JP2003268498A - フィレット部靱性に優れたｈ形鋼およびその製造方法 - Google Patents
フィレット部靱性に優れたｈ形鋼およびその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 フィレット部の靱性が優れたＨ形鋼およびそ
の製造方法を提供する。 【解決手段】 Ｃ：0.01〜0.15％、Si：0.60％以下、M
n：0.5 〜1.8 ％、Ｐ：0.030 ％以下、Ｓ：0.030 ％以
下、Al：0.021 〜0.05％、Ｖ：0.01〜0.10％、Ｎ：0.00
40〜0.0120％、Ti：0.001 〜0.030 ％を含有し、かつＶ
／Ｎが3.6 以上として、さらに、圧延後の冷却速度がＶ
／Ｎ×3.5 以下、冷却停止温度が（Ａｒ3 −50℃）〜
（Ａｒ3 −200 ℃）の温度範囲となる強制冷却を施し、
フィレット部の組織をJIS G 0552で判定される結晶粒度
で５番以上の微細なフェライト＋パーライトあるいは微
細なフェライト＋ベーナイトとする。
の製造方法を提供する。 【解決手段】 Ｃ：0.01〜0.15％、Si：0.60％以下、M
n：0.5 〜1.8 ％、Ｐ：0.030 ％以下、Ｓ：0.030 ％以
下、Al：0.021 〜0.05％、Ｖ：0.01〜0.10％、Ｎ：0.00
40〜0.0120％、Ti：0.001 〜0.030 ％を含有し、かつＶ
／Ｎが3.6 以上として、さらに、圧延後の冷却速度がＶ
／Ｎ×3.5 以下、冷却停止温度が（Ａｒ3 −50℃）〜
（Ａｒ3 −200 ℃）の温度範囲となる強制冷却を施し、
フィレット部の組織をJIS G 0552で判定される結晶粒度
で５番以上の微細なフェライト＋パーライトあるいは微
細なフェライト＋ベーナイトとする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、土木構造物あるい
は建築物に広く適用されるＨ形鋼に関し、とくにＨ形鋼
のフィレット部の靱性の向上に関する。
は建築物に広く適用されるＨ形鋼に関し、とくにＨ形鋼
のフィレット部の靱性の向上に関する。
【０００２】
【従来の技術】建築物の柱材、梁材には熱間圧延したＨ
形鋼が広く利用されている。このＨ形鋼には、JIS G 31
06で規定される溶接構造用圧延鋼材が多く用いられてい
る。最近、耐震性などの点から建築構造物の安全性の向
上が要求され、さらに、脆性破壊抑制の観点から、Ｈ形
鋼にも靱性向上が強く要求されている。
形鋼が広く利用されている。このＨ形鋼には、JIS G 31
06で規定される溶接構造用圧延鋼材が多く用いられてい
る。最近、耐震性などの点から建築構造物の安全性の向
上が要求され、さらに、脆性破壊抑制の観点から、Ｈ形
鋼にも靱性向上が強く要求されている。
【０００３】熱間圧延により製造されるＨ形鋼では、従
来から、ウェブとフランジが交叉する部分、一般にフィ
レット部と呼ばれる部分の靱性が、ウェブ部やフランジ
部の靱性と比較して低く問題となっていた。このフィレ
ット部の低靱性については、従来から、フィレット部
は、フランジやウェブに比較して、熱間圧延時の加工量
が不十分で、再結晶による細粒化が進まず、オーステナ
イト粒が粗大のままであり、さらに圧延後の冷却速度
が、フランジやウェブに比較して遅く、したがって生成
されるミクロ組織も他の部位にくらべ粗大化しているた
めであると言われてきた。
来から、ウェブとフランジが交叉する部分、一般にフィ
レット部と呼ばれる部分の靱性が、ウェブ部やフランジ
部の靱性と比較して低く問題となっていた。このフィレ
ット部の低靱性については、従来から、フィレット部
は、フランジやウェブに比較して、熱間圧延時の加工量
が不十分で、再結晶による細粒化が進まず、オーステナ
イト粒が粗大のままであり、さらに圧延後の冷却速度
が、フランジやウェブに比較して遅く、したがって生成
されるミクロ組織も他の部位にくらべ粗大化しているた
めであると言われてきた。
【０００４】最近では、ウェブを薄肉化する傾向であ
り、このような薄肉ウェブのＨ形鋼では、圧延時にウェ
ブとフランジの温度差が大きくなり、冷却時にウェブ波
が発生するのを防止するため、フランジ外面から強制冷
却を施している。このため、薄肉ウェブＨ形鋼のフィレ
ット部は、粗大ベイナイトを主体とする組織となってい
る。
り、このような薄肉ウェブのＨ形鋼では、圧延時にウェ
ブとフランジの温度差が大きくなり、冷却時にウェブ波
が発生するのを防止するため、フランジ外面から強制冷
却を施している。このため、薄肉ウェブＨ形鋼のフィレ
ット部は、粗大ベイナイトを主体とする組織となってい
る。
【０００５】また、最近では、Ｈ形鋼の寸法精度の要求
が厳しくなり、要求される寸法精度内に製品を仕上げる
ため、冷間矯正が大きくなる傾向にある。この冷間矯正
により、Ｈ形鋼のフィレット部に導入される歪が増加
し、歪時効が生じている。これらが、複合されて、Ｈ形
鋼フィレット部の靱性が劣化しているものと考えられて
いる。
が厳しくなり、要求される寸法精度内に製品を仕上げる
ため、冷間矯正が大きくなる傾向にある。この冷間矯正
により、Ｈ形鋼のフィレット部に導入される歪が増加
し、歪時効が生じている。これらが、複合されて、Ｈ形
鋼フィレット部の靱性が劣化しているものと考えられて
いる。
【０００６】このようなフィレット部の低靱性を改善す
べく、多数の提案がなされている。例えば、特許文献１
には、Al：0.005 ％以下、Ｖ：0.05〜0.20％、Ｎ：0.00
