JP5471523B2

JP5471523B2 - 靱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: JP5471523B2
Application number: JP2010018664A
Authority: JP
Inventors: 泰士長谷川; 紀昭小野寺; 裕史北; 輝行若月; 広一山本
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2010-01-29
Filing date: 2010-01-29
Publication date: 2014-04-16
Anticipated expiration: 2030-01-29
Also published as: JP2011157573A

Description

本発明は、建築用途に好適な、靭性に優れた高強度極厚Ｈ形鋼およびその製造方法に関する。

都市の利便性が追求され、大都市の空間を効率よく活用するために、近年、建築物の大型化や高層化が進んでいる。大型の建築物では、特に構造上の主要な強度部材に、単位面積あたりの耐荷重が大きい鋼材を用いる傾向にある。このように、建築構造部材の高強度化に対する要求が高まりつつあり、一部では５５０ＭＰａ以上の強度を有する鋼材の使用が検討されている。

また、高層建築物の特に高層階部分では、梁、あるいは壁に高強度部材を適用し、断面積を減少すれば、建築物自体の重量を軽減することができる。一方、高層建築物を支える低層部分では、剛性の優れた高強度の大断面鋼材が必要とされる。したがって、建築構造部材には、汎用性が高く、部材としての強度発現に有効な断面構造を有しているＨ形鋼が好適である。

ところが、Ｈ形鋼は特殊な断面形状を有しているため、厚みを大きくする際には、各部位の機械的特性を均質にすることが難しくなる。特に高い強度を獲得するためには高度な組織制御が必要となる。さらに、構造部材では溶接による接合も考慮して設計する必要があることから、高強度と同時に優れた加工性や靱性が要求される。

そのため、異形断面鋼材の高強度化と高靱性化とを同時に達成するという課題が、製造工程の自由度の中で解決されなければならない。したがって、極厚の断面形状を有し、フランジの板厚中心の強度及び靭性を確保し、溶接性や加工性をも同時に具備するＨ形鋼を得るには、化学成分及び金属組織を高い精度で制御する技術が必要になる。

従来、鋼材の高強度化を実現するために、炭素濃度を低減し、合金元素によって焼入れ性を高める方法が提案されている（例えば、特許文献１、２、参照）。しかし、これらの合金設計の考え方は一般的な概略８０ｍｍ近傍以下の板厚の鋼材に関するものである。すなわち、特許文献１及び２には、８０ｍｍ以上のフランジの板厚中心において、優れた強度及び靱性を同時に、かつ安定して獲得する、Ｈ形鋼の製造技術は提案されていない。

一方、構造上、比較的厚肉の鋼材が要求される建築物においては、厚み方向での位置によらず均質な特性を得る、厚鋼板の製造技術が提案されている（例えば、特許文献３〜５、参照）。これらは、炭化物、窒化物などの析出制御や、酸化物などの介在物制御、制御圧延、加速冷却である。しかし、これらの合金設計指針は、通常の板厚を有する厚鋼板の製造には有効であるものの、８０ｍｍ以上の鋼材を製造する技術は提案されていない。

Ｈ形鋼の強度と靱性を獲得する技術としては、Ｎｉ、Ｃｕなどの合金元素を大量に添加する方法が提案されている（例えば、特許文献６、参照）。しかし、特許文献６にも８０ｍｍ以上の板厚において、板厚中心での強度と靱性を両立させる技術への言及はない。また、特許文献６に提案されている方法は、Ｎｉ、Ｃｕなどの高価な合金元素の添加量が非常に多く、極めてコストの高いＨ形鋼を提供する技術である。したがって、これまでには、安価かつ高性能なＨ形鋼を製造可能とする技術は提案されていない。

特開平１０−７２６２０号公報特開２００４−２５６８９４号公報特開２００４−３３９５５０号公報特開平８−１４４０１９号公報特開２００２−０３０３８０号公報特開平１１−１９３４４０号公報

従来、特に、フランジの厚みが８０ｍｍ以上になると、熱間圧延のみでは、厚み方向の機械特性が均質な高強度Ｈ形鋼を得ることが困難であった。そのため、建築物の構造上、フランジの厚みが８０ｍｍ以上であるＨ形鋼が必要とされる場合は、鋼板を組み合わせて溶接する方法で製造されている。

しかし、全長にわたって、ウェブの両端に２つのフランジを溶接して製造されるＨ形鋼（溶接Ｈ形鋼）の生産性は、当然、圧延によって製造されるＨ形鋼（圧延Ｈ形鋼）に比べて低い。そのため、溶接Ｈ形鋼は製造コストが高く、結局、フランジの厚みが８０ｍｍ以上で、安価な極厚Ｈ形鋼の供給は、現時点でほとんど実現していない。

すなわち、ユニバーサル圧延などによって製造される、安価、かつ８０ｍｍ以上のフランジの厚みを有するＨ形鋼の強度と靱性を同時に満足する技術は、未だに実現を見ていない。土木、貯槽、建築機械分野においても、建材と同様な技術的課題があり、極厚Ｈ形鋼の安価な高性能化技術が望まれているものの、結局、提案されていない。

