CN113396237B - 带突起的h型钢及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种在稳定地确保拉伸强度的同时提高韧性的带突起的H型钢及其制造方法。具有如下的钢组成：以满足0.05≤[％V]×[％N]/[％S]≤0.50的范围含有C：0.05～0.20质量％、Si：0.05～0.60质量％、Mn：1.20～1.70质量％、P：0.035质量％以下、S：0.035质量％以下、V：0.040～0.200质量％以及N：0.0040～0.0200质量％，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，拉伸强度为490MPa以上，屈服强度为355MPa以上，并且0℃的冲击吸收能量vE0为27J以上。

Description

带突起的H型钢及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种带突起的H型钢及其制造方法，涉及一种作为用作桥墩等大型结构物的加强材料使用的钢筋替代品的、拉伸强度和伸长率之类的机械特性优异、而且韧性也优异的带突起的H型钢及其制造方法。

背景技术

桥墩等大型结构物中，广泛使用利用钢筋作为加强材料的钢筋混凝土。一般而言，钢筋混凝土结构物的施工是通过在组装钢筋后设置模框，在模框内铸入混凝土而进行。这里，在强度上需要过密配设钢筋的情况下，存在混凝土的填充性降低，不仅施工品质恶化，而且施工时间长的严重课题。并且，从事该施工的技能劳动者的人数也有逐年减少的趋势，更进一步需要有助于当前作业的省力化和工期缩短的结构用钢的开发。

针对这样的要求，对具有比钢筋更大的截面刚性且可减少在同一结构中所需的部件根数的带突起的H型钢，进行了各种研究。已知该带突起的H型钢在凸缘外表面设置有突起，具有与钢筋同等以上的高混凝土粘结性能。对于作为代替钢筋用于大型结构物的带突起的H型钢，为了保证作为结构体的性能，除了拉伸强度、伸长率这样的机械特性，还要求保证韧性。

为了满足这些要求，例如专利文献1中公开了一种通过调整钢中的Nb、V和Ni的添加量，能够平衡良好地提高拉伸强度和韧性的带突起的H型钢。另外，专利文献2中出于提高带突起的H型钢的韧性的目的，公开了根据凸缘厚度设定最佳的冷却停止温度，并且适当地调整凸缘内外表面的冷却水量的技术。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特许4045977号公报

专利文献2：日本特开2006-75883号公报。

发明内容

然而，上述专利文献1、2记载的带突起的H型钢通过添加形成碳氮化物的Nb、V而实现高拉伸强度和韧性的兼得，但存在无法稳定地得到规定的拉伸强度和韧性的问题。本发明为了有利地解决上述问题而完成，目的在于提供一种与以往的带突起的H型钢相比，能够在稳定地确保同等以上的拉伸强度的同时提高韧性的带突起的H型钢及其制造方法。

本发明人等制成改变C、Si、Mn、P、S、V和N的含量的带突起的H型钢，对其拉伸特性和韧性进行了反复深入的调查。其结果是发现通过优化钢中含有的V、N、S的量，不仅通过VN向铁素体中析出而提高强度，而且通过促进以VN作为核的晶内铁素体相变，得到优异的韧性。

本发明立足于上述的情况而完成，其主要构成如下。

1.一种带突起的H型钢，具有如下的钢组成：以满足下述式(1)的范围含有C：0.05～0.20质量％、Si：0.05～0.60质量％、Mn：1.20～1.70质量％、P：0.035质量％以下、S：0.035质量％以下、V：0.040～0.200质量％以及N：0.0040～0.0200质量％，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，拉伸强度为490MPa以上，屈服强度为355MPa以上，并且0℃的冲击吸收能量vE0为27J以上。

0.05≤[％V]×[％N]/[％S]≤0.50…(1)

这里，[％V]、[％N]和[％S]分别为钢中的V、N和S的含量(质量％)。

2.根据上述1所述的带突起的H型钢，其中，所述钢组成进一步含有选自Cr：1.0质量％以下、Cu：1.0质量％以下、Ni：1.0质量％以下、Mo：1.0质量％以下、Al：0.10质量％以下、Nb：0.10质量％以下、B：0.010质量％以下、Ca：0.10质量％以下、Mg：0.10质量％以下以及REM：0.10质量％以下中的1种或2种以上。

