JP3733727B2

JP3733727B2 - 圧延のままでフランジ厚み方向の靱性に優れる引張り強さが５９０ＭＰａ級の建築構造用極厚Ｈ形鋼の製造方法

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Publication number: JP3733727B2
Application number: JP36658097A
Authority: JP
Inventors: 達己木村; 文丸川端; 虔一天野
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1997-12-26
Filing date: 1997-12-26
Publication date: 2006-01-11
Anticipated expiration: 2017-12-26
Also published as: JPH11193440A; LU90726B1; CN1314957A; WO2001000894A1; CN1113108C

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、建築構造物として用いられるＨ形鋼、中でもフランジ部の厚みが30mmを超える、引張り強さが 590〜740MPaにある590MPa級建築構造用極厚Ｈ形鋼の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来、高層および超高層建築構造物の柱材には、ボックス柱や溶接Ｈ形鋼が多用されてきた。これらは、厚鋼板を溶接によりボックス状または断面Ｈ形状に加工するものであり、強度レベルが490MPaおよび520MPa級では、制御圧延・制御冷却法、いわゆるTMCP法に従って製造された厚鋼板が、同590MPa級では２回焼入れ、焼戻しプロセスを経て製造された厚鋼板が、それぞれ用いられる。
【０００３】
ところで、近年、建築における施工コストの削減や納期短縮の観点から、ボックス柱や溶接Ｈ形鋼の代替として、圧延Ｈ形鋼を使用することが検討されている。そのためには、圧延Ｈ形鋼の耐荷重性を向上すること、すなわちフランジ厚が30mmを超える、いわゆる極厚Ｈ形鋼を適用すること、そしてＨ形鋼の品質が上記厚鋼板と同等以上の水準にあること、が求められている。
【０００４】
一方、建築構造物に供される鋼材には、溶接部や溶接熱影響部（以下、HAZ と示す）も含めて、高い靱性が求められる趨勢にある。これは極厚Ｈ形鋼についても同様であり、フランジの圧延方向や幅方向は勿論、フランジの厚み方向にまで高い靱性が要求されてきている。同様に、HAZ についても、母材と同等の高い靱性と低い溶接割れ感受性が求められている。
【０００５】
例えば、特開平9-125140号公報や特許第2596835 号公報には、高強度極厚Ｈ形鋼に関して、介在物を利用しフェライト組織を微細化する組織制御法の適用により、TMCP極厚Ｈ形鋼を提供することが記載されている。しかし、590MPa級の極厚Ｈ形鋼では、フランジ厚み方向の靱性が十分とは言えず、かつ溶接割れ感受性評価の指数となるPcm が高いために溶接性にも課題を残している。
【０００６】
また、590MPaクラスでは、圧延Ｈ形鋼を厚鋼板と同様の２回焼入れ・焼もどしプロセスで製造することが考えられるが、フランジ中心までマルテンサイト組織とするためには、Pcm が高くなるのを余儀なくされ、しかもHAZ の硬度が上昇して靱性が劣化することが問題となる。さらに、熱処理歪による寸法精度の問題や大幅なコスト上昇を招くことになり、実現性は低い。なお、圧延のままで提供される極厚Ｈ形鋼では、上述した課題の全てを克服できる成分・製造方法は確立されていないのが実情である。
【０００７】
次に、特開平8-85846 号公報では、極低炭素および高Mnの下にＢを適量添加して、極低炭素のベイナイト主体組織を得ることにより冷却速度依存性の小さな高強度鋼を得ること、とくに極低炭素化によりPcm が飛躍的に低減して溶接性も大きく向上すること、が示されている。
【０００８】
