WO2014175122A1 - Ｈ形鋼及びその製造方法 - Google Patents

Ｈ形鋼及びその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2014175122A1
WO2014175122A1 PCT/JP2014/060745 JP2014060745W WO2014175122A1 WO 2014175122 A1 WO2014175122 A1 WO 2014175122A1 JP 2014060745 W JP2014060745 W JP 2014060745W WO 2014175122 A1 WO2014175122 A1 WO 2014175122A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
rolling
content
flange
toughness
section steel
Prior art date
Application number
PCT/JP2014/060745
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
市川　和利
栄利 伊藤
紀昭 小野寺
和章 光安
広一 山本
Original Assignee
新日鐵住金株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 新日鐵住金株式会社 filed Critical 新日鐵住金株式会社
Priority to US14/763,344 priority Critical patent/US20150361664A1/en
Priority to EP14787733.6A priority patent/EP2990498A1/en
Priority to JP2015513696A priority patent/JPWO2014175122A1/ja
Publication of WO2014175122A1 publication Critical patent/WO2014175122A1/ja

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • E—FIXED CONSTRUCTIONS
    • E04—BUILDING
    • E04C—STRUCTURAL ELEMENTS; BUILDING MATERIALS
    • E04C3/00—Structural elongated elements designed for load-supporting
    • E04C3/02—Joists; Girders, trusses, or trusslike structures, e.g. prefabricated; Lintels; Transoms; Braces
    • E04C3/04—Joists; Girders, trusses, or trusslike structures, e.g. prefabricated; Lintels; Transoms; Braces of metal
    • E04C3/06—Joists; Girders, trusses, or trusslike structures, e.g. prefabricated; Lintels; Transoms; Braces of metal with substantially solid, i.e. unapertured, web
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/02—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling heavy work, e.g. ingots, slabs, blooms, or billets, in which the cross-sectional form is unimportant ; Rolling combined with forging or pressing
    • B21B1/026—Rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/001—Heat treatment of ferrous alloys containing Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1216—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the working step(s) being of interest
    • C21D8/1222—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/0068—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for particular articles not mentioned below
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite
    • E—FIXED CONSTRUCTIONS
    • E04—BUILDING
    • E04C—STRUCTURAL ELEMENTS; BUILDING MATERIALS
    • E04C3/00—Structural elongated elements designed for load-supporting
    • E04C3/02—Joists; Girders, trusses, or trusslike structures, e.g. prefabricated; Lintels; Transoms; Braces
    • E04C3/04—Joists; Girders, trusses, or trusslike structures, e.g. prefabricated; Lintels; Transoms; Braces of metal
    • 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
    • E04C2003/0408—Joists; Girders, trusses, or trusslike structures, e.g. prefabricated; Lintels; Transoms; Braces of metal beams, girders, or joists characterised by cross-sectional aspects characterised by assembly or the cross-section
    • E04C2003/0421—Joists; Girders, trusses, or trusslike structures, e.g. prefabricated; Lintels; Transoms; Braces of metal beams, girders, or joists characterised by cross-sectional aspects characterised by assembly or the cross-section comprising one single unitary part
    • E—FIXED CONSTRUCTIONS
    • E04—BUILDING
    • E04C—STRUCTURAL ELEMENTS; BUILDING MATERIALS
    • E04C3/00—Structural elongated elements designed for load-supporting
    • E04C3/02—Joists; Girders, trusses, or trusslike structures, e.g. prefabricated; Lintels; Transoms; Braces
    • E04C3/04—Joists; Girders, trusses, or trusslike structures, e.g. prefabricated; Lintels; Transoms; Braces of metal
    • 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
    • E04C2003/0443—Joists; Girders, trusses, or trusslike structures, e.g. prefabricated; Lintels; Transoms; Braces of metal beams, girders, or joists characterised by cross-sectional aspects characterised by substantial shape of the cross-section
    • E04C2003/0452—H- or I-shaped

Definitions

  • the present inventors have intensively studied to solve the above problems. As a result, it was found that the toughness deterioration due to the fracture mechanism starting from the structure composed of carbides such as pearlite and cementite was remarkable. Therefore, paying attention to the fracture starting from carbide, in order to improve the low temperature toughness, a method for suppressing the formation of carbide which becomes the starting point of brittle fracture was examined. As a result of the study, the present inventors reduced the amount of carbon in steel in order to suppress the formation of carbides, and in order to generate bainite necessary for ensuring the strength, an appropriate amount of alloy elements such as Nb and B By making it contain, it succeeded in improving the low temperature toughness of H-section steel, without reducing intensity
  • Nb and B in Formula 1 are the contents in mass% of each element.
  • Mn is an element that enhances the hardenability of steel, and is an element that is effective in promoting the formation of bainite and ensuring the strength of the base material.
  • the lower limit of the Mn content is set to 0.8%.
  • the lower limit of the Mn content is preferably 1.0%, more preferably 1.3%.
  • the upper limit of the Mn content is set to 2.0%.
  • V (V: 0.10% or less) V contributes to refinement of the structure and precipitation strengthening by carbonitride.
  • the lower limit of the V content be 0.01%.
  • the upper limit of the V content is preferably 0.10%.
  • Cr less than 0.20% Cr is an element that improves the hardenability of steel and contributes to the improvement of strength. When obtaining this effect, it is desirable that the lower limit of the Cr content be 0.01%. However, if the Cr content is 0.20% or more, carbides may be generated and the toughness may be reduced. Therefore, the Cr content is preferably less than 0.20%. The upper limit with preferable Cr content is 0.10%.
  • the distribution density of pearlite exceeds 3.2 ⁇ 10 ⁇ 3 / ⁇ m 2 , pearlite is decomposed into austenite by heat input during welding, and island martensite is generated after cooling. This generated island martensite may become a starting point of brittle fracture and deteriorate toughness.
  • the lower limit of the pearlite distribution density may be 1.0 ⁇ 10 ⁇ 5 pieces / ⁇ m 2 from the viewpoint of securing the strength.
  • the pearlite distribution density is determined by observing a pearlite colony (perlite island in JIS standard) with an optical microscope in accordance with JIS G 0551 at the above-mentioned site. Specifically, the number of pearlite colonies present in 10 microscopic optical microscope photographs taken at 500 times (the size of one visual field is preferably 120 ⁇ m ⁇ 160 ⁇ m) is counted to determine the distribution density.
  • the ratio of the flange plate thickness to the web plate thickness is preferably 0.5 to 2.0, assuming that the H-section steel is manufactured by hot rolling. If the flange / web exceeds 2.0, the web may be deformed into a wavy shape. On the other hand, if the flange / web is less than 0.5, the flange may be deformed into a wavy shape.
  • the heating temperature of the steel slab is preferably 1100 to 1350 ° C.
  • the lower limit of the heating temperature is preferably 1100 ° C.
  • the lower limit of the heating temperature is more preferably 1150 ° C.
  • the plate thickness of the flange is thin, it is more preferable to heat to 1200 ° C. or higher because there is a concern that the rolling temperature becomes too low due to an increase in the cumulative rolling reduction.
  • FIG. 2 is a flowchart showing an example of the manufacturing method.
  • Production No. 40 is an example in which the Al content is excessive and the toughness of the base metal and the weld heat affected zone is lowered.
  • Production No. No. 41 is an example in which the B content is excessive, the base material strength is not only excessive, but the toughness of the base material and the weld heat affected zone is lowered.
  • Production No. No. 42 is an example in which the Nb content is excessive and not only the base material strength is excessive, but also the toughness of the base material and the weld heat affected zone is lowered.
  • Production No. No. 43 is an example in which the N content is excessive and the toughness of the base metal and the weld heat affected zone is lowered.
  • Production No. 44 is an example in which the N content is too small and the toughness of the base metal and the weld heat affected zone is lowered.
  • Production No. No. 45 is an example in which the toughness of the base material and the weld heat affected zone is not satisfied because Formula 1 is not satisfied.
  • Production No. No. 46 is an example in which the Al content is too small, and the toughness of the base metal and the weld heat affected zone is lowered.
  • Production No. 47 is an example in which the B content is small and the toughness of the base metal and the weld heat affected zone is lowered.
  • Production No. No. 48 is an example in which the plate thickness is too large and the pearlite fraction becomes excessive, and the base material and the weld heat affected zone toughness are lowered.