本発明は、このような実情に鑑みてなされたものであり、圧延Ｈ形鋼の製造工程を前提として、主に、建築物に適用する、大断面で剛性に優れた極厚Ｈ形鋼、具体的には、フランジの厚みが８０ｍｍ以上で、フランジの板厚中央部において、室温における引張強さが５５０ＭＰａ以上であり、かつ０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが２７Ｊ以上である高強度高靱性極厚Ｈ形鋼、および、安価かつ生産性高く、高強度高靱性極厚Ｈ形鋼を製造する方法の提供を課題とするものである。

本発明者らは、極厚Ｈ形鋼のフランジの厚み方向の中央部における強度、靱性および組織と成分組成との関係について検討を行った。まず、強度の向上に有効であり、一方では靭性を低下させるＣの添加量を制限し、同時に焼入れ性を向上させるＭｎの添加量を制御した。その結果、（ｘ）焼入れ性の指標であるＣとＭｎの含有量の比（Ｃ／Ｍｎ）を適正な範囲とすることが重要であることがわかった。次に、Ｂの添加による焼入れ性の向上について検討を行った。その結果、（ｙ）効果を安定して獲得するためにＮｂとＮの含有量の積（Ｎｂ×Ｎ）という、新たな焼入れ性向上指標の制限が必要であることを見出した。更に、靭性と、残留オーステナイトおよび成分組成との関係について検討した。その結果、（ｚ）高強度極厚Ｈ形鋼の靭性を向上させるためには、Ｃ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｂによって求められる予測残留オーステナイト体積率γr［％］を制御することが重要であるという知見を得た。

本発明は、上記の知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０５％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：１．７０〜２．２％、Ｎｉ：０．０５〜０．４％、Ｃｕ：０．０５〜０．４％、Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００７〜０．０２５％、Ｎ：０．００１〜０．００５％、Ｂ：０．０００３〜０．００２５％を含有し、
Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下に制限し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、ＣとＭｎの含有量の比（Ｃ／Ｍｎ）が０．００３〜０．０１７であり、ＮｂとＮの含有量の積（Ｎｂ×Ｎ）が１×１０^−４以下であり、下記（式１）によって求められる予測残留オーステナイト体積率γr［％］が２．５％以下であり、光学顕微鏡によって観察される、フランジ部の金属組織のベイナイト面積率が３０％以上であり、残部がフェライトであり、フランジの厚みが８０ｍｍ以上であることを特徴とする靭性に優れた極厚高強度Ｈ形鋼。

γr＝Ｃ＋２Ｓｉ＋３（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ＋１００Ｂ・・・（式１）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｂは各元素の含有量［質量％］である。
（２）更に、質量％で、Ｍｏ：０．２％以下、Ｖ：０．１％以下の一方または両方を含有することを特徴とする上記（１）に記載の靱性に優れた極厚高強度Ｈ形鋼。
（３）更に、質量％で、Ｃａ：０．００４％以下、Ｍｇ：０．００４％以下の一方または両方を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の靱性に優れた極厚高強度Ｈ形鋼。
（４）フランジ部の引張強度が５５０ＭＰａ以上であり、かつ、０℃におけるシャルピー衝撃吸収エネルギーが２７Ｊ以上であることを特徴とする上記（１）〜（３）の何れか１項に記載の靱性に優れた極厚高強度Ｈ形鋼。
（５）上記（１）〜（４）の何れか１項に記載の極厚高強度Ｈ形鋼の製造方法であって、上記（１）〜（３）の何れか１項に記載の成分を含有する鋼片を再加熱し、圧延開始温度を１２００℃以上、圧延仕上温度を９５０℃以上として、フランジ部の板厚が８０ｍｍ以上になるように熱間圧延を行うことを特徴とする靱性に優れた極厚高強度Ｈ形鋼の製造方法。

なお、本発明においてシャルピー吸収エネルギーとは、鋼材の靱性値を代表する数値であって、ＪＩＳＺ２２４２に記載の試験方法に基づいて、ＪＩＳ４号衝撃試験片により繰り返し数３の測定を実施し、その最低値をもって靭性を評価する。また、引張強さについてはＪＩＳＺ２２４１に記載の試験方法に基づいて、ＪＩＳ４号丸棒試験片を加工採取し、繰り返し数２として、その平均値をもって強度を評価する。

本発明によれば、８０ｍｍ以上の厚みを有し、そのフランジの板厚中央において、室温強度が５５０ＭＰａ以上であり、０℃におけるシャルピー吸収エネルギーの値で２７Ｊ以上となる、強度および靱性に優れた極厚Ｈ形鋼を、熱間圧延によって、生産性高く製造することが可能になる。更に、本発明のＨ形鋼を建築用鋼材として高層建築物の低層または基盤部分に適用することにより、従来にない高剛性基礎構造を可能とし、大都市の空間の効率的利用、利便性の向上を著しく推進することが可能となる。更には、土木、建築、貯槽、建築用機械分野においても、本発明の靱性に優れた高強度極厚Ｈ形鋼の普及させることによって、社会基盤または工業の発展に大きく寄与することが可能になるなど、産業上の貢献が極めて顕著である。

極厚Ｈ形鋼の断面形状の模式図である。（Ｃ／Ｍｎ）と鋼材の厚み方向の中央部における強度との関係を示す図である。（Ｎｂ×Ｎ）と鋼材の厚み方向の中央部における強度との関係を示す図である。予測残留オーステナイト体積率と鋼材の厚み方向の中央部における靭性との関係を示す図である。

