WO2013089156A1 - 低温靭性に優れた高強度ｈ形鋼及びその製造方法 - Google Patents

低温靭性に優れた高強度ｈ形鋼及びその製造方法 Download PDF

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市川　和利
輝行 若月
紀昭 小野寺
広一 山本
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新日鐵住金株式会社
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    • E04C2003/0404—Joists; Girders, trusses, or trusslike structures, e.g. prefabricated; Lintels; Transoms; Braces of metal beams, girders, or joists characterised by cross-sectional aspects

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength H-section steel having excellent low-temperature toughness used for a structural member of a building used in a low-temperature environment and a method for producing the same.
  • FPSO Floating Production, Storage and Offloading System
  • H-section steel used for the construction of these structures is required to have excellent low temperature toughness.
  • H-section steels have been used in general building structures, and H-section steels having excellent toughness and fire resistance have been proposed (see, for example, Patent Documents 1 to 3).
  • Charpy absorbed energy at about 0 ° C. is required.
  • Charpy absorbed energy at ⁇ 40 ° C. is required.
  • the CTOD (Crack Tip Opening Displacement) test is one of the tests for evaluating the fracture toughness of a structure in which a defect exists.
  • a test piece having a crack is held at a predetermined temperature and bending stress is applied, a phenomenon "unstable fracture” in which the crack progresses rapidly occurs.
  • the CTOD test the crack tip opening amount (CTOD value) immediately before the crack progresses rapidly is measured. A good correlation may not always be obtained between the CTOD value and the Charpy absorbed energy.
  • the present invention provides an H-section steel that is excellent in strength and low-temperature toughness used in structures in cold regions, and further has good weldability, and more specifically, without requiring a large amount of cooling equipment. It aims at providing the H-section steel to manufacture, and its manufacturing method.
  • the high-strength H-section steel of the present invention has improved low-temperature toughness by suppressing the formation of carbides that are the starting point of brittle fracture, and its production method is produced as it is rolled without accelerated cooling. Is.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • the first aspect of the present invention is, in mass%, C: 0.011 to 0.040%, Si: 0.06 to 0.50%, Mn: 0.80 to 1.98%, Al : 0.006 to 0.040%, Ti: 0.006 to 0.025%, N: 0.001 to 0.009%, O: 0.0003 to 0.0035%, Nb: 0.020 to 0 0.070%, and B: 0.0003 to 0.0010%, P is limited to 0.010% or less, S is limited to 0.005% or less, and the balance consists of Fe and inevitable impurities,
  • the content of the Nb and the B is a mass%, has a component composition satisfying the following formula (A), the area ratio of bainite in the microstructure is 70% or more, and the total area of pearlite and cementite The rate is 15% or less, and the balance is at least ferrite and island martensite.
  • 0.070 ⁇ Nb + 125B ⁇ 0.155 Formula (A) (2)
  • the component composition is further mass%, V: 0.10% or less, Cu: 0.60% or less, Ni: 0.55% or less, You may contain at least 1 sort (s) of Mo: 0.15% or less and Cr: 0.20% or less.
  • the component composition may further contain at least one of Zr: 0.01% or less and Hf: 0.01% or less in mass%. Good.
  • the component composition is further in mass%, REM: 0.01% or less, Ca: 0.005% or less, and Mg: 0.005% or less. You may contain at least 1 type of.
  • the component composition is further mass%, V: 0.10% or less, Cu: 0.60% or less, Ni: 0.55% or less, Mo: 0.15% or less, Cr: 0.20% or less, Zr: 0.01% or less, Hf: 0.01% or less, REM: 0.01% or less, Ca: 0.005% or less, and Mg : You may contain at least 1 type of 0.005% or less.
  • the contents of Nb and B may satisfy the following formula (B) in mass%. 0.070 ⁇ Nb + 125B ⁇ 0.115 Formula (B) (7)
  • the surface temperature of the flange is 770 to 870 by finish rolling when rolling the steel comprising the component described in any one of (1) to (6) above. It is a manufacturing method of H-section steel which performs rolling in the range of ° C for one pass or more.
  • a high-strength H-section steel excellent in low-temperature toughness can be produced as it is rolled without performing accelerated cooling.
  • significant cost reduction can be achieved by shortening the construction period. Therefore, the present invention makes a significant contribution to the industry, such as improving the reliability of large buildings without sacrificing economy.
  • the present inventors pay attention to the remarkable decrease in toughness due to the fracture mechanism starting from a structure composed of carbides such as pearlite and cementite. We investigated the suppression of. Then, the present inventors added an appropriate amount of alloying elements such as Nb and B in order to reduce carbon in the steel in order to suppress the formation of carbides and to generate bainite necessary for ensuring the strength. Succeeded in improving low temperature toughness.
  • the content (% by mass) of Nb and B is adjusted so as to satisfy the following formula (1).
  • 0.070 ⁇ Nb + 125B ⁇ 0.155 Formula (1) thereby, it becomes possible to secure strength by reducing the C content, suppress the generation of carbides that are the starting point of fracture, and improve toughness.
  • the coefficient of B is weighted in consideration of the effect of B that remarkably improves the hardenability even with a small amount of addition.
  • the lower limit of Nb + 125B is set to 0.070 or more and preferably 0.075 or more in order to ensure strength.
  • the upper limit of Nb + 125B is set to 0.155 or less, preferably 0.115 or less, more preferably less than 0.1 in order to ensure toughness.
  • Table 1 shows chemical components of the steel materials a to p adjusted so that the value of Nb + 125B is in the range of 0.058 to 0.170.
  • Table 2 shows the test piece sampling positions A (described later) of H-shaped steels a ′ to p ′ having a flange plate thickness of 25 mm manufactured using the steel materials a to p under the conditions of a heating temperature of 1300 ° C. and a finish rolling temperature of 850 ° C. Shows mechanical properties.
  • the present inventors have found that it is extremely effective to perform rolling while limiting the surface temperature of the flange in order to obtain a fine grain structure with good toughness.
  • it is necessary to carry out rolling at a flange surface temperature of 870 ° C. or lower and 770 ° C. or higher in finish rolling for at least one pass.
  • % indicating the component content means “% by mass” unless otherwise specified.
  • C 0.011% to 0.040%
  • C is an element effective for strengthening steel, and the lower limit of the content is 0.011% or more, preferably 0.12% or more, more preferably 0.15% or more.
  • the upper limit of the C content is set to 0.040% or less, preferably 0.35% or less.
  • the upper limit of the C content is preferably 0.030% or less.
  • Si 0.06% to 0.50% Since Si is a deoxidizing element and contributes to the improvement of strength, the lower limit of the Si content is set to 0.06% or more, preferably 0.10% or more. On the other hand, Si is an element that promotes the formation of cementite, and the upper limit of the content is 0.50% or less, preferably 0.45% or less. Moreover, in order to suppress the generation of island martensite and further improve the toughness of the base metal and the welded portion, the upper limit of the Si content is preferably set to 0.40% or less.
  • Mn 0.80% to 1.98% Mn is added in an amount of 0.80% or more, preferably 0.90% or more in order to enhance the hardenability to generate bainite and ensure the strength of the base material.
  • the Mn content is preferably 1.00% or more, more preferably 1.30% or more.
  • the upper limit of the Mn content is 1.98% or less, preferably 1.95% or less.
  • the upper limit of the Mn content is preferably 1.80% or less, and more preferably 1.60% or less.
  • Al 0.006% to 0.040%
  • Al is a deoxidizing element, and 0.006% or more is added.
  • the lower limit of the Al content is preferably 0.007% or more, more preferably 0.015% or more, and further preferably 0.020% or more.