Abstract

　このＨ形鋼は、所定の化学成分を有し、Ｎｂ及びＢの含有量が、Ｎｂ＋１２５×Ｂ≧０．０７５を満足し、フランジの板厚が１２～４０ｍｍであり、前記フランジの板厚中心部、かつ、前記フランジの幅の１／４部で、圧延方向に垂直な断面の金属組織が、分布密度が３．２×１０－３個／μｍ２以下のパーライトを含み、残部がフェライト及びベイナイトからなる。

Description

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Ｈ形鋼及びその製造方法に関し、特に溶接熱影響部の靱性に優れた高強度低温用Ｈ形鋼及びその製造方法に関する。
　本願は、２０１３年０４月２６日に、日本に出願された特願２０１３－０９４５８９号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　近年の世界的に旺盛な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、石油・ガス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、例えば特許文献１～３には、靭性や耐火性に優れたＨ形鋼が提案されている。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が、寒冷地において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、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（吸収エネルギー）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。
　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って靭性を確保することが困難になる。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（製品厚と鋳片厚との比）が十分に確保できないためである。更に、製品の寸法精度を高めるためには、高温で圧延を施すことが有効であるが、高温で圧延を行うと、板厚の厚いフランジ部やフィレット部では特に圧延温度が高くなり、冷却速度は遅くなる。その結果、フランジ部やフィレット部では、結晶粒が粗大化し、靱性の低下が懸念される。圧延終了後に加速冷却を施せば、ある程度の細粒組織を得ることは可能ではあるが、圧延後の冷却設備を導入することは多大なコストが必要となる。これらの低温靭性要求に応えるために、本発明者らの一部は、特許文献４において、Ｎｂ及びＢを添加した、低温靭性に優れたＨ形鋼及びその製造方法を先に提案した。
日本国特開平１１－１９３４４０号公報 国際公開２００７－９１７２５号パンフレット 国際公開２００８－１２６９１０号パンフレット 日本国特願２０１１―２７４２７８号
　従来の低温用Ｈ形鋼は、母材の特性には問題なかった。しかしながら、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の低温靭性については、十分に検討されていなかった。本発明は、寒冷地の構造物で使用可能な、高強度及び優れた低温靭性を有し、更には溶接性及び溶接熱影響部の靭性（ＨＡＺ靱性）にも優れるＨ形鋼、及び多大な冷却設備を必要とせずに前記Ｈ形鋼を製造するＨ形鋼の製造方法を提供することを課題とする。なお、本発明のＨ形鋼は、鋼板を溶接して形成されるビルドアップＨ形鋼ではなく、熱間圧延、特にユニバーサル圧延によって成形され、焼入れや焼戻しなどの調質処理を必要としない、非調質の圧延Ｈ形鋼である。
　本発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意研究を行った。その結果、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が分かった。そのため、炭化物を起点とする破壊に着目し、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を抑制する方法について検討した。検討の結果、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を低減し、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含有させることで、強度を低下させずにＨ形鋼の低温靭性を向上させることに成功した。さらに、溶接熱影響部の低温靭性を、溶接前の母材と同等の水準にするためには、母材に存在するパーライト組織の分率を抑制することが重要であることを知見した。本発明者らは、特に、Ｎｂ及びＢの含有量を適正な範囲に制御することにより、Ｃ含有量を低減しても強度を確保することが可能であること、破壊の起点となる炭化物の生成が抑制されて、母材靭性及び溶接熱影響部靭性が向上することを見出した。
　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厳格に制御して圧延することが極めて有効であることを見出した。具体的には、仕上圧延で、フランジの表面温度が８７０℃以下７７０℃以上の温度範囲で圧延を１パス以上行うことが必要であることを知見した。
　本発明は、これらの知見に基づいて完成した。本発明の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、母材及び溶接熱影響部の低温靭性を改善した。本発明の要旨は以下のとおりである。
　（１）すなわち、本発明の一態様に係るＨ形鋼は、化学成分が、質量％で、Ｃ：０．０１０～０．０１４％、Ｓｉ：０．０５～０．５０％、Ｍｎ：０．８～２．０％、Ｃｕ：０．０１％以上、０．６０％未満、Ｎｉ：０．０１％以上、０．５０％未満、Ａｌ：０．００５％超、０．０４０％以下、Ｔｉ：０．００１～０．０２５％、Ｎｂ：０．０１０～０．０７０％、Ｎ：０．００１～０．００９％、Ｏ：０．０００５～０．００３５％、Ｂ：０．０００３％超、０．００１５％以下、Ｖ：０～０．１０％、Ｍｏ：０～０．１０％、Ｃｒ：０％以上、０．２０％未満、Ｚｒ：０～０．０３０％、Ｈｆ：０～０．０１０％、ＲＥＭ：０～０．０１０％、Ｃａ：０～０．００５０％、を含有し、残部がＦｅ及び不純物であり、Ｎｂ及びＢの含有量が、下記式１を満足し、フランジの板厚が１２～４０ｍｍであり、前記フランジの板厚中心部、かつ、前記フランジの幅の１／４部で、圧延方向に垂直な断面の金属組織が、分布密度が３．２×１０－３個／μｍ２以下のパーライトを含み、残部がフェライト及びベイナイトからなる。
Ｎｂ＋１２５×Ｂ≧０．０７５・・・式１
ここで、式１中のＮｂ、Ｂは、各元素の質量％での含有量である。
　（２）上記（１）に記載のＨ形鋼は、引張強度が４６０～５５０ＭＰａであってもよい。
