H型鋼及其制造方法
【專利摘要】本發(fā)明的H型鋼具有特定的成分組成，以每單位面積的個(gè)數(shù)密度計(jì)含有100～5000個(gè)/mm2的以當(dāng)量圓直徑計(jì)為0.005～2.0μm的氧化物粒子，上述氧化物粒子的組成包含Ca、Al、O，上述氧化物粒子中以除了上述O以外的質(zhì)量比計(jì)，上述Ca為5％以上，上述Al為5％以上，上述Ca與上述Al的總計(jì)為50％以上，上述翼緣的板厚為100～150mm，上述翼緣的強(qiáng)度評(píng)價(jià)位置處的金屬組織中的貝氏體分率為80％以上，上述翼緣的韌性評(píng)價(jià)位置處的金屬組織中的平均舊奧氏體粒徑為200μm以下。
【專利說(shuō)明】H型鋼及其制造方法

【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001] 本發(fā)明涉及一種用于建筑結(jié)構(gòu)物的結(jié)構(gòu)構(gòu)件等的韌性優(yōu)異的高強(qiáng)度極厚H型鋼 及其制造方法。
[0002] 本申請(qǐng)基于2012年11月26日在日本申請(qǐng)的特愿2012-257892號(hào)主張優(yōu)先權(quán)，在 此援引其內(nèi)容。

【背景技術(shù)】
[0003] 對(duì)于建筑結(jié)構(gòu)物、特別是超高層化了的建筑物而言，一直希望可使用壁厚為IOOmm 以上的H型鋼（以下稱作極厚H型鋼）。通常來(lái)說(shuō)，鋼鐵材料存在強(qiáng)度越大或者制品的厚度 越大則韌性越低的傾向。因此，高強(qiáng)度且厚的鋼材難以確保韌性。
[0004] 另外，與鋼板等相比，H型鋼的形狀是特異的。H型鋼優(yōu)選以萬(wàn)能軋制來(lái)制造，但 在萬(wàn)能軋制中軋制條件（溫度、壓下率）受到限制。因此，特別是在極厚H型鋼的制造中， 腹板（web)、翼緣（flange)、圓角（fillet)的各部位會(huì)在乳制中的溫度過程（temperature history)、壓下率、加速冷卻時(shí)的冷卻速度上產(chǎn)生大的差異。其結(jié)果是，在極厚H型鋼的截 面內(nèi)，根據(jù)位置的不同，強(qiáng)度、延展性、韌性上產(chǎn)生大的差異。
[0005] 特別是，在將通過連續(xù)鑄造而得到的鑄坯進(jìn)行熱軋來(lái)制造極厚H型鋼時(shí)，難以通 過晶粒的微細(xì)化來(lái)確保韌性。這是因?yàn)椋瑯O厚H型鋼的軋制比通常的厚鋼板的軋制要更為 耗時(shí)，乳制結(jié)束時(shí)的內(nèi)部的溫度與表層的溫度相比更容易變得非常高。
[0006] 以往，對(duì)于提高H型鋼的韌性，例如專利文獻(xiàn)1提出了通過使Ti系氧化物分散于 鋼中而生成晶粒內(nèi)鐵素體來(lái)使晶粒微細(xì)化的方法。另外，例如專利文獻(xiàn)2?4提出了除了 通過Ti氧化物和TiN的微細(xì)分散以外還通過溫度受控軋制和加速冷卻來(lái)制造高強(qiáng)度且韌 性優(yōu)異的軋制型鋼的方法。
[0007] 另外，例如專利文獻(xiàn)5?7提出了使氧化物分散并通過分散了的氧化物的釘扎效 應(yīng)將組織微細(xì)化來(lái)使韌性提高的方法。專利文獻(xiàn)5是利用包含Mg的微細(xì)的氧化物來(lái)使極 厚H型鋼的初性提尚的技術(shù)；專利文獻(xiàn)6和7是利用Ti氧化物來(lái)使極厚H型鋼的初性提尚 的技術(shù)。
[0008] 現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)
[0009] 專利文獻(xiàn)
[0010] 專利文獻(xiàn)1 :日本特開平5-263182號(hào)公報(bào)
[0011] 專利文獻(xiàn)2 :日本特開平10-147835號(hào)公報(bào)
[0012] 專利文獻(xiàn)3 :日本特開2000-54060號(hào)公報(bào)
[0013] 專利文獻(xiàn)4 :日本特開2001-3136號(hào)公報(bào)
[0014] 專利文獻(xiàn)5 :日本特開2000-328174號(hào)公報(bào)
[0015] 專利文獻(xiàn)6 :國(guó)際公開2010-013358號(hào)小冊(cè)子
[0016] 專利文獻(xiàn)7 :國(guó)際公開2011-065479號(hào)小冊(cè)子


【發(fā)明內(nèi)容】

[0017] 發(fā)明所要解決的問題
[0018] 為了確保鋼材的表面附近的強(qiáng)度，需要在表面附近達(dá)到相變開始溫度（Ar3A )之 前結(jié)束軋制，接著開始水冷，由此使得貝氏體等低溫相變組織生成。但是，在制造翼緣厚為 IOOmm以上的極厚H型鋼的情況下，存在軋制過程中表面與內(nèi)部的溫度差變大的傾向。本發(fā) 明的
【發(fā)明者】們利用計(jì)算機(jī)模擬進(jìn)行了研宄，結(jié)果發(fā)現(xiàn)：例如，在制造翼緣厚為125_的H型 鋼時(shí)，表面與內(nèi)部的溫度差會(huì)達(dá)到200°C以上。
[0019] 所以，就極厚H型鋼而言，若在鋼材表面達(dá)到鐵素體相變開始溫度（Ar3A)之前結(jié) 束軋制，則鋼材內(nèi)部的溫度有時(shí)為1100°c以上，有可能會(huì)導(dǎo)致奧氏體晶粒的粗大化。因此， 若從極厚H型鋼的內(nèi)部采取試樣，則韌性有時(shí)會(huì)明顯降低。
[0020] 此外，在熱軋后進(jìn)行水冷的情況下，難以提高鋼材內(nèi)部的冷卻速度。因此，在鋼材 內(nèi)部，難以將組織微細(xì)化。
