WO2000008221A1 - Acier lamine ayant un excellent comportement aux intemperies et une excellente resistance a la fatigue et procede de production de cet acier - Google Patents

Acier lamine ayant un excellent comportement aux intemperies et une excellente resistance a la fatigue et procede de production de cet acier Download PDF

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    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten

Definitions

  • the present invention relates to weather resistance and corrosion resistance used as steel structural members such as bridges and steel towers installed on beaches and snow melting salt use areas where corrosion of steel and joint fatigue due to scattering of sea salt particles are concerned.
  • the present invention relates to a rolled steel excellent in fatigue resistance and a method for producing the same. Background art
  • the service life of steel structures is determined by the corrosion and fatigue of steel. Corrosion protection and fatigue can significantly extend the service life. However, even with the current weather-resistant steel, it is difficult to prevent corrosion without coating in areas near the seashore where chlorine concentration is high or where snow-melt salt is used, so it is necessary to apply anticorrosion treatment such as regular painting and plating. It is mandatory. In addition, there is a problem that metal fatigue occurs at the joints such as welded joints due to vibration during long-term vehicle travel, and large-scale repair work is required. The results of the atmospheric exposure test on weathering steel are shown.
  • JP-A-8-134587 and JP-A-9-165647 contain C: 0.15% or less, and further include a reinforcing element such as Mn, Ni, and Mo.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 8-277439 discloses a steel structure composed of lath-like graphite and cementite and having a metal structure containing an untransformed martensite having an area ratio of 0.5% or more and 5% or less. Discloses a heat affected zone having high fatigue strength. Further, Japanese Patent Application Laid-Open No. 9-249915 discloses that by adding an appropriate amount of Mn, Ti and B, the structure becomes a single phase of bainite without depending on the cooling rate.
  • the tensile strength is increased and the fatigue resistance is improved.
  • the rolling is performed in the low recrystallization temperature range or the two-phase temperature range. It is disclosed that rolling at a rate of 30% or more increases the fatigue limit.
  • the present invention has been made in order to solve the above-mentioned problems, and is intended for steel structures such as bridges and steel towers installed on beaches and snowmelt salt use areas where there is a concern about steel corrosion and joint fatigue due to sea salt particle scattering.
  • An object of the present invention is to provide a rolled steel material excellent in weather resistance and fatigue resistance in a steel material used as a material member, and a method for manufacturing the rolled steel material.
  • the generation of internal oxides that act as corrosion starting points is suppressed,
  • Cr is added to prevent intergranular oxidation, the concentration ratio of NiZCu is adjusted, and Ni, Cu, and Mo are added.
  • the present invention 1) suppresses the formation of internal oxides by reducing the addition amount of S, Mn, and Cr, that is, reduces the internal oxides that are the starting points of corrosion and fatigue.
  • a rolled steel excellent in weather resistance and fatigue resistance characterized by the following.
  • a rolled steel material excellent in weather resistance and fatigue resistance characterized in that the oxide layer has a thickness of 2 m or less, and the inner oxide layer has a thickened layer of Ni, Cu, and Mo having a thickness of 2 im or more. . M n: ⁇ 0 1%
  • the concentration ratio of Ni / Cu is 0.8 or more, the balance is composed of Fe and inevitable impurities, and the internal oxidation layer on the surface of the steel material is 2 ⁇ m or less, and the internal oxidation Characterized by having a Ni, Cu, and Mo thickened layer with a thickness of 2 or more on the layer, and the total concentration of these elements is 7.0% by weight or more.
  • Rolled steel with excellent properties is 0.8 or more, the balance is composed of Fe and inevitable impurities, and the internal oxidation layer on the surface of the steel material is 2 ⁇ m or less, and the internal oxidation Characterized by having a Ni, Cu, and Mo thickened layer with a thickness of 2 or more on the layer, and the total concentration of these elements is 7.0% by weight or more.
  • Ni ZCu concentration ratio
  • the concentration ratio of Ni ZCu is 0.8 or more, the balance being Fe and unavoidable impurities, and the Ni oxide having a thickness of 2 ⁇ m or more on the internal oxide layer on the steel surface.
  • a rolled steel material excellent in weather resistance and fatigue resistance characterized by having a concentrated layer of Cu, Mo, and Mo, and having a total element concentration of 4.0% by weight or more.
  • Nb 0.005 to 0.10%
  • V 0
  • a rolled steel material excellent in weather resistance and fatigue resistance according to any one of the above (1) to (4), characterized by containing one or more of 0% to 10%. .
  • Nb 0.005 to 0.10%
  • V 0
  • Containing Ni and the concentration ratio of NiZCu is 0.8 or more, and the remaining part is composed of Fe and unavoidable impurities in a temperature range of 110 ° C to 130 ° C.
  • hot rolling is started, rolling is performed so that the cumulative draft of 950 ° C or less becomes 40% or more, hot rolling is completed at 900 ° C or more,
  • the inner oxide layer has a thickness of 2 m or less, and a thick layer of Ni, Cu, and Mo having a thickness of 2 / m or more is provided on the inner oxide layer, and the total concentration of these elements is 7.0% by weight.
  • a method for producing a rolled steel excellent in weatherability and fatigue resistance characterized by the above.
  • Ni / Cu concentration ratio is 0, 8 or more, and the remainder is composed of Fe and unavoidable impurities in a temperature range of 110 ° C to 130 ° C.
  • Rolling is started after reheating, and hot rolling is performed so that the cumulative draft at 950 ° C or less becomes 40% or more, and Ni and C with a thickness of 2 m or more are formed on the internal oxide layer on the steel surface.
  • B 0.03 to 0.03%, which is characterized by containing one or more of the above (8) to (8).
  • a rolled steel material excellent in weather resistance and fatigue resistance according to any one of the above (8) to (9), characterized in that it contains one or more of 0% to 10%. Manufacturing method.
  • Nb 0.005 to 0.10%
  • V 0.01 to 0.20%
  • B 0.0003 to 0.003 0% or any one or more of 0%
  • C a 0.0005 to 0.005 0%
  • Mg 0.00 05 to 0.010 %
  • REM 0.005 to 0.010%
  • Figure 2 (a) is a diagram showing the state of formation of an internal oxide layer in a conventional section steel.
  • FIG. 2B is a diagram showing a state of formation of an internal oxide layer according to the present invention.
  • 3 (a), 3 (b) and 3 (c) show Ni, Cu according to the present invention.
  • FIG. 4 is a diagram showing a state of formation of a concentrated layer of Mo and Mo.
  • Figure 4 shows the effect of Mo and Cr on grain boundary oxidation.
  • Fig. 5 (a) shows the cross-sectional structure of a conventional Cr-free steel.
  • FIG. 5 (b) is a cross-sectional structure diagram of the Cr: 0.20% added steel according to the present invention.
  • FIG. 6 is a diagram showing a row of universal rolling mills used in the present invention.
  • Figure 7 shows the relationship between tensile strength and fatigue limit.
  • Fig. 8 shows the cross-sectional shape of the H-section steel and the sampling position of the mechanical test piece.
  • the present inventors have conducted intensive studies on the mechanism of intergranular oxidation of 400-700MPa class H-section steel and found that trace amounts of Ni, Cu, Mo, etc. added as an internal oxide layer and as a strengthening element It was found that the elements had a significant effect.
  • the internal oxide layer formed on the surface layer of the base iron is a single or composite oxide of Si, Mn, Cr, and Fe, that is, a dealloyed layer in which Fe and particles such as Mn0 and SiO are mixed.
  • FIG. 2 (b) shows the state of formation of the internal oxide layer when the amounts of Si, Mn and Cr (Si: 0.05%, Mn: 0.04%, Cr: 0.01%) according to the present invention were reduced.
  • the internal oxide layer is extremely thin, that is, 2 m or less.
  • the formation of the internal oxide layer is closely related to the seam flaws generated on the inner surface of the flange of the high-strength H-section steel, and these seam flaws act as starting points for corrosion and pitting corrosion, thus reducing the weather resistance. It significantly inhibits. It was also clarified that the seam flaws were formed at the strain concentration portion on the inner surface of the flange due to slab etching, and that the flaws were generated by the breaking.
