から下限値を０．００５％とした。

Ｐは、鋼中に不可避不純物として含有する元素であり、意図的に添加する元素ではない。このＰは、オーステナイトの粒界に偏析し、粒界強度を低下させることにより、靭性を低下させることから、極力低濃度であることが望ましい。P量が０．１％超では靭性低下が無視できなくなるため、上限値を０．１％とした。一方、P量を０．０００１％未満とするには精錬プロセスでのコスト上昇が著しくなるため、経済的観点から下限値を０．０００１％とした。なお、Ｐ濃度制御技術の難易度および経済的負担を考慮すると好ましい下限値は０．００２％である。

Ｓは、Ｐと同様に不純物として含有される元素であり、意図的に添加される元素ではないが、偏析し、またＭｎＳなどの硫化物系介在物を形成し、高温における加工性や靭性を低下させることから、極力低濃度であることが望ましい。S量が０．０６％超であると、靭性低下が無視できなくなるため、上限値を０．０６％とした。一方、Ｓ量を０．０００１％未満とするには精錬プロセスでのコスト上昇が著しくなるため、経済的観点から下限値を０．０００１％とした。なお、Ｓ濃度制御技術の難易度および経済的負担を考慮すると好ましい下限値は０．００２％である。

Ａｌは、溶鋼の脱酸などに活用される元素である。本発明では、Ａｌ以外の有用な脱酸元素であるＳｉの濃度を低減しているため、Ａｌ量が０．００１％未満では、脱酸が不十分であることから下限を０．００１％に限定した。また、０．０１％を超える濃度までＡｌを添加しても、脱酸の効果が飽和することから、上限を０．０１％に限定した。

Ｎは、窒化物形成元素であるＴｉ、Ｎｂ、Ｖ等と窒化物を形成してオーステナイト粒の粗大化を抑制する。しかし、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂのいずれも含有しない場合は、Ｎは鋼中に固溶し、靭性を低下させる。したがって、Ｎは低濃度であることが望ましく、０．００６％を超える濃度では、靭性低下が著しくなることから、０．００６％を上限値とした。一方、下限値については、Ｎ濃度制御技術の難易度および経済的負担を考慮して０．００２％とした。

また、後述するように、窒化物形成元素であるＶ、Ｔｉ、Ｎｂのいずれかを選択的に所定の濃度範囲内で含有させる場合には、窒化物を形成させるため、Ｎを０．００４〜０．００９％の範囲内で添加することが好ましい。この下限値未満では窒化物析出量が不十分であり、強度上昇の効果が小さく、上限値を超える場合は、窒化物析出量が過剰となり靭性を損なうことがある。

Ｎｉは、焼入れ性の向上や靭性の向上に有効な元素である。また、Ｃｕを含有する場合、Ｎｉは、Ｃｕと相互に固溶して融点を上昇させるため、上述のＣｕのγ結晶粒界における液相化を抑制し、ひいては高温亀裂を防止するという効果を発現する。これらの効果はＮｉ量が０．０１％未満では小さく、靭性向上にはほとんど寄与しないことから下限値を０．０１％とした。また、５％を超えるＮｉの添加は、成分コストの上昇が顕著になることから、上限値を５％とした。

Ｃｕは、析出強化に有効な元素であるが、１．３％未満の濃度では析出量が不十分で、本発明での課題とする機械的特性が得られないことから、下限値を１．３％とした。なお、更なる高強度を得るにはＣｕを２％以上添加することが好ましい。一方、５％を超えるＣｕを添加すると、靭性の低下が顕著になり、加えて、鋼片を加熱する際に、表層で、γ結晶粒界に偏析したＣｕが液相化して、後続の熱間圧延の際に鋼材表面に疵となって現出する場合があり、手入れに要する経済的負担が著しくなること等の理由により、上限値を５％に限定した。なお、靭性の低下を防止する観点から、Ｃｕ量の好ましい上限は２．５％以下である。

次に、選択的に添加する元素についてその濃度範囲限定理由について述べる。

Ｃｒは、焼入れ性の向上と析出強化により、母材の強度向上に有効な元素であり、同時に鋼表面の粒界酸化を抑制し、平滑性の向上にも寄与する。このＣｒは、０．１％未満の添加では上述した強度上昇効果は充分に発揮されず、３％を超える濃度では靭性が低下することがある。したがって濃度範囲を０．１〜３％に限定することが好ましく、靭性の観点から、更に好ましい上限は１．３％である。