[0021] 本發(fā)明是鑒于上述實(shí)際情況而完成的，其目的在于：提供韌性優(yōu)異的高強(qiáng)度極厚 H型鋼及其制造方法。此外，本發(fā)明的H型鋼不是將鋼板焊接（welding)而形成的組合H型 鋼，而是通過熱軋、特別是通過萬(wàn)能軋制而成型的不需要淬火、回火等調(diào)質(zhì)處理的非調(diào)質(zhì)的 軋制H型鋼。
[0022] 此外，在本發(fā)明中，高強(qiáng)度是指抗拉強(qiáng)度為550MPa以上。
[0023] 用于解決問題的手段
[0024] 為了提高H型鋼的韌性，優(yōu)選通過將奧氏體晶粒微細(xì)化并且使其含有合金元素來(lái) 提高淬透性，從而抑制晶界鐵素體的生成，制成貝氏體主體的組織。本發(fā)明的
【發(fā)明者】們?yōu)榱?確保極厚H型鋼的韌性，對(duì)熱軋中奧氏體粒徑的微細(xì)化所需的氧化物粒子的種類、尺寸及 密度和水冷時(shí)為了使組織微細(xì)化所需的化學(xué)組成進(jìn)行了詳細(xì)研宄。
[0025] 其結(jié)果是，發(fā)現(xiàn)：若使鋼中生成包含Al和Ca的氧化物而通過這些氧化物的釘扎 效應(yīng)將奧氏體的粒徑設(shè)定為200 μm以下，則能夠大幅度提尚翼緣厚為IOOmm以上的極厚H 型鋼的韌性。此外，還發(fā)現(xiàn)：通過除了降低奧氏體粒徑以外還適當(dāng)?shù)乜刂芐i、Mn、V、Ni等成 分，高強(qiáng)度極厚H型鋼的韌性進(jìn)一步提高，從而完成了本發(fā)明。
[0026] 本發(fā)明的要旨如下所述。
[0027] (I) S卩，本發(fā)明的一個(gè)方案的H型鋼具備翼緣和腹板；上述H型鋼的化學(xué)組成以質(zhì) 量％計(jì)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%，剩余部分為Fe和雜質(zhì)，由下述式（a)求出的碳當(dāng)量Ceq為0.35? 0. 50%;以每單位面積的個(gè)數(shù)密度計(jì)含有100?5000個(gè)/mm2的以當(dāng)量圓直徑計(jì)為0. 005? 2. 0 μπι的氧化物粒子，上述氧化物粒子的組成包含Ca、Al、0,上述氧化物粒子中以除了上 述O以外的質(zhì)量比計(jì)，上述Ca為5%以上，上述Al為5%以上，上述Ca與上述Al的總計(jì)為 50%以上；上述翼緣的板厚為100?150mm ;上述翼緣的強(qiáng)度評(píng)價(jià)位置處的金屬組織中的貝 氏體分率為80%以上，上述強(qiáng)度評(píng)價(jià)位置是上述翼緣的在長(zhǎng)度方向上距表面為1/6的位置 且上述翼緣的在厚度方向上距表面為1/4的位置；上述翼緣的韌性評(píng)價(jià)位置處的金屬組織 中的平均舊奧氏體粒徑為200 μ m以下，上述韌性評(píng)價(jià)位置是上述翼緣的在上述長(zhǎng)度方向 上距上述表面為1/2的位置且上述翼緣的在上述厚度方向上距上述表面為3/4的位置。
[0028] Ceq = C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15 式（a)
[0029] 這里，式中的^11、0^〇、￥、附、(：11為各元素的以質(zhì)量％計(jì)的含量，不含時(shí)設(shè)定為 0〇
[0030] ⑵根據(jù)上述⑴所述的H型鋼，其中，在上述化學(xué)組成中，以質(zhì)量％計(jì)，Cr可以為 0· 01 ?0· 50%，Cu 可以為 0· 01 ?（λ 50%，M〇 可以為 0· 001 ?0· 20%，Nb 可以為 0· 001 ? 0· 05%〇
[0031] (3)根據(jù)上述⑴或⑵所述的H型鋼，其中，上述強(qiáng)度評(píng)價(jià)位置處的屈服強(qiáng)度或 〇.2%屈服應(yīng)力可以為45010^以上，抗拉強(qiáng)度可以為55010^以上，21°0下的夏氏吸收能可 以為100J以上。
[0032] (4)根據(jù)上述⑴?⑶中任一項(xiàng)所述的H型鋼，其中，上述夾雜物粒子還可以含 有Ti。
[0033] (5)根據(jù)上述（1)?⑷中任一項(xiàng)所述的H型鋼，其可以通過萬(wàn)能軋制來(lái)制造。
[0034] (6)本發(fā)明的一個(gè)方案的H型鋼的制造方法包括下述工序：精煉工序，在該工 序中，將進(jìn)行脫氧處理之前的鋼水的氧量調(diào)節(jié)為90ppm以下，在上述鋼水中依次添加 Ti、 Al、Ca，然后對(duì)上述鋼水的成分組成進(jìn)行調(diào)節(jié)，以使化學(xué)組成以質(zhì)量％計(jì)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%， 剩余部分為Fe和雜質(zhì)，由下述式（a)求出的碳當(dāng)量Ceq為0.35?0.50% ;鑄造工序，在 該工序中，對(duì)上述精煉工序中所得到的上述鋼水進(jìn)行鑄造來(lái)得到鋼坯；加熱工序，在該工序 中，將上述鑄造工序中所得到的上述鋼坯加熱到1100?1350°C ;熱軋工序，在該工序中，以 使軋制結(jié)束溫度以表面溫度計(jì)達(dá)到800°C以上的方式對(duì)加熱后的上述鋼坯進(jìn)行熱軋來(lái)得到 H型鋼；以及水冷工序，在該工序中，對(duì)上述H型鋼進(jìn)行水冷，以使上述H型鋼的表面溫度在 停止水冷后回?zé)嶂?00?700°C的溫度范圍內(nèi)。
[0035] Ceq = C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15 式（a)