ここで、（社）日本鉄鋼協会基礎研究会、ベイナイト調査研究部会でまとめられた（極）低炭素鋼のベイテイト組織と変態挙動に関する最近の研究「ベイナイト調査研究部会最終報告書」によれば、極低炭素鋼の代表的なミクロ組織としては、α_P(Polygonal ferrite) 、α_q(Quasi-Polygonal α) 、α_B(Granular bainitic α) 、α°_B(Bainitic ferrite)、α' _m(Dislocated cubic martensite) に分類される。そして、前者から後者へ変態が進むと変態温度が低下し、回復組織から、よりせん断的な組織へと変化する。上記の特開平8-85846 号公報では、α_Bあるいはα°_B組織を形成することにより、上述した作用を生み出すものと解釈できる。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、この技術ではベイナイト変態前の旧γ粒の状態をそのままα_Bおよびα°_B変態が受け継ぐために、組織は旧γ粒に大きく依存する。従って、圧延方向や幅方向に比べて板厚方向のα_Bおよびα°_B組織は粗くなり、その結果、板厚方向の靱性にはむしろ悪影響を及ぼすことになり、この点の改善が必要であった。特に、極厚Ｈ形鋼の圧延では、ミル能力の観点から、厚板ミルのように低温で強圧下を加えられないという圧延上の制約があるため、圧延によって組織を微細化することは難しく、この課題をより有利に解決するための方途が求められていた。
【００１０】
この発明は、上記問題点を有利に解決した、すなわち、圧延のままで引張り強さが590MPa級と高く、しかもフランジの厚み方向においても靱性は高くかつＰcmは低く、さらにHAZ 硬化のない極厚Ｈ形鋼の製造方法について提案することを目的とする。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、極低炭素ベイナイト鋼の変態挙動に関して鋭意研究を行なった結果、極低炭素ベイナイト組織においてα_B組織の中により拡散的なα_qを微細分散させることによって、590MPa級の引張り強さを確保した上でフランジ厚み方向の靱性も大きく向上することを知見した。すなわち、従来の常識に反してＣ量を減少することにより強度が高まること、また拡散的なα_qを微細に分散させるにはMnおよびCuを適正範囲に調整するのが有効であること、を見出し、フランジ厚み方向の靱性にも優れる極厚Ｈ形鋼が得られたのである。さらに、極低炭素鋼であることから、当然のことながらPcm は低く、優れた溶接性を示しており、HAZ の硬化は認められないことも見出した。
【００１２】
すなわち、この発明の要旨構成は次のとおりである。
(1)Ｃ：0.005 〜0.025 wt％、Si：0.6 wt％以下、Mn：0.4 〜1.6 wt％、Ｐ：0.025 wt％以下、Ｓ：0.010 wt％以下、Al：0.1 wt％以下、Cu：0.6 〜2.0 wt％、Ni：0.25〜2.0 wt％、Ti：0.001 〜0.050 wt％及びＢ：0.0002〜0.0030wt％を、重量比Mn／Cu：2.0 以下かつ117Mn(wt％) ＋163Cu(wt％) ：250〜350 の下に含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼片に、ユニバーサル圧延機による圧延を行ってＨ形鋼を製造するに当たり、該鋼片を 1050 〜 1250 ℃に加熱後、粗ユニバーサル圧延機による圧延において、Ｈ形鋼のフランジ部に相当する部分に、 750 〜 1100 ℃の温度範囲で、１パスの圧下率が１〜 10 ％かつ累積圧下率が 20 ％以上となる圧下を施すことを特徴とする、圧延のままでフランジ厚み方向の靱性に優れる引張り強さが 590MPa 級の建築構造用極厚Ｈ形鋼の製造方法。
【００１３】
(2)Ｃ：0.005 〜0.025 wt％、Si：0.6 wt％以下、Mn：0.4 〜1.6 wt％、Ｐ：0.025 wt％以下、Ｓ：0.010 wt％以下、Al：0.1 wt％以下、Cu：0.6 〜2.0 wt％、Ni：0.25〜2.0 wt％、Ti：0.001 〜0.050 wt％及びＢ：0.0002〜0.0030wt％を、重量比Mn／Cu：2.0 以下かつ117Mn(wt％) ＋163Cu(wt％) ：250〜350 の下に含有し、さらに REM：0.030 wt％以下及びCa：0.0100wt％以下の１種または２種を含み、残部がFe及び不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼片に、ユニバーサル圧延機による圧延を行ってＨ形鋼を製造するに当たり、該鋼片を 1050 〜 1250 ℃に加熱後、粗ユニバーサル圧延機による圧延において、Ｈ形鋼のフランジ部に相当する部分に、 750 〜 1100 ℃の温度範囲で、１パスの圧下率が１〜 10 ％かつ累積圧下率が 20 ％以上となる圧下を施すことを特徴とする、圧延のままでフランジ厚み方向の靱性に優れる引張り強さが 590MPa 級の建築構造用極厚Ｈ形鋼の製造方法。
