JP2001073069A - 高生産性・高強度圧延ｈ形鋼およびその製造方法 - Google Patents
高生産性・高強度圧延ｈ形鋼およびその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 材質のばらつきなしに、従来よりも高強度・
高靱性で、かつ溶接性に優れた圧延Ｈ形鋼を、極めて安
価にかつ高生産性の下で得る。 【解決手段】 圧延Ｈ形鋼において、強化成分のうち、
Cr，Ni，Mo，ＶおよびCuの添加を極力抑制した上で、Nb
およびTiを、次の範囲Nb：0.03〜0.1 wt％およびTi：0.
005 〜0.04wt％、で含有させる。
高靱性で、かつ溶接性に優れた圧延Ｈ形鋼を、極めて安
価にかつ高生産性の下で得る。 【解決手段】 圧延Ｈ形鋼において、強化成分のうち、
Cr，Ni，Mo，ＶおよびCuの添加を極力抑制した上で、Nb
およびTiを、次の範囲Nb：0.03〜0.1 wt％およびTi：0.
005 〜0.04wt％、で含有させる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、材質のばらつき
が少なく、かつ高強度で高靱性の圧延Ｈ形鋼を、安価に
より幅広い強度レベルにわたって生産性良く提供するこ
とができる、高生産性・高強度圧延Ｈ形鋼およびその製
造方法に関するものである。
が少なく、かつ高強度で高靱性の圧延Ｈ形鋼を、安価に
より幅広い強度レベルにわたって生産性良く提供するこ
とができる、高生産性・高強度圧延Ｈ形鋼およびその製
造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】Ｈ形鋼は、建築、海洋構造物、造船、貯
槽、土木および建設機械等の様々な分野で使用され、従
来から、高強度化や高靱性化等の特性改善が図られてき
たが、最近では、これらの特性が厚み方向において均一
で、しかも鋼材間でのばらつきが小さいことが、要求さ
れている。
槽、土木および建設機械等の様々な分野で使用され、従
来から、高強度化や高靱性化等の特性改善が図られてき
たが、最近では、これらの特性が厚み方向において均一
で、しかも鋼材間でのばらつきが小さいことが、要求さ
れている。
【０００３】例えば、「鉄と鋼 第74年（1988）第６
号」の第11〜21頁には、建築物の高層化が進むにつれ、
巨大地震に対して建築物の変形により振動エネルギーを
吸収することによって倒壊を防ぐ設計が採られるように
なってきたことが報告されている。具体的には、地震発
生時に建築物の骨組みを所定形状で崩壊させ、この骨組
み材の塑性化によって建物の倒壊を防ぐものである。従
って、地震発生時に建築物の骨組みが、設計者の意図し
た挙動を示すことが前提となり、建築物の柱や梁などの
鋼材の耐力比を設計者が完全に把握している必要があ
る。このためには、柱や梁などに用いるＨ形鋼などの鋼
材が均質であることが不可欠であり、鋼材の強度ばらつ
きは大きな問題となる。
号」の第11〜21頁には、建築物の高層化が進むにつれ、
巨大地震に対して建築物の変形により振動エネルギーを
吸収することによって倒壊を防ぐ設計が採られるように
なってきたことが報告されている。具体的には、地震発
生時に建築物の骨組みを所定形状で崩壊させ、この骨組
み材の塑性化によって建物の倒壊を防ぐものである。従
って、地震発生時に建築物の骨組みが、設計者の意図し
た挙動を示すことが前提となり、建築物の柱や梁などの
鋼材の耐力比を設計者が完全に把握している必要があ
る。このためには、柱や梁などに用いるＨ形鋼などの鋼
材が均質であることが不可欠であり、鋼材の強度ばらつ
きは大きな問題となる。
【０００４】ところで、土木、建築や造船などに供する
鋼材には、高張力かつ高靱性が要求されるところから、
この種の鋼材は、制御圧延−制御冷却法、いわゆるTMCP
法に従って製造されるのが通例である。しかしながら、
このTMCP法によって肉厚の鋼材を製造した場合には、圧
延後の冷却処理における冷却速度が厚み方向あるいは各
鋼材間で異なることによって組織が変化し、得られた鋼
材の厚み方向あるいは各鋼材間で材質のばらつきが発生
する場合がある。
鋼材には、高張力かつ高靱性が要求されるところから、
この種の鋼材は、制御圧延−制御冷却法、いわゆるTMCP
法に従って製造されるのが通例である。しかしながら、
このTMCP法によって肉厚の鋼材を製造した場合には、圧
延後の冷却処理における冷却速度が厚み方向あるいは各
鋼材間で異なることによって組織が変化し、得られた鋼
材の厚み方向あるいは各鋼材間で材質のばらつきが発生
する場合がある。
【０００５】また、上記した用途のＨ形鋼では、高強度
化、そして高靱性化を図ることが重要であることから、
従来は、再加熱焼き入れ焼き戻し処理によって、微細な
焼き戻しマルテンサイト組織を得る手法が、主に用いら
れてきた。しかしながら、焼き戻しマルテンサイト組織
を得る手法は、再加熱焼き入れ焼き戻し処理に要するコ
ストが高く、また焼き入れ性を増大させるために溶接性
の指標である溶接割れ感受性指数（Ｐcm）が高くなり、
溶接熱影響部（以下、HAZという）の靱性が劣化するこ
とも問題となっていた。
化、そして高靱性化を図ることが重要であることから、
従来は、再加熱焼き入れ焼き戻し処理によって、微細な
焼き戻しマルテンサイト組織を得る手法が、主に用いら
れてきた。しかしながら、焼き戻しマルテンサイト組織
を得る手法は、再加熱焼き入れ焼き戻し処理に要するコ
