JP2001323334A - 圧延ｈ形鋼およびその製造方法 - Google Patents
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】 フィレット部靱性に優れたＴＳ500 〜700M
Pa級の高強度Ｈ形鋼とこれを安価に能率よく生産しうる
製造方法を提供すること。 【解決手段】 Ｃ：0.05％以下、Si：1.0 ％以下、Mn：
0.6 〜2.0 ％、Nb：0.010 〜0.10％、Ti：0.005 〜0.03
0 ％、Ｂ：0.003 〜0.006 ％、Ｎ：0.005 〜0.010 ％を
含む組成になるSi脱酸鋼の連鋳鋳片素材を1200〜1350℃
に加熱後、ブレークダウン圧延し、次いで圧延終了温
度：800 ℃以上、圧延温度950 ℃以下での累積圧下率：
50％未満の条件で粗ユニバーサル圧延し、次いで仕上ユ
ニバーサル圧延して製造された圧延Ｈ形鋼。
Pa級の高強度Ｈ形鋼とこれを安価に能率よく生産しうる
製造方法を提供すること。 【解決手段】 Ｃ：0.05％以下、Si：1.0 ％以下、Mn：
0.6 〜2.0 ％、Nb：0.010 〜0.10％、Ti：0.005 〜0.03
0 ％、Ｂ：0.003 〜0.006 ％、Ｎ：0.005 〜0.010 ％を
含む組成になるSi脱酸鋼の連鋳鋳片素材を1200〜1350℃
に加熱後、ブレークダウン圧延し、次いで圧延終了温
度：800 ℃以上、圧延温度950 ℃以下での累積圧下率：
50％未満の条件で粗ユニバーサル圧延し、次いで仕上ユ
ニバーサル圧延して製造された圧延Ｈ形鋼。
Description
【発明の属する技術分野】本発明は、圧延Ｈ形鋼および
その製造方法に関し、詳しくは、強度が高く母材および
ＨＡＺの靱性に優れる圧延Ｈ形鋼、および、該圧延Ｈ形
鋼の高能率生産を可能にする製造方法に関する。
その製造方法に関し、詳しくは、強度が高く母材および
ＨＡＺの靱性に優れる圧延Ｈ形鋼、および、該圧延Ｈ形
鋼の高能率生産を可能にする製造方法に関する。
【従来の技術】Ｈ形鋼は、建築、土木、橋梁を中心に幅
広く適用されており、インフラの整備には欠くことので
きない役割を果たしてきている。そういった性格から、
常に安価に安定的に供給することが望まれており、加え
て、高強度化や耐震性の観点からの高靭性化といった特
性改善が求められている。鋼材に高張力かつ高靭性を付
与しうる圧延製造方法として、厚鋼板等の板圧延に広く
適用されている制御圧延- 制御冷却法（いわゆるTMCP
法）がある。しかしながら、Ｈ形圧延にTMCP法を適用す
ると、フランジとウェブとで圧延条件や冷却条件が異な
るために、組織の種類やサイズが変化し、Ｈ形鋼製品の
幅方向や厚み方向において大きな材質ばらつきが発生す
る。この材質ばらつきは、例えば、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
によって建物の崩壊を防ぐという耐震設計（鉄と鋼：第
74年(1998)第６号第11〜21頁参照）が行われる建築構造
物への適用を難しくする問題がある。材質ばらつきを低
減する手段として、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、冷却
速度の変化に拘わらず鋼組織をベイナイト主体組織とす
るＨ形鋼等鋼材の製造方法が提案されている。これら
は、極低Ｃ- 高Mn- Ｂ系の化学組成（以下、単に組成と
いう）とすることで冷却速度可変域内での変態組織をベ
イナイト主体組織として材質ばらつきの低減を図り、か
つＣ減量による低Pcm 化により溶接性の向上を図ったも
のである。しかしながら、これらは、厚鋼板や主として
フランジ厚50mm超の極厚Ｈ形鋼を対象としており、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、必ずしも最適なものではな
い。最近では、かかる比較的薄いサイズのＨ形鋼につい
て、製造コストをさらに低減し、しかも強度および靱性
をより一層向上させることが強く要望されている。ま
た、靱性の改善手段としては、特許1999608 号公報に、
溶接構造用鋼のＨＡＺ靭性を対象として、Alを基本的に
無添加とし、Tiによる脱酸処理を行い、Ti酸化物を主体
とする介在物を分散させる方法が提案されているが、こ
の方法を圧延Ｈ形鋼に適用しても、形鋼素材（ブルーム
やビームブランク等）の加熱条件が溶接構造用鋼の素材
（スラブ）よりも高温側（例えば1300℃超）かつ長時間
側にあり、また特にフィレット部（Ｈ形鋼のフランジと
ウエブとの交錯部）では圧延効果が小さく圧延後の冷却
速度も小さいことから、靱性改善の効果は不十分であっ
た。
広く適用されており、インフラの整備には欠くことので
きない役割を果たしてきている。そういった性格から、
常に安価に安定的に供給することが望まれており、加え
て、高強度化や耐震性の観点からの高靭性化といった特
性改善が求められている。鋼材に高張力かつ高靭性を付
与しうる圧延製造方法として、厚鋼板等の板圧延に広く
適用されている制御圧延- 制御冷却法（いわゆるTMCP
法）がある。しかしながら、Ｈ形圧延にTMCP法を適用す
ると、フランジとウェブとで圧延条件や冷却条件が異な
るために、組織の種類やサイズが変化し、Ｈ形鋼製品の
幅方向や厚み方向において大きな材質ばらつきが発生す
る。この材質ばらつきは、例えば、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
によって建物の崩壊を防ぐという耐震設計（鉄と鋼：第
74年(1998)第６号第11〜21頁参照）が行われる建築構造
物への適用を難しくする問題がある。材質ばらつきを低
減する手段として、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、冷却
速度の変化に拘わらず鋼組織をベイナイト主体組織とす
るＨ形鋼等鋼材の製造方法が提案されている。これら
は、極低Ｃ- 高Mn- Ｂ系の化学組成（以下、単に組成と
いう）とすることで冷却速度可変域内での変態組織をベ
イナイト主体組織として材質ばらつきの低減を図り、か
つＣ減量による低Pcm 化により溶接性の向上を図ったも
のである。しかしながら、これらは、厚鋼板や主として
フランジ厚50mm超の極厚Ｈ形鋼を対象としており、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、必ずしも最適なものではな
い。最近では、かかる比較的薄いサイズのＨ形鋼につい
て、製造コストをさらに低減し、しかも強度および靱性
をより一層向上させることが強く要望されている。ま
た、靱性の改善手段としては、特許1999608 号公報に、
溶接構造用鋼のＨＡＺ靭性を対象として、Alを基本的に
無添加とし、Tiによる脱酸処理を行い、Ti酸化物を主体
とする介在物を分散させる方法が提案されているが、こ
の方法を圧延Ｈ形鋼に適用しても、形鋼素材（ブルーム
やビームブランク等）の加熱条件が溶接構造用鋼の素材
（スラブ）よりも高温側（例えば1300℃超）かつ長時間
側にあり、また特にフィレット部（Ｈ形鋼のフランジと
ウエブとの交錯部）では圧延効果が小さく圧延後の冷却
速度も小さいことから、靱性改善の効果は不十分であっ
た。
【発明が解決しようとする課題】前記従来技術の諸問題
に鑑み、本発明は、比較的薄いサイズでＴＳ（引張強
さ）500 〜700MPaにわたる幅広い要求強度レベルに対応
できてしかも優れた靱性を有する圧延Ｈ形鋼を、より安
価な成分コストおよび圧延コストで有利に製造しうる製
造方法とともに提供することを目的とする。
に鑑み、本発明は、比較的薄いサイズでＴＳ（引張強
さ）500 〜700MPaにわたる幅広い要求強度レベルに対応
できてしかも優れた靱性を有する圧延Ｈ形鋼を、より安
価な成分コストおよび圧延コストで有利に製造しうる製
造方法とともに提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】本発明者らは上記目的を
達成すべく、圧延Ｈ形鋼の成分系と製造工程について綿
密な見直しを行い、以下の知見を得た。 鋼の清浄性を確保するために、溶製過程でAl脱酸が行
われる。しかし、Al脱酸を行うとＲＨ処理時に溶鋼中に
Al2O3 が生成し、これが連鋳（連続鋳造）時に取鍋ノズ
ルやタンディッシュノズルに付着・堆積してノズル閉塞
を発生させ、生産性が低下する。このAl脱酸に代えてSi
脱酸とすることにより前記ノズル閉塞が抑制される。 比較的薄物のＨ形鋼でもフィレット部では圧延効果が
小さく、この部分の高靱性化のためには加熱時のγ粒を
微細化する必要があり、それには加熱温度を低温化する
ことが望まれるが、形鋼圧延では造形性の観点からこれ
を1200℃未満にすることができない。1200℃以上の高温
加熱条件下でγ粒微細化を達成するには、高温で安定な
析出物であるTiN によるγピン止め効果を活用するのが
有効で、かかるγピン止め効果は、TiとＢの複合添加に
より大きく発現する。 圧延途中の待機により被圧延材の温度を下げるいわゆ
る制御圧延をＨ形鋼のユニバーサル圧延に適用するの
は、フィレット部の靱性向上効果が小さく、圧延待機に
よる生産性低下のデメリットの方が大きい。 圧延Ｈ形鋼の強度をＴＳ範囲500 〜700MPa内の目標値
に精度よく的中させるには、Ti- Ｂ系にさらにNbを微量
添加した成分系が最適である。 本発明は上記の知見を基礎としてなされたもので、その
要旨は以下の通りである。 （１）Si脱酸した連続鋳造鋳片を素材とするＨ形圧延製
品であって、質量％で、Ｃ：0.05％以下、Si：1.0 ％以
下、Mn：0.6 〜2.0 ％、Nb：0.010 〜0.10％、Ti：0.00
5 〜0.030 ％、Ｂ：0.003 〜0.006 ％、Ｎ：0.005 〜0.
