JP3410241B2 - 強度、靭性及び溶接性に優れた極厚ｈ形鋼の製造方法 - Google Patents
強度、靭性及び溶接性に優れた極厚ｈ形鋼の製造方法Info
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Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、建築、土木構造物など
に用いられる強度、靭性及び溶接性に優れた高強度の極
厚Ｈ形鋼の製造方法に関する。 【０００２】 【従来の技術】建築や土木などの分野で用いられる各種
構造物用鋼材には、ＪＩＳ Ｇ ３１０１で規定された
一般構造用圧延鋼材やＪＩＳ Ｇ ３１０６で規定され
た溶接構造用圧延鋼材を熱間圧延して製造したＨ形鋼が
広く利用されている。一方、近年の構造物大型化の要請
に伴ない、大型構造物に使用されるＨ形鋼は、厚肉化及
び高強度化の傾向にある。 【０００３】しかしながら、板厚が４０ｍｍを超える極
厚Ｈ形鋼を、素材に引張強度（ＴＳ）が４９０ＭＰａ以
上の高張力鋼を用いて従来通りの熱間圧延法で製造しよ
うとすると、その製品の目標強度を確保するには、素材
のＣ当量を高くせざるを得なかった。その結果、製品の
極厚Ｈ形鋼を溶接する時には、溶接割れが発生しやすく
なったり、溶接熱影響部（以下、ＨＡＺ部という）の靭
性が低くなる等の問題があった。 【０００４】また、一般に、Ｈ形鋼の圧延工程では、造
形上の寸法精度の制約から、変形の容易なように高温で
軽圧下の圧延が指向される。特に、大きな断面を有する
極厚Ｈ形鋼は、圧延での変形抵抗が大きいため、素材を
１３００℃以上の高温で加熱し、且つ変形の容易な１３
００〜１０００℃の高温域で圧延するのが好ましい。し
かしながら、かかる条件で極厚Ｈ形鋼を製造するので
は、高温加熱および高温圧延で粗大化した素材中の結晶
粒は、圧延で微粒化せず、良好な母材靭性が得られない
という別の問題もあった。 【０００５】そこで、極厚Ｈ形鋼の靭性と溶接性を確保
する研究が以前から行われ、そのためにはＴＭＣＰ（Ｔ
ｈｅｒｍｏ Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｃｏｎｔｒｏｌｌ
ｅｄＰｒｏｃｅｓｓ，水冷による加速冷却）を活用し
て、素材のＣ当量を低減するのが有効であると知られて
いた。例えば、特公昭５６−３５７３４号公報は、Ｃ
０．００１〜０．３０％、Ｍｎ ０．３０〜１．５０％
を含有する鋼片をオーステナイト域でＨ形鋼に熱間加工
し、そのフランジ温度をＡｒ1 点〜Ｍｓ点の温度範囲に
急冷した後、空冷して微細な低温変態生成物を形成せし
めるフランジ強化Ｈ形鋼の製造方法を提案した。また、
特公昭５８−１０４４２号公報は、Ｃ０．００５〜０．
２％、Ｓｉ １．０％以下、Ｎｂ，Ｖの１種又は２種を
０．００５〜０．２％含有し、残部鉄及び不可避不純物
からなる鋼片を１０００〜１３００℃に加熱し、少なく
とも９８０℃〜Ａｒ3 点の温度範囲で減面率３０％以上
に加工してフェライトを析出させた後、急冷によってフ
ェライトとマルテンサイトの２相層状組織とする加工性
に優れた高靭性高張力鋼の製造方法を開示している。 【０００６】しかしながら、これらの公報に記載の技術
は、熱間圧延後にフランジ外面側から急冷するため、フ
ランジの板厚断面で強度や靭性に差が生じたり、低温ま
で急冷するので残留応力、歪が発生する等、極厚Ｈ形鋼
の製造に適用した場合には、多くの問題が発生した。 【０００７】 【発明が解決しようとする課題】本発明は、かかる事情
を鑑み、強度、靭性のばらつき及び残留応力、歪を発生
させることなく、強度、靭性及び溶接性に優れた極厚Ｈ
形鋼の製造方法を提供することを目的としている。 【０００８】 【課題を解決するための手段】発明者は、上記目的を達
成するために、種々の実験、研究を鋭意行った結果、以
下の新しい知見を得た。 １．素材にＮｂ，Ｃｕ，Ｎｉ等の合金元素を添加するこ
とによって、極厚Ｈ形鋼でも熱間圧延後、空冷のままで
所定の強度が確保できる。空冷で極厚Ｈ形鋼を製造すれ
ば、板厚断面での強度、靭性のばらつきおよび残留応
力、歪は発生しない。 ２．素材のＣ当量を０．４０％以下になるように合金成
分を調整することによって、製品の良好な溶接性が確保