3.根据上述1或2所述的带突起的H型钢，其中，所述突起的高度为1.5mm以上。

4.一种带突起的H型钢的制造方法，对具有上述1或2中任一项所述的钢组成的钢坯材实施热轧，成型出带突起的H型钢，

通过所述热轧的精轧在H型钢的凸缘外表面形成突起，在该精轧后在从750℃以上的冷却开始温度到500℃之间以平均冷却速度：0.1～30℃/s的条件进行冷却。

5.根据上述4所述的带突起的H型钢的制造方法，其中，在800℃以上的温度进行所述精轧。

根据本发明，能够稳定地制造具有优异的韧性的带突起的H型钢，有助于实现大型结构物的快速施工、混凝土施工产品的质量的提高，产业上带来有益的效果。

附图说明

图1表示带突起的H型钢的截面图。

图2是表示带突起的H型钢的图，(a)表示从腹板的对置方向观察的侧视图，(b)表示从凸缘外表面的对置方向观察的平面图，(c)表示凸缘外表面的俯视图。

具体实施方式

以下，具体说明本发明。首先，在本发明中，对于将钢组成限定于上述的范围的理由进行说明。应予说明，以下说明的“％”只要没有特别限定，表示“质量％”。

C：0.05～0.20％

C是为了确保母材强度所必需的元素，至少需要含有0.05％。但是，如果C含量超过0.20％，则不仅母材韧性降低，而且焊接性降低。因此，本发明中将C含量设为0.05～0.20％。应予说明，C含量优选为0.10％以上。另外，C含量优选为0.15％以下。

Si：0.05～0.60％

Si为了确保母材强度和作为脱氧剂需要含有0.05％以上，如果Si含量超过0.60％，则韧性降低，而且由于Si具有很高的与氧的结合力，因此焊接性也劣化。因此，本发明中，将Si含量设为0.05～0.60％。应予说明，Si含量优选为0.20％以上。另外，Si含量优选为0.40％以下。

Mn：1.20～1.70％

Mn与Si同样是具有提高钢强度的效果的比较便宜的元素，因此是对高强度化重要的元素。但是，如果Mn含量小于1.20％，则其添加效果小，另一方面，如果超过1.70％，则促进上贝氏体相变，使韧性降低，因此不优选。因此，本发明中，将Mn含量设为1.20～1.70％。应予说明，Mn含量优选为1.40％以上。另外，Mn含量优选为1.60％以下。

P：0.035％以下

如果P的含量超过0.035％，则钢的延展性劣化。因此，本发明中将钢中的P量设为0.035％以下。优选为0.020％以下。另一方面，P越少越优选，因此P含量的下限没有特别限定，可以为0％。但是，P通常是作为杂质在钢中不可避免地含有的元素，过度的低P化导致精炼时间的增加、成本的上升，因此P含量优选为0.005％以上。

S：0.035％以下

S在钢中含有时主要以A系夹杂物的形态存在于钢材中。如果S含量超过0.035％，则该夹杂物量显著增加，同时生成粗大的夹杂物，因此大幅降低钢的韧性。因此，在本发明中将钢中的S含量设为0.035％以下。优选为0.020％以下。另一方面，S越少越优选，因此S含量的下限没有特别限定，可以为0％。此外，通常，S是作为杂质在钢中不可避免地含有的元素，过度的低S化导致精炼时间的增加、成本的上升，因此S含量优选为0.002％以上。

V：0.040～0.200％

V是在轧制中或轧制后的冷却中以VN的形式在奥氏体中析出，成为铁素体相变核，具有使晶粒微细化的效果的重要元素。另外，V也具有利用析出强化而提高母材强度的作用，是为了确保高拉伸强度和韧性所不可或缺的元素。为了得到上述效果，需要将V含量设为0.040％以上。另一方面，如果V含量超过0.200％，则促进析出脆化，大幅损害母材韧性，因此不优选。因此，本发明中将V含量设为0.040～0.200％。应予说明，V含量优选为0.060％以上。另外，V含量优选为0.120％以下。