[0036] 這里，式中的C、Mn、Cr、Mo、V、Ni、Cu為各元素的以質(zhì)量％計(jì)的含量，不含時(shí)設(shè)定為 0〇
[0037] (7)根據(jù)上述（6)所述的H型鋼的制造方法，其中，在上述化學(xué)組成中，以質(zhì)量％ 計(jì)，Cr可以為0· 01?0· 50%，Cu可以為0· 01?(λ 50%，M〇可以為0· 001?0· 20%，Nb可 以為 0· 001 ?0· 05%
[0038] 發(fā)明效果
[0039] 根據(jù)本發(fā)明的上述方案，能夠得到翼緣厚為100?150mm、屈服強(qiáng)度或0. 2%屈服 應(yīng)力為450MPa以上、抗拉強(qiáng)度為550MPa以上、21°C下的夏氏吸收能為100J以上那樣的韌 性優(yōu)異的高強(qiáng)度極厚H型鋼。本發(fā)明的H型鋼（韌性優(yōu)異的高強(qiáng)度極厚H型鋼）可以在不 需要含有大量的合金且不用進(jìn)行制鋼負(fù)荷大的極低碳化的情況下來(lái)制造。因此，能夠降低 制造成本、縮短工期，從而實(shí)現(xiàn)大幅度的成本削減。所以，能夠在不損害經(jīng)濟(jì)性的情況下提 高大型建造物的可靠性等，產(chǎn)業(yè)上的貢獻(xiàn)是極為顯著的。

【專利附圖】

【附圖說(shuō)明】
[0040] 圖1是對(duì)在本實(shí)施方式的H型鋼中采取試驗(yàn)片的位置進(jìn)行說(shuō)明的圖。
[0041] 圖2是表示本實(shí)施方式的H型鋼的制造裝置的一個(gè)例子的圖。

【具體實(shí)施方式】
[0042] 本發(fā)明的
【發(fā)明者】們發(fā)現(xiàn)：即使對(duì)翼緣厚為IOOmm以上的極厚H型鋼，脫氧時(shí)添加 Ti、Al和Ca以使至少包含Ca、Al、O的氧化物微細(xì)地分散在鋼中以及將碳當(dāng)量Ceq設(shè)定為 適當(dāng)?shù)姆秶鷮?duì)于確保良好的韌性也是有效的。
[0043] 另外，本發(fā)明的
【發(fā)明者】們還發(fā)現(xiàn)：若在將這樣的成分組成的鋼進(jìn)行熱軋后通過水 冷實(shí)施加速冷卻來(lái)制造極厚H型鋼，則從奧氏體晶界相變的鐵素體的生成得到抑制，由此 極厚H型鋼的金屬組織中的貝氏體的面積分率變?yōu)?0%以上，從而能夠在不損害韌性的情 況下確保足夠的強(qiáng)度。
[0044] 以下，對(duì)本發(fā)明的一個(gè)實(shí)施方式的H型鋼（以下有時(shí)稱為本實(shí)施方式的H型鋼） 及其制造方法進(jìn)行說(shuō)明。首先，對(duì)于本實(shí)施方式的H型鋼的成分范圍的限定理由進(jìn)行陳述。 這里，與成分元素有關(guān)的" ％ "是指質(zhì)量％。
[0045] C :0.05 ?0.16%
[0046] C是對(duì)鋼的強(qiáng)化有效的元素，為了得到該效果，將C含量的下限設(shè)定為0. 05%。C 含量的優(yōu)選下限為0.08%。而若C含量超過0.16%，則生成碳化物，韌性降低。因此，將C 含量的上限設(shè)定為0. 16%。為了進(jìn)一步提高韌性，優(yōu)選將C含量的上限設(shè)定為0. 13%。
[0047] Si :0· 01 ?0· 50%
[0048] Si是脫氧元素，還有助于強(qiáng)度的提高。為了得到這些效果，將Si含量的下限設(shè)定 為0.01%。而若Si含量過剩，則會(huì)助長(zhǎng)馬氏體-奧氏體混合物（以下稱為MA)的生成。該 MA會(huì)使韌性劣化，因此將Si含量的上限設(shè)定為0.50%。為了進(jìn)一步提高韌性，Si含量的 上限優(yōu)選為〇. 30 %，更優(yōu)選為0. 20 %。
[0049] Mn :0· 80 ?2. 00%
[0050] Mn提高淬透性并生成貝氏體，而且抑制從舊奧氏體晶界的鐵素體生成，從而有助 于強(qiáng)度和韌性的提高。為了得到這些效果，將Mn含量的下限設(shè)定為0.80%。為了提高強(qiáng) 度，優(yōu)選將Mn量的下限設(shè)定為1. 10%，更優(yōu)選設(shè)定為1. 20%。而若Mn含量超過2. 00%，則 會(huì)損害鋼材的韌性、斷裂性等，因此將Mn含量的上限設(shè)定為2. 00%。Mn含量的優(yōu)選上限為 1.80%，更優(yōu)選的上限為1.60%。
[0051] Ni :0. 05 ?0. 50%
[0052] Ni是用于提高鋼材的強(qiáng)度和韌性的極其有效的元素。為了得到這些效果，將Ni含 量的下限設(shè)定為0.05%。為了進(jìn)一步提高韌性，Ni含量的下限優(yōu)選為0.10%。而若Ni含 量超過0. 50%，則會(huì)導(dǎo)致合金成本的上升，因此將Ni含量的上限設(shè)定為0. 50%。優(yōu)選將Ni 含量的上限設(shè)定為0.30%。
[0053] V :0.01 ?0.20%
[0054] V是有助于提高淬透性、還會(huì)生成碳氮化物、也有助于組織的微細(xì)化和析出強(qiáng)化 (沉淀硬化）的元素。為了得到這些效果，將V含量的下限設(shè)定為0.01 %。優(yōu)選的V含量的 下限為0. 05%。但是，若過剩地含有V，則有時(shí)會(huì)因析出物的粗大化而使鋼材的韌性劣化。 因此，將V含量的上限設(shè)定為0. 20 %。優(yōu)選將V含量的上限設(shè)定為0. 08 %。
[0055] Al :0· 005 ?0· 100%