できる。 ３．Ｎｂ添加鋼では、９００℃以下の低温においては圧
下率／パスにかかわらず、累積圧下率を２０％以上に高
めることによって圧延冷却後の結晶粒が細粒になること
を見出した。したがって、３％／パス以下の軽圧下でも
繰り返し圧延で累積圧下率を２０％以上に高めることに
より、微細フェライトが析出し、良好な靭性と強度のバ
ランスを有する極厚Ｈ形鋼が得られる。 ４．９００℃以下の低温でも、３％／パス以下の軽圧下
を繰り返すことによって、２０％以上の累積圧下を与え
ることが可能である。 【０００９】本発明は、以上の知見に基づきなされたも
ので、具体的には、Ｃ：０．０５〜０．１５重量％，Ｓ
ｉ：０．１０重量％以下，Ｍｎ：１．００〜１．８０重
量％，Ａｌ：０．００５〜０．０５０重量％，Ｎ：０．
００２０〜０．００７０重量％，Ｎｂ：０．００５〜
０．０４０重量％を含有し、さらに、Ｔｉ：０．００５
〜０．０２０重量％，Ｃｕ：０．０５〜０．６０重量
％，Ｎｉ：０．０５〜０．６０重量％，Ｃｒ：０．０５
〜０．５０重量％，Ｍｏ：０．０２〜０．３０重量％，
ＲＥＭ：０．００１０〜０．０２００重量％，Ｂ：０．
０００２〜０．００３０重量％，Ｃａ：０．００１０〜
０．０１００重量％，Ｖ：０．００５〜０．０８０重量
％の１種又は２種以上を含有し、且つ、下記式で規定す
るＣ当量が０．４０％以下で残部Ｆｅおよび不可避的不
純物からなる鋼片を、１２００〜１３５０℃に加熱し、
フランジ板厚４０ｍｍ以上のＨ形鋼に熱間圧延し、９０
０℃以下の温度で３％／パス以下の軽圧下を加え、累積
圧下率で２０％以上の熱間加工を与えた後、室温まで空
冷することを特徴とする強度、靭性及び溶接性に優れた
極厚Ｈ形鋼の製造方法である。 【００１０】Ｃ当量（％）＝Ｃ（％）＋Ｓｉ（％）／２
４＋Ｍｎ（％）／６＋Ｃｒ（％）／５＋Ｍｏ（％）／４
＋Ｎｉ（％）／４０＋Ｖ（％）／１４・・・・（１）式 【００１１】 【作用】本発明では、Ｃ：０．０５〜０．１５重量％，
Ｓｉ：０．１０重量％以下，Ｍｎ：１．００〜１．８０
重量％，Ａｌ：０．００５〜０．０５０重量％，Ｎ：
０．００２０〜０．００７０重量％，Ｎｂ：０．００５
〜０．０４０重量％を含有し、さらに、Ｔｉ：０．００
５〜０．０２０重量％，Ｃｕ：０．０５〜０．６０重量
％，Ｎｉ：０．０５〜０．６０重量％，Ｃｒ：０．０５
〜０．５０重量％，Ｍｏ：０．０２〜０．３０重量％，
ＲＥＭ：０．００１０〜０．０２００重量％，Ｂ：０．
０００２〜０．００３０重量％，Ｃａ：０．００１０〜
０．０１００重量％，Ｖ：０．００５〜０．０８０重量
％の１種又は２種以上を含有し、且つ、（１）式で規定
するＣ当量が０．４０％以下で残部Ｆｅおよび不可避的
不純物からなる鋼片を、１２００〜１３５０℃に加熱
し、フランジ板厚４０ｍｍ以上のＨ形鋼に熱間圧延し、
９００℃以下の温度で３％／パス以下の軽圧下を加え、
累積圧下率で２０％以上の熱間加工を与えた後、室温ま
で空冷するようにしたので、強度、靭性のばらつき及び
残留応力、歪を発生させることなく、強度、靭性及び溶
接性に優れた極厚Ｈ形鋼が容易に製造できるようにな
る。 【００１２】以下に、本発明に係る製造方法における構
成要素の限定理由を説明する。まず、素材鋼片の化学組
成に関してであるが、Ｃは、母材（主にフランジ）及び
溶接部の強度を確保するために、０．０５重量％以上必
要である。しかし、０．１５重量％を超えると、母材靭
性および溶接性を劣化するので、０．０５〜０．１５重
量％の範囲に限定した。 【００１３】Ｓｉは、上記強度の向上に有効な元素であ
るが、その量が多くなると製品の溶接性及びＨＡＺ部靭
性が悪くなると共に、１２００℃以上の圧延加熱におい
て素材の酸化が顕著となり、圧延後の極厚Ｈ形鋼の表面
性状が悪くなるので、０．１０重量％を上限とした。Ｍ
ｎも、上記強度を確保する上で不可欠な元素であり、そ
の下限は１．００重量％とした。しかし、その量が１．
８０重量％を超えると製品の溶接性やＨＡＺ部靭性の劣
化が大きくなるので、その上限を１．８０重量％とし
た。 【００１４】Ａｌは、素材の脱酸の為に通常０．００５
重量％以上必要であるが、０．０５０重量％を超えて必
要以上に添加しても脱酸効果はさほど向上しないので、
上限を０．０５０重量％とした。Ｎｂは、製品強度の確
保に有効な元素であると共に、９００℃以下の未再結晶