【００１４】
(3)Ｃ：0.005 〜0.025 wt％、Si：0.6 wt％以下、Mn：0.4 〜1.6 wt％、Ｐ：0.025 wt％以下、Ｓ：0.010 wt％以下、Al：0.1 wt％以下、Cu：0.6 〜2.0 wt％、Ni：0.25〜2.0 wt％、Ti：0.001 〜0.050 wt％及びＢ：0.0002〜0.0030wt％を、重量比Mn／Cu：2.0 以下かつ117Mn(wt％) ＋163Cu(wt％) ：250〜350 の下に含有し、さらにCr：0.5 wt％以下、Mo：0.5 wt％以下、Ｖ：0.10wt％以下及びNb：0.10wt％以下の１種または２種以上を含み、残部がFe及び不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼片に、ユニバーサル圧延機による圧延を行ってＨ形鋼を製造するに当たり、該鋼片を 1050 〜 1250 ℃に加熱後、粗ユニバーサル圧延機による圧延において、Ｈ形鋼のフランジ部に相当する部分に、 750 〜 1100 ℃の温度範囲で、１パスの圧下率が１〜 10 ％かつ累積圧下率が 20 ％以上となる圧下を施すことを特徴とする、圧延のままでフランジ厚み方向の靱性に優れる引張り強さが 590MPa 級の建築構造用極厚Ｈ形鋼の製造方法。
【００１５】
(4)Ｃ：0.005 〜0.025 wt％、Si：0.6 wt％以下、Mn：0.4 〜1.6 wt％、Ｐ：0.025 wt％以下、Ｓ：0.010 wt％以下、Al：0.1 wt％以下、Cu：0.6 〜2.0 wt％、Ni：0.25〜2.0 wt％、Ti：0.001 〜0.050 wt％及びＢ：0.0002〜0.0030wt％を、重量比Mn／Cu：2.0 以下かつ117Mn(wt％) ＋163Cu(wt％) ：250〜350 の下に含有し、さらに REM：0.030 wt％以下及びCa：0.0100wt％以下の１種または２種と、Cr：0.5 wt％以下、Mo：0.5 wt％以下、Ｖ：0.10wt％以下及びNb：0.10wt％以下の１種または２種以上とを含み残部がFe及び不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼片に、ユニバーサル圧延機による圧延を行ってＨ形鋼を製造するに当たり、該鋼片を 1050 〜 1250 ℃に加熱後、粗ユニバーサル圧延機による圧延において、Ｈ形鋼のフランジ部に相当する部分に、 750 〜 1100 ℃の温度範囲で、１パスの圧下率が１〜 10 ％かつ累積圧下率が 20 ％以上となる圧下を施すことを特徴とする、圧延のままでフランジ厚み方向の靱性に優れる引張り強さが 590MPa 級の建築構造用極厚Ｈ形鋼の製造方法。
【００１６】
(5)上記（１）ないし（４）のいずれかにおいて、圧延後に、 500 ℃までの温度範囲で 0.10 ℃ /s 以上の冷却速度で冷却を行うことを特徴とする、圧延のままでフランジ厚み方向の靱性に優れる引張り強さが590MPa級の建築構造用極厚Ｈ形鋼の製造方法。
【００１８】
【発明の実施の形態】
次に、この発明の各化学成分の限定理由について説明する。
Ｃ：0.005 〜0.025 wt％
Ｃは、この発明を構成する上で重要な元素である。ここに、図１は、 1.3wt％Mn−1.0 wt％Cu−0.5 wt％Ni−0.04wt％Nb−0.0020wt％Ｂ鋼を基本組成として、Ｃ量を変化させた場合の強度変化を示すグラフである。試験片には、フランジ厚が65mmの極厚Ｈ形鋼における、フランジ高さ1/4 および同厚み1/4 の部分に相当するラボ圧延を行って板厚63.5mmに仕上げたのち、空冷を施したものを使用した。圧延条件は、加熱温度：1120〜1170℃、累積圧下率：53％および1100〜800 ℃の圧下率／パスが１〜９％で、17パスとした。
【００１９】