  • the upper limit of the Al content is limited to 0.040% or less.
  • reduction of Al content is effective also in suppression of the production
  • Ti 0.006% to 0.025%
  • Ti is an important element in order to improve the toughness of the base material. Ti forms fine Ti oxides and TiN and contributes to refinement of the crystal grain size, so 0.006% or more, preferably 0.008% or more is added. Furthermore, in order to fix N with Ti, to secure the solid solution B and to enhance the hardenability, it is preferable to add Ti by 0.010% or more. On the other hand, when the Ti content exceeds 0.025%, coarse TiN is generated and the toughness of the base material is impaired. Therefore, the upper limit of the Ti content is set to 0.025% or less. Moreover, in order to suppress precipitation of TiC and suppress a decrease in toughness due to precipitation hardening, the upper limit of the Ti content is preferably set to 0.020% or less.
  • N 0.001% to 0.009% N is added in an amount of 0.001% or more in order to refine crystal grains with fine TiN.
  • the N content exceeds 0.009%, coarse TiN is produced and the toughness decreases, so the upper limit of the N content is set to 0.009% or less. Further, when the N content is increased, island martensite is generated and the toughness may be deteriorated. Therefore, the N content is preferably 0.006% or less.
  • O 0.0003% to 0.0035%
  • O is an impurity, and the upper limit of the O content is set to 0.0035% or less in order to suppress the formation of oxides and ensure toughness.
  • the O content is preferably 0.0015 or less. If the O content is less than 0.0003%, the manufacturing cost increases, so the O content is 0.0003% or more, preferably 0.0005% or more.
  • the O content is preferably set to 0.0008% or more.
  • Nb 0.020% to 0.070%
  • Nb is an element that increases hardenability, and it is necessary to add 0.020% or more.
  • the Nb content is 0.026%, more preferably 0.030% or more.
  • the upper limit of the Nb content is set to 0.070% or less.
  • the Nb content is preferably 0.060% or less, and preferably 0.040% or less.
  • B 0.0003% to 0.0010% B increases the hardenability by adding a small amount and forms a fine-grained bainite structure effective for improving toughness. Therefore, B must be contained in an amount of 0.0003% or more. However, if containing B exceeding 0.0010%, even if a sufficient bainite structure is obtained, island-shaped martensite is generated, and the strength becomes too high, and the toughness is significantly reduced. 0.0010% or less.
  • the upper limit of the B content is preferably 0.0008%, more preferably 0.0007%, and still more preferably 0.0005%.
  • P 0.010% or less
  • S 0.005% or less
  • P and S contained as unavoidable impurities cause weld cracking and toughness reduction due to solidification segregation, and should be reduced as much as possible.
  • the P content is limited to 0.010% or less. Preferably it is limited to 0.005% or less, more preferably 0.002% or less. Further, the S content is limited to 0.005% or less, preferably 0.003% or less.
  • the lower limit values of P and S are not particularly limited, and both may be over 0%. However, considering the cost for reducing the lower limits of P and S, the lower limits of each may be 0.0001% or more.
  • V, Cu, Ni, Mo, Cr, Zr, Hf, REM, Ca, and Mg may be included for the purpose of improving strength and toughness and controlling the form of inclusions. Good. Since these elements are contained as selective elements, the lower limit value of each element is not particularly limited, and all of them are 0%.
  • V 0.10% or less V contributes to refinement of the structure and precipitation strengthening by carbonitride. In order to obtain this effect, it is preferable to add 0.010% or more of V. However, when V is added excessively, the toughness may be impaired. Therefore, the upper limit of the V content is 0.10%.
  • Cu 0.60% or less
  • Cu is an element that improves hardenability and contributes to strengthening of the base material by precipitation hardening. It is preferable to add 0.04% or more of Cu in order to increase the strength by precipitating the Cu phase on the ferrite dislocations by holding in the temperature range where the ferrite is generated during rolling and by slow cooling. More preferably, 0.10% or more of Cu is added. On the other hand, if the Cu content exceeds 0.60%, the strength becomes excessive and the low-temperature toughness may decrease. A more preferable upper limit of the Cu content is 0.40% or less.
  • Ni 0.55% or less
  • Ni is an extremely effective element for increasing the strength and toughness of the base material.
  • the Ni content is preferably 0.04% or more. More preferably, 0.10% or more of Ni is added. On the other hand, adding 0.55% or more of Ni causes an increase in alloy cost. More preferably, the upper limit of the Ni content is 0.40% or less.
  • Mo 0.15% or less
  • Mo is an element that improves the hardenability by dissolving in steel and contributes to the improvement of strength. In order to obtain this effect, it is preferable to add 0.02% or more of Mo. However, when 0.15% or more of Mo is contained, Mo carbide (Mo 2 C) is precipitated, and the effect of improving the hardenability by solute Mo is saturated. Therefore, the upper limit of the Mo content is 0.15% or less.
  • Cr 0.20% or less Cr is an element that enhances hardenability and contributes to improvement in strength. In order to obtain this effect, it is preferable to add 0.02% or more of Cr. However, if more than 0.20% of Cr is added, carbides are generated and the toughness may be impaired, so the upper limit of the Cr content is 0.20% or less. The upper limit with preferable Cr content is 0.10% or less.
  • Zr 0.01% or less
  • Hf 0.01% or less
  • Zr and Hf are deoxidizing elements and elements that generate nitrides at high temperatures.
  • the addition of Zr and Hf is effective for reducing the solid solution N content in the steel, and it is preferable to add 0.0005% or more.
  • the Zr content is 0.01% or less and the Hf content is 0.01% or less.
  • REM 0.01% or less Ca: 0.005% or less Mg: 0.005% or less REM
  • Ca and Mg are deoxidizing elements and contribute to the control of the form of sulfides. Good.
  • 0.0005% or more of REM, 0.0005% or more of Ca, and 0.0005% or more of Mg It is preferable to add at least one kind.
  • the oxides of REM, Ca, and Mg easily float in molten steel, considering the cost, the upper limit of REM contained in the steel is 0.01% or less, and the upper limit of Ca is 0.005% or less.
  • the upper limit of Mg is 0.005% or less.
  • Fe and unavoidable impurities H-shaped steel containing the above elements may contain impurities inevitably mixed in the manufacturing process, etc., so long as the balance containing Fe as a main component does not impair the characteristics of the present invention. Good.
  • the microstructure of the H-section steel according to this embodiment is bainite mainly excellent in strength and toughness, which restricts the formation of pearlite and cementite that impair toughness, and the balance is made of island martensite and ferrite.
  • % regarding the microstructure means “area ratio” unless otherwise specified.
  • Bainite 70% or more Bainite contributes to an increase in strength and refinement of the structure. However, when the area ratio of bainite is less than 70%, the strength is insufficient. Therefore, the area ratio of bainite is 70% or more. In order to increase toughness, it is preferable to increase the area ratio of bainite, so the upper limit is not limited and may be 100%.
  • the upper limit of the effective crystal grain size is set to 40 ⁇ m or less.
  • the effective crystal grain size is a circle-equivalent diameter in a range surrounded by a large tilt grain boundary having an orientation difference of 15 ° or more. For example, an area of 550 ⁇ m ⁇ 550 ⁇ m is measured by electron backscattering spectroscopy (EBSP).
  • EBSP electron backscattering spectroscopy
  • Pearlite + cementite 15% or less Pearlite and cementite are the starting points of fracture and significantly lower the low-temperature toughness. Therefore, the total area ratio of pearlite and cementite is limited to 15% or less.
  • the area ratio of pearlite and cementite is preferably as small as possible, and may be 0%.
  • Island-like martensite, ferrite Bainite, pearlite, and the remainder of cementite are island-like martensite and ferrite.