ストが高く、また焼き入れ性を増大させるために溶接性
の指標である溶接割れ感受性指数（Ｐcm）が高くなり、
溶接熱影響部（以下、HAZという）の靱性が劣化するこ
とも問題となっていた。
【０００６】ところで、上記の問題を解決するものとし
て、特開平８−144019号公報、特開平９−310117号公報
および特開平10−72620 号公報において、冷却速度の変
化に関わらず、鋼組織をベイナイト主体とすることから
なる、材質ばらつきが少なくかつ溶接性に優れる鋼材お
よびその製造方法ならびにＨ形鋼の製造方法が提案され
ている。
て、特開平８−144019号公報、特開平９−310117号公報
および特開平10−72620 号公報において、冷却速度の変
化に関わらず、鋼組織をベイナイト主体とすることから
なる、材質ばらつきが少なくかつ溶接性に優れる鋼材お
よびその製造方法ならびにＨ形鋼の製造方法が提案され
ている。
【０００７】上記の技術は、材質のばらつきが、冷却工
程における各部位での冷却速度の変化から組織変動が発
生することに起因しているとの知見から、冷却速度の変
化にかかわらず鋼組織を一定化することによって上記の
問題の解決を図ったもので、極低炭素および高Mnの下に
適量のＢを添加することによって、鋼組織を冷却速度に
依存することなくベイナイト主体の組織とし、併せてＣ
量を低減することによってＰcmを小さくすることによ
り、材質のばらつきを改善すると共に、溶接性の向上を
図ったものである。
程における各部位での冷却速度の変化から組織変動が発
生することに起因しているとの知見から、冷却速度の変
化にかかわらず鋼組織を一定化することによって上記の
問題の解決を図ったもので、極低炭素および高Mnの下に
適量のＢを添加することによって、鋼組織を冷却速度に
依存することなくベイナイト主体の組織とし、併せてＣ
量を低減することによってＰcmを小さくすることによ
り、材質のばらつきを改善すると共に、溶接性の向上を
図ったものである。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】この発明は、上記技術
の改良に係わり、上記したＨ形鋼よりも一層高強度かつ
高靱性の圧延Ｈ形鋼を、より安価な成分コストで引張強
さが 500〜700 MPa の幅広い強度レベルにわたって生産
性良く得ることができ、従って製造コストの一層の低減
が可能な、高生産性・高強度圧延Ｈ形鋼を、その有利な
製造方法と共に提案することを目的とする。
の改良に係わり、上記したＨ形鋼よりも一層高強度かつ
高靱性の圧延Ｈ形鋼を、より安価な成分コストで引張強
さが 500〜700 MPa の幅広い強度レベルにわたって生産
性良く得ることができ、従って製造コストの一層の低減
が可能な、高生産性・高強度圧延Ｈ形鋼を、その有利な
製造方法と共に提案することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】さて、最近では、上記し
たようなＨ形鋼について、より一層の高強度化および高
靱性化が、製造コストの低減と共に強く求められてい
る。しかしながら、上掲した特開平８−144019号公報、
特開平９−310117号公報および特開平10−72620 号公報
では、主としてフランジ厚が50mmを超えるような厚鋼板
や極厚Ｈ形鋼に関するものであって、この発明のように
圧延効果（圧延による組織微細化）が期待できる比較的
薄いサイズのＨ形鋼に対しては、生産性向上や経済性の
観点に立った、高強度、高靱性を得るための成分系や製
造方法に関する最適化の余地が残されていた。
たようなＨ形鋼について、より一層の高強度化および高
靱性化が、製造コストの低減と共に強く求められてい
る。しかしながら、上掲した特開平８−144019号公報、
特開平９−310117号公報および特開平10−72620 号公報
では、主としてフランジ厚が50mmを超えるような厚鋼板
や極厚Ｈ形鋼に関するものであって、この発明のように
圧延効果（圧延による組織微細化）が期待できる比較的
薄いサイズのＨ形鋼に対しては、生産性向上や経済性の
観点に立った、高強度、高靱性を得るための成分系や製
造方法に関する最適化の余地が残されていた。
【００１０】そこで、発明者らは、上記の要請に有利に
応えるべく、Ｈ形鋼の成分系および製造工程について綿
密な再検討を行ったところ、以下に述べる知見を得た。 (1) この発明で目指す 500〜700 MPa の幅広い強度レベ
ルを達成するには、従来から知られているCr, Ni, Mo,
Ｖ, Ti, NbおよびCu等の強化成分のうち、Cr, Ni, Mo,
ＶおよびCuの添加を極力抑制し、TiおよびNbを複合含有
させることが最も効果的である。 (2) 上記の成分系において、その圧延工程中、とくに粗
ユニバーサル圧延の際、950 ℃以下での累積圧下率を50
％以下としかつ仕上ユニバーサル圧延温度を800℃以上
とすることにより、鋼組織がベイナイト主体の高強度で
しかも十分に優れた靱性を得ることができる。 (3) 上記の製造工程において、粗ユニバーサル圧延工程
において圧延待機を行わず、しかも粗ユニバーサル圧延
と仕上ユニバーサル圧延との間および仕上ユニバーサル
圧延後の冷却を放冷処理とすることによって、生産性の
一層の向上を図ることができる。 この発明は、上記の知見に立脚するものである。
応えるべく、Ｈ形鋼の成分系および製造工程について綿
密な再検討を行ったところ、以下に述べる知見を得た。 (1) この発明で目指す 500〜700 MPa の幅広い強度レベ