図１に示す実験結果によれば、0.025 wt％を超えるＣを添加すると、従来の常識とは異なり、引張り強さ（TS）および0.2 ％耐力による降伏強さ（YS）共に低下し、引張り強さは590MPaを満足しない。これは、圧延後の冷却過程において、α_pが生成するためである。逆に、Ｃが0.025 wt％以下の領域では、回復したα_pが形成されずに組織がα_B＋α_qとなるため、高い引張り強さが維持される。従って、Ｃの上限は0.025 wt％とした。
【００２０】
Si：0.6 wt％以下
Siは、固溶強化元素として有用であるが、その含有量が 0.6wt％を超えるとHAZ の脆化を助長するのため、上限を 0.6wt％とした。なお、下限については、特に規制しないが、0.05wt％以上とすることが好ましい。
【００２１】
Mn：0.4 〜1.6 wt％
Mnは、α_Bを安定して得るのに重要な元素であるが、1.6 wt％を超えるとα_qの変態ノーズが必要以上に長時間側へ移行し、α_qの微細分散化が困難となる。すなわち、この発明は、α_qを微細分散させることにより、フランジの厚み方向の靱性を向上させるところに大きな特徴があり、1.6 wt％を超えるMnの添加は、α_qが存在しなくなるため、フランジ厚み方向の靱性を阻害することになる。一方、0.4 wt％未満ではα_B組織が得られず、所望の強度が得られないため、下限は 0.4wt％とする。さらに、MnはCuとの関係において、添加量を規制する必要があり、この点については後述する。
【００２２】
Ｐ：0.025 wt％以下
Ｐは、γ粒界に偏析して粒界強度を低下させることから、極力低いことが望ましい。特に HAZの靱性を低下させるため、上限を0.025 wt％とした。
【００２３】
Ｓ：0.010 wt％以下
Ｓは、Mnと結合してMnＳを形成し、圧延により伸延した介在物となって、特にフランジ厚み方向の靱性を阻害する原因となるため、極力低くする必要がある。そのため、上限を0.010 wt％とした。
【００２４】
Al： 0.1wt％以下
Alは、脱酸材として使われるが、0.1 wt％を超えるとアルミナクラスターが増加し、靱性を阻害するため、上限を 0.1wt％とした。なお、後述するTiを脱酸材としても使用する場合は、Alは添加しなくてもよい。
【００２５】
Cu：0.6 〜2.0 wt％
Cuは、この発明ではMnの代替として使用する重要な元素である。すなわち、この発明で所期するα_qの微細分散は一方で強度低下を招くが、この強度低下を補うためにCuは0.6 wt％以上は必要である。すなわち、Cuを増加してα_Bの変態温度を低下させること、そして圧延後の冷却過程でα_qやα_B組織中にCuを析出させること、によって強度を上昇するとともに、これら組織を微細化する作用も有する。しかしながら、0.6 wt％未満ではそれらの効果が小さく、一方２wt％を超えての添加は、溶接性やHAZ 靱性を低下させるため、0.6 〜2.0 wt％、好ましくは 0.7〜1.5 wt％の範囲とする。さらに、CuはMnとの関係において、添加量を規制する必要があり、この点については後述する。
【００２６】
Ni：0.25〜2.0 wt％
Niは、連続鋳造時や圧延中のCuによる高温割れを防止するために0.25wt％以上必要とする。一方、2.0 wt％を超えて添加してもその効果は飽和するので、上限を2.0 wt％とした。
【００２７】
Ti：0.001 〜0.050 wt％
Tiは、HAZ の結晶粒粗大化を抑制してHAZ 靱性を向上させる効果と鋼中のＮをTiN として固定し、後述するＢを固溶Ｂとして残留させることにより、粒界からのα_P変態を抑制させる重要な元素である。また、Alの替わりに脱酸材として使用する場合もある。しかしながら、0.001 wt％未満ではこれらの効果が認められず、逆に0.050 wt％を超えての添加は母材靱性を低下させるため、0.001 〜0.050 wt％の範囲とした。なお、十分な効果を発揮させるためには、0.005 〜0.025 wt％の範囲が好適である。
【００２８】
Ｂ：0.0002〜0.0030wt％
Ｂは、オーステナイ粒界上に偏析し、粒界からのα_P変態を抑制させる重要な元素であるが、0.0005wt％未満ではその効果が小さく、逆に0.0030wt％を超えて添加してもその効果が飽和することから、0.0005〜0.0030wt％の範囲とする。
【００２９】
