JP2017115200A - 低温用ｈ形鋼及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】母材だけでなく、溶接熱影響部の低温靭性をも向上させた、低温用Ｈ形鋼及びその製造方法を提供する。【解決手段】Ｎｂ：０．００５〜０．０６０質量％を含有し、ＣＥＶ（＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５）が０．４０以下、フランジの板厚の外側から１／４の位置かつフランジ幅の外側から１／６の位置でのフェライト、ベイナイトの一方又は両方の面積率の合計が９０％以上、硬質相の面積率が１０％以下、有効結晶粒径が２０μｍ以下、硬質相の粒径が１０μｍ以下、フランジの板厚が１２〜５０ｍｍである低温用Ｈ形鋼。熱間圧延を、（Ａｒ3−３０）℃以上９００℃以下の範囲内で終了し、そのまま、フランジの内外面に、冷却速度が１０℃／ｓ超である加速冷却を施し、復熱による最高到達温度が３５０〜７００℃になるように加速冷却を停止する製造方法。【選択図】図３

Description

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、低温用Ｈ形鋼及びその製造方法に関するものである。

Ｈ形鋼は、従来から建築構造物などに使用されており、靭性に優れたＨ形鋼が提案されている（例えば、特許文献１、参照）。Ｈ形鋼の靱性を高めるには、金属組織の微細化が有利であり、熱間圧延後に加速冷却を施す方法が提案されている（例えば、特許文献２、３、参照）。一般的な建築構造物で要求される靭性は、０℃か、−１０℃程度でのシャルピー吸収エネルギーである。

一方、近年、寒冷地における資源開発に伴う関連設備の建造が増加している。このような寒冷地に建造される構造物には、低温靭性に優れたＨ形鋼を使用する必要があり、−４０℃でのシャルピー吸収エネルギーが２７Ｊ以上のＨ形鋼が提案されている（例えば、特許文献４、参照）。特許文献４では、Ｎｂ、Ｖなどを添加せず、Ｃ量や、鋼中に固溶する窒素量（固溶Ｎ量）を低減し、加速冷却を適用してＨ形鋼の低温靭性を向上させている。

特開平１０−６８０１６号公報 特開平１０−１４７８３４号公報 特開平１０−１４７８３５号公報 特開２００６−２４９４７５号公報

特許文献４では、ＴｉによってＮを固定し、ＴｉＮを生成させて、固溶Ｎ量を低減させている。しかし、通常、Ｈ形鋼には溶接が施されるため、溶接によって１４００℃以上に加熱されると、ＴｉＮは鋼中に固溶してしまう。したがって、ＴｉＮを形成させて固溶Ｎ量を低減させた場合は、溶接熱影響部の低温靭性の低下が懸念される。本発明は、このような実情に鑑み、母材だけでなく、溶接熱影響部の低温靭性をも向上させた、低温用Ｈ形鋼及びその製造方法の提供を課題とするものである。

Ｎｂは、炭化物や窒化物などの析出物を生成する元素であり、特許文献４では含有が制限されているように、一般には靱性に悪影響を及ぼす元素である。しかし、Ｎｂは再結晶を抑制して、結晶粒の微細化に寄与し、強度の上昇にも有用な元素である。そこで、本発明者らは、Ｎｂを含有させ、加速冷却を適用し、Ｈ形鋼の強度及び靱性の確保を試みた。

そして、本発明者らの検討の結果、Ｎｂを含有させた場合、加速冷却の冷却速度を高めて組織の微細化を促進させると、低温靱性を確保できるという知見が得られた。また、加速冷却によって、焼入れ性を高める合金元素の含有量を低減することが可能になり、硬質相の生成が抑制され、母材だけでなく溶接熱影響部の低温靭性をも確保できることがわかった。

