JP5471524B2 - 靱性に優れた高強度極厚ｈ形鋼およびその製造方法 - Google Patents

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８０ｍｍ未満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Ｈ形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、Ｈ形鋼の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、効果を安定して獲得するためにはＴｉの添加が必要であること、さらには（ｙ）靭性を確保するために、ＴｉとＮの含有量の積（Ｔｉ×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、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｗ、Ｂによって求められる予測残留オーステナイト体積率γｍ［％］を制御することが好ましいという知見を得た。

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：２．２０％超、３．０％以下、Ｔｉ：０．００７〜０．０２５％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．００５％、Ｂ：０．０００３〜０．００２５％を含有し、Ｎｉ：０．１％未満、Ｃｕ：０．１％未満、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００８％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０．００２〜０．０１５であり、ＴｉとＮの含有量の積（Ｔｉ×Ｎ）が１×１０^−４以下であり、フランジの厚み方向の中央部における、旧オーステナイト粒界を占めるフェライトの割合が２０％以下であり、フランジの厚みが８０ｍｍ以上であり、フランジの厚み方向の中央部における引張強度が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靭性に優れた極厚高強度Ｈ形鋼。
（２） 更に、質量％で、Ｍｏ：０．２％以下、Ｗ：０．５％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） 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γｍ［％］が２．５％以下であることを特徴とする上記（１）または（２）に記載の靭性に優れた極厚高強度Ｈ形鋼。

γｍ＝Ｃ＋２Ｓｉ＋０．５Ｍｎ＋（Ｍｏ＋Ｗ）＋１００Ｂ ・・・ （式１）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｗ、Ｂは各元素の含有量［質量％］である。
（４） 更に、質量％で、Ｎｂ：０．０２５以下％、Ｖ：０．１％以下、Ｚｒ：０．０２％以下の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）〜（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） 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）〜（４）の何れか１項に記載の靱性に優れた極厚高強度Ｈ形鋼。
（６） フランジの厚み方向の中央部における金属組織がベイナイトと、旧オーステナイト粒界を占める割合が２０％以下のフェライトとからなることを特徴とする上記（１）〜（５）の何れか１項に記載の靱性に優れた極厚高強度Ｈ形鋼。

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、ＪＩＳ Ｚ ２２４２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ＪＩＳ Ｚ ２２４１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。 （Ｔｉ×Ｎ）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。 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。 鋼材の厚み方向の中央部における、旧γ粒界に占めるフェライトの割合と強度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、フランジの厚み方向の中央部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、フランジの厚み方向の中央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）ＴｉとＮの含有量の積（Ｔｉ×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、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎ、Ｂ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｐ、Ｓ、Ｏの含有量、更に、必要に応じて添加するＭｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ｃａ、Ｍｇの含有量を上記（１）〜（４）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、０．１５％Ｓｉ、０．０３１％Ａｌ、０．０１２％Ｔｉ、０．００３％Ｎ、０．００１４％Ｂ、０．１３％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厚みの鋼材の厚み方向の中央部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０．００２〜０．０１５と決定した。なお、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎ、Ｂ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｐ、Ｓ、Ｏの含有量、更に、必要に応じて添加するＭｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ｃａ、Ｍｇの含有量を上記（１）〜（４）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０．００２〜０．０１５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）ＴｉとＮの含有量の積（Ｔｉ×Ｎ）
次に、ＴｉとＮの含有量の積（Ｔｉ×Ｎ）について説明する。Ｔｉは、Ｎを固定して窒化物を形成する元素であり、本発明では、Ｂが窒化物として析出しないようにＴｉの添加量を制御する。すなわち、Ｔｉ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ＴｉＮ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。一方、ＴｉＮが粗大化すると、靭性が著しく低下する。

したがって、本発明では、Ｔｉによって、効果的にＮを固定し、かつ、粗大なＴｉＮの生成を抑制するために、Ｔｉの含有量をＮの含有量に応じて制御することが必要である。Ｔｉの窒化物の析出を制御するためには、溶解度積の観点から、ＴｉとＮの含有量の積（Ｔｉ×Ｎ）を制限することが合理的である。以上のことから、本発明では、ＴｉＮの粗大化抑制による靭性向上の効果の評価指標として重要である（Ｔｉ×Ｎ）の上限を制限する。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、（Ｔｉ×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、０．０２０％Ｃ、０．３１％Ｓｉ、２．４％Ｍｎ、０．０１８％Ｎｂ、０．０３１％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、Ｔｉ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、（Ｔｉ×Ｎ）とフランジの厚み中心部における靭性との関係を示す図である。図３より、（Ｔｉ×Ｎ）が１．０×１０^−４を超えると、靱性値が本発明の目標値である２７Ｊに届かないことが判る。これは、粗大化したＴｉＮが破壊発生の起点として作用し、靱性が低下する事に起因している。すなわち、（Ｔｉ×Ｎ）の上限値である１．０×１０^−４は、靱性の管理指標としても有効であり、本発明の効果を確認する重要なパラメータである。