  • Island-like martensite becomes a starting point of fracture and reduces toughness.
  • the area ratio of island martensite is not particularly specified, but a lower one is desirable.
  • the area ratio of the microstructure is the ratio of the number of grains in each structure, using a structure photograph taken at 200 times, measuring points arranged in a grid of 50 ⁇ m on one side, discriminating the structure at 300 measurement points. calculate.
  • the plate thickness of the H-shaped steel flange is 12 to 40 mm. This is because H-section steel having a plate thickness of 12 to 40 mm is often used for H-section steel used in low-temperature structures.
  • the plate thickness of the web is preferably 12 to 40 mm as with the flange.
  • the plate thickness ratio between the flange and the web is preferably 0.5 to 2.0, assuming that the H-section steel is manufactured by hot rolling. If the flange / web thickness ratio exceeds 2.0, the web may be deformed into a wavy shape. On the other hand, when the flange / web plate thickness ratio is less than 0.5, the flange may be deformed into a wavy shape.
  • the target values of strength are a yield point at normal temperature or a 0.2% proof stress of 345 MPa or more, and a tensile strength of 460 to 620 MPa.
  • the Charpy impact absorption energy at ⁇ 40 ° C. and ⁇ 50 ° C. is 60 J or more and 26 J or more, respectively, in the base material portion.
  • the CTOD value at ⁇ 10 ° C. is set to 0.15 mm or more.
  • H-shaped steel it is difficult for H-shaped steel to ensure strength and toughness compared to the case of manufacturing a steel plate. This is because it is difficult to secure not only the flange but also the fillet part (the part where the flange and the web are joined) when manufacturing extremely thick H-section steel from a slab or beam blank shaped material. It is.
  • the casting is preferably continuous casting from the viewpoint of productivity.
  • the thickness of a steel piece shall be 200 mm or more from a viewpoint of productivity.
  • the thickness of the steel slab is preferably 350 mm or less.
  • the heating temperature of the steel slab is not particularly specified, but is preferably 1100 to 1350 ° C.
  • the heating temperature is less than 1100 ° C., deformation resistance increases.
  • the plate thickness is thin, the cumulative rolling reduction increases, so heating to 1200 ° C. or higher is preferable.
  • the heating temperature is higher than 1350 ° C., the scale on the surface of the steel slab, which is the raw material, may be liquefied and the inside of the heating furnace may be damaged.
  • the upper limit of the heating temperature is preferably 1300 ° C. or lower.
  • Control rolling is a manufacturing method for controlling the rolling temperature and the rolling reduction.
  • finish rolling it is preferable to perform one or more passes of water-cooling rolling between passes.
  • the interpass water-cooled rolling process is a manufacturing method in which water-cooling is performed and rolling is performed in the recuperation process. More preferably, heat treatment is performed after finish rolling.
  • a so-called two-heat rolling process may be employed in which primary rolling is performed to cool to 500 ° C. or lower and then heating is performed again to 1100 to 1350 ° C. to perform secondary rolling. In the two-heat rolling, the amount of plastic deformation in the hot rolling is small, and the temperature drop in the rolling process is also small, so that the heating temperature can be lowered.
  • finish rolling of hot rolling it is necessary to carry out rolling at a flange surface temperature of 770 to 870 ° C. for one or more passes after heating the steel slab. This is because hot rolling promotes work recrystallization, refines austenite, and improves toughness and strength. If the finish rolling temperature is too high, it is difficult to refine crystal grains, so the upper limit is made 870 ° C. or less. On the other hand, if the temperature of the finish rolling is too low, the ferrite produced by the transformation is rolled and the toughness may be lowered, so the lower limit is made 770 ° C. or higher. Depending on the thickness of the steel slab and the thickness of the product, rough rolling may be performed before finish rolling.
  • Interpass water-cooled rolling is a method in which the flange surface temperature is cooled to 700 ° C. or lower and then rolled in the reheating process.
  • Interpass water-cooled rolling is a method of rolling by causing a temperature difference between the surface layer portion of the flange and the inside by water cooling between rolling passes. In the inter-pass water-cooled rolling, even when the rolling reduction is small, the processing strain can be introduced to the inside of the plate thickness. Further, productivity is improved by lowering the rolling temperature in a short time by water cooling.
  • the flange average temperature After cooling the flange average temperature to 400 ° C. or lower, it may be heated again to a temperature range of 400 to 500 ° C.
  • the island-like martensite present in the microstructure When reheated to 400 to 500 ° C., the island-like martensite present in the microstructure can be decomposed as it is rolled.
  • the heating temperature is preferably 400 ° C. or higher and the holding time is preferably 15 minutes or longer.
  • the upper limit of the heating temperature and the upper limit of the holding time are not particularly defined, it is preferable that the heating temperature is 500 ° C. or less and the holding time is 5 hours or less from the viewpoint of manufacturing cost. Reheating after cooling can be performed in a heat treatment furnace.
  • Fig. 1 shows the manufacturing process for H-section steel.
  • steel slabs heated in a heating furnace were subjected to a universal rolling device array.
  • water cooling between the rolling passes water cooling between the rolling passes is performed by using a water cooling device 2a provided before and after the intermediate universal rolling mill (intermediate rolling mill) 1 and spray cooling and reverse rolling of the flange outer surface. Went.
  • the controlled cooling after the controlled rolling was performed by cooling the outer surface of the flange with a cooling device (water cooling device) 2b installed on the rear surface after finishing rolling in the finishing universal rolling mill (finishing mill) 3.
  • the production conditions are shown in Table 5.
  • FIG. 2 is a diagram for explaining the specimen collection position A.
  • the specimen collection position A is a central portion ((1 ⁇ 2) t 2 ) of the plate thickness t 2 of the flange 5 of the H-section steel 4 and 1 ⁇ 4 of the flange width full length B. Part (1 / 4B). From this specimen collection position A, specimens were collected and their mechanical properties were measured. t1 is the thickness of the web, and H is the height. The characteristics of these portions were obtained because it was determined that the specimen collection position A in FIG. 2 exhibited the average mechanical characteristics of the H-section steel. The tensile test was performed in accordance with JIS Z 2241 (2011). When the yield behavior was exhibited, the yield point was obtained.
  • the Charpy impact test was performed at 0 ° C. according to JIS Z 2242 (2011).
  • the CTOD test piece was prepared by cutting out the entire thickness of the flange portion, producing a smooth test piece, and using the extended line on the original web surface as a notch position.
  • Results are shown in Tables 6 and 7.
  • YS in Table 6 is the yield point at room temperature or the 0.2% yield strength.
  • the target values of mechanical properties are: yield point at room temperature or 0.2% proof stress of 345 MPa or more, tensile strength of 460 to 620 MPa, and Charpy impact absorption energy at ⁇ 40 ° C. and ⁇ 50 ° C. of 60 J or more and The CTOD value at ⁇ 10 ° C. is also 0.15 mm or more.
  • Examples 1 to 28 according to the present invention have high 0.2% proof stress and tensile strength at room temperature, and Charpy impact absorption energy at ⁇ 40 ° C. and ⁇ 50 ° C., and The CTOD value at 10 ° C also meets the target well.
  • Comparative Example 29 is an example in which the C content is excessive, carbides increase, pearlite and cementite increase, and toughness decreases.
  • Comparative Example 30 is an example in which the Si content is excessive, island martensite is generated, and toughness is reduced.
  • Comparative Example 31 is an example in which the Mn content is excessive, and Comparative Example 32 is an example in which the Cu content is excessive, the strength is increased, and the toughness is decreased.
