JP4581645B2 - ウエブ薄肉高強度ｈ形鋼の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、ウエブ薄肉高強度Ｈ形鋼の製造方法に係わり、特に、ウエブ肉厚が２０ｍｍ以下の薄肉に熱間圧延され、高強度で且つ形状が良好なＨ形鋼の製造技術に関する。

近年、鉄骨建築構造物は、高層化、大スパン化、複合様式化等の傾向にある。そのため、該鉄骨建築構造物の建造に求められる鋼材は、高強度ばかりでなく、耐震性及び溶接性（炭素当量（記号：Ｃｅｑ）の低いこと）に優れている必要がある。そのうち、特に、梁材に用いられるＨ形鋼は、曲げ耐力、曲げ剛性等の断面性能を配慮すると、高強度であり、且つ重量効率、つまり少ない材料で高性能を発揮する観点から、ウェブの肉厚が薄いＨ形鋼であることが望まれている。

ところで、Ｈ形鋼を含め、一般的な形鋼の上記高強度化には、所謂「制御圧延」を施す「ＴＭＣＰ（Ｔｈｅｒｍｏ Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｃｏｎｔｒｏｌ Ｐｒｏｃｅｓｓの略）技術」が普及しており、製品の溶接性を阻害することなく、ある程度の高強度化が達成されている（例えば、特許文献１、２参照）。また、この技術は、厚肉のＨ形鋼に対しても古くから研究されている。

一方、ウェブ薄肉Ｈ形鋼（ウエブの肉厚がフランジの肉厚より相対的に薄いものをいう）としては、現在、ウェブ肉厚が９〜１９ｍｍ、ウェブ高さが４００〜１０００ｍｍ、フランジ肉厚が１６〜４０ｍｍ、フランジ幅２００〜４００ｍｍと多様なサイズのものが実用されている。このうち、特に、ウェブの肉厚が２０ｍｍ以下と極めて薄いものの高強度化を図るには、ウェブとフランジの肉厚差が拡大するに伴い、冷却過程でウェブ波と称する形状不良が発生するので、その防止対策としてフランジを水冷し、ウェブとフランジとの熱的バランスを図る必要があった（例えば、特許文献３参照）。

しかしながら、このようにウェブとフランジとの肉厚差が大きく、且つウエブ肉厚が２０ｍｍ以下のＨ形鋼の製造に、制御圧延及び加速冷却の採用を前提とした前記従来の「ＴＭＣＰ技術」を適用しても、製品の高強度と形状の良好性とを両立させることが困難であった。ここで言う高強度とは、建築構造用鋼として適用されているＪＩＳ Ｇ ３１３６に規定されているＳＮ４００及びＳＮ４９０種に対して、降伏点強度（ＹＰ）及び引張り強度（ＴＳ）がさらに高い、ＹＰ：３８５ＭＰａ以上，ＴＳ：：５５０ＭＰａ以上を指す。
特開昭５４−５４９１１号公報 特公昭６０−２３６６号公報 特許２９３７４１０号公報

本発明は、かかる事情に鑑み、制御圧延を実施しなくても、ウエブ肉厚が２０ｍｍ以下で、且つウェブとフランジとの肉厚差が大きく、高強度で、且つ形状が優れたウェブ薄肉高強度Ｈ形鋼の製造方法を提供することを目的としている。

発明者は、上記目的を達成するため鋭意研究を重ね、その成果を本発明に具現化した。

すなわち、本発明は、Ｃ：０．０５〜０．２０質量％、Ｓｉ：０．６質量％以下、Ｍｎ：０．５〜２．０質量％、Ｐ：０．０２５質量％以下、Ｓ：０．０１５質量％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１質量％、炭素当量（Ｃｅｑ）が０．４４質量％以下で、残部が鉄及び不可避不純物からなる鋼素材を１２００℃〜１３５０℃に再加熱し、ブレークダウン・ミルによる孔型圧延に引き続き、ユニバーサル・ミルによる粗圧延及び仕上げ圧延を行うＨ形鋼の製造方法において、前記ユニバーサル・ミルによる粗圧延時に、ウェブをＡｒ _３ 以下の温度で累積圧下量２０％〜８０％、フランジをＡｒ _３ 以上の温度で圧延してから仕上げ圧延で成形し、その後、フランジの加速冷却をその外面側から水冷で行い、その冷却開始温度を（Ａｒ _３ −５０℃）以上、冷却速度を５〜５０℃／ｓとすると共に、冷却停止後には、４００〜７５０℃にフランジを復熱し、且つウェブ及びフランジの温度差を±５０℃以内に調整することを特徴とするウエブ薄肉高強度Ｈ形鋼の製造方法である。
ここで、
Ｃeq=Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４

