JP2021143389A - 突条付きｈ形鋼およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】ドリル穴開け加工の被削性に優れたウェブ部を有する突条付きＨ形鋼をその製造方法と共に提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．８０％、Ｍｎ：１．００〜１．８０％、Ｐ≦０．０３５％、Ｓ≦０．０５０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、ウェブ部におけるフェライトとパーライトの合計面積率が９０％以上であり、前記ウェブ部の平均ビッカース硬さＡＨｖが２００以下かつ標準偏差σＨｖが８以下である突条付きＨ形鋼。上記成分組成の鋼素材に、熱間圧延を施してフランジ部に突条を形成する突条付きＨ形鋼の製造方法であって、仕上げ圧延時のウェブ温度Ｔｆを７５０〜１０００℃とし、仕上げ圧延時のウェブ部減面率ΔＡを８％以上とし、仕上げ圧延後に７５０℃以上の温度から５００℃の温度域までのウェブ部平均冷却速度Ｒｃを１０℃／ｓ以下で冷却する方法である。【選択図】図１

Description

本発明は、突条付きＨ形鋼およびその製造方法に関し、橋脚等の大型構造物の補強材として用いられている鉄筋の代替を目的として、優れた引張強度、伸びといった機械特性に加え、ドリル穴開け加工時の被削性に優れた、突条付きＨ形鋼およびその製造方法に関する。

橋脚等の大型構造物では、補強材として鉄筋を用いた鉄筋コンクリートが幅広く使用されている。一般的に鉄筋コンクリート構造物の工事は、鉄筋を組み立てた後に型枠を設置し、型枠内にコンクリートを打設することにより行われる。一方、強度的に鉄筋の過密配筋が必要となる場合、コンクリートの充填性が低下し、施工品質が悪化するだけでなく、工事が長期化する点が大きな課題となっている。加えて、当該工事に従事する技能労働者の数は年々減少傾向にあり、現場作業の省力化ならびに工期短縮に寄与する構造用鋼の開発がより一層求められている。

そのような背景を受け、鉄筋に比べて大きな断面剛性を有し、同一構造において必要な部材本数を減らすことが可能となる突条付きＨ形鋼に関して、様々な研究がおこなわれている。この突条付きＨ形鋼材は、フランジ外面に突条が設けられており、鉄筋と同等以上の高いコンクリート付着性能を有することが報告されている（例えば非特許文献１）。鉄筋代替として大型構造物に使用される突条付きＨ形鋼に対しては、構造体としての性能を保証するため、引張強度や伸びといった機械特性に加えて、靭性の保証が要求されている。

これらの要求を満足するため、たとえば特許文献１には、鋼中のＮｂ、ＶおよびＮｉの添加量を調整することで、引張強度と靭性をバランスよく高めた突条付きＨ形鋼が開示されている。また、特許文献２には、突条付きＨ形鋼の靭性の向上を図ることと目的として、フランジ厚に応じて最適な冷却停止温度を設定する共に、フランジ内外面の冷却水量を適宜調整する技術が開示されている。

特開２００４−２５６８３４号公報 特開２００６− ７５８８３号公報

佐藤、石渡：コンクリート工学年次論文報告集、 Vol.2、 (1980)、 p.365-368

しかしながら、上記従来の技術には、未だ解決すべき以下のような問題があった。
突条付きＨ形鋼の継手（接合）には、フランジやウェブ部に穴開け加工を施した後、高力ボルト摩擦接合継手が採用される場合が多い。そのため、上述した引張強度や伸び、靭性といった基本特性に加え、生産性向上の観点から、ドリル穴開け加工時の優れた被削性が要求されている。上述した特許文献１や２に記載の突条付きＨ形鋼は、炭窒化物を形成するＮｂやＶを添加して高い引張強度と靭性の両立を図っているが、特にウェブ部のミクロ組織制御が十分ではなく、ドリル穴開け時の工具寿命が低下してしまうという問題があった。

本発明は上述した問題を有利に解決すべくなされたもので、従来の突条付きＨ形鋼に比べ、同等の機械的特性を担保しつつ、ドリル穴開け加工時の被削性を向上し得る突条付き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。

発明者らは、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、ＰおよびＳの含有量を変化させた突条付きＨ形鋼を作成し、ドリル穴開け加工性を鋭意調査した。その結果、上述した各元素の添加量を適正化することに加え、ウェブ部のミクロ組織制御および硬度バラつきを抑制することにより、優れた被削性が得られることを見出した。