  • the present inventors proposed the formation of a grain boundary oxide layer on the slab surface due to the addition of a trace element of Cr, which contributes to the suppression of wrinkle formation, its effect, and the effect of grain boundaries The research on the formation suppression of the oxide layer was repeated.
  • the addition of Cr makes it possible to suppress the formation of the grain boundary oxide layer, thereby making it possible to suppress the increase in corrosion and pitting depth.
  • the reduction of grain boundary oxidized filler by suppressing the reduction of corrosion and the increase in pit depth became possible.
  • the amount of dissolved S can be reduced together with the formation of sulfide.
  • the above-mentioned factors for improving the weather resistance are searched from the viewpoint of the manufacturing process, and in the case of a high-strength H-section steel to which Ni, Cu, and Mo are added, N is added on the internal oxide layer. It was found that a concentrated layer of i, Cu, and Mo was formed, and that the amount of the concentrated layer was greatly affected by the temperature of the slab heating. C, preferably at 1300 ° C for 4.5 hours, as shown in Fig.
  • the thickened layer was formed with a thickness of 2 m or more.On the other hand, in the case of the conventional low temperature slab heating of 1100 ° C or less, the thickened layer was not generated. However, even if it is formed, it is found that it is a very thin thickened layer, so that the corrosion and pitting depth are also suppressed, and the resistance due to the effect of increasing the generation speed of stable sales One in which attained is on the propensity.
  • the high-temperature slab heating of 1100 ° C to 1300 ° C, preferably 1300 ° C for 4.5 hours as described above causes the concentration of Ni, Cu, and Mo on the internal oxide layer due to oxidation. Since the layer is formed with a thickness of 2 ⁇ m or more, however, since this fatigue strength has a substantially linear relationship with the yield strength and the tensile strength, the fatigue strength also increases as the yield strength and the tensile strength increase.
  • the present inventors have conducted experiments on various types of Ni and Cu-added steels with remarkable grain boundary oxidation. As shown in Table 1, small amounts of Mo and Cr were added to a 590 MPa class section steel, and the vacuum-melted ingot was cut in half. Heat for 5 hours, observe tissue and CMA,
  • Fig. 5 (a) shows a photograph of the cross-sectional structure of Cr-free (Cr-free) steel.
  • Figure 5 (b) shows cross-sectional micrographs of Cr: 0.20% added steel.
  • Mo tends to promote grain boundary oxidation, as can be seen from FIG.
  • the present inventors have found that Mo: 0.20%, Cr: 0.2%, Mo: 0.1% + Cr
  • Si which causes the above-mentioned fire light generation
  • the internal oxide layer is made extremely thin, and further, the Mn content is reduced, so that pitting corrosion becomes the starting point of weather resistance.
  • Carbon (C) is added in the range of 0.02 to 0.20% in order to secure the yield strength and tensile strength of the base material of the H-section steel of 40 to 70 kgf class.
  • Silicon (Si) is necessary for ensuring the strength of the base metal and pre-deoxidizing the molten steel.
  • adding 0.1% or more forms MnSi0, increasing the internal oxide layer and increasing the grain boundary oxidation. as favored as 2 Si0 less than ing in and the child to strengthen the tendency to form 2 FeO to encourage, and 1% 0.1 the upper limit.
  • Manganese (Mn) is an element necessary for ensuring the strength of the base metal, but it forms an allowable concentration for the toughness and cracking of the base metal and the weld, and MnS, which becomes the starting point of pitting corrosion and significantly reduces the weather resistance.
  • the upper limit Chromium (Cr) is an important element in the present invention, and if its purpose is only to reduce the internal oxide layer, a lower content is desirable. It becomes clear that the grain boundary oxide layer can be suppressed, and if that effect is expected, the addition of Cr is essential.
  • the upper limit is set to 0.5%.
  • the upper limit is set to 0.1% from the viewpoint of suppressing the formation of the internal oxide layer.
  • Aluminum (A1) is a powerful deoxidizing element, and is added with an upper limit of 0.1% to deoxidize, clean steel, precipitate A1N, fix solid solution N, and improve toughness. Is done. However, when Ca, Mg, REM, etc. are added and these fine oxides are actively used, the addition of a large amount of A 1 inhibits the formation of fine oxides such as Ca, Mg, REM. It is better to have as little as possible.
  • Titanium (Ti) precipitates TiN and suppresses the formation of island-like martensite by reducing solid solution N, and the finely precipitated TiN contributes to the refinement of the ⁇ phase. By the action of these Tis, the structure is refined and the strength and toughness are improved. However, an excessive addition of 0.1% or more precipitates TiC and deteriorates the toughness of the base metal and the heat affected zone by the precipitation effect, so the upper limit was set to 0.1%.
  • Ni, Cu, and Mo are both high-strength elements, all of which enhance the strength and toughness of the base material, and are important for forming a concentrated layer of Ni, Cu, and Mo of 2 m or more on the internal oxide layer.
  • Element. The amount of each addition depends on the other strengthening elements. 3.0%, Cu: 0.8-2.0%, Mo: 0.4-0.7% must be added. When Mn: 0.4-2.0%, Cr: 0.1-0.5%, Ni: 0.3-3.0%, Cu: 0.3-1,5%, Mo: 0.4-0.7%, must be added. .
  • Niobium (Nb) and vanadium (V) are added with 0.005 to 0.10% Nb and 0.01 to 0.20% V, respectively, for the purpose of increasing the burntness and increasing the strength.
  • the content exceeds 0.005% in the case of Nb and 0.20% in the case of V, the precipitation amount of Nb carbonitride or V carbonitride increases, and the effect as solid solution Nb or solid solution V
  • the upper limit is set to Nb: 0.10% and V: 0.20% because of saturation, and the lower limits are set to Nb: 0.005% and V: 0.01% from the viewpoint of hardenability and securing the strength of the base metal.
  • Boron (B) is an important element for the hardenability of steel and is added in an amount of 0.0003 to 0.0030%.
  • N Nitrogen (N) forms nitrides and contributes to the crystallization of seven grains, but excess solid solution N deteriorates toughness, so the content of N is 0.001 to 0.010%.
  • Magnesium, Ca, and REM act as starting points for pitting and reduce the weather resistance. To prevent the formation of MnS, they are added to form sulfides of Mg, Ca, and REM, which are more stable at high temperatures, and to fix the material. Things.
  • Magnesium (Mg) reduces the Mg content by alloying, suppresses the deoxidation reaction during addition to molten steel, assures safety during addition and improves the yield of Mg.
  • 0.0005 to 0.010% is added for the purpose of generating fine oxides and finely dispersing them to contribute to the improvement of the strength and toughness of the steel.
  • Both Ca and REM are added in the range of 0.0005 to 0.005% and 0.0005 to 0.010% for the purpose of preventing slab cracking.
  • the reason why the thickness of the concentrated layer of Ni, Cu, and Mo is set to 2 ⁇ m or more is that the weathering effect is small when the thickness of the concentrated layer of Ni, Cu, and Mo is 2 / m or less from the EPMA measurement results. This is because it was confirmed by the salt spray test.
  • An important process in the present invention is to perform high-temperature slab heating at a slab heating temperature of 110 to 130 ° C. This is to form a concentrated layer of Ni, Cu and M0 on the internal oxide layer with a thickness of 2 ⁇ m or more on the internal oxide layer by high-temperature heating oxidation in the high-temperature slab heating described above.
  • the reason why Ni, Cu, and M0 are concentrated more than 2 / m on the internal oxide layer is that the energy of formation of these metal oxides is This is because it is left behind and thickens.
  • the concentrated layer of Ni, Cu, and M0 is approximately
  • the slab heated at a high temperature is subjected to hot rolling.
  • the cumulative draft at 950 ° C. or less is reduced.
  • Hot rolling at a cumulative rolling reduction of 40% or more at 950 ° C or lower is necessary for controlling the rolling temperature and rolling conditions in order to achieve microstructure refinement by recrystallizing austenite. ⁇ It is necessary to apply a reduction of 40% or more in the non-recrystallization temperature range.
  • the cooling of the piece was controlled by selecting the amount of water in the secondary cooling zone below the mold and the removal speed of the piece.