　（３）上記（１）または（２）に記載のＨ形鋼は、前記化学成分が、質量％でＶ：０．０１～０．１０％、Ｍｏ：０．０１～０．１０％、Ｃｒ：０．０１％以上、０．２０％未満の１種又は２種以上を含有してもよい。
　（４）上記（１）～（３）のいずれか一項に記載のＨ形鋼は、前記化学成分が、質量％で、Ｚｒ：０．００１～０．０３０％、Ｈｆ：０．００１～０．０１０％の１種または２種を含有してもよい。
　（５）上記（１）～（４）のいずれか一項に記載のＨ形鋼は、前記化学成分が、質量％で、ＲＥＭ：０．０００１～０．０１０％、Ｃａ：０．０００１～０．００５０％の１種または２種を含有してもよい。
　（６）本発明の別の態様に係るＨ形鋼の製造方法は、（１）～（５）のいずれか一項に記載の化学成分を有する鋼片を１１００～１３５０℃に加熱する加熱工程と；前記鋼片を熱間圧延してＨ形鋼とする熱間圧延工程と；前記Ｈ形鋼を空冷する空冷工程と；を有し、前記熱間圧延工程は、前記鋼片を、粗圧延機を用いて圧延する粗圧延工程と、中間圧延機を用いてリバース圧延を行う中間圧延工程と、仕上圧延機を用いて圧延する仕上圧延工程とからなり、前記中間圧延工程の前記リバース圧延では、前記中間圧延機の前後面に設けられた水冷装置を用いて前記Ｈ形鋼を冷却しながら圧延する制御圧延を行い、前記仕上圧延工程では、前記フランジの表面温度が７７０～８７０℃の範囲で１パス以上の圧延を行い、前記フランジの板厚が１２～４０ｍｍである。
　本発明の上記態様によれば、低温靭性に優れた高強度低温用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、施工コストの低減、工期の短縮による大幅なコスト削減を図ることができる。さらには、本発明のＨ形鋼は、溶接施工を施しても、溶接熱影響部の靭性の低下が少なく、優れた低温靭性を有する。そのため、経済性を損なうことなく、寒冷地で用いられる大型建造物の信頼性を向上させることができる。したがって、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形鋼の断面形状を説明する図である。 本発明の一実施形態に係るＨ形鋼の製造方法の一例を示す図である。 本発明の一実施形態に係るＨ形鋼の加熱、圧延に用いられる製造装置の一例を示す図である。
　以下、本発明の一実施形態に係るＨ形鋼（以下、本実施形態に係るＨ形鋼と言う場合がある。）について詳細に説明する。
　まず、本実施形態に係るＨ形鋼の化学成分（成分組成）について説明する。ここで、成分についての「％」は質量％を意味する。
　（Ｃ：０．０１０～０．０１４％）
　Ｃは、鋼の強化に有効な元素であり、Ｃ含有量の下限を０．０１０％とする。一方、Ｃ含有量が０．０１４％を超えるとＨＡＺ靱性が低下し、低温でのＨＡＺ靭性が十分に確保できない。特に、フランジの板厚が厚い場合（例えば２６ｍｍ以上）には、パーライト組織が形成され、溶接後にそのパーライト組織が島状マルテンサイト組織に変化し、それが脆化相となって、ＨＡＺ靭性が劣化する。したがって、Ｃ含有量の上限を０．０１４％とする。母材及び溶接熱影響の靱性、耐溶接割れ性をさらに向上させる場合、Ｃ含有量を０．０１４％未満にすることが好ましい。
　（Ｓｉ：０．０５～０．５０％）
　Ｓｉは、脱酸元素であり、強度の向上にも寄与する。これらの効果を得るため、Ｓｉ含有量の下限を０．０５％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る。そのため、Ｓｉ含有量の上限を０．５０％とする。島状マルテンサイトの生成を抑制し、母材及び溶接熱影響部の靱性をさらに向上させるためには、Ｓｉ含有量の上限を０．４０％とすることが好ましい。
　（Ｍｎ：０．８～２．０％）
　Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高める元素であり、ベイナイトの生成を促進して母材の強度を確保するのに有効な元素である。この効果を得るため、Ｍｎ含有量の下限を０．８％とする。母材の強度をより高めるには、Ｍｎ含有量の下限を１．０％とすることが好ましく、１．３％とすることが更に好ましい。一方、Ｍｎ含有量が２．０％を超えると、母材及び溶接熱影響部の靱性、割れ性などが損なわれる。したがって、Ｍｎ含有量の上限を２．０％とする。
　（Ｃｕ：０．０１％以上、０．６０％未満）
　Ｃｕは、鋼の焼入れ性を向上させ、析出硬化によって母材の強化（強度上昇）に寄与する元素である。Ｃｕ含有量が０．０１％以上の場合、圧延時にフェライトが生成する温度域での保持及び緩冷却を行うことにより、フェライトの転位上にＣｕ相が析出し、強度が上昇する。この効果を得るため、Ｃｕ含有量の下限を０．０１％とする。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．３０％である。一方、Ｃｕ含有量が０．６０％以上であると、母材の強度が過剰となって、低温靭性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量を０．６０未満％とする。好ましくはＣｕ含有量の上限を０．５０％とする。
　（Ｎｉ：０．０１％以上、０．５０％未満）
　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。特に、靭性を高めるために、本実施形態に係るＨ形鋼では、Ｎｉ含有量の下限を０．０１％とする。好ましいＮｉ含有量の下限は０．２０％である。一方、Ｎｉ含有量を０．５０％以上にすることは、合金コストの上昇を招く。したがって、Ｎｉ含有量を０.５０％未満とする。好ましくはＮｉ含有量の上限を０．４０％とする。
　（Ｔｉ：０．００１～０．０２５％）
　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、微細な含Ｔｉ酸化物やＴｉＮを形成して、結晶粒径の微細化に寄与する。この効果を得るため、Ｔｉ含有量の下限を０．００１％とする。更に、ＴｉでＮを固定することによって固溶Ｂを確保して焼入れ性を高める場合、Ｔｉ含有量の下限を０．０１０％と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、母材の靱性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量の上限を０．０２５％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より抑制するためには、Ｔｉ含有量の上限を０．０２０％とすることが好ましい。
　（Ｎｂ：０．０１０～０．０７０％）
　Ｎｂは、鋼の焼入れ性を上昇させる元素である。この効果を得るため、Ｎｂ含有量の下限を０．０１０％とする。強度及び母材靭性をより向上させるためには、Ｎｂ含有量の下限を０．０２０％にすることが好ましい。一方、Ｎｂ含有量が０．０７０％を超えると、Ｎｂ炭窒化物が析出し、母材及びＨＡＺの靭性が低下することがある。そのため、Ｎｂ含有量の上限を０．０７０％とする。より靭性を高めるためには、Ｎｂ含有量の上限を０．０６０％にすることが好ましく、０．０４０％にすることがさらに好ましい。