上記課題を解決し、上記の目的を実現するため開発した本発明にかかる突条付きＨ形鋼は、Ｃ：０．０５〜０．２０質量％、Ｓｉ：０．０５〜０．８０質量％、Ｍｎ：１．００〜１．８０質量％、Ｐ：０．０３５質量％以下、Ｓ：０．０５０質量％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、ウェブ部におけるフェライトとパーライトの合計面積率が９０％以上であり、前記ウェブ部の平均ビッカース硬さＡＨｖが２００以下かつ標準偏差σＨｖが８以下であることを特徴とする。

なお、本発明にかかる突条付きＨ形鋼については、前記鋼組成が、さらに、Ａ群［Ｃｒ：１．０質量％以下、Ｃｕ：１．０質量％以下、Ｎｉ：１．０質量％以下およびＭｏ：１．０質量％以下から選ばれる少なくとも１種］、Ｂ群［Ａｌ：０．１０質量％以下］、Ｃ群［Ｎｂ：０．５０質量％以下、Ｖ：０．５０質量％以下、Ｔｉ：０．５０質量％以下およびＢ：０．０１０質量％以下から選ばれる少なくとも１種］、および、Ｄ群［Ｐｂ：０．５０質量％以下、Ｃａ：０．０１０質量％以下、Ｍｇ：０．０１０質量％以下およびＲＥＭ：０．０１０質量％以下から選ばれる少なくとも１種］の中から選ばれる少なくとも１群の元素を含有すること、
がより好ましい解決手段になり得るものと考えられる。

上記課題を解決し、上記の目的を実現するため開発した本発明にかかる突条付きＨ形鋼の製造方法は、上記いずれかの成分組成を有する鋼素材に、熱間圧延を施してフランジ部に突条を形成する突条付きＨ形鋼の製造方法であって、仕上げ圧延時のウェブ温度Ｔｆを７５０〜１０００℃とし、仕上げ圧延時のウェブ部減面率ΔＡを８％以上とし、仕上げ圧延後に７５０℃以上の温度から５００℃の温度域までのウェブ部平均冷却速度Ｒｃを１０℃／ｓ以下で冷却することを特徴とする。

本発明の突条付きＨ形鋼およびその製造方法によれば、優れた被削性を有する突条付きＨ形鋼を安定して製造することが可能となり、大型構造物の急速施工を実現し、コンクリート施工品の品質向上に寄与するなど、産業上有益な効果がもたらされる。

突条付きＨ形鋼を示す図であり、（ａ）はウェブの対向方向から見た側面図を、（ｂ）はフランジ外面の対向方向から見た平面図を、（ｃ）は突条の形状を示すＡ部拡大側面図をそれぞれ示す。 （ａ）は突条付きＨ形鋼のＣ−Ｃ’視断面図を示し、（ｂ）はウェブ部の圧延幅中央位置における硬度測定方法を示す拡大図である。

以下、本発明の実施の形態について図面を参照して説明する。まず、本発明において、鋼組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。なお、以下の説明における「％」は、特に断らない限り「質量％」を表すものとする。

Ｃ：０．０５〜０．２０％
Ｃは、母材強度を確保するために必要な元素であり、少なくとも０．０５％の含有を必要とする。しかし、Ｃ含有量が０．２０％を超えると、母材靭性を低下させるばかりか、硬質なマルテンサイト組織（ＭＡ）を含む上部ベイナイトの生成を促進し、被削性も低下する。そのため、本発明ではＣ含有量を０．０５〜０．２０％の範囲とする。なお、Ｃ含有量は０．１０〜０．１５％の範囲とすることが好ましい。

Ｓｉ：０．０５〜０．８０％
Ｓｉは、母材強度の確保および脱酸剤として０．０５％以上の含有を必要とする。一方、Ｓｉ含有量が０．８０％を超えると靭性の低下に加え、Ｓｉの有する高い酸素との結合力のため、ＳｉＯ_２を生成する。このＳｉＯ_２は鋼中で硬質粒子として働き、切削における工具のアブレシブ摩耗を促進し、その結果、工具寿命を低下させる。そのため、本発明ではＳｉ含有量を０．０５〜０．８０％の範囲とする。なお、Ｓｉ含有量は０．２０〜０．４０％の範囲とすることが好ましい。