本発明はこのような知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。

［１］ 質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１３％、
Ｍｎ：０．８０〜２．００％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０６０％
を含有し、
Ｓｉ：０．５０％以下、
Ｔｉ：０．０２５％以下、
Ａｌ：０．０６０％以下、
Ｎ：０．０１２０％以下、
Ｏ：０．００３５％以下
に制限し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
下記式（１）によって求められるＣＥＶが０．４０以下であり、
フランジの板厚の外側から１／４の位置かつフランジ幅の外側から１／６の位置でのフェライト、ベイナイトの一方又は両方の面積率の合計が９０％以上、硬質相の面積率が１０％以下であり、
有効結晶粒径が２０μｍ以下、かつ、硬質相の粒径が１０μｍ以下であり、
フランジの板厚が１２〜５０ｍｍである
ことを特徴とする低温用Ｈ形鋼。
ＣＥＶ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５ ・・・（１）
ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕは、各元素の含有量［質量％］である。
［２］ 更に、質量％で
Ｖ：０．０８％以下、
Ｃｕ：０．４０％以下、
Ｎｉ：０．７０％以下、
Ｍｏ：０．１０％以下、
Ｃｒ：０．２０％以下
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記［１］に記載の低温用Ｈ形鋼。
［３］ 更に、質量％で、
ＲＥＭ：０．０１０％以下、
Ｃａ：０．００５０％以下
の一方又は両方を含有することを特徴とする上記［１］又は［２］に記載の低温用Ｈ形鋼。
［４］ 上記［１］〜［３］の何れか１項に記載の低温用Ｈ形鋼の製造方法であって、上記［１］〜［３］の何れか１項に記載の成分からなる鋼片を１１００〜１３５０℃に加熱して熱間圧延を施し、（Ａｒ₃−３０）℃以上９００℃以下の範囲内で前記熱間圧延を終了し、そのまま、フランジの内外面に、冷却速度が１０℃／ｓ超である加速冷却を施し、復熱による、フランジ幅の外側から１／６の位置での表面の最高到達温度が３５０〜７００℃になるように前記加速冷却を停止することを特徴とする低温用Ｈ形鋼の製造方法。

本発明によれば、高価な元素を多量に添加することなく、−４０℃以下という低温における母材及び溶接熱影響部の靱性に優れたＨ形鋼を得ることが可能になる。したがって、本発明によれば、経済性を損なうことなく、寒冷地に建造される建造物等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。

圧延後の冷却装置を示す図である。 復熱温度とＨ形鋼のシャルピー吸収エネルギーとの関係を説明する図である。 Ｈ形鋼の試験片採取位置を説明する図である。 Ｈ形鋼の製造工程の一例を説明する図である。 溶接部のシャルピー衝撃試験片を採取する際のノッチ位置を説明する図である。 溶接部のＣＴＯＤ試験片を採取する際のノッチ位置を説明する図である。

本発明者らは、熱間圧延後、図１に示す冷却装置により、Ｈ形鋼のフランジに冷却速度が１０℃／ｓ超の加速冷却を施し、組織の微細化を図ることで、０．０１０％以上のＮｂを含有させても、低温靭性を確保できるという知見を得た。また、Ｃ量、Ｓｉ量の制限による硬質相の低減は、母材だけでなく、溶接熱影響部の低温靭性の確保にも重要であることがわかった。そして、Ｃ量、Ｓｉ量を低減させた場合、Ｎｂの含有は強度の確保にも有効であるという知見も得られた。

また、加速冷却の冷却速度を１０℃／ｓ超にした場合、加速冷却の停止後、復熱によって到達する最高温度（復熱温度）が低温靱性に影響を及ぼすことがわかった。図２は、本発明者らの検討の結果の一例を示すものである。図２に示すように、加速冷却後の復熱温度が３５０〜７００℃の間でＨ形鋼（母材）の低温靭性が向上しており、目標である６０Ｊ以上になる。これは、加速冷却後の復熱温度が７００℃を超えると有効結晶粒径の粗大化や硬質相の生成、３５０℃未満になると硬質相の生成や強度の上昇によって靱性が低下するためであると考えられる。

以下、本発明について説明する。

まず、本発明のＨ形鋼の成分組成について説明する。

（Ｃ：０．０３〜０．１３％）
Ｃは、鋼の強化に有効な元素であり、Ｃ量の下限値を０．０３％以上とする。Ｃ含有量は、０．０４％以上であることが好ましく、より好ましくは０．０５％以上とする。一方、Ｃ量が０．１３％を超えると硬質相である島状マルテンサイト（ＭＡ）や疑似パーライトが増加し、母材や溶接熱影響部の靱性が低下する。したがって、Ｃ量の上限を０．１３％以下とする。好ましくはＣ量を０．１０％以下、より好ましくは０．０８％未満とする。