ルを達成するには、従来から知られているCr, Ni, Mo,
Ｖ, Ti, NbおよびCu等の強化成分のうち、Cr, Ni, Mo,
ＶおよびCuの添加を極力抑制し、TiおよびNbを複合含有
させることが最も効果的である。 (2) 上記の成分系において、その圧延工程中、とくに粗
ユニバーサル圧延の際、950 ℃以下での累積圧下率を50
％以下としかつ仕上ユニバーサル圧延温度を800℃以上
とすることにより、鋼組織がベイナイト主体の高強度で
しかも十分に優れた靱性を得ることができる。 (3) 上記の製造工程において、粗ユニバーサル圧延工程
において圧延待機を行わず、しかも粗ユニバーサル圧延
と仕上ユニバーサル圧延との間および仕上ユニバーサル
圧延後の冷却を放冷処理とすることによって、生産性の
一層の向上を図ることができる。 この発明は、上記の知見に立脚するものである。
【００１１】すなわち、この発明の要旨構成は次のとお
りである。 １．Ｃ：0.014 〜0.05wt％、Si：0.1 〜1.0 wt％、Mn：
1.0 〜1.8 wt％、Ｐ：0.030 wtwt％以下、Ｓ：0.020 wt
％以下、Al：0.1 wt％以下、Ｂ：0.0003〜0.0040wt％お
よびＮ：0.006 wt％以下を含み、かつNb：0.03〜0.1 wt
％およびTi：0.005 〜0.04wt％、を含有し、残部はFeお
よび不可避的不純物の組成になることを特徴とする、引
張強さが 500〜700 MPa 級の高生産性・高強度圧延Ｈ形
鋼。
りである。 １．Ｃ：0.014 〜0.05wt％、Si：0.1 〜1.0 wt％、Mn：
1.0 〜1.8 wt％、Ｐ：0.030 wtwt％以下、Ｓ：0.020 wt
％以下、Al：0.1 wt％以下、Ｂ：0.0003〜0.0040wt％お
よびＮ：0.006 wt％以下を含み、かつNb：0.03〜0.1 wt
％およびTi：0.005 〜0.04wt％、を含有し、残部はFeお
よび不可避的不純物の組成になることを特徴とする、引
張強さが 500〜700 MPa 級の高生産性・高強度圧延Ｈ形
鋼。
【００１２】２．上記１において、さらに Ca：0.0005〜0.0100wt％ を含有することを特徴とする高生産性・高強度圧延Ｈ形
鋼。
鋼。
【００１３】３．上記１または２において、フランジ厚
が40mm以下であることを特徴とする高生産性・高強度圧
延Ｈ形鋼。
が40mm以下であることを特徴とする高生産性・高強度圧
延Ｈ形鋼。
【００１４】４．上記１または２に記載する組成になる
鋼片を、1150〜1320℃の温度に加熱した後、ブレークダ
ウン圧延、粗ユニバーサル圧延ついで仕上ユニバーサル
圧延を施すことによってＨ形鋼を製造するに際し、粗ユ
ニバーサル圧延における 950℃以下での累積圧下率を50
％以下、仕上ユニバーサル圧延温度を 800℃以上とする
ことを特徴とする、引張強さが 500〜700 MPa 級の高生
産性・高強度圧延Ｈ形鋼の製造方法。
鋼片を、1150〜1320℃の温度に加熱した後、ブレークダ
ウン圧延、粗ユニバーサル圧延ついで仕上ユニバーサル
圧延を施すことによってＨ形鋼を製造するに際し、粗ユ
ニバーサル圧延における 950℃以下での累積圧下率を50
％以下、仕上ユニバーサル圧延温度を 800℃以上とする
ことを特徴とする、引張強さが 500〜700 MPa 級の高生
産性・高強度圧延Ｈ形鋼の製造方法。
【００１５】５．上記４において、粗ユニバーサル圧延
工程において圧延待機を行わず、かつ粗ユニバーサル圧
延と仕上ユニバーサル圧延との間および仕上ユニバーサ
ル圧延後の冷却を、放冷処理とすることを特徴とする、
引張強さが 500〜700 MPa 級の高生産性・高強度圧延Ｈ
形鋼の製造方法。
工程において圧延待機を行わず、かつ粗ユニバーサル圧
延と仕上ユニバーサル圧延との間および仕上ユニバーサ
ル圧延後の冷却を、放冷処理とすることを特徴とする、
引張強さが 500〜700 MPa 級の高生産性・高強度圧延Ｈ
形鋼の製造方法。
【００１６】
【発明の実施の形態】以下、この発明において、Ｈ形鋼
の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明す
る。 Ｃ：0.014 〜0.05wt％ Ｃは、HAZ の粒界割れを抑制するために、少なくとも
0.014wt％を含有させることとした。しかしながら、0.0
5wt％を超えると、母材靱性が低下するだけでなく、溶
接割れ感受性が大きくなって溶接性が劣化し、また島状
マルテンサイトの生成により HAZ靱性も劣化するので、
Ｃは 0.014〜0.05wt％の範囲で含有させるものとした。
の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明す
る。 Ｃ：0.014 〜0.05wt％ Ｃは、HAZ の粒界割れを抑制するために、少なくとも
0.014wt％を含有させることとした。しかしながら、0.0
5wt％を超えると、母材靱性が低下するだけでなく、溶
接割れ感受性が大きくなって溶接性が劣化し、また島状
マルテンサイトの生成により HAZ靱性も劣化するので、
Ｃは 0.014〜0.05wt％の範囲で含有させるものとした。
【００１７】Si：0.1 〜1.0 wt％ Siは、鋼中へ固溶して強度を向上させる有用な元素であ
るので、この発明では0.1 wt％以上を添加するが、1.0
wt％を超えると HAZ靱性が劣化するので、Siは0.1 〜1.
