H型钢及其制造方法
【专利摘要】本发明的H型钢具有特定的成分组成，以每单位面积的个数密度计含有100～5000个/mm2的以当量圆直径计为0.005～2.0μm的氧化物粒子，上述氧化物粒子的组成包含Ca、Al、O，上述氧化物粒子中以除了上述O以外的质量比计，上述Ca为5％以上，上述Al为5％以上，上述Ca与上述Al的总计为50％以上，上述翼缘的板厚为100～150mm，上述翼缘的强度评价位置处的金属组织中的贝氏体分率为80％以上，上述翼缘的韧性评价位置处的金属组织中的平均旧奥氏体粒径为200μm以下。
【专利说明】H型钢及其制造方法
【技术领域】
[0001] 本发明涉及一种用于建筑结构物的结构构件等的韧性优异的高强度极厚H型钢 及其制造方法。
[0002] 本申请基于2012年11月26日在日本申请的特愿2012-257892号主张优先权，在 此援引其内容。
【背景技术】
[0003] 对于建筑结构物、特别是超高层化了的建筑物而言，一直希望可使用壁厚为IOOmm 以上的H型钢（以下称作极厚H型钢）。通常来说，钢铁材料存在强度越大或者制品的厚度 越大则韧性越低的倾向。因此，高强度且厚的钢材难以确保韧性。
[0004] 另外，与钢板等相比，H型钢的形状是特异的。H型钢优选以万能轧制来制造，但 在万能轧制中轧制条件（温度、压下率）受到限制。因此，特别是在极厚H型钢的制造中， 腹板（web)、翼缘（flange)、圆角（fillet)的各部位会在乳制中的温度过程（temperature history)、压下率、加速冷却时的冷却速度上产生大的差异。其结果是，在极厚H型钢的截 面内，根据位置的不同，强度、延展性、韧性上产生大的差异。
[0005] 特别是，在将通过连续铸造而得到的铸坯进行热轧来制造极厚H型钢时，难以通 过晶粒的微细化来确保韧性。这是因为，极厚H型钢的轧制比通常的厚钢板的轧制要更为 耗时，乳制结束时的内部的温度与表层的温度相比更容易变得非常高。
[0006] 以往，对于提高H型钢的韧性，例如专利文献1提出了通过使Ti系氧化物分散于 钢中而生成晶粒内铁素体来使晶粒微细化的方法。另外，例如专利文献2?4提出了除了 通过Ti氧化物和TiN的微细分散以外还通过温度受控轧制和加速冷却来制造高强度且韧 性优异的轧制型钢的方法。
[0007] 另外，例如专利文献5?7提出了使氧化物分散并通过分散了的氧化物的钉扎效 应将组织微细化来使韧性提高的方法。专利文献5是利用包含Mg的微细的氧化物来使极 厚H型钢的初性提尚的技术；专利文献6和7是利用Ti氧化物来使极厚H型钢的初性提尚 的技术。
[0008] 现有技术文献
[0009] 专利文献
[0010] 专利文献1 :日本特开平5-263182号公报
[0011] 专利文献2 :日本特开平10-147835号公报
[0012] 专利文献3 :日本特开2000-54060号公报
[0013] 专利文献4 :日本特开2001-3136号公报
[0014] 专利文献5 :日本特开2000-328174号公报
[0015] 专利文献6 :国际公开2010-013358号小册子
[0016] 专利文献7 :国际公开2011-065479号小册子
【发明内容】
[0017] 发明所要解决的问题
[0018] 为了确保钢材的表面附近的强度，需要在表面附近达到相变开始温度（Ar3A )之 前结束轧制，接着开始水冷，由此使得贝氏体等低温相变组织生成。但是，在制造翼缘厚为 IOOmm以上的极厚H型钢的情况下，存在轧制过程中表面与内部的温度差变大的倾向。本发 明的
【发明者】们利用计算机模拟进行了研宄，结果发现：例如，在制造翼缘厚为125_的H型 钢时，表面与内部的温度差会达到200°C以上。
[0019] 所以，就极厚H型钢而言，若在钢材表面达到铁素体相变开始温度（Ar3A)之前结 束轧制，则钢材内部的温度有时为1100°c以上，有可能会导致奥氏体晶粒的粗大化。因此， 若从极厚H型钢的内部采取试样，则韧性有时会明显降低。
[0020] 此外，在热轧后进行水冷的情况下，难以提高钢材内部的冷却速度。因此，在钢材 内部，难以将组织微细化。
[0021] 本发明是鉴于上述实际情况而完成的，其目的在于：提供韧性优异的高强度极厚 H型钢及其制造方法。此外，本发明的H型钢不是将钢板焊接（welding)而形成的组合H型 钢，而是通过热轧、特别是通过万能轧制而成型的不需要淬火、回火等调质处理的非调质的 轧制H型钢。
[0022] 此外，在本发明中，高强度是指抗拉强度为550MPa以上。