  • the piece obtained in this manner was heated at a high temperature of 1280 ° C, and after being subjected to a rough rolling step, was rolled into an H-beam by a universal rolling mill row shown in FIG.
  • Water cooling between rolling passes is provided with water cooling devices 5a before and after the intermediate universal rolling mill 4, and spray cooling and reverse rolling are repeated on the outer surface of the flange, and accelerated cooling after rolling is performed by the finishing universal rolling mill 6. It was rolled and cooled by water cooling.
  • the outer surface of the flange was spray-cooled by a cooling device 5b installed after rolling, depending on the type of steel.
  • Table 4 shows the mechanical properties of the H-section steel obtained by this rolling.
  • the fatigue characteristics are shown in Fig. 7 as the relationship between tensile strength and fatigue limit.
  • Figure 8 shows the cross-sectional shape of the H-section steel and the sampling position of the mechanical test piece. 8, full La Nji 2, c the center of the plate thickness t 2 of the full La Nji two H-shaped steel 1 having E Bed 3 (1/2 t 2) at full La Nji width total length (B) 1
  • the mechanical properties described above were determined using test specimens taken from No. 4 (1 / 4B). The reason for obtaining the mechanical properties of these parts is that the flange 1/4 F section shows that the average mechanical properties of the H-section steel and can represent the mechanical properties of the H-section steel. is there.
  • the cooling of the piece was controlled by selecting the amount of water in the secondary cooling zone below the mold and the removal speed of the piece.
  • the piece obtained in this manner was heated at a high temperature of 1280 ° C, and after being subjected to a rough rolling step, was rolled into an H-beam by a universal rolling mill row shown in FIG.
  • the rolling and accelerated cooling conditions at this time are shown in Table 6.
  • Table 7 shows the mechanical properties of the H-section steel obtained by this rolling.
  • Fig. 7 shows the fatigue characteristics.
  • Figure 8 shows the cross-sectional shape of the H-section steel and the sampling position of the mechanical test piece.
  • Fig. 8 at the center (1/2 t2) of the thickness 2 of flange 2 at the center (1/2 t2), a specimen taken from 1/4 width (1 / 4B) of the entire flange width (B) is taken.
  • the above-mentioned mechanical properties were determined.
  • the reason for determining the mechanical properties of these parts is that the flange 1 Z 4 F section indicates that the average mechanical properties of the H-section steel can be represented and can represent the mechanical properties of the H-section steel. is there.
  • H-beam dimensions and rolling conditions Invention steel H-beam dimensions Rolled finish Cooling after rolling at 950 or less ⁇ Dish 'or ⁇ ; if * Shell I_L 1 0 0 ⁇ ) ⁇ (T / O
  • the present invention can be applied to a section steel having a flange such as an I-section steel, an angle iron, a channel steel, and an unequal-thickness angle iron.
  • the present invention is applicable to steel structures such as bridges and steel towers installed on seashores and snowmelt salt-use areas where there is a concern about steel corrosion and joint fatigue due to sea salt particle scattering. It is possible to provide a rolled steel material having excellent weather resistance and fatigue resistance characteristics at low cost and with a simple manufacturing method.

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Description

耐候性および耐疲労特性に優れた圧延鋼材およびその製造方法 技術分野
本発明は、 海塩粒子の飛散による鋼の腐食および継手部疲労が懸 念される海浜および融雪塩使用地区に施設される橋梁、 鉄塔などの 鋼構造物部材と して使用される耐候性および耐疲労特性に優れた圧 延鋼材およびその製造方法に関する ものである。 背景技術
