JP7010339B2 - Ｈ形鋼およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、海洋構造物、建築・土木および橋梁などの溶接鋼構造物の素材として広く用いられているＨ形鋼、特に寒冷地の海洋構造物で用いられる、－40℃での低温靱性に優れた高強度Ｈ形鋼とその製造方法に関するものである。

原油や天然ガス等の採掘を行う海洋構造物では、寒冷地で操業される場合も多く、使用されるＨ形鋼には母材および溶接継手部ともに優れた低温靱性が求められる。高強度と低温靱性を両立させるためには、厚鋼板では制御圧延と加速冷却を組み合わせたTMCPが広く用いられており、Ｈ形鋼においても有効な技術である。しかしながら、Ｈ形鋼の製造においては、造形性を考慮して、素材の高温加熱および変形抵抗が小さい高温での圧延が必要であり、組織が粗大になりやすい。さらに、組織微細化のためにはオーステナイト低温域での制御圧延が重要であるが、低温での圧延は圧延荷重の増大や形状安定性の観点で課題がある。

これまでに、靱性に優れたＨ形鋼として、特許文献１では、析出脆化元素を無添加とすることに加えて、固溶Ｎ量を低減し、圧延後に加速冷却を適用することにより、制御圧延を行うこと無く－40℃靱性を確保する圧延Ｈ形鋼の製造方法に関する技術が開示されている。
また、海洋構造物等に用いられる低温靱性に優れたＨ形鋼として、特許文献２では極低炭素でNbやＢを添加した成分を用いた技術が提案されている。さらに、特許文献３および４では、生産性を阻害するNbを添加せずに空冷ままで－40℃において優れた低温靱性を達成する技術が開示されている。

特開2006-180584号公報 国際公開2013/089156号公報 特開2016-84524号公報 特開2016-156032号公報

特許文献１に記載の技術は、製造方法として加速冷却の適用が必要であるため、材質制御と形状安定化との両立に課題がある。

また、特許文献２には、－40℃でのシャルピー吸収エネルギーと－10℃のCTOD特性を達成するために、Ｃ量が0.040％以下でNbおよびＢを複合添加した成分を用いた低温靱性に優れたＨ形鋼に関する技術が開示されている。しかしながら、実質的に0.020％程度までＣを低減させるためには、製鋼段階での精錬時間が長くなる上に、強度を確保するためには合金元素を比較的多量に添加する必要もあり高コストとなる。

一方、特許文献３および４は、熱間圧延での変形抵抗を増大して生産性を阻害する原因となる、Nbを添加せずに、ＶやＮの量を適正に制御することによって、－40℃や－60℃での低温靱性を向上させた技術である。しかしながら、VN析出物を制御してより安定的に靱性を確保するには、Ｎ含有量0.004％以上を確保する必要があるため、連続鋳造時の割れやフリーＮの残存による靱性低下などが懸念される。

本発明は、上記の課題を解決するものであり、特に製造コストを増大することなしに、Ｈ形鋼のフランジ部においてYP355MPa以上の高強度、並びに－40℃での低温靱性を確保するための方途について、提案することを目的とする。

さて、高強度で低温靱性に優れた圧延Ｈ形鋼を製造するには、熱間圧延に制御圧延を適用することが重要である。特に、オーステナイト未再結晶温度域での制御圧延を効果的に実施するには、Nb添加による未再結晶温度域の高温化が有効である。このNbを添加しない場合に制御圧延効果を発揮させるには、オーステナイト低温度域での圧延が必要であり、圧延荷重の増大と温度調整のための圧延時間増大、Ｈ形鋼の寸法精度の悪化が問題となる。従って、Nbは変形抵抗を増加させる原因になるものの、制御圧延効果を高温域で発揮させる元素であるため、材質制御の観点からは非常に有用な元素である。一方で、Nbを添加した場合、熱間圧延後の冷却過程で焼入性が向上し、未変態オーステナイトの一部が島状マルテンサイトとなるため、低温靱性の劣化が問題となる。

そこで、発明者らは、微量のNb添加で制御圧延効果を最大活用し、Ｈ形鋼の特にフランジ部においてYP355MPa以上の強度、並びに－40℃での低温靱性を確保するための方途について、鋭意検討を行ったところ、Nbを添加してオーステナイト未再結晶温度域の高温化による制御圧延効果を最大限活用し、比較的高温での制御圧延によりフェライト粒径を微細化するとともに、圧延条件の適正化により島状マルテンサイト生成量を低減することによって、高強度と低温靱性を両立し得ることを見出し、本発明を完成するに到った。すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。

