JP3622246B2 - 強度、靭性及び溶接性に優れた極厚ｈ形鋼の製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は、建築、土木構造物などに用いられる板厚４０ｍｍ以上の強度、靭性及び溶接性に優れた所謂極厚Ｈ形鋼の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
建築や土木などの分野では、ＪＩＳ Ｇ ３１０１で規定される一般構造用圧延鋼材やＪＩＳ Ｇ ３１０６で規定される溶接構造用圧延鋼材を熱間圧延したＨ形鋼が広く利用されている。一方、近年の構造物大型化の要請に伴ない、大型構造物に使用されるＨ形鋼は、厚肉化および高強度化の傾向にある。
【０００３】
しかしながら、板厚が４０ｍｍを超える極厚Ｈ形鋼を、素材として引張強度（ＴＳ）が４９０ＭＰａ以上の高張力鋼を用いて従来通りの熱間圧延法で製造しようとすると、その製品の目標強度を確保するには、素材のＣ当量を高くせざるを得なかった。その結果、該製品の極厚Ｈ形鋼を溶接する際には、溶接割れが発生しやすくなったり、溶接熱影響部（以下、ＨＡＺ部という）の靭性が低くなる等の問題が生じた。
【０００４】
一方、極厚Ｈ形鋼で高強度と溶接性を確保する方法としては、所謂ＴＭＣＰ（Ｔｈｅｒｍｏ Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｃｏｎｔｒｏｌｌｅｄ Ｐｒｏｃｅｓｓ，水冷による加速冷却）を活用して、素材中のＣ当量を低減する方法が知られている。例えば、特公昭５６−３５７３４号公報は、Ｃ ０．０１〜０．３０％、Ｍｎ ０．３０〜１．５０％を含有する鋼材をオーステナイト域でＨ形鋼に熱間加工し、そのフランジ温度をＡｒ１ 点〜Ｍｓ点の温度範囲に急冷した後、空冷して微細な低温変態生成物を形成せしめるフランジ強化Ｈ形鋼の製造方法を開示した。また、特公昭５８−１０４４２号公報は、Ｃ ０．００５〜０．２％、Ｓｉ１．０％以下、Ｎｂ，Ｖの１種又は２種を０．００５〜０．２％含有し、残部が鉄及び不可避不純物からなる鋼材を１０００〜１３００℃に加熱し、少なくとも９８０℃〜Ａｒ３ 点の温度範囲で減面率３０％以上加工してフェライトを析出させた後、急冷によってフェライトとマルテンサイトの２相層状組織とする加工性に優れた高靭性高張力鋼の製造方法を提案している。
【０００５】
しかしながら、これらの公報に記載の技術は、熱間圧延後にフランジ外面側から急冷するため、フランジの板厚断面で強度や靭性に差が生じたり、低温まで急冷することにより残留応力、歪が発生するなど、極厚Ｈ形鋼の製造に適用した場合には、多くの問題が発生した。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、かかる事情に鑑み、強度、靭性のばらつき及び残留応力、歪を発生させることなく、強度、靭性及び溶接性に優れた極厚Ｈ形鋼の製造方法を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
発明者は、上記目的を達成するために、種々の実験、研究を鋭意行った結果、以下の新しい知見を得た。
１．Ｎｂ及びＶの炭窒化物析出による極厚Ｈ形鋼の強化は、圧延冷却中の６００〜７００℃温度域で最大に起きる。７００℃以上の高温域では、Ｎｂ及びＶの炭窒化物が粗大析出し、また６００℃以下の低温域ではＮｂ及びＶの炭窒化物の析出量が減少するためである。従って、７００℃以上の高温域を０．２℃／ｓ以上で急冷すれば、Ｎｂ及びＶの炭窒化物の粗大析出は防止できるので、その後の空冷中（７００〜６００℃）に起こる上記Ｎｂ及びＶの析出強化を十分に発揮させることができる。
２．７００℃以下の冷却は、空冷でもＮｂ及びＶの炭窒化物を微細析出させることができ、Ｎｂ及びＶの析出強化を十分に発揮させることができる。しかし、冷却停止温度が６００℃以下になると、その後の空冷中にＮｂ及びＶ炭窒化物が析出できないため、Ｎｂ及びＶの析出強化が十分に発揮できない。また、６００℃以下を空冷することによって、フランジの板厚断面での強度、靭性のばらつき及び残留応力、歪の発生はほぼ防止できる。
３．上記（１）式のＣ当量を０．４０％以下になるように合金成分を調整することによって、６００〜７００℃温度域を急冷した場合にフェライト粒が微細化し良好な母材靭性が得られるとともに、良好な溶接性が確保できる。
４．Ｔｉ，ＲＥＭの添加により圧延加熱時のγ（オーステナイト）結晶粒の粗大化を抑制し、さらにＴｉ，Ｂの添加により圧延後のγ結晶粒からＴｉＮ及び析出ＢＮを核としてフェライトを析出させるとともに、フェライトの粗大化を抑制して細粒化することにより、通常の熱間圧延条件でも極厚Ｈ形鋼に良好な靭性が得られる。