図１に、極厚Ｈ形鋼の断面を模式的に示す。本発明の極厚Ｈ形鋼は、フランジの厚み３が８０ｍｍ以上である。また、本発明の極厚Ｈ形鋼では、フランジの板厚中心部２の強度と靱性に優れる。そのため、本発明の極厚Ｈ形鋼を使用して構成した建築部材または機械等は剛性が高く、また強度と靱性に優れる。本発明の極厚Ｈ形鋼は、フランジの厚みが８０ｍｍ以上であり、フランジの板厚中心部では冷却速度が低下する。そのため、特に、（ｘ）ＣとＭｎの含有量の比（Ｃ／Ｍｎ）、（ｙ）ＮｂとＮの含有量の積（Ｎｂ×Ｎ）、（ｚ）残留オーステナイト体積率予測式γｒが重要な指標となる。

以下、各指標について説明する。
（ｘ）ＣとＭｎの含有量の比（Ｃ／Ｍｎ）
まず、ＣとＭｎの含有量の比（Ｃ／Ｍｎ）について説明する。ＣおよびＭｎは、鋼材の焼入れ性に及ぼす影響が大きく、本発明では最も重要な元素である。Ｃは僅かな添加量でも著しく鋼材の焼入れ性を高める元素であり、Ｃ量が比較的多く、かつＭｎ量が比較的少ない場合は、Ｃが鋼材の焼入れ性を決定することがある。

この場合には、Ｃの拡散速度が非常に速いことから、冷却速度の影響を強く受け、Ｈ形鋼の表層が硬質になり、厚み方向の中心部が軟質になる可能性がある。すなわち、本発明の極厚Ｈ形鋼は、フランジの厚みが８０ｍｍ以上であるため、強度が部位によって変動しやすい。したがって、本発明の極厚Ｈ形鋼では、焼入れ性がＣ添加量によって大きく変動しないように、換言すれば、拡散速度の遅いＭｎが焼入れ性を決定するように、Ｍｎ量をＣ量に対して制御することが必要である。

そこで、本発明らは、ＣとＭｎの含有量の比（Ｃ／Ｍｎ）が、極厚Ｈ形鋼のフランジの特性に影響を及ぼす重要な因子であると考え、検討を行った。その結果、Ｃ／Ｍｎが大きすぎると、極厚Ｈ形鋼のフランジの強度を均質にすることが難しく、厚み方向の中心部の強度が低下することがわかった。一方、Ｃ／Ｍｎが小さすぎると、焼入れ性が不足し、強度が低下することがわかった。

具体的には、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎ、Ｂ、Ｐ、Ｓ、Ｏの含有量、更に、必要に応じて添加するＭｏ、Ｖ、Ｃａ、Ｍｇの含有量を上記（１）〜（３）の範囲内に調整し、ＣとＭｎの値を種々に変化させ、板厚８０ｍｍ以上の鋼材を試作し、厚み方向の中心部の強度を測定した。

図２はその一例を示すもので、含有される成分が、０．０３％Ｓｉ、０．２２％Ｎｉ、０．２０％Ｃｕ、０．０１８％Ｎｂ、０．０１２％Ｔｉ、０．００３％Ｎ、０．００１１％Ｂ、０．００５％Ｍｏである、１３０ｍｍ厚みの鋼材の結果である。図２では、ＣとＭｎの含有比で、１３０ｍｍ厚みの鋼材の板厚中心の強度を整理している。

図中に示した曲線の概略の推定値から、Ｃ／Ｍｎの最適値を０．００３〜０．０１７と決定した。なお、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎ、Ｂ、Ｐ、Ｓ、Ｏの含有量、更に、必要に応じて添加するＭｏ、Ｖ、Ｃａ、Ｍｇの含有量を上記（１）〜（３）の範囲内に調整した、図２以外の試作鋼材においても、ほぼと同様の数値が得られることを確認している。更に検討を進め、本発明者らは、Ｃ／Ｍｎの値が０．００３〜０．０１７であれば、厚みが８０ｍｍ以上であるフランジの中央部の強度が５５０ＭＰａ以上という、高強度の極厚Ｈ形鋼が得られることを実験的に確認した。
（ｙ）ＮｂとＮの含有量の積（Ｎｂ×Ｎ）
次に、ＮｂとＮの含有量の積（Ｎｂ×Ｎ）について説明する。Ｎｂは、Ｃを固定して炭化物を形成する元素であり、本発明では、Ｂが炭化物として析出しないようにＮｂの添加量を制御する。すなわち、Ｎｂは、Ｂによる焼入れ効果を確保して、強度を向上させる重要な元素である。また、微細なＮｂＣの析出は、熱間圧延中の結晶粒の粗大化を抑制し、組織の細粒化を促すため、靱性の向上に寄与する。