［１］質量％で、
Ｃ：0.08～0.16％、
Si：0.05～0.60％、
Mn：0.10～1.80％、
Nb：0.005～0.060％、
Ti：0.0010～0.0200％、
Al：0.080％以下、
Ｎ：0.0010～0.0060％、
Ｐ：0.030％以下および
Ｓ：0.030％以下
を、下記式（１）に従うＣeqが0.44％以下となる範囲で含有し、さらに、
Ｖ：0.050％以下、
Cu：1.0％以下、
Ni：0.20～1.0％、
Cr：1.0％以下および
Mo：1.0％以下
のうちの１種または２種以上を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の成分組成と、平均粒径が15μm以下のフェライトを主相とするミクロ組織とを有し、該ミクロ組織は、第２相がパーライトおよび／またはベイナイトであり、かつ島状マルテンサイトが3.0％以下であるＨ形鋼。
記
Ｃeq＝Ｃ＋Mn／６＋(Cu＋Ni)／15＋(Cr＋Mo＋Ｖ)／５ ・・・（１）
但し、式中の元素表示は該元素の含有量を示し、含まれない元素はゼロとする。

本発明によれば、Nbを適量で添加してオーステナイト未再結晶温度域を高温化し、制御圧延効果を最大限活用することができる。その結果、熱間圧延後に加速冷却を必要とすることなしに、換言すると、熱間圧延後は空冷であっても、フランジ部の強度がYP355MPa以上で、かつフランジ部の靱性として－40℃でのシャルピー吸収エネルギーが50J以上を有する低温靱性に優れたＨ形鋼を提供することができる。

以下、本発明のＨ形鋼について、詳しく説明する。まず、本発明のＨ形鋼の成分組成の限定理由を述べる。なお、成分に関する「％」表示は特に断らない限り、「質量％」を意味するものとする。

Ｃ：0.08～0.16％
Ｃは、鋼の強度向上に必要な元素であり、熱間圧延後に加速冷却することなしに強度を確保するためには、Ｃ含有量の下限を0.08％とする。Ｃ含有量は、0.10％以上であることが好ましい。一方で、Ｃ含有量が過度に多い場合は、パーライトやベイナイトなどの第二相の生成量が増加し、母材靱性および溶接部靱性が低下するため、Ｃ量の上限を0.16％とする。好ましくは、0.08～0.14％である。

Si：0.05～0.60％
Siは、脱酸元素や固溶強化元素として有効であり、その効果を得るためには、少なくとも0.05％を必要とする。一方、0.60％を超えると母材の靱性および溶接部靱性を劣化させるので、Si は0.05～0.60％の範囲とする。好ましくは、0.05～0.50％である。

Mn：0.10～1.80％
Mnは、母材の強度を確保するために0.10％以上は必要である。一方、1.80％を超えて添加すると、低温割れ感受性が増大するため、Mnは0.10～1.80％の範囲に限定した。なお、溶接部靱性の観点からは、上限を1.60％とすることが望ましい。より好ましくは、0.30～1.60％である。

Ｐ：0.030％以下
Ｐは、含有量が0.030％を超えると溶接部の靱性が低下するため、0.030％以下に抑制する。好ましくは、0.020％以下である。なお、Ｐを0.005％未満に抑制するには、その処理に多大なコストを要するため、製造コストの観点からは0.005％を下限とすることが好ましい。

Ｓ：0.030％以下
Ｓは、Ｐと同様に、0.030％を超えて含有されると母材および溶接部の靱性が低下するため、0.030％以下に抑制する。好ましくは、0.005％以下である。なお、Ｓを0.001％未満に抑制するには、その処理に多大なコストを要するため、製造コストの観点からは0.001％を下限とすることが好ましい。

Nb：0.005～0.060％
Nbは、Nb炭窒化物を形成し、鋼素材加熱時のオーステナイト粒の粗大化を抑制することによる、圧延－冷却後のフェライト組織の微細化に有効であるとともに、オーステナイト未再結晶温度での制御圧延を効果的に実施するためには非常に重要な元素である。また、析出強化による高強度化にも有効な元素である。その効果を発現し、YP355MPa以上の強度を確保するためには、0.005％以上の含有が必要である。さらに、YP420MPa以上の高強度が要請される場合は、0.015％以上で含有させることが好ましい。一方で、0.060％を超えて添加する場合には、島状マルテンサイト生成による母材および溶接部の靱性低下が顕著となるため、0.060％を上限とした。島状マルテンサイト生成をさらに抑制するには、0.050％以下とすることが好ましい。より好ましくは0.040％以下、さらに好ましくは0.035％以下である。

Ti：0.0010～0.0200％
Tiは、TiNを形成し、鋼素材加熱時のオーステナイト粒粗大化を抑制し、圧延－冷却後のフェライト組織の微細化に有効な元素である。そのため、0.0010％以上で含有させる。一方で、析出強化元素でもあり、0.0200％を超えて添加すると析出脆化を引き起こすため、上限を0.0200％とする。好ましくは、0.0050～0.0200％である。