010 ％を含み残部Feおよび不可避的不純物からなる組成
を有することを特徴とする圧延Ｈ形鋼。 （２）前記組成にさらに質量％でZr：0.005 〜0.10％、
Hf：0.005 〜0.10％、REM ：0.001 〜0.01％、Ca：0.00
05〜0.010 ％の１種または２種以上が含まれた（１）記
載の圧延Ｈ形鋼。 （３）前記組成にさらに質量％でCu：0.5 ％以下、Ni：
0.5 ％以下、Cr：0.5％以下、Mo：0.5 ％以下、Ｖ：0.0
5％以下の１種または２種以上が含まれた（１）または
（２）に記載の圧延Ｈ形鋼。 （４）Si脱酸にて溶製した溶鋼を連続鋳造して（１）〜
（３）のいずれかに記載の組成を有する素材となし、該
素材を1200〜1350℃に加熱後、ブレークダウン圧延し、
次いで圧延終了温度：800 ℃以上、圧延温度950 ℃以下
での累積圧下率：50％未満の条件で粗ユニバーサル圧延
し、次いで仕上ユニバーサル圧延することを特徴とする
圧延Ｈ形鋼の製造方法。
達成すべく、圧延Ｈ形鋼の成分系と製造工程について綿
密な見直しを行い、以下の知見を得た。 鋼の清浄性を確保するために、溶製過程でAl脱酸が行
われる。しかし、Al脱酸を行うとＲＨ処理時に溶鋼中に
Al2O3 が生成し、これが連鋳（連続鋳造）時に取鍋ノズ
ルやタンディッシュノズルに付着・堆積してノズル閉塞
を発生させ、生産性が低下する。このAl脱酸に代えてSi
脱酸とすることにより前記ノズル閉塞が抑制される。 比較的薄物のＨ形鋼でもフィレット部では圧延効果が
小さく、この部分の高靱性化のためには加熱時のγ粒を
微細化する必要があり、それには加熱温度を低温化する
ことが望まれるが、形鋼圧延では造形性の観点からこれ
を1200℃未満にすることができない。1200℃以上の高温
加熱条件下でγ粒微細化を達成するには、高温で安定な
析出物であるTiN によるγピン止め効果を活用するのが
有効で、かかるγピン止め効果は、TiとＢの複合添加に
より大きく発現する。 圧延途中の待機により被圧延材の温度を下げるいわゆ
る制御圧延をＨ形鋼のユニバーサル圧延に適用するの
は、フィレット部の靱性向上効果が小さく、圧延待機に
よる生産性低下のデメリットの方が大きい。 圧延Ｈ形鋼の強度をＴＳ範囲500 〜700MPa内の目標値
に精度よく的中させるには、Ti- Ｂ系にさらにNbを微量
添加した成分系が最適である。 本発明は上記の知見を基礎としてなされたもので、その
要旨は以下の通りである。 （１）Si脱酸した連続鋳造鋳片を素材とするＨ形圧延製
品であって、質量％で、Ｃ：0.05％以下、Si：1.0 ％以
下、Mn：0.6 〜2.0 ％、Nb：0.010 〜0.10％、Ti：0.00
5 〜0.030 ％、Ｂ：0.003 〜0.006 ％、Ｎ：0.005 〜0.
010 ％を含み残部Feおよび不可避的不純物からなる組成
を有することを特徴とする圧延Ｈ形鋼。 （２）前記組成にさらに質量％でZr：0.005 〜0.10％、
Hf：0.005 〜0.10％、REM ：0.001 〜0.01％、Ca：0.00
05〜0.010 ％の１種または２種以上が含まれた（１）記
載の圧延Ｈ形鋼。 （３）前記組成にさらに質量％でCu：0.5 ％以下、Ni：
0.5 ％以下、Cr：0.5％以下、Mo：0.5 ％以下、Ｖ：0.0
5％以下の１種または２種以上が含まれた（１）または
（２）に記載の圧延Ｈ形鋼。 （４）Si脱酸にて溶製した溶鋼を連続鋳造して（１）〜
（３）のいずれかに記載の組成を有する素材となし、該
素材を1200〜1350℃に加熱後、ブレークダウン圧延し、
次いで圧延終了温度：800 ℃以上、圧延温度950 ℃以下
での累積圧下率：50％未満の条件で粗ユニバーサル圧延
し、次いで仕上ユニバーサル圧延することを特徴とする
圧延Ｈ形鋼の製造方法。
【発明の実施の形態】本発明では、素材は転炉⇒RH処理
工程により溶製される。この溶製法では、転炉出鋼後、
合金調整のため溶鋼にFe-Mn が投入されるが、Fe-Mn 中
に含まれるＣが溶鋼中のＣ量を増加させるため、RH処理
時には脱炭処理を行う必要があり、この脱炭処理は比較
的長時間を要することから、その間に溶鋼中のMnがスラ
グと反応してMnO を多量に含むスラグが形成される。そ
のため、Al脱酸を行うと、鋼中のAlとスラグ中のMnO と
が反応して高融点化合物であるAl2O3 が生成し、これが
鋳込みの際に取鍋ノズルないしはタンディッシュノズル
に付着、堆積してノズル閉塞を引き起こす。これに対
し、Si脱酸を行うと、Al2O3 のような高融点化合物が生
成しないので、ノズル閉塞を回避することができる。そ
こで、本発明では、素材溶製段階での脱酸をSi脱酸にて
行うものとした。これにより、ノズル閉塞が解消され、
生産性が大きく向上する。また、本発明では、素材鋳片
は連鋳鋳片に限った。造塊鋳片では熱間圧延の前に鋼塊
均熱- 分塊圧延が必要となり生産性が悪いからである。
次に、本発明における組成（素材と製品とで同じ）の限
定理由を述べる。なお、成分含有量に係る％は質量％を
意味する。 Ｃ：0.05％以下 本発明では、Ｈ形圧延製品の組織をベイナイトにして同
製品の強度、靱性を高めようとするが、Ｃが0.05％を超
えるとベイナイトの多くの部分が島状マルテンサイトで
置換された組織となって、靱性が低下するほか、溶接性
およびＨＡＺ靱性も低下するため、Ｃは0.05％以下とし
た。なお、ＨＡＺの粒界割れを防ぐ観点から、Ｃは0.01
4 ％以上が好ましい。 Si：1.0 ％以下 Siは、本発明において脱酸剤として必須に使用され、さ
らに鋼に固溶してこれを強化するが、反面、Ｃの拡散を
促して島状マルテンサイトの形成に与り、1.0％超では
島状マルテンサイトが増えすぎて靱性が劣化するため、
1.0 ％以下とした。この靱性劣化をより小さく抑えるに
はSi：0.6 ％以下が好ましい。なお、固溶強化効果を十
分に得るにはSi：0.05％以上が好ましい。 Mn：0.6 〜2.0 ％ Mnは、鋼のベイナイト変態強化のために重要な元素であ
るが、0.6 ％未満ではその効果に乏しく、一方、2.0 ％
超では溶接性を損なうため、0.6 〜2.0 ％とした。 Nb：0.010 〜0.10％ Nbは、本発明では強度調整のために最も効果のある元素
である。NbをTi、Ｂと複合して添加することでベイナイ
ト変態が促進され、かつ、Nb量を調整することでベイナ
イト変態温度を容易に変更できて、強度をＴＳ500 〜70
0MPaの範囲内の目標値に精度よく的中させることができ
る。しかし、Nbは、0.010 ％未満ではその効果に乏し
く、一方、0.10％超ではＨＡＺの粒界割れを招くことか
ら、0.010〜0.10％とした。なお、ＨＡＺの粒界割れを
より確実に防ぐには、Nb：0.010 〜0.08％が好ましい。 Ti：0.005 〜0.030 ％ Tiは、鋼中のＮと結合してできたTiN のγピン止め効果
により、圧延効果の小さいＨ形鋼フィレット部において
も組織を微細化して靭性を向上させる効果があるが、0.
005 ％未満ではその効果に乏しく、一方、0.030 ％超で
は、製鋼- 連鋳工程において高融点化合物を形成してノ
ズル閉塞を助長する。よって、Tiは0.005 〜0.030 ％と
した。 Ｂ：0.003 〜0.006 ％ Ｂは本発明では固溶Ｂの粒界偏析による焼入れ性向上効
果を利用して強度増加を図るために添加される。加えて
本発明では前記のようにTiN のγピン止め効果による組
織微細化のためにTi、Ｎを所定の量だけ含有させる。こ
のTi、Ｎ量の範囲では、ＮがTiN 形成所要量よりも過剰
に存在し、このＮの過剰分（固溶Ｎ）がＢをBNとして固
定し、Ｂ＜0.003 ％では、BNとして固定されずに残るＢ
（固溶Ｂ）が不足して焼入れ性向上効果が不十分とな
る。一方、Ｂ＞0.006 ％では焼入れ性向上効果が飽和す
るか、あるいはＢがFeとの化合物を形成して逆に焼入れ
性が低下し、また、溶接性も低下する。よって、Ｂは0.
003 〜0.006 ％とした。 Ｎ：0.005 〜0.010 ％ Ｎは、鋼中のTiと結合してTiN を形成しそのγピン止め
効果により、高温に加熱されるＨ形鋼素材のγ粒を効果
的に微細化しうる有用な元素である。 図１は、Ti量、Ｎ
量を変化させた鋼素材をＨ形鋼フィレット部相当の圧延
条件（素材厚=100mm、仕上厚=40mm 、加熱温度=1300
℃、仕上温度=1050 ℃、圧延後冷却速度=0.3℃/s）で実
験圧延して得た材料について、靱性（０℃でのシャルピ
ー吸収エネルギー(vEo) で評価）に及ぼすTi量とＮ量の
影響を調べた結果を示すグラフである。なお、この実験
圧延では鋼素材として、0.03〜0.04%C-0.5%Si- 1.3〜1.