さらに、この発明ではMnおよびCuの添加量を、次に示す式に従って規制する必要がある。すなわち、MnおよびCuの重量比Mn/Cu が 2.0以下かつ、117Mn(wt％) ＋163Cu(wt％) が 250〜350 を満足する必要がある。以下に、その限定理由について述べる。
0.018wt ％Ｃ− 0.3wt％Si−0.0020wt％Ｂ鋼を基本組成として、MnおよびCu量を変化させた鋼について、フランジ厚が65mmの極厚Ｈ形鋼における、フランジ高さ1/4 および同厚み1/4 の部分に相当する圧延実験を行ない、圧延後の機械的性質について調査した。図２は、強度および板厚方向のシャルピー吸収エネルギーに及ぼす、MnおよびCu量の影響についてまとめたものである。同図に示すように、Mn/Cu が2.0 を超える領域ではα_qが存在せず、板厚方向の靱性が低くなっている。一方、Mn/Cu が2.0 以下の領域であっても、 117Mn＋163Cu が 350を超える領域では、引張強さが必要以上に高くなり、相対的に靱性が低下した。また、 117Mn＋163Cu が250 未満の領域では引張強さが590MPa級の水準を下回った。これらの結果から、図中に示すハッチング領域、つまりMn/Cu が2.0 以下かつ117Mn ＋163Cu が 250〜350 を満足する範囲が、最も強度と板厚方向の靱性とのバランスのとれた領域であることがわかる。
【００３０】
なお、0.018wt ％Ｃ− 0.3wt％Si−0.0020wt％Ｂを基本組成として、MnおよびCu量の比を変化させた鋼について、加熱温度1170℃、累積圧下率40％で圧延した場合の板厚方向のシャルピー吸収エネルギーとMn/Cu との関係を図３に示す。同図から、Mn/Cu を2.0 以下とすることによってα_qがα_B中に分散し、板厚方向のシャルピー吸収エネルギーが大きく向上することがわかる。
【００３１】
上記の成分組成範囲の鋼とすることによって、α_B主体組織中にフランジ厚み方向の靱性を向上させるα_qが分散することになり、圧延のままでフランジ厚み方向の靱性の優れかつHAZ 硬化のない引張り強さ590MPa級建築構造用極厚Ｈ形鋼が得られる。なお、α_qの組織分率については特に規定しないが、α_qの分率が10体積％未満ではフランジ板厚方向の靱性が低下し、一方50体積％をこえるα_qの存在は強度低下や降伏比の上昇を招くため、α_qは10〜50体積％の範囲にすることが好ましい。
【００３２】
また、この発明においては、上記した基本成分に、所定の化学成分をさらに添加することができる。
まず、フランジ厚み方向の靱性を一層向上させるために、硫化物系介在物の形態を制御することを目的として、REM ：0.030 wt％以下およびCa：0.0100wt％以下の１種または２種を添加することができる。
【００３３】
REM ：0.030 wt％以下、Ca：0.0100wt％以下
REM はREM(O, S) 、そしてCaはCaS を形成し、圧延方向に伸延するMnS を粒状の微細介在物に変化させることによって、フランジ厚み方向の靱性を一層向上させることができる。しかし、多量の添加は、鋼の清浄性を大きく低下させることから、REM では0.030 wt％以下、Caでは0.0100wt％以下の範囲とした。なお、十分なフランジ厚み方向の靭性向上効果を得るためには、REM ：0.002 wt％以上、Caは0.0005wt％以上の添加が好ましい。
【００３４】
さらに、Cr：0.5 wt％以下、Mo：0.5 wt％以下、Ｖ：0.10wt％以下およびNb：0.005 〜0.10wt％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、変態点の調整を行うものであり、極厚Ｈ形鋼のサイズの違いによる圧延・冷却条件の変化に応じて、その強度調整のために主に添加する。
【００３５】
Cr：0.5 wt％以下
Crは、母材および溶接部の強度を高めるのに有効であるが、0.5 wt％を超えての添加は溶接性やHAZ の靱性を低下させるため、0.5 wt％以下の範囲で添加することができる。なお、十分な強度上昇効果を得るためには、0.05wt％以上の添加が好ましい。
【００３６】
Mo：0.5 wt％以下
Moは、常温および高温での強度向上に有効に寄与するが、0.5 wt％を超えて添加すると、溶接性やHAZ の靱性を低下させるため、0.5 wt％以下の範囲で添加することができる。なお、十分な強度上昇を得るためには、0.05wt％以上の添加が好ましい。
【００３７】