（Ｓｉ：０．５０％以下）
Ｓｉは、脱酸元素であり、強度の向上にも寄与するが、Ｃと同様、硬質相を生成させる元素である。Ｓｉ量が０．５０％を超えると、硬質相の生成によって母材及び溶接熱影響部の靭性が低下するため、上限を０．５０％とする。Ｓｉ量は、０．３０％以下が好ましく、より好ましくは０．２０％以下、更に好ましくは０．１０％以下とする。Ｓｉ量の下限は規定せず、０％でもよいが、Ｓｉは有用な脱酸元素であり、０．０１％以上であってもよい。

（Ｍｎ：０．８０〜２．００％）
Ｍｎは、強度を確保し、有効結晶粒径を微細化させるために、０．８０％以上を添加する。Ｍｎ量は好ましくは、１．００％以上、より好ましくは１．２０％以上、更に好ましくは、１．３０％以上とする。一方、２．００％を超えるＭｎを添加すると、介在物の増加等によって、母材及び溶接熱影響部の靱性を損なう。したがって、Ｍｎ量の上限を２．００％以下とする。Ｍｎ量は好ましくは、１．８０％以下とする。

（Ｎｂ：０．００５〜０．０６０％）
Ｎｂはフェライトを微細化させ、強度及び靭性を向上させる元素であり、０．００５％以上を添加する。Ｎｂ含有量は好ましくは０．０１０％以上を添加する。一方、０．０６０％を超えるＮｂを添加すると、焼入れ性の向上に伴い硬質相の増加、硬さの上昇を引き起こし、特に靭性を低下させる。したがって、Ｎｂ量の上限を０．０６０％とする。より好ましくは０．０５０％以下とする。

（Ｔｉ：０．０２５％以下）
Ｔｉは、ＴｉＮを形成する元素であり、Ｔｉ量が０．０２５％を超えるとＴｉＮが粗大化し、脆性破壊の起点となるため、上限を０．０２５％に制限する。好ましくはＴｉ量を０．０２０％以下とする。Ｔｉ量の下限は０％でもよいが、微細なＴｉＮは組織の微細化に寄与するため、０．００５％以上であってもよい。

（Ａｌ：０．０６０％以下）
Ａｌは、脱酸元素であるが、Ａｌ量が０．０６０％を超えると、介在物によって母材及び溶接熱影響部の靭性が低下するため、上限を０．０６０％とする。Ａｌ量は、０．０５０％以下が好ましく、より好ましくは０．０４０％以下、更に好ましくは０．０３０％以下とする。Ａｌ量の下限は規定せず、０％でもよいが、Ａｌは有用な脱酸元素であり、０．０１０％以上であってもよい。

（Ｎ：０．０１２０％以下）
Ｎは、母材及び溶接熱影響部の靭性を低下させる元素である。Ｎ量が０．０１２０％を超えると、固溶Ｎや粗大な析出物の形成によって低温靭性を損なうため、上限を０．０１２０％以下とする。Ｎ量は好ましくは０．０１００％以下、より好ましくは０．００７０％以下とする。一方、Ｎ量を０．００２０％未満に低減しようとすると製鋼コストが高くなるため、Ｎ量の下限は０．００２０％以上であってもよい。コストの観点からＮ量は０．００３０％以上であってもよい。

（Ｏ：０．００３５％以下）
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量の上限を０．００３５％以下に制限する。好ましくはＯ量を０．００３０％以下とし、より好ましくは、ＨＡＺ靭性を向上させるために０．００２５％以下とする。Ｏ量を０．０００５％未満にしようとすると、製造コストが高くなるため、Ｏ量は０．０００５％以上であってもよい。

（ＣＥＶ：０．４０以下）
ＣＥＶは、焼入れ性の指標であり、強度を確保するために高めることが好ましい。しかし、ＣＥＶが０．４０を超えると、特に溶接部の靱性が低下するため、０．４０以下とする。一方、低減させると焼入れ性が低下し、組織が粗大化するため、０．２０以上とすることが好ましい。ＣＥＶは、下記式（１）で求めることができる。下記式（１）において、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕは、各元素の含有量［質量％］であり、選択的に添加されるＣｒ、Ｍｏを含有しない場合は、これらの含有量を０としてＣＥＶを求める。