Ｍｎ：１．００〜１．８０％
ＭｎはＳと結合し硫化物を形成することで、被削性を向上させるために必要な元素であり、かつ、Ｓｉと同様、鋼の強度を高める効果も有する比較的安価な元素である。しかし、Ｍｎ含有量が１．００％未満では、その添加効果は小さく、一方、１．８０％を超えると、上部ベイナイト変態を促進させ、靭性および被削性を低下させるので好ましくない。そのため、本発明ではＭｎ含有量を１．００〜１．８０％の範囲とする。なお、Ｍｎ含有量は１．３０〜１．６０％の範囲とすることが好ましい。

Ｐ：０．０３５％以下
Ｐは、固溶強化能の高い元素であり、フェライトの硬化を通して工具寿命を低下させるため、少ない方が良い。そのため、本発明では鋼中のＰ含有量を０．０３５％以下とする。好ましくは０．０２０％以下である。一方、Ｐは少ないほど好ましいため、Ｐ含有量の下限は特に限定されず、０％であってよい。しかし、通常、Ｐは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であり、過度の低Ｐ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、Ｐ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。

Ｓ：０．０５０％以下
Ｓは、鋼中に含有されると主に硫化物系介在物として存在し、被削性の向上に有効な元素であるが、０．０５０％を超えて含有させると靭性を損なうため、０．０５０％以下に制限する。好ましくは０．０４０％以下である。なお、Ｓによる被削性向上効果を発現させるためには、Ｓ含有量を０．００２％以上とすることが好ましい。

さらに本発明では、各々の元素が単に上記の範囲を満足するだけでは不十分で、ウェブ部のミクロ組織ならび硬度が以下の条件を満足する必要がある。

発明者らは、上記範囲の成分組成を有する種々の突条付きＨ形鋼を用いて、ウェブ部の被削性を評価した結果、優れたドリル穴開け加工性を得るためには、ウェブ部におけるフェライトとパーライトの合計面積率を９０％以上とすることに加え、ウェブ部の平均ビッカース硬さＡＨｖをＨｖ２００以下かつ標準偏差σＨｖが８以下に制御することが重要であるとの知見を得た。

すなわち、硬質相であるベイナイトやマルテンサイトの面積率を１０％未満とすることで、平均ビッカース硬さ（平均切削抵抗）ＡＨｖを２００（Ｈｖ）以下へ抑制することが可能となり、優れた工具寿命を得ることができる。なお、本発明の突条付きＨ形鋼のミクロ組織における、フェライトとパーライト以外の組織は特に限定されない。合計面積率で１０％未満であれば、他の組織が存在することが許容される。他の組織としては、例えば、上述したベイナイトやマルテンサイトが挙げられる。

一方、硬度の平均値が上記の条件を満たしていたとしても、ドリル穴開け加工位置であるウェブの厚み方向において硬度がばらついている場合、軟質部の切削と硬質部の切削とが繰り返されることになる。この軟／硬の繰り返し切削が工具寿命を低下させる大きな要因であることが判明した。すなわち、軟／硬の繰り返し切削により、切削工具が断続的に負荷を受ける結果、工具の摩耗が促進される。以上より、硬度ばらつきの指標である硬度の標準偏差σＨｖの上限値を８（Ｈｖ）に限定する。より好ましい上限値は５（Ｈｖ）である。硬度の標準偏差σＨｖが上限値以下であれば、軟／硬の繰り返し切削による切削工具にかかる断続的な負荷が軽減され、工具寿命が大幅に改善される。なお、ウェブ部の平均ビッカース硬さＡＨｖおよびビッカース硬さの標準偏差σＨｖは、ウェブ部の表面から裏面側までを、図２（ｂ）に示すように１ｍｍ幅の平行線上を千鳥に厚み方向に０．５ｍｍピッチの位置に対し荷重９８Ｎで測定し、得られた各測定値より算出した。

本発明で用いられ突条付きＨ形鋼の成分組成は、以上説明した成分の他に、さらに被削性や強度、延性、靱性、溶接部特性の向上を目的として、Ａ群［Ｃｒ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下およびＭｏ：１．０％以下から選ばれる少なくとも１種］、Ｂ群［Ａｌ：０．１０％以下］、Ｃ群［Ｎｂ：０．５０％以下、Ｖ：０．５０％以下、Ｔｉ：０．５０％以下およびＢ：０．０１０％以下から選ばれる少なくとも１種］、および、Ｄ群［Ｐｂ：０．５０％以下、Ｃａ：０．０１０％以下、Ｍｇ：０．０１０％以下およびＲＥＭ：０．０１０％以下から選ばれる少なくとも１種］の中から選ばれる少なくとも１群の元素を任意に含有していてもよい。
以下、上記元素の含有量を特定した理由を説明する。