しかし、Ｎが鋼中に多量に存在すると、ＮｂはＮと結合し、目的とするＣの固定能が減殺されてしまう。すなわち、Ｂの焼入れ性向上効果を最大限に発揮させるべく、Ｎｂの含有量をＮの含有量に応じて制御する必要がある。Ｎｂの窒化物の析出を抑制するためには、溶解度積の観点から、ＮｂとＮの含有量の積（Ｎｂ×Ｎ）を制限することが合理的である。したがって、（Ｎｂ×Ｎ）は、Ｂ添加による焼入れ性の向上の効果を得るための評価指標として重要である。特に、製鋼工程において、大気から溶鋼中へのＮの侵入は避けられないため、（Ｎｂ×Ｎ）の制御は極めて有効である。

図３に、一例として、含有する成分が、０．０１５％Ｃ、０．０３％Ｓｉ、１．８５％Ｍｎ、０．２１％Ｎｉ、０．１８％Ｃｕ、０．０１２％Ｔｉ、０．０１６％Ａｌ、０．００１０％Ｂ、０．０５％Ｍｏ、０．０４％Ｖであり、厚みが１４０ｍｍである鋼材のデータを示す。図３は、ＮｂとＮの含有量を種々に変化させて、実生産工程によって試作した、フランジの厚みが１４０ｍｍであるＨ形鋼の、（Ｎｂ×Ｎ）と室温における引張強さの関係を示す図である。なお、図３は、フランジの厚み方向の中央部の引張強さを示しており、（Ｎｂ×Ｎ）が１．０×１０^−４以下の場合に、フランジの厚み中心部における強度が目標値である５５０ＭＰａを安定して超えることがわかる。

同様の検討を、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎ、Ｂ、Ｐ、Ｓ、Ｏの含有量、更に、必要に応じて添加するＭｏ、Ｖ、Ｃａ、Ｍｇの含有量を上記（１）〜（３）の範囲内に調整した、図３以外の試作鋼材においても行い、パラメータ（Ｎｂ×Ｎ）の上限を１．０×１０^−４以下と決定した。更に検討を進め、本発明者らは、（Ｎｂ×Ｎ）の上限を１．０×１０^−４以下とすれば、厚みが８０ｍｍ以上であるフランジの中央部の強度が５５０ＭＰａ以上という、高強度の極厚Ｈ形鋼が得られることを実験的に確認した。
（ｚ）予測残留オーステナイト体積率γｒ
本発明の鋼は、冷却速度が遅くなる厚み方向の中央部における強度低下を抑制するため炭素を低減し、焼入れ性を確保するため、ＭｎとＢを積極的に活用している。さらに、焼入れ性を高めるためにＮｉ、Ｃｕを添加し、Ｃを固定するためにＮｂを添加し、Ｎを固定するためにＴｉを添加する。また、必要に応じて、焼入れ性を高めるＭｏや、Ｃと結合して析出強化により強度の向上に寄与するＶを添加する。

このような本発明の合金設計では、冷却速度が遅くなると残留オーステナイト（残留γ）が生成しやすくなる。本発明者らは実験を重ねた結果、残留γの存在によって、靱性のばらつきが大きくなることを見出した。したがって、靱性を獲得するためには、残留γの生成を抑制することが必要である。残留γによって靭性のばらつきが大きくなる理由については、以下のように考えている。

組織中に不安定な残留γが存在すると、衝撃が鋼材に加わった際、加工誘起変態によって、いわゆる加工誘起マルテンサイト組織を生成する。すなわち、組織中の残留γは、局部的な内部応力の上昇に起因して、硬質な加工誘起マルテンサイトに変態し、割れの起点となる。したがって、靭性のばらつきを抑制するには、残留γの生成を防止する必要がある。しかし、フランジの厚みが８０ｍｍ以上になると、冷却速度を大きくすることが困難であり、残留γが生成しやすくなる。

したがって、極厚Ｈ形鋼の靭性を確保するには、冷却速度が低下しても残留γの生成が抑制されるように、成分組成を適正に制御することが必要である。本発明者らは、Ｃ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｂに着目して、これらの含有量と残留γ量との関係について検討を行った。残留γ量（体積率）は、広角Ｘ線回折による、鋼中のＢＣＣ鉄のピーク高さとＦＣＣ鉄のピーク高さを比較し、一般的に実用化されている検量線を用いて、定量化して測定した。

その結果、（式１）により、鋼中の残留γの体積率を推定できることがわかった。（式１）によって求められる予測残留オーステナイト体積率γr［％］は、本発明のＨ形鋼において、実際にＸ線回折のピーク高さ判定法に極めて近い値であることを、別途確認しており、その精度は絶対値として±０．１（％）以内であった。

γr［％］＝Ｃ＋２Ｓｉ＋３（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋（Ｍｏ）＋１００（Ｂ）・・・（式１）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｂは、各元素の含有量［質量％］である。

本発明者らは、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎ、Ｂ、Ｐ、Ｓ、Ｏの含有量、更に、必要に応じて添加するＭｏ、Ｖ、Ｃａ、Ｍｇの含有量を上記（１）〜（３）の範囲内に調整した鋼材を、実験室で溶解、鋳造、熱間圧延して１４０ｍｍ厚みの鋼板を試作した。得られた鋼板の板厚の中央部から試験片を採取し、０℃でシャルピー吸収エネルギーを測定した。図４に、厚み方向の中心における、０℃のシャルピー吸収エネルギーと予測残留オーステナイト体積率γr［％］との関係を示す。なお、０℃でのシャルピー吸収エネルギーは、一般的な建築用鋼材に要求される２７Ｊを評価基準とした。