ＣＥＶ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５ ・・・（１）

更に、強度及び靱性の向上を目的として、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒのうちの１種又は２種以上を含有させてもよい。

（Ｖ：０．０８％以下）
Ｖは、窒化物（ＶＮ）を形成する元素であり、母材の強度を高めるために０．０１％以上を含有させてもよい。好ましくはＶ量を０．０２％以上、より好ましくは０．０３％以上とする。一方、Ｖは高価な元素であるため、Ｖ量の上限は０．０８％が好ましい。

（Ｃｕ：０．４０％以下）
Ｃｕは、強度の向上に寄与する元素である。しかし、Ｃｕ量が０．４０％を超えると強度が過剰に上昇し、低温靭性が低下するため、上限を０．４０％以下とする。Ｃｕ量は好ましくは０．３０％以下とし、より好ましくは０．２０％以下とする。Ｃｕ量の下限は０．０１％以上が好ましく、より好ましくは０．１０％以上とする。

（Ｎｉ：０．７０％以下）
Ｎｉは、強度及び靭性を高めるために、極めて有効な元素である。しかし、Ｎｉは高価な元素であり、合金コストの上昇を抑制するため、Ｎｉ量の上限を０．７０％以下とする。Ｎｉ量は好ましくは０．５０％以下とする。Ｎｉ量の下限は０．０１％以上が好ましく、より好ましくは０．１０％以上、更に好ましくは０．２０％以上とする。

（Ｍｏ：０．１０％以下）
Ｍｏは、強度の向上に寄与する元素である。しかし、０．１０％を超えてＭｏを添加すると、Ｍｏ炭化物（Ｍｏ₂Ｃ）の析出や硬質相の生成を促進し、特に溶接熱影響部の靱性を劣化させることがあるため、０．１０％以下に制限することが好ましい。Ｍｏ量の上限は、０．０５％以下がより好ましい。Ｍｏ量の下限は、０．０１％以上が好ましい。

（Ｃｒ：０．２０％以下）
Ｃｒも強度の向上に寄与する元素である。しかし、０．２０％を超えて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量の上限を０．２０％以下に制限することが好ましい。Ｃｒ量の好ましい上限は０．１０％以下である。Ｃｒ量の下限は０．０１％以上が好ましい。

更に、介在物の形態の制御を目的として、ＲＥＭ、Ｃａのうちの１種又は２種を含有させてもよい。

（ＲＥＭ：０．０１０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下）
ＲＥＭ及びＣａ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。しかし、ＲＥＭ、Ｃａの酸化物は溶鋼中で容易に浮上するため、鋼中に含有されるＲＥＭの上限は０．０１０％以下、Ｃａの上限は０．００５０％以下である。好ましくは、ＲＥＭ及びＣａの含有量の下限は、それぞれ０．０００５％以上とする。

（Ｐ、Ｓ）
不可避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量は０．０２％以下に制限することが好ましく、更に好ましい上限は０．００２％以下である。また、Ｓ量の含有量は、０．００２％以下に制限することが好ましい。

次に、本発明の低温用Ｈ形鋼の金属組織、フランジの板厚（フランジ及びウェブの厚みを板厚と称する。）及び特性について説明する。

本発明のＨ形鋼の場合、フランジの特性が重要である。このため、Ｈ形鋼の金属組織の観察及び機械特性（強度及びシャルピー吸収エネルギー）の測定は、図３に示すＨ形鋼の幅方向断面におけるフランジの板厚（ｔ_f）の外側から１／４の位置（（１／４）ｔ_f）かつフランジ幅（Ｆ）の外側から１／６の位置（（１／６）Ｆ）から、試料片を採取して行う。（３／４）ｔ_fかつ（１／６）Ｆの組織及び機械特性は、（１／４）ｔ_fかつ（１／６）Ｆと同等である。

図３の（１／４）ｔ_fかつ（１／６）Ｆの位置は、熱間圧延時に温度が低下し易いフランジの端部と、温度が低下し難い中央部との中間である。したがって、温度分布から、図３の（１／４）ｔ_fかつ（１／６）Ｆの位置は、Ｈ形鋼の平均的な機械特性を示すと考えられる。