Ａ群［Ｃｒ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下およびＭｏ：１．０％以下から選ばれる少なくとも１種］
Ｃｒ：１．０％以下
Ｃｒは、固溶強化により鋼の更なる高強度化を図ることができる元素である。ただし、その含有量が１．０％を超えると上部ベイナイト変態を促進させ、被削性および靭性を低下させるので好ましくない。したがって、鋼の成分組成がＣｒを含有する場合は、Ｃｒ含有量は１．０％以下とする。より好ましくは０．００５〜０．５％の範囲である。

Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕは、固溶強化により鋼の更なる高強度化を図ることができる元素である。ただし、その含有量が１．０％を超えると上部ベイナイト変態を促進させ、被削性および靭性を低下させるので好ましくない。したがって、鋼の成分組成がＣｕを含有する場合は、Ｃｕ含有量は１．０％以下とする。より好ましくは０．００５〜０．５％の範囲である。

Ｎｉ：１．０％以下
Ｎｉは、延性を劣化することなく鋼の高強度化を図ることができる元素である。また、Ｃｕと複合添加することによりＣｕ割れを抑制することができるため、鋼組成がＣｕを含有する場合にはＮｉも含有することが望ましい。ただし、Ｎｉ含有量が１．０％を超えると、鋼の焼入れ性がより上昇し、被削性および靭性が低下する傾向がある。したがって、鋼組成がＮｉを含有する場合は、Ｎｉ含有量は１．０％以下とする。より好ましくは０．００５〜０．５％の範囲である。

Ｍｏ：１．０％以下
Ｍｏは、固溶強化によってさらなる鋼の高強度化を図ることができる元素である。ただし、その含有量が１.０％を超えると、鋼中に上部ベイナイトが多量に生成するようになり、被削性および靭性が低下する傾向がある。したがって、成分組成がＭｏを含有する場合は、Ｍｏ含有量は１．０％以下とする。より好ましくは０．００５〜０．５％の範囲である。

Ｂ群［Ａｌ：０．１０％以下］
Ａｌは、脱酸剤として添加することができる元素である。しかし、Ａｌ含有量が０．１０％を超えると、Ａｌの有する高い酸素との結合力のため、鋼中に酸化物系介在物が多量に生成し、その結果、鋼の延性が低下する。したがって、鋼組成がＡｌを含有する場合は、Ａｌ含有量は０．１０％以下とすることが好ましい。一方、Ａｌ含有量の下限は特に限定されないが、脱酸のためには０．００１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．００１〜０．０３％の範囲である。

Ｃ群［Ｎｂ：０．５０％以下、Ｖ：０．５０％以下、Ｔｉ：０．５０％以下およびＢ：０．０１０％以下から選ばれる少なくとも１種］
Ｎｂ：０．５０％以下
Ｎｂは、鋼中で炭窒化物として析出することで、鋼の引張強度や降伏点を向上させる効果を有する元素である。ただし、その含有量が０．５０％を超えると、析出脆化を助長することに加え、上部ベイナイト変態を促進させるため、鋼の被削性および靭性が低下する傾向がある。したがって、鋼組成がＮｂを含有する場合は、Ｎｂ含有量は０．５０％以下とする。より好ましくは０．０１〜０．２０％の範囲である。

Ｖ：０．５０％以下
Ｖは、圧延中または圧延後の冷却中にＶＮとしてオーステナイトに析出してフェライト変態核となり、結晶粒を微細化する効果を有する元素である。また、Ｖは、析出強化により母材強度を高める役割も有しており、引張強度と靭性を確保するために有用な元素である。ただし、その含有量が０．５０％を超えると、過度な析出強化により、被削性ならびに母材靭性が低下する傾向がある。したがって、鋼組成がＶを含有する場合は、Ｖ含有量は０．５０％以下とする。より好ましくは０．０１〜０．２０％である。