[0023] 用于解决问题的手段
[0024] 为了提高H型钢的韧性，优选通过将奥氏体晶粒微细化并且使其含有合金元素来 提高淬透性，从而抑制晶界铁素体的生成，制成贝氏体主体的组织。本发明的
【发明者】们为了 确保极厚H型钢的韧性，对热轧中奥氏体粒径的微细化所需的氧化物粒子的种类、尺寸及 密度和水冷时为了使组织微细化所需的化学组成进行了详细研宄。
[0025] 其结果是，发现：若使钢中生成包含Al和Ca的氧化物而通过这些氧化物的钉扎 效应将奥氏体的粒径设定为200 μm以下，则能够大幅度提尚翼缘厚为IOOmm以上的极厚H 型钢的韧性。此外，还发现：通过除了降低奥氏体粒径以外还适当地控制Si、Mn、V、Ni等成 分，高强度极厚H型钢的韧性进一步提高，从而完成了本发明。
[0026] 本发明的要旨如下所述。
[0027] (I) S卩，本发明的一个方案的H型钢具备翼缘和腹板；上述H型钢的化学组成以质 量％计含有〇:0.05?0.16%、5丨 ：0.01?0.50%、]?11:0.80?2.00%、附：0.05?0.50%、 V :0· 01 ?0· 20 %、Al :0· 005 ?0· 100 %、Ti :0· 005 ?0· 030 %、N :0· 0010 ?0· 0200 %、 O :0· 0001 ?0· 0100%、Ca :0· 0003 ?0· 0040%、Cr :0 ?0· 50%、Cu :0 ?0· 50%、M〇 :0 ? 0.20%、Nb :0?0.05%，剩余部分为Fe和杂质，由下述式（a)求出的碳当量Ceq为0.35? 0. 50%;以每单位面积的个数密度计含有100?5000个/mm2的以当量圆直径计为0. 005? 2. 0 μπι的氧化物粒子，上述氧化物粒子的组成包含Ca、Al、0,上述氧化物粒子中以除了上 述O以外的质量比计，上述Ca为5%以上，上述Al为5%以上，上述Ca与上述Al的总计为 50%以上；上述翼缘的板厚为100?150mm ;上述翼缘的强度评价位置处的金属组织中的贝 氏体分率为80%以上，上述强度评价位置是上述翼缘的在长度方向上距表面为1/6的位置 且上述翼缘的在厚度方向上距表面为1/4的位置；上述翼缘的韧性评价位置处的金属组织 中的平均旧奥氏体粒径为200 μ m以下，上述韧性评价位置是上述翼缘的在上述长度方向 上距上述表面为1/2的位置且上述翼缘的在上述厚度方向上距上述表面为3/4的位置。
[0028] Ceq = C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15 式（a)
[0029] 这里，式中的^11、0^〇、￥、附、(：11为各元素的以质量％计的含量，不含时设定为 0〇
[0030] ⑵根据上述⑴所述的H型钢，其中，在上述化学组成中，以质量％计，Cr可以为 0· 01 ?0· 50%，Cu 可以为 0· 01 ?（λ 50%，M〇 可以为 0· 001 ?0· 20%，Nb 可以为 0· 001 ? 0· 05%〇
[0031] (3)根据上述⑴或⑵所述的H型钢，其中，上述强度评价位置处的屈服强度或 〇.2%屈服应力可以为45010^以上，抗拉强度可以为55010^以上，21°0下的夏氏吸收能可 以为100J以上。
[0032] (4)根据上述⑴?⑶中任一项所述的H型钢，其中，上述夹杂物粒子还可以含 有Ti。
[0033] (5)根据上述（1)?⑷中任一项所述的H型钢，其可以通过万能轧制来制造。
[0034] (6)本发明的一个方案的H型钢的制造方法包括下述工序：精炼工序，在该工 序中，将进行脱氧处理之前的钢水的氧量调节为90ppm以下，在上述钢水中依次添加 Ti、 Al、Ca，然后对上述钢水的成分组成进行调节，以使化学组成以质量％计含有C :0. 05? 0· 16%、Si :0· 01 ?0· 50%、Mn :0· 80 ?2. 00%、Ni :0· 05 ?0· 50%、V :0· 01 ?0· 20%、A1 : 0· 005 ?0· 100%、Ti :0· 005 ?0· 030%、N :0· 0010 ?0· 0200%、0 :0· 0001 ?0· 0100%、 Ca :0· 0003 ?0· 0040%、Cr :0 ?0· 50%、Cu :0 ?0· 50%、M〇 :0 ?0· 20%、Nb :0 ?0· 05%， 剩余部分为Fe和杂质，由下述式（a)求出的碳当量Ceq为0.35?0.50% ;铸造工序，在 该工序中，对上述精炼工序中所得到的上述钢水进行铸造来得到钢坯；加热工序，在该工序 中，将上述铸造工序中所得到的上述钢坯加热到1100?1350°C ;热轧工序，在该工序中，以 使轧制结束温度以表面温度计达到800°C以上的方式对加热后的上述钢坯进行热轧来得到 H型钢；以及水冷工序，在该工序中，对上述H型钢进行水冷，以使上述H型钢的表面温度在 停止水冷后回热至100?700°C的温度范围内。