Ｍｏは、焼入れ性を向上させるとともに、炭化物の生成による析出強化にも寄与する。また、炭化物の形成に要する量以上のＭｏを添加した場合、Ｍｏは固溶して常温強度および高温強度の向上に寄与する。０．１％未満のＭｏの添加では強度上昇効果は充分に発揮されず、０．８％を超えて添加しても強度上昇効果が飽和する。したがってＭｏの濃度範囲を０．１〜０．８％に限定することが好ましい。

ＶおよびＴｉは、炭化物および窒化物を形成し、強度向上に効果的な元素である。特にＴｉは、固溶Ｎを低減することにより島状マルテンサイトＭ＊の生成を抑制することができ、組織をより微細化することで強度、靭性を向上させることができる。ＶおよびＴｉの添加量が、それぞれ、０．０５％未満および０．００５％未満では強化への寄与は充分に発揮されず、それぞれ、０．３％未満および０．０２５％を超えると靭性低下が無視できなくなる。従って、ＶおよびＴｉの添加量は、それぞれ、Ｖ：０．０５〜０．３％およびＴｉ：０．００５〜０．０２５％の範囲とすることが好ましい。
Ｎｂも、炭化物および窒化物を形成し、強度向上に効果的な元素であるが、同時に靭性の低下が著しくなることから、添加量を０．０５０％以下とすることが好ましく、靭性の低下を防止する観点からは、上限を０．０１％以下とすることが更に好ましい。一方、強度向上の観点からは、Ｎｂ量の下限を０．００５％とすることが好ましい。

Ｂは、０．０００１％以上の添加によって鋼材の焼き入れ性を上昇させ、ベイナイト組織あるいはマルテンサイト組織の生成を促進し、強度上昇に有効な元素である。しかし、０．００２５％を超えるＢの添加は、靭性を損なうことがあるため、上限を０．００２５％とすることが好ましい。また、本発明のＨ形鋼を、溶接を必要とする用途に適用する場合、溶接部の残留歪を除去するための焼鈍（ＳＲという）を行うと、Ｂの添加によって靭性を損ない、ＳＲ脆化が問題になることがある。そのため、ＳＲが必要であるような用途に本発明のＨ形鋼を適用する場合には、Ｂの濃度を０．００１０％未満に制限することが好ましい。

Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭは、いずれも脱酸に寄与することに加えて硫化物を形成して靭性低下の要因となるＭｎＳの生成を抑制する。Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの添加量が、それぞれ、０．０００５％未満、０．０００５％未満および０．０００５％未満では靭性低下抑制効果は充分に発揮されず、それぞれ、０．００５％超、０．００５％超および０．００５％超の場合は、粗大な介在物として存在し、靭性の低下を抑制する効果は飽和する。従って、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５％にそれぞれ濃度範囲を限定することが好ましい。

次に、本発明を適用した高強度極厚Ｈ形鋼の製造方法について説明する。

先ず、ウェブ厚またはフランジ厚を４０〜１５０ｍｍとする熱間圧延前において、鋼片を１１００〜１３００℃の温度範囲内に加熱する。ちなみに、この加熱終了後の形鋼の表層部において内部酸化物が分布する層の範囲は、１００μｍ以下としている。

次に、本発明において、以下の圧延条件、冷却条件、焼鈍条件のうち、何れか１又は以上を満たすように組み合わせて熱間圧延することを特徴とする。
（ア）圧延条件
圧延工程においては、形鋼のフランジ表面を７００℃以下にまで水冷し、その後復熱させる。この復熱過程において、形鋼を熱間圧延する。この圧延工程においては、水冷−圧延サイクル１回以上繰返し実行することになる。なお、複熱後の圧延温度は８５０℃以上とすることが好ましい。

（イ）冷却条件
熱間圧延終了後、冷却工程において、０．１〜５℃／ｓの冷却速度で、形鋼のフランジ平均温度が７００〜４００℃の温度域になるまで冷却し、その後放冷する。
（ウ）焼鈍条件
焼鈍工程において、フランジ平均温度が４００℃以下になるまで一旦冷却し後、４００〜５００℃の温度域まで再び加熱し、該温度域で１５分〜５時間保持し、その後、再度冷却する。