Ｔｉ：０．５０％以下
Ｔｉは、鋼中で炭窒化物として析出することで、鋼の引張強度や降伏点を向上させる効果を有する元素である。ただし、その含有量が０．５０％を超えると、析出脆化を助長することに加え、上部ベイナイト変態を促進させるため、鋼の被削性および靭性が低下する傾向がある。したがって、鋼組成がＴｉを含有する場合は、Ｔｉ含有量は０．５０％以下とする。より好ましくは０．０１〜０．２０％の範囲である。

Ｂ：０．０１０％以下
Ｂは、鋼中で粒界に偏析し粒界強度を向上させる効果を有する元素である。また、粒内フェライトの核生成サイトとなるＴｉＮとの複合析出物を形成し、ミクロ組織を微細化することで靭性向上にも有効な元素である。一方、その含有量が０．０１０％を超えると、粗大な炭窒化物の粒界析出により靭性が低下しがちとなる。したがって、鋼組成がＢを含有する場合は、Ｂ含有量は０．０１０％以下とする。より好ましくは０．００１〜０．００３％の範囲である。

Ｄ群［Ｐｂ：０．５０％以下、Ｃａ：０．０１０％以下、Ｍｇ：０．０１０％以下およびＲＥＭ：０．０１０％以下から選ばれる少なくとも１種］
Ｐｂ：０．５０％以下
Ｐｂは、切削時の切屑を微細化する効果を有する元素であり、添加により切屑処理性をさらに向上させることができる。但し、過度に添加しても切屑処理性の向上効果は飽和するだけでなく、清浄度が低下して靭性が低下しがちとなる。したがって、鋼組成がＰｂを含有する場合は、Ｐｂ含有量は０．５０％以下とする。より好ましくは０．００５〜０．２％の範囲である。

Ｃａ：０．０１０％以下
Ｃａは、硫化物系介在物中の酸化物および硫化物を、高温における安定性が高いものへ変質させて、硫化物系介在物を粒状化する作用を有する。そして、このＣａによる介在物の形態制御効果により、鋼の被削性、靭性および延性の向上を図ることが出できる。但し、Ｃａ含有量が０．０１０％を超えると、清浄度が低下して靭性が低下しがちとなる。したがって、鋼組成がＣａを含有する場合は、Ｃａ含有量は０．０１０％以下とする。より好ましくは０．００１０〜０．００５０％の範囲である。

Ｍｇ：０．０１０％以下
Ｍｇは、硫化物系介在物中の酸化物および硫化物を、高温における安定性が高いものへ変質させて、硫化物系介在物を粒状化する作用を有する。そして、このＭｇによる介在物の形態制御効果により、鋼の被削性、靭性および延性の向上を図ることが出できる。但し、Ｍｇ含有量が０．０１０％を超えると、清浄度が低下して靭性が低下しがちとなる。したがって、鋼組成がＭｇを含有する場合は、Ｍｇ含有量は０．０１０％以下とする。より好ましくは０．００１０〜０．００５０％の範囲である。

ＲＥＭ：０．０１０％以下
ＲＥＭ（希土類金属）は、硫化物系介在物中の酸化物および硫化物を、高温における安定性が高いものへ変質させて、硫化物系介在物を粒状化する作用を有する。そして、このＲＥＭによる介在物の形態制御効果により、鋼の被削性、靭性および延性の向上を図ることが出できる。但し、ＲＥＭ含有量が０．０１０％を超えると、清浄度が低下して靭性が低下しがちとなる。したがって、鋼組成がＲＥＭを含有する場合は、ＲＥＭ含有量は０．０１０％以下とする。より好ましくは０.００１０〜０．００５０％の範囲である。

なお、上記成分組成の残部にはＦｅおよび不可避的不純物が含まれる。不可避敵不純物とは、原料中に存在し、あるいは製造工程において不可避的に混入するもので、本来は不要なものであるが、微量であり特性に影響を及ぼさないため、含有が許容されている不純物を意味する。不可避的不純物としては、例えばＮ、Ｏ等が挙げられ、Ｎは０．０１５０％まで許容でき、Ｏは０．００５％まで許容できる。

本発明の、突条付きＨ形鋼１の突条５について図１に基づき説明する。図１（ａ）はウェブ３の対向方向から見た側面図を、図１（ｂ）はフランジ２外面の対向方向から見た平面図を、図１（ｃ）は突条５の形状を示すＡ部拡大側面図をそれぞれ示す。突条５は、コンクリート付着性能を付与するために設けられるものである。この目的で突条５が設けられた突条付きＨ形鋼では、突条５が設けられる箇所は、一般的にＨ形鋼のフランジ２外面である。本発明においてもフランジ２外面の表面に突条が形成されている。ここで、突条５の形状や寸法は突条付きＨ形鋼１に要求される仕様に応じて任意に設定できるが、突条高さｈはコンクリート付着性能を考慮すると１．５ｍｍ以上とすることが好ましい。