Al：0.080％以下
Alは、脱酸剤として鋼に添加され、その効果は、0.080％を超えると飽和することから、Alの上限を0.080％とした。下限については特に特定しないが、脱酸効果を十分に得るためには0.003％以上とすることが望ましい。好ましくは、0.015～0.040％である。

Ｎ：0.0010～0.0060％
Ｎは、NbやTiなどの窒化物を形成する元素であり、組織微細化に有用であるため、0.0010％以上は必要である。一方で、過剰に添加したＮが窒化物を形成せずに固溶Ｎとして残ると、靱性低下を招くため、上限を0.0060％とする。好ましくは、0.0020～0.0050％である。

以上の各成分を含有し、残部はFeおよび不可避不純物である。この基本成分に加えて、さらに必要に応じて、Ｖ：0.050％以下、Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、Cr：1.0％以下およびMo：1.0％以下の１種または２種以上を含有することができる。
すなわち、Ｖは、析出強化元素であり、そのためには0.005％以上で含有することが好ましい。しかし、0.050％以上含まれると、析出脆化を引き起こすため、上限を0.050％とすることが好ましい。より好ましくは、0.010～0.050％である。

また、Cu、Ni、CrおよびMoは、強度向上に寄与する元素であり、溶接性の観点から後述のＣeqの上限を超えない範囲で必要に応じて添加することができる。そのためには、各元素とも、0.01％以上で添加することが好ましい。一方、各元素とも、1.0％を超えると、靭性および溶接性の低下やコストの上昇に繋がるため、それぞれ1.0％以下とすることが好ましい。

Ｃeq：0.44％以下
下記した式（１）に従うＣeqを高くすることにより、母材強度を高めることが可能であるが、Ｃeqが高すぎると母材靱性や溶接部靱性の低下を招くため、上限を0.44％とする。より好ましくは、0.43％以下である。尚、式（１）中の元素表示は、該元素の含有量を示し、含まれない元素はゼロとする。
記
Ｃeq＝Ｃ＋Mn／６＋(Cu＋Ni)／15＋(Cr＋Mo＋Ｖ)／５ ・・・（１）

ここで、化学成分組成を（0.10～0.13）％Ｃ－0.3％Si－1.5％MnにNb量を変化させた鋼素材を用いて、フランジ厚12mm～40mmのＨ形鋼の製造に相当する熱間圧延を行い、種々の強度および靱性を評価するとともに、ミクロ組織の解析を行った。その結果を踏まえて、本発明におけるミクロ組織および製造条件を限定した。以下に、ミクロ組織および製造条件に関する限定理由を述べる。

［ミクロ組織］
フェライト平均粒径：15μm以下
上記組成の素材を熱間圧延後に空冷した場合のミクロ組織は、フェライトを主相として、第２相がパーライトおよび/またはベイナイトである。本発明で所期する降伏強度YP：355MPa以上かつ－40℃のシャルピー吸収エネルギー：50Ｊ以上を達成するためには、フェライト粒を微細化することが重要である。すなわち、フェライト平均粒径が15μmを超えると－40℃での靱性が低下するため、フェライト平均粒径は15μm以下にする必要がある。

島状マルテンサイトの分率：3.0％以下
ミクロ組織におけるフェライト以外の部分、すなわち第二相は、パーライトおよび/またはベイナイトである。該ベイナイトには、一部島状マルテンサイトが含まれることがあるが、島状マルテンサイトは硬質相であり破壊の起点となるため、この島状マルテンサイトが生成すると－40℃の靱性が低下するため、その面積率は3.0％以下にする必要がある。好ましくは、2.5％以下である。
なお、ここで言う島状マルテンサイトの面積率は、全組織の面積に対する島状マルテンサイトの面積率である。また、主相となるフェライトは、面積率で70％以上、好ましくは80％以上である。一方、第二相であるパーライトおよび/またはベイナイトは、面積率で25％以下であることが好ましい。なぜなら、硬質なパーライトおよび/またはベイナイトの面積率が25％を超えると母材靱性が低下するためである。

［製造条件］
上記した成分組成を有する鋼素材を、1150℃以上1300℃未満で加熱後、少なくともフランジ相当部分の表面温度が下記式（２）で算出されるTR℃以下での累積圧下率が20％以上の熱間圧延を行うことが肝要である。
記
TR＝174 log[Nb× (Ｃ＋12／14Ｎ)]＋1344 ・・・（２）