  • Comparative Example 33 is an example in which the Al content is insufficient and deoxidation is insufficient, and Comparative Example 34 is an example in which the Al content is excessive, the oxide increases, and the toughness decreases.
  • Comparative Example 35 is an example in which the Ti content is insufficient and the structure is not sufficiently refined.
  • Comparative Example 36 is an example in which the Ti content is excessive and coarse TiN is generated, and the toughness is lowered.
  • Comparative Example 37 is an example in which the Nb content is excessive, precipitates increase, and toughness decreases.
  • Comparative Example 38 is an example in which the N content is excessive, coarse nitrides are generated, and the toughness is lowered.
  • Comparative Example 39 is an example in which the O content is excessive, oxide clusters are formed, and the toughness is lowered.
  • Comparative Example 40 is an example in which the B content is insufficient, the generation of bainite is insufficient, and the strength and toughness are reduced.
  • Comparative Example 41 is an example in which the B content is excessive, the strength is high, the number of island martensites is increased, and the toughness is lowered.
  • Comparative Example 42 is an example in which the Nb content and the B content do not satisfy the formula Nb + 125B ⁇ 0.070, carbides are generated, and the toughness is insufficient.
  • the plate thickness is too large, sufficient rolling cannot be given, the structure becomes coarse, and the toughness is insufficient.
  • Comparative Example 44 the rolling temperature is too high, the structure becomes coarse, and the toughness is insufficient.
  • a high-strength H-section steel having excellent low-temperature toughness can be produced as it is rolled without performing accelerated cooling.
  • significant cost reduction can be achieved by shortening the construction period. Therefore, the present invention makes a significant contribution to the industry, such as improving the reliability of large buildings without sacrificing economy.

Abstract

　このＨ形鋼は、質量％で、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎ、Ｏ、Ｎｂ、Ｂを含有し、前記Ｎｂと前記Ｂの含有量が、質量％で、０．０７０≦Ｎｂ＋１２５Ｂ≦０．１５５を満足する成分組成を有し、ミクロ組織中のベイナイトの面積率が７０％以上であり、パーライト及びセメンタイトを合計した面積率が１５％以下であり、残部がフェライト及び島状マルテンサイトの少なくとも一方からなる金属組織を有し、前記ベイナイトの有効結晶粒径が４０μｍ以下であり、フランジの板厚が１２～４０ｍｍである。

Description

低温靭性に優れた高強度Ｈ形鋼及びその製造方法
　本発明は、低温環境で使用される建造物の構造部材などに用いられる、低温靭性に優れた高強度Ｈ形鋼及びその製造方法に関する。　本願は、２０１１年１２月１５日に、日本に出願された特願２０１１－２７４２７８号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　近年の旺盛な世界的エネルギー需要を背景に、寒冷地におけるエネルギー関連設備の構造物等の建造需要が急速に増加している。それらの設備には、例えば、ＦＰＳＯ（Ｆｌｏａｔｉｎｇ　Ｐｒｏｄｕｃｔｉｏｎ，　Ｓｔｏｒａｇｅ　ａｎｄ　Ｏｆｆｌｏａｄｉｎｇ　Ｓｙｓｔｅｍ：　浮体式海洋石油・ガス生産貯蔵積出設備）、即ち洋上で、石油・ガスを生産し、成品を設備内タンクに貯蔵し、直接輸送タンカへの積出しを行う設備等がある。これらの構造物の建造に使用されるＨ形鋼には、優れた低温靭性が要求される。
　従来から、Ｈ形鋼は一般的な建築構造物に使用されており、靭性や耐火性に優れたＨ形鋼が提案されている（例えば、特許文献１～３、参照）。一般的な建築構造物では、０℃程度でのシャルピー吸収エネルギーが求められる。一方、寒冷地のエネルギー関連設備に使用されるＨ形鋼では、例えば、－４０℃でのシャルピー吸収エネルギーが要求される。さらには、合理的に低温靭性を保証するためには、シャルピー衝撃試験特性だけではなく、－１０℃でのＣＴＯＤ値を規定することが必要である。
　ＣＴＯＤ（Ｃｒａｃｋ　Ｔｉｐ　Ｏｐｅｎｉｎｇ　Ｄｉｓｐｌａｃｅｍｅｎｔ：き裂先端開口変位）試験は欠陥が存在する構造物の破壊靭性を評価する試験の一つである。き裂を有する試験片を所定の温度に保持して曲げ応力を加えていくと、き裂が急速に進展する現象「不安定破壊」が起きる。ＣＴＯＤ試験により、このき裂が急速に進展する直前のき裂先端開口量（ＣＴＯＤ値）を測定する。ＣＴＯＤ値とシャルピー吸収エネルギーとは、必ずしも良い相関が得られない場合がある。
　特に、連続鋳造によって得られた鋳片を熱間圧延し、Ｈ形鋼を製造する場合、結晶粒の微細化による靭性確保が困難になる。これは、連続鋳造設備で製造可能な鋳片の最大厚みに限界があり、圧延の圧下比が不足するためである。更に、製品の寸法精度を高めるために高温で圧延を施すと、板厚の厚いフランジ部では圧延温度が高くなり、冷却速度は遅くなる。その結果、フランジ部では、結晶粒が粗大化し、靭性の低下が懸念される。圧延終了後に加速冷却を施せば、細粒組織を得ることは可能ではあるが、そのような設備を導入することは多大なコストが必要となる。