橋梁、 鉄塔などの鋼構造物の耐用年数は、 鋼の腐食と疲労によつ て決定されるが、 防食と疲労により著しい長寿命化が可能となる。 しかし、 現状の耐候性鋼と言えども、 塩素濃度の高い海浜近接地域 や融雪塩使用地区では無被服での防食は困難であり、 定期的な塗装 、 メ ツキなどの防食処理を施すこ とが必須となっている。 また、 溶 接継手部などの接合部には長期間の車走行時の振動により金属疲労 が発生し、 大規模な補修作業は必要になつてく るという問題がある 図 1 に日本における炭素鋼および耐候性鋼の大気暴露試験の結果 を示す。 このデータは、 特に腐食の大きい臨海工業地帯における前 記大気暴露試験結果であり、 10年間の長期にわたる試験期間におい て、 大気中の SOx 濃度の上昇に伴い、 その腐食量と しての目安とな る板厚減少量が、 炭素鋼の場合には片面当たりの板厚減少量が 0. 5 mmにまで達しているのに対し、 耐候性鋼においては、 0. 2mm以下と いう優れた結果を示しており、 この種の鋼材のニーズが益々増加し ており、 更なる改善が求められている。 代表的な例と して、 特開平 8 — 134587号公報および特開平 9 ― 1656 47号公報には、 C ： 0. 15 %以下を含有し、 更に Mn、 N i、 Mo等の'強化 元素を添加し N i + 3 Mo≥ 1. 2 %、 或いは N i + Cu + 3 Mo≥ 1. 2 %、 C e q : 0. 5 以下に調整した耐候性に優れた溶接構造用鋼が開示されて いる。 また、 特開平 8 — 277439号公報には、 ラス状フ ヱライ ト とセ メ ンタイ 卜からなる鋼で、 面積率 0. 5 %以上 5 %以下の変態ままの マルテンサイ トを含む金属組織とするこ とで高疲労強度を有する溶 接熱影響部が開示されている。 更に、 特開平 9 249915号公報には 、 Mn, T iおよび Bを適量添加するこ とによって組織を冷却速度に依 存するこ とな く 、 ベイナイ ト単相と し、 またこの組織によつて組織 の強化を図ると共に、 Cuの析出および固溶強化に利用するこ とで、 引っ張り強さを高めて耐疲労性を向上させ、 更に、 未再結晶の低温 域或いは 2相域の温度範囲で圧下率 30 %以上の圧延を施すこ とで疲 労限を上昇させることが開示されている。
しかしながら、 これら先行例のいずれの技術においても塩素濃度 の高い海浜近接地域や融雪塩使用地区では無被服での使用に耐える こ とができず、 依然と して溶接継手部などの接合部には長期間の車 走行時の振動により金属疲労が発生し、 定期的な大規模な補修作業 が必要とされていた。 発明の開示
本発明は、 上記問題を解決すべく なされたもので、 海塩粒子の飛 散による鋼の腐食および継手部疲労が懸念される海浜および融雪塩 使用地区に施設される橋梁、 鉄塔などの鋼構造物部材と して使用さ れる鋼材において、 耐候性および耐疲労特性に優れた圧延鋼材およ びその製造方法を提供するこ とを目的とする ものである。 労が懸念される海浜および融雪塩使用地区に施設される橋梁、 鉄塔 などの鋼構造物部材と して使用される鋼材において、 腐食の起点と して作用する内部酸化物の生成を抑制し、 鋼種によっては粒界酸化 を防止するために、 Crを添加し、 更に NiZCuの濃度比を調整して、 Ni, Cu， Moを添加し、 鋼材表面の内部酸化層の厚み、 内部酸化層上 に形成される Ni， Cu， Moの濃化層の厚み、 これらの元素濃度の総量 を制御するこ とにより耐候性と耐疲労特性に優れた圧延鋼材を開発 する こ とに成功したものである。 すなわち、 本発明は、 1 ) Sし Mn ， Crの添加量を低減するこ とにより内部酸化物の生成を抑制、 すな わち、 腐食や疲労の起点となる内部酸化物を低減する、 2 ) Ni, Cu , Moの添加により表層部に合金濃化層を形成し、 腐食や疲労を抑制 する、 3 ) Cr添加、 Si低減により粒界酸化を抑制し、 応力集中部の 低減、 腐食の起点の低減、 内部酸化層拡大の抑制を図る、 こ とを主 眼とする ものである。 その要旨は次の通りである。
( 1 ) 重量％で、 C : 0. 0 2〜 0. 2 0 %を含有し、 更に微量 N i ， C uおよび M 0を必須元素と して添加した圧延鋼材であって 、 N i / C uの濃度比が 0. 8以上、 鋼材表面の内部酸化層が 2 Z m以下、 前記内部酸化層上に厚さ 2 i m以上の N i ， C u , M oの 濃化層を有するこ とを特徴とする耐候性および耐疲労特性に優れた 圧延鋼材。
( 2 ) 重量％で、 C : 0. 0 2〜 0. 2 0 %， C r ： 0. 1 〜 0
. 5 %を含有し、 更に微量 N i , C uおよび M oを必須元素と して 添加した建築用鋼材であって、 N i /C uの濃度比が 0. 8以上、 鋼材表面の内部酸化層が 2 m以下、 前記内部酸化層上に厚さ 2 i m以上の N i 、 C u、 M oの濃化層を有するこ とを特徴とする耐候 性および耐疲労特性に優れた圧延鋼材。 M n ： ≤ 0 1 %
S i ： ≤ 0 1 %
C r ： ≤ 0 1 %
A 1 ≤ 0 1 %
T i ： ≤ 0 1 %
N i ： 0. 8 ~ 3 0 %、
C u ： 0. 8〜 2 0 %、
M 0 ： 0. 4〜 0 7 %、
N : 0 , 0 0 1 0. 0 1 %、
P ： ≤ 0. 1 %、
S ： ≤ 0. 0 0 6 %、
を含有し、 かつ N i / C uの濃度比が 0. 8以上であり、 残部が F eおよび不可避的不純物からなり、 更に、 鋼材表面の内部酸化層が 2 〃 m以下で、 前記内部酸化層上に厚さ 2 以上の N i ， C u , M oの濃化層を有し、 これらの元素濃度の総量が 7. 0重量％以上 である こ とを特徴とする耐候性および耐疲労特性に優れた圧延鋼材
( 4 ) 重量％で、 C : 0. 0 2〜 0. 2 0 %、
M n ： 0. 4〜 2. 0 % ,
S i ： ≤ 0. 1 %、
C r ： 0. 1 ~ 0. 5 %、
A 1 ： 0. 0 0 1 - 0. 1 0 %
T i ： ≤ 0. 1 %、
N i ： 0. 3〜 3. 0 %、
C u ： 0. 3〜 1 . 5 %、
M 0 ： 0. 1 〜 0. 7 %、 P : ≤ 0. 1 %、
S : ≤ 0. 0 0 6 %,
を含有し、 かつ N i Z C uの濃度比が 0 . 8以上であり、 残部が F eおよび不可避的不純物からなり、 更に、 鋼材表面の内部酸化層上 に厚さ 2 〃 m以上の N i 、 C u、 M oの濃化層を有し、 これらの元 素濃度の総量が 4 . 0 重量％以上であるこ とを特徴とする耐候性お よび耐疲労特性に優れた圧延鋼材。
( 5 ) 重量％で、 更に、 N b : 0. 0 0 5〜 0 . 1 0 %、 V : 0
. 0 1 〜 0. 2 0 %、 B : 0. 0 0 0 3〜 0. 0 0 3 0 %のいずれ か 1 種または 2種以上を含有するこ とを特徴とする上記 （ 1 ) 〜 （ 4 ) のいずれかの項に記載の耐候性および耐疲労特性に優れた圧延 鋼材。
( 6 ) 重量％で、 更に、 C a : 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 5 0 %、 M g ： 0. 0 0 0 5〜 0. 0 1 0 %、 R E M : 0. 0 0 0 5〜 0.
0 1 0 %のいずれか 1 種または 2種以上を含有するこ とを特徴とす る上記 （ 1 ) 〜 （ 4 ) のいずれかの項に記載の耐候性および耐疲労 特性に優れた圧延鋼材。
( 7 ) 重量％で、 更に、 N b : 0. 0 0 5〜 0 . 1 0 %， V : 0
. 0 1 〜 0 . 2 0 %， B ： 0. 0 0 0 3〜 0. 0 0 3 0 %のいずれ か 1 種または 2種以上を含有し、 更に、 C a ： 0. 0 0 0 5〜 0 . 0 0 5 0 %, M g ： 0. 0 0 0 5〜 0. 0 1 0 %， R E M : 0 . 0 0 0 5〜 0. 0 1 0 %のいずれか 1 種または 2種以上を含有するこ とを特徴とする上記 （ 1 ) 〜 （ 4 ) のいずれかの項に記載の耐候性 および耐疲労特性に優れた鋼材。
( 8 ) 重量％で、 C : 0. 0 2〜 0. 2 0 %、
M n ： ≤ 0. 1 %、 C r : ≤ 0. 1 %
A 1 : ≤ 0. 1 %
T i : ≤ 0. 1 %
N i : 0. 8〜 3 0 %、
C u : 0. 8〜 2 0 %、
M o : 0. 4〜 0 7 %、
N : 0. 0 0 1 0. 0 1 %、
P : ≤ 0. 1 %,
S : ≤ 0 . 0 0 6 %、
を含有し、 かつ N i Z C uの濃度比が 0 . 8以上であり、 残部が F eおよび不可避的不純物からなる铸片を 1 1 0 0〜 1 3 0 0 °Cの温 度域に再加熱した後に熱延を開始し、 9 5 0 °C以下の累積圧下率が 4 0 %以上となる圧延を行い、 9 0 0 °C以上で熱延を終了し、 熱延 ままで鋼材表面の内部酸化層が 2 m以下で、 前記内部酸化層上に 厚さ 2 / m以上の N i ， C u， M oの濃化層を有し、 これらの元素 濃度の総量が 7 . 0重量％以上であるこ とを特徴とする耐候性およ び耐疲労特性に優れた圧延鋼材の製造方法。
( 9 ) 重量％で、 C ： 0 . 0 2〜 0. 2 0 %、
M n ： 0. 4〜 2. 0 %
S i ： ≤ 0. 1 %、
C r ： 0. 1 〜 0. 5 %、
A 1 ： 0. 0 0 1 〜 0. 1 0 %、
T i ： ≤ 0. 1 %、
N i ： 0. 3〜 3 . 0 %、
C u ： 0 . 3〜 1 . 5 %、
M 0 ： 0. 1 〜 0. 7 %、 P : ≤ 0. 1 %、
S : ≤ 0. 0 0 6 %.