域での圧延において、圧延後の結晶粒を微細化させる。
これらの効果を発揮させるには、Ｎｂは、０．００５重
量％以上必要であるが、０．０４０重量％を超えて添加
してもその効果が飽和すると共に、製品の溶接性が徐々
に劣化するので、０．０４０重量％を上限とした。 【００１５】Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏは、いずれも焼入
性の向上に有効な元素であり、熱間圧延後の空冷で製品
強度を高める。該強度向上のためには、それぞれ０．０
５重量％，０．０５重量％，０．０５重量％，０．０２
重量％以上が必要である。また、Ｃｕ，Ｎｉは、製品の
溶接性をほとんど劣化させないが、Ｃｕは、熱間加工性
を劣化させる。該Ｃｕの熱間加工性劣化を抑制するには
ほぼ等量のＮｉ添加を必要とするが、Ｎｉは、０．６０
重量％超えて添加すると、製造コストが高価となりすぎ
るため、Ｃｕ，Ｎｉの上限は０．６０重量％とした。一
方、Ｃｒ，Ｍｏは、それぞれ０．５０重量％，０．３０
重量％を超えると、製品の溶接性や低温靭性を損なうな
どの弊害をもたらすので、それら数値を上限とした。 【００１６】Ｖは、所謂析出強化型元素であり、空冷後
の母材強度を向上させる。０．００５重量％以下ではそ
の効果がなく、０．０８０重量％を超えると製品のＨＡ
Ｚ部靭性を劣化させるので、０．００５〜０．０８０重
量％の範囲に制限した。Ｃａは、母材中に生成したＭｎ
Ｓの形態を制御し、特に製品の板厚方向の延性、靭性を
向上させる。しかし、０．００１０重量％以下では実用
上効果がなく、０．０１０重量％を超えるとＣａＯある
いはＣａＳが多く生成しかえって母材の清浄性、靭性を
劣化させるので、Ｃａの添加範囲は、０．００１０〜
０．０１０重量％とした。 【００１７】Ｔｉは、熱間圧延したままでの極厚Ｈ形鋼
で良好な靭性を得るために有効な元素である。すなわ
ち、母材中にＴｉＮを形成して、１２００〜１３５０℃
加熱時のγ（オーステナイト）結晶粒の粗大化を抑制す
るとともに、γ→α（フェライト）変態時のフェライト
結晶粒の成長を抑制し、フェライト結晶粒を微粒化し、
母材靭性を向上させる。また、同様の理由でＨＡＺ部靭
性も向上させる。そのためには、Ｔｉは、０．００５重
量％以上の添加が必要であるが、０．０２０重量％を超
えて添加すると、かえって母材およびＨＡＺ部の靭性を
劣化させる。 【００１８】Ｎは、母材中にＴｉＮを形成し、上記フェ
ライト結晶粒の微細化効果を得るためには、０．００２
０重量％以上が必要であるが、０．００７０重量％を超
えると母材およびＨＡＺ部の靭性を劣化するので、０．
００２０〜０．００７０重量％の範囲に限定した。な
お、ＴｉＮに対して過剰のＴｉおよびＮは靭性を劣化す
るので、Ｔｉ／Ｎの比を２〜４に制御するのが望まし
い。 【００１９】ＲＥＭは、高温においても安定でＴｉＮと
同様に、結晶粒の微細化に効果がある。この効果を十分
発揮させるには、０．００１０重量％以上の添加が必要
であるが、０．０２００重量％を超えると、母材の清浄
性および靭性が劣化する。Ｃ当量（（１）式）が０．４
０％を超えると、熱間圧延後の空冷ではベイナイト主体
の組織となる。その結果、フェライト析出による細粒化
が図れず、母材の靭性が低下すると共に、ＨＡＺ部に島
状マルテンサイトが生成しやすくなって該靭性が劣化す
るので、０．４０％以下に限定した。 【００２０】Ｂは、圧延冷却中に母材中にＢＮとして析
出し、フェライト変態の核として結晶粒の細粒化に有効
に作用する。特に、ＲＥＭ，ＴｉＮとの共存でフェライ
ト粒を細かくするが、その効果は０．０００２重量％以
上で得られる。しかし、０．００３０重量％を超える
と、母材の靭性がかえって低下するので、０．０００２
〜０．００３０重量％の範囲に限定した。 【００２１】次に、上記素材を圧延する条件の限定理由
を述べる。熱間圧延のための加熱温度は、通常の極厚で
ないＨ形鋼の圧延に適用する１２００〜１３５０℃であ
ればよい。そして、該熱間圧延では、９００℃以下の未
再結晶域で３％／パス以下の軽圧下を加え、且つ２０％
以上の累積圧下率を与えるのは、Ｎｂ添加による結晶粒
の微細化を促進するためである。 【００２２】また、大断面の極厚Ｈ形鋼では、圧延での