日本国特開平１１－１９３４４０号公報 国際公開２００７－９１７２５号 国際公開２００８－１２６９１０号
　本発明は、寒冷地の構造物で使用される強度及び低温靭性、更には溶接性にも優れたＨ形鋼及びその製造方法を提供すること、詳しくは、多大な冷却設備を必要とせずに製造するＨ形鋼及びその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明の高強度Ｈ形鋼は、脆性破壊の起点となる炭化物の生成を極限まで抑えて、低温靭性を改善したもので、その製造方法は、加速冷却を施すことなく、圧延ままで製造するものである。本発明の要旨は以下のとおりである。
（１）本発明の第一の態様は、質量％で、Ｃ：０．０１１～０．０４０％、Ｓｉ：０．０６～０．５０％、Ｍｎ：０．８０～１．９８％、Ａｌ：０.００６～０．０４０％、Ｔｉ：０．００６～０．０２５％、Ｎ：０．００１～０．００９％、Ｏ：０．０００３～０．００３５％、Ｎｂ：０．０２０～０．０７０％、及びＢ：０．０００３～０．００１０％を含有し、Ｐが０．０１０％以下に制限され、Ｓが０．００５％以下に制限され、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、前記Ｎｂと前記Ｂの含有量が、質量％で、下記式（Ａ）を満足する成分組成を有し、ミクロ組織中のベイナイトの面積率が７０％以上であり、パーライト及びセメンタイトを合計した面積率が１５％以下であり、残部がフェライト及び島状マルテンサイトの少なくとも一方からなる金属組織を有し、前記ベイナイトの有効結晶粒径が４０μｍ以下であり、フランジの板厚が１２～４０ｍｍであるＨ形鋼である。
　０．０７０≦Ｎｂ＋１２５Ｂ≦０．１５５　　　式（Ａ）
（２）上記（１）に記載のＨ形鋼では、前記成分組成が、更に、質量％で、Ｖ：０．１０％以下、Ｃｕ：０．６０％以下、Ｎｉ：０．５５％以下、Ｍｏ：０．１５％以下、及びＣｒ：０．２０％以下の少なくとも１種を含有してもよい。
（３）上記（１）に記載のＨ形鋼では、前記成分組成が、更に、質量％で、Ｚｒ：０．０１％以下、及びＨｆ：０．０１％以下の少なくとも一種を含有してもよい。
（４）上記（１）に記載のＨ形鋼では、前記成分組成が、更に、質量％で、ＲＥＭ：０．０１％以下、Ｃａ：０．００５％以下、及びＭｇ：０．００５％以下の少なくとも一種を含有してもよい。
（５）上記（１）に記載のＨ形鋼では、前記成分組成が、更に、質量％で、Ｖ：０．１０％以下、Ｃｕ：０．６０％以下、Ｎｉ：０．５５％以下、Ｍｏ：０．１５％以下、Ｃｒ：０．２０％以下、Ｚｒ：０．０１％以下、Ｈｆ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下、Ｃａ：０．００５％以下、及びＭｇ：０．００５％以下、の少なくとも一種を含有してもよい。
（６）上記（１）に記載のＨ形鋼では、前記Ｎｂと前記Ｂの含有量が、質量％で、下記式（Ｂ）を満足してもよい。
　０．０７０≦Ｎｂ＋１２５Ｂ≦０．１１５　　　式（Ｂ）
（７）本発明の第二の態様は、上記（１）～（６）の何れか１項に記載の成分からなる鋼を圧延する際に、仕上圧延で、フランジの表面温度が７７０～８７０℃の範囲での圧延を１パス以上行うＨ形鋼の製造方法である。
　本発明によれば、低温靭性に優れた高強度Ｈ形鋼を、加速冷却を施すことなく、圧延ままで製造することが可能になる。その結果、工期短縮による大幅なコスト削減を図ることができる。したがって、経済性を損なうことなく、大型建造物の信頼性が向上するなど、本発明は、産業上の貢献が極めて顕著である。
本発明の一実施形態に係るＨ形鋼の製造装置の一例を示す図である。 試験片を採取した位置を説明する図である。
　本発明者らはパーライトやセメンタイトのような炭化物から構成される組織を起点とする破壊機構による靭性低下が著しいことに着目し、低温靭性を向上させるために、脆性破壊の起点となる炭化物の生成の抑制を検討した。そして、本発明者らは、炭化物の生成を抑制するために鋼中の炭素の低減し、かつ、強度確保に必要なベイナイトを生成させるために、Ｎｂ、Ｂ等の合金元素を適正量添加し、低温靭性の向上に成功した。
　特に、ＮｂとＢの相乗効果によって焼入れ性を向上させるために、本発明では、下記式（１）を満足するように、ＮｂとＢの含有量（質量％）を調整する。
　０．０７０≦Ｎｂ＋１２５Ｂ≦０．１５５　　　式（１）
　これにより、Ｃ含有量を低減して強度を確保することが可能になり、破壊の起点となる炭化物の生成が抑制され、靭性を向上させることができる。上式では、微量の添加でも焼入れ性を著しく向上させるＢの効果を考慮し、Ｂの係数を重み付けしている。Ｎｂ＋１２５Ｂの下限は、強度を確保するために、０．０７０以上とし、０．０７５以上が好ましい。Ｎｂ＋１２５Ｂの上限は、靭性を確保するために、０．１５５以下、好ましくは０．１１５以下、より好ましくは０．１未満とする。尚、表１は、Ｎｂ＋１２５Ｂの値が０．０５８～０．１７０の範囲になるように調整した鋼材ａ～ｐの化学成分を示す。表２は、各鋼材ａ～ｐを用い、加熱温度１３００℃、仕上げ圧延温度８５０℃の条件で製造したフランジ板厚２５ｍｍのＨ形鋼ａ’～ｐ’の試験片採取位置Ａ（後述）における機械特性を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　さらに、本発明者らは、靭性の良好な細粒組織を得るためには、フランジの表面温度を制限して圧延することが極めて有効であることを見出した。本発明においては、仕上圧延で、フランジの表面温度が８７０℃以下、７７０℃以上での圧延を１パス以上行うことが必要である。
　以下、上述の知見に基づきなされた本発明の一実施形態に係るＨ形鋼について説明する。
　まず、本実施形態に係るＨ形鋼の成分組成について説明する。以下、成分含有量を示す「％」は、特に説明が無い限り「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０１１％～０．０４０％
　Ｃは、鋼の強化に有効な元素であり、含有量の下限値を０．０１１％以上、好ましくは０．１２％以上、より好ましくは０．１５％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．０４０％を超えると炭化物が生成し、低温靭性が低下するため、Ｃ含有量の上限を０．０４０％以下、好ましくは０．３５％以下とする。母材及びＨＡＺの靭性、耐溶接割れ性を更に向上させるためには、Ｃ含有量の上限を０．０３０％以下にすることが好ましい。
Ｓｉ：０．０６％～０．５０％
　Ｓｉは、脱酸元素であり、強度の向上にも寄与するため、Ｓｉ含有量の下限を０．０６％以上、好ましくは０．１０％以上とする。一方、Ｓｉはセメンタイトの生成を促進する元素であり、含有量の上限を０．５０％以下、好ましくは０．４５％以下とする。また、島状マルテンサイトの生成を抑制し、母材及び溶接部の靭性を更に向上させるためには、Ｓｉ含有量の上限を０．４０％以下とすることが好ましい。
Ｍｎ：０．８０％～１．９８％
　Ｍｎは、焼入れ性を高めてベイナイトを生成させ、母材の強度を確保するため、０．８０％以上、好ましくは０．９０％以上を添加する。母材の強度を更に高めるには、Ｍｎ含有量を１．００％以上にすることが好ましく、１．３０％以上が更に好ましい。一方、１．９８％を超えるＭｎを添加すると、母材及び溶接部の靭性、割れ性などを損なう。したがって、Ｍｎ含有量の上限を１．９８％以下、好ましくは１．９５％以下とする。母材の靭性を確保するためには、Ｍｎ含有量の上限を１．８０％以下にすることが好ましく、１．６０％以下が更に好ましい。