　（Ｎ：０．００１～０．００９％）
　Ｎは、微細なＴｉと結合してＴｉＮを形成し、結晶粒を微細化する効果を有する。この効果を得るため、Ｎ含有量の下限を０．００１％とする。一方、Ｎ含有量が０．００９％を超えると、粗大なＴｉＮが生じて靭性が低下する。そのため、Ｎ含有量の上限を０．００９％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、靱性が劣化することがある。そのため、Ｎ含有量の上限を０．００５％にすることが好ましい。
　（Ｏ：０．０００５～０．００３５％）
　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％とする。ＨＡＺ靭性を向上させるには、Ｏ含有量の上限を０．００１５％にすることが好ましい。靭性の観点からは、Ｏ含有量は少ないほど好ましいが、Ｏ含有量を０．０００５％未満にしようとすると、製造コストが高くなる。そのため、Ｏ含有量の下限を０．０００５％としてもよい。また、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場合、Ｏ含有量の下限を０．０００８％としてもよい。
　（Ａｌ：０．００５％超、０．０４０％以下）
　Ａｌは、脱酸元素である。この効果を得るため、Ａｌ含有量を０．００５％超とする。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％とする。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る。そのため、Ａｌ含有量の上限を０．０２０％にすることが好ましく、０．０１０％にすることがより好ましい。
　（Ｂ：０．０００３％超、０．００１５％以下）
　Ｂは、微量で鋼の焼入れ性を上昇させ、靭性向上に有効な細粒のベイナイト組織の形成を促進する元素である。この効果を得るため、Ｂ含有量を０．０００３％超とする。ただし、Ｂ含有量が０．００１５％を超えると、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されるとともに、強度が高くなりすぎて、靱性が著しく低下する。そのため、Ｂ含有量の上限を０．００１５％とする。好ましいＢ含有量の上限は、０．００１０％である。
（Ｎｂ及びＢの含有量が、質量％で、Ｎｂ＋１２５×Ｂ≧０．０７５％）
　Ｎｂ、Ｂの含有量を適正範囲とすることで、Ｃ含有量を低減しても強度を確保することが可能になる。その結果、破壊の起点となるセメンタイト等の炭化物の生成が抑制され、靭性が向上する。Ｎｂ＋１２５×Ｂが０．０７５％未満の場合、十分な焼入れ性が得られず、母材及び溶接熱影響部の靭性が低下する。Ｃ含有量を低減した本実施形態に係るＨ形鋼では、Ｎｂ＋１２５×Ｂが高いほど好ましく、上限は規定しない。しかしながら、Ｎｂ及びＢのそれぞれの含有量の上限から、Ｎｂ＋１２５×Ｂの上限は、実質的に０．２５７５％となる。
　不純物として含有するＰ、Ｓについては、含有量を特に限定しない。なお、Ｐ、Ｓは、凝固偏析による溶接割れ、靱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０．０２％以下に制限することが好ましく、０．００２％以下に制限することがさらに好ましい。また、Ｓ含有量は、０．００２％以下に制限することが好ましい。
　本実施形態に係るＨ形鋼は、上記の化学成分を含有することを基本とするが、更に、強度及び靱性の向上や、介在物の形態の制御を目的として、Ｖ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＲＥＭ及びＣａのうちの１種又は２種以上を含有させてもよい。なお、これらの元素は、必ずしも含有させる必要はなく、含有量の下限は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。この効果を得る場合、Ｖ含有量の下限を０．０１％とすることが望ましい。しかし、Ｖ含有量が過剰であると、母材及びＨＡＺの靭性が低下することがある。したがって、Ｖ含有量の上限を０．１０％とすることが好ましい。
　（Ｍｏ：０．１０％以下）
　Ｍｏは、鋼中に固溶して鋼の焼入れ性を高め、強度の向上に寄与する元素である。この効果を得る場合、Ｍｏ含有量の下限を０．０１％とすることが望ましい。しかしながら、Ｍｏ含有量が０．１０％を超えると、Ｍｏ炭化物（Ｍｏ２Ｃ）が析出し、固溶Ｍｏによる焼入れ性の向上の効果が飽和するだけでなく、溶接熱影響部が硬化して、ＨＡＺ靱性が劣化する。そのため、Ｍｏ含有量の上限は、０．１０％とする。より好ましいＭｏ含有量の上限は、０．０５％である。
　（Ｃｒ：０．２０％未満）
　Ｃｒは、鋼の焼入れ性を高め、強度の向上に寄与する元素である。この効果を得る場合、Ｃｒ含有量の下限を０．０１％とすることが望ましい。しかし、Ｃｒ含有量が０．２０％以上になると、炭化物が生成し、靭性が低下することがある。そのため、Ｃｒ含有量を０．２０％未満にすることが好ましい。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．１０％である。
　（Ｚｒ：０．０３０％以下、Ｈｆ：０．０１０％以下）
　Ｚｒ、Ｈｆは共に、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り、鋼中の固溶Ｎ量の低減に有効な元素である。これらの効果を得る場合、いずれの元素も含有量の下限を０．００１％とすることが望ましい。しかし、Ｚｒ、Ｈｆを過剰に含有すると、窒化物が粗大化し、靭性が低下することがある。そのため、Ｚｒ含有量の上限を０．０３０％、Ｈｆ含有量の上限を０．０１０％とすることが好ましい。
　（ＲＥＭ：０．０１０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下）
　ＲＥＭ、Ｃａは、共に、脱酸元素であり、硫化物の形態の制御にも寄与する元素である。そのため、これらの効果を得る場合、含有量の下限を０．０００１％とすることが好ましい。しかし、ＲＥＭ、Ｃａの酸化物は溶鋼中で容易に浮上するため、実質的に、鋼中に含有されるＲＥＭ含有量の上限は０．０１０％、Ｃａ含有量の上限は０．００５０％である。なお、ＲＥＭとは、Ｒａｒｅ　Ｅａｒｔｈ　Ｍｅｔａｌの略であり、ランタノイド元素にＳｃ及びＹを加えた１７種の元素を指す。
　次に、本実施形態に係るＨ形鋼の金属組織について説明する。
　本実施形態に係るＨ形鋼の金属組織は、主に、強度及び靭性に優れる細粒のフェライト及びベイナイトからなり、パーライトの分率が制限された組織である。
　（フランジの板厚中心部、かつ、フランジ幅の１／４部で、圧延方向に垂直な断面において、金属組織中の、パーライトの分布密度が３．２×１０－３個／μｍ２以下、残部が実質的にフェライト及びベイナイトからなる）