低温用Ｈ形鋼の金属組織の評価は、Ｈ形鋼の幅方向断面の図３に示す（１／４）ｔ_f、かつ、（１／６）Ｆの位置から試料を採取し、光学顕微鏡及び電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）によって行う。光学顕微鏡によって、５００μｍ（長手方向）×４００μｍ（フランジ厚方向）の長方形内の領域を観察し、フェライト、ベイナイトの一方又は両方の面積率の合計、硬質相の面積率を測定する。このとき、硬質相の粒径の測定も行う。また、有効結晶粒径は、ＥＢＳＤによって、１５°以上の方位差からなる大角粒界で囲まれる領域を有効結晶粒とし、円相当径として求める。

（フェライト、ベイナイトの一方又は両方の面積率の合計：９０％以上）
（硬質相の面積率：１０％以下）
本発明の低温用Ｈ形鋼の金属組織は、フェライト、ベイナイトの一方又は両方の面積率の合計が９０％以上である。上限は特に制限せず、１００％でもよい。一方、低温靭性を低下させるＭＡ、疑似パーライトの一方又は両方からなる硬質相の面積率は１０％以下に制限する。下限は特に制限せず、０％でもよい。フェライト、ベイナイト、硬質相の残部として、パーライトが含まれる場合がある。硬質相のうち、疑似パーライトは、ラメラ状のセメンタイトが分断されていたり、板状のセメンタイトの長手方向が粒内で揃っていない相である。疑似パーライトは、パーライトに比べて硬質であるため、低温靭性を低下させる。

（有効結晶粒径：２０μｍ以下）
（硬質相の粒径：１０μｍ以下）
有効結晶粒径は、フェライト、ベイナイト、擬似パーライト、ＭＡ、パーライトなどが混在する金属組織の靱性と相関があり、靱性を確保するために、有効結晶粒径を２０μｍ以下とする。有効結晶粒径は、１５°以上の方位差からなる大角粒界で囲まれる領域の円相当径である。有効結晶粒径は、フェライト、ベイナイト、硬質相（擬似パーライト、ＭＡ）、残部（パーライト）を判別せず、ＥＢＳＤによって測定する。更に破壊の起点となる硬質相は、有効結晶粒径よりも微細にすることが必要であり、硬質相の粒径を１０μｍ以下とする。硬質相は、光学顕微鏡によってフェライト、ベイナイト、パーライトと判別して粒径を測定する。

（フランジの板厚：１２〜５０ｍｍ）
本発明のＨ形鋼のフランジの板厚は、１２〜５０ｍｍ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１２〜５０ｍｍのサイズのＨ形鋼が多用されるためである。低温用構造物に用いられるＨ形鋼のフランジの板厚は、１６ｍｍ以上であることが好ましい。また、フランジの板厚が５０ｍｍを超えると、圧下量が不足するために組織が粗大化し、脆性破壊を引き起こす可能性がある。フランジの板厚は、４０ｍｍ以下であることが好ましい。

なお、ウェブの板厚は、一般的にフランジの板厚より薄くなるため、８〜４０ｍｍとすることが好ましい。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、０．５〜２．５とすることが好ましい。フランジ／ウェブの板厚比が２．５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。

Ｈ形鋼の強度の目標値は、常温の降伏点（ＹＰ）又は０．２％耐力が３３５ＭＰａ以上、引張強度（ＴＳ）が４６０ＭＰａ以上である。また、母材及び溶接熱影響部の−４０℃及び−６０℃でのシャルピー吸収エネルギーの目標値は６０Ｊ以上である。母材の−４０℃及び−６０℃でのシャルピー吸収エネルギーは、好ましくは１００J以上である。更に、母材及び溶接熱影響部の−１０℃における限界ＣＴＯＤ値（き裂先端開口量）の目標値は０．４ｍｍ以上であり、ｐｏｐ−ｉｎなどの脆性破壊が生じないことがより好ましい。溶接熱影響部の靱性は、最も高温に加熱され、粗粒になる溶融線（ＦＬ）をノッチ位置として評価する。

次に、本発明のＨ形鋼の製造方法について説明する。本実施形態では、図４に示す工程で、鋼片を加熱し、粗圧延、中間圧延、仕上圧延からなる熱間圧延を行い、水冷装置によって加速冷却を行い、Ｈ形鋼を製造する。熱間圧延のうち、粗圧延は、必要に応じて行えばよい。

製鋼工程（図示しない）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く、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、３５０ｍｍ以下が好ましい。