0 wt％の範囲で含有させるものとした。
るので、この発明では0.1 wt％以上を添加するが、1.0
wt％を超えると HAZ靱性が劣化するので、Siは0.1 〜1.
0 wt％の範囲で含有させるものとした。
【００１８】Mn：1.0 〜1.8 wt％ Mnは、低Ｃ鋼においてベイナイト組織を安定して得るの
に有効な成分であるので、この発明では 1.0wt％以上を
添加するが、1.8 wt％を超えると溶接性の劣化を招くの
で、Mnは 1.0〜1.8 wt％の範囲で含有させるものとし
た。
に有効な成分であるので、この発明では 1.0wt％以上を
添加するが、1.8 wt％を超えると溶接性の劣化を招くの
で、Mnは 1.0〜1.8 wt％の範囲で含有させるものとし
た。
【００１９】Ｐ：0.030 wtwt％以下 Ｐは、γ粒界へ偏析して粒界強度を低下させるため、そ
の混入は極力低減することが望ましい。特に HAZ靱性を
確保する面から、許容上限を 0.030wt％に定めた。
の混入は極力低減することが望ましい。特に HAZ靱性を
確保する面から、許容上限を 0.030wt％に定めた。
【００２０】Ｓ：0.020 wt％以下 Ｓは、低Ｃ−Nb, Ti添加鋼において、高温延性を低下さ
せ、連続鋳造時の表面割れ発生を助長させるだけでな
く、MnＳを形成し、母材靱性も低下させるので、許容上
限を 0.020wt％に定めた。特に好適には 0.010wt％以下
である。
せ、連続鋳造時の表面割れ発生を助長させるだけでな
く、MnＳを形成し、母材靱性も低下させるので、許容上
限を 0.020wt％に定めた。特に好適には 0.010wt％以下
である。
【００２１】Al：0.1 wt％以下 Alは、脱酸剤として含有させるが、0.1 wt％を超える添
加は脱酸効果が飽和するだけでなく、母材および HAZ靱
性の劣化を招くので、Alは 0.1wt％以下に限定した。
加は脱酸効果が飽和するだけでなく、母材および HAZ靱
性の劣化を招くので、Alは 0.1wt％以下に限定した。
【００２２】Ｂ：0.0003〜0.0040wt％ Ｂは、焼入性の向上により、ベイナイト組織を安定して
得るのに有効な成分であるが、0.0003wt％に満たないと
その添加効果に乏しく、一方0.0040wt％を超えると焼入
性向上効果が飽和するだけでなく、母材および HAZの靱
性が劣化するので、Ｂは0.0003〜0.0040wt％の範囲で含
有させるものとした。
得るのに有効な成分であるが、0.0003wt％に満たないと
その添加効果に乏しく、一方0.0040wt％を超えると焼入
性向上効果が飽和するだけでなく、母材および HAZの靱
性が劣化するので、Ｂは0.0003〜0.0040wt％の範囲で含
有させるものとした。
【００２３】Ｎ：0.006 wt％以下 Ｎがあまりに多いと、十分な量のFreeＢを確保すること
ができないので、Ｎはこの面から 0.006wt％以下に抑制
するものとした。
ができないので、Ｎはこの面から 0.006wt％以下に抑制
するものとした。
【００２４】また、この発明では、強化元素としては、
主に以下に述べるNbとTiを用いるものとした。というの
は、これらNb, Tiは、溶接性に悪影響を及ぼすことなし
に効果的に強度の向上を図ることができ、またこれらの
改善効果は添加量が他の強度改善成分に比べると微量で
済むので、成分コストの面でも有利だからである。
主に以下に述べるNbとTiを用いるものとした。というの
は、これらNb, Tiは、溶接性に悪影響を及ぼすことなし
に効果的に強度の向上を図ることができ、またこれらの
改善効果は添加量が他の強度改善成分に比べると微量で
済むので、成分コストの面でも有利だからである。
【００２５】図１および図２には、実験室的に 0.5wt%S
i-1.5wt%Mn-0.015wt%P-0.004wt%S-0.03wt%Al-0.0020wt%
B-0.003wt%Nを基本成分とし、Ｃ, Nb, Ti, Ca量を変え
た鋼（板厚：80mm）を、1250℃に加熱し、 950℃以下で
の累積圧下率が20％の条件で熱間圧延を行って25mm厚と
したのち、放冷した時の、引張り強さ（T.S.）および靱
性（vE0)に及ぼす（Nb＋Ti）複合添加効果を、Nb単独添
加およびTi単独添加の場合と比較して示す。図１, ２に
示したとおり、（Nb＋Ti）複合添加の場合は、Nb単独添
加やTi単独添加の場合に比べて、T.S.およびvE0 とも優
れた値を呈している。
i-1.5wt%Mn-0.015wt%P-0.004wt%S-0.03wt%Al-0.0020wt%
B-0.003wt%Nを基本成分とし、Ｃ, Nb, Ti, Ca量を変え
た鋼（板厚：80mm）を、1250℃に加熱し、 950℃以下で
の累積圧下率が20％の条件で熱間圧延を行って25mm厚と
したのち、放冷した時の、引張り強さ（T.S.）および靱
性（vE0)に及ぼす（Nb＋Ti）複合添加効果を、Nb単独添
加およびTi単独添加の場合と比較して示す。図１, ２に
示したとおり、（Nb＋Ti）複合添加の場合は、Nb単独添
加やTi単独添加の場合に比べて、T.S.およびvE0 とも優
れた値を呈している。
【００２６】従って、この発明では、強度および靱性の
改善成分としてNbおよびTiを、以下の範囲で含有させる
ものとした。なお、強化成分として従来から知られてい
るその他の元素、Cr, Ni, Mo, ＶおよびCuは、大幅な合
金元素の上昇を招くことから無添加とするか、あるいは
これら元素の添加量上限を以下のレベルに制限すること
とした。 Cr：0.3 wt％以下、 Ni：0.2 wt％以下、 Mo：0.1 wt％以下、 Ｖ：0.02wt％以下、 Cu：0.3 wt％以下。
改善成分としてNbおよびTiを、以下の範囲で含有させる
ものとした。なお、強化成分として従来から知られてい
