JPH08197105A - 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
強度、靭性及び溶接性に優れた極厚ｈ形鋼の製造方法Info
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- JPH08197105A JPH08197105A JP897595A JP897595A JPH08197105A JP H08197105 A JPH08197105 A JP H08197105A JP 897595 A JP897595 A JP 897595A JP 897595 A JP897595 A JP 897595A JP H08197105 A JPH08197105 A JP H08197105A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】本発明は、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。 【構成】化学組成を特定した鋼片を、１２００〜１３５
０℃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以上の冷却速度で７００〜６
００℃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。
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。 【構成】化学組成を特定した鋼片を、１２００〜１３５
０℃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以上の冷却速度で７００〜６
００℃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。
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。
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。
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４９０ＭＰ
ａ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。
厚Ｈ形鋼を、素材として引張強度（ＴＳ）が４９０ＭＰ
ａ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 Ｍｅ
ｃｈａｎｉｃａｌ Ｃｏｎｔｒｏｌｌｅｄ Ｐｒｏｃｅ
ｓｓ，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％、Ｍ
ｎ ０．３０〜１．５０％を含有する鋼材をオーステナ
イト域でＨ形鋼に熱間加工し、そのフランジ温度をＡｒ
1 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。
する方法としては、所謂ＴＭＣＰ（Ｔｈｅｒｍｏ Ｍｅ
ｃｈａｎｉｃａｌ Ｃｏｎｔｒｏｌｌｅｄ Ｐｒｏｃｅ
ｓｓ，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％、Ｍ
ｎ ０．３０〜１．５０％を含有する鋼材をオーステナ
イト域でＨ形鋼に熱間加工し、そのフランジ温度をＡｒ
1 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。
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。
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。
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％，Ｓ
ｉ：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、Ｃ
ｕ：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。
ので、具体的には、Ｃ：０．０５〜０．１５重量％，Ｓ
ｉ：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、Ｃ
ｕ：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：０．０
５〜０．６０重量％，Ｃｒ：０．０５〜０．５０重量
％，Ｍｏ：０．０２〜０．３０重量％，Ｃａ：０．００
１０〜０．０１００重量％，Ｔｉ：０．００５〜０．０
２０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。
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：０．０
５〜０．６０重量％，Ｃｒ：０．０５〜０．５０重量
％，Ｍｏ：０．０２〜０．３０重量％，Ｃａ：０．００
１０〜０．０１００重量％，Ｔｉ：０．００５〜０．０
２０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。
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。
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。
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。
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Ｈ
ＡＺ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。
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Ｈ
ＡＺ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。
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、１２００〜１３５
０℃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。
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、１２００〜１３５
０℃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、０．００２
０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。ＲＥ
Ｍ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。
ライト結晶粒の微細化効果を得るためには、０．００２
０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。ＲＥ
Ｍ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。
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。
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。
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。
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。
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１２５
０〜１３５０℃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（Ｙ
Ｒ）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。
０〜１３５０℃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（Ｙ
Ｒ）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。
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、Ｊ
ＩＳ 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１５０
ｍｍ）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１
５０ｍｍ／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。
ＩＳ 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１５０
ｍｍ）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１
５０ｍｍ／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。
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１】本発明の実施における冷却方法を説明する図で
ある。
ある。
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
───────────────────────────────────────────────────── 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 38/12 (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 (2)
- 【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
％，Ａｌ：０．００５〜０．０５０重量％，Ｎｂ：０．
００３〜０．０１５重量％，Ｖ：０．０１０〜０．０８
０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、１２０
０〜１３５０℃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 - 【請求項２】 さらに、上記鋼片が、Ｃｕ：０．０５〜
０．６０重量％，Ｎｉ：０．０５〜０．６０重量％，Ｃ
ｒ：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：０．０
０１〜０．０２重量％，Ｂ：０．０００２〜０．００３
０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。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP897595A JP3622246B2 (ja) | 1995-01-24 | 1995-01-24 | 強度、靭性及び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 |
|---|---|---|---|
| JP897595A JP3622246B2 (ja) | 1995-01-24 | 1995-01-24 | 強度、靭性及び溶接性に優れた極厚ｈ形鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08197105A true JPH08197105A (ja) | 1996-08-06 |
| JP3622246B2 JP3622246B2 (ja) | 2005-02-23 |
Family
ID=11707696
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP897595A Expired - Fee Related JP3622246B2 (ja) | 1995-01-24 | 1995-01-24 | 強度、靭性及び溶接性に優れた極厚ｈ形鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3622246B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2011157573A (ja) * | 2010-01-29 | 2011-08-18 | Nippon Steel Corp | 靱性に優れた高強度極厚ｈ形鋼およびその製造方法 |
| KR101298699B1 (ko) * | 2011-04-27 | 2013-08-21 | 현대제철 주식회사 | 고강도 강재 및 그 제조방법 |
| 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 |
| CN108504924A (zh) * | 2018-03-28 | 2018-09-07 | 马钢(集团)控股有限公司 | 一种含钒具有良好低温韧性的屈服强度460MPa级热轧H型钢及其生产方法 |
-
1995
- 1995-01-24 JP JP897595A patent/JP3622246B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2011157573A (ja) * | 2010-01-29 | 2011-08-18 | Nippon Steel Corp | 靱性に優れた高強度極厚ｈ形鋼およびその製造方法 |
| KR101298699B1 (ko) * | 2011-04-27 | 2013-08-21 | 현대제철 주식회사 | 고강도 강재 및 그 제조방법 |
| 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 |
| CN108504924A (zh) * | 2018-03-28 | 2018-09-07 | 马钢(集团)控股有限公司 | 一种含钒具有良好低温韧性的屈服强度460MPa级热轧H型钢及其生产方法 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3622246B2 (ja) | 2005-02-23 |
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