6%Mn- 0.03〜0.06%Nb-0.0035%B-Ti-N 鋼を用いた。同図
に示されるように、Ｎ:0.005％未満ではγピン止め効果
が小さいためにvEo:30J 以下と低靱性であるが、Ｎ:0.0
05％以上ではvEo:30J 超の高靱性が得られる。一方、
Ｎ:0.010％超の領域では、固溶Ｂが不足して焼入れ性が
低下し、またＨＡＺ靱性（図示省略）が低下する。よっ
て、Ｎは0.005 〜0.010 ％とした。なお、Ti量とＮ量と
を両者の比(Ti/N)が2.0 〜3.4 となる範囲に調整する
と、より高靱性（vEo>70J)が得られるので好ましい。ま
た、本発明の組成には不可避的不純物が含まれ、うち
Ｐ、Ｓについては、極力それらの混入を防止することが
望ましいが、 Ｐ:0.05 ％以下、Ｓ:0.04 ％以下であれば
許容できる。なお、前述のように連鋳時のノズル閉塞の
原因となるため本発明では無添加としたAlも、耐火煉瓦
などから不可避的に混入する不純物に属するが、混入Al
量が0.005 ％を超えなければノズル閉塞に至らないた
め、Alは0.005 ％以下であれば許容できる。以上のよう
に本発明によれば、比較的合金コストの低いMn、Nb、T
i、Ｎ、Ｂの組合せにより高強度化、高靱性化を達成し
うるので、合金コストの大幅な上昇につながるCr、Cu、
Ni、Mo、Ｖを無添加ないしは最小限の添加で済ますこと
ができ、加えて、Al脱酸に代えてSi脱酸を採用したので
製鋼- 連鋳時のノズル閉塞による生産性悪化の問題も解
消することから、高強度・高靱性の圧延Ｈ形鋼を高能率
で量産でき、安価に供給できるようになる。また、本発
明では、必要に応じてさらにZr：0.005 〜0.10％、Hf：
0.005 〜0.10％、REM ：0.001 〜0.01％、Ca：0.0005〜
0.010 ％の１種または２種以上を添加することができ
る。これらの元素は各々、上記下限以上の含有によりγ
粒微細化効果を補強してフィレット部靭性のさらなる向
上に寄与しうるが、上記上限超の含有では、脆性破壊の
起点となる介在物の増加を招き靱性の劣化をもたらすこ
とから、利用に際しては夫々上記の下限〜上限の範囲に
限ることが望ましい。なお、前記のCr、Cu、Ni、Mo、Ｖ
については、夫々の発揮しうる材質（強度、靱性バラン
ス）改善効果と添加所要コストとを考え合わせると、本
発明においてこれらを利用する場合は、夫々の含有量
を、Cu：0.5 ％以下、Ni：0.5 ％以下、Cr：0.5 ％以
下、Mo：0.5 ％以下、Ｖ：0.05％以下に抑えるのが望ま
しい。次に、本発明の製造方法について説明する。本発
明では、素材の目標組成が（１）〜（３）の何れかに記
載の組成に設定される。溶製では前記理由によりSi脱酸
が採用され、鋳造では前記理由により連鋳法が採用され
る。鋳造後の素材は、通常ビームブランクあるいはブル
ームと呼ばれるものに該当する。そして、上記素材は、
大形圧延ラインにて、加熱⇒ブレークダウン圧延（Ｂ
Ｄ）⇒粗ユニバーサル圧延（ＵＲ）⇒仕上ユニバーサル
圧延（ＵＦ）の順次工程から成る熱間Ｈ形圧延を施さ
れ、圧延Ｈ形鋼に仕上げられる。ＢＤでは通常のブレー
クダウンミルを用いた多パス- リバース圧延により粗Ｈ
形状に造形する初期成形がなされ、ＵＲでは通常の粗ユ
ニバーサルミルを用いた多パス- リバース圧延によりほ
ぼ最終形状近くまで造形する中間成形がなされ、ＵＦで
は通常の仕上ユニバーサルミルを用いた１パス- スキン
パス圧延により最終形状に整える仕上成形がなされる。
かかる製造方法において、本発明では、素材の加熱温度
を1200〜1350℃とする。加熱温度が1200℃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、1350℃を
超えるとγ粒粗大化による靭性低下やスケールロスの増
加が懸念されるからである。また、ＵＲでは、圧延温度
950 ℃以下での累積圧下率を50％未満とし、かつ圧延終
了温度を800 ℃以上に規制する。ここに、圧延温度およ
び累積圧下率は、フランジ幅1/4 部で評価され、圧下率
はフランジ厚み方向の圧下率である。このように規制し
た理由は、累積圧下率が50％以上になるかまたは圧延終
了温度が800℃未満になるようなＵＲでは、殆どの製品
サイズで圧延待機（温度降下待ち）の必要が生じ、生産
性が阻害されるからである。なお、ＢＤ、ＵＦは常法に
従って実施すればよい。また、圧延後の冷却は放冷を基
本とするが、フランジとウェブの厚み差が大きいサイズ
については、フランジとウェブの温度差を小さくしてウ
ェブの座屈を防止すべく、ＵＲ後あるいはＵＦ後にフラ
ンジを水冷しても構わない。
工程により溶製される。この溶製法では、転炉出鋼後、
合金調整のため溶鋼にFe-Mn が投入されるが、Fe-Mn 中
に含まれるＣが溶鋼中のＣ量を増加させるため、RH処理
時には脱炭処理を行う必要があり、この脱炭処理は比較
的長時間を要することから、その間に溶鋼中のMnがスラ
グと反応してMnO を多量に含むスラグが形成される。そ
のため、Al脱酸を行うと、鋼中のAlとスラグ中のMnO と
が反応して高融点化合物であるAl2O3 が生成し、これが
鋳込みの際に取鍋ノズルないしはタンディッシュノズル
に付着、堆積してノズル閉塞を引き起こす。これに対
し、Si脱酸を行うと、Al2O3 のような高融点化合物が生
成しないので、ノズル閉塞を回避することができる。そ
こで、本発明では、素材溶製段階での脱酸をSi脱酸にて
行うものとした。これにより、ノズル閉塞が解消され、
生産性が大きく向上する。また、本発明では、素材鋳片
は連鋳鋳片に限った。造塊鋳片では熱間圧延の前に鋼塊
均熱- 分塊圧延が必要となり生産性が悪いからである。
次に、本発明における組成（素材と製品とで同じ）の限
定理由を述べる。なお、成分含有量に係る％は質量％を
意味する。 Ｃ：0.05％以下 本発明では、Ｈ形圧延製品の組織をベイナイトにして同
製品の強度、靱性を高めようとするが、Ｃが0.05％を超
えるとベイナイトの多くの部分が島状マルテンサイトで
置換された組織となって、靱性が低下するほか、溶接性
およびＨＡＺ靱性も低下するため、Ｃは0.05％以下とし
た。なお、ＨＡＺの粒界割れを防ぐ観点から、Ｃは0.01
4 ％以上が好ましい。 Si：1.0 ％以下 Siは、本発明において脱酸剤として必須に使用され、さ
らに鋼に固溶してこれを強化するが、反面、Ｃの拡散を
促して島状マルテンサイトの形成に与り、1.0％超では
島状マルテンサイトが増えすぎて靱性が劣化するため、
1.0 ％以下とした。この靱性劣化をより小さく抑えるに
はSi：0.6 ％以下が好ましい。なお、固溶強化効果を十
分に得るにはSi：0.05％以上が好ましい。 Mn：0.6 〜2.0 ％ Mnは、鋼のベイナイト変態強化のために重要な元素であ
るが、0.6 ％未満ではその効果に乏しく、一方、2.0 ％
超では溶接性を損なうため、0.6 〜2.0 ％とした。 Nb：0.010 〜0.10％ Nbは、本発明では強度調整のために最も効果のある元素
である。NbをTi、Ｂと複合して添加することでベイナイ
ト変態が促進され、かつ、Nb量を調整することでベイナ
イト変態温度を容易に変更できて、強度をＴＳ500 〜70
0MPaの範囲内の目標値に精度よく的中させることができ
る。しかし、Nbは、0.010 ％未満ではその効果に乏し
く、一方、0.10％超ではＨＡＺの粒界割れを招くことか
ら、0.010〜0.10％とした。なお、ＨＡＺの粒界割れを
より確実に防ぐには、Nb：0.010 〜0.08％が好ましい。 Ti：0.005 〜0.030 ％ Tiは、鋼中のＮと結合してできたTiN のγピン止め効果
により、圧延効果の小さいＨ形鋼フィレット部において
も組織を微細化して靭性を向上させる効果があるが、0.
005 ％未満ではその効果に乏しく、一方、0.030 ％超で
は、製鋼- 連鋳工程において高融点化合物を形成してノ
ズル閉塞を助長する。よって、Tiは0.005 〜0.030 ％と
した。 Ｂ：0.003 〜0.006 ％ Ｂは本発明では固溶Ｂの粒界偏析による焼入れ性向上効
果を利用して強度増加を図るために添加される。加えて
本発明では前記のようにTiN のγピン止め効果による組
織微細化のためにTi、Ｎを所定の量だけ含有させる。こ
のTi、Ｎ量の範囲では、ＮがTiN 形成所要量よりも過剰
に存在し、このＮの過剰分（固溶Ｎ）がＢをBNとして固
定し、Ｂ＜0.003 ％では、BNとして固定されずに残るＢ
（固溶Ｂ）が不足して焼入れ性向上効果が不十分とな
る。一方、Ｂ＞0.006 ％では焼入れ性向上効果が飽和す
るか、あるいはＢがFeとの化合物を形成して逆に焼入れ
性が低下し、また、溶接性も低下する。よって、Ｂは0.
003 〜0.006 ％とした。 Ｎ：0.005 〜0.010 ％ Ｎは、鋼中のTiと結合してTiN を形成しそのγピン止め
効果により、高温に加熱されるＨ形鋼素材のγ粒を効果
的に微細化しうる有用な元素である。 図１は、Ti量、Ｎ
量を変化させた鋼素材をＨ形鋼フィレット部相当の圧延
条件（素材厚=100mm、仕上厚=40mm 、加熱温度=1300
℃、仕上温度=1050 ℃、圧延後冷却速度=0.3℃/s）で実
験圧延して得た材料について、靱性（０℃でのシャルピ
ー吸収エネルギー(vEo) で評価）に及ぼすTi量とＮ量の
影響を調べた結果を示すグラフである。なお、この実験
圧延では鋼素材として、0.03〜0.04%C-0.5%Si- 1.3〜1.