[0056] Al是用于形成通過釘扎效應(yīng)將奧氏體細(xì)?；难趸锪Ｗ拥闹匾?。為了得 到該效果，將Al含量的下限設(shè)定為0.005%。優(yōu)選將Al含量的下限設(shè)定為0.010%。而若 Al含量變得過剩，則會(huì)生成粗大的氧化物。因此，將Al含量的上限設(shè)定為0.100%。優(yōu)選 將Al量的上限設(shè)定為0. 060%，更優(yōu)選設(shè)定為0. 040%。
[0057] Ti :0. 005 ?0. 030%
[0058] Ti與Al同樣是用于形成通過釘扎效應(yīng)將奧氏體細(xì)?；难趸锪Ｗ铀璧脑?素。為了得到該效果，將Ti含量的下限設(shè)定為0.005%。Ti含量的優(yōu)選下限為0.010%。 而若Ti含量超過0. 030%，則會(huì)在鋼中生成粗大的TiN，損害韌性。因此，將Ti含量的上限 設(shè)定為0.030%。另外，為了抑制TiC的析出，抑制因析出強(qiáng)化而引起的韌性降低，優(yōu)選將 Ti量的上限設(shè)定為0.020%。
[0059] N :0· 0010 ?0· 0200%
[0060] N是形成TiN、VN的重要元素，是有助于組織的細(xì)?；⑽龀鰪?qiáng)化的元素。為了得 到這些效果，將N含量的下限設(shè)定為0. 0010%。但是，若N含量變得過剩，則鋼材的韌性降 低，而且成為鑄造時(shí)的表面斷裂、制得的鋼材中應(yīng)變時(shí)效等的材質(zhì)不良的原因。因此，將N 含量的上限設(shè)定為0. 0200%。優(yōu)選將N含量的上限設(shè)定為0. 0100%。
[0061] O :0· 0001 ?0· 0100%
[0062] O是與Ti、Al、Ca形成氧化物的元素，在本實(shí)施方式中，其是為了通過釘扎效應(yīng)實(shí) 現(xiàn)奧氏體的細(xì)粒化所需的元素。為了得到該效果，將〇含量的下限設(shè)定為0.0001%。優(yōu)選 將O量的下限設(shè)定為〇. 0005%。但是，若O含量過剩，則由于固溶O的影響、氧化物粒子的 粗大化會(huì)導(dǎo)致韌性降低。因此，將O含量的上限設(shè)定為0.0100%。優(yōu)選將O含量的上限設(shè) 定為 0· 0050%。
[0063] Ca :0· 0003 ?0· 0040 %
[0064] Ca是與Ti、Al -起形成復(fù)合氧化物的元素，在本實(shí)施方式中，其是通過釘扎效應(yīng) 實(shí)現(xiàn)奧氏體的細(xì)?；璧脑?。為了得到該效果，將Ca含量的下限設(shè)定為0.0003%。優(yōu) 選將Ca含量的下限設(shè)定為0. 0005%，更優(yōu)選設(shè)定為0. 0010%。但是，若Ca含量過剩，則氧 化物粒子就會(huì)粗大化，韌性降低。因此，將Ca含量的上限設(shè)定為0.0040 %。優(yōu)選將Ca量的 上限設(shè)定為0.0030%。
[0065] 本實(shí)施方式的H型鋼以含有上述元素為基礎(chǔ)，但作為雜質(zhì)，只要在不損害特性的 范圍也可以包含除了述以外的元素。雜質(zhì)是指從礦石或廢鐵等原材料、制造環(huán)境混入的物 質(zhì)。
[0066] 例如，P、S為雜質(zhì)，不可避免地包含在鋼中。在本實(shí)施方式中，不特別限定它們的 含量，但P、S會(huì)成為因凝固偏析而引起的焊接斷裂、韌性降低的原因，因此優(yōu)選減少。優(yōu)選 將P含量?jī)?yōu)選限制為〇. 03%以下，更優(yōu)選限制為0. 01 %以下。另外，優(yōu)選將S含量?jī)?yōu)選限 制為0.02%以下。
[0067] 進(jìn)而，為了提高淬透性，也可以按照以下所示的范圍含有Cr、Cu、Mo、Nb中的一種 或兩種以上。此外，Cr、Cu、Mo、Nb為任選元素，并不一定必須含有。因此，這些元素的下限 均為0%。
[0068] Cr :0.50 % 以下
[0069] Cr是提高淬透性而有助于強(qiáng)度上升的元素。為了得到淬透性的提高效果，優(yōu)選將 Cr含量設(shè)定為0. 01 %以上，更優(yōu)選設(shè)定為0. 10%以上。而若Cr含量超過0. 50%，則會(huì)助 長(zhǎng)MA的生成，或者Cr碳化物粗大化，從而有時(shí)韌性會(huì)降低。因此，即使在含有Cr的情況下， 也優(yōu)選將Cr含量的上限限制為0. 50%。更優(yōu)選將Cr含量的上限設(shè)定為0. 30%。
[0070] Cu :0.50 % 以下
[0071] Cu是提高淬透性、通過析出強(qiáng)化而有助于鋼材的強(qiáng)化的元素。為了得到這些效果， 優(yōu)選將Cu含量設(shè)定為0.01 %以上，更優(yōu)選設(shè)定為0. 10%以上。但是，若Cu含量過剩，則會(huì) 助長(zhǎng)M的生成，或者強(qiáng)度變得過剩，從而有時(shí)低溫韌性會(huì)降低。因此，即使在含有Cu的情 況下，也優(yōu)選將Cu含量的上限設(shè)定為0. 50%。更優(yōu)選將Cu含量的上限設(shè)定為0. 30%，進(jìn) 一步優(yōu)選設(shè)定為〇. 20 %。
[0072] Mo :0.20 % 以下
[0073] Mo是固溶于鋼中而提高淬透性的元素，有助于強(qiáng)度的提高。為了得到該效果，優(yōu)選 將Mo含量設(shè)定為0. 001 %以上。更優(yōu)選將Mo含量設(shè)定為0. 01 %以上，進(jìn)一步優(yōu)選設(shè)定為 0.03%以上。但是，若Mo含量超過0.20%，則會(huì)助長(zhǎng)MA的生成，從而有時(shí)使韌性降低。因 此，即使在含有Mo的情況下，也優(yōu)選將Mo含量的上限設(shè)定為0. 20%。為了防止韌性的降 低，更優(yōu)選將Mo含量的上限設(shè)定為0. 10%。
