(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ  ：０．０２〜０．２０％、
Ｍｎ：０．４〜２．０％、
Ｓｉ：≦０．１％、
Ｃｒ：０．１〜０．５％、
Ａｌ：０．００１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｎｉ：０．３〜３．０％、
Ｃｕ：０．３〜１．５％、
Ｍｏ：０．１〜０．７％、
Ｎ  ：０．００１〜０．０１０％、
Ｐ  ：≦０．１％、
Ｓ  ：≦０．００６％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１０％、
かつＮｉ／Ｃｕの濃度比が０．８以上であり、残部がＦｅ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２μｍ以下で、前記内部酸化層上に厚さ２μｍ以上のＮｉ、Ｃｕ、Ｍｏ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。
【請求項２】
質量％で、更に、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｖ：０．０１〜０．２０％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％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請求項１記載の耐候性および耐疲労特性に優れた圧延鋼材。
【請求項３】
質量％で、Ｃ  ：０．０２〜０．２０％、
Ｍｎ：０．４〜２．０％、
Ｓｉ：≦０．１％、
Ｃｒ：０．１〜０．５％、
Ａｌ：０．００１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｎｉ：０．３〜３．０％、
Ｃｕ：０．３〜１．５％、
Ｍｏ：０．１〜０．７％、
Ｎ  ：０．００１〜０．０１０％、
Ｐ  ：≦０．１％、
Ｓ  ：≦０．００６％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１０％、
を含有し、かつＮｉ／Ｃｕの濃度比が０．８以上であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋳片を１１００〜１３００℃の温度域に再加熱した後に圧延を開始し、９５０℃以下での累積圧下率が４０％以上となる熱延を行い、鋼材表面の内部酸化層が２μｍ以下で、前記内部酸化層上に厚さ２μｍ以上のＮｉ、Ｃｕ、Ｍｏ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。
【請求項４】
質量％で、更に、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｖ：０．０１〜０．２０％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％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請求項３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。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
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。
【０００２】
【従来の技術】
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って決定されるが、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、メッ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、大規模な補修作業が必要になってくるという問題がある。
【０００３】
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０．５ｍｍ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。
【０００４】
これらの問題を解決するために種々の提案がなされている。その代表的な例として、特開平８−１３４５８７号公報および特開平９−１６５６４７号公報には、Ｃ：０．１５％以下を含有し、更にＭｎ、Ｎｉ、Ｍｏ等の強化元素を添加しＮｉ＋３Ｍｏ≧１．２％、或いはＮｉ＋Ｃｕ＋３Ｍｏ≧１．２％、Ｃｅｑ：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、ラス状フェライトとセメンタイトからなる鋼で、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，Ｔｉ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、またこの組織によっ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。
【０００５】
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覆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。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
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。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明は、上述の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、腐食を起点として作用する内部酸化層の生成をＣｒを添加することによって抑制し、粒界酸化を防止するために、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏを微量添加し、Ｎｉ／Ｃｕの濃度比を調整し、更に、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り、その要旨は次の通りである。
【０００８】
１）質量％で、Ｃ  ：０．０２〜０．２０％、
Ｍｎ：０．４〜２．０％、
Ｓｉ：≦０．１％、
Ｃｒ：０．１〜０．５％、
Ａｌ：０．００１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｎｉ：０．３〜３．０％、
Ｃｕ：０．３〜１．５％、
Ｍｏ：０．１〜０．７％、
Ｎ  ：０．００１〜０．０１０％、
Ｐ  ：≦０．１％、
Ｓ  ：≦０．００６％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１０％、
かつＮｉ／Ｃｕの濃度比が０．８以上であり、残部がＦｅ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２μｍ以下で、前記内部酸化層上に厚さ２μｍ以上のＮｉ、Ｃｕ、Ｍｏ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。
【００１０】
２）質量％で、更に、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｖ：０．０１〜０．２０％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％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２）記載の耐候性および耐疲労特性に優れた圧延鋼材。
３）質量％で、Ｃ  ：０．０２〜０．２０％、
Ｍｎ：０．４〜２．０％、
Ｓｉ：≦０．１％、
Ｃｒ：０．１〜０．５％、
Ａｌ：０．００１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｎｉ：０．３〜３．０％、
Ｃｕ：０．３〜１．５％、
Ｍｏ：０．１〜０．７％、
Ｎ  ：０．００１〜０．０１０％、
Ｐ  ：≦０．１％、
Ｓ  ：≦０．００６％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１０％、