上述した製造工程において、加熱、圧延、冷却プロセスに関して限定した理由を述べる。

熱間圧延前の加熱温度を１１００〜１３００℃の温度域に限定したのは以下の理由による。熱間加工による形鋼の製造には塑性変形を容易にするため１１００℃以上の加熱が必要である。また、Ｖ、Ｎｂなどの元素を添加する場合には、１１００℃以上に加熱して、これら元素を十分に固溶させる必要がある。そのため加熱温度の下限を１１００℃とした。加熱温度の上限は加熱炉の性能、経済性から１３００℃とした。

加熱終了後の表層部において内部酸化物が分布する層の範囲を１００μｍ以下としたのは、以下の理由による。極厚Ｈ形鋼においては、薄手サイズのＨ形鋼と比較して熱間圧延での圧下比が小さいことから、加熱段階での表面性状が製品表面の性状に影響を及ぼし疵となって現出しやすく、手入れ加工が必要となる場合がある。そのため、内部酸化物が分布する領域は極力薄層化することが望ましいが、この領域が１００μｍ以下であれば、製品表面品質への悪影響は充分に抑制されることから、上限を１００μｍ以下とした。

上記の（ア）圧延条件で、Ｈ形鋼のフランジ表面を７００℃以下にまで水冷し復熱過程で圧延する水冷・圧延サイクルを１回以上行なうことが好ましい理由は、仕上げ圧延後の加速冷却による表面の焼き入れ硬化を抑制し軟化させるとともに、低温圧延で表層部を極細粒な組織とし、その後の復熱により、フェライトからオーステナイトへ再変態させ、加工歪を除去するためである。この水冷と圧延パス、復熱の組み合わせにより、鋼材表層部の硬化を防止して歪を減少させ、極細粒なフェライト組織が得られ、靱性を向上させることが可能となる。なお、複熱後、再変態させるためには、温度が８５０℃以上に上昇させ、圧延して水冷することが好ましい。

上記の（イ）冷却条件で、圧延終了後に、０．１℃〜５℃／ｓの冷却速度で、形鋼のフランジ平均温度が７００〜４００℃の温度域に冷却した後に放冷することが好ましいのは、加速冷却によりフェライトの粒成長を抑制し、さらにベイナイト組織を微細化することによりミクロ組織を細粒化し高強度・高靭性を得るためである。なお、加速冷却を７００〜４００℃で停止することが好ましいのは、次の理由による。すなわち、７００℃を超える温度で冷却を停止した場合は、表層部の一部がＡｒ_１点以上となりγ相を残存し、このγ相が、共存するフェライトを核にフェライト変態し、さらにこれを核にフェライトが成長し粗粒化するため、加速冷却の停止温度を７００℃以下とすることが好ましい。また、４００℃未満の冷却停止では、その後の放冷中にベイナイト相のラス間に生成する高炭素島状マルテンサイトＭ＊が、硬化相として存在することになる。このＭ＊は、脆性破壊の起点として作用し靭性低下を招くことから、これを回避するため、加速冷却の停止温度を４００℃以上とすることが好ましい。

上記の（ウ）焼鈍条件で、フランジ平均温度が４００℃以下の温度域になるまで一旦冷却した後、４００〜５００℃の温度域まで再び加熱し、該温度域で１５分〜５時間保持し、その後、再度冷却することが好ましいのは、冷却途中での自己焼戻しでは不充分となりやすいＣｕおよび合金炭化物、窒化物の析出を促進するためである。加熱温度域が４００℃未満または加熱保持時間が１５分未満では焼戻しでの二次析出量が不充分になったり、加熱温度域が５００℃超または加熱保持時間が５時間超では過時効となり、析出強化量が減少することがあるために加熱温度域を４００〜５００℃の範囲内に、加熱保持時間を１５分〜５時間の範囲内に、それぞれ限定することが好ましい。

以下に本発明を実施例に基づいて説明する。試作鋼は、転炉溶製し、連続鋳造により厚さ２４０〜３００ｍｍのスラブ鋳片に鋳造し、この鋼片を加熱して、極厚Ｈ形鋼に圧延した。なお、極厚Ｈ形鋼とは、ウェブ厚またはフランジ厚が４０〜１５０ｍｍのＨ形鋼を指す。