[0074] Nb :0.05% 以下
[0075] Nb與Mo同樣是提高淬透性的元素。為了得到該效果，優(yōu)選將Nb含量設(shè)定為 0. 001 %以上，更優(yōu)選設(shè)定為0. 005%以上，進(jìn)一步優(yōu)選設(shè)定為0. 010%以上。但是，若Nb含 量過剩，則有時(shí)韌性會(huì)降低，因此即使在含有Nb的情況下，也優(yōu)選將Nb含量的上限設(shè)定為 0.05%。更優(yōu)選的Nb含量的上限為0.03%。
[0076] 在本實(shí)施方式中，為了在將各元素控制在上述范圍的基礎(chǔ)上提高淬透性而使貝氏 體生成，將下述式（1)所示的碳當(dāng)量Ceq設(shè)定為0.35?0.50%。若Ceq低于0.35%，則貝 氏體的生成不充分，強(qiáng)度和韌性降低。因此，將Ceq的下限設(shè)定為0.35%。Ceq的下限優(yōu)選 為0.38%，更優(yōu)選為0.40%。而若Ceq超過0.50%，則強(qiáng)度變得過高，從而韌性降低。因 此，將Ceq的上限設(shè)定為0. 50%。Ceq的上限優(yōu)選為0. 45%，更優(yōu)選為0. 43%。
[0077] Ceq是淬透性的指標(biāo)（碳當(dāng)量），由公知的下式（1)求出。這里，C、Mn、Cr、Mo、V、 Ni、Cu是鋼中的各元素的以單位質(zhì)量％計(jì)的含量，不含的元素設(shè)定為0。
[0078] Ceq = C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15 式（I)
[0079] 下面，對(duì)本實(shí)施方式的H型鋼的顯微組織（金屬組織）進(jìn)行說(shuō)明。通常來(lái)說(shuō)，在極 厚H型鋼的情況下，由于表面附近的精軋溫度變低，而且水冷時(shí)的冷卻速度大，所以?shī)W氏體 晶粒變得微細(xì)。而由于內(nèi)部的精軋溫度變高，而且水冷時(shí)的冷卻速度小，所以?shī)W氏體晶粒變 得粗大。
[0080] 在本實(shí)施方式中，在據(jù)認(rèn)為可以得到平均的組織的部位，采取在強(qiáng)度的評(píng)價(jià)中使 用的試樣，對(duì)強(qiáng)度進(jìn)行評(píng)價(jià)，并且進(jìn)行顯微組織的觀察以及貝氏體的面積率的測(cè)定（強(qiáng)度 評(píng)價(jià)位置）。如圖1所示，強(qiáng)度評(píng)價(jià)位置7是翼緣的在長(zhǎng)度方向上距表面（H型鋼的端面） 為翼緣長(zhǎng)度的1/6的位置且翼緣的在厚度方向上距表面為翼緣的板厚的1/4的位置。各組 織能夠通過利用光學(xué)顯微鏡的觀察來(lái)判別。顯微組織中的面積率是按照下述方法來(lái)算出 的：使用以200倍拍攝的光學(xué)顯微鏡得到的組織照片，并將測(cè)定點(diǎn)配置成一邊為50 μ m的格 子狀，在300個(gè)測(cè)定點(diǎn)處判別組織，由此作為各組織的粒子數(shù)量的比例來(lái)算出。
[0081] 貝氏體有助于強(qiáng)度的上升和組織的微細(xì)化。為了確保強(qiáng)度，在強(qiáng)度評(píng)價(jià)位置，需要 鋼材組織（金屬組織）包含面積分率為80%以上的貝氏體。此外，剩余部分為鐵素體、珠光 體、MA中的一種或兩種以上。貝氏體面積分率的增加有助于強(qiáng)度的提高，因此貝氏體面積 分率的上限沒有特別規(guī)定，可以為100%。貝氏體面積分率的上限優(yōu)選為97%以下。
[0082] 另外，在本實(shí)施方式的H型鋼中，在板厚中心附近，由于精軋溫度高，所以?shī)W氏體 晶粒粗大，而且由于水冷時(shí)的冷卻速度小，所以晶界鐵素體容易粗大化。因此，在本實(shí)施方 式中，從韌性最為降低的部位采取試樣來(lái)評(píng)價(jià)韌性，在相同部位觀察顯微組織，對(duì)奧氏體的 粒徑進(jìn)行評(píng)價(jià)（韌性評(píng)價(jià)位置）。如圖1所示，韌性評(píng)價(jià)位置8是翼緣的在長(zhǎng)度方向上距 表面為翼緣長(zhǎng)度的1/2的位置且在厚度方向上距表面為翼緣板厚的3/4的位置。冷卻后的 奧氏體粒徑（舊奧氏體粒徑）能夠通過如下方法進(jìn)行測(cè)定：對(duì)于1000 μ mX 1000 μ m以上的 視場(chǎng)拍攝光學(xué)顯微鏡照片或EBSP圖像，對(duì)其中所含的舊奧氏體的數(shù)量進(jìn)行計(jì)數(shù)（邊界數(shù)作 〇. 5個(gè)），算出每一舊奧氏體粒徑的面積，在此基礎(chǔ)上，換算成相同面積的圓的直徑。
[0083] 本發(fā)明的
【發(fā)明者】們觀察韌性評(píng)價(jià)位置處的顯微組織，對(duì)舊奧氏體的粒徑進(jìn)行了評(píng) 價(jià)。其結(jié)果是，發(fā)現(xiàn)：為了提高韌性，需要將舊奧氏體粒徑控制在平均為200 μπι以下。而且， 本發(fā)明的
【發(fā)明者】們發(fā)現(xiàn)：若使Al-Ca系氧化物（其中，在Ti通過Al、Ca的添加沒有全部被 還原的情況下，有時(shí)會(huì)成為Ti-Al-Ca系氧化物）以規(guī)定的尺寸和規(guī)定的個(gè)數(shù)密度微細(xì)分散 在鋼中，則即使在高溫下結(jié)束熱軋，也能夠使平均舊奧氏體粒徑為200 μπι以下。雖然優(yōu)選 舊奧氏體粒徑小，但從制造上的觀點(diǎn)考慮，不優(yōu)選設(shè)定為低于100 μπι。