を含有し、かつＮｉ／Ｃｕの濃度比が０．８以上であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋳片を１１００〜１３００℃の温度域に再加熱した後に圧延を開始し、９５０℃以下での累積圧下率が４０％以上となる熱延を行い、鋼材表面の内部酸化層が２μｍ以下で、前記内部酸化層上に厚さ２μｍ以上のＮｉ、Ｃｕ、Ｍｏ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。
【００１１】
５）質量％で、更に、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｖ：０．０１〜０．２０％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％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４）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。
【００１２】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、４００〜７００MPa 級のＨ形鋼の粒界酸化のメカニズムを鋭意研究を重ねた結果、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、このシーム疵が、スラブエッ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。
【００１３】
前述の内部酸化層の生成と、強化元素として添加されるＣｒ，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，Ｆｅの単独、複合した酸化物、すなわち、ＦｅとＭｎＯ，ＳｉＯ2 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ァイヤライト（２ＳｉＯ2 ＦｅＯ）として生成し、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ことも判明した。
【００１４】
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ァイヤライト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。更に、ＭｎＳの生成防止により腐食および孔食深さ拡大抑制もできることができた。これは、固溶Ｓ量を低減させることによってＳ量をも低減させることができ、Ｃａ，Ｍｇによる硫化物生成によって前記固溶Ｓ量を低減するものである。
【００１５】
本発明者らは、粒界酸化の顕著なＮｉ，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．Ｃｒ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℃内の温度で約４．５時間加熱し、組織観察およびＣＭＡ、ＳＥＭ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。
【００１６】
【表１】
0004057711.tif 000002
【００１７】
図２に、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｍｏ＋Ｃｒの添加量を変化させた場合における、各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３ａにＣｒフリー（Ｃｒ無添加）鋼の断面組織写真を、また、図３ｂ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２からも分かるように粒界酸化を促進する傾向がある。
【００１８】
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はスケー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〔Ｏ〕の複合濃度分布を調査した結果、〔Ｏ〕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／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Ｏ／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解析を行ったところ、Ｍｏ：０．２０％鋼の粒界酸化層の先端部では、ファイヤライト（２ＦｅＯ・ＳｉＯ2 ）と推定されるＳｉとＯが検出され、内部酸化層中の酸化物粒子からはＳｉとＯ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Ｏに加えてＣｒも検出された。
【００１９】
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するものと考えられる。
▲１▼  酸素は、表面からγ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▼  Ｃｒ2 Ｏ3 と、ＦｅＯとは容易にＦｅＯ・Ｃｒ2 Ｏ3 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γ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。
【００２０】
３）ＦｅＯ・Ｃｒ2 Ｏ3 スピネルを生成することにより、低融点のファイヤライトの生成が抑制され、粒界酸化層を形成しない。
このように、本発明においては、上述のファイヤ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。また、本発明においては含有Ｓ量の低減に加え、Ｃａ，Ｍｇ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。
【００２１】
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、Ｎｉ，Ｃｕ，Ｍｏが添加された高張力Ｈ形鋼の場合には、厚み２μｍ以下の内部酸化層上にＮｉ，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１１００℃〜１３００℃、好ましくは１３００℃で４．５時間、という高温で行われる場合には図４ｂに示すように、前述のＮｉ，Ｃｕ，Ｍｏの濃化層が２μｍ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１１００℃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、安定錆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。
【００２２】
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（ＦｅＯ）より酸化し易いＳｉ、Ｍｎ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ッ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っている。また、Ｓｉ量を低減させることによって、粒界酸化ファイヤライト層の生成抑制作用から疲労強度が上昇させることができる。更に、前述したような１１００℃〜１３００℃、好ましくは１３００℃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Ｎｉ，Ｃｕ，Ｍｏの濃化層が２μｍ以下の厚みで形成されるため、表面層内部酸化層の軟化抑制効果によって疲労強度が上昇する。また、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。
【００２３】
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・Ｏを形成し、内部酸化層増加、および粒界酸化を促す２ＳｉＯ 2ＦｅＯ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。
【００２４】
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、その上限を２．０％とする必要がある。