Ｖ：0.10wt％以下
Ｖは、析出強化による強度上昇の効果を有するが、0.10wt％を超えての添加は、溶接性を低下させるので、0.10wt％以下とする。なお、十分な強度上昇効果を得るためには、0.02wt％以上添加することが好ましい。
【００３８】
Nb：0.005 〜0.10wt％
Nbは、析出強化並びに変態強化元素として有用であるとともに、オーステナイトの未再結晶域を拡大させ、組織の微細化に有効な元素である。しかしながら、多量の添加は母材並びにHAZ の靱性を低下させるため、0.1 wt％以下とする。なお、十分な効果を発揮させるためには、0.005 以上の添加が好適である。
【００３９】
上述した成分組成に調整したのち、次に示す製造方法を適合させることにより、フランジ厚み方向の靱性に優れかつHAZ 硬化のない引張り強さ590MPa級建築構造用極厚Ｈ形鋼が得られる。
【００４０】
すなわち、上述した基本組成に成分調整を行った鋼片（鋳片を含む）を、1050〜1250℃に加熱後、750 〜1100℃の温度範囲においてＨ形鋼のフランジに、１パスの圧下率が１〜10％でかつ累積圧下率が20％以上となる圧下を施し、その後空冷すること、あるいは圧延後500 ℃までの温度範囲を0.10℃/s以上の冷却速度で加速冷却することで、α_B組織中にα_qが分散し、圧延のままでフランジ厚み方向の靱性がより優れる HAZ硬化のない引張り強さ590MPa級建築構造用極厚Ｈ形鋼が得られる。
【００４１】
ここで、加熱温度を1050℃以上とするのは、一旦組織を均一なオーステナイトとすることと、ブレークダウンミルにおける圧延の負荷を軽減させるためである。一方、1250℃を超える加熱は、この種の極低炭素鋼においては著しいオーステナイトの粒成長を生じ、以下に示すような極厚Ｈ形鋼の軽圧下圧延においては、十分な再結晶細粒化が図れなくなり、靱性を低下させることになる。そのため、加熱温度は1050℃〜1250℃とした。
【００４２】
次いで、熱間圧延では、ブレークダウンミルにおいて造形後、粗ユニバーサルミルにおける圧延の際に、750 〜1100℃の温度範囲においてＨ形鋼のフランジに１パスの圧下率が１〜10％でかつ累積圧下率が20％以上となる圧延を複数回繰り返すことによって、組織の微細化を図る。一方、950 ℃以下の温度域では、変形帯の導入によるα_q析出サイトの確保の観点から、できる限り低温度域での圧延を行うが、１％未満の圧下率ではその効果が認められないため、１パス当たりの圧下率は１％以上を確保する必要がある。また、750 ℃未満の温度になると、表面傷の発生などの表面品質の問題が生じるため、圧延温度の下限は750 ℃とした。
【００４３】
ここで、0.018wt ％Ｃ−0.3 wt％Si−1.3wt ％Mn−1.0wt ％Cu−0.0020wt％Ｂを基本組成として、加熱温度1170℃で累積圧下率を変化させ圧延した場合の板厚方向の靱性変化を調べた。図４は板厚方向のシャルピー吸収エネルギーに及ぼす累積圧下率の影響を示すグラフである。累積圧下率が20％以上の領域で、板厚方向のシャルピー吸収エネルギーが大きく向上する。
【００４４】
最後に、圧延後の冷却は、放冷または加速冷却のいずれでもよい。とりわけ、組織の微細化および一層の強化を図る場合には、圧延後に500 ℃までの範囲で0.10℃/s以上の冷却速度で加速冷却を行なうことが好ましい。この冷却速度の上限については特に規制しないが、熱応力による変形等を考慮すると、20℃/s以下にすることが望ましい。なお、圧延とは、粗圧延および仕上げ圧延のいずれでもよい。
【００４５】
【実施例】
表１に示す種々の成分に調整した鋼スラブを用いて、表２に示す条件に従って、フランジ厚が40〜100mm の極厚Ｈ形鋼を製造した。
かくして得られた各Ｈ形鋼について、フランジ先端からフランジ長さの1/4 の部位の全厚の1/4 深さ部分から圧延方向に採取したJIS4号引張試験片およびJIS4号衝撃試験片と、フランジ先端からフランジ長さの1/4 の部位の全厚の1/2 深さ部分からフランジ厚み方向に採取したJIS4号衝撃試験片とについて、機械的性質を調べた。また、HAZ の最高硬さを評価するため、室温で溶接してから、JIS Z3101 で規定されるHAZ の最高硬さ試験方法に準じて、硬さを測定した。さらに、HAZ 靱性を評価するため、フランジ先端からフランジ長さの1/4 の部位から小サンプルを切り出し、1400℃に加熱後、800 〜500 ℃を12s で冷却する入熱20kJ/cm 相当の熱サイクルを施してから、シャルピー衝撃試験片を採取し、０℃での吸収エネルギーを測定した。