6%Mn- 0.03〜0.06%Nb-0.0035%B-Ti-N 鋼を用いた。同図
に示されるように、Ｎ:0.005％未満ではγピン止め効果
が小さいためにvEo:30J 以下と低靱性であるが、Ｎ:0.0
05％以上ではvEo:30J 超の高靱性が得られる。一方、
Ｎ:0.010％超の領域では、固溶Ｂが不足して焼入れ性が
低下し、またＨＡＺ靱性（図示省略）が低下する。よっ
て、Ｎは0.005 〜0.010 ％とした。なお、Ti量とＮ量と
を両者の比(Ti/N)が2.0 〜3.4 となる範囲に調整する
と、より高靱性（vEo>70J)が得られるので好ましい。ま
た、本発明の組成には不可避的不純物が含まれ、うち
Ｐ、Ｓについては、極力それらの混入を防止することが
望ましいが、 Ｐ:0.05 ％以下、Ｓ:0.04 ％以下であれば
許容できる。なお、前述のように連鋳時のノズル閉塞の
原因となるため本発明では無添加としたAlも、耐火煉瓦
などから不可避的に混入する不純物に属するが、混入Al
量が0.005 ％を超えなければノズル閉塞に至らないた
め、Alは0.005 ％以下であれば許容できる。以上のよう
に本発明によれば、比較的合金コストの低いMn、Nb、T
i、Ｎ、Ｂの組合せにより高強度化、高靱性化を達成し
うるので、合金コストの大幅な上昇につながるCr、Cu、
Ni、Mo、Ｖを無添加ないしは最小限の添加で済ますこと
ができ、加えて、Al脱酸に代えてSi脱酸を採用したので
製鋼- 連鋳時のノズル閉塞による生産性悪化の問題も解
消することから、高強度・高靱性の圧延Ｈ形鋼を高能率
で量産でき、安価に供給できるようになる。また、本発
明では、必要に応じてさらにZr：0.005 〜0.10％、Hf：
0.005 〜0.10％、REM ：0.001 〜0.01％、Ca：0.0005〜
0.010 ％の１種または２種以上を添加することができ
る。これらの元素は各々、上記下限以上の含有によりγ
粒微細化効果を補強してフィレット部靭性のさらなる向
上に寄与しうるが、上記上限超の含有では、脆性破壊の
起点となる介在物の増加を招き靱性の劣化をもたらすこ
とから、利用に際しては夫々上記の下限〜上限の範囲に
限ることが望ましい。なお、前記のCr、Cu、Ni、Mo、Ｖ
については、夫々の発揮しうる材質（強度、靱性バラン
ス）改善効果と添加所要コストとを考え合わせると、本
発明においてこれらを利用する場合は、夫々の含有量
を、Cu：0.5 ％以下、Ni：0.5 ％以下、Cr：0.5 ％以
下、Mo：0.5 ％以下、Ｖ：0.05％以下に抑えるのが望ま
しい。次に、本発明の製造方法について説明する。本発
明では、素材の目標組成が（１）〜（３）の何れかに記
載の組成に設定される。溶製では前記理由によりSi脱酸
が採用され、鋳造では前記理由により連鋳法が採用され
る。鋳造後の素材は、通常ビームブランクあるいはブル
ームと呼ばれるものに該当する。そして、上記素材は、
大形圧延ラインにて、加熱⇒ブレークダウン圧延（Ｂ
Ｄ）⇒粗ユニバーサル圧延（ＵＲ）⇒仕上ユニバーサル
圧延（ＵＦ）の順次工程から成る熱間Ｈ形圧延を施さ
れ、圧延Ｈ形鋼に仕上げられる。ＢＤでは通常のブレー
クダウンミルを用いた多パス- リバース圧延により粗Ｈ
形状に造形する初期成形がなされ、ＵＲでは通常の粗ユ
ニバーサルミルを用いた多パス- リバース圧延によりほ
ぼ最終形状近くまで造形する中間成形がなされ、ＵＦで
は通常の仕上ユニバーサルミルを用いた１パス- スキン
パス圧延により最終形状に整える仕上成形がなされる。
かかる製造方法において、本発明では、素材の加熱温度
を1200〜1350℃とする。加熱温度が1200℃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、1350℃を
超えるとγ粒粗大化による靭性低下やスケールロスの増
加が懸念されるからである。また、ＵＲでは、圧延温度
950 ℃以下での累積圧下率を50％未満とし、かつ圧延終
了温度を800 ℃以上に規制する。ここに、圧延温度およ
び累積圧下率は、フランジ幅1/4 部で評価され、圧下率
はフランジ厚み方向の圧下率である。このように規制し
た理由は、累積圧下率が50％以上になるかまたは圧延終
了温度が800℃未満になるようなＵＲでは、殆どの製品
サイズで圧延待機（温度降下待ち）の必要が生じ、生産
性が阻害されるからである。なお、ＢＤ、ＵＦは常法に
従って実施すればよい。また、圧延後の冷却は放冷を基
本とするが、フランジとウェブの厚み差が大きいサイズ
については、フランジとウェブの温度差を小さくしてウ
ェブの座屈を防止すべく、ＵＲ後あるいはＵＦ後にフラ
ンジを水冷しても構わない。
【実施例】転炉- RH処理にて表１に示す種々の組成にな
るよう溶製した溶鋼180tonを、連鋳- 圧延工程にて表２
に示す条件に従い処理することにより、種々のＨ形鋼を
製造し、得られた製品について、F1/4B-1/4t（フランジ
幅1/4 の1/4t深さ）部およびフィレット部相当のF1/2B-
4/4t（フランジ幅1/2 の4/4t深さ）部よりJIS ４号シャ
ルピー衝撃試験片とJIS ４号引張試験片を圧延方向に沿
って採取し、機械的性質を調べた。連鋳時のノズル閉塞
の有無、圧延での生産性および製品の機械的性質の一覧
を表２に併記する。
るよう溶製した溶鋼180tonを、連鋳- 圧延工程にて表２
に示す条件に従い処理することにより、種々のＨ形鋼を
製造し、得られた製品について、F1/4B-1/4t（フランジ
幅1/4 の1/4t深さ）部およびフィレット部相当のF1/2B-
4/4t（フランジ幅1/2 の4/4t深さ）部よりJIS ４号シャ
ルピー衝撃試験片とJIS ４号引張試験片を圧延方向に沿
って採取し、機械的性質を調べた。連鋳時のノズル閉塞
の有無、圧延での生産性および製品の機械的性質の一覧
を表２に併記する。
【表１】
【表２】 発明例では、Ti量とＮ量の制御およびMn、Nb、Ｂの最適
化により、フィレット部の靭性にも優れたＴＳ500 〜70
0MPaの高強度Ｈ形鋼が得られた。さらに、生産性の障害
となっていた製鋼- 連鋳時のノズル閉塞がSi脱酸の採用
により解消し、従来の低炭素鋼(0.15%Ｃ鋼) と同等レベ
ルの高能率での連鋳操業が可能となった。圧延工程では
ＵＲでの圧延待機を要さず、圧延能率は極めて高い。こ
れに対し比較例は、Al脱酸した鋼Ｇでは連鋳時にノズル
閉塞を生じて180ton溶鋼の鋳込みを完遂できず、また、
Ｎ過剰の鋼Ｈ、Ｎ不足の鋼Ｊでは強度低位あるいはフィ
レット部靭性低位などの問題を生じ、また、Ti不足の鋼
Ｉでは鋼Ｊ同様フィレット部靭性が低く、また、Ｂ不足
の鋼Ｋ、Nb不足の鋼Ｌでは強度が低かった。また、発明
例では、さらに溶接性およびＨＡＺ靭性を調査し、溶接
ＨＡＺの最高硬さはHV350 以下、再現熱サイクルによる
200kJ/mm相当入熱の再現CG(coase-grained)HAZ靭性はvE
o で100J以上という好結果が得られ、溶接性、ＨＡＺ靱
性のいずれも高位にあることが確認された。これは、炭
素およびその他合金成分ミニマム化（低Ceq(炭素当量)
化、低Pcm 化）の所産である。
化により、フィレット部の靭性にも優れたＴＳ500 〜70
0MPaの高強度Ｈ形鋼が得られた。さらに、生産性の障害
となっていた製鋼- 連鋳時のノズル閉塞がSi脱酸の採用
により解消し、従来の低炭素鋼(0.15%Ｃ鋼) と同等レベ
ルの高能率での連鋳操業が可能となった。圧延工程では
ＵＲでの圧延待機を要さず、圧延能率は極めて高い。こ
れに対し比較例は、Al脱酸した鋼Ｇでは連鋳時にノズル
閉塞を生じて180ton溶鋼の鋳込みを完遂できず、また、
Ｎ過剰の鋼Ｈ、Ｎ不足の鋼Ｊでは強度低位あるいはフィ
レット部靭性低位などの問題を生じ、また、Ti不足の鋼
Ｉでは鋼Ｊ同様フィレット部靭性が低く、また、Ｂ不足
の鋼Ｋ、Nb不足の鋼Ｌでは強度が低かった。また、発明
例では、さらに溶接性およびＨＡＺ靭性を調査し、溶接
ＨＡＺの最高硬さはHV350 以下、再現熱サイクルによる
200kJ/mm相当入熱の再現CG(coase-grained)HAZ靭性はvE
o で100J以上という好結果が得られ、溶接性、ＨＡＺ靱
性のいずれも高位にあることが確認された。これは、炭
素およびその他合金成分ミニマム化（低Ceq(炭素当量)
化、低Pcm 化）の所産である。
【発明の効果】本発明によれば、ＴＳ500 〜700MPaにわ
たる幅広い要求強度レベルに対応できてしかも優れた靱
性を有する圧延Ｈ形鋼を、より安価な成分コストおよび
圧延コストで有利に製造できるようになるという優れた
効果を奏する。
たる幅広い要求強度レベルに対応できてしかも優れた靱
性を有する圧延Ｈ形鋼を、より安価な成分コストおよび
圧延コストで有利に製造できるようになるという優れた
効果を奏する。
【図１】Ｈ形鋼フィレット部相当実験圧延材の靱性に及
ぼすTi量とＮ量の影響を示すグラフである。
ぼすTi量とＮ量の影響を示すグラフである。
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成１２年５月１７日（２０００．５．１
７）
７）
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正内容】
【書類名】 明細書
【発明の名称】 圧延Ｈ形鋼およびその製造方法
【特許請求の範囲】
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、圧延Ｈ形鋼および