るその他の元素、Cr, Ni, Mo, ＶおよびCuは、大幅な合
金元素の上昇を招くことから無添加とするか、あるいは
これら元素の添加量上限を以下のレベルに制限すること
とした。 Cr：0.3 wt％以下、 Ni：0.2 wt％以下、 Mo：0.1 wt％以下、 Ｖ：0.02wt％以下、 Cu：0.3 wt％以下。
【００２７】Nb：0.03〜0.1 wt％ Nbは、変態強化による強度向上のために有用な元素であ
るが、含有量が0.03wt％未満ではその添加効果に乏し
く、一方 0.1wt％を超えると母材および HAZの靱性が劣
化するので、Nbは0.03〜0.1 wt％の範囲で含有させるも
のとした。
るが、含有量が0.03wt％未満ではその添加効果に乏し
く、一方 0.1wt％を超えると母材および HAZの靱性が劣
化するので、Nbは0.03〜0.1 wt％の範囲で含有させるも
のとした。
【００２８】Ti：0.005 〜0.04wt％ Tiは、鋼中ＮをTiＮとして固定し、FreeＢによる焼入性
向上効果を有効に発現させるだけでなく、γ粒の微細化
による母材の靱性向上にも有用な元素である。しかしな
がら、含有量が 0.005wt％未満ではその添加効果に乏し
く、一方0.04wt％を超えて添加しても、その効果は飽和
するので、Tiは 0.005〜0.04wt％の範囲で含有させるも
のとした。なお、鋼中Ｎを固定する面からは、TiはＮの
3.4倍以上添加することが好ましい。
向上効果を有効に発現させるだけでなく、γ粒の微細化
による母材の靱性向上にも有用な元素である。しかしな
がら、含有量が 0.005wt％未満ではその添加効果に乏し
く、一方0.04wt％を超えて添加しても、その効果は飽和
するので、Tiは 0.005〜0.04wt％の範囲で含有させるも
のとした。なお、鋼中Ｎを固定する面からは、TiはＮの
3.4倍以上添加することが好ましい。
【００２９】以上、必須成分について説明したが、この
発明ではその他にも、連続鋳造におけるノズル詰まりの
防止を目的として、Caを添加することができる。しかし
ながら、添加量が0.0005wt％に満たないとその添加効果
に乏しく、一方0.0100wt％を超えると鋼の清浄度が低下
し、靱性の低下を招くので、Caは0.0005〜0.0100wt％の
範囲に限定した。
発明ではその他にも、連続鋳造におけるノズル詰まりの
防止を目的として、Caを添加することができる。しかし
ながら、添加量が0.0005wt％に満たないとその添加効果
に乏しく、一方0.0100wt％を超えると鋼の清浄度が低下
し、靱性の低下を招くので、Caは0.0005〜0.0100wt％の
範囲に限定した。
【００３０】上述したように、この発明では、 HAZの粒
界割れと HAZ靱性の観点から制限されたＣ範囲におい
て、Mn, Ｂ, Nb, Tiで焼入性を確保し、鋼組織を主にベ
イナイト組織とすることによって、高強度化を達成する
ことが可能であり、その結果、合金コストの大幅な上昇
につながるCr, Ni, Mo, ＶおよびCuを無添加とするか、
あるいは必要最小限に抑制することができる。
界割れと HAZ靱性の観点から制限されたＣ範囲におい
て、Mn, Ｂ, Nb, Tiで焼入性を確保し、鋼組織を主にベ
イナイト組織とすることによって、高強度化を達成する
ことが可能であり、その結果、合金コストの大幅な上昇
につながるCr, Ni, Mo, ＶおよびCuを無添加とするか、
あるいは必要最小限に抑制することができる。
【００３１】また、上記の成分組成範囲の中で成分調整
を行うことによって 500〜700 MPaの幅広い強度レベル
を適宜達成することができる。
を行うことによって 500〜700 MPaの幅広い強度レベル
を適宜達成することができる。
【００３２】次に、この発明の製造方法について説明す
る。上記の好適成分に調整された溶鋼は、連続鋳造法ま
たは造塊−分塊法により、ブルームやビームブランクと
したのち、大形圧延ラインで熱間圧延に供される。その
圧延プロセスは、素材の加熱工程を経て、ブレークダウ
ン圧延機（リバースの多パス圧延）を経由した後、粗ユ
ニバーサル圧延機（リバースの多パス圧延）でほぼ最終
形状に近い製品形状まで圧延し、仕上ユニバーサル圧延
機（１パスのみ）で形状を整えるためのスキンパス圧延
を行う。
る。上記の好適成分に調整された溶鋼は、連続鋳造法ま
たは造塊−分塊法により、ブルームやビームブランクと
したのち、大形圧延ラインで熱間圧延に供される。その
圧延プロセスは、素材の加熱工程を経て、ブレークダウ
ン圧延機（リバースの多パス圧延）を経由した後、粗ユ
ニバーサル圧延機（リバースの多パス圧延）でほぼ最終
形状に近い製品形状まで圧延し、仕上ユニバーサル圧延
機（１パスのみ）で形状を整えるためのスキンパス圧延
を行う。
【００３３】上記の製造工程において、素材の加熱温度
は1150〜1320℃とする必要がある。というのは、加熱温
度が1150℃に満たないと変形抵抗の増大により造形性が
低下し、一方1320℃を超えるとスケールロスの増加、加
熱原単位の上昇を招くだけでなく、初期γ粒の粗大化に
よる靱性低下が懸念されるからである。
は1150〜1320℃とする必要がある。というのは、加熱温
度が1150℃に満たないと変形抵抗の増大により造形性が
低下し、一方1320℃を超えるとスケールロスの増加、加
熱原単位の上昇を招くだけでなく、初期γ粒の粗大化に
よる靱性低下が懸念されるからである。
【００３４】また、粗ユニバーサル圧延の際、 950℃以
下における累積圧下量は50％以下とする必要がある。と
いうのは、ブレークダウン圧延時の温度降下によって、
粗ユニバーサル圧延では、γ未再結晶域となる 950℃以
下まで圧延温度が低下するが、形鋼の材質制御は，圧延
温度領域を考慮すると粗ユニバーサル圧延工程で最も重
要で、特にγ未再結晶域となる 950℃以下の累積圧下量