　本実施形態に係るＨ形鋼では、特に母材のパーライトが溶接後に、島状マルテンサイトに変化して溶接熱影響部の靭性を劣化させることが懸念される。そこで、本実施形態に係るＨ形鋼の金属組織は、パーライトの分布密度が３．２×１０－３個／μｍ２以下であり、残部が実質的にフェライト及びベイナイトからなる組織としている。
　パーライトの分布密度が３．２×１０－３個／μｍ２を超えると、溶接時にの溶接の入熱によって、パーライトが分解してオーステナイトとなり、冷却後、島状マルテンサイトが生成する。この生成した島状マルテンサイトは、脆性破壊の起点となって靭性を劣化させることがある。
　パーライトの分布密度は小さいほど好ましいが、強度の確保の観点で、パーライトの分布密度の下限を１．０×１０－５個／μｍ２としてもよい。
　パーライトの分布密度は、上記の部位で、ＪＩＳ　Ｇ　０５５１に準拠して、光学顕微鏡でパーライトコロニー（ＪＩＳ規格ではパーライトの島）を観察して求める。具体的には、５００倍で撮影した１０視野の光学顕微鏡組織写真（１視野の大きさは、１２０μｍ×１６０μｍが好ましい）に存在するパーライトコロニーの数を計数し、その分布密度を求める。
　本実施形態に係るＨ形鋼の場合、フランジの特性が重要であり、金属組織の観察及びパーライト分布密度の測定は、Ｈ形鋼の圧延方向に垂直な断面内において全体の組織を良く代表すると考えられるフランジ板厚の中心部、かつ、フランジ幅の１／４部で行う。即ち、図１に示すＨ形鋼の断面の（１／４）Ｆの位置（圧延方向に垂直な断面のフランジの板厚ｔ２の中心部：（１／２）ｔ２、フランジ幅全長Ｂの１／４：（１／４）Ｂ）から試料を採取する。光学顕微鏡によって、フェライト、ベイナイト、パーライトを判別し、パーライトの数を測定し、分布密度を求める。
　（フランジの板厚が１２～４０ｍｍ）
　本実施形態に係るＨ形鋼のフランジの板厚は、１２～４０ｍｍとする。これは、寒冷地で使用される構造物（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。また、フランジの板厚が４０ｍｍを超えると、冷却速度が遅くなり、パーライトの分布密度が高くなることがある。
　ウェブの板厚は、フランジと同様に１２～４０ｍｍとすることが好ましい。
　ウェブの板厚に対するフランジ板厚の比（フランジ／ウェブ）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。
　本実施形態に係るＨ形鋼の強度は、常温の降伏点又は０．２％耐力が３４５ＭＰａ以上、引張強度が４６０～５５０ＭＰａであることが望ましい。また、－４０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーは、母材部で６０Ｊ以上であることが望ましい。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値が０．２５ｍｍ以上であることが望ましい。また、溶接熱影響部のシャルピー衝撃吸収エネルギー及びＣＴＯＤ値は、母材部と同等以上であることが望ましい。
　Ｈ形鋼は、鋼板を製造する場合に比べて、強度及び靭性を確保することが難しい。その理由としては、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、フランジやフィレット部（フランジとウェブと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、本実施形態に係るＨ形鋼の好ましい製造方法について説明する。
　製鋼工程では、任意の方法で上述した範囲に、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以上が好ましい。一方で、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（加熱工程：Ｓ１）、加熱された鋼片に対し、熱間圧延を行う（熱間圧延工程）。鋼片の加熱温度は、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。そのため、加熱温度の下限を１１００℃とすることが好ましい。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、加熱温度の下限を１１５０℃とすることがより好ましい。特に、フランジの板厚が薄い場合は、累積圧下率が大きくなることで、圧延温度が低くなりすぎることが懸念されるため、１２００℃以上に加熱することがさらに好ましい。一方、加熱温度が１３５０℃よりも高温になると、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。そのため、加熱温度の上限を１３５０℃とすることが好ましい。組織の粗大化を抑制するためには、加熱温度の上限を１３００℃にすることがより好ましい。
　加熱工程に引き続いて熱間圧延を行う（熱間圧延工程：Ｓ２）。熱間圧延工程では、鋼片を粗圧延機、中間圧延機及び仕上圧延機からなるユニバーサル圧延装置列により順次圧延していくことにより圧延を行う。粗圧延機では、加熱炉から抽出した鋼片を一定の大きさまで圧延する（粗圧延工程：Ｓ２１）。その後、中間圧延機にて中間圧延を行う（中間圧延工程：Ｓ２２）。中間圧延では圧延温度、圧下率を制御する制御圧延が行われる。制御圧延の方法としては、例えば、リバース圧延により２パス以上の圧延を行う際、リバース圧延前後に配置された冷却装置によりフランジ外側面を水冷し、フランジ外側面を復熱させて圧延する。水冷の際、フランジ外側面の温度が低くなりすぎると圧延するまでに復熱が間に合わないこともあるため、スプレイ冷却することが好ましい。
　中間圧延工程の後、仕上圧延を行う（仕上圧延工程：Ｓ２３）。仕上圧延では、フランジの表面温度が７７０～８７０℃で１パス以上の圧延を行う必要がある。このような圧延を行うのは、熱間圧延（仕上圧延）で、加工再結晶を促進させ、オーステナイトを細粒化し、靭性と強度とを向上させるためである。フランジの表面温度が７７０℃未満ではＨ形鋼の造形が困難になるため、下限を７７０℃とする。一方、フランジの表面温度が８７０℃を超えると歪みが回復し、再結晶粒が成長して、粗粒となるため、上限を８７０℃とする。圧延のパス数の上限は限定しないが、７７０～８７０℃において、５パスを超える圧延を行うと、１パスあたりの歪量が小さくなり、細粒化の効果が小さくなる場合があるため、５パス以下が好ましい。
　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。パス間水冷圧延とは、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。パス間水冷圧延では、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が生じる。このため、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ができるので、生産性が向上する。