図４に示したように、予測残留オーステナイト体積率γr［％］が２．５％を超えると、０℃のシャルピー吸収エネルギーが２７Ｊを下回る。更に検討を進め、本発明者らは、予測残留オーステナイト体積率γr［％］を２．５％以下とすれば、厚みが８０ｍｍ以上であるフランジの中央部の、０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが２７Ｊ以上という、高靭性の極厚Ｈ形鋼が得られることを実験によって確認した。

すなわち、（式１）から求められる予測残留オーステナイト体積率γr［％］によって、フランジの厚みが８０ｍｍ以上である極厚Ｈ形鋼の、フランジの厚み方向の中心部の靱性を評価することが可能であり、良好な靭性を得るための上限値は２．５％以下である。

次に、化学成分を限定する理由について説明する。なお、％は、質量％を意味する。

Ｃ：Ｃは鋼材の焼入性の向上に寄与し、同時に、炭化物や炭窒化物を形成して鋼材の強度の向上に寄与する。この効果を得るには、０．００５％以上のＣを添加することが必要である。一方、０．０５％を超えるＣを添加すると、特に、フランジの厚み方向の中央部において、粗大な炭化物や炭窒化物が粒界に析出し、靱性が低下するため、上限を０．０５％とする。加工性及び組織安定性を考慮すれば、Ｃ量は、０．０１〜０．０３％が好ましい。

Ｍｎ：Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させ、強度及び靭性の向上に寄与する元素である。厚みが８０ｍｍ以上のフランジを有する本発明のＨ形鋼では、特に、Ｍｎは重要な元素であり、焼入れ性の向上により厚み方向の中央部の強度の上昇に寄与する。このような効果を得るために、本発明ではＭｎを１．７％以上添加する。一方、２．２％を超えてＭｎを添加すると、中心偏析部位においてＭｎＳを多量に生成し、靱性を損なう場合があるため、上限を２．２％以下とする。強度を重視する場合には、Ｍｎ量は１．８％以上が好ましく、靱性を重視する場合には、Ｍｎ量は２．１％以下が好ましい。

Ｎｂ：Ｎｂは炭化物を生成してＣを固定する重要な元素である。本発明では、Ｎｂの添加によって炭硼化物の析出を抑制し、Ｂを粒界に偏析させて焼入れ性向上の効果を有効に発現させる。効果を得るには、０．００５％以上のＮｂの添加が必要である。また、微細なＮｂＣは、組織を微細化し、靭性の向上に寄与する。一方、０．０２５％を超えてＮｂを添加すると、ＮｂＣが粗大になり、靱性を低下させるため、上限を０．０２５％以下に限定した。したがって、靱性を重視する場合には、Ｎｂ量を０．０１〜０．０２％に制御することが好ましい。

Ｎ：Ｎは、不純物であり、ＢＮを析出して粒界に偏析するＢ量を減少させ、Ｂによる焼入れ性向上効果を低減する場合がある。そのため、Ｎの含有量の上限を０．００５％以下とする。また、粗大なＴｉＮが生成すると靭性を損なうため、Ｔｉ量の上限は０．００４％以下が好ましい。一方、微細なＴｉＮが析出すると、熱間圧延中の粒成長が抑制され、靭性の向上に寄与するため、Ｎの含有量の下限を０．００１％以上とする。

Ｂ：Ｂは、ＢＮや炭硼化物の生成を防止して粒界に非平衡偏析させると、粒界からの変態に伴う粒成長を効果的に抑制する。このため僅かなＢの添加で、鋼材の焼入れ性を著しく高めることが可能であり、本発明では、０．０００３％以上のＢを添加する。一方、０．００２５％を超えてＢを添加すると、Ｍ_２３（Ｃ，Ｂ）_６型炭硼化物を析出して靱性を低下させる場合があることから、上限を０．００２５％以下に限定した。靱性のばらつきを抑制するためには、Ｂ量の上限を０．００２０％以下に限定することが好ましい。

Ｔｉ：Ｔｉは窒化物を生成してＮを固定する重要な元素であり、本発明では、Ｔｉの添加によってＢＮの析出を抑制し、Ｂを粒界に偏析させて、焼入れ性向上の効果を有効に発現させる。０．００７％以上のＴｉを添加することにより、鋼中のＮを有効に固定できるようになる。また、ＴｉはＮと結合して微細なＴｉＮを析出し、熱間圧延時の結晶粒成長を抑制し、結晶粒を微細化して靭性の向上にも寄与するため、０．０１０％以上の添加が好ましい。一方、０．０２５％を超えてＴｉを添加すると、粗大なＴｉＣまたはＴｉＮが析出して靱性を低下させる場合があることから、上限を０．０２５％以下に限定した。靱性を重視する場合、Ｔｉ量の上限は０．０２０％以下が好ましい。