Ａｌ：０．００６％～０．０４０％
　Ａｌは、脱酸元素であり、０．００６％以上を添加する。Ａｌ含有量の下限は、好ましくは０．００７％以上、より好ましくは０．０１５％以上であり、更に好ましくは０．０２０％以上である。一方、粗大な酸化物の生成を防止するため、Ａｌ含有量の上限を０．０４０％以下に制限する。また、Ａｌ含有量の低減は、島状マルテンサイトの生成の抑制にも有効であり、Ａｌ含有量の上限を０．０３０％以下にすることが好ましい。
Ｔｉ：０．００６％～０．０２５％
　Ｔｉは、母材の靭性を向上させるために、重要な元素である。Ｔｉは、微細なＴｉ酸化物やＴｉＮを形成して、結晶粒径の微細化に寄与するため、０．００６％以上、好ましくは０．００８％以上添加する。更に、ＴｉによってＮを固定し、固溶Ｂを確保して焼入れ性を高めるには、Ｔｉを０．０１０％以上添加することが好ましい。一方、Ｔｉ含有量が０．０２５％を超えると、粗大なＴｉＮが生成し、母材の靭性を損なう。したがって、Ｔｉ含有量の上限を０．０２５％以下とする。また、ＴｉＣの析出を抑制し、析出硬化による靭性の低下を抑制するために、Ｔｉ含有量の上限を０．０２０％以下にすることが好ましい。
Ｎ：０．００１％～０．００９％
　Ｎは、微細なＴｉＮによって結晶粒を微細化するために、０．００１％以上を添加する。一方、Ｎ含有量が０．００９％を超えると、粗大なＴｉＮを生じて靭性が低下するため、Ｎ含有量の上限を０．００９％以下とする。また、Ｎ含有量が増加すると、島状マルテンサイトが生成し、靭性が劣化することがあるため、Ｎ含有量を０．００６％以下にすることが好ましい。
Ｏ：０．０００３％～０．００３５％
　Ｏは、不純物であり、酸化物の生成を抑制して靭性を確保するため、Ｏ含有量の上限を０．００３５％以下とする。ＨＡＺ靭性を向上させるには、Ｏ含有量を０．００１５以下にすることが好ましい。Ｏ含有量を０．０００３％未満にしようとすると、製造コストが高くなるため、Ｏ含有量は０．０００３％以上、好ましくは０．０００５％以上とする。酸化物によるピンニング効果を利用して、ＨＡＺの粒径の粗大化を抑制するには、Ｏ含有量を０．０００８％以上にすることが好ましい。
Ｎｂ：０．０２０％～０．０７０％
　Ｎｂは、焼入性を上昇させる元素であり、０．０２０％以上を添加することが必要である。強度を向上させるためには、Ｎｂ含有量を０．０２６％、より好ましくは０．０３０％以上にする。一方、０．０７０％を超えるＮｂを添加すると、Ｎｂ炭窒化物が析出し、靭性を損なうことがあるため、Ｎｂ含有量の上限を０．０７０％以下とする。靭性を高めるためには、Ｎｂ含有量を０．０６０％以下にすることが好ましく、０．０４０％以下が好ましい。
Ｂ：０．０００３％～０．００１０％
　Ｂは、微量の添加で焼入性を上昇させ、靭性向上に有効な細粒のベイナイト組織を形成するので、０．０００３％以上含有することが必要である。ただし、０．００１０％を超えるＢを含有すると、十分なベイナイト組織が得られても、島状マルテンサイトが生成し、また強度が高くなりすぎて、靭性が著しく低下するため、Ｂ含有量を０．００１０％以下とする。Ｂ含有量の上限は、好ましくは０．０００８％であり、より好ましくは０．０００７％であり、更に好ましくは０．０００５％である。
Ｐ：０．０１０％以下
Ｓ：０．００５％以下
　不可避不純物として含有するＰ、Ｓについては、凝固偏析による溶接割れ、靭性低下の原因となるので、極力低減すべきである。Ｐ含有量は０．０１０％以下に制限する。好ましくは０．００５％以下、更に好ましくは０．００２％以下に制限する。また、Ｓ含有量は、０．００５％以下、好ましくは０．００３％以下に制限する。Ｐ、Ｓの下限値は特に限定されるものではなく、いずれも０％超であれば良い。ただし、Ｐ、Ｓの下限値を低減させるためのコストを考慮して、それぞれの下限を０．０００１％以上としてもよい。
　更に、強度及び靭性の向上や、介在物の形態の制御を目的として、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＲＥＭ、Ｃａ、及びＭｇのうちの少なくとも１種を含有させてもよい。これらの元素は選択元素として含有されるため、各元素の下限値は特に限定されるものではなく、いずれも０％である。
Ｖ：０．１０％以下
　Ｖは、組織の微細化及び炭窒化物による析出強化に寄与する。この効果を得るためには、０．０１０％以上のＶを添加することが好ましい。しかし、Ｖを過剰に添加すると、靭性を損なうことがある。したがって、Ｖ含有量の上限を０．１０％とする。
Ｃｕ：０．６０％以下
　Ｃｕは、焼入れ性を向上させ、析出硬化によって母材の強化に寄与する元素である。圧延時、フェライトが生成する温度域での保持及び緩冷却により、フェライトの転位上にＣｕ相が析出し、強度を上昇させるには、０．０４％以上のＣｕを添加することが好ましい。より好ましくは０．１０％以上のＣｕを添加する。一方、０．６０％超のＣｕ含有量とすると、強度が過剰となって、低温靭性が低下することがある。より好ましいＣｕ含有量の上限は０．４０％以下である。
Ｎｉ：０．５５％以下
　Ｎｉは、母材の強度及び靭性を高めるために、極めて有効な元素である。靭性を高めるためには、Ｎｉ含有量を０．０４％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．１０％以上のＮｉを添加する。一方、０．５５％以上のＮｉを添加することは合金コストの上昇を招く。より好ましくは、Ｎｉ含有量の上限を０．４０％以下とする。
Ｍｏ：０．１５％以下
　Ｍｏは、鋼中に固溶して焼入れ性を高める元素であり、強度の向上に寄与する。この効果を得るためには、０．０２％以上のＭｏを添加することが好ましい。しかし、０．１５％超のＭｏを含有させると、Ｍｏ炭化物（Ｍｏ２Ｃ）を析出し、固溶Ｍｏによる焼入性の向上の効果は飽和する。したがって、Ｍｏ含有量の上限は、０．１５％以下とする。
Ｃｒ：０．２０％以下
　Ｃｒは、焼入れ性を高める元素であり、強度の向上に寄与する。この効果を得るためには、０．０２％以上のＣｒを添加することが好ましい。しかし、０．２０％超のＣｒを添加すると炭化物を生成し、靭性を損なうことがあるため、Ｃｒ含有量の上限を０．２０％以下とする。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．１０％以下である。
Ｚｒ：０．０１％以下
Ｈｆ：０．０１％以下
　Ｚｒ、Ｈｆは脱酸元素であるとともに、高温で窒化物を生成する元素である。Ｚｒ、Ｈｆの添加は、鋼中の固溶Ｎ含有量の低減に有効であり、０．０００５％以上を添加することが好ましい。しかし、Ｚｒ、Ｈｆを過剰に含有すると、窒化物が粗大化し、靭性を損なうことがあるため、Ｚｒ含有量を０．０１％以下、Ｈｆ含有量を０．０１％以下とする。
ＲＥＭ：０．０１％以下
Ｃａ：０．００５％以下
Ｍｇ：０．００５％以下
　ＲＥＭ、Ｃａ、Ｍｇは、脱酸元素であり、硫化物の形態の制御にも寄与するため、添加してもよい。微細な酸化物による組織の微細化やＭｎＳの粗大化の抑制などの効果を得るためには、０．０００５％以上のＲＥＭ、０．０００５％以上のＣａ、及び０．０００５％以上のＭｇの少なくとも１種を添加することが好ましい。しかし、ＲＥＭ、Ｃａ、Ｍｇの酸化物は溶鋼中で容易に浮上するため、コストを考慮し、鋼中に含有されるＲＥＭの上限は０．０１％以下、Ｃａの上限は０．００５％以下、Ｍｇの上限は０．００５％以下とする。
残部：Ｆｅ及び不可避不純物
　以上の元素を含有するＨ形鋼は、Ｆｅを主成分とする残部が本発明の特性を阻害しない範囲で、製造過程等で不可避的に混入する不純物を含有してもよい。