[0035] Ceq = C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15 式（a)
[0036] 这里，式中的C、Mn、Cr、Mo、V、Ni、Cu为各元素的以质量％计的含量，不含时设定为 0〇
[0037] (7)根据上述（6)所述的H型钢的制造方法，其中，在上述化学组成中，以质量％ 计，Cr可以为0· 01?0· 50%，Cu可以为0· 01?(λ 50%，M〇可以为0· 001?0· 20%，Nb可 以为 0· 001 ?0· 05%
[0038] 发明效果
[0039] 根据本发明的上述方案，能够得到翼缘厚为100?150mm、屈服强度或0. 2%屈服 应力为450MPa以上、抗拉强度为550MPa以上、21°C下的夏氏吸收能为100J以上那样的韧 性优异的高强度极厚H型钢。本发明的H型钢（韧性优异的高强度极厚H型钢）可以在不 需要含有大量的合金且不用进行制钢负荷大的极低碳化的情况下来制造。因此，能够降低 制造成本、缩短工期，从而实现大幅度的成本削减。所以，能够在不损害经济性的情况下提 高大型建造物的可靠性等，产业上的贡献是极为显著的。
【专利附图】
【附图说明】
[0040] 图1是对在本实施方式的H型钢中采取试验片的位置进行说明的图。
[0041] 图2是表示本实施方式的H型钢的制造装置的一个例子的图。
【具体实施方式】
[0042] 本发明的
【发明者】们发现：即使对翼缘厚为IOOmm以上的极厚H型钢，脱氧时添加 Ti、Al和Ca以使至少包含Ca、Al、O的氧化物微细地分散在钢中以及将碳当量Ceq设定为 适当的范围对于确保良好的韧性也是有效的。
[0043] 另外，本发明的
【发明者】们还发现：若在将这样的成分组成的钢进行热轧后通过水 冷实施加速冷却来制造极厚H型钢，则从奥氏体晶界相变的铁素体的生成得到抑制，由此 极厚H型钢的金属组织中的贝氏体的面积分率变为80%以上，从而能够在不损害韧性的情 况下确保足够的强度。
[0044] 以下，对本发明的一个实施方式的H型钢（以下有时称为本实施方式的H型钢） 及其制造方法进行说明。首先，对于本实施方式的H型钢的成分范围的限定理由进行陈述。 这里，与成分元素有关的" ％ "是指质量％。
[0045] C :0.05 ?0.16%
[0046] C是对钢的强化有效的元素，为了得到该效果，将C含量的下限设定为0. 05%。C 含量的优选下限为0.08%。而若C含量超过0.16%，则生成碳化物，韧性降低。因此，将C 含量的上限设定为0. 16%。为了进一步提高韧性，优选将C含量的上限设定为0. 13%。
[0047] Si :0· 01 ?0· 50%
[0048] Si是脱氧元素，还有助于强度的提高。为了得到这些效果，将Si含量的下限设定 为0.01%。而若Si含量过剩，则会助长马氏体-奥氏体混合物（以下称为MA)的生成。该 MA会使韧性劣化，因此将Si含量的上限设定为0.50%。为了进一步提高韧性，Si含量的 上限优选为〇. 30 %，更优选为0. 20 %。
[0049] Mn :0· 80 ?2. 00%
[0050] Mn提高淬透性并生成贝氏体，而且抑制从旧奥氏体晶界的铁素体生成，从而有助 于强度和韧性的提高。为了得到这些效果，将Mn含量的下限设定为0.80%。为了提高强 度，优选将Mn量的下限设定为1. 10%，更优选设定为1. 20%。而若Mn含量超过2. 00%，则 会损害钢材的韧性、断裂性等，因此将Mn含量的上限设定为2. 00%。Mn含量的优选上限为 1.80%，更优选的上限为1.60%。
[0051] Ni :0. 05 ?0. 50%
[0052] Ni是用于提高钢材的强度和韧性的极其有效的元素。为了得到这些效果，将Ni含 量的下限设定为0.05%。为了进一步提高韧性，Ni含量的下限优选为0.10%。而若Ni含 量超过0. 50%，则会导致合金成本的上升，因此将Ni含量的上限设定为0. 50%。优选将Ni 含量的上限设定为0.30%。