また、α_qおよびα_Bの組織分率は、1/2 深さ部分のミクロ組織（ナイタール腐食）を、光学顕微鏡ないし走査型電子顕微鏡を用いて写真撮影し、点算法によって測定した。
【００４６】
これらの測定結果を表２に併記する。この発明に従って得られた極厚Ｈ形鋼は、図５にミクロ組織を示すように、α_B主体の組織中にα_qが分散したミクロ組織を呈している。その結果、596 〜678MPaの高い引張り強さとともに、フランジ厚み方向の靱性も０℃で53J 以上の優れた靱性を示していることが判る。また、HAZ の硬化も小さく、かつHAZ 靱性も優れている。
【００４７】
【表１】

【００４８】
【表２】

【００４９】
さらに、溶接割れ感受性を評価するために、JIS Z3158 に規定された、斜めｙ型溶接割れ試験を実施した。すなわち、Ｈ形鋼のフランジより40mm厚×150mm 幅×200mm 長の試験片を採取し、高張力鋼用被覆アーク溶接棒を用いて、溶接予熱温度を室温で 170Ａ, 24Ｖおよび150mm/min の条件に従って溶接を行った。その結果、発明鋼はすべて溶接部およびHAZ に割れは観察されなかった。
なお、発明鋼（鋼Ｃ）であっても、加熱温度が高い場合や累積圧下率が低い場合には、フランジ厚み方向の靱性がやや低下した。
【００５０】
次に、比較例である鋼ＫはMn/Cu が2.98と高く、α_qが少ないためにフランジ厚み方向の靱性が低かった。鋼Ｌは、Ｃが0.035 wt％と高いためにα_p変態が促進された結果、強度が低下した。鋼Ｍは、Ｃが0.005 wt％と低いが、 117Mn＋167Cu が245 と低いために、α_qの量が増加して引張強さが低下した。逆に、鋼Ｎは 117Mn＋167Cu が405 と高すぎるためにα_Bの変態温度が低下し、強度上昇が大きくなり、靱性が低下した。
【００５１】
また、従来使われている２回焼入れ、焼もどし材である鋼Ｏに関しては、フランジ厚み方向の靱性も含めて、強度・靱性は優れているが、Ｃ量が高いためにHAZ 硬化量が142 と高かった。さらに、ｙスリット溶接割れ試験を行った結果では、比較鋼において室温で多数溶接割れが観察され、十分な性能を発揮することはできなかった。
【００５２】
【発明の効果】
この発明によれば、工業規模での製造が容易な圧延のままで、590MPa級の高い引張り強さとフランジ厚み方向の靱性も含めた優れた靱性を有し、しかも高い溶接性と共に、HAZ 硬化がなくかつHAZ 靱性にも優れる、極厚Ｈ形鋼を提供できる。従って、近年、耐震性の観点から建築物に高い靱性が求められる趨勢の中で、この発明は、高強度、高靱性、そして高性能の極厚Ｈ形鋼を工業的に安定して提供できるため、非常に有益である。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ｃ含有量と引張り強さおよび降伏強さとの関係を示すグラフである。
【図２】強度および板厚方向のシャルピー吸収エネルギーに及ぼす、MnおよびCu量の影響を示すグラフである。
【図３】板厚方向のシャルピー吸収エネルギーとMn/Cu との関係を示すグラフである。
【図４】板厚方向のシャルピー吸収エネルギーに及ぼす累積圧下率の影響を示すグラフである。
【図５】鋼板のミクロ組織を示す顕微鏡による写真である。

Claims

Ｃ：0.005 〜0.025 wt％、Si：0.6 wt％以下、Mn：0.4 〜1.6 wt％、Ｐ：0.025 wt％以下、Ｓ：0.010 wt％以下、Al：0.1 wt％以下、Cu：0.6 〜2.0 wt％、Ni：0.25〜2.0 wt％、Ti：0.001 〜0.050 wt％及びＢ：0.0002〜0.0030wt％を、重量比Mn／Cu：2.0 以下かつ117Mn(wt％) ＋163Cu(wt％) ：250〜350 の下に含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼片に、ユニバーサル圧延機による圧延を行ってＨ形鋼を製造するに当たり、該鋼片を 1050 〜 1250 ℃に加熱後、粗ユニバーサル圧延機による圧延において、Ｈ形鋼のフランジ部に相当する部分に、 750 〜 1100 ℃の温度範囲で、１パスの圧下率が１〜 10 ％かつ累積圧下率が 20 ％以上となる圧下を施すことを特徴とする、圧延のままでフランジ厚み方向の靱性に優れる引張り強さが 590MPa 級の建築構造用極厚Ｈ形鋼の製造方法。