その製造方法に関し、詳しくは、強度が高く母材および
ＨＡＺの靱性に優れる圧延Ｈ形鋼、および、該圧延Ｈ形
鋼の高能率生産を可能にする製造方法に関する。
その製造方法に関し、詳しくは、強度が高く母材および
ＨＡＺの靱性に優れる圧延Ｈ形鋼、および、該圧延Ｈ形
鋼の高能率生産を可能にする製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】Ｈ形鋼は、建築、土木、橋梁を中心に幅
広く適用されており、インフラの整備には欠くことので
きない役割を果たしてきている。そういった性格から、
常に安価に安定的に供給することが望まれており、加え
て、高強度化や耐震性の観点からの高靭性化といった特
性改善が求められている。鋼材に高張力かつ高靭性を付
与しうる圧延製造方法として、厚鋼板等の板圧延に広く
適用されている制御圧延- 制御冷却法（いわゆるTMCP
法）がある。
広く適用されており、インフラの整備には欠くことので
きない役割を果たしてきている。そういった性格から、
常に安価に安定的に供給することが望まれており、加え
て、高強度化や耐震性の観点からの高靭性化といった特
性改善が求められている。鋼材に高張力かつ高靭性を付
与しうる圧延製造方法として、厚鋼板等の板圧延に広く
適用されている制御圧延- 制御冷却法（いわゆるTMCP
法）がある。
【０００３】しかしながら、Ｈ形圧延にTMCP法を適用す
ると、フランジとウェブとで圧延条件や冷却条件が異な
るために、組織の種類やサイズが変化し、Ｈ形鋼製品の
幅方向や厚み方向において大きな材質ばらつきが発生す
る。この材質ばらつきは、例えば、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
によって建物の崩壊を防ぐという耐震設計（鉄と鋼：第
74年(1998)第６号第11〜21頁参照）が行われる建築構造
物への適用を難しくする問題がある。
ると、フランジとウェブとで圧延条件や冷却条件が異な
るために、組織の種類やサイズが変化し、Ｈ形鋼製品の
幅方向や厚み方向において大きな材質ばらつきが発生す
る。この材質ばらつきは、例えば、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
によって建物の崩壊を防ぐという耐震設計（鉄と鋼：第
74年(1998)第６号第11〜21頁参照）が行われる建築構造
物への適用を難しくする問題がある。
【０００４】材質ばらつきを低減する手段として、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、冷却速度の変化に拘わらず鋼
組織をベイナイト主体組織とするＨ形鋼等鋼材の製造方
法が提案されている。これらは、極低Ｃ- 高Mn- Ｂ系の
化学組成（以下、単に組成という）とすることで冷却速
度可変域内での変態組織をベイナイト主体組織として材
質ばらつきの低減を図り、かつＣ減量による低Pcm 化に
より溶接性の向上を図ったものである。
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、冷却速度の変化に拘わらず鋼
組織をベイナイト主体組織とするＨ形鋼等鋼材の製造方
法が提案されている。これらは、極低Ｃ- 高Mn- Ｂ系の
化学組成（以下、単に組成という）とすることで冷却速
度可変域内での変態組織をベイナイト主体組織として材
質ばらつきの低減を図り、かつＣ減量による低Pcm 化に
より溶接性の向上を図ったものである。
【０００５】しかしながら、これらは、厚鋼板や主とし
てフランジ厚50mm超の極厚Ｈ形鋼を対象としており、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、必ずしも最適なものでは
ない。最近では、かかる比較的薄いサイズのＨ形鋼につ
いて、製造コストをさらに低減し、しかも強度および靱
性をより一層向上させることが強く要望されている。
てフランジ厚50mm超の極厚Ｈ形鋼を対象としており、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、必ずしも最適なものでは
ない。最近では、かかる比較的薄いサイズのＨ形鋼につ
いて、製造コストをさらに低減し、しかも強度および靱
性をより一層向上させることが強く要望されている。
【０００６】また、靱性の改善手段としては、特許1999
608 号公報に、溶接構造用鋼のＨＡＺ靭性を対象とし
て、Alを基本的に無添加とし、Tiによる脱酸処理を行
い、Ti酸化物を主体とする介在物を分散させる方法が提
案されているが、この方法を圧延Ｈ形鋼に適用しても、
形鋼素材（ブルームやビームブランク等）の加熱条件が
溶接構造用鋼の素材（スラブ）よりも高温側（例えば13
00℃超）かつ長時間側にあり、また特にフィレット部
（Ｈ形鋼のフランジとウエブとの交錯部）では圧延効果
が小さく圧延後の冷却速度も小さいことから、靱性改善
の効果は不十分であった。
608 号公報に、溶接構造用鋼のＨＡＺ靭性を対象とし
て、Alを基本的に無添加とし、Tiによる脱酸処理を行
い、Ti酸化物を主体とする介在物を分散させる方法が提
案されているが、この方法を圧延Ｈ形鋼に適用しても、
形鋼素材（ブルームやビームブランク等）の加熱条件が
溶接構造用鋼の素材（スラブ）よりも高温側（例えば13
00℃超）かつ長時間側にあり、また特にフィレット部
（Ｈ形鋼のフランジとウエブとの交錯部）では圧延効果
が小さく圧延後の冷却速度も小さいことから、靱性改善
の効果は不十分であった。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】前記従来技術の諸問題
に鑑み、本発明は、比較的薄いサイズでＴＳ（引張強
さ）500 〜700MPaにわたる幅広い要求強度レベルに対応
できてしかも優れた靱性を有する圧延Ｈ形鋼を、より安
価な成分コストおよび圧延コストで有利に製造しうる製
造方法とともに提供することを目的とする。
に鑑み、本発明は、比較的薄いサイズでＴＳ（引張強
さ）500 〜700MPaにわたる幅広い要求強度レベルに対応
できてしかも優れた靱性を有する圧延Ｈ形鋼を、より安
価な成分コストおよび圧延コストで有利に製造しうる製
造方法とともに提供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明者らは上記目的を
達成すべく、圧延Ｈ形鋼の成分系と製造工程について綿
密な見直しを行い、以下の知見を得た。 鋼の清浄性を確保するために、溶製過程でAl脱酸が行
われる。しかし、Al脱酸を行うとＲＨ処理時に溶鋼中に
Al2O3 が生成し、これが連鋳（連続鋳造）時に取鍋ノズ
ルやタンディッシュノズルに付着・堆積してノズル閉塞
を発生させ、生産性が低下する。このAl脱酸に代えてSi
脱酸とすることにより前記ノズル閉塞が抑制される。
達成すべく、圧延Ｈ形鋼の成分系と製造工程について綿
密な見直しを行い、以下の知見を得た。 鋼の清浄性を確保するために、溶製過程でAl脱酸が行
われる。しかし、Al脱酸を行うとＲＨ処理時に溶鋼中に
Al2O3 が生成し、これが連鋳（連続鋳造）時に取鍋ノズ
ルやタンディッシュノズルに付着・堆積してノズル閉塞
を発生させ、生産性が低下する。このAl脱酸に代えてSi
脱酸とすることにより前記ノズル閉塞が抑制される。
【０００９】比較的薄物のＨ形鋼でもフィレット部で
は圧延効果が小さく、この部分の高靱性化のためには加
熱時のγ粒を微細化する必要があり、それには加熱温度
を低温化することが望まれるが、形鋼圧延では造形性の
観点からこれを1200℃未満にすることができない。1200
℃以上の高温加熱条件下でγ粒微細化を達成するには、
高温で安定な析出物であるTiN によるγピン止め効果を
活用するのが有効で、かかるγピン止め効果は、TiとＢ
の複合添加により大きく発現する。
は圧延効果が小さく、この部分の高靱性化のためには加
熱時のγ粒を微細化する必要があり、それには加熱温度
を低温化することが望まれるが、形鋼圧延では造形性の
観点からこれを1200℃未満にすることができない。1200
℃以上の高温加熱条件下でγ粒微細化を達成するには、
高温で安定な析出物であるTiN によるγピン止め効果を
活用するのが有効で、かかるγピン止め効果は、TiとＢ
の複合添加により大きく発現する。
【００１０】圧延途中の待機により被圧延材の温度を
下げるいわゆる制御圧延をＨ形鋼のユニバーサル圧延に
適用するのは、フィレット部の靱性向上効果が小さく、
圧延待機による生産性低下のデメリットの方が大きい。 圧延Ｈ形鋼の強度をＴＳ範囲500 〜700MPa内の目標値
に精度よく的中させるには、Ti- Ｂ系にさらにNbを微量
添加した成分系が最適である。
下げるいわゆる制御圧延をＨ形鋼のユニバーサル圧延に
適用するのは、フィレット部の靱性向上効果が小さく、
圧延待機による生産性低下のデメリットの方が大きい。 圧延Ｈ形鋼の強度をＴＳ範囲500 〜700MPa内の目標値
に精度よく的中させるには、Ti- Ｂ系にさらにNbを微量
添加した成分系が最適である。
【００１１】本発明は上記の知見を基礎としてなされた
もので、その要旨は以下の通りである。 （１）Si脱酸した連続鋳造鋳片を素材とするＨ形圧延製
品であって、質量％で、Ｃ：0.05％以下、Si：1.0 ％以
下、Mn：0.6 〜2.0 ％、Nb：0.010 〜0.10％、Ti：0.00
5 〜0.030 ％、Ｂ：0.003 〜0.006 ％、Ｎ：0.005 〜0.