５．溶接ＨＡＺ部も，ＴｉＮ、ＲＥＭ及びＢＮによる結晶粒の微細化作用によって靭性が向上できる。
【０００８】
本発明は、以上の知見に基づきなされたもので、具体的には、Ｃ：０．０５〜０．１５重量％，Ｓｉ：０．２０重量％以下，Ｍｎ：１．００〜１．８０重量％，Ａｌ：０．００５〜０．０５０重量％，Ｎｂ：０．００３〜０．０１５重量％，Ｖ：０．０１０〜０．０８０重量％，Ｎ：０．００２０〜０．００７０重量％を含有し、且つ、上記（１）式で規定するＣ当量が０．４０％以下で残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼片を、１２００〜１３５０℃に加熱し、１２００℃以下の温度で４０％以上の累積圧下を与え、９５０〜１０５０℃の温度で熱間圧延を終了した後、直ちにフランジの板厚１／４ｔ部を内外面から０．２〜３．０℃／ｓの冷却速度で７００〜６００℃まで急冷し、その後空冷することを特徴とする強度、靭性及び溶接性に優れた極厚Ｈ形鋼の製造方法である。また、本発明は、上記鋼片が、Ｃｕ：０．０５〜０．６０重量％，Ｎｉ：０．０５〜０．６０重量％，Ｃｒ：０．０５〜０．５０重量％，Ｍｏ：０．０２〜０．３０重量％，Ｃａ：０．００１０〜０．０１００重量％，Ｔｉ：０．００５〜０．０２０重量％，ＲＥＭ：０．００１０〜０．０２０重量％，Ｂ：０．０００２〜０．００３重量％の１種または２種以上を含有することを特徴とする強度、靭性及び溶接性に優れた極厚Ｈ形鋼の製造方法でもある。
【０００９】
【作用】
本発明では、Ｃ：０．０５〜０．１５重量％，Ｓｉ：０．２０重量％以下，Ｍｎ：１．００〜１．８０重量％，Ａｌ：０．００５〜０．０５０重量％，Ｎｂ：０．００３〜０．０１５重量％，Ｖ：０．０１０〜０．０８０重量％，Ｎ：０．００２０〜０．００７０重量％を含有し、且つ、（１）式で規定するＣ当量が０．４０％以下で残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼片を、１２００〜１３５０℃に加熱し、１２００℃以下の温度で４０％以上の累積圧下を与え、９５０〜１０５０℃の温度で熱間圧延を終了した後、直ちにフランジの板厚１／４ｔ部を内外面から０．２〜３．０℃／ｓの冷却速度で７００〜６００℃まで急冷し、その後空冷するようにしたので、強度、靭性のばらつき及び残留応力、歪を発生させることなく、強度、靭性及び溶接性に優れた極厚Ｈ形鋼の製造が可能になる。また、本発明では、上記鋼片が、Ｃｕ：０．０５〜０．６０重量％，Ｎｉ：０．０５〜０．６０重量％，Ｃｒ：０．０５〜０．５０重量％，Ｍｏ：０．０２〜０．３０重量％，Ｃａ：０．００１０〜０．０１００重量％，Ｔｉ：０．００５〜０．０２０重量％，ＲＥＭ：０．００１０〜０．０２０重量％，Ｂ：０．０００２〜０．００３０重量％の１種または２種以上を含有するようにしたので、上記効果は確実に達成できるようになる。
【００１０】
以下に、本発明に係る製造方法における構成要素の限定理由を説明する。
まず、素材鋼片の化学組成に関してであるが、Ｃは、母材（主にフランジ部）および溶接部の強度を確保するために、０．０５重量％以上必要であるが、０．１５重量％を超えると、母材靭性および溶接性が劣化するので、０．０５〜０．１５重量％の範囲に限定した。
【００１１】
Ｓｉは、上記強度の向上に有効な元素であるが、その量が多くなると製品の極厚Ｈ形鋼の溶接性およびＨＡＺ部靭性が悪くなるとともに、１２００℃以上の圧延加熱において素材の酸化が顕著になり、圧延後の該Ｈ形鋼の表面性状が悪くなるので、０．２０重量％を上限とした。
Ｍｎも、上記強度を確保する上で不可欠な元素であり、その下限は１．００重量％とした。しかし、その量が１．８０重量％を超えると製品の溶接性やＨＡＺ部靭性の劣化が大きくなるので、上限を１．８０重量％とした。
【００１２】
Ａｌは、素材の脱酸の為に通常０．００５重量％以上必要であるが、０．０５０重量％を超えて必要以上に添加しても該脱酸効果は向上しないので、上限を０．０５０重量％とした。
Ｎｂは、母材のγ（オーステナイト）結晶粒中に固溶して、α（フェライト）変態後のα地に析出して母材を強化する。これらの強化作用を発揮させるためには、少なくとも０．００３重量％以上の添加が必要であり、一方、その添加量が０．０１５重量％を超えると、熱間圧延時の再結晶細粒化が起こり難くなり、圧延冷却後に粗大ベイナイトが生成して靭性を低下させるとともに、製品の溶接性およびＨＡＺ部靭性を低下させるので、０．００３〜０．０１５重量％の範囲とした。
【００１３】
Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏは、いずれも焼入性向上に有効な元素であり、熱間圧延後の空冷で製品強度を高める。該強度向上にためには、それぞれ０．０５重量％，０．０５重量％，０．０５重量％，０．０２重量％以上が必要である。また、Ｃｕ，Ｎｉは製品の溶接性をほとんど劣化させないが、Ｃｕは熱間加工性を劣化させる欠点もある。Ｃｕのこの熱間加工性低下を抑制するにはほぼ等量のＮｉ添加を必要とするが、Ｎｉは０．６０重量％を超えて添加すると、製造コストが高価となりすぎるため、Ｃｕ，Ｎｉの上限は０．６０重量％とした。Ｃｒ，Ｍｏは、それぞれ０．５０重量％，０．３０重量％を超えると、製品の溶接性や低温靭性を損なうなどの弊害をもたらすので、その数値を上限とした。
【００１４】
Ｖは、所謂析出強化型の元素であり、空冷後の母材強度を向上させる。特に、０．００３重量％以上のＮｂを含む鋼にＶを添加した場合は大きな析出強化が得られる。また、０．０１０重量％以下の添加ではその効果がなく、０．０８０重量％を超えると、製品のＨＡＺ部靭性を劣化させるので、０．０１０〜０．０８０重量％の範囲に制限した。
【００１５】
Ｃａは、母材中に生成したＭｎＳの形態を制御し、とくに板厚方向の延性、靭性を向上させる。しかし、０．００１０重量％以下では実用上効果がなく、０．０１００重量％を超えると、ＣａＯあるいはＣａＳが多く生成し、かえって母材の清浄性や靭性を劣化させるので、Ｃａの添加範囲は０．００１０〜０．０１０重量％とした。
【００１６】
Ｔｉは、熱間圧延したままでの極厚Ｈ形鋼において良好な靭性を得るために有効な元素である。すなわち、母材中にＴｉＮを形成して、１２００〜１３５０℃加熱時のγ結晶粒の粗大化を抑制するとともに、γ→α変態時のフェライト結晶粒の成長を抑制し、該フェライト結晶粒を微粒化し、母材靭性を向上させる。また、同様の理由でＨＡＺ部靭性も向上させる。そのためには、Ｔｉは０．００５重量％以上の添加が必要であるが、０．０２０重量％を超えて添加すると、かえって母材およびＨＡＺ部の靭性を劣化させる。
【００１７】
Ｎは、母材中にＴｉＮを形成し、上記フェライト結晶粒の微細化効果を得るためには、０．００２０重量％以上必要であるが、０．００７０重量％を超えると、母材およびＨＡＺ部の靭性が劣化するので、０．００２０〜０．００７０重量％の範囲に限定した。
ＲＥＭは、高温においても安定でＴｉＮと同様に、フェライト結晶粒の微細化に効果がある。この効果を発揮させるには、０．００１０重量％以上の添加が必要であるが、０．０２０重量％を超えると、かえって母材の清浄性および靭性を劣化する。
【００１８】
Ｂは、圧延冷却中に母材中にＢＮとして析出し、フェライト変態の核として結晶粒の細粒化に有効に作用する。特に、ＲＥＭ，ＴｉＮとの共存でフェライト粒を細かくするが、その効果は０．０００２重量％以上で得られる。しかし、０．００３０重量％を超えると、母材の靭性がかえって低下するので、０．０００２〜０．００３０重量％の範囲に限定した。なお、Ｔｉの存在下でＢＮを形成させるためには、Ｔｉ（ＴｉＮ）に対し過剰のＮが必要である。Ｔｉ／Ｎの比は、ＴｉＮの化学量論的組み合わせよりも、Ｎが若干過剰に存在する組み合わせ、すなわち、Ｔｉ／Ｎの比で２〜４であることが望ましい。
【００１９】
（１）式で規定するＣ当量が４０％を超えると、熱間圧延後の７００〜６００℃域を急冷した場合にベイナイト主体の組織となる。その結果、フェライト析出による細粒化が図れず、母材の靭性が低下するとともに、溶接ＨＡＺ部に島状マルテンサイトが生成しやすくなって該靭性が劣化するので、０．４０％以下に限定した。
【００２０】
次に、上記素材を圧延する条件の限定理由を述べる。熱間圧延のための加熱温度は、通常の極厚でないＨ形鋼の圧延に適用する１２００〜１３５０℃であれば十分である。そして、１２００℃以上の加熱で、０．００３重量％以上あるＮｂの固溶は十分達成されるが、１３５０℃を超えると母材中の結晶粒が粗大化して靭性が劣化するので，加熱温度は１２００〜１３５０℃の範囲とした。
【００２１】
また、熱間圧延において、１２００℃以下温度で累積圧下率を４０％以上とするのは、再結晶細粒化によって粗大な結晶粒を微細化し、母材の高靭性を確保するためである。
さらに、仕上温度が１０５０℃を超えると、微細な結晶粒が得られず、９５０℃未満に低下すると、Ｎｂ炭化物が析出し固溶Ｎｂが減少するために、Ｎｂによる強化が減少する。そこで、本発明では、仕上温度を１０５０〜９５０℃に限定した。
【００２２】
圧延を終了した後、冷却速度を０．２℃／ｓ以上として急冷するのは、７００℃以上の高温域でのＮｂ炭化物の析出を抑制でき、Ｎｂによる析出強化を高めるためである。冷却速度が３．０℃／ｓ以上になると、ベーナイト主体の組織となり、母材靭性が低下するとともに、フランジ板厚方向の強度、靭性のバラツキが大きくなり残留応力も大きくなる。したがって、冷却速度は０．２〜３．０℃／ｓに限定した。そして、冷却停止温度が７００℃を超える高温では、Ｎｂ炭化物が粗大析出するため、母材の強度が充分でなくなる。一方、冷却停止温度が６００℃を下回ると、Ｎｂ炭化物が析出強化を活用できず、母材の表面と内部とでα変態時の冷却速度差が大きくなり、板厚方向の特性値に差が生じる。そのため、冷却停止温度は７００〜６００℃範囲とした。なお、その後の冷却は、空冷とすることによって、フェライトを含む微細組織が得られるとともに、Ｎｂの析出強化も達成できる。
【００２３】
【実施例】
表１及び表２に化学組成を示す鋼片を１２５０〜１３５０℃に加熱後、表３及び表４に示す種々の圧延条件および冷却条件でフランジ板厚８０〜９０ｍｍの極厚Ｈ形鋼を製造した。その際、冷却方法は、フランジ部の外面から図１に示すように断続的に水を吹きつけ（水冷−空冷を繰り返す）ることによって、フランジ１／４ｔ部の冷却速度を０．３〜０．６℃／ｓに調整した。そして、各極厚Ｈ形鋼のフランジ幅の１／４部位置で表面下８ｍｍ部分および１／２ｔ（ｔは板厚）部分より、日本工業規格に規定する４号引張試験片および４号衝撃試験片を採取し、それぞれの試験片で機械的性質（降伏強度（ＹＳ），引張強度（ＴＳ），降伏比（ＹＲ）及び衝撃靭性値（ｖＥ０ ））を調査した。その調査結果は、表３及び表４に同時に示してある。
【００２４】
【表１】
【００２５】
【表２】
【００２６】
【表３】
【００２７】
【表４】
【００２８】
なお、表１及び表２の英文字記号のＡ〜Ｆは、本発明に係る製造方法の実施例に対応する鋼片で、Ｇ，Ｉは、比較例のための鋼片である。但し、表３及び表４に示すＡ５，Ｂ２，Ｃ２は、圧延後の冷却が通常の空冷であり、Ａ６およびＩ１は、累積圧下率小さく、本発明条件から外れ比較例としてある。。
表３及び表４に示すように、すべての本発明例では、表層と中心との強度、靭性の差が小さく、ＴＳで５３０ＭＰａ以上の高強度と、ｖＥｏで９０Ｊ以上の高靭性とが得られている。しかし、比較例のＧは、Ｃ量およびＣ当量が高いため、衝撃靭性がｖＥ０で４６Ｊ以下と低く、また、比較例Ｈは、Ｍｎ量が低く、Ｎｂを含まないため、１／４ｔ部の強度はＴＳで４７６ＭＰａと低い。さらに、比較例Ｉは、Ｎｂ量が多いため細粒が得られず、良好な母材靭性確保できない。
【００２９】
次に、溶接割れ感受性を評価するため、ＪＩＳ Ｚ ３１５８に規定する「斜めｙ形溶接割れ試験」を行った。本発明例中で、Ｃ当量の高いＢ，Ｄ，Ｅについて、フランジから（板厚×長さ２００×幅１５０ｍｍ）の試験片を切り出し、高張力鋼用被覆アーク溶接棒を用いて、１７０アンペア、２４ボルト、溶接速度１５０ｍｍ／ｍｉｎの条件で試験した。その際の溶接予熱温度は５０℃としたが、上記いずれの試験片も割れの発生は皆無であった。しかし、比較例のＧから同じサイズで採取した試験片では、同一の溶接条件で割れが発生した。
【００３０】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明に係る製造方法を採用すれば、建築、土木構造物用鋼材として強度、靭性及び溶接性に優れた極厚Ｈ形鋼の製造が可能になった。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の実施における冷却方法を説明する図である。
【符号の説明】
１ ウエブ
２ フランジ
３ 水の吹きつけ方向
４ 試料採取位置
【産業上の利用分野】
本発明は、建築、土木構造物などに用いられる板厚４０ｍｍ以上の強度、靭性及び溶接性に優れた所謂極厚Ｈ形鋼の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
建築や土木などの分野では、ＪＩＳ Ｇ ３１０１で規定される一般構造用圧延鋼材やＪＩＳ Ｇ ３１０６で規定される溶接構造用圧延鋼材を熱間圧延したＨ形鋼が広く利用されている。一方、近年の構造物大型化の要請に伴ない、大型構造物に使用されるＨ形鋼は、厚肉化および高強度化の傾向にある。
【０００３】
しかしながら、板厚が４０ｍｍを超える極厚Ｈ形鋼を、素材として引張強度（ＴＳ）が４９０ＭＰａ以上の高張力鋼を用いて従来通りの熱間圧延法で製造しようとすると、その製品の目標強度を確保するには、素材のＣ当量を高くせざるを得なかった。その結果、該製品の極厚Ｈ形鋼を溶接する際には、溶接割れが発生しやすくなったり、溶接熱影響部（以下、ＨＡＺ部という）の靭性が低くなる等の問題が生じた。
【０００４】
一方、極厚Ｈ形鋼で高強度と溶接性を確保する方法としては、所謂ＴＭＣＰ（Ｔｈｅｒｍｏ Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｃｏｎｔｒｏｌｌｅｄ Ｐｒｏｃｅｓｓ，水冷による加速冷却）を活用して、素材中のＣ当量を低減する方法が知られている。例えば、特公昭５６−３５７３４号公報は、Ｃ ０．０１〜０．３０％、Ｍｎ ０．３０〜１．５０％を含有する鋼材をオーステナイト域でＨ形鋼に熱間加工し、そのフランジ温度をＡｒ１ 点〜Ｍｓ点の温度範囲に急冷した後、空冷して微細な低温変態生成物を形成せしめるフランジ強化Ｈ形鋼の製造方法を開示した。また、特公昭５８−１０４４２号公報は、Ｃ ０．００５〜０．２％、Ｓｉ１．０％以下、Ｎｂ，Ｖの１種又は２種を０．００５〜０．２％含有し、残部が鉄及び不可避不純物からなる鋼材を１０００〜１３００℃に加熱し、少なくとも９８０℃〜Ａｒ３ 点の温度範囲で減面率３０％以上加工してフェライトを析出させた後、急冷によってフェライトとマルテンサイトの２相層状組織とする加工性に優れた高靭性高張力鋼の製造方法を提案している。
【０００５】
しかしながら、これらの公報に記載の技術は、熱間圧延後にフランジ外面側から急冷するため、フランジの板厚断面で強度や靭性に差が生じたり、低温まで急冷することにより残留応力、歪が発生するなど、極厚Ｈ形鋼の製造に適用した場合には、多くの問題が発生した。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、かかる事情に鑑み、強度、靭性のばらつき及び残留応力、歪を発生させることなく、強度、靭性及び溶接性に優れた極厚Ｈ形鋼の製造方法を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
発明者は、上記目的を達成するために、種々の実験、研究を鋭意行った結果、以下の新しい知見を得た。
１．Ｎｂ及びＶの炭窒化物析出による極厚Ｈ形鋼の強化は、圧延冷却中の６００〜７００℃温度域で最大に起きる。７００℃以上の高温域では、Ｎｂ及びＶの炭窒化物が粗大析出し、また６００℃以下の低温域ではＮｂ及びＶの炭窒化物の析出量が減少するためである。従って、７００℃以上の高温域を０．２℃／ｓ以上で急冷すれば、Ｎｂ及びＶの炭窒化物の粗大析出は防止できるので、その後の空冷中（７００〜６００℃）に起こる上記Ｎｂ及びＶの析出強化を十分に発揮させることができる。
２．７００℃以下の冷却は、空冷でもＮｂ及びＶの炭窒化物を微細析出させることができ、Ｎｂ及びＶの析出強化を十分に発揮させることができる。しかし、冷却停止温度が６００℃以下になると、その後の空冷中にＮｂ及びＶ炭窒化物が析出できないため、Ｎｂ及びＶの析出強化が十分に発揮できない。また、６００℃以下を空冷することによって、フランジの板厚断面での強度、靭性のばらつき及び残留応力、歪の発生はほぼ防止できる。
３．上記（１）式のＣ当量を０．４０％以下になるように合金成分を調整することによって、６００〜７００℃温度域を急冷した場合にフェライト粒が微細化し良好な母材靭性が得られるとともに、良好な溶接性が確保できる。
４．Ｔｉ，ＲＥＭの添加により圧延加熱時のγ（オーステナイト）結晶粒の粗大化を抑制し、さらにＴｉ，Ｂの添加により圧延後のγ結晶粒からＴｉＮ及び析出ＢＮを核としてフェライトを析出させるとともに、フェライトの粗大化を抑制して細粒化することにより、通常の熱間圧延条件でも極厚Ｈ形鋼に良好な靭性が得られる。
５．溶接ＨＡＺ部も，ＴｉＮ、ＲＥＭ及びＢＮによる結晶粒の微細化作用によって靭性が向上できる。
【０００８】
本発明は、以上の知見に基づきなされたもので、具体的には、Ｃ：０．０５〜０．１５重量％，Ｓｉ：０．２０重量％以下，Ｍｎ：１．００〜１．８０重量％，Ａｌ：０．００５〜０．０５０重量％，Ｎｂ：０．００３〜０．０１５重量％，Ｖ：０．０１０〜０．０８０重量％，Ｎ：０．００２０〜０．００７０重量％を含有し、且つ、上記（１）式で規定するＣ当量が０．４０％以下で残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼片を、１２００〜１３５０℃に加熱し、１２００℃以下の温度で４０％以上の累積圧下を与え、９５０〜１０５０℃の温度で熱間圧延を終了した後、直ちにフランジの板厚１／４ｔ部を内外面から０．２〜３．０℃／ｓの冷却速度で７００〜６００℃まで急冷し、その後空冷することを特徴とする強度、靭性及び溶接性に優れた極厚Ｈ形鋼の製造方法である。また、本発明は、上記鋼片が、Ｃｕ：０．０５〜０．６０重量％，Ｎｉ：０．０５〜０．６０重量％，Ｃｒ：０．０５〜０．５０重量％，Ｍｏ：０．０２〜０．３０重量％，Ｃａ：０．００１０〜０．０１００重量％，Ｔｉ：０．００５〜０．０２０重量％，ＲＥＭ：０．００１０〜０．０２０重量％，Ｂ：０．０００２〜０．００３重量％の１種または２種以上を含有することを特徴とする強度、靭性及び溶接性に優れた極厚Ｈ形鋼の製造方法でもある。
【０００９】
【作用】
本発明では、Ｃ：０．０５〜０．１５重量％，Ｓｉ：０．２０重量％以下，Ｍｎ：１．００〜１．８０重量％，Ａｌ：０．００５〜０．０５０重量％，Ｎｂ：０．００３〜０．０１５重量％，Ｖ：０．０１０〜０．０８０重量％，Ｎ：０．００２０〜０．００７０重量％を含有し、且つ、（１）式で規定するＣ当量が０．４０％以下で残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼片を、１２００〜１３５０℃に加熱し、１２００℃以下の温度で４０％以上の累積圧下を与え、９５０〜１０５０℃の温度で熱間圧延を終了した後、直ちにフランジの板厚１／４ｔ部を内外面から０．２〜３．０℃／ｓの冷却速度で７００〜６００℃まで急冷し、その後空冷するようにしたので、強度、靭性のばらつき及び残留応力、歪を発生させることなく、強度、靭性及び溶接性に優れた極厚Ｈ形鋼の製造が可能になる。また、本発明では、上記鋼片が、Ｃｕ：０．０５〜０．６０重量％，Ｎｉ：０．０５〜０．６０重量％，Ｃｒ：０．０５〜０．５０重量％，Ｍｏ：０．０２〜０．３０重量％，Ｃａ：０．００１０〜０．０１００重量％，Ｔｉ：０．００５〜０．０２０重量％，ＲＥＭ：０．００１０〜０．０２０重量％，Ｂ：０．０００２〜０．００３０重量％の１種または２種以上を含有するようにしたので、上記効果は確実に達成できるようになる。
【００１０】
以下に、本発明に係る製造方法における構成要素の限定理由を説明する。
まず、素材鋼片の化学組成に関してであるが、Ｃは、母材（主にフランジ部）および溶接部の強度を確保するために、０．０５重量％以上必要であるが、０．１５重量％を超えると、母材靭性および溶接性が劣化するので、０．０５〜０．１５重量％の範囲に限定した。
【００１１】
Ｓｉは、上記強度の向上に有効な元素であるが、その量が多くなると製品の極厚Ｈ形鋼の溶接性およびＨＡＺ部靭性が悪くなるとともに、１２００℃以上の圧延加熱において素材の酸化が顕著になり、圧延後の該Ｈ形鋼の表面性状が悪くなるので、０．２０重量％を上限とした。
Ｍｎも、上記強度を確保する上で不可欠な元素であり、その下限は１．００重量％とした。しかし、その量が１．８０重量％を超えると製品の溶接性やＨＡＺ部靭性の劣化が大きくなるので、上限を１．８０重量％とした。
【００１２】
Ａｌは、素材の脱酸の為に通常０．００５重量％以上必要であるが、０．０５０重量％を超えて必要以上に添加しても該脱酸効果は向上しないので、上限を０．０５０重量％とした。
Ｎｂは、母材のγ（オーステナイト）結晶粒中に固溶して、α（フェライト）変態後のα地に析出して母材を強化する。これらの強化作用を発揮させるためには、少なくとも０．００３重量％以上の添加が必要であり、一方、その添加量が０．０１５重量％を超えると、熱間圧延時の再結晶細粒化が起こり難くなり、圧延冷却後に粗大ベイナイトが生成して靭性を低下させるとともに、製品の溶接性およびＨＡＺ部靭性を低下させるので、０．００３〜０．０１５重量％の範囲とした。
【００１３】
Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏは、いずれも焼入性向上に有効な元素であり、熱間圧延後の空冷で製品強度を高める。該強度向上にためには、それぞれ０．０５重量％，０．０５重量％，０．０５重量％，０．０２重量％以上が必要である。また、Ｃｕ，Ｎｉは製品の溶接性をほとんど劣化させないが、Ｃｕは熱間加工性を劣化させる欠点もある。Ｃｕのこの熱間加工性低下を抑制するにはほぼ等量のＮｉ添加を必要とするが、Ｎｉは０．６０重量％を超えて添加すると、製造コストが高価となりすぎるため、Ｃｕ，Ｎｉの上限は０．６０重量％とした。Ｃｒ，Ｍｏは、それぞれ０．５０重量％，０．３０重量％を超えると、製品の溶接性や低温靭性を損なうなどの弊害をもたらすので、その数値を上限とした。
【００１４】
Ｖは、所謂析出強化型の元素であり、空冷後の母材強度を向上させる。特に、０．００３重量％以上のＮｂを含む鋼にＶを添加した場合は大きな析出強化が得られる。また、０．０１０重量％以下の添加ではその効果がなく、０．０８０重量％を超えると、製品のＨＡＺ部靭性を劣化させるので、０．０１０〜０．０８０重量％の範囲に制限した。
【００１５】
Ｃａは、母材中に生成したＭｎＳの形態を制御し、とくに板厚方向の延性、靭性を向上させる。しかし、０．００１０重量％以下では実用上効果がなく、０．０１００重量％を超えると、ＣａＯあるいはＣａＳが多く生成し、かえって母材の清浄性や靭性を劣化させるので、Ｃａの添加範囲は０．００１０〜０．０１０重量％とした。
【００１６】
Ｔｉは、熱間圧延したままでの極厚Ｈ形鋼において良好な靭性を得るために有効な元素である。すなわち、母材中にＴｉＮを形成して、１２００〜１３５０℃加熱時のγ結晶粒の粗大化を抑制するとともに、γ→α変態時のフェライト結晶粒の成長を抑制し、該フェライト結晶粒を微粒化し、母材靭性を向上させる。また、同様の理由でＨＡＺ部靭性も向上させる。そのためには、Ｔｉは０．００５重量％以上の添加が必要であるが、０．０２０重量％を超えて添加すると、かえって母材およびＨＡＺ部の靭性を劣化させる。
【００１７】
Ｎは、母材中にＴｉＮを形成し、上記フェライト結晶粒の微細化効果を得るためには、０．００２０重量％以上必要であるが、０．００７０重量％を超えると、母材およびＨＡＺ部の靭性が劣化するので、０．００２０〜０．００７０重量％の範囲に限定した。
ＲＥＭは、高温においても安定でＴｉＮと同様に、フェライト結晶粒の微細化に効果がある。この効果を発揮させるには、０．００１０重量％以上の添加が必要であるが、０．０２０重量％を超えると、かえって母材の清浄性および靭性を劣化する。
【００１８】
Ｂは、圧延冷却中に母材中にＢＮとして析出し、フェライト変態の核として結晶粒の細粒化に有効に作用する。特に、ＲＥＭ，ＴｉＮとの共存でフェライト粒を細かくするが、その効果は０．０００２重量％以上で得られる。しかし、０．００３０重量％を超えると、母材の靭性がかえって低下するので、０．０００２〜０．００３０重量％の範囲に限定した。なお、Ｔｉの存在下でＢＮを形成させるためには、Ｔｉ（ＴｉＮ）に対し過剰のＮが必要である。Ｔｉ／Ｎの比は、ＴｉＮの化学量論的組み合わせよりも、Ｎが若干過剰に存在する組み合わせ、すなわち、Ｔｉ／Ｎの比で２〜４であることが望ましい。
【００１９】
（１）式で規定するＣ当量が４０％を超えると、熱間圧延後の７００〜６００℃域を急冷した場合にベイナイト主体の組織となる。その結果、フェライト析出による細粒化が図れず、母材の靭性が低下するとともに、溶接ＨＡＺ部に島状マルテンサイトが生成しやすくなって該靭性が劣化するので、０．４０％以下に限定した。
【００２０】
次に、上記素材を圧延する条件の限定理由を述べる。熱間圧延のための加熱温度は、通常の極厚でないＨ形鋼の圧延に適用する１２００〜１３５０℃であれば十分である。そして、１２００℃以上の加熱で、０．００３重量％以上あるＮｂの固溶は十分達成されるが、１３５０℃を超えると母材中の結晶粒が粗大化して靭性が劣化するので，加熱温度は１２００〜１３５０℃の範囲とした。
【００２１】
また、熱間圧延において、１２００℃以下温度で累積圧下率を４０％以上とするのは、再結晶細粒化によって粗大な結晶粒を微細化し、母材の高靭性を確保するためである。
さらに、仕上温度が１０５０℃を超えると、微細な結晶粒が得られず、９５０℃未満に低下すると、Ｎｂ炭化物が析出し固溶Ｎｂが減少するために、Ｎｂによる強化が減少する。そこで、本発明では、仕上温度を１０５０〜９５０℃に限定した。
【００２２】
圧延を終了した後、冷却速度を０．２℃／ｓ以上として急冷するのは、７００℃以上の高温域でのＮｂ炭化物の析出を抑制でき、Ｎｂによる析出強化を高めるためである。冷却速度が３．０℃／ｓ以上になると、ベーナイト主体の組織となり、母材靭性が低下するとともに、フランジ板厚方向の強度、靭性のバラツキが大きくなり残留応力も大きくなる。したがって、冷却速度は０．２〜３．０℃／ｓに限定した。そして、冷却停止温度が７００℃を超える高温では、Ｎｂ炭化物が粗大析出するため、母材の強度が充分でなくなる。一方、冷却停止温度が６００℃を下回ると、Ｎｂ炭化物が析出強化を活用できず、母材の表面と内部とでα変態時の冷却速度差が大きくなり、板厚方向の特性値に差が生じる。そのため、冷却停止温度は７００〜６００℃範囲とした。なお、その後の冷却は、空冷とすることによって、フェライトを含む微細組織が得られるとともに、Ｎｂの析出強化も達成できる。