が50％を超えると、母材の強度および靱性はさらに上昇
するものの、粗ユニバーサル圧延中に 950℃以下になる
までの圧延待機時間が増大し、生産性の低下を招くだけ
でなく、長時間の圧延待機によってフランジとウェブの
温度差が拡大し、ウェブ波などの形状異常が発生し易く
なるからである。従って、 950℃以下における累積圧下
量は50％以下とするが、圧下率があまりに小さいと組織
の微細化が不十分となり、靱性が低下するので、 950℃
以下における累積圧下量は５％以上とすることが望まし
い。
下における累積圧下量は50％以下とする必要がある。と
いうのは、ブレークダウン圧延時の温度降下によって、
粗ユニバーサル圧延では、γ未再結晶域となる 950℃以
下まで圧延温度が低下するが、形鋼の材質制御は，圧延
温度領域を考慮すると粗ユニバーサル圧延工程で最も重
要で、特にγ未再結晶域となる 950℃以下の累積圧下量
が50％を超えると、母材の強度および靱性はさらに上昇
するものの、粗ユニバーサル圧延中に 950℃以下になる
までの圧延待機時間が増大し、生産性の低下を招くだけ
でなく、長時間の圧延待機によってフランジとウェブの
温度差が拡大し、ウェブ波などの形状異常が発生し易く
なるからである。従って、 950℃以下における累積圧下
量は50％以下とするが、圧下率があまりに小さいと組織
の微細化が不十分となり、靱性が低下するので、 950℃
以下における累積圧下量は５％以上とすることが望まし
い。
【００３５】ところで、上記した粗ユニバーサル圧延工
程においては極力圧延待機を行わないことが好ましい。
また、粗ユニバーサル圧延と仕上ユニバーサル圧延との
間および仕上ユニバーサル圧延後の冷却は、放冷処理と
することが好ましい。というのは、粗ユニバーサル圧延
中に長時間待機すると、ウェブとフランジの厚み差に起
因してそれらの温度差（通常ウェブが薄いので低温）が
拡大するため、ウェブ波が発生し易くなる。従って、こ
れらを防止するには、粗ユニバーサル圧延と仕上ユニバ
ーサル圧延との間または仕上ユニバーサル圧延後に、フ
ランジを水冷する必要がある（ウェブとの温度差をなく
すため）が、粗ユニバーサル圧延機と仕上ユニバーサル
圧延機間で水冷を行ったり、仕上ユニバーサル圧延後に
水冷を行うと、ＯＰとＤＲの温度不均一等を誘発し、曲
がりや反りが発生し易くなって、生産性を大きく阻害す
るからである。また、単に長時間圧延待機をするだけで
も、その分所要時間が長くなって、生産性が害されるこ
とになる。従って、生産性の向上の観点からは、できる
限り、粗ユニバーサル圧延の際に圧延待機を行わず、ま
た粗圧延と仕上圧延との間および仕上圧延後の冷却は、
放冷処理とすることが有利である。
程においては極力圧延待機を行わないことが好ましい。
また、粗ユニバーサル圧延と仕上ユニバーサル圧延との
間および仕上ユニバーサル圧延後の冷却は、放冷処理と
することが好ましい。というのは、粗ユニバーサル圧延
中に長時間待機すると、ウェブとフランジの厚み差に起
因してそれらの温度差（通常ウェブが薄いので低温）が
拡大するため、ウェブ波が発生し易くなる。従って、こ
れらを防止するには、粗ユニバーサル圧延と仕上ユニバ
ーサル圧延との間または仕上ユニバーサル圧延後に、フ
ランジを水冷する必要がある（ウェブとの温度差をなく
すため）が、粗ユニバーサル圧延機と仕上ユニバーサル
圧延機間で水冷を行ったり、仕上ユニバーサル圧延後に
水冷を行うと、ＯＰとＤＲの温度不均一等を誘発し、曲
がりや反りが発生し易くなって、生産性を大きく阻害す
るからである。また、単に長時間圧延待機をするだけで
も、その分所要時間が長くなって、生産性が害されるこ
とになる。従って、生産性の向上の観点からは、できる
限り、粗ユニバーサル圧延の際に圧延待機を行わず、ま
た粗圧延と仕上圧延との間および仕上圧延後の冷却は、
放冷処理とすることが有利である。
【００３６】なお、上記の製造方法に従って得られるＨ
形鋼の寸法は特に制限されることはないが、フランジ厚
は40mm以下とすることが好ましい。というのは、フラン
ジ厚が40mmを超えるいわゆる極厚鋼材や極厚Ｈ形鋼の場
合には、板厚増加に伴う圧延時の全圧下量の減少や冷却
速度の低下による強度や靱性の低下を補うために、従来
技術に見られるような相応の成分設計や圧延、冷却手法
を考慮する必要が生じるためである。
形鋼の寸法は特に制限されることはないが、フランジ厚
は40mm以下とすることが好ましい。というのは、フラン
ジ厚が40mmを超えるいわゆる極厚鋼材や極厚Ｈ形鋼の場
合には、板厚増加に伴う圧延時の全圧下量の減少や冷却
速度の低下による強度や靱性の低下を補うために、従来
技術に見られるような相応の成分設計や圧延、冷却手法
を考慮する必要が生じるためである。
【００３７】
【実施例】表１に示す種々の成分組成に調整した鋼を、
表２に示す条件に従って処理することにより、種々のＨ
形鋼を製造した。かくして得られた各Ｈ形鋼について、
フランジ幅の1/4 の部位の部位のフランジ厚1/4 部よ
り、JIS ４号引張試験片およびJIS ４号衝撃試験片を圧
延方向から採取し、機械的性質を調査した。次に、 HAZ
靱性を評価するため、フランジ幅の1/4 の部位から再現
熱サイクル試験片を採取し、1400℃に加熱後、 800℃か
ら 500℃まで 300ｓで冷却する熱サイクル処理（500 kJ
／cmの入熱量で溶接した際のBOND部に相当）およびＡr1
点以下の 700℃に再加熱する熱サイクル処理（500 kJ／
cmの入熱量で溶接した際の再加熱BOND部に相当）を行っ
てから、シャルピー試験片を採取し、０℃でのシャルピ
ー吸収エネルギーを測定した。得られた結果を、表３に
示す。
表２に示す条件に従って処理することにより、種々のＨ
形鋼を製造した。かくして得られた各Ｈ形鋼について、