を含有し、 かつ N i / C uの濃度比が 0 , 8以上であり、 残部が F eおよび不可避的不純物からなる铸片を 1 1 0 0 〜 1 3 0 0 °Cの温 度域に再加熱した後に圧延を開始し、 9 5 0 °C以下での累積圧下率 が 4 0 %以上となる熱延を行い、 鋼材表面の内部酸化層上に厚さ 2 m以上の N i 、 C u、 M oの濃化層を有し、 これらの元素濃度の 総量が 4 . 0 重量％以上であるこ とを特徴とする耐候性および耐疲 労特性に優れた圧延鋼材の製造方法。
(10) 重量％で、 更に、 N b : 0 . 0 0 5 〜 0. 1 0 %、 V : 0
. 0 1 〜 0. 2 0 %、 B : 0. 0 0 0 3 - 0 . 0 0 3 0 %のいずれ か 1 種または 2種以上を含有するこ とを特徴とする上記 （ 8 ) 〜 （
9 ) のいずれかの項に記載の耐候性および耐疲労特性に優れた圧延 鋼材の製造方法。
(11) 重量％で、 更に、 C a ： 0. 0 0 0 5 〜 0. 0 0 5 0
M g ： 0. 0 0 0 5 〜 0. 0 1 0 %、 R E M : 0. 0 0 0 5 〜 0 ,
0 1 0 %のいずれか 1 種または 2種以上を含有する こ とを特徴とす る上記 （ 8 ) 〜 （ 9 ) のいずれかの項に記載の耐候性および耐疲労 特性に優れた圧延鋼材の製造方法。
(12) 重量％で、 更に N b : 0. 0 0 5 〜 0. 1 0 %， V : 0 . 0 1 〜 0 . 2 0 %, B ： 0. 0 0 0 3 〜 0 . 0 0 3 0 %のいずれか 1 種または 2種以上を含有し、 更に、 C a ： 0. 0 0 0 5 〜 0. 0 0 5 0 %, M g ： 0. 0 0 0 5 〜 0. 0 1 0 %, R E M : 0 . 0 0 0 5〜 0 . 0 1 0 %のいずれか 1 種または 2種以上を含有する こ と を特徴とする上記 （ 8 ) 〜 （ 9 ) のいずれかの項に記載の耐候性お よび耐疲労特性に優れた圧延鋼材の製造方法。 図 1 は、 日本における炭素鋼および耐候性鋼の大気暴露試験の結 果を示す図。
図 2 ( a ) は、 従来の形鋼における内部酸化層の生成状態を示す 図。
図 2 ( b ) は本発明による内部酸化層の生成状態を示す図。
図 3 ( a ) 、 図 3 ( b ) および図 3 ( c ) は本発明による Ni, Cu
, Moの濃化層の生成状態を示す図。
図 4 は、 粒界酸化に及ぼす Mo， Crの影響を示す図。
図 5 ( a ) は、 従来の Crフ リ ー鋼の断面組織図。
図 5 ( b ) は、 本発明による Cr： 0.20%添加鋼の断面組織図。 図 6 は、 本発明において使用されるユニバーサル圧延装置列を示 す図。
図 7 は、 引張強さ と疲労限の関係を示す図。
図 8 は、 H形鋼の断面形状および機械試験片の採取位置を示す図
発明を実施するための最良の形態
本発明者らは、 400〜 700MPa級の H形鋼の粒界酸化のメ 力ニズム を鋭意研究を重ねた結果、 内部酸化層と強化元素と して添加される Ni, Cu, Mo等の微量元素が大き く 影響しているこ とが判明 した。 す なわち、 地鉄表層部に形成される内部酸化層は、 Si， Mn, Cr, Feの 単独および複合した酸化物、 すなわち、 Feと Mn0， SiO等の粒子とが 混合した脱合金層で形成されているこ とが分かり、 これらの元素が 空気中の酸素と結合してフ アイャライ ト （ 2 Si02FeO)を生成し、 こ れが腐食の起点となって粒界酸化が発生するこ と、 また、 Mnの存在 により MnSが生成して孔食の起点となって耐候性を著し く 阻害する そこで、 耐候性を向上させるための種々の要因を検討し、 前述の 内部酸化層の生成を抑制するためには、 鉄（FeO) より酸化し易い Si ， Mn, Crのそれぞれの量を低減させるこ とによって腐食に起点と し て作用する内部酸化層の生成を著し く抑制する こ とができる。 図 2
( a ) に通常の高張力 H形鋼に含有される Si, Mn, Crの量 （Si ： 0. 35%、 Mn ： 1.3 %、 Cr ： 0.3 % ) を低減させない場合の内部酸化層 の生成状態を示した。 一方、 図 2 ( b ) には本発明による Si, Mn, Crの量 （Si ： 0.05%、 Mn： 0.04%, Cr ： 0.01%) を低減した場合の 内部酸化層の生成状態を示した。 図 2 ( b ) から明らかなよう に、 Si, Mn, Crの量を低減した本発明鋼においては内部酸化層が 2 m 以下と厚みが極端に薄く なつている こ とがわかる。 更に、 本発明に おいては前述したように、 Mnの量も低減しているために、 孔食の起 点となり耐候性を著し く 阻害する MnSの生成が少ないために、 耐孔 食性および耐候性に優れた高張力 H形鋼が得られる。
また、 内部酸化層の生成は、 高張力 H形鋼のフラ ンジ内面に発生 する シーム疵と密接な関係があり、 このシーム疵が腐食、 孔食の起 点と して作用 し、 耐候性を著し く 阻害する ものである。 そ して、 こ のシ一ム疵が、 スラブエツ ジングによるフラ ンジ内面歪集中部での 皺の形成と、 この折れ込みにより発生するこ と も解明できた。 本発 明者らは、 このシーム疵発生防止対策と して、 皺の形成抑制に寄与 する Crの微量元素添加によるスラブ表面での粒界酸化層の生成とそ の影響、 そ して粒界酸化層の生成抑制について研究を重ねた。
そ して、 前記粒界酸化層の生成が Crを添加するこ とによって、 こ れを抑制するこ とが可能になり、 腐食および孔食深さ拡大抑制が可 能になり、 更に、 Si量を低減するこ とによって粒界酸化フ アイャラ ィ 卜の生成抑制により腐食および孔食深さ拡大抑制も可能となった また、 本発明においては含有 S量の低減に加え、 Ca， Mg， REMを添 加するこ とで硫化物生成により固溶 S量も併せて低減可能になる も のである。
更に、 本発明においては、 前述の耐候性向上の要因を製造プロセ スの観点から探索し、 N i， Cu, Moが添加された高張力 H形鋼の場合 には、 内部酸化層上に N i， Cu, Moの濃化層が形成され、 その濃化層 形成量がスラブ加熱温度の高低に非常に左右されるこ とを知見し、 特に、 スラブ加熱が 1 100° (：〜 1300°C、 好ま し く は 1300°Cで 4. 5時間 、 という高温で行われる場合には図 3 ( a ) ， ( b ) ， ( c ) に示 すように、 前述の N i， Cu, Moの濃化層が 2 m以上の厚みで形成さ れている こ と も知見した。 一方、 従来のような 1 100 °C以下という低 温スラブ加熱の場合では、 前記濃化層は、 生成されないか、 生成し ても極めて薄い濃化層であることが分かり、 このために、 腐食およ び孔食深さ も抑制され、 安定銷の生成速度上昇効果による耐候性向 上が図れる ものである。
一方、 耐疲労強度という観点からみると、 前述したよう に、 鉄（F e0) より酸化し易い S i， Mn, C rのそれぞれの量を低減させるこ とに よって腐食を起点と して作用する内部酸化層の生成を著し く抑制す るこ とにより、 内部酸化層の生成に伴う軟化層 · 粒界酸化層による 疲労強度低下を防止することができる。 なお、 前記粒界酸化層はノ ツチ効果による応力集中を生じ、 同様に疲労強度低下させる原因と もなつている。 また、 S i量を低減させるこ とによって、 粒界酸化フ アイャライ ト層の生成抑制作用から疲労強度を上昇させるこ とがで きる。 更に、 前述したような 1100°C〜 1300°C、 好ま し く は 1300°Cで 4. 5時間、 という高温スラブ加熱により、 酸化による内部酸化層上 への N i , Cu, Moの濃化層が 2 〃 m以上の厚みで形成されるため、 表 、 この疲労強度は、 降伏強度および引張強度とほぼ直線的な関係に あるため、 降伏強度および引張強度の上昇に伴い疲労強度も上昇す ることになる。