変形抵抗が大きいため、９００℃以下の低温圧延を行う
ことは事実上不可能である。しかし、３％／パス以下の
軽圧下であれば９００℃以下の低温圧延も可能であり、
軽圧下を繰り返すことによって９００℃以下の低温圧延
でも累積圧下率を大きくとることができる。さらに、９
００℃以下の未結晶域圧延では、圧下率／パスの大きさ
にかかわらず、軽圧下でもその累積圧下率が２０％以上
になるように圧延を繰り返せば、細粒且つ良好な靭性が
得られることを見出した。従って、本発明では、圧延荷
重が小さくなる３％／パス以下の軽圧下に限定し、低温
圧延を可能にしたのである。 【００２３】加えて、本発明では、強度及び靭性のばら
つき、残留応力、歪を発生させないことを目的としてい
たので、熱間加工後は空冷を採用することにしている。
なお、未再結晶域で累積圧下率２０％以上をとることに
よって高靭性を得る本発明の効果は、冷却速度が空冷よ
り速くても得られるが、材質のばらつき、歪発生などを
防止する観点から空冷を採用することにした。 【００２４】 【実施例】表１及び表２に化学組成を示す鋼片を１２５
０〜１３５０℃に加熱後、表３及び表４に示す種々の圧
延条件および冷却条件でフランジ板厚７０〜８０ｍｍの
極厚Ｈ形鋼を製造した。表３及び表４中の累積圧下率
は、９００℃以下の累積圧下率である。また、９００℃
以下での１パスあたりの圧下率は１〜３％であり、その
平均値で表示してある。そして、各極厚Ｈ形鋼のＵフラ
ンジ幅の１／４部位置で表面下８ｍｍ部分及び１／２ｔ
（ｔは板厚）部分より、日本工業規格に規定する４号引
張試験片及び４号衝撃試験片を採取し、各試験片の機械
的性質（降伏強度（ＹＳ），引張強度（ＴＳ），降伏比
（ＹＲ）及び衝撃靭性値（ｖＥ0 ））を調査した。その
調査結果は、表３及び表４に同時に示してある。 【００２５】 【表１】 【００２６】 【表２】【００２７】 【表３】 【００２８】 【表４】【００２９】なお、表１及び表２の英文字Ａ〜Ｆは、本
発明に係る製造方法の実施例に対応する鋼片で、Ｇ，Ｈ
は、比較例のための鋼片である。但し、表３及び表４に
示すように、英文字と数字の組合せ表示のうち、Ａ４，
Ｂ３，Ｃ２，Ｄ２，Ｇ１は、累積圧下率が不十分で、Ａ
５は、冷却が水冷で、本発明条件から外れているので、
比較例としてある。 【００３０】表３及び表４に示すように、すべての本発
明例で、表層と中心との強度、靭性の差が小さく、ＴＳ
で５３０ＭＰａ以上の高強度と、ｖＥｏで８０Ｊ以上の
高靭性とが得られている。しかし、比較例のＧは、Ｃ量
およびＣ当量が高いため、１／４ｔ部の衝撃靭性（ｖＥ
0 ）で３０Ｊ程度と低く、比較例のＨは、Ｍｎ量が低
く、Ｎｂを含まないため、１／４ｔ部の強度はＴＳで４
５２ＭＰａと低い。また、比較例Ａ４，Ｂ３，Ｃ２，Ｄ
２，Ｇ１は、いずれも９００℃以下での累積圧下率が小
さいため、衝撃靭性が低く、さらに比較例のＡ５は、圧
延後に水冷を実施したため、高強度が得られるものの、
表層と１／４ｔ部との強度の差が著しい。 【００３１】 【発明の効果】以上述べたように、本発明に係る製造方
法を採用すれば、建築、土木構造物用鋼材として強度、
靭性及び溶接性に優れた極厚Ｈ形鋼の製造が可能になっ
た。
に用いられる強度、靭性及び溶接性に優れた高強度の極
厚Ｈ形鋼の製造方法に関する。 【０００２】 【従来の技術】建築や土木などの分野で用いられる各種
構造物用鋼材には、ＪＩＳ Ｇ ３１０１で規定された
一般構造用圧延鋼材やＪＩＳ Ｇ ３１０６で規定され
た溶接構造用圧延鋼材を熱間圧延して製造したＨ形鋼が
広く利用されている。一方、近年の構造物大型化の要請
に伴ない、大型構造物に使用されるＨ形鋼は、厚肉化及
び高強度化の傾向にある。 【０００３】しかしながら、板厚が４０ｍｍを超える極
厚Ｈ形鋼を、素材に引張強度（ＴＳ）が４９０ＭＰａ以
上の高張力鋼を用いて従来通りの熱間圧延法で製造しよ
うとすると、その製品の目標強度を確保するには、素材
のＣ当量を高くせざるを得なかった。その結果、製品の
極厚Ｈ形鋼を溶接する時には、溶接割れが発生しやすく
なったり、溶接熱影響部（以下、ＨＡＺ部という）の靭
性が低くなる等の問題があった。 【０００４】また、一般に、Ｈ形鋼の圧延工程では、造
形上の寸法精度の制約から、変形の容易なように高温で
軽圧下の圧延が指向される。特に、大きな断面を有する