フランジ幅の1/4 の部位の部位のフランジ厚1/4 部よ
り、JIS ４号引張試験片およびJIS ４号衝撃試験片を圧
延方向から採取し、機械的性質を調査した。次に、 HAZ
靱性を評価するため、フランジ幅の1/4 の部位から再現
熱サイクル試験片を採取し、1400℃に加熱後、 800℃か
ら 500℃まで 300ｓで冷却する熱サイクル処理（500 kJ
／cmの入熱量で溶接した際のBOND部に相当）およびＡr1
点以下の 700℃に再加熱する熱サイクル処理（500 kJ／
cmの入熱量で溶接した際の再加熱BOND部に相当）を行っ
てから、シャルピー試験片を採取し、０℃でのシャルピ
ー吸収エネルギーを測定した。得られた結果を、表３に
示す。
【００３８】
【表１】
【００３９】
【表２】
【００４０】
【表３】
【００４１】表３から明らかなように、この発明に従う
適合例はいずれも、生産性が良好で、ＴＳが 500 MPa以
上の高強度で、BOND部や再加熱BOND部の靱性も優れたＨ
形鋼が得られている。また、このＨ形鋼について、フラ
ンジやウェブの板厚方向の硬さを調査したところ、硬さ
のばらつきが極めて小さい均一な硬さ分布を有すること
が確認された。これに対し、Ｃ量がこの発明の適正範囲
を逸脱した比較例（鋼Ｋ，Ｐ）では、BOND部靱性の低下
や最高硬さが高くなっており、 HAZの靱性や溶接性に問
題が残った。また、Ti無添加の鋼Ｌ、Nb無添加の鋼Ｍお
よびＮ量が高い鋼Ｎについては、強度が低かったり、靱
性が低いという問題が生じた、さらに、Nbが上限を逸脱
した鋼Ｏでは、母材および HAZの靱性が低下した。
適合例はいずれも、生産性が良好で、ＴＳが 500 MPa以
上の高強度で、BOND部や再加熱BOND部の靱性も優れたＨ
形鋼が得られている。また、このＨ形鋼について、フラ
ンジやウェブの板厚方向の硬さを調査したところ、硬さ
のばらつきが極めて小さい均一な硬さ分布を有すること
が確認された。これに対し、Ｃ量がこの発明の適正範囲
を逸脱した比較例（鋼Ｋ，Ｐ）では、BOND部靱性の低下
や最高硬さが高くなっており、 HAZの靱性や溶接性に問
題が残った。また、Ti無添加の鋼Ｌ、Nb無添加の鋼Ｍお
よびＮ量が高い鋼Ｎについては、強度が低かったり、靱
性が低いという問題が生じた、さらに、Nbが上限を逸脱
した鋼Ｏでは、母材および HAZの靱性が低下した。
【００４２】
【発明の効果】かくしてこの発明によれば、材質のばら
つきなしに、従来よりも高強度・高靱性で、かつ溶接性
に優れた圧延Ｈ形鋼を、極めて安価にかつ高生産性の下
で得ることができる。
つきなしに、従来よりも高強度・高靱性で、かつ溶接性
に優れた圧延Ｈ形鋼を、極めて安価にかつ高生産性の下
で得ることができる。
【図１】 引張強度に及ぼす（Nb＋Ti）複合添加効果
を、Ｃ量との関係で示した図である。
を、Ｃ量との関係で示した図である。
【図２】 靱性に及ぼす（Nb＋Ti）複合添加効果を、Ｃ
量との関係で示した図である。
量との関係で示した図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 天野 虔一 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄式会社 水島製鉄所内
Claims (5)
- 【請求項１】Ｃ：0.014 〜0.05wt％、 Si：0.1 〜1.0 wt％、 Mn：1.0 〜1.8 wt％、 Ｐ：0.030 wt％以下、 Ｓ：0.020 wt％以下、 Al：0.1 wt％以下、 Ｂ：0.0003〜0.0040wt％および Ｎ：0.006 wt％以下 を含み、かつ Nb：0.03〜0.1 wt％および Ti：0.005 〜0.04wt％、 を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる
ことを特徴とする、引張強さが 500〜700 MPa 級の高生
産性・高強度圧延Ｈ形鋼。 - 【請求項２】 請求項１において、さらに Ca：0.0005〜0.0100wt％ を含有することを特徴とする高生産性・高強度圧延Ｈ形
鋼。 - 【請求項３】 請求項１または２において、フランジ厚
が40mm以下であることを特徴とする高生産性・高強度圧
延Ｈ形鋼。 - 【請求項４】 請求項１または２に記載する組成になる
鋼片を、1150〜1320℃の温度に加熱した後、ブレークダ
ウン圧延、粗ユニバーサル圧延ついで仕上ユニバーサル
圧延を施すことによってＨ形鋼を製造するに際し、粗ユ
ニバーサル圧延における 950℃以下での累積圧下率を50
％以下、仕上ユニバーサル圧延温度を800℃以上とする
ことを特徴とする、引張強さが 500〜700 MPa 級の高生
産性・高強度圧延Ｈ形鋼の製造方法。 - 【請求項５】 請求項４において、粗ユニバーサル圧延
工程において圧延待機を行わず、かつ粗ユニバーサル圧
延と仕上ユニバーサル圧延との間および仕上ユニバーサ
ル圧延後の冷却を、放冷処理とすることを特徴とする、
引張強さが 500〜700 MPa 級の高生産性・高強度圧延Ｈ
形鋼の製造方法。
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|---|---|---|---|
| JP25271099A JP3873540B2 (ja) | 1999-09-07 | 1999-09-07 | 高生産性・高強度圧延ｈ形鋼の製造方法 |
| US09/641,346 US6440235B1 (en) | 1999-09-07 | 2000-08-18 | Method of manufacturing high productive and high strength rolled H-shaped |