　仕上圧延後は、常法にしたがって空冷する（空冷工程：Ｓ３）。空冷によりＨ形鋼の組織は、一部にパーライトが生成された、実質的にフェライト及びベイナイトからなる組織となる。
　空冷する際、フランジの平均温度が４００℃以下となるまで冷却した後、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。
　図２に、上記製造方法の一例を示すフローチャートを示す。
　なお、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。
　以下、実施例に基づいて本発明を詳細に説明する。
　表１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１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１の残部は、Ｆｅ及び不純物である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　Ｈ形鋼の製造工程を図２に、加熱工程、熱間圧延工程で用いた製造装置を図３に示す。熱間圧延は、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２ｂの前後に設けた水冷装置３ａを用い、フランジ外側面のスプレイ冷却を行いながらリバース圧延する制御冷却を行った。熱間圧延後は空冷した。製造条件を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　図１に示すように、Ｈ形鋼４のフランジ５の板厚ｔ２の中心部（（１／２）ｔ２）でかつ、フランジ幅全長（Ｂ）の１／４（（１／４）Ｂ）である位置（図１の（１／４）Ｆ）から、試験片を採取し、機械特性を測定した。この箇所で評価を行ったのは、図１のフランジ（１／４）Ｆ部が、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に準拠して行い、シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２に準拠して－４０℃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、元のウェブ表面の延長線上をノッチ位置とした。
　得られた母材のフランジ部を切り出し、レ型開先を施して溶接を行うための供試材とした。この供試材に溶接入熱が１２ｋＪ／ｃｍで、ガスメタルアーク溶接を行った。開先の垂直部側のボンド部（溶接金属と母材との境界部）から２ｍｍの位置がシャルピー衝撃試験片またはＣＴＯＤ試験片のノッチとなるようにそれぞれの試験片を採取し、溶接熱影響部の靭性を評価した。
　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、この試料について光学顕微鏡で金属組織の観察を行い、パーライトの分布密度を測定した。パーライト以外の残部は、フェライト及びベイナイトであることを確認した。
　結果を表３に示す。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４６０～５５０ＭＰａ、かつ、母材、溶接部ともに、－４０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが、６０Ｊ以上であり、－１０℃におけるＣＴＯＤ値が０．２５ｍｍ以上である。表４に示すように、本発明の製造Ｎｏ．１～３０は、常温の０．２％耐力及び引張強度が、－４０℃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値のいずれも、母材、溶接熱影響部ともに目標を十分に満たしている。
　一方、製造Ｎｏ．３１はＣ含有量が過剰であり、溶接熱影響部の靭性が低下した例である。製造Ｎｏ．３２もＣ含有量が過剰で、パーライトの分率が過剰となり、溶接熱影響部靭性が低下した例である。製造Ｎｏ．３３はＢ含有量及びＮｂ＋１２５×Ｂの値が過小で、適正な焼入れ性が得られず、母材及び溶接熱影響部の靭性が低下した例である。製造Ｎｏ．３４はＳｉ含有量が過剰で、パーライトの分率が過剰となり、溶接熱影響部靭性が低下した例である。製造Ｎｏ．３５はＭｎ含有量が過剰で、パーライトの分率が過剰となり、溶接熱影響部靭性が低下した例である。製造Ｎｏ．３６はＭｎ含有量が過小であり、十分な母材強度が得られなかった例である。製造Ｎｏ．３７はＣｕ含有量が過剰であり、母材強度が過大となっただけでなく、母材及び溶接熱影響部の靭性が低下した例である。製造Ｎｏ．３８はＣｕが含有されず、十分な母材強度が得られなかった例である。製造Ｎｏ．３９はＮｉが含有されず、母材及び溶接熱影響部の靭性が低下した例である。製造Ｎｏ．４０はＡｌ含有量が過剰であり、母材及び溶接熱影響部の靭性が低下した例である。製造Ｎｏ．４１はＢ含有量が過剰であり、母材強度が過大となっただけでなく、母材及び溶接熱影響部の靭性が低下した例である。製造Ｎｏ．４２はＮｂ含有量が過剰であり、母材強度が過大となっただけでなく、母材及び溶接熱影響部の靭性が低下した例である。製造Ｎｏ．４３はＮ含有量が過剰であり、母材及び溶接熱影響部の靭性が低下した例である。製造Ｎｏ．４４はＮ含有量が過小であり、母材及び溶接熱影響部の靭性が低下した例である。製造Ｎｏ．４５は式１を満足せず、母材及び溶接熱影響部の靭性が低下した例である。製造Ｎｏ．４６はＡｌ含有量が過小であり、母材及び溶接熱影響部の靭性が低下した例である。製造Ｎｏ．４７はＢ含有量が少なく、母材及び溶接熱影響部の靭性が低下した例である。製造Ｎｏ．４８は板厚が大きすぎてパーライトの分率が過剰となり、母材及び溶接熱影響部靭性が低下した例である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　本発明によれば、低温靭性に優れた高強度低温用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、施工コストの低減、工期の短縮による大幅なコスト削減を図ることができる。さらには、本発明のＨ形鋼は、溶接施工を施しても、溶接熱影響部の靭性の低下が少ない。そのため、経済性を損なうことなく、寒冷地で用いられる大型建造物の信頼性を向上させることができる。したがって、本発明は、産業上の貢献が極めて顕著である。
　１　　加熱炉
　２ａ　粗圧延機
　２ｂ　中間圧延機
　２ｃ　仕上圧延機
　３ａ　中間圧延機前後面の水冷装置
　４　　Ｈ形鋼
　５　　フランジ
　６　　ウェブ
　７　　母材のＣＴＯＤノッチ位置
　ｔ１　　ウェブの板厚
　ｔ２　　フランジの板厚
　Ｂ　　フランジ幅の全長
　Ｈ　　高さ