[0084] 此外，在使用連續(xù)鑄造板坯進(jìn)行H型鋼的制造的情況下，評(píng)價(jià)韌性的部位相當(dāng)于 板坯的中心。因此，為了進(jìn)一步抑制韌性的降低，優(yōu)選減輕板坯的中心偏析。中心偏析能夠 在連續(xù)鑄造時(shí)的輕壓下或通過均質(zhì)化熱處理等來(lái)減輕。
[0085] 在本實(shí)施方式中，需要使至少包含Al和Ca的氧化物預(yù)先微細(xì)地分散在軋制前的 鋼坯中。根據(jù)本發(fā)明的
【發(fā)明者】們的研宄可知：若以當(dāng)量圓直徑計(jì)為0.005?2.0 μπι的包含 Al、Ca的氧化物粒子存在100個(gè)/mm2以上，則通過由釘扎效應(yīng)和軋制得到的再結(jié)晶的效果， 能夠使奧氏體粒徑為200 μ m以下。而若氧化物粒子超過5000個(gè)/mm2,則有時(shí)會(huì)促進(jìn)破壞的 發(fā)生和龜裂的傳播而損害韌性。優(yōu)選氧化物粒子的個(gè)數(shù)密度為3000個(gè)/mm 2以下。氧化物 粒子的個(gè)數(shù)密度是從制得的H型鋼中制作抽取副本，將其用電子顯微鏡觀察而算出的。氧 化物的組成使用附屬于電子顯微鏡的能量色散型X射線分光分析裝置（EDS)進(jìn)行測(cè)定。
[0086] 本發(fā)明的
【發(fā)明者】們得到的如下見解：當(dāng)上述的包含Al、Ca的氧化物粒子包含Ca、 A1、0,除了 O以外的元素以質(zhì)量比計(jì)分別含有Ca :5%以上、Al :5%以上，Ca與Al的總計(jì)為 50%以上時(shí)，有助于奧氏體粒徑的微細(xì)化。在以本實(shí)施方式的制造方法制造 H型鋼時(shí)，除了 O以外的Ca和Al的含量的上限通常為95%。Al的含量?jī)?yōu)選為90%以下，更優(yōu)選為85%以 下。Ca的含量?jī)?yōu)選為90%以下，更優(yōu)選為85%以下。另外，除了 O以外的Ca與Al的總計(jì) 量?jī)?yōu)選為99%以下。
[0087] 在本實(shí)施方式中，假定了以最高溫度為1350°C、最長(zhǎng)時(shí)間為5小時(shí)對(duì)鋼還進(jìn)行加 熱。本發(fā)明的
【發(fā)明者】們確認(rèn)出：若氧化物為上述的組成，則即使在這樣的條件下對(duì)鋼坯進(jìn)行 加熱，也不會(huì)發(fā)生上述氧化物的析出密度的降低，不會(huì)失去奧氏體晶粒的釘扎效應(yīng)。另外， 本發(fā)明的
【發(fā)明者】們還確認(rèn)出：若這樣的氧化物粒子的尺寸為2. O μπι以下，則不會(huì)成為極厚 H型鋼的脆性破壞的起點(diǎn)。
[0088] 本實(shí)施方式的H型鋼的翼緣的板厚為100?150_。這是因?yàn)椋缬糜诟邔咏ㄖ?結(jié)構(gòu)物的H型鋼要求板厚為IOOmm以上的強(qiáng)度構(gòu)件。另一方面，若翼緣的板厚超過150_， 則無(wú)法獲得充分的冷卻速度，所以難以確保韌性，因此將其上限設(shè)定為150_。H型鋼的腹 板的板厚沒有特別規(guī)定，優(yōu)選為50?150mm。
[0089] 假定以熱軋來(lái)制造 H型鋼的情況，優(yōu)選將翼緣與腹板的板厚比（翼緣厚/腹板厚） 設(shè)定為〇. 5?2. 0。若翼緣與腹板的板厚比超過2. 0,則腹板有時(shí)會(huì)變形為波浪狀的形狀。 另一方面，在翼緣與腹板的板厚比低于0. 5的情況下，翼緣有時(shí)會(huì)變形為波浪狀的形狀。
[0090] 機(jī)械特性的目標(biāo)值是：常溫的屈服強(qiáng)度或0. 2%屈服應(yīng)力為450MPa以上，抗拉強(qiáng) 度為550MPa以上。在通過以下所示的本實(shí)施方式的H型鋼的優(yōu)選制造方法來(lái)制造 H型鋼 的情況下，常溫的屈服強(qiáng)度或〇. 2%屈服應(yīng)力通常為520MPa以下，抗拉強(qiáng)度通常為740MPa 以下。另外，21°C下的夏氏吸收能為100J以上。若強(qiáng)度過高，則有時(shí)會(huì)損害韌性，因此優(yōu)選 常溫的屈服強(qiáng)度或0. 2%屈服應(yīng)力為500MPa以下、抗拉強(qiáng)度為680MPa以下。21°C下的夏氏 吸收能優(yōu)選為150J以上。
[0091] 下面，對(duì)本實(shí)施方式的H型鋼的優(yōu)選的制造方法進(jìn)行說(shuō)明。
[0092] 為了將氧化物的組成、個(gè)數(shù)以及大小控制為規(guī)定的條件，制鋼工序中的脫氧方法 很重要。本實(shí)施方式中，作為脫氧方法，將鋼水中的氧量（鋼水氧量）調(diào)節(jié)為90ppm以下， 在此基礎(chǔ)上添加 Ti進(jìn)行脫氧，然后添加 Al。接著，添加 Ca。若上述的鋼水氧量超過90ppm， 則會(huì)生成很多超過2. 0 μ m的粗大的夾雜物，韌性劣化。因此，將Ti添加前的鋼水氧量設(shè)定 為90ppm以下。若Ca添加后Al含量相對(duì)于規(guī)定的成分值不足，則要添加不足部分的Al，進(jìn) 行調(diào)節(jié)以使最終成分成為規(guī)定的成分值（精煉工序）。當(dāng)Ti、Al、Ca的添加順序不為上述 順序時(shí)，氧化物的尺寸會(huì)粗大化且個(gè)數(shù)減少，故而不優(yōu)選。