次に、加熱炉を用いて鋼片を加熱し、熱間圧延を行う。続いて、粗圧延機を用いて粗圧延を行う。粗圧延は、中間圧延機を用いる中間圧延の前に、必要に応じて行う工程であり、鋼片の厚みと製品の厚みに応じて行う。その後、中間ユニバーサル圧延機（中間圧延機）と水冷装置（図示しない）とを用いて中間圧延を行ってもよい。続いて、仕上圧延機を用いて仕上げ圧延を行って熱間圧延を終了し、水冷装置によりフランジの外面及び内面を冷却する。このとき、必要に応じて、ウェブの下面を水冷してもよい。

（鋼片の加熱温度：１１００〜１３５０℃）
鋼片の加熱温度は、１１００〜１３５０℃とする。加熱温度が低いと変形抵抗が高くなるので、熱間圧延における造形性を確保するために１１００℃以上とする。一方、鋼片の加熱温度が１３５０℃を超えると、素材である鋼片の表面の酸化物が溶融して加熱炉内が損傷することがある。Ｎｂなど、析出物を形成する元素を十分に固溶させるためには、鋼片の加熱温度の下限を１１５０℃以上とすることが好ましい。特に、製品の板厚が薄い場合は、累積圧下率が大きくなるため、鋼片の加熱温度を１２００℃以上にすることが好ましい。組織を微細にするためには、鋼片の加熱温度の上限を１３００℃以下にすることが好ましい。

熱間圧延の中間圧延では、制御圧延を行ってもよい。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。熱間圧延の中間圧延では、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では、圧延パス間で水冷を行うことにより、フランジの表層部と内部とに温度差を付与し、圧延する。パス間水冷圧延加工は、例えば、圧延パス間における水冷により、７００℃以下にフランジ表面温度を水冷した後、復熱過程で圧延する製造方法である。

パス間水冷圧延加工を行う場合、中間ユニバーサル圧延機の前後に設けた水冷装置（図示しない）を用いて、圧延パス間の水冷を行うことが好ましく、水冷装置によるフランジ外側面のスプレー冷却とリバース圧延とを繰り返し行うことが好ましい。パス間水冷圧延加工では、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。

（熱間圧延の仕上温度：（Ａｒ₃−３０）℃以上９００℃以下）
熱間圧延の仕上温度は（Ａｒ₃−３０）℃以上９００℃以下とする。仕上温度が９００℃を超えると圧延後に粗大なオーステナイトが残存し、冷却によってベイナイトに変態すると脆性破壊の起点となり、靱性が低下する。好ましくは８５０℃以下とする。熱間圧延の仕上温度は、Ｈ形鋼の形状精度等を考慮して、フェライト変態の開始温度である（Ａｒ₃−３０）℃以上とする。Ａｒ₃は、下記式（２）によって求めることができる。下記式（２）おいて、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏは、各元素の含有量［質量％］であり、選択的に添加されるＮｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏを含有しない場合は、これらの含有量を０としてＡｒ₃を求める。

Ａｒ₃＝８６８−３９６Ｃ＋２４．６Ｓｉ−６８．１Ｍｎ−３６．１Ｎｉ
−２０．７Ｃｕ−２４．８Ｃｒ＋２９．６Ｍｏ ・・・ （２）

また、熱間圧延として、鋼片を１１００〜１３５０℃に加熱して熱間圧延（一次圧延）し、５００℃以下に冷却した後、再度、１１００〜１３５０℃に加熱し、熱間圧延（二次圧延）を行う製造プロセス、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。

熱間圧延の終了後は、そのまま、仕上圧延機の出側に設けた水冷装置によって、フランジの内面及び外面に加速冷却を施す。仕上圧延機から全断面水冷装置までの間は空冷されるが、加速冷却の開始温度は熱間圧延の仕上温度と同等であるか、やや低下することがあっても、特性にはほとんど影響しない。また、フランジの内面及び外面に加速冷却を施すことにより、フランジの内外面の冷却速度が均一になり、材質及び形状精度を向上させることができる。ウェブの上面はフランジの内面に噴射した冷却水によって、上面側が冷却される。ウェブの反りを抑制するため、ウェブの下面から冷却してもよい。