6〜0.015 ％および溶存酸素濃度を0.003 〜0.015 ％と
した靱性に優れた圧延中形鋼およびその製造方法が提案
されている。また、特許文献２には、真空脱ガス処理あ
るいは予備脱酸処理により酸素濃度を0.003 〜0.015 ％
に調整したのち、合金添加、さらに連続鋳造時にTi−C
u、Ti−Ni、Ti−Fe合金等を添加して最終脱酸し、Tiを
含む酸化物、Tiを含む酸化物とTiN 、MnS の複合粒子の
大きさ、分散量を規制した靱性に優れた圧延形鋼の製造
方法が提案されている。
べく、多数の提案がなされている。例えば、特許文献１
には、Al：0.005 ％以下、Ｖ：0.05〜0.20％、Ｎ：0.00
6〜0.015 ％および溶存酸素濃度を0.003 〜0.015 ％と
した靱性に優れた圧延中形鋼およびその製造方法が提案
されている。また、特許文献２には、真空脱ガス処理あ
るいは予備脱酸処理により酸素濃度を0.003 〜0.015 ％
に調整したのち、合金添加、さらに連続鋳造時にTi−C
u、Ti−Ni、Ti−Fe合金等を添加して最終脱酸し、Tiを
含む酸化物、Tiを含む酸化物とTiN 、MnS の複合粒子の
大きさ、分散量を規制した靱性に優れた圧延形鋼の製造
方法が提案されている。
【０００７】しかしながら、これらの方法によってもな
お、フィレット部は、フランジ部やウェブ部に比較し
て、なお十分な靱性を有しているとは言えないという問
題を残しており、フィレット部についてさらなる靱性の
改善が要求されている。
お、フィレット部は、フランジ部やウェブ部に比較し
て、なお十分な靱性を有しているとは言えないという問
題を残しており、フィレット部についてさらなる靱性の
改善が要求されている。
【０００８】
【特許文献１】特開平４−１３１３５６号公報
【特許文献２】特開平４−２７９２４８号公報
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記した問
題を有利に解決し、フィレット部の靱性が優れたフラン
ジ厚40mm未満のＨ形鋼およびその製造方法を提供するこ
とを目的とする。
題を有利に解決し、フィレット部の靱性が優れたフラン
ジ厚40mm未満のＨ形鋼およびその製造方法を提供するこ
とを目的とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、フィレッ
ト部の靱性を向上するために、まず、フィレット部組織
の微細化を検討した。その結果、ＶとＮを複合添加し、
圧延後の冷却速度を調整することにより、フィレット部
のような圧延加工量の少ない部位でも、JIS G0552で判
定される結晶粒度で５番以上の微細粒を有する組織とす
ることができることを見いだした。ＶＮは、粗大なオー
ステナイト粒内に析出し、これらＶＮを核としてフェラ
イトがオーステナイト粒内に形成されるため、組織が微
細なフェライト＋パーライトあるいは微細なフェライト
＋ベーナイトなるのである。これにより、フィレット部
の靱性は著しく向上する。
ト部の靱性を向上するために、まず、フィレット部組織
の微細化を検討した。その結果、ＶとＮを複合添加し、
圧延後の冷却速度を調整することにより、フィレット部
のような圧延加工量の少ない部位でも、JIS G0552で判
定される結晶粒度で５番以上の微細粒を有する組織とす
ることができることを見いだした。ＶＮは、粗大なオー
ステナイト粒内に析出し、これらＶＮを核としてフェラ
イトがオーステナイト粒内に形成されるため、組織が微
細なフェライト＋パーライトあるいは微細なフェライト
＋ベーナイトなるのである。これにより、フィレット部
の靱性は著しく向上する。
【００１１】また、さらに、本発明者らは、フィレット
部に発生する冷間矯正による歪時効の抑制方法を検討
し、Ｃ量の低減、Ｖ含有量とＮ含有量の比、Ｖ／Ｎの制
御および冷却停止温度の制御により、冷間矯正によるフ
ィレット部の歪時効を抑制できることを知見した。本発
明は、上記した知見をもとに構成されたものである。
部に発生する冷間矯正による歪時効の抑制方法を検討
し、Ｃ量の低減、Ｖ含有量とＮ含有量の比、Ｖ／Ｎの制
御および冷却停止温度の制御により、冷間矯正によるフ
ィレット部の歪時効を抑制できることを知見した。本発
明は、上記した知見をもとに構成されたものである。
【００１２】すなわち、本発明は、重量％で、Ｃ：0.01
〜0.15％、Si：0.60％以下、Mn：0.5 〜1.8 ％、Ｐ：0.
030 ％以下、Ｓ：0.030 ％以下、Al：0.021 〜0.05％、
Ｖ：0.01〜0.10％、Ｎ：0.0040〜0.0120％およびTi：0.
001 〜0.030 ％を含有し、かつＶ／Ｎが3.6 以上で、残
部Feおよび不可避的不純物からなり、さらにフィレット
部の結晶粒度がＪＩＳ Ｇ０５５２で判定される結晶粒
度で５番以上を有することを特徴とするフィレット部靱
性に優れたフランジ厚40mm未満のＨ形鋼である。
〜0.15％、Si：0.60％以下、Mn：0.5 〜1.8 ％、Ｐ：0.
030 ％以下、Ｓ：0.030 ％以下、Al：0.021 〜0.05％、
Ｖ：0.01〜0.10％、Ｎ：0.0040〜0.0120％およびTi：0.
001 〜0.030 ％を含有し、かつＶ／Ｎが3.6 以上で、残
部Feおよび不可避的不純物からなり、さらにフィレット
部の結晶粒度がＪＩＳ Ｇ０５５２で判定される結晶粒
度で５番以上を有することを特徴とするフィレット部靱
性に優れたフランジ厚40mm未満のＨ形鋼である。
【００１３】また、本発明は、重量％で、Ｃ：0.01〜0.