極厚Ｈ形鋼は、圧延での変形抵抗が大きいため、素材を
１３００℃以上の高温で加熱し、且つ変形の容易な１３
００〜１０００℃の高温域で圧延するのが好ましい。し
かしながら、かかる条件で極厚Ｈ形鋼を製造するので
は、高温加熱および高温圧延で粗大化した素材中の結晶
粒は、圧延で微粒化せず、良好な母材靭性が得られない
という別の問題もあった。 【０００５】そこで、極厚Ｈ形鋼の靭性と溶接性を確保
する研究が以前から行われ、そのためにはＴＭＣＰ（Ｔ
ｈｅｒｍｏ Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｃｏｎｔｒｏｌｌ
ｅｄＰｒｏｃｅｓｓ，水冷による加速冷却）を活用し
て、素材のＣ当量を低減するのが有効であると知られて
いた。例えば、特公昭５６−３５７３４号公報は、Ｃ
０．００１〜０．３０％、Ｍｎ ０．３０〜１．５０％
を含有する鋼片をオーステナイト域でＨ形鋼に熱間加工
し、そのフランジ温度をＡｒ1 点〜Ｍｓ点の温度範囲に
急冷した後、空冷して微細な低温変態生成物を形成せし
めるフランジ強化Ｈ形鋼の製造方法を提案した。また、
特公昭５８−１０４４２号公報は、Ｃ０．００５〜０．
２％、Ｓｉ １．０％以下、Ｎｂ，Ｖの１種又は２種を
０．００５〜０．２％含有し、残部鉄及び不可避不純物
からなる鋼片を１０００〜１３００℃に加熱し、少なく
とも９８０℃〜Ａｒ3 点の温度範囲で減面率３０％以上
に加工してフェライトを析出させた後、急冷によってフ
ェライトとマルテンサイトの２相層状組織とする加工性
に優れた高靭性高張力鋼の製造方法を開示している。 【０００６】しかしながら、これらの公報に記載の技術
は、熱間圧延後にフランジ外面側から急冷するため、フ
ランジの板厚断面で強度や靭性に差が生じたり、低温ま
で急冷するので残留応力、歪が発生する等、極厚Ｈ形鋼
の製造に適用した場合には、多くの問題が発生した。 【０００７】 【発明が解決しようとする課題】本発明は、かかる事情
を鑑み、強度、靭性のばらつき及び残留応力、歪を発生
させることなく、強度、靭性及び溶接性に優れた極厚Ｈ
形鋼の製造方法を提供することを目的としている。 【０００８】 【課題を解決するための手段】発明者は、上記目的を達
成するために、種々の実験、研究を鋭意行った結果、以
下の新しい知見を得た。 １．素材にＮｂ，Ｃｕ，Ｎｉ等の合金元素を添加するこ
とによって、極厚Ｈ形鋼でも熱間圧延後、空冷のままで
所定の強度が確保できる。空冷で極厚Ｈ形鋼を製造すれ
ば、板厚断面での強度、靭性のばらつきおよび残留応
力、歪は発生しない。 ２．素材のＣ当量を０．４０％以下になるように合金成
分を調整することによって、製品の良好な溶接性が確保
できる。 ３．Ｎｂ添加鋼では、９００℃以下の低温においては圧
下率／パスにかかわらず、累積圧下率を２０％以上に高
めることによって圧延冷却後の結晶粒が細粒になること
を見出した。したがって、３％／パス以下の軽圧下でも
繰り返し圧延で累積圧下率を２０％以上に高めることに
より、微細フェライトが析出し、良好な靭性と強度のバ
ランスを有する極厚Ｈ形鋼が得られる。 ４．９００℃以下の低温でも、３％／パス以下の軽圧下
を繰り返すことによって、２０％以上の累積圧下を与え
ることが可能である。 【０００９】本発明は、以上の知見に基づきなされたも
ので、具体的には、Ｃ：０．０５〜０．１５重量％，Ｓ
ｉ：０．１０重量％以下，Ｍｎ：１．００〜１．８０重
量％，Ａｌ：０．００５〜０．０５０重量％，Ｎ：０．
００２０〜０．００７０重量％，Ｎｂ：０．００５〜
０．０４０重量％を含有し、さらに、Ｔｉ：０．００５
〜０．０２０重量％，Ｃｕ：０．０５〜０．６０重量
％，Ｎｉ：０．０５〜０．６０重量％，Ｃｒ：０．０５
〜０．５０重量％，Ｍｏ：０．０２〜０．３０重量％，
ＲＥＭ：０．００１０〜０．０２００重量％，Ｂ：０．
０００２〜０．００３０重量％，Ｃａ：０．００１０〜
０．０１００重量％，Ｖ：０．００５〜０．０８０重量
％の１種又は２種以上を含有し、且つ、下記式で規定す
るＣ当量が０．４０％以下で残部Ｆｅおよび不可避的不
純物からなる鋼片を、１２００〜１３５０℃に加熱し、
フランジ板厚４０ｍｍ以上のＨ形鋼に熱間圧延し、９０
０℃以下の温度で３％／パス以下の軽圧下を加え、累積