同様の検討を、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎ、Ｂ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｐ、Ｓ、Ｏの含有量、更に、必要に応じて添加するＭｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ｃａ、Ｍｇの含有量を上記（１）〜（４）の範囲内に調整した、図３以外の試作鋼材において行い、パラメータ（Ｔｉ×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、（Ｔｉ×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靱性値が、シャルピー吸収エネルギーで２７Ｊ以上という、高靱性の極厚Ｈ形鋼が得られることを実験的に確認した。

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、Ｎを固定するためにＴｉを添加する。また、Ｎｉ、Ｃｕを制限しているものの、必要に応じて、焼入れ性を高めるＭｏ、Ｗや、Ｃ、Ｎを固定するＮｂ、Ｖ、Ｚｒ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、靱性のばらつきが生じ、低値が発生することがあるという知見を得た。したがって、安定して靱性を確保するためには、残留γの生成を抑制することが好ましい。残留γが、靭性のばらつきに及ぼす影響については、以下のように考えている。

組織中に存在する残留γが不安定である場合、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ことがある。すなわち、不安定な残留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、割れの起点となることがある。したがって、靭性のばらつきを抑制するには、残留γの生成を防止することが好ましい。

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、安定して極厚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好ましい。本発明者らは、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｗ、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γｍ［％］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、その精度は残留γ測定値の絶対値で±０．１（％）以内であった。

γｍ［％］＝Ｃ＋２Ｓｉ＋０．５Ｍｎ＋（Ｍｏ＋Ｗ）＋１００Ｂ・・・（式１）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｗ、Ｂは、各元素の含有量［質量％］である。

本発明者らは、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎ、Ｂ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｐ、Ｓ、Ｏの含有量、更に、必要に応じて添加するＭｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ｃａ、Ｍｇの含有量を上記（１）〜（４）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γｍ［％］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γｍ［％］を２．５％以下にすれば、確実に、０℃のシャルピー吸収エネルギーが２７Ｊを上回る。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確実に２７Ｊ以上となる、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γｍ［％］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の安定性を評価することが可能であり、良好な靭性を確実に得るため、上限値を２．５％以下にすることが好ましい。

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。本発明では、高価なＣｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｗを多量に添加することなく、焼入れ性を確保するため、２．２％超のＭｎを添加する。なお、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、連続鋳造の凝固時に軽圧下を加えることが好ましい。さらに、３．０％を超えてＭｎを添加すると、中心偏析の解消が困難になり、中心偏析部位において靱性を低下させる残留γを多量に生成し、靱性を損なう場合があるため、上限を３．０％とする。靱性を重視する場合、Ｍｎ量の上限は２．８％以下が好ましい。

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。

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、Ｎ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。
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。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。

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。効果を得るために、Ｎｉ、Ｃｕを添加してもよいが、本発明では、高価なＮｉ、Ｃｕの含有量を制限するためにＭｎ量を高めていることから無添加でもよいが、原料から不可避的に混入する場合があり、それぞれの含有量を０．１％未満に制限する。

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、Ｗ、析出強化に寄与するＮｂ、Ｚｒ、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。

Ｗ：Ｗは、Ｍｏに比べると効果が小さいものの、鋼の焼入れ性を高める元素である。また、Ｗは、Ｂの析出を抑制する元素でもあり、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。Ｗの効果は、０．１％以上の添加で顕著となる。一方、０．５％を超えてＷ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、Ｗ量の上限は０．５％以下が好ましい。また、Ｗは高価な元素でもあるため、より好ましい上限は０．４％以下である。

Ｎｂ：Ｎｂは炭化物を生成する元素であり、析出強化に寄与する。さらに、Ｎｂの添加によるＣの固定は、炭硼化物の析出の抑制にも有効であり、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の添加が好ましい。一方、０．０２５％を超えてＮｂを添加すると、粗大なＮｂＣが析出し、靱性を低下させるため、上限は０．０２５％以下が好ましい。さらに好ましい上限は、０．０２％以下である。