15％、Si：0.60％以下、Mn：0.5 〜1.8 ％、Ｐ：0.030
％以下、Ｓ：0.030 ％以下、Al：0.021 〜0.05％、Ｖ：
0.01〜0.10％、Ｎ：0.0040〜0.0120％を含み、Cu：0.05
〜0.5 ％、Ni：0.05〜0.5 ％、Cr：0.05〜0.5 ％、Mo：
0.01〜0.3 ％のうちから選ばれた１種または２種以上お
よびTi：0.001 〜0.030 ％を含有し、かつＶ／Ｎが3.6
以上で、残部Feおよび不可避的不純物からなり、さらに
フィレット部の結晶粒度がＪＩＳ Ｇ０５５２で判定さ
れる結晶粒度で５番以上を有することを特徴とするフィ
レット部靱性に優れたフランジ厚40mm未満のＨ形鋼であ
る。
15％、Si：0.60％以下、Mn：0.5 〜1.8 ％、Ｐ：0.030
％以下、Ｓ：0.030 ％以下、Al：0.021 〜0.05％、Ｖ：
0.01〜0.10％、Ｎ：0.0040〜0.0120％を含み、Cu：0.05
〜0.5 ％、Ni：0.05〜0.5 ％、Cr：0.05〜0.5 ％、Mo：
0.01〜0.3 ％のうちから選ばれた１種または２種以上お
よびTi：0.001 〜0.030 ％を含有し、かつＶ／Ｎが3.6
以上で、残部Feおよび不可避的不純物からなり、さらに
フィレット部の結晶粒度がＪＩＳ Ｇ０５５２で判定さ
れる結晶粒度で５番以上を有することを特徴とするフィ
レット部靱性に優れたフランジ厚40mm未満のＨ形鋼であ
る。
【００１４】また、本発明は、重量％で、Ｃ：0.01〜0.
15％、Si：0.60％以下、Mn：0.5 〜1.8 ％、Ｐ：0.030
％以下、Ｓ：0.030 ％以下、Al：0.021 〜0.05％、Ｖ：
0.01〜0.10％、Ｎ：0.0040〜0.0120％およびTi：0.001
〜0.030 ％を含有し、かつＶ／Ｎが3.6 以上で、残部Fe
および不可避的不純物からなる鋼素材を、熱間圧延によ
り、Ｈ形鋼としたのち、Ｈ形鋼のフランジＢ／２部の冷
却速度α（℃／sec ）が次（１）式 α≦Ｖ／Ｎ×3.5 ……………（１） を満足し、かつ冷却停止温度が次（２）式 Ａｒ3 ＝910 −273 Ｃ＋25Si−74Mn ……………（２） で定義されるＡｒ3 点（℃）で表される（Ａｒ3 −50
℃）〜（Ａｒ3 −200 ℃）の温度範囲となる強制冷却を
施し、その後空冷することを特徴とするフィレット部の
結晶粒度がＪＩＳ Ｇ０５５２で判定される結晶粒度で
５番以上を有し、フィレット部靱性に優れたフランジ厚
40mm未満のＨ形鋼の製造方法である。
15％、Si：0.60％以下、Mn：0.5 〜1.8 ％、Ｐ：0.030
％以下、Ｓ：0.030 ％以下、Al：0.021 〜0.05％、Ｖ：
0.01〜0.10％、Ｎ：0.0040〜0.0120％およびTi：0.001
〜0.030 ％を含有し、かつＶ／Ｎが3.6 以上で、残部Fe
および不可避的不純物からなる鋼素材を、熱間圧延によ
り、Ｈ形鋼としたのち、Ｈ形鋼のフランジＢ／２部の冷
却速度α（℃／sec ）が次（１）式 α≦Ｖ／Ｎ×3.5 ……………（１） を満足し、かつ冷却停止温度が次（２）式 Ａｒ3 ＝910 −273 Ｃ＋25Si−74Mn ……………（２） で定義されるＡｒ3 点（℃）で表される（Ａｒ3 −50
℃）〜（Ａｒ3 −200 ℃）の温度範囲となる強制冷却を
施し、その後空冷することを特徴とするフィレット部の
結晶粒度がＪＩＳ Ｇ０５５２で判定される結晶粒度で
５番以上を有し、フィレット部靱性に優れたフランジ厚
40mm未満のＨ形鋼の製造方法である。
【００１５】また、本発明は、重量％で、Ｃ：0.01〜0.