N：0.0040～0.0200％

N是在钢中与V结合而作为VN提高母材强度的有用的元素，需要含有0.0040％以上。但是，如果N含量超过0.0200％，则所形成的碳氮化物粗大化，大幅损害母材韧性，因此不优选。因此，在本发明中将N含量设为0.0040～0.0200％。应予说明，N含量优选为0.0060％以上。另外，N含量优选为0.0120％以下。

另外，在本发明中仅仅是各元素简单地满足上述范围是不够的，对于V、N和S，将钢中的V、N和S的含量(质量％)分别作为[％V]、[％N]和[％S]，满足下式式(1)的关系很重要。

0.05≤[％V]×[％N]/[％S]≤0.50…(1)

发明人等使用具有上述范围的钢成分的各种带突起的H型钢，评价韧性，其结果得到为了得到优异的韧性，析出VN量与MnS等夹杂物量的平衡很重要的见解。具体而言，可知由[％V]×[％N]/[％S]计算的值小于0.05时，因MnS等夹杂物的增加或析出VN带来的铁素体微细化效果并不充分，因此韧性降低。即，通过将作为基于V、N和S的含量的参数的由上述式计算的值控制在0.05以上，从而能够在抑制粗大的MnS的析出的同时确保有助于韧性的提高的足够量的析出VN。另一方面，如果[％V]×[％N]/[％S]值超过0.50，则析出VN过量，结果助长析出脆化，大幅损害母材韧性。因此，本发明中将由[％V]×[％N]/[％S]计算的值设为0.05～0.50的范围。并且，利用上述式计算的值为0.10以上，并且优选为0.30以下。

本发明中使用的带突起的H型钢的钢组成除了如以上说明的成分以外，剩余部分为Fe和不可避免的杂质。

并且，本发明的带突起的H型钢中，除了以上说明的成分之外，出于强度、延展性、韧性、焊接部特性的提高的目的，可以任意含有选自Cr：1.0％以下、Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、Mo：1.0％以下、Al：0.10％以下、Nb：0.10％以下、B：0.010％以下、Ca：0.10％以下、Mg：0.10％以下和REM：0.10％以下中的1种或2种以上。

以下，说明确定上述元素的含量的理由。

Cr：1.0％以下

Cr是可通过固溶强化实现钢的进一步高强度化的元素。但是，如果其含量超过1.0％，则促进上贝氏体相变，使韧性降低，因此不优选。因此，在钢的成分组成含有Cr的情况下，Cr含量优选为1.0％以下。更优选为0.005％～0.5％。

Cu：1.0％以下

Cu是可通过固溶强化实现钢的进一步高强度化的元素。但是，如果其含量超过1.0％，则容易产生Cu断裂。因此，在钢的成分组成含有Cu的情况下，Cu含量为1.0％以下。更优选为0.005％～0.5％。

Ni：1.0％以下

Ni是可以在不使延展性劣化的情况下实现钢的高强度化的元素。另外，可以通过与Cu复合添加来抑制Cu裂纹，因此在钢组成含有Cu的情况下，优选也含有Ni。但是，如果Ni含量超过1.0％，则有钢的淬透性进一步提高，韧性降低的趋势。因此，在钢组成含有Ni的情况下，Ni量为1.0％以下。更优选为0.005％～0.5％。

Mo：1.0％以下

Mo是可通过固溶强化进一步实现钢的高强度化的元素。其中，如果其含量超过1.0％，则有在钢中大量生成上贝氏体，韧性降低的趋势。因此，在成分组成含有Mo的情况下，Mo含量设为1.0％以下。更优选为0.005％～0.5％。

Al：0.10％以下

Al是可作为脱氧剂添加的元素。然而，如果Al含量超过0.10％，则由于Al具有的较高的与氧的结合力，因此在钢中大量生成氧化物系夹杂物，其结果钢的延展性降低。因此，在钢组成含有Al的情况下，Al量优选为0.10％以下。另一方面，Al含量的下限没有特别限定，为了脱氧，优选设为0.001％以上。更优选为0.001％～0.03％。

Nb：0.10％以下

Nb是具有在钢中作为碳氮化物析出而提高钢的拉伸强度、屈服点的效果的元素。但是，如果其含量超过0.10％，则助长析出脆化，还促进上贝氏体相变，因此钢的韧性有降低的趋势。因此，在钢组成含有Nb的情况下，Nb含量设为0.10％以下。更优选为0.01％～0.05％。