Ｎｉ，Ｃｕ：ＮｉおよびＣｕは何れもγ相安定化元素である。Ｎｉ、Ｃｕを添加すると、鋼材のＡｒ_３点が低下し、圧延後の冷却時における変態開始温度が低下し、焼入れ性が向上する。効果を得るには、Ｎｉ、Ｃｕを、それぞれ０．０５％以上添加することが必要であり、強度を重視する場合は、それぞれ０．１０％以上の添加が好ましい。一方、０．４０％を超えてＮｉ、Ｃｕを添加すると、残留γが生成するため、それぞれの上限を０．４０％以下とする。また、Ｃｕのみを添加すると、赤熱脆性を生じて熱間圧延時に表面割れを発生させる場合があり、これを抑制するためには、Ｎｉの添加が有効である。一方、Ｎｉのみを添加して焼入れ性を高める場合には、ミクロ偏析に起因して残留γが生成しやすくなり、合金コストも高くなる。したがって、本発明では、ＮｉとＣｕを同時に添加することが必要である。

Ｓｉ：Ｓｉは、製鋼工程で脱酸剤として添加するが、固溶強化によって鋼の強度向上にも寄与する元素である。Ｓｉ量が少ない場合は、Ｔｉの酸化物が生成し、Ｎの固定が不十分になって、Ｂの添加による焼入れ性の向上効果が不十分になることがあるため、本発明では、Ｓｉ量の下限を０．０１％以上とする。また、Ｓｉの添加によって強度を高める場合は、０．０５％以上を添加することが好ましい。一方、０．５０％を超えてＳｉを添加すると、酸化物クラスターを生成して靭性が低下するため、上限を０．５０％以下とする。Ｂ添加の効果を安定して発揮させるためには、Ｓｉ量の上限は０．３０％以下が好ましい。靱性への影響を重視する場合には、Ｓｉ量の上限は０．１０％以下が好ましい。

Ａｌ：Ａｌは脱酸元素であり、本発明では、Ｎを固定するＴｉや、硫化物の形態を制御するＣａ、Ｍｇが酸化物を生成しないように、Ａｌを添加し、溶鋼の酸素濃度を低減する。Ｔｉや、Ｃａ、Ｍｇなどの酸化物の生成を抑制するには、Ａｌ量を０．００５％以上にすることが必要である。一方、０．１％を超えてＡｌを添加するとＡｌ酸化物のクラスターが生成する場合があることから、上限を０．１％以下に制限した。クラスター生成による靱性低下を抑制するには、Ａｌ量の上限を０．０８％以下とすることが好ましい。

Ｐ、Ｓ、Ｏ：Ｐ及びＳ、さらにＯは不可避的に鋼中に含有される不純物元素であり、靭性を低下させるため、含有量を制限する。本発明では、Ｐを０．０２％以下、Ｓを０．０１％以下、Ｏを０．０１％以下とする。

以上の基本化学組成に加えて、本発明では、焼入れ性を高めるＭｏ、析出強化に寄与するＶ、硫化物の形態制御に有効なＣａ及びＭｇを、必要に応じて添加する。

Ｍｏ：Ｍｏは、鋼の焼入れ性を高める元素であり、特にＢと同時に添加することでその効果がさらに高められる。Ｍｏの効果は、０．０１％以上の添加で顕著となる。一方、０．２％を超えてＭｏを添加すると、残留γを生成して、靱性が劣化する場合があるため、Ｍｏ量の上限は０．２％以下が好ましい。また、Ｍｏは高価な元素でもあるため、より好ましい上限は０．１５％以下である。

Ｖ：Ｖは、主に炭化物として析出し、強度向上に寄与する元素である。効果を得るには、０．０１％以上のＶの添加が好ましい。一方、０．１％を超えてＶを添加すると、粗大な炭化物が析出し、鋼材の靱性が劣化する場合があるため、Ｖ量の上限は０．１％以下が好ましい。靱性を重視する場合には、Ｖ量の上限を０．０８％以下にすることがさらに好ましい。

ＣａおよびＭｇ：ＣａおよびＭｇは、硫化物を生成する元素である。本発明では、粗大な硫化物、具体的には、ＭｎＳの偏析部への析出を防止するため、Ｃａ、Ｍｇの一方または両方を添加してもよい。効果を得るには、Ｃａ、Ｍｇの含有量は、それぞれ、０．０００５％以上が好ましい。また、ＣａおよびＭｇの添加量が０．００４％を超えると、酸化物がクラスターを生成して靱性が劣化することがある。そのため、ＣａおよびＭｇの添加量の上限は、０．００４％以下が好ましい。Ｏ濃度を０．００２％以下とした場合は、Ｃａ、Ｍｇの酸化を防止することができるため、それぞれ、０．００３％以下を添加することにより、硫化物の形態を制御することができる。

次に、本発明のＨ形鋼の組織について説明する。

強度を高め、靭性を確保するには、組織をフェライト単相、またはフェライト−パーライト組織とせず、ベイナイトを生成させることが好ましい。本発明では、５５０ＭＰａ以上の強度を得るため、ベイナイトの面積率を３０％以上にすることが好ましい。ベイナイトの面積率は、腐食液（ナイタール、ピクリン酸、硝酸、王水等）でエッチングし、光学顕微鏡で組織を観察し、画像解析装置を用いて測定することができる。

本発明のＨ形鋼は、剛性が要求される構造部材に使用するため、フランジの厚みが８０ｍｍ以上であることが好ましい。また、Ｈ形鋼のフランジの厚み方向の中心部において、５５０ＭＰａ以上の強度と、０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが２７Ｊ以上という優れた靭性を具備することが好ましい。このような形状、機械特性を有することにより、構造材としての性能が優れ、また圧延Ｈ形鋼であるため、生産性にも優れ、価格競争力のあるＨ形鋼となる。