圧下率で２０％以上の熱間加工を与えた後、室温まで空
冷することを特徴とする強度、靭性及び溶接性に優れた
極厚Ｈ形鋼の製造方法である。 【００１０】Ｃ当量（％）＝Ｃ（％）＋Ｓｉ（％）／２
４＋Ｍｎ（％）／６＋Ｃｒ（％）／５＋Ｍｏ（％）／４
＋Ｎｉ（％）／４０＋Ｖ（％）／１４・・・・（１）式 【００１１】 【作用】本発明では、Ｃ：０．０５〜０．１５重量％，
Ｓｉ：０．１０重量％以下，Ｍｎ：１．００〜１．８０
重量％，Ａｌ：０．００５〜０．０５０重量％，Ｎ：
０．００２０〜０．００７０重量％，Ｎｂ：０．００５
〜０．０４０重量％を含有し、さらに、Ｔｉ：０．００
５〜０．０２０重量％，Ｃｕ：０．０５〜０．６０重量
％，Ｎｉ：０．０５〜０．６０重量％，Ｃｒ：０．０５
〜０．５０重量％，Ｍｏ：０．０２〜０．３０重量％，
ＲＥＭ：０．００１０〜０．０２００重量％，Ｂ：０．
０００２〜０．００３０重量％，Ｃａ：０．００１０〜
０．０１００重量％，Ｖ：０．００５〜０．０８０重量
％の１種又は２種以上を含有し、且つ、（１）式で規定
するＣ当量が０．４０％以下で残部Ｆｅおよび不可避的
不純物からなる鋼片を、１２００〜１３５０℃に加熱
し、フランジ板厚４０ｍｍ以上のＨ形鋼に熱間圧延し、
９００℃以下の温度で３％／パス以下の軽圧下を加え、
累積圧下率で２０％以上の熱間加工を与えた後、室温ま
で空冷するようにしたので、強度、靭性のばらつき及び
残留応力、歪を発生させることなく、強度、靭性及び溶
接性に優れた極厚Ｈ形鋼が容易に製造できるようにな
る。 【００１２】以下に、本発明に係る製造方法における構
成要素の限定理由を説明する。まず、素材鋼片の化学組
成に関してであるが、Ｃは、母材（主にフランジ）及び
溶接部の強度を確保するために、０．０５重量％以上必
要である。しかし、０．１５重量％を超えると、母材靭
性および溶接性を劣化するので、０．０５〜０．１５重
量％の範囲に限定した。 【００１３】Ｓｉは、上記強度の向上に有効な元素であ
るが、その量が多くなると製品の溶接性及びＨＡＺ部靭
性が悪くなると共に、１２００℃以上の圧延加熱におい
て素材の酸化が顕著となり、圧延後の極厚Ｈ形鋼の表面
性状が悪くなるので、０．１０重量％を上限とした。Ｍ
ｎも、上記強度を確保する上で不可欠な元素であり、そ
の下限は１．００重量％とした。しかし、その量が１．
８０重量％を超えると製品の溶接性やＨＡＺ部靭性の劣
化が大きくなるので、その上限を１．８０重量％とし
た。 【００１４】Ａｌは、素材の脱酸の為に通常０．００５
重量％以上必要であるが、０．０５０重量％を超えて必
要以上に添加しても脱酸効果はさほど向上しないので、
上限を０．０５０重量％とした。Ｎｂは、製品強度の確
保に有効な元素であると共に、９００℃以下の未再結晶
域での圧延において、圧延後の結晶粒を微細化させる。
これらの効果を発揮させるには、Ｎｂは、０．００５重
量％以上必要であるが、０．０４０重量％を超えて添加
してもその効果が飽和すると共に、製品の溶接性が徐々
に劣化するので、０．０４０重量％を上限とした。 【００１５】Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏは、いずれも焼入
性の向上に有効な元素であり、熱間圧延後の空冷で製品
強度を高める。該強度向上のためには、それぞれ０．０
５重量％，０．０５重量％，０．０５重量％，０．０２
重量％以上が必要である。また、Ｃｕ，Ｎｉは、製品の
溶接性をほとんど劣化させないが、Ｃｕは、熱間加工性
を劣化させる。該Ｃｕの熱間加工性劣化を抑制するには
ほぼ等量のＮｉ添加を必要とするが、Ｎｉは、０．６０
重量％超えて添加すると、製造コストが高価となりすぎ
るため、Ｃｕ，Ｎｉの上限は０．６０重量％とした。一
方、Ｃｒ，Ｍｏは、それぞれ０．５０重量％，０．３０
重量％を超えると、製品の溶接性や低温靭性を損なうな
どの弊害をもたらすので、それら数値を上限とした。 【００１６】Ｖは、所謂析出強化型元素であり、空冷後
の母材強度を向上させる。０．００５重量％以下ではそ
の効果がなく、０．０８０重量％を超えると製品のＨＡ
Ｚ部靭性を劣化させるので、０．００５〜０．０８０重
量％の範囲に制限した。Ｃａは、母材中に生成したＭｎ
Ｓの形態を制御し、特に製品の板厚方向の延性、靭性を