15％、Si：0.60％以下、Mn：0.5 〜1.8 ％、Ｐ：0.030
％以下、Ｓ：0.030 ％以下、Al：0.021 〜0.05％、Ｖ：
0.01〜0.10％、Ｎ：0.0040〜0.0120％、およびCu：0.05
〜0.5 ％、Ni：0.05〜0.5 ％、Cr：0.05〜0.5 ％、Mo：
0.01〜0.3 ％のうちから選ばれた１種または２種以上お
よびTi：0.001 〜0.030 ％を含有し、かつＶ／Ｎが3.6
以上で、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼素材
を、熱間圧延により、Ｈ形鋼としたのち、Ｈ形鋼のフラ
ンジＢ／２部の冷却速度α（℃／sec ）が前記（１）式
を満足し、かつ冷却停止温度が次（３）式 Ａｒ3 ＝910 −273 Ｃ＋25Si−74Mn−56Ni−16Cr−9Mo −5Cu ……（３） で定義されるＡｒ3 点（℃）で表される（Ａｒ3 −50
℃）〜（Ａｒ3 −200 ℃）の温度範囲となる強制冷却を
施し、その後空冷することを特徴とするフィレット部の
結晶粒度がＪＩＳ Ｇ０５５２で判定される結晶粒度で
５番以上を有し、フィレット部靱性に優れたフランジ厚
40mm未満のＨ形鋼の製造方法である。
15％、Si：0.60％以下、Mn：0.5 〜1.8 ％、Ｐ：0.030
％以下、Ｓ：0.030 ％以下、Al：0.021 〜0.05％、Ｖ：
0.01〜0.10％、Ｎ：0.0040〜0.0120％、およびCu：0.05
〜0.5 ％、Ni：0.05〜0.5 ％、Cr：0.05〜0.5 ％、Mo：
0.01〜0.3 ％のうちから選ばれた１種または２種以上お
よびTi：0.001 〜0.030 ％を含有し、かつＶ／Ｎが3.6
以上で、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼素材
を、熱間圧延により、Ｈ形鋼としたのち、Ｈ形鋼のフラ
ンジＢ／２部の冷却速度α（℃／sec ）が前記（１）式
を満足し、かつ冷却停止温度が次（３）式 Ａｒ3 ＝910 −273 Ｃ＋25Si−74Mn−56Ni−16Cr−9Mo −5Cu ……（３） で定義されるＡｒ3 点（℃）で表される（Ａｒ3 −50
℃）〜（Ａｒ3 −200 ℃）の温度範囲となる強制冷却を
施し、その後空冷することを特徴とするフィレット部の
結晶粒度がＪＩＳ Ｇ０５５２で判定される結晶粒度で
５番以上を有し、フィレット部靱性に優れたフランジ厚
40mm未満のＨ形鋼の製造方法である。
【００１６】
【発明の実施の形態】本発明要件の限定理由を、まず素
材の化学組成について説明する。 Ｃ：0.01〜0.15％ Ｃは強度を確保するために0.01％以上の含有を必要とす
るが、0.15％を超えると、母材靱性、溶接性および耐歪
時効性が低下するので、Ｃは0.01〜0.15％の範囲とし
た。なお、好ましい範囲は0.05〜0.12％である。
材の化学組成について説明する。 Ｃ：0.01〜0.15％ Ｃは強度を確保するために0.01％以上の含有を必要とす
るが、0.15％を超えると、母材靱性、溶接性および耐歪
時効性が低下するので、Ｃは0.01〜0.15％の範囲とし
た。なお、好ましい範囲は0.05〜0.12％である。
【００１７】Si：0.60％以下
Siは強度上昇に有効な元素であるが、0.60％を超えると
溶接熱影響部（ＨＡＺ）靱性を著しく劣化させるので、
0.60％以下に限定した。なお、好ましくは、赤スケール
抑制の観点から0.01〜0.40％である。 Mn：0.5 〜1.8 ％ MnはSiと同様強度上昇に有効な元素であるが、0.5 ％未
満ではその効果が少なく、1.8 ％を超えると、粒内フェ
ライトの生成を阻害し、組織を粗大化させるため、靱性
を大きく低下させる。このため、Mnは0.5 〜1.8 ％の範
囲に限定した。
溶接熱影響部（ＨＡＺ）靱性を著しく劣化させるので、
0.60％以下に限定した。なお、好ましくは、赤スケール
抑制の観点から0.01〜0.40％である。 Mn：0.5 〜1.8 ％ MnはSiと同様強度上昇に有効な元素であるが、0.5 ％未
満ではその効果が少なく、1.8 ％を超えると、粒内フェ
ライトの生成を阻害し、組織を粗大化させるため、靱性
を大きく低下させる。このため、Mnは0.5 〜1.8 ％の範
囲に限定した。
【００１８】Ｐ：0.030 ％以下
Ｐは母材、溶接熱影響部の靱性、耐溶接割れ感受性を劣
化させるので、極力低減すべき元素であり、上限を0.03
0 ％とした。 Ｓ：0.030 ％以下 Ｓは靱性、延性の圧延異方性を高めるので、極力低減す
べき元素であり、上限を0.030 ％とした。
化させるので、極力低減すべき元素であり、上限を0.03
0 ％とした。 Ｓ：0.030 ％以下 Ｓは靱性、延性の圧延異方性を高めるので、極力低減す
べき元素であり、上限を0.030 ％とした。
【００１９】Al：0.021 〜0.05％
Alは脱酸のために0.021 ％以上必要であるが、0.05％を
超えて添加しても脱酸効果は飽和するので、Alは0.021
〜0.05％の範囲とした。 Ｖ：0.01〜0.10％ Ｖは圧延冷却中にＶＮとしてオーステナイト中に析出し
てフェライト変態核となり、結晶粒を微細化して靱性を
向上させる。オーステナイト粒が粗大でも組織を微細化
することができるため、粗大オーステナイト粒となるフ
ィレット部でも組織の微細化が可能となり、靱性の向上
が期待できる。また、Ｖは母材強度を高める重要な役割
をもち、母材の強度・靱性バランスを確保するために不
可欠の元素である。これらの効果を発揮させるために
は、0.01％以上の添加が必要であるが、0.10％を超える
と、母材の靱性が劣化し強度・靱性バランスがくずれる
ため、Ｖは0.01〜0.10％の範囲に限定した。なお、好ま
しい範囲は0.03〜0.08％である。