この場合、必要に応じて、前記鋼素材に、Ｖ：０．０２０〜０．１質量％及びＮｂ：０．００５〜０．０５０質量％の１種又は２種を含有させるのが良い。さらに、Ｔｉ：０．１質量％以下、Ｃａ：０．０１質量％以下、ＲＥＭ：０．０１質量％以下、Ｚｒ：０．０１質量％以下、Ｍｇ：０．０１質量％以下及びＨｆ：０．０１質量％以下から選ばれた１種又は２種以上を添加したり、あるいはＣｕ：０．０５〜０．５０質量％、Ｎｉ：０．０５〜０．５０質量％、Ｃｒ：０．０５〜０．５０質量％、Ｍｏ：０．０５〜０．３０質量％及びＢ：０．０００３〜０．００３質量％から選ばれた１種又は２種以上を添加しても良い。

本発明によれば、制御圧延技術を用いずとも、多様なサイズにおいてウェブ薄肉のＨ形鋼の高強度化が達成され、高強度で且つ形状が優れたウエブ薄肉Ｈ形鋼が安定して製造可能となる。

以下、発明をなすに至った経緯をまじえ、本発明の最良の実施形態を説明する。

まず、発明者は、Ｈ形鋼を薄肉にした場合、その強化機構を変更する必要がある。そこで、ウェブ及びフランジのそれぞれの金属組織を従来とかえることで強化が図れるかどうかを検討することにした。そして、種々の組成を有する鋼素材を用い、実験室規模の熱間圧延装置及び冷却装置での条件を種々変更して、フランジ及びウエブのサイズが異なるＨ形鋼を試験操業で多種試作し、得られた試作品のウエブ及びフランジの金属組織及び降伏点（記号：ＹＰ）等を詳細に検討した。

その結果、フランジについては、外面側をべイナイト又は焼戻しマルテンサイトを主体とする金属組織の硬質層とし、内面側をフェライトを主体とする金属組織の軟質層とすると共に、ウェブについては、フェライトが生成するＡｒ₃以下の温度で圧延を行うことにより、フェライト中へ加工歪を導入した加工フェライト及びパーライトの混合組織にすれば、Ｈ形鋼としてＹＰ：３８５ＭＰａ以上の高い降伏点強度（記号：ＹＰ）、ＴＳ：５５０ＭＰａ以上の引張り強度（記号：ＴＳ）が得られることを見出した。なお、本発明では、前記硬質層は、フランジ厚に対する割合で２０％以上の厚みがあるのが良い。また、フランジの組織は、フランジ板厚（記号：ｔ）の表面部、１／４ｔ部，１／２ｔ部，３／４ｔ部及び裏面部の断面写真を光学顕微鏡により観察（×２００倍で、それぞれ３視野以上）した後、画像解析装置を用いて硬質層の面積率を測定し、それぞれの部位の硬質層の面積率を平均化することでフランジ板厚方向の硬質層の割合を求めた。さらに、ＪＩＳ Ｚ ２２０１で規定する１号試験片を採取し、全厚引張り試験を行うことで、降伏点強度（記号：ＹＰ）あるいは０．２％耐力（０．２％ＹＳ）や引張り強度（記号：ＴＳ）を求めた。

次に、このようなＨ形鋼の製造方法を本発明とするため、前記試験操業での各種条件を整理し、以下の結果を得た。

鋼素材は、成分範囲を下記のように限定したものである。

Ｃ：０．０５〜０．２０質量％
Ｃは、強度確保のために０．０５質量％以上必要であるが、伸び及び靭性を確保する観点から上限を０．２０質量％に制限する。

Ｓｉ：０．６質量％以下
Ｓｉは、固溶強化元素として添加するが、０．６質量％を超えての添加は、溶接が施された際に、熱影響部（以下、ＨＡＺという）の靭性を低下させるので、上限を０．６質量％とする。

Ｍｎ：０．５〜２．０質量％
Ｍｎは、焼入れ性向上のために０．５質量％以上必要であるが、２．０質量％を超えると、フランジの前記硬化層が厚くなり、延性や靭性を低下させると共に、溶接性も低下するので、２．０質量％を上限とする。