（加速冷却の冷却速度：１０℃／ｓ超）
加速冷却は、例えば、図１に示す水冷装置によって、フランジの外面、内面ともに、スプレー冷却によって行う。加速冷却の冷却速度は、有効結晶粒径の粗大化や、疑似パーライト、ＭＡからなる硬質相の生成を抑制して靭性を向上させ、焼入れの効果によって強度を高めるため、１０℃／ｓ超とする。加速冷却の冷却速度は、好ましくは１１℃／ｓ以上、より好ましくは１５℃／ｓ以上とする。加速冷却の冷却速度の上限は限定しないが、形状精度を考慮すると、５０℃／ｓ以下が好ましい。

（復熱による最高到達温度：３５０〜７００℃）
Ｈ形鋼の表面の温度は、加速冷却によって内部の温度に比べて低下するが、加速冷却を停止した後、内部からの熱伝導によって上昇する。本発明では、このような復熱によって到達する最高温度を一定の範囲内に制御するように加速冷却を停止する。復熱によるフランジ幅の外側から１／６の位置での表面の最高到達温度は、３５０〜７００℃とする。復熱による最高到達温度が７００℃を超えると、有効結晶粒径の粗大化や硬質相（主に疑似パーライト）の増加によって靱性が低下する。一方、最高到達温度が３５０℃未満になると強度の上昇や硬質相（主にＭＡ）の増加によって低温靭性が低下する。

また、加速冷却の停止後、強度及び靭性を調整するために熱処理を施すことができる。この熱処理は、オーステナイトへの変態が開始する温度（Ａｃ₁）以下で行えばよいが、１００〜７００℃の範囲で行うことが好ましい。より好ましくは、下限を３００℃、上限を６５０℃とする。更に好ましくは、下限を４００℃、上限を６００℃とする。

表１及び２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。得られた鋼片を表３及び４に示す加熱温度に加熱し、熱間圧延を行い、加速冷却を施した。表３及び４の復熱温度は、加速冷却停止後の復熱による最高到達温度を意味する。熱間圧延では、粗圧延に続いて、中間ユニバーサル圧延機と、その前後に設けた水冷装置とを用いて、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。表１及び２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。

図３に示すように、Ｈ形鋼の幅方向断面におけるフランジの板厚（ｔ_f）の外側から１／４の位置（（１／４）ｔ_f）かつフランジ幅（Ｆ）の外側から１／６の位置（（１／６）Ｆ）から、圧延方向を長さ方向とする試験片を採取し、機械特性を測定した。機械特性として、降伏点（ＹＰ）、引張強度（ＴＳ）、−４０℃及び６０℃でのシャルピー吸収エネルギー（それぞれｖＥ_-40℃、ｖＥ_-60℃）を測定した。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℃及び６０℃で行った。

また、これらの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、５００μｍ（長手方向）×４００μｍ（フランジ厚方向）の長方形内の領域について、光学顕微鏡で金属組織の観察を行って、フェライト、ベイナイトの一方又は両方の面積率の合計、硬質相の面積率及び粒径を測定した。なお、金属組織の観察により、残部がパーライトであることも確認した。有効結晶粒径はＥＢＳＤによって測定した。

次に、ＣＴＯＤ試験片を作製し、Ｈ形鋼（母材）の−１０℃における限界ＣＴＯＤ値（き裂先端開口量）を測定した。ＣＴＯＤ試験片は、フランジ部分全厚を切り出して平滑試験片を作製し、元のウェブ表面の延長線上をノッチ位置として作製した。試験方法はＢＳ７４４８に従った。

また、以下の方法により、溶接熱影響部のＣＴＯＤ値及びシャルピー吸収エネルギーを測定した。試験片の採取位置はＥＮ１０２２５に従った。まず、Ｈ形鋼（母材）のフランジ部を切り出し、レ型開先を施し、溶接入熱３５ｋＪ／ｃｍにて、サブマージアーク溶接を行った。そして、開先の垂直側のボンド部において、図５（ａ）に示すＦＬをノッチ位置とする試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を行った。ＣＴＯＤ試験はノッチ位置が図５（ｂ）に示すＦＬとなるように試験片を採取して行った。そして、母材の試験と同様にして、溶接熱影響部の−４０℃及び６０℃でのシャルピー吸収エネルギーと−１０℃における限界ＣＴＯＤ値（き裂先端開口量）とを測定した。このように、最も高温に加熱されるＦＬをノッチ位置として、溶接熱影響による粗粒域の靱性を評価した。