Ｃ：0.005 〜0.025 wt％、Si：0.6 wt％以下、Mn：0.4 〜1.6 wt％、Ｐ：0.025 wt％以下、Ｓ：0.010 wt％以下、Al：0.1 wt％以下、Cu：0.6 〜2.0 wt％、Ni：0.25〜2.0 wt％、Ti：0.001 〜0.050 wt％及びＢ：0.0002〜0.0030wt％を、重量比Mn／Cu：2.0 以下かつ117Mn(wt％) ＋163Cu(wt％) ：250〜350 の下に含有し、さらに REM：0.030 wt％以下及びCa：0.0100wt％以下の１種または２種を含み、残部がFe及び不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼片に、ユニバーサル圧延機による圧延を行ってＨ形鋼を製造するに当たり、該鋼片を 1050 〜 1250 ℃に加熱後、粗ユニバーサル圧延機による圧延において、Ｈ形鋼のフランジ部に相当する部分に、 750 〜 1100 ℃の温度範囲で、１パスの圧下率が１〜 10 ％かつ累積圧下率が 20 ％以上となる圧下を施すことを特徴とする、圧延のままでフランジ厚み方向の靱性に優れる引張り強さが 590MPa 級の建築構造用極厚Ｈ形鋼の製造方法。
Ｃ：0.005 〜0.025 wt％、Si：0.6 wt％以下、Mn：0.4 〜1.6 wt％、Ｐ：0.025 wt％以下、Ｓ：0.010 wt％以下、Al：0.1 wt％以下、Cu：0.6 〜2.0 wt％、Ni：0.25〜2.0 wt％、Ti：0.001 〜0.050 wt％及びＢ：0.0002〜0.0030wt％を、重量比Mn／Cu：2.0 以下かつ117Mn(wt％) ＋163Cu(wt％) ：250〜350 の下に含有し、さらにCr：0.5 wt％以下、Mo：0.5 wt％以下、Ｖ：0.10wt％以下及びNb：0.10wt％以下の１種または２種以上を含み、残部がFe及び不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼片に、ユニバーサル圧延機による圧延を行ってＨ形鋼を製造するに当たり、該鋼片を 1050 〜 1250 ℃に加熱後、粗ユニバーサル圧延機による圧延において、Ｈ形鋼のフランジ部に相当する部分に、 750 〜 1100 ℃の温度範囲で、１パスの圧下率が１〜 10 ％かつ累積圧下率が 20 ％以上となる圧下を施すことを特徴とする、圧延のままでフランジ厚み方向の靱性に優れる引張り強さが 590MPa 級の建築構造用極厚Ｈ形鋼の製造方法。
Ｃ：0.005 〜0.025 wt％、Si：0.6 wt％以下、Mn：0.4 〜1.6 wt％、Ｐ：0.025 wt％以下、Ｓ：0.010 wt％以下、Al：0.1 wt％以下、Cu：0.6 〜2.0 wt％、Ni：0.25〜2.0 wt％、Ti：0.001 〜0.050 wt％及びＢ：0.0002〜0.0030wt％を、重量比Mn／Cu：2.0 以下かつ117Mn(wt％) ＋163Cu(wt％) ：250〜350 の下に含有し、さらに REM：0.030 wt％以下及びCa：0.0100wt％以下の１種または２種と、Cr：0.5 wt％以下、Mo：0.5 wt％以下、Ｖ：0.10wt％以下及びNb：0.10wt％以下の１種または２種以上とを含み残部がFe及び不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼片に、ユニバーサル圧延機による圧延を行ってＨ形鋼を製造するに当たり、該鋼片を 1050 〜 1250 ℃に加熱後、粗ユニバーサル圧延機による圧延において、Ｈ形鋼のフランジ部に相当する部分に、 750 〜 1100 ℃の温度範囲で、１パスの圧下率が１〜 10 ％かつ累積圧下率が 20 ％以上となる圧下を施すことを特徴とする、圧延のままでフランジ厚み方向の靱性に優れる引張り強さが 590MPa 級の建築構造用極厚Ｈ形鋼の製造方法。
請求項１ないし４のいずれかにおいて、圧延後に、 500 ℃までの温度範囲で 0.10 ℃ /s 以上の冷却速度で冷却を行うことを特徴とする、圧延のままでフランジ厚み方向の靱性に優れる引張り強さが590MPa級の建築構造用極厚Ｈ形鋼の製造方法。