超えて添加しても脱酸効果は飽和するので、Alは0.021
〜0.05％の範囲とした。 Ｖ：0.01〜0.10％ Ｖは圧延冷却中にＶＮとしてオーステナイト中に析出し
てフェライト変態核となり、結晶粒を微細化して靱性を
向上させる。オーステナイト粒が粗大でも組織を微細化
することができるため、粗大オーステナイト粒となるフ
ィレット部でも組織の微細化が可能となり、靱性の向上
が期待できる。また、Ｖは母材強度を高める重要な役割
をもち、母材の強度・靱性バランスを確保するために不
可欠の元素である。これらの効果を発揮させるために
は、0.01％以上の添加が必要であるが、0.10％を超える
と、母材の靱性が劣化し強度・靱性バランスがくずれる
ため、Ｖは0.01〜0.10％の範囲に限定した。なお、好ま
しい範囲は0.03〜0.08％である。
【００２０】Ｎ：0.0040〜0.0120％
ＮはＶと結合してＶＮを形成し、組織の微細化によりフ
ィレット部の靱性向上および母材の強度向上に寄与する
重要な元素である。これらの効果を発揮させるために
は、0.0040％以上の含有が必要であるが、0.0120％を超
えると、溶接ＨＡＺ部の靱性を著しく劣化させるため、
Ｎは0.0040〜0.0120％の範囲とした。なお、好ましい範
囲は0.0050〜0.0100％である。
ィレット部の靱性向上および母材の強度向上に寄与する
重要な元素である。これらの効果を発揮させるために
は、0.0040％以上の含有が必要であるが、0.0120％を超
えると、溶接ＨＡＺ部の靱性を著しく劣化させるため、
Ｎは0.0040〜0.0120％の範囲とした。なお、好ましい範
囲は0.0050〜0.0100％である。
【００２１】Ｖ／Ｎ：3.6 以上
前記したようにＶとＮは、フィレット部の靱性向上に大
きく寄与する重要な元素であるが、ＶとＮの含有量の
比、Ｖ／Ｎが不適切な場合には、フリーＮを増加させ冷
間矯正による歪時効性を高めるため、フィレット部の靱
性を低下させる。このため、Ｖ／Ｎを3.6 以上に限定し
た。なお、好ましくは、5.0 以上である。
きく寄与する重要な元素であるが、ＶとＮの含有量の
比、Ｖ／Ｎが不適切な場合には、フリーＮを増加させ冷
間矯正による歪時効性を高めるため、フィレット部の靱
性を低下させる。このため、Ｖ／Ｎを3.6 以上に限定し
た。なお、好ましくは、5.0 以上である。
【００２２】Cu：0.05〜0.5 ％、Ni：0.05〜0.5 ％、C
r：0.05〜0.5 ％、Mo：0.01〜0.3 ％のうちから選ばれ
た１種または２種以上 Cu、Ni、Cr、Moは、いずれも熱間圧延後の冷却変態開始
温度（Ａｒ3 点）を低下させ、オーステナイト粒界から
のフェライト変態を抑制し、間接的に粒内フェライト形
成を促進し、組織の微細化によるフィレット部の靱性向
上に寄与する効果を有している。また、Cu、Ni、Cr、Mo
は、フェライト以外の第２相組織をベイナイト化し、さ
らに、第２相組織の割合を増加させる作用を有してい
る。これにより、母材の強度が上昇する。
r：0.05〜0.5 ％、Mo：0.01〜0.3 ％のうちから選ばれ
た１種または２種以上 Cu、Ni、Cr、Moは、いずれも熱間圧延後の冷却変態開始
温度（Ａｒ3 点）を低下させ、オーステナイト粒界から
のフェライト変態を抑制し、間接的に粒内フェライト形
成を促進し、組織の微細化によるフィレット部の靱性向
上に寄与する効果を有している。また、Cu、Ni、Cr、Mo
は、フェライト以外の第２相組織をベイナイト化し、さ
らに、第２相組織の割合を増加させる作用を有してい
る。これにより、母材の強度が上昇する。
【００２３】フィレット部の圧延加工が期待できない場
合や、十分な冷却速度が得にくい場合や、あるいは高強
度を必要とする場合には、これら元素のうちから１種ま
たは２種以上を添加できる。上記した効果を得るために
は、Cu、Ni、Cr、Moはそれぞれ0.05％以上、0.05％以
上、0.05％以上、0.01％以上の添加が必要となる。Cuは
熱間加工性を劣化させるため、多量添加の場合にはNiを
同時に添加する必要がある。Cu、Niの0.5 ％を超える添
加は、経済的に高価となるため、Cu、Niの添加は0.5 ％
を上限とした。Cr、Moはそれぞれ0.50％、0.30％を超え
て添加すると、溶接性、溶接部靱性を損なうので、Cr、
Moはそれぞれ0.50％、0.30％を上限とした。
合や、十分な冷却速度が得にくい場合や、あるいは高強
度を必要とする場合には、これら元素のうちから１種ま
たは２種以上を添加できる。上記した効果を得るために
は、Cu、Ni、Cr、Moはそれぞれ0.05％以上、0.05％以
上、0.05％以上、0.01％以上の添加が必要となる。Cuは
熱間加工性を劣化させるため、多量添加の場合にはNiを
同時に添加する必要がある。Cu、Niの0.5 ％を超える添
加は、経済的に高価となるため、Cu、Niの添加は0.5 ％
を上限とした。Cr、Moはそれぞれ0.50％、0.30％を超え
て添加すると、溶接性、溶接部靱性を損なうので、Cr、
Moはそれぞれ0.50％、0.30％を上限とした。
【００２４】Ti：0.001 〜0.030 ％
Tiは溶接熱影響部の靱性向上に有効な元素であり、高い
溶接部靱性が要求される場合に添加する。溶接熱影響部
の靱性向上のためにはTiは0.001 ％以上の添加が必要で
あるが、0.030 ％を超えて添加すると母材靱性を低下さ
せるため、Tiは0.001 〜0.030 ％の範囲とした。
溶接部靱性が要求される場合に添加する。溶接熱影響部
の靱性向上のためにはTiは0.001 ％以上の添加が必要で
あるが、0.030 ％を超えて添加すると母材靱性を低下さ
せるため、Tiは0.001 〜0.030 ％の範囲とした。
【００２５】その他、残部はFeおよび不可避的不純物で