Ｐ：０．０２５質量％以下、Ｓ：０．０１５質量％以下
これらの元素は鋼中に存在すると、該鋼の靭性や耐焼戻し脆性等に対して有害な影響を与える。そのため、問題が生じないように、Ｐ：０．０２５質量％以下及びＳ：０．０１５質量％以下に制限する。

Ａｌ：０．００５〜０．１質量％
Ａｌは、製鋼段階で溶鋼の脱酸剤として添加され、その効果を発揮するには０．００５質量％以上必要である。しかしながら、０．１質量％を超えての添加は、逆に鋼材の清浄性を低下させるので、０．１質量％に制限する。

Ｃ当量（Ｃｅｑ）：０．４４質量％以下
Ｃｅｑが０．４４質量％を超える場合には低温溶接割れ感受性が高まり（溶接性が低下）、その対策として溶接時に予熱が必要となる場合があることから、Ｃｅｑの上限ｗ０．４４質量％とした。

本発明に採用する鋼素材は、上記成分に残部鉄及び不可避不純物からなる鋼組成のものであるが、別途、Ｔｉ：０．１質量％以下、Ｃａ：０．０１質量％以下、ＲＥＭ：０．０１質量％以下、Ｚｒ：０．０１質量％以下、Ｍｇ：０．０１質量％以下及びＨｆ：０．０１質量％以下から選ばれた１種又は２種以上を必要に応じて添加しても良い。

これは、薄肉Ｈ形鋼中の介在物の形態を制御し、大入熱溶接が行われるような場合、前記ＨＡＺの粗粒化を抑制し、ＨＡＺの靭性を向上するのに有効だからである。ただし、Ｔｉを０．１質量％を超えて添加したり、あるいは上記のＴｉ以外のそれぞれの元素が０．０１質量％を超える添加を行うと、鋼材中の清浄性を低下させるばかりでなく、かえって靭性や延性を低下させるので、上限を０．０１％とした。なお、これら元素は、製鋼段階において溶鋼の強い脱酸元素でもあり、ＳｉやＡ１に代えて脱酸剤としても適用できる。

また、本発明では、上記した元素とは別に、又は同時にＶ：０．０２０〜０．１質量％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０質量％の１種又は２種を添加しても良い。これらの元素は、安価に且つ微量添加で高強度化を図るのに有効であり、特に、Ｖは、比較的厚い肉厚のフランジに対して、その高強度化及び高靭化を得るために添加すると良い。ただし、その添加量が０．０２質量％未満では、添加の効果が小さく、逆に０．１質量％を超えての添加は前記ＨＡＺの靭性を低下させるので、０．０２０〜０．１質量％の範囲とした。また、Ｎｂは、オーステナイト相（記号：γ相）の未再結晶域を高温側へ拡大し、フェライト変態を促進させる効果を持つが、逆にγ相の再結晶細粒化を抑制させるので、高温で軽圧下多パス圧延となる大形サイズのＨ形鋼では、その靭性を低下させる弊害がある。しかしながら、圧延効果が期待できるサイズ、特にウェブとフランジの厚さ比が大きく、ウェブ波の発生防止のためにフランジの水冷を低温まで行う必要があるサイズのＨ形鋼に対しては、フェライト変態を促進させる効果により、フランジの硬化層の厚さを調整可能で、過大な硬化層の形成を抑制できるので、強度と靭性及び延性とのバランスを確保するのに有効である。こうした効果を活用するため、Ｎｂは０．００５質量％以上の添加が必要であり、逆に０．０５０質量％を超えての添加は、降伏比を上昇させるので、０．００５〜０．０５０質量％の範囲とした。

さらに、本発明では、Ｃｕ：０．０５〜０．５０質量％、Ｎｉ：０．０５〜０．５０質量％、Ｃｒ：０．０５〜０．５０質量％、Ｍｏ：０．０５〜０．３０質量％及びＢ：０．０００３〜０．００３０質量％から選ばれた１種又は２種以上を鋼素材に含有させても良い。Ｃｕ及びＮｉは、主として固溶強化元素、Ｃｒ、Ｍｏ及びＢは、変態強化元素であるが、いずれの元素もＡｒ₃温度を低下させる元素だからである。圧延中の温度降下が大きなサイズのＨ形鋼には、Ａｒ₃温度を低下させ、フランジの強度を調整するために添加するのが良い。また、Ｃｒ及びＭｏは、いずれも鋼材の焼戻し軟化抵抗を向上させ、高温強度（耐火強度）の向上にも有効である。