Claims (6)

  1. 　化学成分が、質量％で、
    Ｃ：０．０１０～０．０１４％、
    Ｓｉ：０．０５～０．５０％、
    Ｍｎ：０．８～２．０％、
    Ｃｕ：０．０１％以上、０．６０％未満、
    Ｎｉ：０．０１％以上、０．５０％未満、
    Ａｌ：０．００５％超、０．０４０％以下、
    Ｔｉ：０．００１～０．０２５％、
    Ｎｂ：０．０１０～０．０７０％、
    Ｎ：０．００１～０．００９％、
    Ｏ：０．０００５～０．００３５％、
    Ｂ：０．０００３％超、０．００１５％以下、
    Ｖ：０～０．１０％、
    Ｍｏ：０～０．１０％、
    Ｃｒ：０％以上、０．２０％未満、
    Ｚｒ：０～０．０３０％、
    Ｈｆ：０～０．０１０％、
    ＲＥＭ：０～０．０１０％、
    Ｃａ：０～０．００５０％、
    を含有し、残部がＦｅ及び不純物であり；
    　Ｎｂ及びＢの含有量が、下記式１を満足し；
    　フランジの板厚が１２～４０ｍｍであり；
    　前記フランジの板厚中心部、かつ、前記フランジの幅の１／４部で、圧延方向に垂直な断面の金属組織が、分布密度が３．２×１０－３個／μｍ２以下のパーライトを含み、残部がフェライト及びベイナイトからなる；
    ことを特徴とするＨ形鋼。
    Ｎｂ＋１２５×Ｂ≧０．０７５・・・式１
    ここで、式１中のＮｂ、Ｂは、各元素の質量％での含有量である。
  2. 　引張強度が４６０～５５０ＭＰａであることを特徴とする請求項１に記載のＨ形鋼。
  3. 　前記化学成分が、質量％で
    Ｖ：０．０１～０．１０％、
    Ｍｏ：０．０１～０．１０％、
    Ｃｒ：０．０１％以上、０．２０％未満
    の１種又は２種以上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Ｈ形鋼。
  4. 　前記化学成分が、質量％で、
    Ｚｒ：０．００１～０．０３０％、
    Ｈｆ：０．００１～０．０１０％
    の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１～３のいずれか一項に記載のＨ形鋼。
  5. 　前記化学成分が、質量％で、
    ＲＥＭ：０．０００１～０．０１０％、
    Ｃａ：０．０００１～０．００５０％
    の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１～４のいずれか一項に記載のＨ形鋼。
  6. 　請求項１～５のいずれか一項に記載の化学成分を有する鋼片を、１１００～１３５０℃に加熱する加熱工程と；
    　前記鋼片を熱間圧延してＨ形鋼とする熱間圧延工程と；
    　前記Ｈ形鋼を空冷する空冷工程と；
    を有し、
    　前記熱間圧延工程は、前記鋼片を、粗圧延機を用いて圧延する粗圧延工程と、中間圧延機を用いてリバース圧延を行う中間圧延工程と、仕上圧延機を用いて圧延する仕上圧延工程とからなり、
    　前記中間圧延工程の前記リバース圧延では、前記中間圧延機の前後面に設けられた水冷装置を用いて前記Ｈ形鋼を冷却しながら圧延する制御圧延を行い、
    　前記仕上圧延工程では、前記フランジの表面温度が７７０～８７０℃の範囲で１パス以上の圧延を行い、
    　前記フランジの板厚が１２～４０ｍｍである
    ことを特徴とするＨ形鋼の製造方法。
PCT/JP2014/060745 2013-04-26 2014-04-15 Ｈ形鋼及びその製造方法 WO2014175122A1 (ja)