次に、本発明の突条付きＨ形鋼１の製造方法について説明する。鋼(スラブまたはビームブランク)の溶製法および鋳造法については特に制限はなく、従来公知の方法いずれもが適合する。熱間圧延の仕上げ圧延において、突条５を形成させる部分（フランジ２外面）を圧下するロールとして、形成させる突条５に対応した溝をロール表面に形成したものを用いることで、突条５を形成することができる。該フランジ部２については、十分な突条高さｈを有する突条５を形成させる観点から、仕上げ圧延温度は８００℃以上とすることが好ましい。仕上げ圧延温度が８００℃に満たないと、十分な突条高さｈの突条５を安定して形成することが難しい。前記仕上げ温度の上限は特に限定されないが、１０５０℃を超えると、オーステナイト粒径が粗大になるため、靭性が低下しがちとなる。そのため、前記仕上げ温度を１０５０℃以下とすることが好ましい。

一方、ウェブ３に関しては、上述したミクロ組織、ビッカース硬度およびそのばらつきの範囲を適性とするために、以下の条件を満足させた熱間圧延ならびに冷却を行う必要がある。

仕上げ圧延時のウェブ温度Ｔｆ：７５０〜１０００℃
仕上げ圧延時のウェブ温度Ｔｆが１０００℃以下の未再結晶温度域で仕上げ圧延することで、オーステナイト粒内に変態の核生成サイトなる変形帯が形成され、フェライト＋パーライト変態完了後の組織が微細化する。これにより、マクロ的な組織のばらつき小さくなるため、ウェブ厚み方向のビッカース硬度が安定し、硬度の標準偏差σＨｖを８（Ｈｖ）以下とすることを達成することができる。なお、仕上げ圧延時のウェブ温度Ｔｆが７５０℃未満となった場合、圧延時のロールへの負荷が極めて大きくなってしまう。また、オーステナイト低温域で圧延が行われるため、結晶粒内に顕著な加工歪みが導入される結果、所望の靭性を得ることができない。一方、仕上げ圧延時のウェブ温度Ｔｆが１０００℃を超えるとオーステナイト粒径が粗大になるため、冷却時に上部ベイナイトが生成しやすくなり、平均ビッカース硬さＡＨｖを２００（Ｈｖ）以下に安定させることが難しくなる。また、ウェブ厚み方向のビッカース硬さもばらつくため、硬度の標準偏差σＨｖを８（Ｈｖ）以下とすることが難しくなる。よって、仕上げ圧延時のウェブ温度Ｔｆを７５０〜１０００℃の範囲とする。好ましくは、仕上げ圧延時のウェブ温度Ｔｆを８００〜９５０℃の範囲とする。

仕上げ圧延のウェブ部減面率ΔＡ：８％以上
上述したウェブ部３のフェライト＋パーライト組織の微細化のためには、当該ウェブ部３を強圧下してひずみを加える必要がある。そこで、仕上げ圧延機において、ウェブ部３の減面率ΔＡが８％以上になるような仕上げ圧延が行われる。なお、減面率ΔＡとは、仕上げ圧延前の断面積をＡ１、仕上げ圧延後の断面積をＡ２としたとき、減面率ΔＡ（％）＝（（Ａ１−Ａ２）／Ａ１）×１００で表される。減面率ΔＡが８％より小さい場合には、ミクロ組織を効果的に微細化する事ができず、被削性改善効果を得ることができない。さらに好ましくは減面率ΔＡが１２％以上である。

７５０℃以上の冷却開始温度から５００℃の温度域までのウェブ部平均冷却速度Ｒｃ：１０℃／ｓ以下
仕上げ圧延後に、７５０℃以上の冷却開始温度から５００℃までのウェブ部平均冷却速度Ｒｃが１０℃／ｓを超えて大きくなると、ベイナイトあるいはマルテンサイトの生成により、ウェブ部３が高硬度化してしまい被削性および靭性の低下が生じる。そのため、冷却開始温度から５００℃までのウェブ部平均冷却速度Ｒｃは１０℃／ｓ以下とする。一方、冷却速度Ｒｃの下限は特に限定されないが、過度の低冷速化は生産性の低下やコストの上昇を招くため、０．１℃／ｓ以上とすることが好ましい。