B：0.010％以下

B是具有在钢中在晶界偏析而提高晶界强度效果的元素。另外，是通过形成与成为晶内铁素体的核生成位点的TiN的复合析出物，使微组织微细化，从而对韧性提高有效的元素。另一方面，如果其含量超过0.010％，则由于粗大的碳氮化物的晶界析出，有韧性降低的趋势。因此，在钢组成含有B的情况下，B含量为0.010％以下。更优选为0.001％～0.003％。

Ca：0.10％以下

Ca具有使硫化物系夹杂物中的氧化物和硫化物变性为高温下的稳定性高的物质而使硫化物系夹杂物粒状化的作用。而且，由于由Ca得到的夹杂物的形态控制效果，能够实现钢的韧性、延展性的提高。但是，如果Ca含量超过0.10％，则有清洁度降低，韧性降低的趋势。因此，在钢组成含有Ca的情况下，Ca含量优选为0.10％以下。更优选为0.0010％～0.0050％。

Mg：0.10％以下

Mg具有使硫化物系夹杂物中的氧化物和硫化物变性为高温的稳定性高的物质而使硫化物系夹杂物粒状化的作用。并且，由于由该Mg得到的夹杂物的形态控制效果，能够实现钢的韧性、延展性的提高。其中，如果Mg含量超过0.10％，则有清洁度降低，韧性降低的趋势。因此，在钢组成含有Mg的情况下，Mg含量为0.10％以下。更优选为0.0010％～0.0050％。

REM：0.10％以下

REM(稀土金属)具有使硫化物系夹杂物中的氧化物和硫化物变形为高温下的稳定性高的物质而使硫化物系夹杂物粒状化的作用。而且，由于由该REM得到的夹杂物的形态控制效果，实现钢的韧性、延展性的提高。但是，如果REM含量超过0.10％，则有清洁度降低且韧性降低的趋势。因此，在钢组成含有REM的情况下，REM含量设为0.10％以下。更优选为0.0010％～0.0050％。

以上说明的元素以外的剩余部分为Fe和不可避免的杂质。

对本发明的带突起的H型钢详细进行说明。即带突起的H型钢如图1所示与一般的H型钢同样地将1对凸缘2与腹板3连接而成。并且，带突起的H型钢在所述凸缘2的外表面具有突起4。该突起4设置成赋予混凝土粘结性能。从该目的出发设置了突起4的带突起的H型钢1中，设置突起4的部位如图2(a)所示在凸缘2的外表面。图示例子中，在凸缘2的外表面整体沿着凸缘2的长边方向排列地形成有突起4，该突起4是以该图中的(b)所示的截面形状沿凸缘2的宽度方向延伸的突条，该图(b)是图2(a)中由四方形包围的部分的放大图。

应予说明，突起的形状、尺寸、个数等可以根据带突起的H型钢所要求的规格任意地设定。因此，图示例中没有限定，例如突起4的高度h如果考虑到混凝土粘结性能，则优选为1.5mm以上。另一方面，从防止断辊的观点考虑，高度h的上限优选为6mm。另外，如果考虑混凝土粘结性能，则突起4相互的间隔d优选在与高度h之间满足h/d≥0.05的关系。

接下来，对本发明的带突起的H型钢的制造方法进行说明。钢(板坯或梁坯)的熔炼法和铸造法没有特别限制，以往公知的方法均适合。另外，用于成型为H型钢的热轧条件也没有特别限制，只要按照常法进行即可。在热轧的精轧中，可以通过使用在辊表面形成与形成的突起对应的槽的辊作为压下形成突起的部分(凸缘外表面)的辊来形成突起。精轧后需要进行满足以下的条件的冷却。

冷却开始时的凸缘温度：750℃以上

本发明中，期望通过在精轧后立即开始钢材的冷却而防止生产率的降低，冷却开始时的凸缘温度为750℃以上。另一方面，如果冷却开始时的凸缘温度小于Ar₃温度，则不易获得足够的强度，因此进一步优选将冷却开始时的凸缘温度设为Ar₃温度以上。应予说明，Ar₃相变温度例如利用以下的式(2)以与钢成分的关系简易地示出。