熱間圧延条件としては、基本的に孔型圧延によるブレークダウン工程、エッジャー圧延機とユニバーサル圧延機から構成される中間ユニバーサル圧延機群による中間圧延工程、ユニバーサル圧延機による仕上げ圧延工程により構成されるＨ形鋼製造方法を採用する。

この圧延製造方法において、ブレークダウン工程で孔底中央に突起を有し、孔底幅の異なる孔型を複数配置した圧延ロールで鋼片の幅方向に圧延加工することにより適正なフランジ幅およびウェブ高さまで成形する。続いて、中間圧延工程においてエッジャー圧延機でフランジ幅を、ユニバーサル圧延機でウェブ厚、フランジ厚の成形を行なう。さらに、仕上げ圧延機で所定のＨ形鋼サイズに成形する。

中間圧延工程においては、圧延パス間でフランジ外側を７００℃以下にまで水冷し復熱過程で圧延する水冷・圧延サイクルを必要に応じて実施する。

鋼片は、例えば図１に示すレイアウトの加熱炉１により加熱され、粗圧延機２により粗圧延され、続いて、第１の中間圧延機３および第２の中間圧延機４により、所定の寸法からなる極厚Ｈ形鋼へと成形される。

その後、この成形された極厚Ｈ形鋼は、仕上圧延機５による仕上圧延を経て、さらに仕上圧延機５の下流側に設置された鋼材冷却装置６により、フランジ外側および内側を所定の冷却速度で加速冷却する。この鋼材冷却装置６による冷却後、極厚Ｈ形鋼は、冷却床７により次工程の矯正まで放冷される。

なお、上記鋼材冷却装置６による冷却工程において、一部の極厚Ｈ形鋼は、フランジ外側を７００℃以下にまで水冷し、復熱させて仕上圧延機５で圧延する水冷・圧延サイクルを１回ないし複数回実施した。また、圧延終了後、一部の試作鋼のフランジ外側および内側を水冷で加速冷却した。なお、この場合の冷却速度はフランジ厚、ウェブ厚などのサイズにより制御範囲はある程度限定されるものの、圧延仕上げ温度、水冷装置の水量密度、水冷時間などにより制御することができる。さらに、冷却終了後、一部の極厚Ｈ形鋼には、熱処理用の加熱炉で焼戻し（焼鈍）を実施した。

このようにして製造されたＨ形鋼の機械特性は、図２に示すフランジ１２の板厚ｔ２の中心部（１／２ｔ_２）でフランジ幅全長（Ｂ）の１／４、１／２幅（１／４Ｂ、１／２Ｂ）およびウェブ１３の板厚中心部（１／２ｔ_１）でウェブ高さの１／２Ｈから圧延方向（Ｌ方向）を長手方向として試験片を採取し測定した。なお、１／４Ｂは１／４フランジ部、１／２Ｂはフィレット部、１／２Ｈは１／２ウェブ部と称する部位に相当する。これらの箇所の特性を求めたのは、フランジ１／４部（１／４Ｂ）とフィレット部（１／２Ｂ）はＨ形鋼フランジ部の特性が代表できるとしたためである。

表１は、試作鋼の成分分析値、圧延パス間でフランジ外側を７００℃以下にまで水冷し復熱過程で圧延する水冷・圧延サイクル回数（プロセス１））、圧延終了後に水冷で加速冷却する場合の７００〜４００℃までの平均冷却速度（プロセス２））、フランジ平均温度が４００℃以下になるまでの冷却終了後に熱処理を行なう場合の４００〜５００℃の温度域での保持時間（プロセス３））、降伏強度、０℃でのシャルピーＶノッチ試験での衝撃吸収エネルギー３点平均値、６００℃での０．２％耐力を示している。なお、表１の成分分析値の空欄は、各成分が検出限界未満であったことを意味する。