010 ％を含み残部Feおよび不可避的不純物からなる組成
を有することを特徴とする圧延Ｈ形鋼。
もので、その要旨は以下の通りである。 （１）Si脱酸した連続鋳造鋳片を素材とするＨ形圧延製
品であって、質量％で、Ｃ：0.05％以下、Si：1.0 ％以
下、Mn：0.6 〜2.0 ％、Nb：0.010 〜0.10％、Ti：0.00
5 〜0.030 ％、Ｂ：0.003 〜0.006 ％、Ｎ：0.005 〜0.
010 ％を含み残部Feおよび不可避的不純物からなる組成
を有することを特徴とする圧延Ｈ形鋼。
【００１２】（２）前記組成にさらに質量％でZr：0.00
5 〜0.10％、Hf：0.005 〜0.10％、REM ：0.001 〜0.01
％、Ca：0.0005〜0.010 ％の１種または２種以上が含ま
れた（１）記載の圧延Ｈ形鋼。 （３）前記組成にさらに質量％でCu：0.5 ％以下、Ni：
0.5 ％以下、Cr：0.5％以下、Mo：0.5 ％以下、Ｖ：0.0
5％以下の１種または２種以上が含まれた（１）または
（２）に記載の圧延Ｈ形鋼。
5 〜0.10％、Hf：0.005 〜0.10％、REM ：0.001 〜0.01
％、Ca：0.0005〜0.010 ％の１種または２種以上が含ま
れた（１）記載の圧延Ｈ形鋼。 （３）前記組成にさらに質量％でCu：0.5 ％以下、Ni：
0.5 ％以下、Cr：0.5％以下、Mo：0.5 ％以下、Ｖ：0.0
5％以下の１種または２種以上が含まれた（１）または
（２）に記載の圧延Ｈ形鋼。
【００１３】（４）Si脱酸にて溶製した溶鋼を連続鋳造
して（１）〜（３）のいずれかに記載の組成を有する素
材となし、該素材を1200〜1350℃に加熱後、ブレークダ
ウン圧延し、次いで圧延終了温度：800 ℃以上、圧延温
度950 ℃以下での累積圧下率：50％未満の条件で粗ユニ
バーサル圧延し、次いで仕上ユニバーサル圧延すること
を特徴とする圧延Ｈ形鋼の製造方法。
して（１）〜（３）のいずれかに記載の組成を有する素
材となし、該素材を1200〜1350℃に加熱後、ブレークダ
ウン圧延し、次いで圧延終了温度：800 ℃以上、圧延温
度950 ℃以下での累積圧下率：50％未満の条件で粗ユニ
バーサル圧延し、次いで仕上ユニバーサル圧延すること
を特徴とする圧延Ｈ形鋼の製造方法。
【００１４】
【発明の実施の形態】本発明では、素材は転炉⇒RH処理
工程により溶製される。この溶製法では、転炉出鋼後、
合金調整のため溶鋼にFe-Mn が投入されるが、Fe-Mn 中
に含まれるＣが溶鋼中のＣ量を増加させるため、RH処理
時には脱炭処理を行う必要があり、この脱炭処理は比較
的長時間を要することから、その間に溶鋼中のMnがスラ
グと反応してMnO を多量に含むスラグが形成される。
工程により溶製される。この溶製法では、転炉出鋼後、
合金調整のため溶鋼にFe-Mn が投入されるが、Fe-Mn 中
に含まれるＣが溶鋼中のＣ量を増加させるため、RH処理
時には脱炭処理を行う必要があり、この脱炭処理は比較
的長時間を要することから、その間に溶鋼中のMnがスラ
グと反応してMnO を多量に含むスラグが形成される。
【００１５】そのため、Al脱酸を行うと、鋼中のAlとス
ラグ中のMnO とが反応して高融点化合物であるAl2O3 が
生成し、これが鋳込みの際に取鍋ノズルないしはタンデ
ィッシュノズルに付着、堆積してノズル閉塞を引き起こ
す。これに対し、Si脱酸を行うと、Al2O3 のような高融
点化合物が生成しないので、ノズル閉塞を回避すること
ができる。そこで、本発明では、素材溶製段階での脱酸
をSi脱酸にて行うものとした。これにより、ノズル閉塞
が解消され、生産性が大きく向上する。
ラグ中のMnO とが反応して高融点化合物であるAl2O3 が
生成し、これが鋳込みの際に取鍋ノズルないしはタンデ
ィッシュノズルに付着、堆積してノズル閉塞を引き起こ
す。これに対し、Si脱酸を行うと、Al2O3 のような高融
点化合物が生成しないので、ノズル閉塞を回避すること
ができる。そこで、本発明では、素材溶製段階での脱酸
をSi脱酸にて行うものとした。これにより、ノズル閉塞
が解消され、生産性が大きく向上する。
【００１６】また、本発明では、素材鋳片は連鋳鋳片に
限った。造塊鋳片では熱間圧延の前に鋼塊均熱- 分塊圧
延が必要となり生産性が悪いからである。次に、本発明
における組成（素材と製品とで同じ）の限定理由を述べ
る。なお、成分含有量に係る％は質量％を意味する。 Ｃ：0.05％以下 本発明では、Ｈ形圧延製品の組織をベイナイトにして同
製品の強度、靱性を高めようとするが、Ｃが0.05％を超
えるとベイナイトの多くの部分が島状マルテンサイトで
置換された組織となって、靱性が低下するほか、溶接性
およびＨＡＺ靱性も低下するため、Ｃは0.05％以下とし
た。なお、ＨＡＺの粒界割れを防ぐ観点から、Ｃは0.01
4 ％以上が好ましい。
限った。造塊鋳片では熱間圧延の前に鋼塊均熱- 分塊圧
延が必要となり生産性が悪いからである。次に、本発明
における組成（素材と製品とで同じ）の限定理由を述べ
る。なお、成分含有量に係る％は質量％を意味する。 Ｃ：0.05％以下 本発明では、Ｈ形圧延製品の組織をベイナイトにして同
製品の強度、靱性を高めようとするが、Ｃが0.05％を超
えるとベイナイトの多くの部分が島状マルテンサイトで
置換された組織となって、靱性が低下するほか、溶接性
およびＨＡＺ靱性も低下するため、Ｃは0.05％以下とし
た。なお、ＨＡＺの粒界割れを防ぐ観点から、Ｃは0.01
4 ％以上が好ましい。
【００１７】Si：1.0 ％以下 Siは、本発明において脱酸剤として必須に使用され、さ
らに鋼に固溶してこれを強化するが、反面、Ｃの拡散を
促して島状マルテンサイトの形成に与り、1.0％超では
島状マルテンサイトが増えすぎて靱性が劣化するため、
1.0 ％以下とした。この靱性劣化をより小さく抑えるに
はSi：0.6 ％以下が好ましい。なお、固溶強化効果を十
分に得るにはSi：0.05％以上が好ましい。
らに鋼に固溶してこれを強化するが、反面、Ｃの拡散を
促して島状マルテンサイトの形成に与り、1.0％超では
島状マルテンサイトが増えすぎて靱性が劣化するため、
1.0 ％以下とした。この靱性劣化をより小さく抑えるに
はSi：0.6 ％以下が好ましい。なお、固溶強化効果を十
分に得るにはSi：0.05％以上が好ましい。
【００１８】Mn：0.6 〜2.0 ％ Mnは、鋼のベイナイト変態強化のために重要な元素であ
るが、0.6 ％未満ではその効果に乏しく、一方、2.0 ％
超では溶接性を損なうため、0.6 〜2.0 ％とした。 Nb：0.010 〜0.10％ Nbは、本発明では強度調整のために最も効果のある元素
である。NbをTi、Ｂと複合して添加することでベイナイ
ト変態が促進され、かつ、Nb量を調整することでベイナ
イト変態温度を容易に変更できて、強度をＴＳ500 〜70
0MPaの範囲内の目標値に精度よく的中させることができ
る。しかし、Nbは、0.010 ％未満ではその効果に乏し
く、一方、0.10％超ではＨＡＺの粒界割れを招くことか
ら、0.010〜0.10％とした。なお、ＨＡＺの粒界割れを
より確実に防ぐには、Nb：0.010 〜0.08％が好ましい。
るが、0.6 ％未満ではその効果に乏しく、一方、2.0 ％
超では溶接性を損なうため、0.6 〜2.0 ％とした。 Nb：0.010 〜0.10％ Nbは、本発明では強度調整のために最も効果のある元素
である。NbをTi、Ｂと複合して添加することでベイナイ
ト変態が促進され、かつ、Nb量を調整することでベイナ
イト変態温度を容易に変更できて、強度をＴＳ500 〜70
0MPaの範囲内の目標値に精度よく的中させることができ
る。しかし、Nbは、0.010 ％未満ではその効果に乏し
く、一方、0.10％超ではＨＡＺの粒界割れを招くことか
ら、0.010〜0.10％とした。なお、ＨＡＺの粒界割れを
より確実に防ぐには、Nb：0.010 〜0.08％が好ましい。
【００１９】Ti：0.005 〜0.030 ％ Tiは、鋼中のＮと結合してできたTiN のγピン止め効果
により、圧延効果の小さいＨ形鋼フィレット部において
も組織を微細化して靭性を向上させる効果があるが、0.
005 ％未満ではその効果に乏しく、一方、0.030 ％超で
は、製鋼- 連鋳工程において高融点化合物を形成してノ
ズル閉塞を助長する。よって、Tiは0.005 〜0.030 ％と
した。
により、圧延効果の小さいＨ形鋼フィレット部において
も組織を微細化して靭性を向上させる効果があるが、0.
