JP3521846B2 - 圧延ｈ形鋼の製造方法 - Google Patents

Description

【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形鋼の高能率生産を可能にする、圧
延Ｈ形鋼の製造方法に関する。 【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。 【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。 【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。 【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。 【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。 【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、
圧延Ｈ形鋼の製造方法を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。 【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。 【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。 【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。 【００１２】 【００１３】Si脱酸にて溶製した溶鋼を連続鋳造して下
記（１）〜（４）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：850 ℃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。記 （１）質量％で、Ｃ： 0.05 ％以下、 Si ： 1.0 ％以下、 M
n ： 0.6 〜 2.0 ％、 Nb ： 0.010 〜 0.10 ％、 Ti ： 0.005 〜
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 （２）質量％で、Ｃ： 0.05 ％以下、 Si ： 1.0 ％以下、 M
n ： 0.6 〜 2.0 ％、 Nb ： 0.010 〜 0.10 ％、 Ti ： 0.005 〜
0.030 ％、Ｂ： 0.003 〜 0.006 ％、Ｎ： 0.005 〜 0.010
％を含み、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種以上を含み、残部 Fe および不可避的不純
物からなる組成 （３）質量％で、Ｃ： 0.05 ％以下、 Si ： 1.0 ％以下、 M
n ： 0.6 〜 2.0 ％、 Nb ： 0.010 〜 0.10 ％、 Ti ： 0.005 〜
0.030 ％、Ｂ： 0.003 〜 0.006 ％、Ｎ： 0.005 〜 0.010
％を含み、さらに Cu ： 0.5 ％以下、 Ni ： 0.5 ％以下、 C
r ： 0.5 ％以下の１種または２種以上を含み、残部 Fe お
よび不可避的不純物からなる組成 （４）質量％で、Ｃ： 0.05 ％以下、 Si ： 1.0 ％以下、 M
n ： 0.6 〜 2.0 ％、 Nb ： 0.010 〜 0.10 ％、 Ti ： 0.005 〜
0.030 ％、Ｂ： 0.003 〜 0.006 ％、Ｎ： 0.005 〜 0.010
％を含み、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、および Cu ： 0.5 ％以下、 Ni ： 0.5
％以下、 Cr ： 0.5 ％以下の１種または２種以上を含み、
残部 Fe および不可避的不純物からなる組成 【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。 【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。 【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。 【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。 【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。 【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。 【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。 【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。 【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。 【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。 【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 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。 【００２６】なお、前記のCr、Cu、Ni 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、Cr ： 0.5 ％以
下、Cu：0.5 ％以下、Ni：0.5 ％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、素材の目標組成が前記（１）
〜（４）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、Ｕ
Ｒ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850 ℃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850 ℃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。 【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。 【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。 【００３２】 【表１】【００３３】 【表２】【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。 【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。 【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。

【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。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平11−335735（ＪＰ，Ａ) 特開 平９−137218（ＪＰ，Ａ) 特開2000−104115（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C21D 8/00 C22C 38/00 - 38/60

Claims (1)

1. (57)【特許請求の範囲】 【請求項１】 Si脱酸にて溶製した溶鋼を連続鋳造して
   下記（１）〜（４）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：850 ℃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。記 （１）質量％で、Ｃ： 0.05 ％以下、 Si ： 1.0 ％以下、 M
   n ： 0.6 〜 2.0 ％、 Nb ： 0.010 〜 0.10 ％、 Ti ： 0.005 〜
   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 （２）質量％で、Ｃ： 0.05 ％以下、 Si ： 1.0 ％以下、 M
   n ： 0.6 〜 2.0 ％、 Nb ： 0.010 〜 0.10 ％、 Ti ： 0.005 〜
   0.030 ％、Ｂ： 0.003 〜 0.006 ％、Ｎ： 0.005 〜 0.010
   ％を含み、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種以上を含み、残部 Fe および不可避的不純
   物からなる組成 （３）質量％で、Ｃ： 0.05 ％以下、 Si ： 1.0 ％以下、 M
   n ： 0.6 〜 2.0 ％、 Nb ： 0.010 〜 0.10 ％、 Ti ： 0.005 〜
   0.030 ％、Ｂ： 0.003 〜 0.006 ％、Ｎ： 0.005 〜 0.010
   ％を含み、さらに Cu ： 0.5 ％以下、 Ni ： 0.5 ％以下、 C
   r ： 0.5 ％以下の１種または２種以上を含み、残部 Fe お
   よび不可避的不純物からなる組成 （４）質量％で、Ｃ： 0.05 ％以下、 Si ： 1.0 ％以下、 M
   n ： 0.6 〜 2.0 ％、 Nb ： 0.010 〜 0.10 ％、 Ti ： 0.005 〜
   0.030 ％、Ｂ： 0.003 〜 0.006 ％、Ｎ： 0.005 〜 0.010
   ％を含み、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、および Cu ： 0.5 ％以下、 Ni ： 0.5
   ％以下、 Cr ： 0.5 ％以下の１種または２種以上を含み、
   残部 Fe および不可避的不純物からなる組成