上記したような成分調整、熱間圧延および冷却を行うことにより、従来と同様の機械的特性を担保しつつ、突条付きＨ形鋼１のウェブ部３において、ドリル穴開け加工における優れた被削性を得ることができる。

なお、本発明で対象とする突条付きＨ形鋼１は、そのフランジ２厚が特に限定されることはなく、フランジ２に突条５を形成させる場合に、突条高さｈの形成効率が低下するとされる、フランジ２厚が１６ｍｍ以上の厚肉のＨ形鋼にも適用することができる。

以下、実施例に従って、本発明の構成および作用効果をより具体的に説明する。しかし、本発明は下記の実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲内にて適宜変更することも可能であり、これらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。

表１に示す成分組成の鋼材を、連続鋳造機にて断面４００ｍｍ×５６０ｍｍ×長さ８０００ｍｍのビームブランクとし、１２５０℃で３時間加熱後、表２に示す条件で熱間圧延ならびに冷却を行って、図２（ａ）に示す図１（ａ）のＣ−Ｃ’視断面形状、すなわち、ウェブ３とそのウェブ３の両端に配置された１対のフランジ２を有する形状の突条付きＨ形鋼１を製造した。ここで、断面寸法（ウェブ高さ×フランジ幅×ウェブ厚×フランジ厚）は、３５０ｍｍ×３３３ｍｍ×３５ｍｍ×４０ｍｍとして、突条付きＨ形鋼を製造した。仕上げ圧延においては、フランジ外面を圧下する圧延ロールとして、フランジ外面に形成させる突条５形状に対応した溝を設けたものを用い、フランジ外面に、図１に示すような、フランジ２の幅方向に延在する突条５を形成した。ここで、フランジ外面を圧下する仕上げ圧延ロールに設けた溝は、突条幅ｗ：１５ｍｍ、突条高さｈの許容値１．５ｍｍ以上の突条５が形成し得るように設けてある。同じくウェブ３に関しても、圧延ロールにより上下面から圧下を行い、所定の厚みへ調整した。仕上げ圧延後のウェブ部３冷却速度Ｒｃは、ウェブ上面側表面の温度を放射温度計で測定し、冷却開始から冷却停止までの間の温度変化を単位時間（秒）あたりに換算することで、ウェブ部平均冷却速度Ｒｃ（℃／ｓ）を算出した。

得られた突条付きＨ形鋼１について、突条付きＨ形鋼１ウェブ部３のミクロ組織観察、硬度測定、被削性評価ならびにフランジ部２の引張試験、シャルピー衝撃試験を実施した。以下にそれぞれの評価内容について詳細に説明する。

＜ミクロ組織観察＞
図２（ａ）に示したウェブ部３の圧延幅中央位置６から、ミクロ組織観察用のサンプルを採取した。前記サンプルはウェブ部の表裏面から各１ｍｍ深さ位置およびウェブ厚の１／４、１／２、３／４位置の圧延長手方向が観察位置となるように、突条付きＨ形鋼１つにつき５か所から採取した。採取した試験片は、観察に先立って表面を研磨した後、ナイタールで腐食した。光学顕微鏡を用いて４００倍の断面観察により組織の種類を同定し、画像解析によりフェライト、パーライトおよびベイナイト組織の各組織の面積率を求めた。各観察位置における面積率の平均を、ウェブ部における各組織の面積率とした。

＜硬度測定＞
図２（ｂ）に示したウェブ部３の断面圧延幅中央位置６における、表面から裏面までの領域におけるビッカース硬さを、１ｍｍ幅の平行線上を千鳥に厚み方向に０．５ｍｍピッチの位置に対し荷重９８Ｎで測定した。得られた各ビッカース硬さから平均硬度ＡＨｖおよび標準偏差σＨｖを求めた。

＜被削性評価＞
図２に示したウェブ部３の圧延幅中央位置６より全厚を含む１００ｍｍ角の板材を採取し、ドリル加工による被削性をドリル切削試験により評価した。切削試験はＪＩＳ高速度工具鋼ＳＫＨ５１の６ｍｍφのストレートドリルで、送り：０．２０ｍｍ／ｒｅｖ、回転数：７５０ｒｐｍの条件で貫通穴を開け、ドリルが切削不能になるまでの総穴数ｎｄ（個）で評価した。なお、総穴数ｎｄが４００個以上であれば工具寿命に優れるといえる。