ある。なお、Nbはオーステナイトの再結晶を抑制するた
め、とくにＨ形鋼のフィレット部ミクロ組織の微細化を
阻害し、粗大組織のままとする弊害があるため、実質的
には添加しない。つぎに、フィレット部の結晶粒度をＪ
ＩＳ Ｇ０５５２で判定される結晶粒度で５番以上とす
る。
ある。なお、Nbはオーステナイトの再結晶を抑制するた
め、とくにＨ形鋼のフィレット部ミクロ組織の微細化を
阻害し、粗大組織のままとする弊害があるため、実質的
には添加しない。つぎに、フィレット部の結晶粒度をＪ
ＩＳ Ｇ０５５２で判定される結晶粒度で５番以上とす
る。
【００２６】フィレット部の結晶粒度が、ＪＩＳ Ｇ０
５５２で判定される結晶粒度で５番未満では、靱性が低
下するため、フィレット部の結晶粒度は５番以上の細粒
とする。なお、好ましくは６〜９番である。つぎに、Ｈ
形鋼の製造条件について説明する。上記した化学組成の
鋼は転炉、電気炉あるいはその他の溶解炉で溶製し、造
塊−分塊法あるいは連続鋳造法でＨ形鋼の鋼素材とする
のが好ましい。
５５２で判定される結晶粒度で５番未満では、靱性が低
下するため、フィレット部の結晶粒度は５番以上の細粒
とする。なお、好ましくは６〜９番である。つぎに、Ｈ
形鋼の製造条件について説明する。上記した化学組成の
鋼は転炉、電気炉あるいはその他の溶解炉で溶製し、造
塊−分塊法あるいは連続鋳造法でＨ形鋼の鋼素材とする
のが好ましい。
【００２７】鋼素材を熱間圧延により、Ｈ形鋼に圧延す
る。圧延後、フランジＢ／２部の平均冷却速度α（℃／
sec ）が、次（１）式 α≦Ｖ／Ｎ×3.5 ……………（１） を満足し、かつ冷却停止温度が次（２）、（３）式 Ａｒ3 ＝910 −273 Ｃ＋25Si−74Mn ……………（２） Ａｒ3 ＝910 −273 Ｃ＋25Si−74Mn−56Ni−16Cr−9Mo −5Cu ……（３） で定義されるＡｒ3 点（℃）で表される（Ａｒ3 −50
℃）〜（Ａｒ3 −200 ℃）の温度範囲となる強制冷却を
施し、その後空冷する。
る。圧延後、フランジＢ／２部の平均冷却速度α（℃／
sec ）が、次（１）式 α≦Ｖ／Ｎ×3.5 ……………（１） を満足し、かつ冷却停止温度が次（２）、（３）式 Ａｒ3 ＝910 −273 Ｃ＋25Si−74Mn ……………（２） Ａｒ3 ＝910 −273 Ｃ＋25Si−74Mn−56Ni−16Cr−9Mo −5Cu ……（３） で定義されるＡｒ3 点（℃）で表される（Ａｒ3 −50
℃）〜（Ａｒ3 −200 ℃）の温度範囲となる強制冷却を
施し、その後空冷する。
【００２８】フランジＢ／２部の平均冷却速度αが、
（１）式を満足しない場合には、オーステナイト域にお
けるＶＮの析出が抑制され、フィレット部の靱性が劣化
する。冷却停止温度が（Ａｒ3 −50℃）を超えると、フ
ェライトの成長が促進され、フィレット部の組織が粗大
化する。また、冷却停止温度が（Ａｒ3 −200 ℃）未満
では、残留応力の増加による寸法精度の低下を招くとと
もに、冷間矯正量の増大により歪時効性が高くなる。こ
のため、冷却停止温度は、（Ａｒ3 −50℃）〜（Ａｒ3
−200 ℃）の温度範囲とした。なお、Ａｒ3 点の計算
は、Ni、Cr、Mo、Cuが添加される場合は、（３）式を用
いて行う。
（１）式を満足しない場合には、オーステナイト域にお
けるＶＮの析出が抑制され、フィレット部の靱性が劣化
する。冷却停止温度が（Ａｒ3 −50℃）を超えると、フ
ェライトの成長が促進され、フィレット部の組織が粗大
化する。また、冷却停止温度が（Ａｒ3 −200 ℃）未満
では、残留応力の増加による寸法精度の低下を招くとと
もに、冷間矯正量の増大により歪時効性が高くなる。こ
のため、冷却停止温度は、（Ａｒ3 −50℃）〜（Ａｒ3
−200 ℃）の温度範囲とした。なお、Ａｒ3 点の計算
は、Ni、Cr、Mo、Cuが添加される場合は、（３）式を用
いて行う。
【００２９】強制冷却における冷却方法は、フランジＢ
／２部を中心とした強制空冷、あるいはノズルを利用し
た水冷が好適である。さらに、上記冷却方法に加えて、
フランジ内面からＲ部を中心に強制空冷あるいはノズル
水冷を併用してもよい。Ｈ形鋼の熱間圧延方法は、通常
公知の方法が適用でき、本発明では、とくに規定しない
が、加熱温度は1100〜1350℃の範囲がより好ましく、圧
延終了温度はＡｒ3 点よりも高いことが望ましい。な
お、圧延途中でフランジを強制空冷あるいは水冷を行っ
てもよい。
／２部を中心とした強制空冷、あるいはノズルを利用し
た水冷が好適である。さらに、上記冷却方法に加えて、
フランジ内面からＲ部を中心に強制空冷あるいはノズル
水冷を併用してもよい。Ｈ形鋼の熱間圧延方法は、通常
公知の方法が適用でき、本発明では、とくに規定しない
が、加熱温度は1100〜1350℃の範囲がより好ましく、圧
延終了温度はＡｒ3 点よりも高いことが望ましい。な
お、圧延途中でフランジを強制空冷あるいは水冷を行っ
てもよい。
【００３０】
【実施例】転炉で溶製した表１に示す化学組成の鋼を、
連続鋳造により鋳片としたのち、熱間圧延により、表２
に示すサイズのＨ形鋼に圧延した。圧延後、表２に示
す、冷却速度・冷却停止温度の冷却条件で、冷却したの
ち、コールドレベラーによる冷間矯正を施し、製品とし
た。なお、冷却速度および冷却停止温度はフランジＢ／
２部外面のデータである。
連続鋳造により鋳片としたのち、熱間圧延により、表２
に示すサイズのＨ形鋼に圧延した。圧延後、表２に示
す、冷却速度・冷却停止温度の冷却条件で、冷却したの
ち、コールドレベラーによる冷間矯正を施し、製品とし
た。なお、冷却速度および冷却停止温度はフランジＢ／
２部外面のデータである。
【００３１】製造したＨ形鋼について、図１に示す位
置、フランジＢ／４部およびフィレット部から引張試験
片およびシャルピー衝撃試験片を採取し、引張および衝