Ar₃＝910-310×[％C]+25×([％Si]+2×[％Al])-80×[Mneq]…(2)

这里，[Mneq]为以下述的(3)式计算的值。

[Mneq]＝[％Mn]+[％Cr]+[％Cu]+[％Mo]+[％Ni]/2+10([％Nb]-0.02)…(3)

应予说明，在上述式(2)、式(3)中，[％M]是指钢中的元素M的含量(质量％)。这里，在由上述式(2)和式(3)计算Ar₃时，对于不积极地含有的元素M的含量，使用作为不可避免的杂质含有的元素M的含量(分析值)进行计算。

从冷却开始温度到500℃的平均冷却速度：0.1～30℃/s

如果从冷却开始温度到500℃的平均冷却速度低于0.1℃/s，则难以确保规定的拉伸特性和韧性，因此冷却速度为0.1℃/s以上。另一方面，如果所述冷却速度变大到超过30℃/s，则生成贝氏体或马氏体，因此产生韧性的降低、拉伸强度的过度上升等不利影响，因此从冷却开始温度到500℃的平均冷却速度为0.1～30℃/s的范围。优选的平均冷却速度为0.5～10℃/s的范围。

通过调整成上述成分组成，根据上述条件进行轧制和冷却，从而在带突起的H型钢中得到拉伸强度为490MPa以上、屈服强度为355MPa以上、而且0℃下的冲击吸收能量vE0为27J以上的优异的机械性能。任一特性都不需要规定上限，但实用上拉伸强度为640MPa，屈服强度为475MPa和0℃下的冲击吸收能量vE0为350J左右。

这里，本发明中作为对象的带突起的H型钢的凸缘厚度并没有特别限定。凸缘外表面的突起在精轧工序中使用带槽的辊形成。即为了赋予所希望的突起高度，需要尽可能增大凸缘部的压下量。因此，具有厚凸缘的带突起的H型钢需要更大的压下。本发明中如后所述通过将轧制温度控制在适宜范围，从而能够在被认为突起高度的形成效率降低的、凸缘厚度为16mm以上的厚壁的H型钢中也赋予足够的突起高度。

在热轧时进行形成突起的成型的精轧中，从形成具有足够的突起高度的突起的观点考虑，优选将终轧温度设为800℃以上。如果终轧温度低于800℃，则难以稳定地形成足够高度的突起。另一方面，所述终轧温度的上限没有特别限定，如果超过1050℃，则奥氏体粒径变得粗大，因此有韧性降低的趋势。因此优选将所述终轧温度设为1050℃以下。

实施例

以下，根据实施例更具体地说明本发明的构成和作用效果。然而，本发明并不受下述的实施例限制，也可以在可适于本发明的主旨的范围内适当地进行变更，这些均包含在本发明的技术范围内。

利用连续铸造机将表1所示的成分组成的钢材制成截面400mm×560mm×长度8000mm的梁坯，在1250℃加热2小时后，在表2所示的条件下进行热轧和冷却，制造具有图1所示的截面形状、即具有腹板3和配置在腹板的两端的1对凸缘2的形状的带突起的H型钢1。这里，对于截面尺寸(腹板高度×凸缘宽度×腹板厚×凸缘厚度)，作为320×323×25×25mm和350×333×35×40mm这2种中的任一种，制造带突起的H型钢。在精轧中，作为压下凸缘外表面的轧制辊，使用设置有与形成在凸缘外表面的突起形状对应的槽的辊，在凸缘外表面形成如图2所示那样的沿着凸缘2的宽度方向延伸的突起4。这里，在压下凸缘外表面的精轧辊设置能够形成突起宽度w：15mm和突起高度h：1.5mm以上的突起的槽。精轧后的冷却速度通过利用辐射温度计测定凸缘外表面的温度，将从冷却开始到冷却停止为止期间的温度变化按每单位时间(秒)进行换算，从而算出冷却速度(℃/s)。