[0053] V :0.01 ?0.20%
[0054] V是有助于提高淬透性、还会生成碳氮化物、也有助于组织的微细化和析出强化 (沉淀硬化）的元素。为了得到这些效果，将V含量的下限设定为0.01 %。优选的V含量的 下限为0. 05%。但是，若过剩地含有V，则有时会因析出物的粗大化而使钢材的韧性劣化。 因此，将V含量的上限设定为0. 20 %。优选将V含量的上限设定为0. 08 %。
[0055] Al :0· 005 ?0· 100%
[0056] Al是用于形成通过钉扎效应将奥氏体细粒化的氧化物粒子的重要元素。为了得 到该效果，将Al含量的下限设定为0.005%。优选将Al含量的下限设定为0.010%。而若 Al含量变得过剩，则会生成粗大的氧化物。因此，将Al含量的上限设定为0.100%。优选 将Al量的上限设定为0. 060%，更优选设定为0. 040%。
[0057] Ti :0. 005 ?0. 030%
[0058] Ti与Al同样是用于形成通过钉扎效应将奥氏体细粒化的氧化物粒子所需的元 素。为了得到该效果，将Ti含量的下限设定为0.005%。Ti含量的优选下限为0.010%。 而若Ti含量超过0. 030%，则会在钢中生成粗大的TiN，损害韧性。因此，将Ti含量的上限 设定为0.030%。另外，为了抑制TiC的析出，抑制因析出强化而引起的韧性降低，优选将 Ti量的上限设定为0.020%。
[0059] N :0· 0010 ?0· 0200%
[0060] N是形成TiN、VN的重要元素，是有助于组织的细粒化、析出强化的元素。为了得 到这些效果，将N含量的下限设定为0. 0010%。但是，若N含量变得过剩，则钢材的韧性降 低，而且成为铸造时的表面断裂、制得的钢材中应变时效等的材质不良的原因。因此，将N 含量的上限设定为0. 0200%。优选将N含量的上限设定为0. 0100%。
[0061] O :0· 0001 ?0· 0100%
[0062] O是与Ti、Al、Ca形成氧化物的元素，在本实施方式中，其是为了通过钉扎效应实 现奥氏体的细粒化所需的元素。为了得到该效果，将〇含量的下限设定为0.0001%。优选 将O量的下限设定为〇. 0005%。但是，若O含量过剩，则由于固溶O的影响、氧化物粒子的 粗大化会导致韧性降低。因此，将O含量的上限设定为0.0100%。优选将O含量的上限设 定为 0· 0050%。
[0063] Ca :0· 0003 ?0· 0040 %
[0064] Ca是与Ti、Al -起形成复合氧化物的元素，在本实施方式中，其是通过钉扎效应 实现奥氏体的细粒化所需的元素。为了得到该效果，将Ca含量的下限设定为0.0003%。优 选将Ca含量的下限设定为0. 0005%，更优选设定为0. 0010%。但是，若Ca含量过剩，则氧 化物粒子就会粗大化，韧性降低。因此，将Ca含量的上限设定为0.0040 %。优选将Ca量的 上限设定为0.0030%。
[0065] 本实施方式的H型钢以含有上述元素为基础，但作为杂质，只要在不损害特性的 范围也可以包含除了述以外的元素。杂质是指从矿石或废铁等原材料、制造环境混入的物 质。
[0066] 例如，P、S为杂质，不可避免地包含在钢中。在本实施方式中，不特别限定它们的 含量，但P、S会成为因凝固偏析而引起的焊接断裂、韧性降低的原因，因此优选减少。优选 将P含量优选限制为〇. 03%以下，更优选限制为0. 01 %以下。另外，优选将S含量优选限 制为0.02%以下。
[0067] 进而，为了提高淬透性，也可以按照以下所示的范围含有Cr、Cu、Mo、Nb中的一种 或两种以上。此外，Cr、Cu、Mo、Nb为任选元素，并不一定必须含有。因此，这些元素的下限 均为0%。
[0068] Cr :0.50 % 以下
[0069] Cr是提高淬透性而有助于强度上升的元素。为了得到淬透性的提高效果，优选将 Cr含量设定为0. 01 %以上，更优选设定为0. 10%以上。而若Cr含量超过0. 50%，则会助 长MA的生成，或者Cr碳化物粗大化，从而有时韧性会降低。因此，即使在含有Cr的情况下， 也优选将Cr含量的上限限制为0. 50%。更优选将Cr含量的上限设定为0. 30%。
[0070] Cu :0.50 % 以下
[0071] Cu是提高淬透性、通过析出强化而有助于钢材的强化的元素。为了得到这些效果， 优选将Cu含量设定为0.01 %以上，更优选设定为0. 10%以上。但是，若Cu含量过剩，则会 助长M的生成，或者强度变得过剩，从而有时低温韧性会降低。因此，即使在含有Cu的情 况下，也优选将Cu含量的上限设定为0. 50%。更优选将Cu含量的上限设定为0. 30%，进 一步优选设定为〇. 20 %。