次に、本発明のＨ形鋼の製造方法について説明する。

本発明のＨ形鋼の製造には、一般的な熱間圧延法を採用する。Ｈ形鋼の熱間圧延は、鋼板の熱間圧延に比較してロールスタンド数が多い。これは、形状の異なる圧延ロールを連続的に通過してＨ形の断面形状を成型するためであり、圧延ロールとの接触による抜熱で熱間圧延中の温度が低下しやすい。

本発明では、熱間圧延後の冷却時にベイナイトを生成させるため、熱間圧延の終了時に３０％以上の未変態オーステナイトを残存させることが好ましい。そのため、熱間圧延の圧延終了温度を９５０℃以上とする。一方、本発明者らは、Ｈ形鋼を試作する際に、終了温度を９５０℃以上とするために、熱間圧延の開始温度を１２００℃以上にすることが必要であることを見出した。したがって、圧延開始温度は、熱間圧延中の温度低下が顕著であるＨ形鋼の製造プロセスを考慮し、１２００℃以上とする。また、熱間圧延の開始温度を１２００℃以上にするためには、加熱抽出、ハンドリングの際の温度低下を加味して考えれば、加熱温度を１３００℃以上にすることが好ましい。

さらに、圧延後、必要に応じて、Ａｒ_１点以下の温度において、必要な時間の焼戻しを行ってもよい。焼戻しによって、本発明のＨ形鋼の強度と靱性のバランスをさらに改善し、最適化することができる。同様な熱処理を一回、または複数回適用しても、本発明のＨ形鋼の機械特性を劣化させることはない。

表１〜３に示す化学成分の鋼を溶製し、連続鋳造装置を用いて一片が３００ｍｍの角断面ビレットとした。得られたビレットを、所定の長さに切断した後、１３５０℃に再加熱し、その後、熱間圧延して、フランジ厚８０ｍｍ以上のＨ形鋼を製造した。圧延開始温度及び圧延終了温度を表４（表１のつづき）、表５（表２のつづき）および表６（表３のつづき）に示す。圧延終了後は、加速冷却することなく放冷し、一部のＨ形鋼にはさらに熱処理を施した。

得られたＨ形鋼のフランジの厚み方向の中央部から試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４１に準拠して室温での引張強さを測定し、ＪＩＳＺ２２４２に準拠して０℃でのシャルピー吸収エネルギーを測定した。なお、引張試験片の長手方向は圧延方向と平行とし、シャルピー試験片（２Ｖノッチ）の長手方向は圧延方向および厚み方向に垂直な方向とした。なお、引張試験の繰り返し数は２として、その平均値を採用し、シャルピー試験の繰り返し数は３とし、最低値を採用した。また、フランジの厚み方向の中央部の組織を光学顕微鏡で観察し、ベイナイトの面積率を測定した。さらに、残留オーステナイトの体積率をＸ線回折法で測定し、予測残留γ体積率γｒ［％］と、ほぼ同等であることを確認した。

結果を表４（表１のつづき）、表５（表２のつづき）および表６（表３のつづき）に示す。表１に示されるように、化学成分、（Ｃ／Ｍｎ）、（Ｎｂ×Ｎ）、予測残留オーステナイト体積率が本発明の範囲内であり、表４に示されるように適正な条件で熱間圧延を行えば、フランジの厚み中心部の引張強さおよび靱性（０℃におけるシャルピー吸収エネルギー）は、それぞれ、５５０ＭＰａ以上および２７Ｊ以上となり、ともに必要とされる性能を具備していることがわかる。一方、表２および表３、表５（表２のつづき）および表６（表３のつづき）に示した比較例は、以下に説明するように、強度、靭性の一方または両方が不十分である。

比較例３１は、Ｃ量が少なく、焼入れ性が不十分であり、強度が低下し、圧延終了温度が高い本発明では同時に有効結晶粒径が大きくなり、靭性も低下した例である。一方、比較例３２は、Ｃ量が多いため強度が高くなり、粒界に析出したセメンタイトに起因して、靱性が低下した例である。また、比較例３３は、Ｓｉ量が少なく、Ｔｉが酸化物となり、ＢＮが生成したため、焼入れ性が不十分になり、強度が不足し、析出物に起因して靱性が低下した例である。一方、比較例３４は、Ｓｉ量が多く、酸化物のクラスターを生成し、さらに残留γも増加し、靱性が低下した例である。比較例３５はＭｎ量が少なく、強度が低下した例であり、比較例３６はＭｎが過剰であるため、中心偏析部に粗大なＭｎＳが析出し、靱性が低下した例である。

比較例３７はＮｉを添加せず、Ｃｕのみを添加した例であり、赤熱脆性によって表面割れが多発して靱性が低下し、焼入れ性が不足して強度も低下している。一方、比較例３８は、Ｃｕを添加せず、Ｎｉのみを添加した例であり、焼入れ性が不足して強度が低下している。また、比較例３９はＮｉおよびＣｕの含有量が少なく、焼入れ性が不足して強度が低下した例である。一方、比較例４０は、ＮｉおよびＣｕの含有量が過剰であり、残留γを生じて、靱性が低下した例である。