本発明では、このような効果を期待する場合、それぞれ、Ｃｕ：０．０５〜０．５０質量％、Ｎｉ：０．０５〜０．５０質量％、Ｃｒ：０．０５〜０．５０質量％、Ｍｏ：０．０５〜０．３０質量％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０質量％から選ばれた１種又は２種以上を添加するのが良い。いずれの元素も、下限未満の添加量では、それらの添加効果が小さく、逆に、上限を超えての添加は、延性を低下させるので、上記範囲としたのである。

本発明に係るウエブ薄肉高強度Ｈ形鋼の製造方法は、以上述べた組成からなる鋼素材を、以下のような条件で熱間圧延するものである。

つまり、上記鋼素材を１２００℃〜１３５０℃に再加熱し、ブレークダウン・ミルによる孔型圧延に引き続き、ユニバーサル・ミルによる粗圧延及び仕上げ圧延を行うに際して、前記ユニバーサル・ミルによる粗圧延時に、ウェブをＡｒ₃以下の温度で累積圧下量２０％〜８０％で、フランジをＡｒ₃以上の温度で圧延してから仕上げ圧延で成形し、その後、フランジを加速冷却する。その場合、既設の前記ＡＣＣ設備を用いると良い。

ここで、鋼素材を１２００℃〜１３５０℃に再加熱するのは、ブレークダウン・ミルでの孔型圧延時の成形性を確保するためである。つまり、一旦、１２００℃以上に加熱して変形抵抗の低い均一なオーステナイト相に変態させる。しかしながら、１３５０℃を超える温度では、表面疵やスケールロスの増大が懸念されるので、１３５０℃を上限とする。
このブレークダウン・ミルによる孔型圧延に引き続いて、ユニバーサル・ミルで粗圧延及び仕上げ圧延を順次行うが、粗圧延時のウェブをＡｒ₃以下の温度で累積圧下量２０％〜８０％、フランジをＡｒ₃以上の温度で圧延を終了する。ウエブ波の発生を抑制しながら薄肉ウエブを高強度化するためには、フェライトが生成するＡｒ₃以下の温度で圧延を行うことにより、フェライト中へ加工歪導入した加工フェライト及びパーライトの混合組織とすることが好ましく、そのためには、Ａｒ₃以下の温度で最低２０％以上の累積圧下量が必要である。一方、Ａｒ₃以下の温度で８０％を超える累積圧下を行うと、伸びの低下や降伏比の上昇を招く。フランジの高強度化を図るためには、圧延後のγ相からの加速冷却が好ましく、そのためにはフランジはＡｒ₃温度以上で圧延を終了させる必要がある。
ここで、Ａｒ₃変態温度は、下式で計算する。
Ａｒ₃＝９１０−２７３Ｃ＋２５Ｓｉ−７４Ｍｎ−５６Ｎｉ−１６Ｃｒ−９Ｍｏ−５Ｃｕ−１６２０Ｎｂ
引き続き、仕上げ圧延により製品Ｈ形鋼の形状に成形した後、フランジを加速冷却、ウェブを空冷する。つまり、フランジは、外面側からＡＣＣを行い、その強度確保のための組織形成と、前記ウェブ波を防止するための冷却を行う。フランジの内面側から水冷した場合には、流水でウェブの抜熱も促進され、ウェブ波が発生するので、フランジの冷却を外面側から行うことが好ましい。

ただし、この場合、その冷却開始温度を（Ａｒ₃−５０℃）以上とし、冷却速度を５〜５０℃／ｓとするのが好ましい。このようにすると、フランジの外面側はべイナイト又は焼戻しマルテンサイトを主体とする金属組織の硬質層（好ましくは硬質層のフランジ厚に対する割合を２０％以上とする）に、内面側はフェライトを主体とする金属組織の軟質層になり、前記ＹＰが３８５ＭＰａ以上の高強度が得られる。また、ウェブ波の防止には、フランジの冷却を終了した後に復熱させ、ウェブとフランジとの温度差を±５０℃以内に調整するのが有効である。±５０℃以上では、ウェブとフランジの熱応力差が増加し、ウェブ波の発生が避けられない。