005 ％未満ではその効果に乏しく、一方、0.030 ％超で
は、製鋼- 連鋳工程において高融点化合物を形成してノ
ズル閉塞を助長する。よって、Tiは0.005 〜0.030 ％と
した。
【００２０】Ｂ：0.003 〜0.006 ％ Ｂは本発明では固溶Ｂの粒界偏析による焼入れ性向上効
果を利用して強度増加を図るために添加される。加えて
本発明では前記のようにTiN のγピン止め効果による組
織微細化のためにTi、Ｎを所定の量だけ含有させる。こ
のTi、Ｎ量の範囲では、ＮがTiN 形成所要量よりも過剰
に存在し、このＮの過剰分（固溶Ｎ）がＢをBNとして固
定し、Ｂ＜0.003 ％では、BNとして固定されずに残るＢ
（固溶Ｂ）が不足して焼入れ性向上効果が不十分とな
る。一方、Ｂ＞0.006 ％では焼入れ性向上効果が飽和す
るか、あるいはＢがFeとの化合物を形成して逆に焼入れ
性が低下し、また、溶接性も低下する。よって、Ｂは0.
003 〜0.006 ％とした。
果を利用して強度増加を図るために添加される。加えて
本発明では前記のようにTiN のγピン止め効果による組
織微細化のためにTi、Ｎを所定の量だけ含有させる。こ
のTi、Ｎ量の範囲では、ＮがTiN 形成所要量よりも過剰
に存在し、このＮの過剰分（固溶Ｎ）がＢをBNとして固
定し、Ｂ＜0.003 ％では、BNとして固定されずに残るＢ
（固溶Ｂ）が不足して焼入れ性向上効果が不十分とな
る。一方、Ｂ＞0.006 ％では焼入れ性向上効果が飽和す
るか、あるいはＢがFeとの化合物を形成して逆に焼入れ
性が低下し、また、溶接性も低下する。よって、Ｂは0.
003 〜0.006 ％とした。
【００２１】Ｎ：0.005 〜0.010 ％ Ｎは、鋼中のTiと結合してTiN を形成しそのγピン止め
効果により、高温に加熱されるＨ形鋼素材のγ粒を効果
的に微細化しうる有用な元素である。 図１は、Ti量、Ｎ
量を変化させた鋼素材をＨ形鋼フィレット部相当の圧延
条件（素材厚=100mm、仕上厚=40mm 、加熱温度=1300
℃、仕上温度=1050 ℃、圧延後冷却速度=0.3℃/s）で実
験圧延して得た材料について、靱性（０℃でのシャルピ
ー吸収エネルギー(vEo) で評価）に及ぼすTi量とＮ量の
影響を調べた結果を示すグラフである。なお、この実験
圧延では鋼素材として、0.03〜0.04%C-0.5%Si- 1.3〜1.
6%Mn- 0.03〜0.06%Nb-0.0035%B-Ti-N 鋼を用いた。
効果により、高温に加熱されるＨ形鋼素材のγ粒を効果
的に微細化しうる有用な元素である。 図１は、Ti量、Ｎ
量を変化させた鋼素材をＨ形鋼フィレット部相当の圧延
条件（素材厚=100mm、仕上厚=40mm 、加熱温度=1300
℃、仕上温度=1050 ℃、圧延後冷却速度=0.3℃/s）で実
験圧延して得た材料について、靱性（０℃でのシャルピ
ー吸収エネルギー(vEo) で評価）に及ぼすTi量とＮ量の
影響を調べた結果を示すグラフである。なお、この実験
圧延では鋼素材として、0.03〜0.04%C-0.5%Si- 1.3〜1.
6%Mn- 0.03〜0.06%Nb-0.0035%B-Ti-N 鋼を用いた。
【００２２】同図に示されるように、Ｎ:0.005％未満で
はγピン止め効果が小さいためにvEo:30J 以下と低靱性
であるが、Ｎ:0.005％以上ではvEo:30J 超の高靱性が得
られる。一方、Ｎ:0.010％超の領域では、固溶Ｂが不足
して焼入れ性が低下し、またＨＡＺ靱性（図示省略）が
低下する。よって、Ｎは0.005 〜0.010 ％とした。な
お、Ti量とＮ量とを両者の比(Ti/N)が2.0 〜3.4 となる
範囲に調整すると、より高靱性（vEo>70J)が得られるの
で好ましい。
はγピン止め効果が小さいためにvEo:30J 以下と低靱性
であるが、Ｎ:0.005％以上ではvEo:30J 超の高靱性が得
られる。一方、Ｎ:0.010％超の領域では、固溶Ｂが不足
して焼入れ性が低下し、またＨＡＺ靱性（図示省略）が
低下する。よって、Ｎは0.005 〜0.010 ％とした。な
お、Ti量とＮ量とを両者の比(Ti/N)が2.0 〜3.4 となる
範囲に調整すると、より高靱性（vEo>70J)が得られるの
で好ましい。
【００２３】また、本発明の組成には不可避的不純物が
含まれ、うちＰ、Ｓについては、極力それらの混入を防
止することが望ましいが、 Ｐ:0.05 ％以下、Ｓ:0.04 ％
以下であれば許容できる。なお、前述のように連鋳時の
ノズル閉塞の原因となるため本発明では無添加としたAl
も、耐火煉瓦などから不可避的に混入する不純物に属す
るが、混入Al量が0.005 ％を超えなければノズル閉塞に
至らないため、Alは0.005 ％以下であれば許容できる。
含まれ、うちＰ、Ｓについては、極力それらの混入を防
止することが望ましいが、 Ｐ:0.05 ％以下、Ｓ:0.04 ％
以下であれば許容できる。なお、前述のように連鋳時の
ノズル閉塞の原因となるため本発明では無添加としたAl
も、耐火煉瓦などから不可避的に混入する不純物に属す
るが、混入Al量が0.005 ％を超えなければノズル閉塞に
至らないため、Alは0.005 ％以下であれば許容できる。
【００２４】以上のように本発明によれば、比較的合金
コストの低いMn、Nb、Ti、Ｎ、Ｂの組合せにより高強度
化、高靱性化を達成しうるので、合金コストの大幅な上
昇につながるCr、Cu、Ni、Mo、Ｖを無添加ないしは最小
限の添加で済ますことができ、加えて、Al脱酸に代えて
Si脱酸を採用したので製鋼- 連鋳時のノズル閉塞による
生産性悪化の問題も解消することから、高強度・高靱性
の圧延Ｈ形鋼を高能率で量産でき、安価に供給できるよ
うになる。
コストの低いMn、Nb、Ti、Ｎ、Ｂの組合せにより高強度
化、高靱性化を達成しうるので、合金コストの大幅な上
昇につながるCr、Cu、Ni、Mo、Ｖを無添加ないしは最小
限の添加で済ますことができ、加えて、Al脱酸に代えて
Si脱酸を採用したので製鋼- 連鋳時のノズル閉塞による
生産性悪化の問題も解消することから、高強度・高靱性
の圧延Ｈ形鋼を高能率で量産でき、安価に供給できるよ
うになる。
【００２５】また、本発明では、必要に応じてさらにZ
r：0.005 〜0.10％、Hf：0.005 〜0.10％、REM ：0.001
〜0.01％、Ca：0.0005〜0.010 ％の１種または２種以
上を添加することができる。これらの元素は各々、上記
下限以上の含有によりγ粒微細化効果を補強してフィレ
ット部靭性のさらなる向上に寄与しうるが、上記上限超
の含有では、脆性破壊の起点となる介在物の増加を招き
靱性の劣化をもたらすことから、利用に際しては夫々上
記の下限〜上限の範囲に限ることが望ましい。
r：0.005 〜0.10％、Hf：0.005 〜0.10％、REM ：0.001
〜0.01％、Ca：0.0005〜0.010 ％の１種または２種以
上を添加することができる。これらの元素は各々、上記
下限以上の含有によりγ粒微細化効果を補強してフィレ
ット部靭性のさらなる向上に寄与しうるが、上記上限超
の含有では、脆性破壊の起点となる介在物の増加を招き
靱性の劣化をもたらすことから、利用に際しては夫々上
記の下限〜上限の範囲に限ることが望ましい。
【００２６】なお、前記のCr、Cu、Ni、Mo、Ｖについて
は、夫々の発揮しうる材質（強度、靱性バランス）改善
効果と添加所要コストとを考え合わせると、本発明にお
いてこれらを利用する場合は、夫々の含有量を、Cu：0.
5 ％以下、Ni：0.5 ％以下、Cr：0.5 ％以下、Mo：0.5
％以下、Ｖ：0.05％以下に抑えるのが望ましい。次に、
本発明の製造方法について説明する。
は、夫々の発揮しうる材質（強度、靱性バランス）改善
効果と添加所要コストとを考え合わせると、本発明にお
いてこれらを利用する場合は、夫々の含有量を、Cu：0.