[0072] Mo :0.20 % 以下
[0073] Mo是固溶于钢中而提高淬透性的元素，有助于强度的提高。为了得到该效果，优选 将Mo含量设定为0. 001 %以上。更优选将Mo含量设定为0. 01 %以上，进一步优选设定为 0.03%以上。但是，若Mo含量超过0.20%，则会助长MA的生成，从而有时使韧性降低。因 此，即使在含有Mo的情况下，也优选将Mo含量的上限设定为0. 20%。为了防止韧性的降 低，更优选将Mo含量的上限设定为0. 10%。
[0074] Nb :0.05% 以下
[0075] Nb与Mo同样是提高淬透性的元素。为了得到该效果，优选将Nb含量设定为 0. 001 %以上，更优选设定为0. 005%以上，进一步优选设定为0. 010%以上。但是，若Nb含 量过剩，则有时韧性会降低，因此即使在含有Nb的情况下，也优选将Nb含量的上限设定为 0.05%。更优选的Nb含量的上限为0.03%。
[0076] 在本实施方式中，为了在将各元素控制在上述范围的基础上提高淬透性而使贝氏 体生成，将下述式（1)所示的碳当量Ceq设定为0.35?0.50%。若Ceq低于0.35%，则贝 氏体的生成不充分，强度和韧性降低。因此，将Ceq的下限设定为0.35%。Ceq的下限优选 为0.38%，更优选为0.40%。而若Ceq超过0.50%，则强度变得过高，从而韧性降低。因 此，将Ceq的上限设定为0. 50%。Ceq的上限优选为0. 45%，更优选为0. 43%。
[0077] Ceq是淬透性的指标（碳当量），由公知的下式（1)求出。这里，C、Mn、Cr、Mo、V、 Ni、Cu是钢中的各元素的以单位质量％计的含量，不含的元素设定为0。
[0078] Ceq = C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15 式（I)
[0079] 下面，对本实施方式的H型钢的显微组织（金属组织）进行说明。通常来说，在极 厚H型钢的情况下，由于表面附近的精轧温度变低，而且水冷时的冷却速度大，所以奥氏体 晶粒变得微细。而由于内部的精轧温度变高，而且水冷时的冷却速度小，所以奥氏体晶粒变 得粗大。
[0080] 在本实施方式中，在据认为可以得到平均的组织的部位，采取在强度的评价中使 用的试样，对强度进行评价，并且进行显微组织的观察以及贝氏体的面积率的测定（强度 评价位置）。如图1所示，强度评价位置7是翼缘的在长度方向上距表面（H型钢的端面） 为翼缘长度的1/6的位置且翼缘的在厚度方向上距表面为翼缘的板厚的1/4的位置。各组 织能够通过利用光学显微镜的观察来判别。显微组织中的面积率是按照下述方法来算出 的：使用以200倍拍摄的光学显微镜得到的组织照片，并将测定点配置成一边为50 μ m的格 子状，在300个测定点处判别组织，由此作为各组织的粒子数量的比例来算出。
[0081] 贝氏体有助于强度的上升和组织的微细化。为了确保强度，在强度评价位置，需要 钢材组织（金属组织）包含面积分率为80%以上的贝氏体。此外，剩余部分为铁素体、珠光 体、MA中的一种或两种以上。贝氏体面积分率的增加有助于强度的提高，因此贝氏体面积 分率的上限没有特别规定，可以为100%。贝氏体面积分率的上限优选为97%以下。
[0082] 另外，在本实施方式的H型钢中，在板厚中心附近，由于精轧温度高，所以奥氏体 晶粒粗大，而且由于水冷时的冷却速度小，所以晶界铁素体容易粗大化。因此，在本实施方 式中，从韧性最为降低的部位采取试样来评价韧性，在相同部位观察显微组织，对奥氏体的 粒径进行评价（韧性评价位置）。如图1所示，韧性评价位置8是翼缘的在长度方向上距 表面为翼缘长度的1/2的位置且在厚度方向上距表面为翼缘板厚的3/4的位置。冷却后的 奥氏体粒径（旧奥氏体粒径）能够通过如下方法进行测定：对于1000 μ mX 1000 μ m以上的 视场拍摄光学显微镜照片或EBSP图像，对其中所含的旧奥氏体的数量进行计数（边界数作 〇. 5个），算出每一旧奥氏体粒径的面积，在此基础上，换算成相同面积的圆的直径。
[0083] 本发明的
【发明者】们观察韧性评价位置处的显微组织，对旧奥氏体的粒径进行了评 价。其结果是，发现：为了提高韧性，需要将旧奥氏体粒径控制在平均为200 μπι以下。而且， 本发明的