表１の実施例１〜１８は、本発明を適用した高強度極厚Ｈ形鋼の例である。また、実施例１９〜２２は、本発明において限定した化学成分から逸脱した比較鋼を試験片として使用している。ちなみに、実施例１９は、Ｃの含有率を、実施例２０は、Ｍｎ及びＮの含有率を、実施例２１は、Ｐ及びＢの含有率を、実施例２２は、Ｃｕの含有率を、本発明において限定した化学成分から逸脱させている。なお、各実施例１〜２２において、フランジ厚は、４０〜１５０ｍｍの範囲としている。その上限を１５０ｍｍとした理由は、工業的な製造容易性を考慮したものである。また、この上限を超えるフランジ厚さでは、必要な強度、延性、靭性等を得るための圧下比（加工度）を考慮すると、素材厚さが３００ｍｍを超えてしまうことになり、工業的に量産できなくなるからである。

また各実施例１〜２２において、プロセス１）圧延工程におけるＨ形鋼のフランジ表面を７００℃以下にまで水冷し復熱過程で圧延する水冷・圧延サイクル回数、プロセス２）圧延終了後、水冷する場合において、形鋼のフランジ平均温度が７００〜４００℃の温度域での平均冷却速度、プロセス３）フランジ平均温度が４００℃以下の温度域まで一旦冷却した後、４００〜５００℃の温度域まで再び加熱した場合の保持時間（該温度域で１５分〜５時間の範囲とし、再度冷却する。）につき、互いに条件を異ならせている。

その結果、本発明を適用した実施例１〜１８の形鋼は、いずれも、降伏強度４５０ＭＰａ以上、６００℃での０．２％耐力３００ＭＰａ以上、０℃シャルピー衝撃吸収エネルギーが１００Ｊ以上といった高強度耐火極厚Ｈ形鋼に必要な機械特性を全て満足している。これに対して、比較鋼としての実施例１９〜２２は、本発明鋼に規定した化学成分範囲を満足せず、そのため所望の機械特性を満足できていないことが示されている。

即ち、Ｃの濃度を０．０７％超とした実施例１９は、炭化物が粗大化し、靭性が低下することから、０℃シャルピー衝撃吸収エネルギーが大幅に低下している。また、Ｍｎの濃度を０．３％超、Ｎを０．００６％超とした実施例２０では、靭性が低下してしまい、０℃シャルピー衝撃吸収エネルギーが大幅に低下している。また、Ｐの濃度を０・１％超、Ｂを０．００２５％超とした実施例２１では、二次加工性が劣化し、０℃シャルピー衝撃吸収エネルギーが大幅に低下している。さらに、Ｃｕの濃度を５％以上とした実施例２２では、却って靭性が低下し、０℃シャルピー衝撃吸収エネルギーが大幅に低下していることが分かる。このような比較鋼としての実施例１９〜２２の実験結果から、上述した本発明の効果を確認することができる。

表２に、表１と同様の製造方法で試作した極厚Ｈ形鋼の成分分析値、プロセス１）圧延工程におけるＨ形鋼のフランジ表面を７００℃以下にまで水冷し復熱過程で圧延する水冷・圧延サイクル回数、プロセス２）圧延終了後、水冷する場合において、形鋼のフランジ平均温度が７００〜４００℃の温度域での平均冷却速度、プロセス３）フランジ平均温度が４００℃以下の温度域まで一旦冷却した後、４００〜５００℃の温度域まで再び加熱した場合の保持時間、降伏強度、０℃でのシャルピーＶノッチ試験での衝撃吸収エネルギー３点平均値、６００℃での０．２％耐力を示す。

なお、表２の成分分析値の空欄は、各成分が検出限界未満であったことを意味する。

本発明鋼としての実施例２３〜３８の形鋼は、いずれも降伏強度４５０ＭＰａ以上、６００℃での０．２％耐力３００ＭＰａ以上、０℃シャルピー衝撃吸収エネルギーが１００Ｊ以上といった高強度耐火極厚Ｈ形鋼に必要な機械特性を全て満足している。また、比較鋼としての実施例３９〜４３の形鋼に示す条件では、本発明鋼に規定した化学成分範囲を満足せず、そのため所望の機械特性を満足できていない。

以上の実施例からも明らかなごとく、降伏強度４５０ＭＰａ以上、６００℃での０．２％耐力３００ＭＰａ以上、０℃シャルピー衝撃吸収エネルギーが１００Ｊ以上の高強度耐火極厚Ｈ形鋼およびその製造方法の提供が可能となった。鉄骨造の高層ビルにおける柱等の部材をはじめとして、土木建築分野に使用する部材への適用が可能であり、部材軽量化、安全性向上等、産業上の効果は極めて顕著である。