向上させる。しかし、０．００１０重量％以下では実用
上効果がなく、０．０１０重量％を超えるとＣａＯある
いはＣａＳが多く生成しかえって母材の清浄性、靭性を
劣化させるので、Ｃａの添加範囲は、０．００１０〜
０．０１０重量％とした。 【００１７】Ｔｉは、熱間圧延したままでの極厚Ｈ形鋼
で良好な靭性を得るために有効な元素である。すなわ
ち、母材中にＴｉＮを形成して、１２００〜１３５０℃
加熱時のγ（オーステナイト）結晶粒の粗大化を抑制す
るとともに、γ→α（フェライト）変態時のフェライト
結晶粒の成長を抑制し、フェライト結晶粒を微粒化し、
母材靭性を向上させる。また、同様の理由でＨＡＺ部靭
性も向上させる。そのためには、Ｔｉは、０．００５重
量％以上の添加が必要であるが、０．０２０重量％を超
えて添加すると、かえって母材およびＨＡＺ部の靭性を
劣化させる。 【００１８】Ｎは、母材中にＴｉＮを形成し、上記フェ
ライト結晶粒の微細化効果を得るためには、０．００２
０重量％以上が必要であるが、０．００７０重量％を超
えると母材およびＨＡＺ部の靭性を劣化するので、０．
００２０〜０．００７０重量％の範囲に限定した。な
お、ＴｉＮに対して過剰のＴｉおよびＮは靭性を劣化す
るので、Ｔｉ／Ｎの比を２〜４に制御するのが望まし
い。 【００１９】ＲＥＭは、高温においても安定でＴｉＮと
同様に、結晶粒の微細化に効果がある。この効果を十分
発揮させるには、０．００１０重量％以上の添加が必要
であるが、０．０２００重量％を超えると、母材の清浄
性および靭性が劣化する。Ｃ当量（（１）式）が０．４
０％を超えると、熱間圧延後の空冷ではベイナイト主体
の組織となる。その結果、フェライト析出による細粒化
が図れず、母材の靭性が低下すると共に、ＨＡＺ部に島
状マルテンサイトが生成しやすくなって該靭性が劣化す
るので、０．４０％以下に限定した。 【００２０】Ｂは、圧延冷却中に母材中にＢＮとして析
出し、フェライト変態の核として結晶粒の細粒化に有効
に作用する。特に、ＲＥＭ，ＴｉＮとの共存でフェライ
ト粒を細かくするが、その効果は０．０００２重量％以
上で得られる。しかし、０．００３０重量％を超える
と、母材の靭性がかえって低下するので、０．０００２
〜０．００３０重量％の範囲に限定した。 【００２１】次に、上記素材を圧延する条件の限定理由
を述べる。熱間圧延のための加熱温度は、通常の極厚で
ないＨ形鋼の圧延に適用する１２００〜１３５０℃であ
ればよい。そして、該熱間圧延では、９００℃以下の未
再結晶域で３％／パス以下の軽圧下を加え、且つ２０％
以上の累積圧下率を与えるのは、Ｎｂ添加による結晶粒
の微細化を促進するためである。 【００２２】また、大断面の極厚Ｈ形鋼では、圧延での
変形抵抗が大きいため、９００℃以下の低温圧延を行う
ことは事実上不可能である。しかし、３％／パス以下の
軽圧下であれば９００℃以下の低温圧延も可能であり、
軽圧下を繰り返すことによって９００℃以下の低温圧延
でも累積圧下率を大きくとることができる。さらに、９
００℃以下の未結晶域圧延では、圧下率／パスの大きさ
にかかわらず、軽圧下でもその累積圧下率が２０％以上
になるように圧延を繰り返せば、細粒且つ良好な靭性が
得られることを見出した。従って、本発明では、圧延荷
重が小さくなる３％／パス以下の軽圧下に限定し、低温
圧延を可能にしたのである。 【００２３】加えて、本発明では、強度及び靭性のばら
つき、残留応力、歪を発生させないことを目的としてい
たので、熱間加工後は空冷を採用することにしている。
なお、未再結晶域で累積圧下率２０％以上をとることに
よって高靭性を得る本発明の効果は、冷却速度が空冷よ
り速くても得られるが、材質のばらつき、歪発生などを
防止する観点から空冷を採用することにした。 【００２４】 【実施例】表１及び表２に化学組成を示す鋼片を１２５
０〜１３５０℃に加熱後、表３及び表４に示す種々の圧
延条件および冷却条件でフランジ板厚７０〜８０ｍｍの
極厚Ｈ形鋼を製造した。表３及び表４中の累積圧下率
は、９００℃以下の累積圧下率である。また、９００℃
以下での１パスあたりの圧下率は１〜３％であり、その
平均値で表示してある。そして、各極厚Ｈ形鋼のＵフラ
ンジ幅の１／４部位置で表面下８ｍｍ部分及び１／２ｔ
（ｔは板厚）部分より、日本工業規格に規定する４号引