【发明者】们发现：若使Al-Ca系氧化物（其中，在Ti通过Al、Ca的添加没有全部被 还原的情况下，有时会成为Ti-Al-Ca系氧化物）以规定的尺寸和规定的个数密度微细分散 在钢中，则即使在高温下结束热轧，也能够使平均旧奥氏体粒径为200 μπι以下。虽然优选 旧奥氏体粒径小，但从制造上的观点考虑，不优选设定为低于100 μπι。
[0084] 此外，在使用连续铸造板坯进行H型钢的制造的情况下，评价韧性的部位相当于 板坯的中心。因此，为了进一步抑制韧性的降低，优选减轻板坯的中心偏析。中心偏析能够 在连续铸造时的轻压下或通过均质化热处理等来减轻。
[0085] 在本实施方式中，需要使至少包含Al和Ca的氧化物预先微细地分散在轧制前的 钢坯中。根据本发明的
【发明者】们的研宄可知：若以当量圆直径计为0.005?2.0 μπι的包含 Al、Ca的氧化物粒子存在100个/mm2以上，则通过由钉扎效应和轧制得到的再结晶的效果， 能够使奥氏体粒径为200 μ m以下。而若氧化物粒子超过5000个/mm2,则有时会促进破坏的 发生和龟裂的传播而损害韧性。优选氧化物粒子的个数密度为3000个/mm 2以下。氧化物 粒子的个数密度是从制得的H型钢中制作抽取副本，将其用电子显微镜观察而算出的。氧 化物的组成使用附属于电子显微镜的能量色散型X射线分光分析装置（EDS)进行测定。
[0086] 本发明的
【发明者】们得到的如下见解：当上述的包含Al、Ca的氧化物粒子包含Ca、 A1、0,除了 O以外的元素以质量比计分别含有Ca :5%以上、Al :5%以上，Ca与Al的总计为 50%以上时，有助于奥氏体粒径的微细化。在以本实施方式的制造方法制造 H型钢时，除了 O以外的Ca和Al的含量的上限通常为95%。Al的含量优选为90%以下，更优选为85%以 下。Ca的含量优选为90%以下，更优选为85%以下。另外，除了 O以外的Ca与Al的总计 量优选为99%以下。
[0087] 在本实施方式中，假定了以最高温度为1350°C、最长时间为5小时对钢还进行加 热。本发明的
【发明者】们确认出：若氧化物为上述的组成，则即使在这样的条件下对钢坯进行 加热，也不会发生上述氧化物的析出密度的降低，不会失去奥氏体晶粒的钉扎效应。另外， 本发明的
【发明者】们还确认出：若这样的氧化物粒子的尺寸为2. O μπι以下，则不会成为极厚 H型钢的脆性破坏的起点。
[0088] 本实施方式的H型钢的翼缘的板厚为100?150_。这是因为，例如用于高层建筑 结构物的H型钢要求板厚为IOOmm以上的强度构件。另一方面，若翼缘的板厚超过150_， 则无法获得充分的冷却速度，所以难以确保韧性，因此将其上限设定为150_。H型钢的腹 板的板厚没有特别规定，优选为50?150mm。
[0089] 假定以热轧来制造 H型钢的情况，优选将翼缘与腹板的板厚比（翼缘厚/腹板厚） 设定为〇. 5?2. 0。若翼缘与腹板的板厚比超过2. 0,则腹板有时会变形为波浪状的形状。 另一方面，在翼缘与腹板的板厚比低于0. 5的情况下，翼缘有时会变形为波浪状的形状。
[0090] 机械特性的目标值是：常温的屈服强度或0. 2%屈服应力为450MPa以上，抗拉强 度为550MPa以上。在通过以下所示的本实施方式的H型钢的优选制造方法来制造 H型钢 的情况下，常温的屈服强度或〇. 2%屈服应力通常为520MPa以下，抗拉强度通常为740MPa 以下。另外，21°C下的夏氏吸收能为100J以上。若强度过高，则有时会损害韧性，因此优选 常温的屈服强度或0. 2%屈服应力为500MPa以下、抗拉强度为680MPa以下。21°C下的夏氏 吸收能优选为150J以上。
[0091] 下面，对本实施方式的H型钢的优选的制造方法进行说明。
[0092] 为了将氧化物的组成、个数以及大小控制为规定的条件，制钢工序中的脱氧方法 很重要。本实施方式中，作为脱氧方法，将钢水中的氧量（钢水氧量）调节为90ppm以下， 在此基础上添加 Ti进行脱氧，然后添加 Al。接着，添加 Ca。若上述的钢水氧量超过90ppm， 则会生成很多超过2. 0 μ m的粗大的夹杂物，韧性劣化。因此，将Ti添加前的钢水氧量设定 为90ppm以下。若Ca添加后Al含量相对于规定的成分值不足，则要添加不足部分的Al，进 行调节以使最终成分成为规定的成分值（精炼工序）。当Ti、Al、Ca的添加顺序不为上述 顺序时，氧化物的尺寸会粗大化且个数减少，故而不优选。