Ｚｒ：Ｚｒは炭化物、窒化物を生成する元素であり、析出強化に寄与する。さらに、Ｚｒは、ＮｂよりもＣ、Ｎとの親和力が強く、炭硼化物やＢＮの析出の抑制にも有効であり、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、０．００２％以上のＺｒの添加が好ましい。一方、０．０２％を超えてＺｒを添加すると、ＺｒＮやＺｒＣが粗大になり、靱性を低下させるため、上限は０．０２％以下が好ましい。また、Ｚｒは酸化物を生成しやすい元素でもあるため、酸化物に起因する靭性の低下を防止するため、さらに好ましい上限は０．０１５％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Ｖ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。本発明のＨ形鋼の組織は、ベイナイトを主体とするが、焼入れ性が低い成分組成であると、旧オーステナイトの粒界の一部にフェライトが生成することがある。これは、旧オーステイト粒界（旧γ粒界）への、フェライト安定化元素（Ｓｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ等）の偏析に起因する。すなわち、フェライト安定化元素が偏析した旧γ粒界から、熱間圧延後の冷却中に、Ｃの拡散を駆動力とするフェライト変態が部分的に生じる。

このような旧γ粒界に生成したフェライトを、組織の形態による分類では、フェライトサイドプレートという。フェライトはベイナイトに比べて強度も低いので、フェライトが多く生成すれば鋼材の強度も低下する。また、オーステナイトの粒界に核生成したフェライトが粒内に向かって粒成長し、フェライト変態が進行する場合、フェライトからオーステナイトへ炭素が排出される。そのため、フェライトの成長界面のオーステナイト側には炭素が濃縮する。冷却が進み、オーステナイトがベイナイトに変態すると、フェライトとベイナイトとの境界に濃縮した炭素は、炭化物として析出するため、鋼材の靱性も低下することがある。

したがって、強度および靱性を低下させるフェライトサイドプレートの発達は少ないほど好ましい。そこで、本発明者らは、成分や製造条件が異なる２６ヒートのＨ形鋼を試作し、フランジの厚み中央部の組織を観察し、引張強さを測定した。なお、試作材の成分は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎ、Ｂ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｐ、Ｓ、Ｏの含有量、更に、必要に応じて添加するＭｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ｃａ、Ｍｇの含有量を上記（１）〜（４）の範囲内に調整した。

組織観察は、採取した試料を腐食（腐食液はナイタール、ピクリン酸、硝酸等）し、１００倍の光学顕微鏡によって行った。光学顕微鏡による観察では、ベイナイトは内部にパケット、ブロック等の大角粒界構造を内包し、フェライトは内部に粒界構造などがなく、均質な結晶組織であるため、容易に見分けることができる。光学顕微鏡組織写真を撮影し、旧γ粒界の長さ（旧γ粒界長）と、旧γ粒界上のフェライトの長さ（フェライトプレート長）を画像解析によって測定した。なお、旧γ粒界長およびフェライトプレート長は、各試料について１０視野以上観察して測定を行い、それぞれの総和を求めた。フェライトプレート長を旧γ粒界長で除し、得られた値に１００を乗じて、旧オーステナイト粒界に占めるフェライトの割合（％）を算出した。

旧オーステナイト粒界に占めるフェライトの割合（％）に対して、引張強さをプロットすると、図５のようになる。図５に示したように、旧オーステナイト粒界に占めるフェライトの割合（％）が２０％以下であれば、５５０ＭＰａ以上の強度を得ることできる。

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。本発明では、熱間圧延の条件を規定しないが、終了温度をＡｒ_３以上とし、フェライト変態が開始する前に熱間圧延を終了することが好ましい。より好ましい熱間圧延の終了温度は９５０℃以上である。

また、熱間圧延の開始温度も規定はしないが、１２００℃以上で熱間圧延を開始することが好ましい。これは、形状の異なる圧延ロールを連続的に通過して断面形状を成型するＨ形鋼の熱間圧延では、鋼板の熱間圧延に比較してロールスタンド数が多く、圧延ロールとの接触による抜熱で、温度が低下しやすいためである。また、熱間圧延の開始温度を１２００℃以上にする場合は、加熱温度は抽出およびビレットのハンドリング時の温度低下を勘案すれば、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。圧延終了温度は常に９５０℃以上とし、その後加速冷却することなく放冷した。一部のＨ形鋼にはさらに、表４〜６に示す条件で熱処理を施した。

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、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して室温での引張強さを測定し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２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γｍ［％］と、ほぼ同等であることを確認した。ただし、Ｍｎ量が過剰であると、中心偏析部で測定した残留オーステナイトの体積率は、予測残留γ体積率γｍ［％］よりも多くなった。