張試験片及び４号衝撃試験片を採取し、各試験片の機械
的性質（降伏強度（ＹＳ），引張強度（ＴＳ），降伏比
（ＹＲ）及び衝撃靭性値（ｖＥ0 ））を調査した。その
調査結果は、表３及び表４に同時に示してある。 【００２５】 【表１】 【００２６】 【表２】【００２７】 【表３】 【００２８】 【表４】【００２９】なお、表１及び表２の英文字Ａ〜Ｆは、本
発明に係る製造方法の実施例に対応する鋼片で、Ｇ，Ｈ
は、比較例のための鋼片である。但し、表３及び表４に
示すように、英文字と数字の組合せ表示のうち、Ａ４，
Ｂ３，Ｃ２，Ｄ２，Ｇ１は、累積圧下率が不十分で、Ａ
５は、冷却が水冷で、本発明条件から外れているので、
比較例としてある。 【００３０】表３及び表４に示すように、すべての本発
明例で、表層と中心との強度、靭性の差が小さく、ＴＳ
で５３０ＭＰａ以上の高強度と、ｖＥｏで８０Ｊ以上の
高靭性とが得られている。しかし、比較例のＧは、Ｃ量
およびＣ当量が高いため、１／４ｔ部の衝撃靭性（ｖＥ
0 ）で３０Ｊ程度と低く、比較例のＨは、Ｍｎ量が低
く、Ｎｂを含まないため、１／４ｔ部の強度はＴＳで４
５２ＭＰａと低い。また、比較例Ａ４，Ｂ３，Ｃ２，Ｄ
２，Ｇ１は、いずれも９００℃以下での累積圧下率が小
さいため、衝撃靭性が低く、さらに比較例のＡ５は、圧
延後に水冷を実施したため、高強度が得られるものの、
表層と１／４ｔ部との強度の差が著しい。 【００３１】 【発明の効果】以上述べたように、本発明に係る製造方
法を採用すれば、建築、土木構造物用鋼材として強度、
靭性及び溶接性に優れた極厚Ｈ形鋼の製造が可能になっ
た。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ
Ｃ２２Ｃ 38/00 Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１Ｂ
38/54 38/54
38/58 38/58
(56)参考文献 特開 昭53−43663（ＪＰ，Ａ)
特開 平６−228634（ＪＰ，Ａ)
特開 平５−345915（ＪＰ，Ａ)
特開 平６−57327（ＪＰ，Ａ)
特開 平５−263182（ＪＰ，Ａ)
特開 平５−132716（ＪＰ，Ａ)
特公 昭46−17420（ＪＰ，Ｂ１)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
B21B 1/08
B21B 3/00
C21D 8/00
C21D 9/00
C22C 38/00
C22C 38/54
C22C 38/58
Claims (1)
- (57)【特許請求の範囲】 【請求項１】 Ｃ：０．０５〜０．１５重量％，Ｓｉ：
０．１０重量％以下，Ｍｎ：１．００〜１．８０重量
％，Ａｌ：０．００５〜０．０５０重量％，Ｎ：０．０
０２０〜０．００７０重量％，Ｎｂ：０．００５〜０．
０４０重量％を含有し、 さらに、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０重量％，Ｃｕ：
０．０５〜０．６０重量％，Ｎｉ：０．０５〜０．６０
重量％，Ｃｒ：０．０５〜０．５０重量％，Ｍｏ：０．
０２〜０．３０重量％，ＲＥＭ：０．００１０〜０．０
２００重量％，Ｂ：０．０００２〜０．００３０重量
％，Ｃａ：０．００１０〜０．０１００重量％，Ｖ：
０．００５〜０．０８０重量％の１種又は２種以上を含
有し、 且つ、下記式で規定するＣ当量が０．４０％以下で残部
Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼片を、１２００〜
１３５０℃に加熱し、フランジ板厚４０ｍｍ以上のＨ形
鋼に熱間圧延し、９００℃以下の温度で３％／パス以下
の軽圧下を加え、累積圧下率で２０％以上の熱間加工を
与えた後、室温まで空冷することを特徴とする強度、靭
性及び溶接性に優れた極厚Ｈ形鋼の製造方法。 Ｃ当量（％）＝Ｃ（％）＋Ｓｉ（％）／２４＋Ｍｎ
（％）／６＋Ｃｒ（％）／５＋Ｍｏ（％）／４＋Ｎｉ
（％）／４０＋Ｖ（％）／１４・・・・（１）式
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-
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