[0093] 在制钢工序中，在调节钢水的化学组成之后进行铸造，得到钢坯（铸造工序）。从 生产率的观点考虑，铸造优选连续铸造，但也可以为与所制造的H型钢相近形状的异型坯。 从生产率的观点考虑，钢坯的厚度优选设定为200mm以上。另一方面，若考虑偏析的减少、 热轧时加热温度的均质性等，钢坯的厚度优选为350mm以下。
[0094] 接着，加热钢坯（加热工序）。然后，对于加热后的钢坯进行热轧（热轧工序）。若 钢坯的加热温度低于1100°c，则热轧时的变形阻力增高。因此，将加热温度的下限设定为 IKKTC。在含有Nb等形成碳化物、氮化物的元素的情况下，为了使这些碳化物、氮化物充分 地固溶，优选将加热温度的下限设定为1150°C。另一方面，若加热温度为高于1350°C的高 温，则作为原材料的钢坯的表面的氧化皮液化，从而有可能在制造中出现障碍。因此，加热 温度的上限设定为1350°C。
[0095] 在本发明中，由于通过利用氧化物粒子的钉扎效应来决定奥氏体粒径的上限，所 以也可以不详细地规定热轧的条件。但是，为了确保强度，精轧结束温度设定为以钢材表面 温度计为800°C以上。
[0096] 此外，在热轧中，考虑到生产率，优选进行所谓的万能轧制。
[0097] 精轧优选受控轧制温度和压下率来进行轧制。为了通过热轧使韧性提高，优选轧 制温度的低温化。这是因为，若将轧制温度低温化，则通过轧制时的再结晶的效果，奥氏体 粒径会变得更加微细，有可能使韧性提高。另一方面，为了确保强度，优选提高淬透性。为 了提高淬透性，优选将轧制温度高温化，从而增大奥氏体晶粒。即，为了确保韧性，优选轧制 温度的低温化；为了确保强度，优选轧制温度的高温化。因此，优选将淬透性高的钢在低温 下轧制，将淬透性低的钢在高温下轧制等，根据钢的化学组成而适当地进行控制。
[0098] 此外，也可以采用下述制造工艺，即所谓两次热轧：将进行一次轧制得到的钢坯冷 却到500°C以下，然后将该钢坯再次加热至1100?1350°C，进行二次轧制。在两次热轧中， 由于热轧中的塑性变形量少，乳制工序中的温度的降低也变小，所以能够将加热温度设定 得较低。
[0099] 在降低轧制温度的情况下，在精轧中，将一道次以上设定为道次间水冷轧制也是 有效的。道次间水冷轧制是将翼缘表面温度冷却到700°C以下后用回热过程进行轧制的方 法。道次间水冷轧制是通过轧制道次间的水冷来对翼缘的表层部和内部赋予温度差并进行 轧制的方法。对于道次间水冷轧制而言，即使在压下率小的情况下也能够将加工应变导入 到板厚的内部。另外，通过利用水冷使轧制温度在短时间内降低，由此生产率也提高。
[0100] 精轧后，为了获得高强度，对翼缘、腹板等进行水冷（水冷工序）。水冷能够通过利 用喷射器的水的喷射、水槽中的浸渍水冷来进行。在本实施方式中，优选翼缘的在长度方向 上距表面（H型钢的端面）为翼缘长度的1/6的位置且翼缘的在厚度方向上距表面为翼缘 板厚的1/4的位置（强度评价位置），以使800°C至500°C的冷却速度为2. 2°C /秒以上的 方式进行水冷。若冷却速度低于2. 2°C /秒，有时无法得到所需的淬火组织。
[0101] 在水冷时，需要以在水冷停止后以表面温度计回热到100?700°c的温度那样的 条件停止水冷。这是因为，若回热温度低于l〇〇°C，则有时自回火不足而韧性降低，而且若回 热温度高于700°c，则淬火不到板厚中心部，因从旧奥氏体晶界生成的铁素体的粗大化而韧 性降低，或者即使在板厚表面附近回火温度也过高而强度降低。为了使韧性进一步提高，优 选回热温度为300°C以上。
[0102] 此外，不是以水冷停止温度而是回热温度来控制水冷条件的理由是因为，极厚H 型钢的表面和内部的冷却速度的偏差大，以表面温度无法管理内部的温度。表面温度在冷 却开始后的短时间内被冷却到200°C以下，但内部的冷却速度比表面的冷却速度小，因此即 使表面温度为200°C以下，内部有时仍未被充分冷却。对此，本发明的
【发明者】们发现：以水 冷时间控制内部的温度、以回热温度管理内部的温度是有效的。只要预先测定冷却速度及 冷却时间与回热温度之间的关系，就能够通过冷却时间及冷却速度来控制极厚H型钢的回 热温度。
[0103] 实施例
[0104] 熔炼具有表1所示的成分组成的钢，通过连续铸造来制造厚度为240?300mm的 钢坯。钢的熔炼在转炉中进行，脱氧，添加合金来调节成分，根据需要进行真空脱气处理。将 所得到的钢坯进行加热，进行热轧，制造 H型钢。表1所示的成分是对从制造后的H型钢上 采取的试样进行化学分析而求出的。
[0105] ?