本発明者らは、 粒界酸化の顕著な N i， Cu添加鋼について様々 な鋼 種を用いて実験を行った。 590MPa級の形鋼に、 表 1 に示すよう に微 量 Mo， C rを添加し、 真空溶製したイ ンゴッ トを半分に切断し、 再加 熱炉で 1300°C内の温度で約 4. 5時間加熱し、 組織観察および CMA、
S EM解析によって、 これらの添加元素による粒界酸化挙動に及ぼす 影響を調査した。
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々の合金添加量と粒界酸化の粒界総長との関係を示す。 （試料表面 での断面長さ 60mm中に存在する粒界酸化部の長さの合計。 ） また、 図 5 ( a ) に Crフ リ 一 （ Cr無添加） 鋼の断面組織写真を、 また、 図 5 ( b ) に Cr ： 0.20%添加鋼の断面組織写真をそれぞれ示した。 こ の両者の断面組織写真から分かるように、 Cr ： 0.1〜0.5 %添加に よって粒界酸化が顕著に抑制されているこ とが明らかである。 一方 、 Moは、 図 4 からも分かるよう に粒界酸化を促進する傾向がある。 更に、 本発明者らは、 Mo ： 0.20%、 Cr ： 0.2 %、 Mo ： 0.1 % + Cr
: 0.1 %をそれぞれ添加した鋼について CMA解析を行ったと ころ、 Moはスケール中に酸化物と して分散しているのに対し、 Crは内部酸 化層内に Cr酸化物と して分散しているこ とが判明 した。 この傾向は 、 Moと Crを複合添加した場合においては極めて顕著になり、 Moはス ケ一ル中と内部酸化層の表面とに、 Crは内部酸化層中にのみ存在す るこ と も分かった。 更に、 Cr ： 0.20%添加鋼の CMA解析した同一部 位についての、 Crと 〔0〕 の複合濃度分布を調査した結果、 〔0〕 の閾値レベルを下げていく と、 Cr酸化物の分布領域がスケール Z内 部酸化層界面付近から内部の方に拡がっており、 Cr酸化物中の OZ Cr比が低減する傾向が認められるこ と も分かった。 更に、 上記の鋼 と同一試料の内部酸化層の深さ方向中央部について SEM解析を行つ たところ、 Mo ： 0.20%鋼の粒界酸化層の先端部では、 フ アイャライ ト （ 2 FeO · Si02) と推定される S iと 0が検出され、 内部酸化層中 の酸化物粒子からは Siと〇に加え、 Mnが検出された。 一方、 Cr ： 0. 20%添加鋼では、 内部酸化層中の酸化物粒子には Siと 0に加えて Cr も検出された。
そこで、 耐候性を向上させるための種々の要因を検討し、 前述の Cr添加による粒界酸化層の生成を抑制する機構が以下の要因に起因 ① 酸素は、 表面から ァ粒界をパスに内方拡散するが、 Crは Feよ り酸化し易いために直ちに Cr酸化物を生成するため、 粒界酸化層を 形成しない。
② Cr 203と、 FeOとは容易に FeO · Cr 203スピネルを生成し、 このスピネルには、 多量の陽イオン空孔を要すると考えられ、 この 陽イオン空孔を介して拡散する Crおよび Feイオンと 7粒界を経て内 方拡散してく る酸素とが化合し、 酸化物を形成するために、 酸素の 粒界拡散が阻害される。
③ FeO ' Cr 203スピネルを生成するこ とにより、 低融点のフ ァ ィャライ 卜の生成が抑制され、 粒界酸化層を形成しない。
このよう に、 本発明においては、 上述のフ アイャライ ト生成の原 因となる Siを極力低減させ、 内部酸化層を極端に薄く し、 更に、 Mn 量の低減により、 孔食の起点となり耐候性を著し く 阻害する MnSの 生成を少な く するこ とで、 耐孔食性および耐候性に優れた高張力 H 形鋼が得られる。
次に、 本発明による耐候性および耐疲労特性に優れた圧延鋼材の 合金成分範囲とその製造方法について詳細に説明する。
炭素 （ C ) は、 40 〜70kgf 級の H形鋼の母材の降伏強度および 引張強度を確保するために、 0.02〜 0.20 %の範囲で添加する。
珪素 （Si) は、 母材の強度確保、 溶鋼の予備脱酸などに必要であ るが、 0. 1%以上の添加は、 MnSi · 0を形成し、 内部酸化層増加、 および粒界酸化を促す 2 Si02FeO を形成する傾向を強める こ とにな るので少ない程好ま しく 、 上限を 0. 1%とする。
マンガン （Mn) は、 母材の強度確保に必要な元素であるが、 母材 および溶接部の靱性および割れ性に対する許容濃度、 および MnSを 生成し、 孔食の起点となり耐候性を著し く 阻害するため、 その上限 ク ロム （Cr) は、 本発明においては重要な元素であり、 内部酸化 層を低減させることのみを目的とすれば、 その含有量は低い方が望 ま しいが、 一方、 Crの微量添加により粒界酸化層が抑制できる事実 が明らかとなり、 その効果を期待する場合には Cr添加が必須となる 。 Crは、 FeO · Cr 203スピネルを生成するこ とにより、 低融点のフ アイャライ 卜の生成を抑制して粒界酸化層を形成しないために、 少 な く と も 0. 1%以上は必要であるが 0.5%を超える過剰な添加は、 Cr · 0となって内部酸化層を形成して腐食の起点となるため、 その 上限を 0.5%とする。 また、 粒界酸化抑制効果を期待しない場合は 、 内部酸化層生成抑制の観点から上限を 0. 1%とする。
アルミ ニウム （A1) は、 強力な脱酸元素であり、 脱酸と鋼の清浄 化および A1Nを析出させ固溶 Nを固定し、 靱性を向上させるために 0. 1%を上限と して添加される。 しかし、 Ca， Mg， REM等を添加し、 これらの微細酸化物を積極的に利用する場合には、 多量の A 1量添加 では Ca， Mg， REM等の微細酸化物形成を阻害するために、 できるだけ 少ない方が好ま しい。
チタ ン （Ti) は、 TiNを析出 し、 固溶 Nを低減する こ とにより島 状マルテンサイ 卜の生成を抑制し、 微細析出 した TiNは ァ相の微細 化に寄与する。 これらの Tiの作用により組織を微細化し強度 · 靱性 を向上させる。 しかし、 0. 1%以上の過剰な添加は、 TiCを析出 し 、 その析出効果により母材および溶接熱影響部の靱性を劣化させる ので上限を 0. 1%と した。
次に、 本発明では Ni， Cu， Moの添加が必須となる。 これらの元素 は共に高強度化元素と して、 いずれも母材の強度、 靱性を高め、 し かも内部酸化層上に 2 m以上の Ni， Cu, Moを濃化層を形成する重 要な元素である。 それぞれの添加量は他の高強度化元素によ り変わ 3.0 %, Cu： 0.8〜2.0 %, Mo : 0.4~0.7 %の範囲で添加する必 要がある。 また、 Mn： 0.4〜2.0 %, Cr： 0.1〜0.5 %の場合には 、 Ni ： 0.3〜3.0 %, Cu： 0.3〜1, 5 %, Mo : 0.4〜0.7 %の範囲 で添加する必要がある。
ニオブ （Nb) およびバナジウム （V) は、 焼き人性を上昇させ、 強度を增加させる目的から、 Nb： 0.005 〜0.10%、 V ： 0.01-0.20 %がそれぞれ添加される。 しかし、 Nbの場合には 0.005 %、 Vの場 合には 0.20%を超える と Nb炭窒化物或いは V炭窒化物の析出量が増 加し、 固溶 Nb或いは固溶 Vと しての効果が飽和するため Nb： 0.10% 、 V ： 0.20%を上限と し、 また、 焼き入れ性、 母材の強度確保の点 からは下限を Nb : 0.005%, V ： 0.01%と した。
ボロ ン （B) は、 鋼材の焼き入れ性に重要な元素であり、 0.0003 〜0.0030 %添加される。
窒素 （N) は、 窒化物を形成し、 7粒の結晶化に寄与するが、 過 剰な固溶 Nは靱性を劣化させるので Nの含有量は 0.001〜0.010 % 添加される。