比較例４１および４３は、それぞれ、Ｔｉ量およびＮｂ量が少なく、Ｂを有効に活用できず、強度が低下した例である。一方、比較例４２および４４は、それぞれ、Ｔｉ量およびＮｂ量が過剰な例であり、比較例４４は（Ｎｂ×Ｎ）も大きくなっている。比較例４２は粗大なＴｉＮやＴｉＣが析出して靱性および強度が低下し、比較例４４は、Ｎｂの窒化物や、その他炭硼化物が生成し、靱性および強度が低下している。比較例４５はＡｌ量が少なく、Ｔｉの酸化物が生成し、Ｂによる焼入れ性の向上効果が不十分になり、強度および靱性が不足した例である。一方、比較例４６はＡｌ量が多く、酸化物のクラスターが生成し、靱性が低下した例である。

比較例４７はＮ量が少なく、ＴｉＮによる粒成長の抑制が不十分であり、組織が粗大になり、靱性が不足した例である。比較例４８はＮ量が多く、粗大な窒化物が生成して靱性が低下し、ＢＮの析出に起因して焼入れ性が不足し、強度も低下した例である。比較例４９はＢ量が少なく、焼入れ性が不足して強度が低下した例である。一方、比較例５０はＢ量が過剰であり、粗大なＢ化合物（ＢＮおよびＭ_２３（ＣＢ）_６）が粒界上に析出し、靱性が低下した例である。比較例５１はＯ量が多く、酸化物のクラスターによって靱性が低下し、ＴｉによるＮの固定が不十分になって、Ｂの焼入れ性向上効果を発揮できず、強度も低下した例である。

比較例５２〜５５は、選択的に添加するＭｏ、Ｖ、Ｃａ、Ｍｇを過剰に添加した例である。比較例５２および５３は、それぞれ、Ｍｏ量およびＶ量が多く、粗大な炭化物が生成し、靱性が低下した例である。また、比較例５４および５５は、それぞれ、Ｃａ量およびＭｇ量が多く、酸化物のクラスターが生成して靱性が低下した例である。比較例５６は鋼組成は本発明の範囲内であるが、予測残留γ体積率が約３．２％、Ｘ線回折法で測定した残留γの体積率も同程度であり、靱性が低下した例である。比較例５７および５８は、それぞれ、鋼組成は本発明の範囲内であるが、（Ｃ／Ｍｎ）および（Ｎｂ×Ｎ）が大きく、強度が低下した例である。

比較例５９は、圧延開始温度が低く、結果として、圧延仕上温度も低下し、ベイナイトの生成が不十分になって、強度が低下した例である。比較例６０は、適正な温度で圧延を開始したものの、圧延仕上温度が低下し、ベイナイト面積率が低下して強度が不足した例である。比較例６１および６２は、それぞれ、不純物元素であるＰおよびＳの含有量が多く、靱性が低下した例である。

１フランジ
２フランジの厚み
３フランジの厚み方向の中心部

Claims

質量％で、
Ｃ：０．００５〜０．０５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：１．７０〜２．２％、
Ｎｉ：０．０５〜０．４％、
Ｃｕ：０．０５〜０．４％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｔｉ：０．００７〜０．０２５％、
Ｎ：０．００１〜０．００５％、
Ｂ：０．０００３〜０．００２５％
を含有し、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｏ：０．０１％以下
に制限し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、ＣとＭｎの含有量の比（Ｃ／Ｍｎ）が０．００３〜０．０１７であり、ＮｂとＮの含有量の積（Ｎｂ×Ｎ）が１×１０^−４以下であり、下記（式１）によって求められる予測残留オーステナイト体積率γr［％］が２．５％以下であり、光学顕微鏡によって観察される、フランジ部の金属組織のベイナイト面積率が３０％以上であり、残部がフェライトであり、フランジの厚みが８０ｍｍ以上であることを特徴とする靭性に優れた極厚高強度Ｈ形鋼。
γr＝Ｃ＋２Ｓｉ＋３（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ＋１００Ｂ・・・（式１）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｂは各元素の含有量［質量％］である。
更に、質量％で、
Ｍｏ：０．２％以下、
Ｖ：０．１％以下
の一方または両方を含有することを特徴とする請求項１に記載の靱性に優れた極厚高強度Ｈ形鋼。
更に、質量％で、
Ｃａ：０．００４％以下、
Ｍｇ：０．００４％以下
の一方または両方を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の靱性に優れた極厚高強度Ｈ形鋼。
フランジ部の引張強度が５５０ＭＰａ以上であり、かつ、０℃におけるシャルピー衝撃吸収エネルギーが２７Ｊ以上であることを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の靱性に優れた極厚高強度Ｈ形鋼。
請求項１〜４の何れか１項に記載の極厚高強度Ｈ形鋼の製造方法であって、請求項１〜３の何れか１項に記載の成分を含有する鋼片を再加熱し、圧延開始温度を１２００℃以上、圧延仕上温度を９５０℃以上として、フランジ部の板厚が８０ｍｍ以上になるように熱間圧延を行うことを特徴とする靱性に優れた極厚高強度Ｈ形鋼の製造方法。