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および２に示した鋼Ｎｏ．１〜１７、１９〜４１は本発明例であり、化学成分、（Ｃ／Ｍｎ）、（Ｔｉ×Ｎ）、予測残留オーステナイト体積率γｍが本発明の範囲内である。これらは、表４（表１のつづき）および表５（表２のつづき）に示したように、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）が、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３および表６（表３のつづき）に示した鋼Ｎｏ．５１〜７８は比較例であり、比較例５１〜７８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５１は、Ｃ量が少なく、焼入れ性が不十分であり、旧γ粒界に占めるフェライトの割合が２０％を超え、強度および靭性が低下した例である。一方、比較例５２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５３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５４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５５はＭｎ量が少なく、強度が低下した例であり、比較例５６はＭｎが過剰であるため、中心偏析部に生成した残留オーステナイトに起因して、靱性が低下した例である。比較例５７および５８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。比較例５９は、Ｔｉ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り、一方、比較例６０は、Ｔｉ量が過剰な例であり、粗大なＴｉＮやＴｉＣが析出し、靱性が低下している。

比較例６１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、強度が不足した例である。一方、比較例６２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。また、比較例６３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。一方、比較例６４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６５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６６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６７〜７３は、選択的に添加するＭｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ｃａ、Ｍｇを過剰に添加した例である。比較例６７〜７０は、それぞれ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒの含有量が多く、粗大な炭化物や窒化物が生成し、靱性が低下した例である。また、比較例７２および７３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７４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７５〜７８はいずれも本発明の組成の範囲内であるが、比較例７５は、（Ｃ／Ｍｎ）が小さく、焼入れ性が不足し、旧γ粒界に占めるフェライトの割合が高くなり、強度が低下し、同時にフェライトが粗大に成長し、靱性も低下した例である。一方、比較例７６は（Ｃ／Ｍｎ）が大きく、Ｃの拡散変態が焼入れ性を支配し、旧γ粒界に占めるフェライトの割合が高くなり、強度が低下した例である。比較例７７は（Ｔｉ×Ｎ）が大きく、靭性が低下した例である。

表３および表６（表３のつづき）に示した鋼Ｎｏ．７８は、（Ｃ／Ｍｎ）が大きく、旧γ粒界に占めるフェライトの割合が高くなり、強度が低下している。さら に、比較例７８は、予測残留γ体積率が２．５％を超え、シャルピー試験の繰り返し数３のうち、１つのみが低値を示し、靭性のばらつきが大きい。このことか ら、靭性のばらつきを抑制するためには、予測残留γ体積率を２．５％以下にすることが好ましい。

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 (6)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．００５〜０．０５％、
   Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
   Ｍｎ：２．２０％超、３．０％以下、
   Ｔｉ：０．００７〜０．０２５％、
   Ａｌ：０．００５〜０．１％、
   Ｎ：０．００１〜０．００５％、
   Ｂ：０．０００３〜０．００２５％
   を含有し、
   Ｎｉ：０．１％未満、
   Ｃｕ：０．１％未満、
   Ｐ：０．０２％以下、
   Ｓ：０．００８％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０．００２〜０．０１５であり、ＴｉとＮの含有量の積（Ｔｉ×Ｎ）が１×１０^−４以下であり、フランジの厚み方向の中央部における、旧オーステナイト粒界を占めるフェライトの割合が２０％以下であり、フランジの厚みが８０ｍｍ以上であり、フランジの厚み方向の中央部における引張強度が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靭性に優れた極厚高強度Ｈ形鋼。
2. 更に、質量％で、
   Ｍｏ：０．２％以下、
   Ｗ：０．５％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。
3. 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γｍ［％］が２．５％以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の靭性に優れた極厚高強度Ｈ形鋼。
   γｍ＝Ｃ＋２Ｓｉ＋０．５Ｍｎ＋（Ｍｏ＋Ｗ）＋１００Ｂ ・・・ （式１）
   ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｗ、Ｂは各元素の含有量［質量％］である。
4. 更に、質量％で、
   Ｎｂ：０．０２５％以下、
   Ｖ：０．１％以下、
   Ｚｒ：０．０２％以下
   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１〜３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. 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１〜４の何れか１項に記載の靱性に優れた極厚高強度Ｈ形鋼。
6. フランジの厚み方向の中央部における金属組織がベイナイトと、旧オーステナイト粒界を占める割合が２０％以下のフェライトとからなることを特徴とする請求項１〜５の何れか１項に記載の靱性に優れた極厚高強度Ｈ形鋼。

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