加熱温度：1150℃以上1300℃未満
Ｈ形鋼の製造では、熱間圧延にて形状制御することが重要であり、変形抵抗が小さい高温域で加工するために1150℃以上に加熱する必要がある。さらに、Nb(C,N)を十分に固溶させるためには、1200℃以上で加熱することが好ましい。一方で、加熱温度が高すぎると、TiN析出物が固溶し、オーステナイト粒の粗大化を抑制する効果が小さくなる結果、組織が粗大になって靱性低下を招くため、加熱温度は1300℃未満とする。好ましくは、1290℃以下である。

熱間圧延：少なくともフランジ相当部分の表面温度が上記式（２）で算出されるTR℃以下での累積圧下率が20％以上
ここで、上記式（２）は、上記した成分系において、Nb添加を行った場合のオーステナイトの未再結晶温度域を実験的に求めた結果である。すなわち、Ｃ、ＮおよびNbの量に応じて上記式（２）で計算される温度以下にて、累積圧下率20％以上の圧延を行うことにより、制御圧延効果を最大限に活用することが可能である。その結果、YP355MPa以上の強度と－40℃での靱性を安定的に確保できる。なお、累積圧下率は高いほどフェライト粒径が微細化し、強度並びに靱性の向上に寄与するため、さらにYP420MPa以上の高強度が要請される場合は、累積圧下率を30％以上とすることが好ましい。一方、過度に累積圧下を加えると、圧延時の荷重増大や形状確保が困難となることから、50％を上限とすることが好ましい。なお、上記式（２）で算出されるTR℃超での圧下率は、特に規定する必要はなく、TR℃以下での累積圧下率の規定により所望の強度および靱性を確保できる。

ここで、少なくともフランジ相当部分の表面温度で規定するのは、材質評価位置であるフランジ部の表面温度を放射温度計等で測温管理して制御圧延を行うためである。

以上の製造条件に従うことによって、熱間圧延後は（加速冷却することなく単なる）空冷を経て所望の強度および靱性を確保出来る上に、形状安定化も図られる。また、空冷程度の冷却速度で冷却することにより、靭性低下の要因である島状マルテンサイトの分解を促進し、低温靭性を向上することが可能となる。

表１に示す種々の成分組成に調整した鋼素材を、表２に示す条件に従って熱間圧延し、フランジ厚が種々に異なる圧延Ｈ形鋼を製造した。得られたＨ形鋼の表面からフランジ幅1/6位置から圧延方向に平行にJIS １Ａ号引張試験片を採取し、引張試験を行って降伏強さ(YP)および引張強さ(TS)を求めた。また、前記フランジ幅1/6位置の表面下1/4ｔ（ｔ：フランジ厚さ）部から圧延方向に平行にシャルピー衝撃試験片を採取し、０℃での吸収エネルギー、－40℃での吸収エネルギーおよび－60℃での吸収エネルギーをそれぞれ評価した。その評価結果を表２に併記する。

さらに、フランジ幅1/6位置よりミクロ組織観察用試料を切り出し、圧延方向およびフランジ厚方向に平行な面を観察面として、この観察面を研磨、エッチング後に光学顕微鏡により倍率100～400倍でミクロ組織観察を行った。そして、主相および第２相のミクロ組織の同定を行うとともに、画像解析によりフェライト分率（面積率）とフェライト粒径（平均粒径）とを求めた。また、前記ミクロ組織観察用試料を走査型電子顕微鏡（SEM）により、倍率1000倍で観察し、画像解析により島状マルテンサイトの面積率（MA分率）を求めた。これらの結果についても、表２に併記する。

発明例では、降伏強度YP355MPa以上、引張強さTS460～690MPaおよび－40℃でのシャルピー吸収エネルギー50J以上を満足しているが、成分や製造条件が外れた場合には、いずれかの特性が目標を満足していない。

Claims (1)

1. 質量％で、
   Ｃ：0.08～0.16％、
   Si：0.05～0.60％、
   Mn：0.10～1.80％、
   Nb：0.005～0.060％、
   Ti：0.0010～0.0200％、
   Al：0.080％以下、
   Ｎ：0.0010～0.0060％、
   Ｐ：0.030％以下および
   Ｓ：0.030％以下
   を、下記式（１）に従うＣeqが0.44％以下となる範囲で含有し、さらに、
   Ｖ：0.050％以下、
   Cu：1.0％以下、
   Ni：0.20～1.0％、
   Cr：1.0％以下および
   Mo：1.0％以下
   のうちの１種または２種以上を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の成分組成と、平均粒径が15μm以下のフェライトを主相とするミクロ組織とを有し、該ミクロ組織は、第２相がパーライトおよび／またはベイナイトであり、かつ島状マルテンサイトが3.0％以下であるＨ形鋼。
   記
   Ｃeq＝Ｃ＋Mn／６＋(Cu＋Ni)／15＋(Cr＋Mo＋Ｖ)／５ ・・・（１）
   但し、式中の元素表示は該元素の含有量を示し、含まれない元素はゼロとする。