撃特性について調査した。また、フィレット部の結晶粒
度をJIS G 0552の規定に従い測定した。それらの結果を
表２に示す。
置、フランジＢ／４部およびフィレット部から引張試験
片およびシャルピー衝撃試験片を採取し、引張および衝
撃特性について調査した。また、フィレット部の結晶粒
度をJIS G 0552の規定に従い測定した。それらの結果を
表２に示す。
【００３２】
【表１】
【００３３】
【表２】
【００３４】
【表３】
【００３５】化学組成およびフィレット部の結晶粒度が
本発明の範囲の本発明例No.7、No.11 では、フィレット
部の強度・靱性がフランジ部の強度・靱性とぼぼ同等で
あった。これに対し、圧延後の冷却条件が本発明の範囲
を外れる比較例No.12 は、フィレット部の組織が粗大化
し、ベイナイト主体の組織となっており、さらに冷間矯
正による歪時効により、良好な靱性が得られなかった。
また、化学組成、とくにＶ、ＮあるいはV/N が本発明の
範囲を外れる比較例No.15 〜No.18 は、フィレット部の
組織が粗大化し、ベイナイト主体の組織となっており、
良好な靱性が得られなかった。Ｎが本発明の範囲より高
い比較例No.19 は、フィレット部の靱性は良好であった
が、入熱10kJ/cm の溶接を想定した再現HAZ 部の靱性
（ｖＥ0 ）が20Ｊと低く、溶接構造物用鋼材への適用は
困難である。本発明例についても、入熱10kJ/cm の溶接
HAZ 部の靱性を調査したが、いずれも、ｖＥ0 が70Ｊ以
上と、靱性は良好で溶接構造物として適用できる鋼材で
あることがわかった。
本発明の範囲の本発明例No.7、No.11 では、フィレット
部の強度・靱性がフランジ部の強度・靱性とぼぼ同等で
あった。これに対し、圧延後の冷却条件が本発明の範囲
を外れる比較例No.12 は、フィレット部の組織が粗大化
し、ベイナイト主体の組織となっており、さらに冷間矯
正による歪時効により、良好な靱性が得られなかった。
また、化学組成、とくにＶ、ＮあるいはV/N が本発明の
範囲を外れる比較例No.15 〜No.18 は、フィレット部の
組織が粗大化し、ベイナイト主体の組織となっており、
良好な靱性が得られなかった。Ｎが本発明の範囲より高
い比較例No.19 は、フィレット部の靱性は良好であった
が、入熱10kJ/cm の溶接を想定した再現HAZ 部の靱性
（ｖＥ0 ）が20Ｊと低く、溶接構造物用鋼材への適用は
困難である。本発明例についても、入熱10kJ/cm の溶接
HAZ 部の靱性を調査したが、いずれも、ｖＥ0 が70Ｊ以
上と、靱性は良好で溶接構造物として適用できる鋼材で
あることがわかった。
【００３６】また、化学組成、とくにNbが本発明の範囲
を外れる比較例No.21 、No.22 は、フィレット部のフェ
ライト粒が粗大しているため、良好な靱性が得られなか
った。
を外れる比較例No.21 、No.22 は、フィレット部のフェ
ライト粒が粗大しているため、良好な靱性が得られなか
った。
【００３７】
【発明の効果】本発明によれば、圧延Ｈ形鋼で長く懸案
であったフィレット部の低靱性を改善し、フィレット部
の靱性が優れたＨ形鋼を工業的に容易に製造できるとい
う、産業上極めて有益な効果を奏する。
であったフィレット部の低靱性を改善し、フィレット部
の靱性が優れたＨ形鋼を工業的に容易に製造できるとい
う、産業上極めて有益な効果を奏する。
【図１】圧延Ｈ形鋼の形状と実施例における試験片採取
位置および測温位置を示す説明図である。
位置および測温位置を示す説明図である。
─────────────────────────────────────────────────────
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） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内
Ｆターム(参考） 4K032 AA01 AA04 AA05 AA11 AA16
AA19 AA21 AA23 AA27 AA29
AA31 AA35 AA36 CD02 CD03
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：0.01〜0.15％、 Si：0.60％以下、 Mn：0.5 〜1.8 ％、 Ｐ：0.030 ％以下、 Ｓ：0.030 ％以下、 Al：0.021 〜0.05％、 Ｖ：0.01〜0.10％、 Ｎ：0.0040〜0.0120％ および Ti：0.001 〜0.030 ％ を含有し、かつＶ／Ｎが3.6 以上で、残部Feおよび不可
避的不純物からなり、さらにフィレット部の結晶粒度が
ＪＩＳ Ｇ０５５２で判定される結晶粒度で５番以上を
有することを特徴とするフィレット部靱性に優れたフラ
ンジ厚40mm未満のＨ形鋼。 - 【請求項２】 重量％で、 Ｃ：0.01〜0.15％、 Si：0.60％以下、 Mn：0.5 〜1.8 ％、 Ｐ：0.030 ％以下、 Ｓ：0.030 ％以下、 Al：0.021 〜0.05％、 Ｖ：0.01〜0.10％、 Ｎ：0.0040〜0.0120％ を含み、 Cu：0.05〜0.5 ％、 Ni：0.05〜0.5 ％、 Cr：0.05〜0.5 ％、 Mo：0.01〜0.3 ％ のうちから選ばれた１種または２種以上および Ti：0.001 〜0.030 ％ を含有し、かつＶ／Ｎが3.6 以上で、残部Feおよび不可
避的不純物からなり、さらにフィレット部の結晶粒度が
ＪＩＳ Ｇ０５５２で判定される結晶粒度で５番以上を
有することを特徴とするフィレット部靱性に優れたフラ
ンジ厚40mm未満のＨ形鋼。 - 【請求項３】 重量％で、Ｃ：0.01〜0.15％、Si：0.60
％以下、Mn：0.5 〜1.8 ％、Ｐ：0.030 ％以下、Ｓ：0.