本発明に係るウエブ薄肉高強度Ｈ形鋼の製造方法は、以上に述べた圧延及び冷却を行うものであり、この方法によれば、冷却過程でのウエブ波（ウェブ座屈）を抑制し、且つ、耐力が３８５ＭＰａ以上を有するウェブ薄肉高強度Ｈ形鋼を安定して製造できるようになる。

製鋼工程で表１に示す化学組成を有する鋼鋳片を製造し、該鋼鋳片を熱間圧延工程でウェブ薄肉Ｈ形鋼を製造した。その際、本発明に係るウェブ薄肉Ｈ形鋼の製造方法を適用した場合（本発明例）と該方法から外れる場合（比較例）の両方を、表２に示す圧延及び冷却の条件で実施し、フランジとウェブの機械的性質並びにウェブ波の発生有無について調べた。その結果を表３に示す。なお、フランジとウェブの機械的性質の測定は、Ｈ形鋼よりＪＩＳ Ｚ ２２０１で規定しする１号試験片を採取し、引張り試験を行った。

発明例では、ウェブ波を発生することなく、ＹＰ：３８５ＭＰａ以上、ＴＳ：５５０ＭＰａ以上、降伏比（記号：ＹＲ）８０％以下の高強度で、低降伏比がウェブ、フランジともに低いＨ形鋼が得られている。また、０℃におけるシャルピー吸収エネルギー（靭性）も７０Ｊ以上であった。これに対する比較例では、ウェブを水冷した場合やフランジ内面から水冷した場合には、得られたウエブ薄肉高強度Ｈ形鋼の機械的性質は、目標値を満足していたが、ウェブ波が発生していた。さらに、圧延条件や冷却条件が本発明より逸脱したウエブ薄肉高強度Ｈ形鋼では、強度や伸びが低く、ウェブとフランジの復熱後の温度差が±５０℃以上の場合に、ウェブ波が発生していた。

Claims (4)

1. Ｃ：０．０５〜０．２０質量％、Ｓｉ：０．６質量％以下、Ｍｎ：０．５〜２．０質量％、Ｐ：０．０２５質量％以下、Ｓ：０．０１５質量％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１質量％、炭素当量（Ｃｅｑ）が０．４４質量％以下で、残部が鉄及び不可避不純物からなる鋼素材を１２００℃〜１３５０℃に再加熱し、ブレークダウン・ミルによる孔型圧延に引き続き、ユニバーサル・ミルによる粗圧延及び仕上げ圧延を行うＨ形鋼の製造方法において、
   前記ユニバーサル・ミルによる粗圧延時に、ウェブをＡｒ _３ 以下の温度で累積圧下量２０％〜８０％、フランジをＡｒ _３ 以上の温度で圧延してから仕上げ圧延で成形し、その後、フランジの加速冷却をその外面側から水冷で行い、その冷却開始温度を（Ａｒ _３ −５０℃）以上、冷却速度を５〜５０℃／ｓとすると共に、冷却停止後には、４００〜７５０℃にフランジを復熱し、且つウェブ及びフランジの温度差を±５０℃以内に調整することを特徴とするウエブ薄肉高強度Ｈ形鋼の製造方法。
   ここで、
   Ｃeq=Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４
2. 前記鋼素材に、Ｖ：０．０２０〜０．１質量％及びＮｂ：０．００５〜０．０５０質量％の１種又は２種を含有させることを特徴とする請求項１記載のウェブ薄肉高強度Ｈ形鋼の製造方法。
3. さらに、Ｔｉ：０．１質量％以下、Ｃａ：０．０１質量％以下、ＲＥＭ：０．０１質量％以下、Ｚｒ：０．０１質量％以下、Ｍｇ：０．０１質量％以下及びＨｆ：０．０１質量％以下から選ばれた１種又は２種以上を添加することを特徴とする請求項１又は２記載のウェブ薄肉高強度Ｈ形鋼の製造方法。
4. さらに、Ｃｕ：０．０５〜０．５０質量％、Ｎｉ：０．０５〜０．５０質量％、Ｃｒ：０．０５〜０．５０質量％、Ｍｏ：０．０５〜０．３０質量％及びＢ：０．０００３〜０．００３質量％から選ばれた１種又は２種以上を添加することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載のウェブ薄肉高強度Ｈ形鋼の製造方法。