極厚Ｈ形鋼の圧延方法を実行するための装置につき説明するための図である。Ｈ形鋼の各部位を示す図である。

符号の説明

１中間ユニバーサル圧延機群
２ユニバーサル圧延機
３水冷装置
４エッジャー圧延機
５圧延ロール
６仕上げ圧延機
１１極厚Ｈ形鋼
１２フランジ
１３ウェブ

Claims

質量％で、
Ｃ：０．００５〜０．０７％、
Ｓｉ：０．００５〜０．２％、
Ｍｎ：０．００５〜０．３％、
Ｐ：０．０００１〜０．１％、
Ｓ：０．０００１〜０．０６％、
Ａｌ：０．００１〜０．０１％、
Ｎ：０．００２〜０．００６％、
Ｎｉ：０．０１〜５％、
Ｃｕ：１．３〜５％
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、降伏強度４５０ＭＰａ以上、０℃シャルピー衝撃吸収エネルギー１００Ｊ以上、６００℃での０．２％耐力３００ＭＰａ以上、ウェブ厚またはフランジ厚４０〜１５０ｍｍの、耐火性に優れた高強度極厚Ｈ形鋼。
Ｓｉ、ＭｎおよびＣｕの含有量が、それぞれ、質量％で、
Ｓｉ：０．００５〜０．１％、
Ｍｎ：０．００５〜０．１％、
Ｃｕ：２〜５％
であることを特徴とする請求項１に記載の耐火性に優れた高強度極厚Ｈ形鋼。
さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．１〜３％、
Ｍｏ：０．１〜０．８％、
Ｖ：０．０５〜０．３％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｎｂ：０．０５０％以下、
Ｂ：０．００２５％以下
のいずれか１種または２種以上を含有し、
前記Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂのいずれかを含有する場合には、前記Ｎ量に代えて、
Ｎ：０．００４〜０．００９％
を含有することを特徴とする、請求項１又は２に記載の耐火性に優れた高強度極厚Ｈ形鋼。
さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５％
のいずれか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ないし３のいずれか１項に記載の耐火性に優れた高強度極厚Ｈ形鋼。
請求項１ないし４のいずれか１項に記載の成分を有する鋼片を、１１００〜１３００℃で、加熱終了後の表層部において内部酸化物が分布する層が１００μｍ以下となるように加熱した後、ウェブ厚またはフランジ厚が４０〜１５０ｍｍとなるように熱間圧延を行なうに際し、
（圧延条件）該熱間圧延工程で、一旦、形鋼のフランジ表面を７００℃以下にまで水冷し、その後の復熱過程で圧延する水冷・圧延サイクルを１回以上行なうこと、
（冷却条件）該熱間圧延終了後に、０．１〜５℃／ｓの冷却速度で、形鋼のフランジ平均
温度が７００〜４００℃の温度域に冷却し、その後、放冷すること、
（焼鈍条件）フランジ平均温度が４００℃以下の温度域まで一旦冷却した後、４００〜５００℃の温度域まで再び加熱し、該温度域で１５分〜５時間保持し、その後、再度冷却す
ること、
の各条件のうちのいずれか１または２以上を満たすように組合せて熱間圧延することを特徴とする、降伏強度４５０ＭＰａ以上、０℃シャルピー衝撃吸収エネルギー１００Ｊ以上、６００℃での０．２％耐力３００ＭＰａ以上、ウェブ厚またはフランジ厚４０〜１５０ｍｍの、耐火性に優れた高強度極厚Ｈ形鋼の製造方法。
熱間圧延工程で、一旦、形鋼のフランジ表面を７００℃以下にまで水冷し、復熱させて８５０℃以上で圧延する水冷・圧延サイクルを１回以上行なうことを特徴とする請求項５に記載の降伏強度４５０ＭＰａ以上、０℃シャルピー衝撃吸収エネルギー１００Ｊ以上、６００℃での０．２％耐力３００ＭＰａ以上、ウェブ厚またはフランジ厚４０〜１５０ｍｍの、耐火性に優れた高強度極厚Ｈ形鋼の製造方法。