　次に、本実施形態に係るＨ形鋼のミクロ組織について説明する。本実施形態に係るＨ形鋼のミクロ組織は、主に強度及び靭性に優れるベイナイトであり、靭性を損なうパーライト、セメンタイトの生成を制限したものであり、残部は、島状マルテンサイト、フェライトからなる。以下、ミクロ組織に関する「％」は、特に説明が無い限り「面積率」を意味する。
　ベイナイト：７０％以上
　ベイナイトは、強度の上昇及び組織の微細化に寄与する。しかし、ベイナイトの面積率が７０％未満では、強度が不十分になる。したがって、ベイナイトの面積率は、７０％以上とする。靭性を高めるには、ベイナイトの面積率を増加させることが好ましいので、上限は限定せず、１００％でもよい。
　また、低温靭性を向上させるためには、ベイナイトを微細にすることが必要であり、有効結晶粒径の上限を４０μｍ以下とする。有効結晶粒径は、方位差が１５°以上の大傾角粒界で囲まれる範囲の円相当径であり、例えば５５０μｍ×５５０μｍの領域を電子後方散乱分光法（ＥＢＳＰ）により測定する。ベイナイトの有効結晶粒径が４０μｍを超えると低温靭性を確保することが難しくなる。ベイナイトの有効結晶粒径の下限は規定しないが、Ｈ形鋼は高温で圧延されるため、微細化が難しく、１０μｍ以上になることが多い。
パーライト＋セメンタイト：１５％以下
　パーライト及びセメンタイトは破壊の起点となり、著しく低温靭性を低下させることから、パーライト及びセメンタイトの面積率の合計を１５％以下に制限する。パーライト及びセメンタイトの面積率は少ないほど好ましく、０％でもよい。
残部：島状マルテンサイト、フェライト
　ベイナイト、パーライト、セメンタイトの残部は島状マルテンサイト、フェライトである。島状マルテンサイトは、破壊の起点となり、靭性を低下させる。島状マルテンサイトの面積率は、特に規定しないが、低い方が望ましい。ミクロ組織の面積率は、２００倍で撮影した組織写真を用いて、一辺が５０μｍの格子状に測定点を配置し、３００の測定点で組織を判別し、各組織の粒の数の割合として算出する。
　Ｈ形鋼のフランジの板厚は、１２～４０ｍｍとする。これは、低温用構造物に用いられるＨ形鋼には、板厚が１２～４０ｍｍのサイズのＨ形鋼が多用されるためである。ウエブの板厚も、フランジと同様、１２～４０ｍｍとすることが好ましい。
　なお、フランジとウェブとの板厚比（フランジ／ウェブの板厚比）に関してはＨ形鋼を熱間圧延で製造する場合を想定して、０．５～２．０とすることが好ましい。フランジ／ウェブの板厚比が２．０を超えると、ウェブが波打ち状の形状に変形することがある。一方、フランジ／ウェブの板厚比が０．５未満の場合は、フランジが波打ち状の形状に変形することがある。
　強度の目標値は、常温の降伏点又は０．２％耐力が３４５ＭＰａ以上、引張強度が４６０～６２０ＭＰａである。また、－４０℃及び－５０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーは、母材部でそれぞれ６０Ｊ以上及び２６Ｊ以上である。さらに低温靭性を合理的に保証するために－１０℃におけるＣＴＯＤ値を０．１５ｍｍ以上とする。
　特に、Ｈ形鋼は、鋼板を製造する場合よりも強度、靭性を確保することが難しい。これは、スラブ又はビームブランク形状の素材から極厚Ｈ形鋼を製造する際に、フランジのみならず、フィレット部（フランジとウェブが結合している部位）の加工量を確保することが難しいためである。
　次に、本発明の一実施形態に係るＨ形鋼の製造方法について説明する。
　製鋼工程では、上述のように、溶鋼の化学成分を調整した後、鋳造し、鋼片を得る。鋳造は、生産性の観点から、連続鋳造が好ましい。また、鋼片の厚みは、生産性の観点から、２００ｍｍ以上とすることが好ましい。偏析の低減や、熱間圧延における加熱温度の均質性などを考慮すると、鋼片の厚みは３５０ｍｍ以下が好ましい。
　次に、鋼片を加熱し、熱間圧延を行う。鋼片の加熱温度は特に規定しないが、１１００～１３５０℃が好ましい。加熱温度が１１００℃未満であると、変形抵抗が高くなる。Ｎｂなど、炭化物、窒化物を形成する元素を十分に固溶させるためには、再加熱温度の下限を１１５０℃以上とすることが好ましい。特に、板厚が薄い場合は、累積圧下率が大きくなるため、１２００℃以上に加熱することが好ましい。一方、加熱温度を１３５０℃よりも高温にすると、素材である鋼片の表面のスケールが液体化して加熱炉内が損傷することがある。組織の粗大化を抑制するためには、加熱温度の上限を１３００℃以下にすることが好ましい。
　熱間圧延の仕上圧延では、制御圧延を行う。制御圧延は、圧延温度、及び圧下率を制御する製造方法である。仕上圧延では、パス間水冷圧延加工を１パス以上施すことが好ましい。パス間水冷圧延加工は、水冷し、復熱過程で圧延する製造方法である。仕上圧延後、熱処理を施すことが更に好ましい。また、一次圧延して５００℃以下に冷却した後、再度、１１００～１３５０℃に加熱し、二次圧延を行う製造するプロセス、いわゆる２ヒート圧延を採用してもよい。２ヒート圧延では、熱間圧延での塑性変形量が少なく、圧延工程での温度の低下も小さくなるため、加熱温度を低めにすることができる。
　熱間圧延の仕上圧延は、鋼片を加熱した後、フランジの表面温度が７７０～８７０℃での圧延を１パス以上行うことが必要である。これは、熱間圧延で、加工再結晶を促進させ、オーステナイトを細粒化し、靭性と強度を向上させるためである。仕上圧延の温度が高すぎると結晶粒の微細化が難しくなるので、上限を８７０℃以下とする。一方、仕上圧延の温度が低すぎると、変態によって生成したフェライトが圧延され、靭性が低下することがあるため、下限を７７０℃以上とする。なお、鋼片の厚みと製品の厚みに応じて、仕上圧延の前に粗圧延を行っても良い。
　仕上圧延のうち、１パス以上をパス間水冷圧延とすることが好ましい。パス間水冷圧延は、フランジ表面温度を７００℃以下に冷却した後、復熱過程で圧延する方法である。パス間水冷圧延は、圧延パス間の水冷により、フランジの表層部と内部とに温度差を生じさせて圧延する方法である。パス間水冷圧延では、圧下率が小さい場合でも、板厚の内部まで加工歪みを導入することができる。また、水冷により圧延温度を短時間で低下させることによって、生産性も向上する。
フランジ平均温度を４００℃以下まで冷却した後、４００～５００℃の温度域まで再び加熱してもよい。４００～５００℃に再加熱すると、圧延ままの状態でミクロ組織中に存在する島状マルテンサイトを分解させることができる。島状マルテンサイト中のＣをマトリクス中へ拡散させるためには、加熱温度を４００℃以上、保持時間を１５分以上にすることが好ましい。加熱温度の上限、保持時間の上限は特に規定しないが、製造コストの観点から、加熱温度を５００℃以下、保持時間を５時間以下にすることが好ましい。冷却後の再加熱は、熱処理炉で実施することができる。
　表３及び４に示す成分組成を有する鋼を溶製し、連続鋳造により、厚みが２４０～３００ｍｍの鋼片を製造した。鋼の溶製は転炉で行い、一次脱酸し、合金を添加して成分を調整し、必要に応じて、真空脱ガス処理を行った。得られた鋼片を加熱し、熱間圧延を行い、Ｈ形鋼を製造した。表３及び４に示した成分は、製造後のＨ形鋼から採取した試料を化学分析して求めた。なお、表３の鋼Ｎｏ．ＡＰは、成分は本発明の範囲内であるが、フランジの板厚が大きいＨ形鋼である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　Ｈ形鋼の製造工程を図１に示す。熱間圧延は、加熱炉で加熱した鋼片をユニバーサル圧延装置列で行った。熱間圧延をパス間水冷圧延とする場合、圧延パス間の水冷には、中間ユニバーサル圧延機（中間圧延機）１の前後に設けた水冷装置２ａを用い、フランジ外側面のスプレー冷却とリバース圧延を行った。制御圧延後の制御冷却は、仕上ユニバーサル圧延機（仕上圧延機）３での仕上圧延の終了後、後面に設置した冷却装置（水冷装置）２ｂにより、フランジ外側面を水冷して行った。製造条件を表５に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　図２は、試験片採取位置Ａを説明する図である。この図２に示すように、試験片採取位置Ａは、Ｈ形鋼４のフランジ５の板厚ｔ２の中心部（（１／２）ｔ２）、且つ、フランジ幅全長Ｂの１／４部（１／４Ｂ）である。この試験片採取位置Ａから、試験片を採取し、機械特性を測定した。ｔ１はウェブの板厚、Ｈは高さである。なお、これらの箇所の特性を求めたのは、図２の試験片採取位置Ａが、Ｈ形鋼の平均的な機械特性を示すと判断したためである。引張試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１）に準拠して行い、降伏挙動を示す場合は降伏点、降伏挙動を示さない場合は０．２％耐力を求め、ＹＳとした。シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２（２０１１）に準拠して０℃で行った。ＣＴＯＤ試験片は、フランジ部分全厚を切り出し、平滑試験片を作製して、元のウエブ表面の延長線上をノッチ位置として作製した。