5 ％以下、Ni：0.5 ％以下、Cr：0.5 ％以下、Mo：0.5
％以下、Ｖ：0.05％以下に抑えるのが望ましい。次に、
本発明の製造方法について説明する。
【００２７】本発明では、素材の目標組成が（１）〜
（３）の何れかに記載の組成に設定される。溶製では前
記理由によりSi脱酸が採用され、鋳造では前記理由によ
り連鋳法が採用される。鋳造後の素材は、通常ビームブ
ランクあるいはブルームと呼ばれるものに該当する。そ
して、上記素材は、大形圧延ラインにて、加熱⇒ブレー
クダウン圧延（ＢＤ）⇒粗ユニバーサル圧延（ＵＲ）⇒
仕上ユニバーサル圧延（ＵＦ）の順次工程から成る熱間
Ｈ形圧延を施され、圧延Ｈ形鋼に仕上げられる。ＢＤで
は通常のブレークダウンミルを用いた多パス- リバース
圧延により粗Ｈ形状に造形する初期成形がなされ、ＵＲ
では通常の粗ユニバーサルミルを用いた多パス- リバー
ス圧延によりほぼ最終形状近くまで造形する中間成形が
なされ、ＵＦでは通常の仕上ユニバーサルミルを用いた
１パス- スキンパス圧延により最終形状に整える仕上成
形がなされる。
（３）の何れかに記載の組成に設定される。溶製では前
記理由によりSi脱酸が採用され、鋳造では前記理由によ
り連鋳法が採用される。鋳造後の素材は、通常ビームブ
ランクあるいはブルームと呼ばれるものに該当する。そ
して、上記素材は、大形圧延ラインにて、加熱⇒ブレー
クダウン圧延（ＢＤ）⇒粗ユニバーサル圧延（ＵＲ）⇒
仕上ユニバーサル圧延（ＵＦ）の順次工程から成る熱間
Ｈ形圧延を施され、圧延Ｈ形鋼に仕上げられる。ＢＤで
は通常のブレークダウンミルを用いた多パス- リバース
圧延により粗Ｈ形状に造形する初期成形がなされ、ＵＲ
では通常の粗ユニバーサルミルを用いた多パス- リバー
ス圧延によりほぼ最終形状近くまで造形する中間成形が
なされ、ＵＦでは通常の仕上ユニバーサルミルを用いた
１パス- スキンパス圧延により最終形状に整える仕上成
形がなされる。
【００２８】かかる製造方法において、本発明では、素
材の加熱温度を1200〜1350℃とする。加熱温度が1200℃
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、1350℃を超えるとγ粒粗大化による靭性低下やスケ
ールロスの増加が懸念されるからである。また、ＵＲで
は、圧延温度950 ℃以下での累積圧下率を50％未満と
し、かつ圧延終了温度を800 ℃以上に規制する。ここ
に、圧延温度および累積圧下率は、フランジ幅1/4 部で
評価され、圧下率はフランジ厚み方向の圧下率である。
このように規制した理由は、累積圧下率が50％以上にな
るかまたは圧延終了温度が800℃未満になるようなＵＲ
では、殆どの製品サイズで圧延待機（温度降下待ち）の
必要が生じ、生産性が阻害されるからである。
材の加熱温度を1200〜1350℃とする。加熱温度が1200℃
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、1350℃を超えるとγ粒粗大化による靭性低下やスケ
ールロスの増加が懸念されるからである。また、ＵＲで
は、圧延温度950 ℃以下での累積圧下率を50％未満と
し、かつ圧延終了温度を800 ℃以上に規制する。ここ
に、圧延温度および累積圧下率は、フランジ幅1/4 部で
評価され、圧下率はフランジ厚み方向の圧下率である。
このように規制した理由は、累積圧下率が50％以上にな
るかまたは圧延終了温度が800℃未満になるようなＵＲ
では、殆どの製品サイズで圧延待機（温度降下待ち）の
必要が生じ、生産性が阻害されるからである。
【００２９】なお、ＢＤ、ＵＦは常法に従って実施すれ
ばよい。また、圧延後の冷却は放冷を基本とするが、フ
ランジとウェブの厚み差が大きいサイズについては、フ
ランジとウェブの温度差を小さくしてウェブの座屈を防
止すべく、ＵＲ後あるいはＵＦ後にフランジを水冷して
も構わない。
ばよい。また、圧延後の冷却は放冷を基本とするが、フ
ランジとウェブの厚み差が大きいサイズについては、フ
ランジとウェブの温度差を小さくしてウェブの座屈を防
止すべく、ＵＲ後あるいはＵＦ後にフランジを水冷して
も構わない。
【００３０】
【実施例】転炉- RH処理にて表１に示す種々の組成にな
るよう溶製した溶鋼180tonを、連鋳- 圧延工程にて表２
に示す条件に従い処理することにより、種々のＨ形鋼を
製造し、得られた製品について、F1/4B-1/4t（フランジ
幅1/4 の1/4t深さ）部およびフィレット部相当のF1/2B-
4/4t（フランジ幅1/2 の4/4t深さ）部よりJIS ４号シャ
ルピー衝撃試験片とJIS ４号引張試験片を圧延方向に沿
って採取し、機械的性質を調べた。
るよう溶製した溶鋼180tonを、連鋳- 圧延工程にて表２
に示す条件に従い処理することにより、種々のＨ形鋼を
製造し、得られた製品について、F1/4B-1/4t（フランジ
幅1/4 の1/4t深さ）部およびフィレット部相当のF1/2B-
4/4t（フランジ幅1/2 の4/4t深さ）部よりJIS ４号シャ
ルピー衝撃試験片とJIS ４号引張試験片を圧延方向に沿
って採取し、機械的性質を調べた。
【００３１】連鋳時のノズル閉塞の有無、圧延での生産
性および製品の機械的性質の一覧を表２に併記する。
性および製品の機械的性質の一覧を表２に併記する。
【００３２】
【表１】
【００３３】
【表２】 発明例では、Ti量とＮ量の制御およびMn、Nb、Ｂの最適
化により、フィレット部の靭性にも優れたＴＳ500 〜70
0MPaの高強度Ｈ形鋼が得られた。さらに、生産性の障害
となっていた製鋼- 連鋳時のノズル閉塞がSi脱酸の採用
により解消し、従来の低炭素鋼(0.15%Ｃ鋼) と同等レベ
ルの高能率での連鋳操業が可能となった。圧延工程では
ＵＲでの圧延待機を要さず、圧延能率は極めて高い。
化により、フィレット部の靭性にも優れたＴＳ500 〜70
0MPaの高強度Ｈ形鋼が得られた。さらに、生産性の障害
となっていた製鋼- 連鋳時のノズル閉塞がSi脱酸の採用
により解消し、従来の低炭素鋼(0.15%Ｃ鋼) と同等レベ
ルの高能率での連鋳操業が可能となった。圧延工程では
ＵＲでの圧延待機を要さず、圧延能率は極めて高い。
【００３４】これに対し比較例は、Al脱酸した鋼Ｇでは
連鋳時にノズル閉塞を生じて180ton溶鋼の鋳込みを完遂
できず、また、Ｎ過剰の鋼Ｈ、Ｎ不足の鋼Ｊでは強度低
位あるいはフィレット部靭性低位などの問題を生じ、ま
た、Ti不足の鋼Ｉでは鋼Ｊ同様フィレット部靭性が低
く、また、Ｂ不足の鋼Ｋ、Nb不足の鋼Ｌでは強度が低か
った。
連鋳時にノズル閉塞を生じて180ton溶鋼の鋳込みを完遂
できず、また、Ｎ過剰の鋼Ｈ、Ｎ不足の鋼Ｊでは強度低
位あるいはフィレット部靭性低位などの問題を生じ、ま
た、Ti不足の鋼Ｉでは鋼Ｊ同様フィレット部靭性が低
く、また、Ｂ不足の鋼Ｋ、Nb不足の鋼Ｌでは強度が低か
った。
【００３５】また、発明例では、さらに溶接性およびＨ
ＡＺ靭性を調査し、溶接ＨＡＺの最高硬さはHV350 以
下、再現熱サイクルによる200kJ/mm相当入熱の再現CG(c
oase-grained)HAZ靭性はvEo で100J以上という好結果が
得られ、溶接性、ＨＡＺ靱性のいずれも高位にあること
が確認された。これは、炭素およびその他合金成分ミニ
マム化（低Ceq(炭素当量) 化、低Pcm 化）の所産であ
る。
ＡＺ靭性を調査し、溶接ＨＡＺの最高硬さはHV350 以
下、再現熱サイクルによる200kJ/mm相当入熱の再現CG(c
oase-grained)HAZ靭性はvEo で100J以上という好結果が
得られ、溶接性、ＨＡＺ靱性のいずれも高位にあること
が確認された。これは、炭素およびその他合金成分ミニ
マム化（低Ceq(炭素当量) 化、低Pcm 化）の所産であ
る。
【００３６】
【発明の効果】本発明によれば、ＴＳ500 〜700MPaにわ
たる幅広い要求強度レベルに対応できてしかも優れた靱
性を有する圧延Ｈ形鋼を、より安価な成分コストおよび
圧延コストで有利に製造できるようになるという優れた
効果を奏する。
たる幅広い要求強度レベルに対応できてしかも優れた靱
性を有する圧延Ｈ形鋼を、より安価な成分コストおよび
圧延コストで有利に製造できるようになるという優れた
効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ｈ形鋼フィレット部相当実験圧延材の靱性に及
ぼすTi量とＮ量の影響を示すグラフである。
ぼすTi量とＮ量の影響を示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── 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） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 Ｆターム(参考） 4E002 AA07 AC03 BA04 BC05 BC07 BD08 4K032 AA02 AA04 AA08 AA11 AA14 AA16 AA19 AA21 AA22 AA23 AA31 AA35 AA36 AA39 AA40 BA00 CA03 CC03 CC04
Claims (4)
- 【請求項１】 Si脱酸した連続鋳造鋳片を素材とするＨ
形圧延製品であって、質量％で、Ｃ：0.05％以下、Si：
1.0 ％以下、Mn：0.6 〜2.0 ％、Nb：0.010〜0.10％、T
i：0.005 〜0.030 ％、Ｂ：0.003 〜0.006 ％、Ｎ：0.0
05 〜0.010％を含み残部Feおよび不可避的不純物からな
る組成を有することを特徴とする圧延Ｈ形鋼。 - 【請求項２】 前記組成にさらに質量％でZr：0.005 〜
0.10％、Hf：0.005〜0.10％、REM ：0.001 〜0.01％、C
a：0.0005〜0.010 ％の１種または２種以上が含まれた
請求項１記載の圧延Ｈ形鋼。 - 【請求項３】 前記組成にさらに質量％でCu：0.5 ％以
下、Ni：0.5 ％以下、Cr：0.5 ％以下、Mo：0.5 ％以
下、Ｖ：0.05％以下の１種または２種以上が含まれた請
求項１または２に記載の圧延Ｈ形鋼。 - 【請求項４】 Si脱酸にて溶製した溶鋼を連続鋳造して
請求項１〜３のいずれかに記載の組成を有する素材とな
し、該素材を1200〜1350℃に加熱後、ブレークダウン圧
延し、次いで圧延終了温度：800 ℃以上、圧延温度950
℃以下での累積圧下率：50％未満の条件で粗ユニバーサ
ル圧延し、次いで仕上ユニバーサル圧延することを特徴
とする圧延Ｈ形鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
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Patent Citations (3)
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