| EP00118420A EP1083242B1 (en) | 1999-09-07 | 2000-08-24 | Method of manufacturing of high strength rolled H-shapes |
| DE60009620T DE60009620T2 (de) | 1999-09-07 | 2000-08-24 | Herstellungsverfahren hochfester H-Stahlprofile |
| TW089117535A TW450844B (en) | 1999-09-07 | 2000-08-29 | High productive and high strength rolled H-shapes and method of manufacturing the same |
| KR1020000052517A KR100559095B1 (ko) | 1999-09-07 | 2000-09-05 | 고강도 압연 ｈ 형 강의 제조방법 |
| CN00126340A CN1113110C (zh) | 1999-09-07 | 2000-09-07 | 高生产率和高强度的轧制的h－型钢的制备方法 |
| HK01106521A HK1035917A1 (en) | 1999-09-07 | 2001-09-14 | High productive and high strength rolled h-shapes and method of manufacturing the same |
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001073069A true JP2001073069A (ja) | 2001-03-21 |
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ID=17241181
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| CN104032217A (zh) * | 2014-06-19 | 2014-09-10 | 马钢(集团)控股有限公司 | 一种热轧h型钢，用途及其生产方法 |
| WO2014175122A1 (ja) * | 2013-04-26 | 2014-10-30 | 新日鐵住金株式会社 | Ｈ形鋼及びその製造方法 |
| JP2015151616A (ja) * | 2014-02-19 | 2015-08-24 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼矢板 |
| CN112517639A (zh) * | 2020-10-20 | 2021-03-19 | 包头钢铁（集团）有限责任公司 | 一种450MPa含Nb高强合金钢的制造方法 |
| CN112779470A (zh) * | 2020-12-21 | 2021-05-11 | 本钢板材股份有限公司 | 一种电力及通信钢管铁塔用钢Gr60热轧卷板的生产方法 |
| CN114749481A (zh) * | 2022-04-07 | 2022-07-15 | 鞍山紫竹科技型钢有限公司 | 一种铁塔用60°角钢的热轧生产工艺 |
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| CN101849026B (zh) * | 2009-01-15 | 2012-07-04 | 新日本制铁株式会社 | 高温强度和低温韧性优异的焊接结构用钢及其制造方法 |
| CN104789857A (zh) * | 2015-04-13 | 2015-07-22 | 内蒙古包钢钢联股份有限公司 | 一种低成本235MPa级低温热轧H型钢及其制备方法 |
| CN115652192B (zh) * | 2022-09-28 | 2024-05-10 | 马鞍山钢铁股份有限公司 | 一种q355级重型热轧h型钢及其组织细化生产方法 |
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| JP2837056B2 (ja) | 1993-02-04 | 1998-12-14 | 新日本製鐵株式会社 | 制御圧延による低炭素当量圧延形鋼の製造方法 |
| KR100266378B1 (ko) | 1994-09-20 | 2000-09-15 | 에모토 간지 | 재질산란이 적은 베이나이트강재 및 그 제조방법 |
| JP3520619B2 (ja) | 1994-09-20 | 2004-04-19 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 材質ばらつきの少ないベイナイト鋼材およびその製造方法 |
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| JP3465494B2 (ja) | 1996-03-18 | 2003-11-10 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 材質ばらつきが少なくかつ溶接性に優れる高強度高靱性厚鋼材の製造方法 |
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1999
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2000
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- 2001-09-14 HK HK01106521A patent/HK1035917A1/xx not_active IP Right Cessation
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