　また、機械特性の測定に用いた試験片を採取した位置から、試料を採取し、光学顕微鏡で金属組織の観察を行い、ベイナイトの面積率、パーライトとセメンタイトの面積率の合計を測定した。更に、ＥＢＳＰによって、ベイナイトの有効結晶粒径を求めた。
　結果を表６及び７に示す。表６のＹＳは、常温の降伏点、又は０．２％耐力である。機械特性の目標値は、常温の降伏点又は０．２％耐力が３４５ＭＰａ以上、引張強度が４６０～６２０ＭＰａ、かつ、－４０℃及び－５０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが、それぞれ、６０Ｊ以上及び２６Ｊ以上であり、－１０℃におけるＣＴＯＤ値も０．１５ｍｍ以上である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　表６に示すように、本発明に係る実施例１～２８は、常温の０．２％耐力及び引張強度が高く、かつ、－４０℃及び－５０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー、並びに、－１０℃におけるＣＴＯＤ値も、目標を十分に満たしている。
　一方、比較例２９はＣ含有量が過剰であり、炭化物が増加してパーライト、セメンタイトが増加し、靭性が低下した例である。比較例３０はＳｉ含有量が過剰であり、島状マルテンサイトが生成し、靭性が低下した例である。比較例３１はＭｎ含有量が過剰であり、比較例３２はＣｕ含有量が過剰であり、強度が上昇して、靭性が低下した例である。比較例３３はＡｌ含有量が不足して脱酸が不十分であり、比較例３４はＡｌ含有量が過剰で酸化物が増加し、靭性が低下した例である。比較例３５はＴｉ含有量が不足して組織の微細化が不十分であり、比較例３６はＴｉ含有量が過剰で粗大なＴｉＮが生成し、靭性が低下した例である。
　比較例３７はＮｂ含有量が過剰であり、析出物が増加して靭性が低下した例である。比較例３８はＮ含有量が過剰であり、粗大な窒化物が生成し、靭性が低下した例である。比較例３９はＯ含有量が過剰であり、酸化物のクラスターが生成し、靭性が低下した例である。比較例４０はＢ含有量が不足し、ベイナイトの生成が不十分になり、強度及び靭性が低下した例である。比較例４１はＢ含有量が過剰であり、強度が高く、島状マルテンサイトも多くなり、靭性が低下した例である。
　また、比較例４２は、Ｎｂ含有量及びＢ含有量が式Ｎｂ＋１２５Ｂ≧０．０７０を満足しない例であり、炭化物が生成し、靭性が不足している。比較例４３は、板厚が大きすぎ、十分な圧延を与えられず、組織が粗大化して、靭性が不足している。比較例４４は、圧延温度が高すぎて、組織が粗大化し、靭性が不足している。

　本発明によれば、低温靭性に優れた高強度Ｈ形鋼を、加速冷却を施すことなく、圧延ままで製造することが可能になる。その結果、工期短縮による大幅なコスト削減を図ることができる。したがって、経済性を損なうことなく、大型建造物の信頼性が向上するなど、本発明は、産業上の貢献が極めて顕著である。
　１　　中間圧延機
　２ａ　中間圧延機前後面の水冷装置
　２ｂ　仕上げ圧延機後面冷却装置
　３　　仕上げ圧延機
　４　　Ｈ形鋼
　５　　フランジ
　６　　ウェブ
　７　　ＣＴＯＤノッチ位置
　Ｂ　　フランジ幅全長
　Ｈ　　高さ
　ｔ１　ウェブの板厚
　ｔ２　　フランジの板厚
　Ａ　試験片採取位置

Claims (7)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．０１１～０．０４０％、
    Ｓｉ：０．０６～０．５０％、
    Ｍｎ：０．８０～１．９８％、
    Ａｌ：０.００６～０．０４０％、
    Ｔｉ：０．００６～０．０２５％、
    Ｎ：０．００１～０．００９％、
    Ｏ：０．０００３～０．００３５％、
    Ｎｂ：０．０２０～０．０７０％、及び
    Ｂ：０．０００３～０．００１０％
    を含有し、
    Ｐが０．０１０％以下に制限され、
    Ｓが０．００５％以下に制限され、
    残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
    　前記Ｎｂと前記Ｂの含有量が、質量％で、下記式（１）を満足する成分組成を有し、
    　ミクロ組織中のベイナイトの面積率が７０％以上であり、パーライト及びセメンタイトを合計した面積率が１５％以下であり、残部がフェライト及び島状マルテンサイトの少なくとも一方からなる金属組織を有し、
    　前記ベイナイトの有効結晶粒径が４０μｍ以下であり、
    　フランジの板厚が１２～４０ｍｍである
    ことを特徴とするＨ形鋼。
    　０．０７０≦Ｎｂ＋１２５Ｂ≦０．１５５　　　式（１）
  2. 　前記成分組成が、更に、質量％で、
    Ｖ：０．１０％以下、
    Ｃｕ：０．６０％以下、
    Ｎｉ：０．５５％以下、
    Ｍｏ：０．１５％以下、及び
    Ｃｒ：０．２０％以下
    の少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１に記載のＨ形鋼。
  3. 　前記成分組成が、更に、質量％で、
    Ｚｒ：０．０１％以下、及び
    Ｈｆ：０．０１％以下
    の少なくとも一種を含有することを特徴とする請求項１に記載のＨ形鋼。
  4. 　前記成分組成が、更に、質量％で、
    ＲＥＭ：０．０１％以下、
    Ｃａ：０．００５％以下、及び
    Ｍｇ：０．００５％以下
    の少なくとも一種を含有することを特徴とする請求項１に記載のＨ形鋼。
  5. 　前記成分組成が、更に、質量％で、
    Ｖ：０．１０％以下、
    Ｃｕ：０．６０％以下、
    Ｎｉ：０．５５％以下、
    Ｍｏ：０．１５％以下、
    Ｃｒ：０．２０％以下、
    Ｚｒ：０．０１％以下、
    Ｈｆ：０．０１％以下、
    ＲＥＭ：０．０１％以下、
    Ｃａ：０．００５％以下、及び
    Ｍｇ：０．００５％以下、
    の少なくとも一種を含有することを特徴とする請求項１に記載のＨ形鋼。
  6. 　前記Ｎｂと前記Ｂの含有量が、質量％で、下記式（２）を満足することを特徴とする請求項１に記載のＨ形鋼。
    　０．０７０≦Ｎｂ＋１２５Ｂ≦０．１１５　　　式（２）
  7. 　請求項１～６の何れか１項に記載の成分からなる鋼を圧延する際に、仕上圧延で、フランジの表面温度が７７０～８７０℃の範囲での圧延を１パス以上行うことを特徴とするＨ形鋼の製造方法。
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