＜引張試験＞
図２に示したフランジ１/６Ｂ部４より、引張方向をＨ形鋼の長さ方向とするＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１に規定されたＪＩＳ １Ａ号試験片を採取し、同規定に準じて引張試験を行い、降伏強度（ＹＳまたは０．２％耐力）、引張強さＴＳを測定した。

＜靭性試験＞
図２に示したフランジ１/６Ｂ部４の裏面から１/４ｔ部（ｔはフランジ厚）から、ＪＩＳ Ｚ２２４２：２０１８に規定された２ｍｍ深さＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、同規定に準じてシャルピー衝撃試験を行い、０℃における吸収エネルギーｖＥ０を測定した。

表２に上記評価の結果をあわせて示す。本発明の成分組成を満足する適合鋼を用い、本発明範囲の製造方法（ウェブ部の仕上げ温度、仕上げ圧下率、平均冷却速度）で作製した突条付きＨ形鋼（表２中の試験Ｎｏ.１〜１８）は、ウェブ部ではドリル穴開け加工による優れた被削性を有し、フランジ部では所望の特性（引張強さＴＳ：４９０ＭＰａ以上、降伏強度ＹＳ：３５５ＭＰａ以上、０℃における衝撃吸収エネルギーｖＥ０：２７Ｊ以上)を満足していた。

一方、Ｈ形鋼の成分組成が本発明の条件を満足しないか、あるいは、本発明範囲の製造方法を適用しなかった比較例（表２中の試験Ｎｏ.１９〜３６）は、ウェブ部の被削性ならびにフランジ部の引張強さ、降伏強度および衝撃吸収エネルギーのうちいずれかが要求特性を満足していない。

本発明は、優れた引張強度、伸びといった機械特性に加え、ドリル穴開け加工時にウェブ部の被削性に優れる突条付きＨ形鋼が得られるので、橋脚等の大型構造物の補強材として用いられている鉄筋の代替に適用して好適である。

１ 圧延Ｈ形鋼（突条付きＨ形鋼）
２ フランジ
３ ウェブ
４ フランジ１／６Ｂ部（試験片採取位置）
５ 突条
６ ウェブの圧延中心位置
７ 硬度測定打痕位置

Claims (3)

1. Ｃ：０．０５〜０．２０質量％、Ｓｉ：０．０５〜０．８０質量％、Ｍｎ：１．００〜１．８０質量％、Ｐ：０．０３５質量％以下、Ｓ：０．０５０質量％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、ウェブ部におけるフェライトとパーライトの合計面積率が９０％以上であり、前記ウェブ部の平均ビッカース硬さＡＨｖが２００以下かつ標準偏差σＨｖが８以下であることを特徴とする突条付きＨ形鋼。
2. 前記鋼組成が、さらに、Ａ群［Ｃｒ：１．０質量％以下、Ｃｕ：１．０質量％以下、Ｎｉ：１．０質量％以下およびＭｏ：１．０質量％以下から選ばれる少なくとも１種］、Ｂ群［Ａｌ：０．１０質量％以下］、Ｃ群［Ｎｂ：０．５０質量％以下、Ｖ：０．５０質量％以下、Ｔｉ：０．５０質量％以下およびＢ：０．０１０質量％以下から選ばれる少なくとも１種］、および、Ｄ群［Ｐｂ：０．５０質量％以下、Ｃａ：０．０１０質量％以下、Ｍｇ：０．０１０質量％以下およびＲＥＭ：０．０１０質量％以下から選ばれる少なくとも１種］の中から選ばれる少なくとも１群の元素を含有することを特徴とする請求項１に記載の突条付きＨ形鋼。
3. 請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼素材に、熱間圧延を施してフランジ部に突条を形成する突条付きＨ形鋼の製造方法であって、仕上げ圧延時のウェブ温度Ｔｆを７５０〜１０００℃とし、仕上げ圧延時のウェブ部減面率ΔＡを８％以上とし、仕上げ圧延後に７５０℃以上の温度から５００℃の温度域までのウェブ部平均冷却速度Ｒｃを１０℃／ｓ以下で冷却することを特徴とする突条付きＨ形鋼の製造方法。
   

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