マグネシゥム、 Ca、 REMは孔食の起点となり耐候性を低下させる MnSの生成を防止する目的で、 より高温安定性の高い Mg， Ca， REM の硫化物を形成させィォゥを固定するために添加する ものである。 マグネ シウ ム （Mg) は、 合金化により Mg含有濃度を低減し、 溶鋼へ の添加時の脱酸反応を抑制し、 添加時の安全確保と Mgの歩留ま りを 向上させ、 更に MgOの微細酸化物を生成させ、 これらを微細分散さ せるこ とにより鋼の強度および靱性向上に寄与させる目的で 0.0005 〜0.010 %添加する。 また、 Ca、 REMは、 いずれもスラブ割れ防止 の目的からそれぞれ 0.0005〜0.005 % 0.0005〜0.010 %の範囲で 添加される。 よる表面割れを防止するためである。 この割れは、 1100°C以上の高 温加熱により内部酸化層上に Cuが濃縮し、 溶融 がァ粒界に侵入し Cu溶融割れを生じる。 この防止には、 1100°C以下の低温加熱をする 力、、 Ni/Cu≥ 0.8の Ni添加し高融点化する こ とにより防止できる。 鋼材表面の内部酸化層の厚さを 2 /z m以下とする理由は、 実際に 、 20 / m厚さの内部酸化層存在はおよそ 20倍の 200 z m深さまで表 面軟化層を形成させる。 内部酸化層厚さ 2 mでは表面軟化層深さ 20〃 mとなり疲労および腐食の防止には限界の厚さである こ とから 内部酸化層 2 fi m以下と した。
Ni, Cu, Moの濃化層の厚さを 2 〃 m以上とする理由は、 EPMAでの 測定結果から、 Ni， Cu, Mo濃化層厚さが 2 / m以下では耐候性効果 が小さいこ とが塩水噴霧試験により確認されたためである。
また、 Ni， Cu, Moの元素濃度の総量を 7.0重量％以上、 また、 Cr を添加した場合の Ni， Cu, Moの元素濃度の総量を 4.0重量％以上と する理由は、 1250°Cの加熱実験によると、 内部酸化層上への Cu， Ni の濃化度は、 およそ 5〜 10倍であり、 Moは 2〜 5倍であったからで あり、 この程度の濃度以下では目標の耐候性 ， 疲労特性が達成でき ないためである。
次に、 本発明における製造方法について説明する。
本発明において重要なプロセスは、 スラブ加熱温度を 1 1 0 0〜 1 3 0 0 °Cの高温スラブ加熱を行う必要がある。 これは、 前述の高 温スラブ加熱において、 高温加熱酸化により内部酸化層上への N i ， C u , M 0の濃化層を 2 〃 m以上の厚さで形成させる ものである 高温加熱酸化において、 内部酸化層上へ N i ， C u , M 0が 2 / m以上濃化する理由は、 これら金属の酸化物の生成エネルギーは鉄 に取り残され濃化するためである。
1 2 5 0 °C加熱結果では、 N i， C u， M 0の濃化層が、 およそ
3 0 / m厚さほど形成される。 これが圧延により延伸され、 延伸比 に対応しほぼ比例して薄く なる。 すなわち、 厚さ力く 1 / 1 0 になつ た場合は、 ほぼその厚さは 3 / mとなる。
更に、 前述のように、 高温で加熱されたスラブは熱間圧延に付さ れるが、 この熱間圧延においては、 9 5 0 °C以下での累積圧下率が
4 0 %以上となる圧延を行う必要がある。
9 5 0 °C以下での累積圧下率が 4 0 %以上で熱延するのは、 圧延 温度と圧下条件を制御する制御圧延により組織微細化を達成するに は、 ォ一ステナイ トの再結晶 · 未再結晶温度域において、 4 0 %以 上の圧下を加える必要があるためである。
<実施例 1 〉
試作 H形鋼と して、 表 2 に示す本発明鋼と比較鋼についての化学 成分値を有する鋼を転炉溶製し、 合金を添加後、 予備脱酸処理を行 い、 溶鋼の酸素濃度を調整後、 次いで C a， M g合金、 R E Mを添 加し、 連続铸造により 2 5 0〜 3 0 O m m厚铸片に铸造した。
铸片の冷却はモール ド下方の二次冷却帯の水量と铸片の引き抜き 速度の選択により制御した。 このよう にして得た铸片を 1 280 °Cの高 温で加熱し、 粗圧延工程を経て図 6 に示すユニバーサル圧延装置列 で H形鋼に圧延した。 圧延パス間水冷は中間ユニバーサル圧延機 4 の前後に水冷装置 5 aを設け、 フラ ンジ外側面のスプレー冷却と リ バース圧延の繰り返しにより行い、 圧延後の加速冷却は仕上げュニ バーサル圧延機 6 で圧延し、 水冷により冷却した。 また、 必要によ り鋼種によっては、 圧延終了後にその後面に設置した冷却装置 5 b でフラ ンジ外側面をスプレー冷却した。 この時の圧延 · 加速冷却条 この圧延で得られた H形鋼の機械的特性を表 4 に示した。 特に疲 労特性については図 7 に引張強さ と疲労限の関係と して示した'とお りである。 図 8 に H形鋼の断面形状および機械試験片の採取位置を 示した。 図 8 において、 フ ラ ンジ 2 、 ウ ェブ 3 を有する H形鋼 1 の フ ラ ンジ 2 の板厚 t 2 の中心部 （ 1 / 2 t 2 ) でフ ラ ンジ幅全長 （ B ) の 1 ノ 4 ( 1 / 4 B ) から採取した試験片を用い前述の機械的 特性を求めた。 これらの部位について機械的特性を求めた理由は、 フ ラ ンジ 1 / 4 F部は H形鋼の平均的な機械的特性を示し、 H形鋼 の機械的特性を代表できると判断したものである。
このよ う に、 本発明による鋼組成と製造方法の両者の条件が全て 満足された時に表 4 および図 7 に示される H形鋼、 すなわち、 本発 明鋼 A〜 Dのように、 耐候性、 耐疲労性能にすぐれた、 高い耐久性 を有する圧延形鋼の生産が可能になる。
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r- H形鋼の寸法および圧延条件 発明鋼 H形鋼寸法 圧延仕上げ 950以下での 圧延後冷却 温度 (°C) 累積圧下率 (%) 速度 (°C/s)
A 900x300x18x34 905 43 空冷
B 900x300x18x34 900 44 4
C 900x300x18x34 870 49 5
D 900x300x18x34 855 51 5
E 900x300x18x34 935 35 空冷
F 900x300x18x34 905 43 空冷
G 900x300x18x34 905 42 5
表 4 本発明鋼の機械試験特性、 耐候性および表面性状
Figure imgf000024_0001
* JIS Z 0304 に定められた大気暴露試験方法に準じ求めた。 試験は千葉県君津市の海浜地区で実施した。 試験片は地上 1 mの位置で水平から 4 5 ° 傾け、 南に面し設置し、 5年間暴露試験した。
試作 H形鋼と して、 表 5 に示す本発明鋼と比較鋼についての化学 成分値を有する鋼を転炉溶製し、 合金を添加後、 予備脱酸処理を行 い、 溶鋼の酸素濃度を調整後、 C a, Mg合金、 R EMを添加し、 連続铸 造により 250〜300 mm厚铸片に铸造した。
铸片の冷却はモール ド下方の二次冷却帯の水量と铸片の引き抜き 速度の選択により制御した。 このよう にして得た铸片を 1 280 °Cの高 温で加熱し、 粗圧延工程を経て図 6 に示すユニバーサル圧延装置列 で H形鋼に圧延した。 この時の圧延 · 加速冷却条件を表 6 に示した o
この圧延で得られた H形鋼の機械的特性を表 7 に示した。
また、 疲労特性を図 7 に示した。 図 8 に H形鋼の断面形状および 機械試験片の採取位置を示した。 図 8 において、 フ ラ ン ジ 2 の板厚 t 2 の中心部 （ 1 / 2 t 2 ) でフ ラ ンジ幅全長 （ B ) の 1 / 4 幅 （ 1 / 4 B ) から採取した試験片を用い前述の機械的特性を求めた。 これらの部位について機械的特性を求めた理由は、 フ ラ ンジ 1 Z 4 F部は H形鋼の平均的な機械的特性を示し、 H形鋼の機械的特性を 代表できると判断したものである。
Figure imgf000026_0001
H形鋼の寸法および圧延条件 発明鋼 H形鋼寸法 圧延仕上げ 950以下での 圧延後冷却 ί皿'又 、 しノ ； if* 貝 I_L 1 チ 0ノ 谏)^ (T /O
A λ ϋ'-ί qi ς 41 ン A
R u
c q00x300 18x,¾4 «75 48 4
D 900x300x18x34 860 50 6 比較鋼
E 900x300x18x34 935 36 空冷
F 900x300x18x34 910 41 空冷
G 900x300x18x34 905 43 5
表 7 本発明鋼の機械試験特性、 耐候性および表面性状
Figure imgf000028_0001