Priority Applications (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US14/763,344 US20150361664A1 (en) 2013-04-26 2014-04-15 H-section steel and method of producing the same
EP14787733.6A EP2990498A1 (en) 2013-04-26 2014-04-15 H-shaped steel and method for producing same
JP2015513696A JPWO2014175122A1 (ja) 2013-04-26 2014-04-15 Ｈ形鋼及びその製造方法

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2013-094589 2013-04-26
JP2013094589 2013-04-26

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2014175122A1 true WO2014175122A1 (ja) 2014-10-30

Family

ID=51791701

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2014/060745 WO2014175122A1 (ja) 2013-04-26 2014-04-15 Ｈ形鋼及びその製造方法

Country Status (4)

Country Link
US (1) US20150361664A1 (ja)
EP (1) EP2990498A1 (ja)
JP (1) JPWO2014175122A1 (ja)
WO (1) WO2014175122A1 (ja)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN105499268A (zh) * 2016-01-16 2016-04-20 舞阳钢铁有限责任公司 一种高合金特厚钢板的轧制方法
KR101928207B1 (ko) * 2017-07-24 2018-12-11 현대제철 주식회사 형강 및 그 제조 방법

Families Citing this family (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6082866B2 (ja) * 2013-09-27 2017-02-22 国立研究開発法人産業技術総合研究所 ステンレス鋼部材の接合方法およびステンレス鋼
US20190203309A1 (en) * 2016-12-21 2019-07-04 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation H section and method for manufacturing same
CN107790493A (zh) * 2017-10-23 2018-03-13 陕西海恩得工贸有限公司 一种钛棒的轧制方法
CN108893675B (zh) * 2018-06-19 2020-02-18 山东钢铁股份有限公司 一种屈服强度500MPa级厚规格热轧H型钢及其制备方法
CN115369328B (zh) * 2022-09-22 2024-01-23 马鞍山钢铁股份有限公司 一种耐低温热轧型钢及其生产方法

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH11193440A (ja) 1997-12-26 1999-07-21 Kawasaki Steel Corp 圧延のままでフランジ厚み方向の靱性に優れる引張り強さが５９０ＭＰａ級の建築構造用極厚Ｈ形鋼およびその製造方法
JP2001009503A (ja) * 1999-06-30 2001-01-16 Kawasaki Steel Corp 圧延ｈ形鋼の製造方法
JP2001073069A (ja) * 1999-09-07 2001-03-21 Kawasaki Steel Corp 高生産性・高強度圧延ｈ形鋼およびその製造方法
WO2007091725A1 (ja) 2006-02-08 2007-08-16 Nippon Steel Corporation 耐火用高強度圧延鋼材およびその製造方法
JP2008121121A (ja) * 2006-09-04 2008-05-29 Nippon Steel Corp 高温強度、靭性及び耐再熱脆化特性に優れた耐火鋼材並びにその製造方法
WO2008126910A1 (ja) 2007-04-06 2008-10-23 Nippon Steel Corporation 高温特性と靱性に優れた鋼材及びその製造方法
WO2011065479A1 (ja) * 2009-11-27 2011-06-03 新日本製鐵株式会社 高強度極厚ｈ形鋼及びその製造方法
CN102676919A (zh) * 2012-04-17 2012-09-19 马钢(集团)控股有限公司 一种屈服强度550MPa低合金热轧H型钢轧后冷却方法

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH11193440A (ja) 1997-12-26 1999-07-21 Kawasaki Steel Corp 圧延のままでフランジ厚み方向の靱性に優れる引張り強さが５９０ＭＰａ級の建築構造用極厚Ｈ形鋼およびその製造方法
JP2001009503A (ja) * 1999-06-30 2001-01-16 Kawasaki Steel Corp 圧延ｈ形鋼の製造方法
JP2001073069A (ja) * 1999-09-07 2001-03-21 Kawasaki Steel Corp 高生産性・高強度圧延ｈ形鋼およびその製造方法
WO2007091725A1 (ja) 2006-02-08 2007-08-16 Nippon Steel Corporation 耐火用高強度圧延鋼材およびその製造方法
JP2008121121A (ja) * 2006-09-04 2008-05-29 Nippon Steel Corp 高温強度、靭性及び耐再熱脆化特性に優れた耐火鋼材並びにその製造方法
WO2008126910A1 (ja) 2007-04-06 2008-10-23 Nippon Steel Corporation 高温特性と靱性に優れた鋼材及びその製造方法
WO2011065479A1 (ja) * 2009-11-27 2011-06-03 新日本製鐵株式会社 高強度極厚ｈ形鋼及びその製造方法
CN102676919A (zh) * 2012-04-17 2012-09-19 马钢(集团)控股有限公司 一种屈服强度550MPa低合金热轧H型钢轧后冷却方法

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN105499268A (zh) * 2016-01-16 2016-04-20 舞阳钢铁有限责任公司 一种高合金特厚钢板的轧制方法
KR101928207B1 (ko) * 2017-07-24 2018-12-11 현대제철 주식회사 형강 및 그 제조 방법

Also Published As

Publication number Publication date
US20150361664A1 (en) 2015-12-17
JPWO2014175122A1 (ja) 2017-02-23
EP2990498A1 (en) 2016-03-02

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5574059B2 (ja) 低温靭性に優れた高強度ｈ形鋼及びその製造方法
EP3042976B1 (en) Steel sheet for thick-walled high-strength line pipe having exceptional corrosion resistance, crush resistance properties, and low-temperature ductility, and line pipe
JP5522084B2 (ja) 厚鋼板の製造方法
JP5445720B1 (ja) アレスト性に優れた高強度厚鋼板
JP4547044B2 (ja) 靭性、溶接性に優れた高強度厚鋼材及び高強度極厚ｈ形鋼とそれらの製造方法
JP6225997B2 (ja) Ｈ形鋼及びその製造方法
JP6354572B2 (ja) 低温用ｈ形鋼及びその製造方法
WO2014175122A1 (ja) Ｈ形鋼及びその製造方法
JP4848966B2 (ja) 厚肉高張力鋼板およびその製造方法
US9863022B2 (en) High-strength ultra-thick H-beam steel
JP2017115200A (ja) 低温用ｈ形鋼及びその製造方法
WO2014103629A1 (ja) 降伏強度６７０～８７０Ｎ／ｍｍ２、及び引張強さ７８０～９４０Ｎ／ｍｍ２を有する鋼板
JP2012207237A (ja) 多層盛溶接部の靭性に優れた降伏強さ５００ＭＰａ級厚鋼板およびその製造方法
WO2016157862A1 (ja) 高強度・高靭性鋼板およびその製造方法
WO2016157863A1 (ja) 高強度・高靭性鋼板およびその製造方法
JP2017071827A (ja) Ｈ形鋼及びその製造方法
JP2008088547A (ja) 高温強度、靭性及び耐再熱脆化特性に優れた耐火鋼材並びにその製造方法
JP6421638B2 (ja) 低温用ｈ形鋼及びその製造方法
US20220090224A1 (en) Hot-rolled steel sheet and weld joint, and methods for producing same
JP6354571B2 (ja) 圧延ｈ形鋼及びその製造方法
JP6390813B2 (ja) 低温用ｈ形鋼及びその製造方法
JP2017057483A (ja) Ｈ形鋼及びその製造方法
WO2019180957A1 (ja) 圧延ｈ形鋼及びその製造方法
JP6662156B2 (ja) 低温用ｈ形鋼及びその製造方法
JP6295632B2 (ja) 靭性に優れた高強度ｈ形鋼

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 14787733

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2015513696

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

REEP Request for entry into the european phase

Ref document number: 2014787733

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2014787733

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 14763344

Country of ref document: US

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE