JPH08197102A - 靭性と溶接性に優れた極厚ｈ形鋼の製造方法 - Google Patents
靭性と溶接性に優れた極厚ｈ形鋼の製造方法Info
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- JPH08197102A JPH08197102A JP724595A JP724595A JPH08197102A JP H08197102 A JPH08197102 A JP H08197102A JP 724595 A JP724595 A JP 724595A JP 724595 A JP724595 A JP 724595A JP H08197102 A JPH08197102 A JP H08197102A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】通常板厚のＨ形鋼を圧延すると同等の条件で熱
間圧延を施し、靭性と溶接性に優れた極厚Ｈ形鋼を製造
する方法を提供する。 【構成】Ｃ０．０５〜０．１５重量％、Ｓｉ０．２０重
量％以下、Ｍｎ１．００〜１．８０重量％、Ｎ０．００
２０〜０．００７０重量％以下、Ａｌ０．０５０重量％
以下、Ｖ０．０１０〜０．１５重量％を含有し、且つＣ
ｕ０．０５〜０．６０重量％、Ｎｉ０．０５〜０．６重
量％、Ｃｒ０．０５〜０．５重量％、Ｍｏ０．０２〜
０．３重量％の１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅ及
び不可避的不純物で、Ｃ当量が０．４０％以下である素
材を、１２００〜１３５０℃に加熱した後、１２００〜
１０００℃の温度範囲でフランジ部に累積圧下で４０％
以上の圧下を施した後、室温まで空冷する。
間圧延を施し、靭性と溶接性に優れた極厚Ｈ形鋼を製造
する方法を提供する。 【構成】Ｃ０．０５〜０．１５重量％、Ｓｉ０．２０重
量％以下、Ｍｎ１．００〜１．８０重量％、Ｎ０．００
２０〜０．００７０重量％以下、Ａｌ０．０５０重量％
以下、Ｖ０．０１０〜０．１５重量％を含有し、且つＣ
ｕ０．０５〜０．６０重量％、Ｎｉ０．０５〜０．６重
量％、Ｃｒ０．０５〜０．５重量％、Ｍｏ０．０２〜
０．３重量％の１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅ及
び不可避的不純物で、Ｃ当量が０．４０％以下である素
材を、１２００〜１３５０℃に加熱した後、１２００〜
１０００℃の温度範囲でフランジ部に累積圧下で４０％
以上の圧下を施した後、室温まで空冷する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、建築、土木構造物など
に用いられる衝撃靭性と溶接性に優れた所謂極厚Ｈ形鋼
（板厚 ４０ｍｍ以上）の製造方法に関する。
に用いられる衝撃靭性と溶接性に優れた所謂極厚Ｈ形鋼
（板厚 ４０ｍｍ以上）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い、大型構造物に使用されるＨ形鋼
は、厚肉化及び高強度化の傾向にある。
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い、大型構造物に使用されるＨ形鋼
は、厚肉化及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、素材に引張強度（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当量を通常より高くせざるを得なかった。その結
果、該製品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（所謂、ＨＡＺ部）の靭
性が低くなる等の問題が生じた。また、一般に、Ｈ形鋼
の圧延工程においては、造形上の寸法精度の制約から、
変形が容易なように高温で且つ軽圧下するのが望まし
い。特に、板厚の厚い上記極厚Ｈ形鋼の製造に際して
は、圧延での変形抵抗が大きいため、素材を１２５０℃
以上の高温度に加熱し、且つ変形の比較的容易な１３０
０〜１０００℃の高温域で圧延するのが好ましい。しか
しながら、かかる条件で極厚Ｈ形鋼を製造するのでは、
高温加熱で一旦粗大化した素材中の結晶粒が、圧延で微
細化せず、良好な靭性を有する製品が得られないという
別の問題もあった。
厚Ｈ形鋼を、素材に引張強度（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当量を通常より高くせざるを得なかった。その結
果、該製品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（所謂、ＨＡＺ部）の靭
性が低くなる等の問題が生じた。また、一般に、Ｈ形鋼
の圧延工程においては、造形上の寸法精度の制約から、
変形が容易なように高温で且つ軽圧下するのが望まし
い。特に、板厚の厚い上記極厚Ｈ形鋼の製造に際して
は、圧延での変形抵抗が大きいため、素材を１２５０℃
以上の高温度に加熱し、且つ変形の比較的容易な１３０
０〜１０００℃の高温域で圧延するのが好ましい。しか
しながら、かかる条件で極厚Ｈ形鋼を製造するのでは、
高温加熱で一旦粗大化した素材中の結晶粒が、圧延で微
細化せず、良好な靭性を有する製品が得られないという
別の問題もあった。
【０００４】そこで、極厚Ｈ形鋼の靭性と溶接性を確保
する研究が以前より行われ、そのためには所謂ＴＭＣＰ
（Ｔｈｅｒｍｏ Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｃｏｎｔｒｏ
ｌｌｅｄ Ｐｒｏｃｅｓｓ）を活用してＣ当量を低減す
るのが有効であると言われていた。例えば、特公昭５６
−３５７３４号公報は、Ｃ ０．０１〜０．３０％、Ｍ
ｎ ０．３０〜１．５０％ を含有する鋼材をオーステ
ナイト域でＨ形鋼に熱間加工後、そのフランジを外表面
から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、特開昭５８−１０４
４２号公報は、Ｃ ０．００５〜０．２％、Ｍｎ ０．
３〜２．５％、Ｓｉ １．０％以下、Ｎｂ，Ｖの１種又
は２種を０．００５〜０．２％含有し、残部が鉄又は不
可避不純物よりなる鋼材を１０００〜１３００℃に加熱
し、少なくとも９８０℃〜Ａｒ3 点の温度範囲で減面率
３０％以上に加工して、フェライトを析出させた後、急
冷し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開示し
た。
する研究が以前より行われ、そのためには所謂ＴＭＣＰ
（Ｔｈｅｒｍｏ Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｃｏｎｔｒｏ
ｌｌｅｄ Ｐｒｏｃｅｓｓ）を活用してＣ当量を低減す
るのが有効であると言われていた。例えば、特公昭５６
−３５７３４号公報は、Ｃ ０．０１〜０．３０％、Ｍ
ｎ ０．３０〜１．５０％ を含有する鋼材をオーステ
ナイト域でＨ形鋼に熱間加工後、そのフランジを外表面
から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、特開昭５８−１０４
４２号公報は、Ｃ ０．００５〜０．２％、Ｍｎ ０．
３〜２．５％、Ｓｉ １．０％以下、Ｎｂ，Ｖの１種又
は２種を０．００５〜０．２％含有し、残部が鉄又は不
可避不純物よりなる鋼材を１０００〜１３００℃に加熱
し、少なくとも９８０℃〜Ａｒ3 点の温度範囲で減面率
３０％以上に加工して、フェライトを析出させた後、急
冷し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開示し
た。
【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、急冷に
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。
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、急冷に
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
を鑑み、通常板厚のＨ形鋼を圧延すると同等の条件で熱
間圧延を施しても、フランジの強度や靭性のばらつき、
あるいは残留応力、歪等を発生させることがなく、靭性
と溶接性に優れた極厚Ｈ形鋼の製造方法を提供すること
を目的としてる。
を鑑み、通常板厚のＨ形鋼を圧延すると同等の条件で熱
間圧延を施しても、フランジの強度や靭性のばらつき、
あるいは残留応力、歪等を発生させることがなく、靭性
と溶接性に優れた極厚Ｈ形鋼の製造方法を提供すること
を目的としてる。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明者は、上記目的を
達成するため、種々の実験、研究を鋭意行い、以下の新
しい知見を得た。 １．素材にＮｂ、Ｖ，Ｃｕ、Ｎｉ等の合金元素を添加す
ることによって、極厚Ｈ形鋼に熱間圧延しても、その後
空冷のままで所定の強度が確保できる。つまり、空冷で
製造しても、フランジ板厚断面での強度や靭性のばらつ
きおよび残留応力、歪みは発生しない。 ２．素材のＣ当量が０．４０％以下になるよう合金成分
を調整することによって、良好な溶接性が確保できる。 ３．素材にＲＥＭ及びＴｉ、Ｎを添加することにより、
その素材の加熱時にγ結晶粒が粗大化するのを抑制し、
さらに圧延中には素材中にＢＮを析出させ、これを核と
してフェライトを析出させると、靭性の良い極厚Ｈ形鋼
が得られる。 ４．溶接熱影響部もＲＥＭ、ＴｉＮ，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。
達成するため、種々の実験、研究を鋭意行い、以下の新
しい知見を得た。 １．素材にＮｂ、Ｖ，Ｃｕ、Ｎｉ等の合金元素を添加す
ることによって、極厚Ｈ形鋼に熱間圧延しても、その後
空冷のままで所定の強度が確保できる。つまり、空冷で
製造しても、フランジ板厚断面での強度や靭性のばらつ
きおよび残留応力、歪みは発生しない。 ２．素材のＣ当量が０．４０％以下になるよう合金成分
を調整することによって、良好な溶接性が確保できる。 ３．素材にＲＥＭ及びＴｉ、Ｎを添加することにより、
その素材の加熱時にγ結晶粒が粗大化するのを抑制し、
さらに圧延中には素材中にＢＮを析出させ、これを核と
してフェライトを析出させると、靭性の良い極厚Ｈ形鋼
が得られる。 ４．溶接熱影響部もＲＥＭ、ＴｉＮ，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、これら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％、Ｎ：０．００２０〜０．００７０重量％、Ａ
ｌ：０．０５０重量％以下、Ｖ：０．０１０〜０．１５
重量％、Ｎｂ：０．００３〜０．０２０重量％を含有
し、且つＣｕ：０．０５〜０．６重量％、Ｎｉ：０．０
５〜０．６重量％、Ｃｒ：０．０５〜０．５重量％、Ｍ
ｏ：０．０２〜０．３重量％の１種又は２種以上を含有
し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物で、下式で規定するＣ
当量が０．４０％以下である素材を、１２００〜１３５
０℃に加熱した後、１２００〜１０００℃の温度範囲で
フランジ部に累積圧下で４０％以上の圧下を施した後、
室温まで空冷することを特徴とする靭性と溶接性に優れ
た極厚Ｈ形鋼の製造方法である。また、本発明は、上記
素材に、Ｂ：０．０００２〜０．００５重量％を追加し
たり、さらに、Ｔｉ：０．００５〜０．０２重量％、Ｒ
ＥＭ：０．００１〜０．０２重量％、Ｃａ：０．００１
〜０．０１重量％の１種又は２種以上を追加したことを
特徴とする靭性と溶接性に優れた極厚Ｈ形鋼の製造方法
でもある。
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％、Ｎ：０．００２０〜０．００７０重量％、Ａ
ｌ：０．０５０重量％以下、Ｖ：０．０１０〜０．１５
重量％、Ｎｂ：０．００３〜０．０２０重量％を含有
し、且つＣｕ：０．０５〜０．６重量％、Ｎｉ：０．０
５〜０．６重量％、Ｃｒ：０．０５〜０．５重量％、Ｍ
ｏ：０．０２〜０．３重量％の１種又は２種以上を含有
し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物で、下式で規定するＣ
当量が０．４０％以下である素材を、１２００〜１３５
０℃に加熱した後、１２００〜１０００℃の温度範囲で
フランジ部に累積圧下で４０％以上の圧下を施した後、
室温まで空冷することを特徴とする靭性と溶接性に優れ
た極厚Ｈ形鋼の製造方法である。また、本発明は、上記
素材に、Ｂ：０．０００２〜０．００５重量％を追加し
たり、さらに、Ｔｉ：０．００５〜０．０２重量％、Ｒ
ＥＭ：０．００１〜０．０２重量％、Ｃａ：０．００１
〜０．０１重量％の１種又は２種以上を追加したことを
特徴とする靭性と溶接性に優れた極厚Ｈ形鋼の製造方法
でもある。
【０００９】この場合、素材中のＳｉが０．１重量％以
下であるとより好ましい効果が得られる。 Ｃ当量（％）＝Ｃ（％）＋Ｓｉ（％）／２４＋Ｍｎ
（％）／６＋Ｎｉ（％）／４０＋Ｃｒ（％）／５＋Ｍｏ
（％）／４＋Ｖ（％）／１４・・・・（１）式
下であるとより好ましい効果が得られる。 Ｃ当量（％）＝Ｃ（％）＋Ｓｉ（％）／２４＋Ｍｎ
（％）／６＋Ｎｉ（％）／４０＋Ｃｒ（％）／５＋Ｍｏ
（％）／４＋Ｖ（％）／１４・・・・（１）式
【００１０】
【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％、Ｎ：０．０１重量％以下、Ａｌ：０．０５重量
％以下、Ｖ：０．０１０〜０．１５重量％、Ｎｂ：０．
００３〜０．０２０重量％を含有し、且つＣｕ：０．０
５〜０．６重量％、Ｎｉ：０．０５〜０．６重量％、Ｃ
ｒ：０．０５〜０．５重量％、Ｍｏ：０．０２〜０．３
０重量％の１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不
可避的不純物で、Ｃ当量（（１）式）が０．４０％以下
である素材を、１２００〜１３５０℃に加熱した後、１
２００〜１０００℃の温度範囲でフランジ部に累積圧下
で４０％以上の圧下を施した後、室温まで空冷するよう
にしたので、フランジの強度や靭性のばらつき、あるい
は残留応力、歪等を発生させることがなくなり、靭性と
溶接性に優れた極厚Ｈ形鋼の製造が可能となった。ま
た、本発明では、上記素材に、Ｂ：０．０００２〜０．
００５０重量％を追加したり、さらに、Ｔｉ：０．００
５〜０．０２０重量％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０２
重量％、Ｃａ：０．００１〜０．０１重量％の１種又は
２種以上を追加するようにしたので、上記効果は一層明
確になった。
Ｓｉ：０．２０重量％以下、Ｍｎ：１．００〜１．８０
重量％、Ｎ：０．０１重量％以下、Ａｌ：０．０５重量
％以下、Ｖ：０．０１０〜０．１５重量％、Ｎｂ：０．
００３〜０．０２０重量％を含有し、且つＣｕ：０．０
５〜０．６重量％、Ｎｉ：０．０５〜０．６重量％、Ｃ
ｒ：０．０５〜０．５重量％、Ｍｏ：０．０２〜０．３
０重量％の１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不
可避的不純物で、Ｃ当量（（１）式）が０．４０％以下
である素材を、１２００〜１３５０℃に加熱した後、１
２００〜１０００℃の温度範囲でフランジ部に累積圧下
で４０％以上の圧下を施した後、室温まで空冷するよう
にしたので、フランジの強度や靭性のばらつき、あるい
は残留応力、歪等を発生させることがなくなり、靭性と
溶接性に優れた極厚Ｈ形鋼の製造が可能となった。ま
た、本発明では、上記素材に、Ｂ：０．０００２〜０．
００５０重量％を追加したり、さらに、Ｔｉ：０．００
５〜０．０２０重量％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０２
重量％、Ｃａ：０．００１〜０．０１重量％の１種又は
２種以上を追加するようにしたので、上記効果は一層明
確になった。
【００１１】以下に、本発明での素材の化学組成及び圧
延条件の限定理由を説明する。まず、化学組成である
が、Ｃは、母材部及び溶接部に必要な強度を確保するた
め最低で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及び溶接性が劣化するので、
０．０５〜０．１５重量％に限定した。Ｓｉは、その量
が多くなると母材及びＨＡＺ部の靭性が悪くなると共
に、１２００℃以上の圧延加熱において酸化が顕著とな
り、圧延後のＨ形鋼の表面性状が悪くなるので、０．２
０重量％を上限とした。なお、Ｓｉは、０．１０重量％
以下であると、一層良い結果が得られる。
延条件の限定理由を説明する。まず、化学組成である
が、Ｃは、母材部及び溶接部に必要な強度を確保するた
め最低で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及び溶接性が劣化するので、
０．０５〜０．１５重量％に限定した。Ｓｉは、その量
が多くなると母材及びＨＡＺ部の靭性が悪くなると共
に、１２００℃以上の圧延加熱において酸化が顕著とな
り、圧延後のＨ形鋼の表面性状が悪くなるので、０．２
０重量％を上限とした。なお、Ｓｉは、０．１０重量％
以下であると、一層良い結果が得られる。
【００１２】Ｍｎは、鋼材の強度を確保する上で不可決
の元素であり、その下限は１．００重量％とした。しか
し、Ｍｎ量が１．８重量％を超えると溶接性、ＨＡＺ部
の靭性劣化が大きくなるので、その上限を１．８重量％
とした。Ａｌは、脱酸のために０．００５重量％以上必
要であるが、０．０５重量％を超えて必要以上添加して
も脱酸効果は向上できないので、上限を０．０５重量％
とした。
の元素であり、その下限は１．００重量％とした。しか
し、Ｍｎ量が１．８重量％を超えると溶接性、ＨＡＺ部
の靭性劣化が大きくなるので、その上限を１．８重量％
とした。Ａｌは、脱酸のために０．００５重量％以上必
要であるが、０．０５重量％を超えて必要以上添加して
も脱酸効果は向上できないので、上限を０．０５重量％
とした。
【００１３】Ｎｂは、強度確保に有効な元素であるが、
熱間圧延の再結晶細粒化を抑制し、圧延空冷後に粗大ベ
イナイトを生成して靭性を低下させる。従って、Ｎｂは
強度確保のために０．００３重量％以上必要であるが、
０．０２重量％を超えて添加すると極厚Ｈ形鋼の軽圧下
圧延では再結晶細粒化が図れず靭性が低下するととも
に、溶接性が徐々に劣化するので０．０２重量％を上限
とした。
熱間圧延の再結晶細粒化を抑制し、圧延空冷後に粗大ベ
イナイトを生成して靭性を低下させる。従って、Ｎｂは
強度確保のために０．００３重量％以上必要であるが、
０．０２重量％を超えて添加すると極厚Ｈ形鋼の軽圧下
圧延では再結晶細粒化が図れず靭性が低下するととも
に、溶接性が徐々に劣化するので０．０２重量％を上限
とした。
【００１４】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の強度
を高める。強度向上のためには、それぞれ０．０．５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、溶接性をほ
とんど劣化させないが、Ｃｕには熱間加工性を劣化させ
る欠点がある。Ｃｕの熱間加工性を抑制するためにはほ
ぼ当量のＮｉ添加を必要とするが、Ｎｉは０．６重量％
を超えて添加すると、製造コストが高価になりすぎるた
め、Ｃｕ、Ｎｉの上限は０．６重量％とした。Ｃｒ、Ｍ
ｏは、それぞれ０．５重量％、０．３重量％を超える
と、溶接性や低温靭性を損なうなどの弊害をもたらすの
で、これを上限とした。
性向上に有効な元素であり、熱間圧延後の空冷での強度
を高める。強度向上のためには、それぞれ０．０．５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、溶接性をほ
とんど劣化させないが、Ｃｕには熱間加工性を劣化させ
る欠点がある。Ｃｕの熱間加工性を抑制するためにはほ
ぼ当量のＮｉ添加を必要とするが、Ｎｉは０．６重量％
を超えて添加すると、製造コストが高価になりすぎるた
め、Ｃｕ、Ｎｉの上限は０．６重量％とした。Ｃｒ、Ｍ
ｏは、それぞれ０．５重量％、０．３重量％を超える
と、溶接性や低温靭性を損なうなどの弊害をもたらすの
で、これを上限とした。
【００１５】Ｖは、析出強化元素であり、空冷材の強度
を向上させる。特に、Ｎｂを０．００３％以上含有する
鋼にＶを添加した場合の強化が大きい。そして、その添
加量が０．０１０重量％以下では効果がなく、０．１５
重量％を超えるとＨＡＺ部の靭性を劣化させるので、
０．００５〜０．１５重量％に制限した。Ｃａは、素材
中に生じた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、０．００１重量％以下
では実用上効果がなく、０．０１重量％を超えると、Ｃ
ａＯあるいはＣａＳが多く生成し、かえって鋼の清浄
性、靭性を劣化させるので、Ｃａの添加範囲は０．００
１〜０．０１重量％とした。
を向上させる。特に、Ｎｂを０．００３％以上含有する
鋼にＶを添加した場合の強化が大きい。そして、その添
加量が０．０１０重量％以下では効果がなく、０．１５
重量％を超えるとＨＡＺ部の靭性を劣化させるので、
０．００５〜０．１５重量％に制限した。Ｃａは、素材
中に生じた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、０．００１重量％以下
では実用上効果がなく、０．０１重量％を超えると、Ｃ
ａＯあるいはＣａＳが多く生成し、かえって鋼の清浄
性、靭性を劣化させるので、Ｃａの添加範囲は０．００
１〜０．０１重量％とした。
【００１６】Ｔｉは、素材中にＴｉＮを形成して、１２
００〜１３５０℃に加熱した時にγ結晶粒の粗大化を抑
制すると共に、Ｂとの共有で圧延後のフェライト粒を細
かくする効果がある。そのためには、Ｔｉは０．００５
重量％以上の添加が必要であるが、０．０２重量％を超
えて添加すると、かえって母材及び溶接ＨＡＺ部の靭性
を劣化させる。
００〜１３５０℃に加熱した時にγ結晶粒の粗大化を抑
制すると共に、Ｂとの共有で圧延後のフェライト粒を細
かくする効果がある。そのためには、Ｔｉは０．００５
重量％以上の添加が必要であるが、０．０２重量％を超
えて添加すると、かえって母材及び溶接ＨＡＺ部の靭性
を劣化させる。
【００１７】ＲＥＭは、高温においても安定でＴｉＮと
同様に、高温でのγ結晶粒の粗大化を抑制すると共に、
圧延急冷後のフェライト粒を細かくする効果がある。こ
の効果を十分発揮させるには、０．００１重量％以上の
添加が必要であるが、０．０２重量％を超えると、鋼の
清浄性及び靭性が劣化する。Ｂは、圧延中にＢＮとして
析出し、圧延空冷後の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、
０．００５重量％を超えると、微細化の効果が小さくな
り、鋼の靭性が低下するので、０．０００２〜０．００
５重量％の範囲に添加量を限定した。
同様に、高温でのγ結晶粒の粗大化を抑制すると共に、
圧延急冷後のフェライト粒を細かくする効果がある。こ
の効果を十分発揮させるには、０．００１重量％以上の
添加が必要であるが、０．０２重量％を超えると、鋼の
清浄性及び靭性が劣化する。Ｂは、圧延中にＢＮとして
析出し、圧延空冷後の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、
０．００５重量％を超えると、微細化の効果が小さくな
り、鋼の靭性が低下するので、０．０００２〜０．００
５重量％の範囲に添加量を限定した。
【００１８】Ｎは、素材中にＴｉＮ及びＢＮを形成させ
るのに必要で、上記フェライト粒微細化の効果を得るた
めには、０．００２重量％以上が必要であるが、０．０
０７重量％を超えると、母材及び溶接ＨＡＺ部の靭性が
劣化するので、０．００２〜０．００７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が必要であり、Ｔ
ｉ／Ｎの比は、Ｔｉの化学量論理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、２〜３で
あることが望ましい。
るのに必要で、上記フェライト粒微細化の効果を得るた
めには、０．００２重量％以上が必要であるが、０．０
０７重量％を超えると、母材及び溶接ＨＡＺ部の靭性が
劣化するので、０．００２〜０．００７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が必要であり、Ｔ
ｉ／Ｎの比は、Ｔｉの化学量論理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、２〜３で
あることが望ましい。
【００１９】素材のＣ当量（（１）式）が０．４０％を
超えると、熱間圧延後の空冷ではベイナイト主体の組織
となり、フェライト析出による細粒化が図れなくなる。
その結果、母材の靭性が低下すると共に、溶接ＨＡＺ部
に島状マルテンサイトが生成しやすくなり、靭性が劣化
するので、Ｃ当量は０．４０％以下に限定する。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℃あれば十分である。そし
て、熱間圧延中では、１２００〜１０００℃の温度範囲
で累積圧下率を４０％以上とするが、その理由は、粗大
な結晶粒を圧延で再結晶微細化し、高い靭性を確保する
ためである。なお、圧延では、７％以上の圧下率／パス
を４パス以上繰り返すと、再結晶細粒化に一層良い結果
が得られる。以下、実施例において、本発明に係る製造
方法で得た極厚Ｈ形鋼の機械的性質の優秀さを確認す
る。
超えると、熱間圧延後の空冷ではベイナイト主体の組織
となり、フェライト析出による細粒化が図れなくなる。
その結果、母材の靭性が低下すると共に、溶接ＨＡＺ部
に島状マルテンサイトが生成しやすくなり、靭性が劣化
するので、Ｃ当量は０．４０％以下に限定する。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℃あれば十分である。そし
て、熱間圧延中では、１２００〜１０００℃の温度範囲
で累積圧下率を４０％以上とするが、その理由は、粗大
な結晶粒を圧延で再結晶微細化し、高い靭性を確保する
ためである。なお、圧延では、７％以上の圧下率／パス
を４パス以上繰り返すと、再結晶細粒化に一層良い結果
が得られる。以下、実施例において、本発明に係る製造
方法で得た極厚Ｈ形鋼の機械的性質の優秀さを確認す
る。
【００２０】
【実施例】表１及び表２に化学組成を示すように、本発
明の対象とする素材Ａ〜Ｆ及び比較例用素材Ｇ〜Ｉから
なる鋼片を、１２５０〜１３５０℃に加熱した後、表３
及び表４に示す種々の圧延条件及び冷却条件でフランジ
板厚６５〜１００ｍｍの極厚Ｈ形鋼を製造した。そし
て、各極厚Ｈ形鋼のフランジ幅の１／４の位置におい
て、その表面下８ｍｍの部分と１／２板厚の部分とよ
り、日本工業規格で規定する４号引張試験片及び４号衝
撃試験片を採取し、それぞれの機械的性質（降伏強度
（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、降伏比（ＹＲ）及び衝撃
値（ｖＥ0 ））を調査した。その調査結果は、上記表３
及び４に同時に示してある。
明の対象とする素材Ａ〜Ｆ及び比較例用素材Ｇ〜Ｉから
なる鋼片を、１２５０〜１３５０℃に加熱した後、表３
及び表４に示す種々の圧延条件及び冷却条件でフランジ
板厚６５〜１００ｍｍの極厚Ｈ形鋼を製造した。そし
て、各極厚Ｈ形鋼のフランジ幅の１／４の位置におい
て、その表面下８ｍｍの部分と１／２板厚の部分とよ
り、日本工業規格で規定する４号引張試験片及び４号衝
撃試験片を採取し、それぞれの機械的性質（降伏強度
（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、降伏比（ＹＲ）及び衝撃
値（ｖＥ0 ））を調査した。その調査結果は、上記表３
及び４に同時に示してある。
【００２１】
【表１】
【００２２】
【表２】
【００２３】
【表３】
【００２４】
【表４】
【００２５】表３に示すように、本発明に係る製造方法
で得た極圧Ｈ形鋼では、フランジ板厚７５ｍｍ以上でも
表層と中心との強度、靭性の差が小さく、ＴＳで５３０
ＭＰａ以上の高強度と、ｖＥｏで９０Ｊ以上の高靭性が
得られる。しかしながら、表２及び４から明らかなよう
に、比較例のＧ鋼はＣ量及びＣ当量が高いため、衝撃靭
性がｖＥｏで６２Ｊ以下と低い。また、比較例のＨ鋼
は、Ｎｂ及びＶを含まないため、強度はＴＳで４６０〜
４８０ＭＰａ程度と低く、ＴＳで４９０ＭＰａ以上の高
強度が得られない。さらに、比較例のＩ鋼は、Ｎｂ含有
量が高いため，細粒が得られず、良好な母材靭性が確保
できない。
で得た極圧Ｈ形鋼では、フランジ板厚７５ｍｍ以上でも
表層と中心との強度、靭性の差が小さく、ＴＳで５３０
ＭＰａ以上の高強度と、ｖＥｏで９０Ｊ以上の高靭性が
得られる。しかしながら、表２及び４から明らかなよう
に、比較例のＧ鋼はＣ量及びＣ当量が高いため、衝撃靭
性がｖＥｏで６２Ｊ以下と低い。また、比較例のＨ鋼
は、Ｎｂ及びＶを含まないため、強度はＴＳで４６０〜
４８０ＭＰａ程度と低く、ＴＳで４９０ＭＰａ以上の高
強度が得られない。さらに、比較例のＩ鋼は、Ｎｂ含有
量が高いため，細粒が得られず、良好な母材靭性が確保
できない。
【００２６】表４中の比較鋼、Ａ−３鋼は、素材の化学
組成は本発明に係るＡ鋼と同じであるが、圧延時の累積
圧下率が小さいため細粒が得られず靭性が低い。また、
圧延後の冷却を水冷したため、表層と中心との強度の差
が著しくなっている。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。本発明鋼の中でＣ当量の比較的高
いＣ、Ｄ、Ｅ鋼及び比較鋼Ｇについて、フランジから板
厚５０×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１７０アンペ
ア、２４ボルト１５０ｍｍ／ｍｉｎの条件で試験した。
その際、溶接の予熱温度は５０℃とした。比較鋼のＧ鋼
には、同一の溶接条件で割れが発生したが、本発明に係
る製造方法で得たＣ、Ｄ、Ｅ鋼からの試験片ではいずれ
も割れが発生しなかった。
組成は本発明に係るＡ鋼と同じであるが、圧延時の累積
圧下率が小さいため細粒が得られず靭性が低い。また、
圧延後の冷却を水冷したため、表層と中心との強度の差
が著しくなっている。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。本発明鋼の中でＣ当量の比較的高
いＣ、Ｄ、Ｅ鋼及び比較鋼Ｇについて、フランジから板
厚５０×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１７０アンペ
ア、２４ボルト１５０ｍｍ／ｍｉｎの条件で試験した。
その際、溶接の予熱温度は５０℃とした。比較鋼のＧ鋼
には、同一の溶接条件で割れが発生したが、本発明に係
る製造方法で得たＣ、Ｄ、Ｅ鋼からの試験片ではいずれ
も割れが発生しなかった。
【００２７】
【発明の効果】以上述べたように、本発明により、建
築、土木構造物用鋼材として衝撃靭性と溶接性に優れ、
板厚方向の強度ばらつきが小さい高強度の極厚Ｈ形鋼が
容易に製造できるようになった。
築、土木構造物用鋼材として衝撃靭性と溶接性に優れ、
板厚方向の強度ばらつきが小さい高強度の極厚Ｈ形鋼が
容易に製造できるようになった。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/00 Ｂ 38/48 38/54 38/58 (72)発明者 松崎 明博 千葉市中央区川崎町１番地 川崎製鉄株式 会社技術研究所内 (72)発明者 天野 虔一 千葉市中央区川崎町１番地 川崎製鉄株式 会社技術研究所内 (72)発明者 橋本 隆文 倉敷市水島川崎通１丁目（番地なし） 川 崎製鉄株式会社水島製鉄所内
Claims (3)
- 【請求項１】 Ｃ：０．０５〜０．１５重量％、Ｓｉ：
０．２０重量％以下、Ｍｎ：１．００〜１．８０重量
％、Ｎ：０．００２０〜０．００７０重量％、Ａｌ：
０．０５０重量％以下、Ｖ：０．０１０〜０．１５重量
％、Ｎｂ：０．００３〜０．０２重量％を含有し、且つ
Ｃｕ：０．０５〜０．６０重量％、Ｎｉ：０．０５〜
０．６重量％、Ｃｒ：０．０５〜０．５重量％、Ｍｏ：
０．０２〜０．３重量％の１種又は２種以上を含有し、
残部Ｆｅ及び不可避的不純物で、下式で規定するＣ当量
が０．４０％以下である素材を、１２００〜１３５０℃
に加熱した後、１２００〜１０００℃の温度範囲でフラ
ンジ部に累積圧下で４０％以上の圧下を施した後、室温
まで空冷することを特徴とする靭性と溶接性に優れた極
厚Ｈ形鋼の製造方法。 Ｃ当量（％）＝Ｃ（％）＋Ｓｉ（％）／２４＋Ｍｎ
（％）／６＋Ｎｉ（％）／４０＋Ｃｒ（％）／５＋Ｍｏ
（％）／４＋Ｖ（％）／１４・・・・（１）式 - 【請求項２】 上記素材に、Ｂ：０．００２〜０．００
５重量％を追加したことを特徴とする請求項１記載の極
厚Ｈ形鋼の製造方法。 - 【請求項３】 前記素材に、さらに、Ｔｉ：０．００５
〜０．０２重量％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０２重量
％、Ｃａ：０．００１〜０．０１重量％の１種又は２種
以上を追加したことを特徴とする請求項１又は２記載の
靭性と溶接性に優れた極厚Ｈ形鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP724595A JPH08197102A (ja) | 1995-01-20 | 1995-01-20 | 靭性と溶接性に優れた極厚ｈ形鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP724595A JPH08197102A (ja) | 1995-01-20 | 1995-01-20 | 靭性と溶接性に優れた極厚ｈ形鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08197102A true JPH08197102A (ja) | 1996-08-06 |
Family
ID=11660637
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP724595A Withdrawn JPH08197102A (ja) | 1995-01-20 | 1995-01-20 | 靭性と溶接性に優れた極厚ｈ形鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08197102A (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0761824A3 (en) * | 1995-08-29 | 1998-04-22 | Kawasaki Steel Corporation | Heavy-wall structural steel and method |
| EP1035222A1 (en) * | 1999-03-10 | 2000-09-13 | Kawasaki Steel Corporation | Continuous casting slab suitable for the production of non-tempered high tensile steel material |
| KR101298699B1 (ko) * | 2011-04-27 | 2013-08-21 | 현대제철 주식회사 | 고강도 강재 및 그 제조방법 |
| CN105018861A (zh) * | 2015-08-10 | 2015-11-04 | 山东钢铁股份有限公司 | 一种低成本正火轧制热轧h型钢及其制备方法 |
| JP2017186594A (ja) * | 2016-04-04 | 2017-10-12 | 新日鐵住金株式会社 | 低温用ｈ形鋼及びその製造方法 |
| CN111349853A (zh) * | 2020-03-02 | 2020-06-30 | 河北津西钢铁集团股份有限公司 | 微合金处理热轧h型钢及其轧制方法 |
| JP2023079163A (ja) * | 2021-11-26 | 2023-06-07 | Ｊｆｅスチール株式会社 | Ｈ形鋼およびその製造方法 |
| WO2024179612A1 (zh) * | 2023-02-28 | 2024-09-06 | 莱芜钢铁集团银山型钢有限公司 | 一种正火轧制型420MPa级高强韧风电用钢板及其制备方法 |
-
1995
- 1995-01-20 JP JP724595A patent/JPH08197102A/ja not_active Withdrawn
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0761824A3 (en) * | 1995-08-29 | 1998-04-22 | Kawasaki Steel Corporation | Heavy-wall structural steel and method |
| EP1035222A1 (en) * | 1999-03-10 | 2000-09-13 | Kawasaki Steel Corporation | Continuous casting slab suitable for the production of non-tempered high tensile steel material |
| US6358335B1 (en) | 1999-03-10 | 2002-03-19 | Kawasaki Steel Corporation | Continuous casting slab suitable for the production of non-tempered high tensile steel material |
| KR101298699B1 (ko) * | 2011-04-27 | 2013-08-21 | 현대제철 주식회사 | 고강도 강재 및 그 제조방법 |
| CN105018861A (zh) * | 2015-08-10 | 2015-11-04 | 山东钢铁股份有限公司 | 一种低成本正火轧制热轧h型钢及其制备方法 |
| JP2017186594A (ja) * | 2016-04-04 | 2017-10-12 | 新日鐵住金株式会社 | 低温用ｈ形鋼及びその製造方法 |
| CN111349853A (zh) * | 2020-03-02 | 2020-06-30 | 河北津西钢铁集团股份有限公司 | 微合金处理热轧h型钢及其轧制方法 |
| JP2023079163A (ja) * | 2021-11-26 | 2023-06-07 | Ｊｆｅスチール株式会社 | Ｈ形鋼およびその製造方法 |
| WO2024179612A1 (zh) * | 2023-02-28 | 2024-09-06 | 莱芜钢铁集团银山型钢有限公司 | 一种正火轧制型420MPa级高强韧风电用钢板及其制备方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20020402 |