* J IS Z 0304に定められた大気暴露試験方法に準じ求めた。 試験は千葉県君津市の海浜地区で実施した c 試験片は地上 1 mの位置で水平から 45° 傾け、 南に面し設置し、 5年間暴露試験した。
らず I 形鋼、 山形鋼、 溝形鋼、 不等辺不等厚山形鋼等のフ ラ ンジを 有する形鋼にも適用できるこ とは勿論である。 産業上の利用可能性
以上述べたよう に、 本発明は、 海塩粒子の飛散による鋼の腐食お よび継手部疲労が懸念される海浜および融雪塩使用地区に施設され る橋梁、 鉄塔などの鋼構造物部材と して使用される耐候性および耐 疲労特性に優れた圧延鋼材を低コ ス トで、 しかも簡易な製造方法で 提供できるこ とが可能になる。

Claims

1. 重量％で、 C : 0. 0 2〜 0. 2 0 %を含有し、 更に微量 N i ， C uおよび M 0を必須元素と して添加した圧延鋼材であって、 N i / C uの濃度比が 0. 8以上、 鋼材表面の内部酸化層が 2 m 以下、 前記内部酸化層上に厚さ 2 m以上の N i , C u , M oの濃 化層を有するこ とを特徴とする耐候性および耐疲労特性に優れた圧 延鋼材。
2. 重量％で、 C : 0. 0 2〜 0 , 2 0 %， C r ： 0. 1 〜 0. 5 %を含有し、 更に微量 N i ， C uおよび M oを必須元素と して添 加した建築用鋼材であって、 N i / C uの濃度比が 0. 8以上、 鋼 材表面の内部酸化層が 2 m以下、 前記内部酸化層上に厚さ 2 m 以上の N i 、 C u、 M oの濃化層を有する こ とを特徴とする耐候性 および耐疲労特性に優れた圧延鋼材。
3. 重量％で、 C ： 0. 0 2〜 0. 2 0 %、
M n ： ≤ 0. 1 %、
S i ： ≤ 0. 1
C r ≤ 0. 1 %
A 1 ≤ 0. 1 %
T i ≤ 0. 1 %
N i 0. 8 0 %、
C u 0. 8〜 2 0 %、
M o 0. 4〜 0 7 %、
N 0. 0 0 1 0. 0 1 %、
P ≤ 0. 1 %、
s ≤ 0. 0 0 6 %
を含有し、 かつ N C uの濃度比が 0. 8以上であり ;[5が F 2 z m以下で、 前記内部酸化層上に厚さ 2 m以上の N i C u M oの濃化層を有し、 これらの元素濃度の総量が 7 0重量％以上 であるこ とを特徴とする耐候性および耐疲労特性に優れた圧延鋼材
4. %で、 C 0. 0 2 0. 2 0 %
M n 0. 4 2. 0 %
S i ≤ 0. 1 %
C r 0. 0 , 5 %
A 1 0. 0 0 1 0 , 1 0 %
T i ≤ 0. 1 %
N i 0. 3 3. 0 %
C u 0. 3 1 . 5 %
M 0 0. 1 0. 7 %
N 0. 0 0 0. 0 1 0 %
P ≤ 0. 1
S ≤ 0. 0 0 6 %
を含有し、 かつ N i / C uの濃度比が 0 8以上であり、 残部が F eおよび不可避的不純物からなり、 更に 鋼材表面の内部酸化層上 に厚さ 以上の N i C u M oの濃化層を有し、 これらの元 素濃度の総量が 4. 0重量％以上であるこ とを特徴とする耐候性お よび耐疲労特性に優れた圧延鋼材。
5. 重量％で、 更に、 N b : 0. 0 0 5 0. 1 0 % V : 0 . 0 1 0. 2 0 % B : 0. 0 0 0 3 0 . 0 0 3 0 %のいずれか 1 種または 2種以上を含有するこ とを特徴とする上記 （ 1 ) （ 4 ) のいずれかの項に記載の耐候性および耐疲労特性に優れた圧延鋼 材。 g ： 0. 0 0 0 5〜 0. 0 1 0 %、 R E M : 0 . 0 0 0 5〜 0 . 0 1 0 %のいずれか 1 種または 2種以上を含有するこ とを特徴とする 上記 （ 1 ) 〜 （ 4 ) のいずれかの項に記載の耐候性および耐疲労特 性に優れた圧延鋼材。
7. 重量％で、 更に、 N b : 0. 0 0 5〜 0 , 1 0 %， V : 0 . 0 1 〜 0. 2 0 %， B ： 0. 0 0 0 3〜 0. 0 0 3 0 %のいずれか 1 種または 2種以上を含有し、 更に、 C a ： 0 , 0 0 0 5〜 0. 0 0 5 0 %, M g ： 0. 0 0 0 5〜 0. 0 1 0 %, R E M : 0 0 0 0 5〜 0. 0 1 0 %のいずれか 1 種または 2種以上を含有する こ と を特徴とする上記 （ 1 ) ~ ( 4 ) のいずれかの項に記載の耐候性お よび耐疲労特性に優れた鋼材。
8. 重量％で、 C 0. 0 2〜 0. 2 0 %、
M n ≤ 0. 1 %、
S i ≤ 0 , 1 %、
C r ≤ 0 . 1 %、
A 1 ≤ 0. 1 %、
T i ≤ 0. 1 %、
N i 0. 8 - 3 0 %、
C u 0. 8〜 2 0 %、
M o 0. 4〜 0 7 %、
N 0. 0 0 1 0. 0 1 %
P ≤ 0. 1 %、
s ≤ 0. 0 0 6 %、
を含有し、 かつ N i / C uの濃度比が 0. 8以上であり、 残部が F eおよび不可避的不純物からなる铸片を 1 1 0 0〜 1 3 0 0 °Cの温 度域に再加熱した後に熱延を開始し、 9 5 0 °C以下の累積圧下率が ままで鋼材表面の内部酸化層が 2 i m以下で、 前記内部酸化層上に 厚さ 2 〃 m以上の N i C u M oの濃化層を有し、 これらの元素 濃度の総量が 7 . 0重量％以上であるこ とを特徵とする耐候性およ び耐疲労特性に優れた圧延鋼材の製造方法。
%で、 C 0. 0 2 . 2 0 %
M n 0. 4 2 0 %
S i ≤ 0. 1 %
C r 0. 1 0 5 %
A 1 0. 0 0 1 0. 1 0 %
T i ≤ 0. 1 %
N i 0. 3 3 0 %、
C u 0. 3 1 5 %
M o 0 0 7 %
N 0. 0 0 1 0. 0 1 0 %
P ≤ 0. 1 %
s ≤ 0. 0 0 6 %
を含有し、 かつ N i Z C uの濃度比が 0 . 8以上であり、 残部が F eおよび不可避的不純物からなる铸片を 1 1 0 0 1 3 0 0 °Cの温 度域に再加熱した後に圧延を開始し、 9 5 0 °C以下での累積圧下率 が 4 0 %以上となる熱延を行い、 鋼材表面の内部酸化層上に厚さ 2 〃 111以上の ^ 1 C u M oの濃化層を有し、 これらの元素濃度の 総量が 4. 0重量％以上であるこ とを特徴とする耐候性および耐疲 労特性に優れた圧延鋼材の製造方法。
10..重量％で、 更に、 N b : 0. 0 0 5 0. 1 0 % V : 0 . 0 1 0. 2 0 % B : 0. 0 0 0 3 0. 0 0 3 0 %のいずれか 1 種または 2種以上を含有するこ とを特徴とする上記 （ 8 ) （ 9 材の製造方法。
11. 重量％で、 更に、 C a : 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 5 0 %、 M g ： 0. 0 0 0 5〜 0. 0 1 0 %、 R E M : 0. 0 0 0 5〜 0 0 1 0 %のいずれか 1種または 2種以上を含有する こ とを特徴とする 上記 （ 8 ) 〜 （ 9 ) のいずれかの項に記載の耐候性および耐疲労特 性に優れた圧延鋼材の製造方法。
12. 重量％で、 更に N b : 0. 0 0 5〜 0. 1 0 %, V : 0. 0 1 ~ 0. 2 0 %, B ： 0. 0 0 0 3〜 0 , 0 0 3 0 %のいずれ力、 1 種または 2種以上を含有し、 更に、 C a ： 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 5 0 %, M g ： 0. 0 0 0 5〜 0. 0 1 0 %， R E M : 0. 0 0 0 5〜 0. 0 1 0 %のいずれか 1種または 2種以上を含有する こ とを 特徴とする上記 （ 8 ) 〜 （ 9 ) のいずれかの項に記載の耐候性およ び耐疲労特性に優れた圧延鋼材の製造方法。
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