对得到的带突起的H型钢，实施突起高度评价、拉伸试验和韧性试验。以下，对各评价内容详细进行说明。

＜突起高度评价＞

对得到的带突起的H型钢，测定图2所示的凸缘外表面的突起高度h。该值的测定针对精轧后的带突起的H型钢的轧制方向的前端部、中央部和尾端部这3个部位进行，采用其平均值。此外，将突起高度的要求性能下限值设定为1.5mm，将该值以上作为突起高度h的适宜范围。另外，从容易形成突起的的观点考虑可以将得到突起高度h为该值以上的带突起的H型钢的制造条件评价为特别优选的条件。

＜拉伸试验＞

从图1中作为符号5示出的凸缘1/6B部(夹着1/6B的凸缘宽度方向长度60mm)，以拉伸方向为H型钢的凸缘长边方向的方向，采取由JIS Z2201规定的JIS1A试验片(凸缘总厚度试验片)，基于JIS Z2241进行拉伸试验，测定屈服强度(屈服应力YS或0.2％耐力)、拉伸强度。

＜韧性试验＞

以从图1所示的凸缘1/6B部5的凸缘背面起1/4t(t为凸缘厚度)的位置作为中心，采取由JIS Z2202规定的2mmV型缺口夏比冲击试验片，基于JIS Z2242进行夏比冲击试验，测定0℃的吸收能量。

表2中一并示出了上述调查的结果。使用满足本发明的钢组成的适合钢，由本发明范围的制造方法(凸缘外表面的平均冷却速度在本发明范围内)制成的带突起的H型钢的试验结果(表2中的试验No.1～18、33)均满足所希望的特性(拉伸强度：490MPa以上，屈服强度：355MPa以上和0℃的冲击吸收能量vE0：27J以上)。此外，试验No.33中，对于拉伸强度、屈服强度、0℃的冲击吸收能量，虽然满足所希望的特性，但由于终轧温度小于作为优选下限的800℃，因此突起高度为1.4mm，不满足适宜范围(1.5mm以上)。

另一方面，H型钢的钢组成不满足本发明的条件或者未应用本发明范围的制造方法的比较例(表2中的试验No.19～32、34～36)中，拉伸强度、屈服强度和韧性中的任一值不满足要求特性。

[表2]

※1：下划线表示发明范围外

※2：截面尺寸：320×323×25×25mm和350×333×35×40mm中的任一者

符号说明

1 带突起的H型钢(轧制H型钢)

2 凸缘

3 腹板

4 突起

5 凸缘1/6B部(试验片采取位置)

Claims (5)

1.一种带突起的H型钢，在凸缘外表面具有突起，具有如下的钢组成：以满足下述式(1)的范围含有C：0.05～0.20质量％、Si：0.05～0.60质量％、Mn：1.20～1.70质量％、P：0.035质量％以下、S：0.035质量％以下、V：0.040～0.200质量％以及N：0.0040～0.0200质量％，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，拉伸强度为490MPa以上，屈服强度为355MPa以上，并且0℃的冲击吸收能量vE0为27J以上，所述突起的高度h与突起相互的间隔d满足下式(1A)，

0.05≤[％V]×[％N]/[％S]≤0.50…(1)

这里，[％V]、[％N]和[％S]分别为钢中的V、N和S的含量，单位为质量％，

h/d≥0.05…(1A)。

2.根据权利要求1所述的带突起的H型钢，其中，所述钢组成进一步含有选自Cr：1.0质量％以下、Cu：1.0质量％以下、Ni：1.0质量％以下、Mo：1.0质量％以下、Al：0.10质量％以下、Nb：0.10质量％以下、B：0.010质量％以下、Ca：0.10质量％以下、Mg：0.10质量％以下以及REM：0.10质量％以下中的1种或2种以上。

3.根据权利要求1或2所述的带突起的H型钢，其中，所述突起的高度为1.5mm以上。

4.一种权利要求1～3中任一项所述的带突起的H型钢的制造方法，对具有权利要求1或2中任一项所述的钢组成的钢坯材实施热轧，成型出带突起的H型钢，

通过所述热轧的精轧在H型钢的凸缘外表面形成突起，在该精轧后在从750℃以上的冷却开始温度到500℃之间以平均冷却速度：0.1～30℃/s的条件进行冷却。

5.根据权利要求4所述的带突起的H型钢的制造方法，其中，在800℃以上的温度进行所述精轧。

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