【００２３】
【実施例】
表１及び表２に化学組成を示す鋼片を１２５０〜１３５０℃に加熱後、表３及び表４に示す種々の圧延条件および冷却条件でフランジ板厚８０〜９０ｍｍの極厚Ｈ形鋼を製造した。その際、冷却方法は、フランジ部の外面から図１に示すように断続的に水を吹きつけ（水冷−空冷を繰り返す）ることによって、フランジ１／４ｔ部の冷却速度を０．３〜０．６℃／ｓに調整した。そして、各極厚Ｈ形鋼のフランジ幅の１／４部位置で表面下８ｍｍ部分および１／２ｔ（ｔは板厚）部分より、日本工業規格に規定する４号引張試験片および４号衝撃試験片を採取し、それぞれの試験片で機械的性質（降伏強度（ＹＳ），引張強度（ＴＳ），降伏比（ＹＲ）及び衝撃靭性値（ｖＥ０ ））を調査した。その調査結果は、表３及び表４に同時に示してある。
【００２４】
【表１】
【表２】
【表３】
【表４】
なお、表１及び表２の英文字記号のＡ〜Ｆは、本発明に係る製造方法の実施例に対応する鋼片で、Ｇ，Ｉは、比較例のための鋼片である。但し、表３及び表４に示すＡ５，Ｂ２，Ｃ２は、圧延後の冷却が通常の空冷であり、Ａ６およびＩ１は、累積圧下率小さく、本発明条件から外れ比較例としてある。。
表３及び表４に示すように、すべての本発明例では、表層と中心との強度、靭性の差が小さく、ＴＳで５３０ＭＰａ以上の高強度と、ｖＥｏで９０Ｊ以上の高靭性とが得られている。しかし、比較例のＧは、Ｃ量およびＣ当量が高いため、衝撃靭性がｖＥ０で４６Ｊ以下と低く、また、比較例Ｈは、Ｍｎ量が低く、Ｎｂを含まないため、１／４ｔ部の強度はＴＳで４７６ＭＰａと低い。さらに、比較例Ｉは、Ｎｂ量が多いため細粒が得られず、良好な母材靭性確保できない。
【００２９】
次に、溶接割れ感受性を評価するため、ＪＩＳ Ｚ ３１５８に規定する「斜めｙ形溶接割れ試験」を行った。本発明例中で、Ｃ当量の高いＢ，Ｄ，Ｅについて、フランジから（板厚×長さ２００×幅１５０ｍｍ）の試験片を切り出し、高張力鋼用被覆アーク溶接棒を用いて、１７０アンペア、２４ボルト、溶接速度１５０ｍｍ／ｍｉｎの条件で試験した。その際の溶接予熱温度は５０℃としたが、上記いずれの試験片も割れの発生は皆無であった。しかし、比較例のＧから同じサイズで採取した試験片では、同一の溶接条件で割れが発生した。
【００３０】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明に係る製造方法を採用すれば、建築、土木構造物用鋼材として強度、靭性及び溶接性に優れた極厚Ｈ形鋼の製造が可能になった。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の実施における冷却方法を説明する図である。
【符号の説明】
１ ウエブ
２ フランジ
３ 水の吹きつけ方向
４ 試料採取位置
Claims (2)
- Ｃ：０．０５〜０．１５重量％，Ｓｉ：０．２０重量％以下，Ｍｎ：１．００〜１．８０重量％，Ａｌ：０．００５〜０．０５０重量％，Ｎｂ：０．００３〜０．０１５重量％，Ｖ：０．０１０〜０．０８０重量％，Ｎ：０．００２０〜０．００７０重量％を含有し、且つ、下記式で規定するＣ当量が０．４０％以下で残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼片を、１２００〜１３５０℃に加熱し、１２００℃以下の温度で４０％以上の累積圧下を与え、９５０〜１０５０℃の温度で熱間圧延を終了した後、直ちにフランジの板厚１／４ｔ部を外面から０．２〜３．０℃／ｓの冷却速度で７００〜６００℃まで急冷し、その後空冷することを特徴とする強度、靭性及び溶接性に優れた極厚Ｈ形鋼の製造方法。
Ｃ当量（％）＝Ｃ（％）＋Ｓｉ（％）／２４＋Ｍｎ（％）／６＋Ｎｉ（％）／４０＋Ｃｕ（％）／５＋Ｍｏ（％）／４＋Ｖ（％）／１４・・・・（１）式 - さらに、上記鋼片が、Ｃｕ：０．０５〜０．６０重量％，Ｎｉ：０．０５〜０．６０重量％，Ｃｒ：０．０５〜０．５０重量％，Ｍｏ：０．０２〜０．３０重量％，Ｃａ：０．００１０〜０．０１０重量％，Ｔｉ：０．００５〜０．０２０重量％，ＲＥＭ：０．００１〜０．０２重量％，Ｂ：０．０００２〜０．００３０重量％の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記載の強度、靭性及び溶接性に優れた極厚Ｈ形鋼の製造方法。
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