クロム（Ｃｒ）は、本発明においては重要な元素であり、ＦｅＯ・Ｃｒ2 Ｏ3 スピネルを生成することにより、低融点のファイヤライトを生成が抑制して粒界酸化層を形成しないために、また母材強度上昇の意味からも、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・Ｏ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。
【００２５】
アルミニウム（Ａｌ）は、強力な脱酸元素であり、脱酸と鋼の清浄化およびＡｌＮ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Ａｌ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。
【００２６】
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トの生成を抑制し、微細析出したＴｉＮはγ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・靱性を向上させためにも０．００５％は必要である。しかし、０．０２５％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０．０２５％とした。
【００２７】
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、いずれも母材の靱性を高め、しかも内部酸化層上に２μｍ以上のＮｉ、Ｃｕ、Ｍｏを濃化層を形成する重要な元素である。Ｎｉの添加量は、０．３〜３．０％、Ｃｕは０．３〜１．５％の範囲で添加される。Ｍｏは母材強度および高温強度確保に有効な元素であるが、過剰な添加はＭｏ炭化物を析出して固溶Ｍｏとして焼き入れ性向上効果が飽和するので０．１〜０．７％の範囲で添加する必要がある。
【００２８】
マグネシウム、Ｃａ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の硫化物を形成させイオウを固定するために添加するものである。
また、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はスラブ割れ防止の目的から０．０００５〜０．００５％の範囲で添加される。
【００２９】
ニオブ（Ｎｂ）およびバナジウム（Ｖ）は、焼き入性を上昇させ、強度を増加させる目的から、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。
【００３０】
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、γ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。
Ｎｉ／Ｃｕ≦０．８にする理由は、Ｃｕ添加鋼の高温加熱による表面割れを防止するためである。この割れは、１１００℃以上の高温加熱により内部酸化層上にＣｕが濃縮し、溶融Ｃｕがγ粒界に侵入しＣｕ溶融割れを生じる。この防止には、１１００℃以下の低温加熱をするか、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。
【００３１】
鋼材表面の内部酸化層の厚さ≦２μｍとする理由は、実際に、２０μｍ厚さの内部酸化層存在はおよそ２０倍の２００μｍ深さまで表面軟化層を形成させる。内部酸化層厚さ２μｍでは表面軟化層深さ２０μｍ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２μｍ以下とした。
Ｎｉ，Ｃｕ，Ｍｏの濃化層の厚さ≧２μｍとする理由は、ＥＰＭＡでの測定結果から、Ｎｉ，Ｃｕ，Ｍｏ濃化層厚さが２μｍ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。
【００３２】
元素濃度の総量４．０重量％以上とする理由は、１２５０℃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。しかも、これらの濃度の総和が４．０重量％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。
【００３３】
本発明において重要なプロセスは、スラブ加熱温度を１１００〜１３００℃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Ｎｉ，Ｃｕ，Ｍｏの濃化層を２μｍ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Ｎｉ，Ｃｕ，Ｍｏが濃化する理由は、これら金属の酸化物の生成エネルギーは鉄酸化物（ＦｅＯ）より高いため、酸化物を生成できず内部酸化層上に取り残され濃化するためである。
【００３４】
１２５０℃加熱結果では、Ｎｉ，Ｃｕ，Ｍｏの濃化層が、およそ３０μｍ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、厚さが１／１０になった場合は、ほぼその厚さは３μｍ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、９５０℃以下での累積圧下率が４０％以上となる圧延を行う必要がある。
【００３５】
９５０℃以下での累積圧下率が４０％以上で熱延するのは、制御圧延により組織微細化を達成するには、オーステナイトの再結晶・未再結晶温度域において、４０％以上の圧下を加える必要があるためである。
【００３６】
【実施例】
＜実施例１＞
試作Ｈ形鋼として、表１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、Ｃａ，Ｍｇ合金を添加し、連続鋳造により２５０〜３００ｍｍ厚鋳片に鋳造した。
【００３７】
【表２】
0004057711.tif 000003
【００３８】
鋳片の冷却はモールド下方の二次冷却帯の水量と鋳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鋳片を１２８０℃の高温で加熱し、粗圧延工程を経て図５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２に示した。
【００３９】
【表３】
0004057711.tif 000004
【００４０】
この圧延で得られたＨ形鋼の機械的特性を表３に示した。
【００４１】
【表４】
0004057711.tif 000005
【００４２】
また、疲労特性を図６に示した。図７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７において、フランジ２の板厚ｔ2 の中心部（１／２ｔ2 ）でフランジ幅全長（Ｂ）の１／４幅（１／４Ｂ）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１／４Ｆ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。
【００４３】
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３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高張力圧延形鋼の生産が可能になる。
なお、本発明が対象とする圧延形鋼は、上記実施例のＨ形鋼に限らず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。
【００４４】
【発明の効果】
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。
【図面の簡単な説明】
【図１】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】粒界酸化に及ぼすＭｏ，Ｃｒの影響を示す図。
【図３】ａは、従来のＣｒフリー鋼の断面組織図、ｂは，本発明によるＣｒ：０．２０％添加鋼の断面組織図。
【図４】ａは、従来の形鋼におけるＮｉ，Ｃｕ，Ｍｏの濃化層の生成状態を示す図、ｂ，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５】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６】引張強さと疲労限の関係を示す図。
【図７】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。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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