【权利要求】
1. 一种H型钢，其特征在于，其具备翼缘和腹板； 所述H型钢的化学组成以质量％计含有C :0. 05?0. 16%、Si :0. 01?0. 50%、Mn : 0? 80 ?2. 00%、Ni :0? 05 ?0? 50%、V :0? 01 ?0? 20%、A1 :0? 005 ?0? 100%、Ti :0? 005 ? 0? 030%、N :0? 0010 ?0? 0200%、0 :0? 0001 ?0? 0100%、Ca :0? 0003 ?0? 0040%、Cr :0 ? 0? 50%、Cu :0?0? 50%、M〇 :0?0? 20%、Nb :0?0? 05%，剩余部分为Fe和杂质，由下述式 ⑴求出的碳当量Ceq为0? 35?0? 50% ; 以每单位面积的个数密度计含有100?5000个/mm2的以当量圆直径计为0. 005? 2. 0 ym的氧化物粒子，所述氧化物粒子的组成包含Ca、A1、0,所述氧化物粒子中以除了所 述0以外的质量比计，所述Ca为5%以上，所述A1为5%以上，所述Ca与所述A1的总计为 50%以上； 所述翼缘的板厚为100?150mm ; 所述翼缘的强度评价位置处的金属组织中的贝氏体分率为80%以上，所述强度评价位 置是所述翼缘的在长度方向上距表面为1/6的位置且所述翼缘的在厚度方向上距表面为 1/4的位置； 所述翼缘的韧性评价位置处的金属组织中的平均旧奥氏体粒径为200 ym以下，所述 韧性评价位置是所述翼缘的在所述长度方向上距所述表面为1/2的位置且所述翼缘的在 所述厚度方向上距所述表面为3/4的位置； Ceq = C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15 式（1) 这里，式中的C、Mn、Cr、Mo、V、Ni、Cu为各元素的以质量％计的含量，不含时设定为0。
2. 根据权利要求1所述的H型钢，其特征在于，在所述化学组成中，以质量％计，Cr为 0? 01 ?0? 50%，Cu 为 0? 01 ?0? 50%，Mo 为 0? 001 ?0? 20%，Nb 为 0? 001 ?0? 05%。
3. 根据权利要求1或2所述的H型钢，其特征在于，所述强度评价位置处的屈服强度 或0. 2%屈服应力为450MPa以上，抗拉强度为550MPa以上，21 °C下的夏氏吸收能为100J以 上。
4. 根据权利要求1?3中任一项所述的H型钢，其特征在于，所述夹杂物粒子还含有 Ti〇
5. 根据权利要求1?4中任一项所述的H型钢，其特征在于，其通过万能轧制来制造。
6. -种H型钢的制造方法，其特征在于，其包括下述工序： 精炼工序，在该工序中，将进行脱氧处理之前的钢水的氧量调节为90ppm以下，在所述 钢水中依次添加 Ti、Al、Ca，然后对所述钢水的成分组成进行调节，以使化学组成以质量％ 计含有 C :0? 05 ?0? 16%、Si :0? 01 ?0? 50%、Mn :0? 80 ?2. 00%、Ni :0? 05 ?0? 50%、V : 0? 01 ?0? 20 %、A1 :0? 005 ?0? 100 %、Ti :0? 005 ?0? 030 %、N :0? 0010 ?0? 0200 %、0 : 0? 0001 ?0? 0100 %、Ca :0? 0003 ?0? 0040 %、Cr :0 ?0? 50 %、Cu :0 ?0? 50 %、Mo :0 ? 0.20%、Nb :0?0.05%，剩余部分为Fe和杂质，由下述式（1)求出的碳当量Ceq为0.35? 0. 50% ； 铸造工序，在该工序中，对所述精炼工序中所得到的所述钢水进行铸造来得到钢坯； 加热工序，在该工序中，将所述铸造工序中所得到的所述钢坯加热到1100?1350°C ; 热轧工序，在该工序中，以使轧制结束温度以表面温度计达到800°C以上的方式对加热 后的所述钢坯进行热轧来得到H型钢；以及 水冷工序，在该工序中，对所述H型钢进行水冷，以使所述H型钢的表面温度在停止水 冷后回热至100?700°C的温度范围内， Ceq = C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15 式（1) 这里，式中的C、Mn、Cr、Mo、V、Ni、Cu为各元素的以质量％计的含量，不含时设定为0。
7.根据权利要求6所述的H型钢的制造方法，其特征在于，在所述化学组成中，以质 量％计，Cr 为 0? 01 ?0? 50%，Cu 为 0? 01 ?0? 50%，M〇 为 0? 001 ?0? 20%，Nb 为 0? 001 ? 0? 05%〇
【文档编号】B21B1/088GK104487604SQ201380039137
【公开日】2015年4月1日 申请日期:2013年11月13日 优先权日:2012年11月26日
【发明者】沟口昌毅, 市川和利, 光安和章, 杉山博一 申请人:新日铁住金株式会社