030 ％以下、Al：0.021 〜0.05％、Ｖ：0.01〜0.10％、
Ｎ：0.0040〜0.0120％、およびTi：0.001 〜0.030 ％を
含有し、かつＶ／Ｎが3.6 以上で、残部Feおよび不可避
的不純物からなる鋼素材を、熱間圧延により、Ｈ形鋼と
したのち、Ｈ形鋼のフランジＢ／２部の冷却速度α（℃
／sec）が下記（１）式を満足し、かつ冷却停止温度が
下記（２）式で定義されるＡｒ 3 点（℃）で表される
（Ａｒ3 −50℃）〜（Ａｒ3 −200 ℃）の温度範囲とな
る強制冷却を施し、その後空冷することを特徴とするフ
ィレット部の結晶粒度がＪＩＳ Ｇ０５５２で判定され
る結晶粒度で５番以上を有し、フィレット部靱性に優れ
たフランジ厚40mm未満のＨ形鋼の製造方法。 記 α≦Ｖ／Ｎ×3.5 ……………（１） Ａｒ3 ＝910 −273 Ｃ＋25Si−74Mn ……………（２） - 【請求項４】 重量％で、Ｃ：0.01〜0.15％、Si：0.60
％以下、Mn：0.5 〜1.8 ％、Ｐ：0.030 ％以下、Ｓ：0.
030 ％以下、Al：0.021 〜0.05％、Ｖ：0.01〜0.10％、
Ｎ：0.0040〜0.0120％を含み、Cu：0.05〜0.5 ％、Ni：
0.05〜0.5 ％、Cr：0.05〜0.5 ％、Mo：0.01〜0.3 ％の
うちから選ばれた１種または２種以上、およびTi：0.00
1 〜0.030 ％を含有し、かつＶ／Ｎが3.6 以上で、残部
Feおよび不可避的不純物からなる鋼素材を、熱間圧延に
より、Ｈ形鋼としたのち、Ｈ形鋼のフランジＢ／２部の
冷却速度α（℃／sec ）が下記（１）式を満足し、かつ
冷却停止温度が下記（３）式で定義されるＡｒ3 点
（℃）で表される（Ａｒ3 −50℃）〜（Ａｒ3 −200
℃）の温度範囲となる強制冷却を施し、その後空冷する
ことを特徴とするフィレット部の結晶粒度がＪＩＳ Ｇ
０５５２で判定される結晶粒度で５番以上を有し、フィ
レット部靱性に優れたフランジ厚40mm未満のＨ形鋼の製
造方法。 記 α≦Ｖ／Ｎ×3.5 ……（１） Ａｒ3 ＝910 −273 Ｃ＋25Si−74Mn−56Ni−16Cr−9Mo −5Cu ……（３）
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2003067987A JP4222073B2 (ja) | 2003-03-13 | 2003-03-13 | フィレット部靱性に優れたｈ形鋼およびその製造方法 |
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
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| JP2003067987A JP4222073B2 (ja) | 2003-03-13 | 2003-03-13 | フィレット部靱性に優れたｈ形鋼およびその製造方法 |
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP22280596A Division JP3440710B2 (ja) | 1996-08-23 | 1996-08-23 | フィレット部靱性に優れたｈ形鋼およびその製造方法 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003268498A true JP2003268498A (ja) | 2003-09-25 |
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|---|---|---|---|---|
| KR101458104B1 (ko) | 2013-12-18 | 2014-11-04 | 주식회사 세아베스틸 | 고강도 및 고인성을 갖는 터널지보용 강의 제조방법 |
| CN105018839A (zh) * | 2015-08-14 | 2015-11-04 | 武钢集团昆明钢铁股份有限公司 | 一种420MPa级高性能抗震H型钢及其制备方法 |
| JP2016079443A (ja) * | 2014-10-15 | 2016-05-16 | 新日鐵住金株式会社 | 靭性に優れた高強度極厚ｈ形鋼及びその製造方法 |
| CN112458364A (zh) * | 2020-11-04 | 2021-03-09 | 马鞍山钢铁股份有限公司 | 一种超厚规格热轧h型钢及其生产方法 |
| CN115011870A (zh) * | 2022-05-05 | 2022-09-06 | 包头钢铁（集团）有限责任公司 | 一种建筑结构用高强度h型钢桩的制备方法 |
| CN115011869A (zh) * | 2022-05-05 | 2022-09-06 | 包头钢铁（集团）有限责任公司 | 一种海洋工程结构用超高强度热轧h型钢及其生产方法 |
| WO2023000479A1 (zh) * | 2021-07-20 | 2023-01-26 | 山东钢铁股份有限公司 | 一种屈服强度420MPa级热轧耐低温H型钢及其制备方法 |
-
2003
- 2003-03-13 JP JP2003067987A patent/JP4222073B2/ja not_active Expired - Fee Related
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|---|---|---|---|---|
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| JP2016079443A (ja) * | 2014-10-15 | 2016-05-16 | 新日鐵住金株式会社 | 靭性に優れた高強度極厚ｈ形鋼及びその製造方法 |
| CN105018839A (zh) * | 2015-08-14 | 2015-11-04 | 武钢集团昆明钢铁股份有限公司 | 一种420MPa级高性能抗震H型钢及其制备方法 |
| CN105018839B (zh) * | 2015-08-14 | 2017-05-03 | 武钢集团昆明钢铁股份有限公司 | 一种420MPa级高性能抗震H型钢及其制备方法 |
| CN112458364A (zh) * | 2020-11-04 | 2021-03-09 | 马鞍山钢铁股份有限公司 | 一种超厚规格热轧h型钢及其生产方法 |
| WO2023000479A1 (zh) * | 2021-07-20 | 2023-01-26 | 山东钢铁股份有限公司 | 一种屈服强度420MPa级热轧耐低温H型钢及其制备方法 |
| CN115011870A (zh) * | 2022-05-05 | 2022-09-06 | 包头钢铁（集团）有限责任公司 | 一种建筑结构用高强度h型钢桩的制备方法 |
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