[0093] 在制鋼工序中，在調(diào)節(jié)鋼水的化學(xué)組成之后進(jìn)行鑄造，得到鋼坯（鑄造工序）。從 生產(chǎn)率的觀點(diǎn)考慮，鑄造優(yōu)選連續(xù)鑄造，但也可以為與所制造的H型鋼相近形狀的異型坯。 從生產(chǎn)率的觀點(diǎn)考慮，鋼坯的厚度優(yōu)選設(shè)定為200mm以上。另一方面，若考慮偏析的減少、 熱軋時(shí)加熱溫度的均質(zhì)性等，鋼坯的厚度優(yōu)選為350mm以下。
[0094] 接著，加熱鋼坯（加熱工序）。然后，對(duì)于加熱后的鋼坯進(jìn)行熱軋（熱軋工序）。若 鋼坯的加熱溫度低于1100°c，則熱軋時(shí)的變形阻力增高。因此，將加熱溫度的下限設(shè)定為 IKKTC。在含有Nb等形成碳化物、氮化物的元素的情況下，為了使這些碳化物、氮化物充分 地固溶，優(yōu)選將加熱溫度的下限設(shè)定為1150°C。另一方面，若加熱溫度為高于1350°C的高 溫，則作為原材料的鋼坯的表面的氧化皮液化，從而有可能在制造中出現(xiàn)障礙。因此，加熱 溫度的上限設(shè)定為1350°C。
[0095] 在本發(fā)明中，由于通過利用氧化物粒子的釘扎效應(yīng)來(lái)決定奧氏體粒徑的上限，所 以也可以不詳細(xì)地規(guī)定熱軋的條件。但是，為了確保強(qiáng)度，精軋結(jié)束溫度設(shè)定為以鋼材表面 溫度計(jì)為800°C以上。
[0096] 此外，在熱軋中，考慮到生產(chǎn)率，優(yōu)選進(jìn)行所謂的萬(wàn)能軋制。
[0097] 精軋優(yōu)選受控軋制溫度和壓下率來(lái)進(jìn)行軋制。為了通過熱軋使韌性提高，優(yōu)選軋 制溫度的低溫化。這是因?yàn)?，若將軋制溫度低溫化，則通過軋制時(shí)的再結(jié)晶的效果，奧氏體 粒徑會(huì)變得更加微細(xì)，有可能使韌性提高。另一方面，為了確保強(qiáng)度，優(yōu)選提高淬透性。為 了提高淬透性，優(yōu)選將軋制溫度高溫化，從而增大奧氏體晶粒。即，為了確保韌性，優(yōu)選軋制 溫度的低溫化；為了確保強(qiáng)度，優(yōu)選軋制溫度的高溫化。因此，優(yōu)選將淬透性高的鋼在低溫 下軋制，將淬透性低的鋼在高溫下軋制等，根據(jù)鋼的化學(xué)組成而適當(dāng)?shù)剡M(jìn)行控制。
[0098] 此外，也可以采用下述制造工藝，即所謂兩次熱軋：將進(jìn)行一次軋制得到的鋼坯冷 卻到500°C以下，然后將該鋼坯再次加熱至1100?1350°C，進(jìn)行二次軋制。在兩次熱軋中， 由于熱軋中的塑性變形量少，乳制工序中的溫度的降低也變小，所以能夠?qū)⒓訜釡囟仍O(shè)定 得較低。
[0099] 在降低軋制溫度的情況下，在精軋中，將一道次以上設(shè)定為道次間水冷軋制也是 有效的。道次間水冷軋制是將翼緣表面溫度冷卻到700°C以下后用回?zé)徇^程進(jìn)行軋制的方 法。道次間水冷軋制是通過軋制道次間的水冷來(lái)對(duì)翼緣的表層部和內(nèi)部賦予溫度差并進(jìn)行 軋制的方法。對(duì)于道次間水冷軋制而言，即使在壓下率小的情況下也能夠?qū)⒓庸?yīng)變導(dǎo)入 到板厚的內(nèi)部。另外，通過利用水冷使軋制溫度在短時(shí)間內(nèi)降低，由此生產(chǎn)率也提高。
[0100] 精軋后，為了獲得高強(qiáng)度，對(duì)翼緣、腹板等進(jìn)行水冷（水冷工序）。水冷能夠通過利 用噴射器的水的噴射、水槽中的浸漬水冷來(lái)進(jìn)行。在本實(shí)施方式中，優(yōu)選翼緣的在長(zhǎng)度方向 上距表面（H型鋼的端面）為翼緣長(zhǎng)度的1/6的位置且翼緣的在厚度方向上距表面為翼緣 板厚的1/4的位置（強(qiáng)度評(píng)價(jià)位置），以使800°C至500°C的冷卻速度為2. 2°C /秒以上的 方式進(jìn)行水冷。若冷卻速度低于2. 2°C /秒，有時(shí)無(wú)法得到所需的淬火組織。
[0101] 在水冷時(shí)，需要以在水冷停止后以表面溫度計(jì)回?zé)岬?00?700°c的溫度那樣的 條件停止水冷。這是因?yàn)?，若回?zé)釡囟鹊陀趌〇〇°C，則有時(shí)自回火不足而韌性降低，而且若回 熱溫度高于700°c，則淬火不到板厚中心部，因從舊奧氏體晶界生成的鐵素體的粗大化而韌 性降低，或者即使在板厚表面附近回火溫度也過高而強(qiáng)度降低。為了使韌性進(jìn)一步提高，優(yōu) 選回?zé)釡囟葹?00°C以上。
[0102] 此外，不是以水冷停止溫度而是回?zé)釡囟葋?lái)控制水冷條件的理由是因?yàn)?，極厚H 型鋼的表面和內(nèi)部的冷卻速度的偏差大，以表面溫度無(wú)法管理內(nèi)部的溫度。表面溫度在冷 卻開始后的短時(shí)間內(nèi)被冷卻到200°C以下，但內(nèi)部的冷卻速度比表面的冷卻速度小，因此即 使表面溫度為200°C以下，內(nèi)部有時(shí)仍未被充分冷卻。對(duì)此，本發(fā)明的
【發(fā)明者】們發(fā)現(xiàn)：以水 冷時(shí)間控制內(nèi)部的溫度、以回?zé)釡囟裙芾韮?nèi)部的溫度是有效的。只要預(yù)先測(cè)定冷卻速度及 冷卻時(shí)間與回?zé)釡囟戎g的關(guān)系，就能夠通過冷卻時(shí)間及冷卻速度來(lái)控制極厚H型鋼的回 熱溫度。
[0103] 實(shí)施例
[0104] 熔煉具有表1所示的成分組成的鋼，通過連續(xù)鑄造來(lái)制造厚度為240?300mm的 鋼坯。鋼的熔煉在轉(zhuǎn)爐中進(jìn)行，脫氧，添加合金來(lái)調(diào)節(jié)成分，根據(jù)需要進(jìn)行真空脫氣處理。將 所得到的鋼坯進(jìn)行加熱，進(jìn)行熱軋，制造 H型鋼。表1所示的成分是對(duì)從制造后的H型鋼上 采取的試樣進(jìn)行化學(xué)分析而求出的。
[0105] ?