結果を表５及び６に示す。Ｈ形鋼の各特性の目標値は、常温の降伏点（ＹＰ）又は０．２％耐力が３３５ＭＰａ以上、引張強度（ＴＳ）が４６０〜６２０ＭＰａ、−４０℃及び−６０℃のシャルピー吸収エネルギーが何れも６０Ｊ以上であり、−１０℃におけるＣＴＯＤ値は０．４ｍｍ以上である。溶接熱影響部のシャルピー吸収エネルギー及びＣＴＯＤ値の目標値は、母材と同じである。

表５に示すように、本発明のＮｏ．１〜１９は、常温の０．２％耐力（ＹＰ）が高く、引張強度（ＴＳ）目標値の範囲内であり、かつ、シャルピー吸収エネルギー及び限界ＣＴＯＤ値も、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、表６に示すように、Ｎｏ．２１はＣ量が少ないため強度が不足している。Ｎｏ．２２はＣ量が多く、Ｎｏ．２３はＳｉ量が多く、硬質相の増加及び粗大化によって靱性が低下している。Ｎｏ．２４はＭｎ量が少なく、Ｎｏ．２６はＮｂ量が少ないため、有効結晶粒径が大きくなり、強度及び靱性が低下している。Ｎｏ．２５、２７、２８、２９及び３０は、それぞれ、Ｍｎ量、Ｎｂ量、Ｔｉ量、Ｏ量及びＮ量が多く、介在物に起因して靱性が低下している。

Ｎｏ．３１は加速冷却の停止温度が高く、Ｎｏ．３２は冷却速度が遅いため、有効結晶粒径が大きくなり、強度及び靱性が低下している。Ｎｏ．３３は仕上温度が高い例であり、靭性が低下している。Ｎｏ．３４は加速冷却の停止温度が低い例であり、硬質相が増加して靭性が低下している。

本発明のＨ形鋼は、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、製品を設備内のタンクに貯蔵し、直接、輸送タンカへの積出しを行う設備等に好適である。

Claims (4)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．０３〜０．１３％、
   Ｍｎ：０．８０〜２．００％、
   Ｎｂ：０．００５〜０．０６０％
   を含有し、
   Ｓｉ：０．５０％以下、
   Ｔｉ：０．０２５％以下、
   Ａｌ：０．０６０％以下、
   Ｎ：０．０１２０％以下、
   Ｏ：０．００３５％以下
   に制限し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
   下記式（１）によって求められるＣＥＶが０．４０以下であり、
   フランジの板厚の外側から１／４の位置かつフランジ幅の外側から１／６の位置でのフェライト、ベイナイトの一方又は両方の面積率の合計が９０％以上、硬質相の面積率が１０％以下であり、
   有効結晶粒径が２０μｍ以下、かつ、硬質相の粒径が１０μｍ以下であり、
   フランジの板厚が１２〜５０ｍｍである
   ことを特徴とする低温用Ｈ形鋼。
   ＣＥＶ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５ ・・・（１）
   ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕは、各元素の含有量［質量％］である。
2. 更に、質量％で
   Ｖ：０．０８％以下、
   Ｃｕ：０．４０％以下、
   Ｎｉ：０．７０％以下、
   Ｍｏ：０．１０％以下、
   Ｃｒ：０．２０％以下
   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に記載の低温用Ｈ形鋼。
3. 更に、質量％で、
   ＲＥＭ：０．０１０％以下、
   Ｃａ：０．００５０％以下
   の一方又は両方を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の低温用Ｈ形鋼。
4. 請求項１〜３の何れか１項に記載の低温用Ｈ形鋼の製造方法であって、請求項１〜３の何れか１項に記載の成分からなる鋼片を１１００〜１３５０℃に加熱して熱間圧延を施し、（Ａｒ₃−３０）℃以上９００℃以下の範囲内で前記熱間圧延を終了し、そのまま、フランジの内外面に、冷却速度が１０℃／ｓ超である加速冷却を施し、復熱による、フランジ幅の外側から１／６の位置での表面の最高到達温度が３５０〜７００℃になるように前記加速冷却を停止することを特徴とする低温用Ｈ形鋼の製造方法。

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