【權(quán)利要求】
1. 一種H型鋼，其特征在于，其具備翼緣和腹板； 所述H型鋼的化學(xué)組成以質(zhì)量％計(jì)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%，剩余部分為Fe和雜質(zhì)，由下述式 ⑴求出的碳當(dāng)量Ceq為0? 35?0? 50% ; 以每單位面積的個(gè)數(shù)密度計(jì)含有100?5000個(gè)/mm2的以當(dāng)量圓直徑計(jì)為0. 005? 2. 0 ym的氧化物粒子，所述氧化物粒子的組成包含Ca、A1、0,所述氧化物粒子中以除了所 述0以外的質(zhì)量比計(jì)，所述Ca為5%以上，所述A1為5%以上，所述Ca與所述A1的總計(jì)為 50%以上； 所述翼緣的板厚為100?150mm ; 所述翼緣的強(qiáng)度評(píng)價(jià)位置處的金屬組織中的貝氏體分率為80%以上，所述強(qiáng)度評(píng)價(jià)位 置是所述翼緣的在長(zhǎng)度方向上距表面為1/6的位置且所述翼緣的在厚度方向上距表面為 1/4的位置； 所述翼緣的韌性評(píng)價(jià)位置處的金屬組織中的平均舊奧氏體粒徑為200 ym以下，所述 韌性評(píng)價(jià)位置是所述翼緣的在所述長(zhǎng)度方向上距所述表面為1/2的位置且所述翼緣的在 所述厚度方向上距所述表面為3/4的位置； Ceq = C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15 式（1) 這里，式中的C、Mn、Cr、Mo、V、Ni、Cu為各元素的以質(zhì)量％計(jì)的含量，不含時(shí)設(shè)定為0。
2. 根據(jù)權(quán)利要求1所述的H型鋼，其特征在于，在所述化學(xué)組成中，以質(zhì)量％計(jì)，Cr為 0? 01 ?0? 50%，Cu 為 0? 01 ?0? 50%，Mo 為 0? 001 ?0? 20%，Nb 為 0? 001 ?0? 05%。
3. 根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的H型鋼，其特征在于，所述強(qiáng)度評(píng)價(jià)位置處的屈服強(qiáng)度 或0. 2%屈服應(yīng)力為450MPa以上，抗拉強(qiáng)度為550MPa以上，21 °C下的夏氏吸收能為100J以 上。
4. 根據(jù)權(quán)利要求1?3中任一項(xiàng)所述的H型鋼，其特征在于，所述夾雜物粒子還含有 Ti〇
5. 根據(jù)權(quán)利要求1?4中任一項(xiàng)所述的H型鋼，其特征在于，其通過萬(wàn)能軋制來(lái)制造。
6. -種H型鋼的制造方法，其特征在于，其包括下述工序： 精煉工序，在該工序中，將進(jìn)行脫氧處理之前的鋼水的氧量調(diào)節(jié)為90ppm以下，在所述 鋼水中依次添加 Ti、Al、Ca，然后對(duì)所述鋼水的成分組成進(jìn)行調(diào)節(jié)，以使化學(xué)組成以質(zhì)量％ 計(jì)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%，剩余部分為Fe和雜質(zhì)，由下述式（1)求出的碳當(dāng)量Ceq為0.35? 0. 50% ； 鑄造工序，在該工序中，對(duì)所述精煉工序中所得到的所述鋼水進(jìn)行鑄造來(lái)得到鋼坯； 加熱工序，在該工序中，將所述鑄造工序中所得到的所述鋼坯加熱到1100?1350°C ; 熱軋工序，在該工序中，以使軋制結(jié)束溫度以表面溫度計(jì)達(dá)到800°C以上的方式對(duì)加熱 后的所述鋼坯進(jìn)行熱軋來(lái)得到H型鋼；以及 水冷工序，在該工序中，對(duì)所述H型鋼進(jìn)行水冷，以使所述H型鋼的表面溫度在停止水 冷后回?zé)嶂?00?700°C的溫度范圍內(nèi)， Ceq = C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15 式（1) 這里，式中的C、Mn、Cr、Mo、V、Ni、Cu為各元素的以質(zhì)量％計(jì)的含量，不含時(shí)設(shè)定為0。
7.根據(jù)權(quán)利要求6所述的H型鋼的制造方法，其特征在于，在所述化學(xué)組成中，以質(zhì) 量％計(jì)，Cr 為 0? 01 ?0? 50%，Cu 為 0? 01 ?0? 50%，M〇 為 0? 001 ?0? 20%，Nb 為 0? 001 ? 0? 05%〇
【文檔編號(hào)】B21B1/088GK104487604SQ201380039137
【公開日】2015年4月1日 申請(qǐng)日期:2013年11月13日 優(yōu)先權(quán)日:2012年11月26日
【發(fā)明者】溝口昌毅, 市川和利, 光安和章, 杉山博一 申請(qǐng)人:新日鐵住金株式會(huì)社