JP7206907B2

JP7206907B2 - 圧延ｈ形鋼及びその製造方法

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Publication number: JP7206907B2
Application number: JP2018248000A
Authority: JP
Inventors: 栄利伊藤; 秀幸横林; 美香脇田
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2018-12-28
Filing date: 2018-12-28
Publication date: 2023-01-18
Anticipated expiration: 2038-12-28
Also published as: JP2020105620A

Description

本発明は、圧延Ｈ形鋼及びその製造方法に関する。

近年、建築物などの大梁に使用されるＨ形鋼は、軽量化だけでなく、鋼構造物の信頼性向上を目的として、脆性破断しにくいことが要求されてきた。しかし、Ｈ形鋼は従来からフィレット部と呼ばれるウェブとフランジの交差部の靭性が低く、この位置からの脆性破断が課題である（図１、２）。近年では過去の震災で鋼構造物が倒壊した事例を受けて、日本鉄鋼連盟製品規定の耐震建築溶接構造用圧延鋼材（ＭＤＣＲ００１１）の改定が提言され、高層建築の大梁へ適用されるＨ形鋼は、フィレット部における靭性を要求されるケースが増加している。

Ｈ形鋼は、柱梁接合部において長手方向の引張応力が作用した際に、フィレット部を起点として早期に脆性破断するケースがある。鉄鋼材料は引張応力下において脆性亀裂が進展しやすく、残留応力は圧縮であることが望ましい。実際の設計においても、例えば溶接組立により製造されたＨ形鋼はこのフィレット部において高い引張応力を有しており、かつ溶接欠陥が稀に存在するために、脆性破断しにくいように補剛が必要とされるケースもある。フィレット部の脆性破壊を抑制するには、フィレット部に破壊の起点となりうる溶接部がなく、脆性亀裂が進展するフランジ部の残留応力を可能な限り圧縮方向に制御することが必要である。

一方で、鋼構造物に用いられる一般的な圧延Ｈ形鋼はフランジに対してウェブが薄く、圧延中にフランジの方が高温となる。その結果、フランジの方が圧延完了後の熱収縮量が大きく、フランジに引張、ウェブに圧縮の残留応力が発生する（図３）。この残留応力を解消するために、過去に外面水冷（例えば特許文献１参照）、またはウェブの保熱や加熱（例えば特許文献２参照）による、ウェブとフランジの残留応力の軽減が提案されてきた。圧延後の製品焼鈍による残留応力の低減も提案されている。ただし、過去の報告ではほとんどの方案がフィレット部において残留応力が４０ＭＰａを超えている。残留応力を０に近づけることが可能な技術として、ウェブ加熱によりウェブ、フランジを均一な温度に維持しつつ室温まで冷却する方法（例えば特許文献３）が知られている。

また、水冷プロセスにより従来よりもフィレット部の残留応力を低減するには、フランジを選択的に冷却し、ウェブを冷やさないように対策する必要がある。Ｈ形鋼の水冷プロセスとして、ウェブ上面にエアブローをすることでウェブとフランジの冷却速度を同等にまで改善している例が知られている（例えば特許文献４）。

特許第９３４３１３号特許第９６７８７１号特開昭６２－２８００２号公報特開２０１８－１０３２４８号公報

上記特許文献１、２に記載の技術では、上述したようにフィレット部において残留応力が４０ＭＰａを超えており、更なる残留応力の低減が求められている。また、上記特許文献３に記載の技術では、靭性向上を目的とした水冷プロセスの際に、ウェブ表層に強度の高いマルテンサイトまたはベイナイトが発生してしまい、冷間矯正によりウェブを平坦化させた際に、表面に亀裂や割れが発生する可能性がある。また、上記特許文献４に記載の技術では、ウェブとフランジの温度差は解消されず、残留応力の改善にはつながらない恐れがある。

本発明は、このような実情に鑑みてなされたものであり、フランジを両面から水冷し、ウェブの温度を極力保持するよう水冷条件を適正にすることでフィレット部での靭性および残留応力を最適化し、高層建築の大梁向けとして、耐震性に優れた圧延Ｈ形鋼を提供することを目的とする。

上記目的に鑑み、本発明の要旨は以下の通りである。
［１］質量％で、
Ｃ：０．１０～０．２０％、
Ｓｉ：０．０５～０．４０％、
Ｍｎ：０．７０～１．８０％、
を含有し、
Ｎｂ：０．０２０％以下、
Ｖ：０．０５０％以下、
Ａｌ：０．０６％以下、
Ｃｒ：０．２０％以下、
に制限し、
フィレット部において引張残留応力が３０ＭＰａ以下、または圧縮の残留応力であり、
ウェブの厚みが１１ｍｍ以上であり、
ウェブ中央位置（Ｗ／２）の組織が表層においてフェライトおよびパーライトであり、
フィレット部中央の組織がフランジ外面から厚み方向１／４位置（ｔ／４）においてベイナイト分率が３０％以上であり、
フランジ幅方向中央位置（Ｆ／２）において、０℃におけるシャルピー衝撃吸収エネルギーが７０Ｊ以上であることを特徴とする、圧延Ｈ形鋼。
［２］更に、質量％で、
Ｃｕ：０．３０％以下、
Ｎｉ：０．２０％以下、
Ｍｏ：０．３０％以下、
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする、上記［１］に記載の圧延Ｈ形鋼。
［３］更に、質量％で、
ＲＥＭ：０．０１０％以下、
Ｃａ：０．００５０％以下、
の一方又は双方を含有することを特徴とする、上記［１］又は［２］に記載の圧延Ｈ形鋼。
［４］上記［１］～［３］のいずれかに記載の圧延Ｈ形鋼を製造する圧延Ｈ形鋼の製造方法であって、［１］～［３］のいずれかに記載の成分からなる鋼片を１１００～１３５０℃に加熱し、
フランジ幅方向中央位置（Ｆ／２）をＡｒ３－５０℃以上から水冷し、
当該水冷において、ウェブ上面と水冷ヘッダーのクリアランスを１５ｍｍ以下に制御し、ウェブの上面の乗り水を抑制することでウェブとフランジの水冷後の復熱温度差を５０℃以内に制御することを特徴とする、圧延Ｈ形鋼の製造方法。

本発明によれば、圧延および冷却という単純な工程でフィレット部の残留応力を低い引張、または圧縮応力に制限することが可能であり、フィレット部から生じる脆性破断を抑制可能な圧延Ｈ形鋼を得ることが可能である。したがって、本発明によれば、鋼構造物の崩壊を防ぐことが可能であり、産業上の貢献が極めて顕著である。

柱に接合したＨ形鋼の各部位の呼称を示す図である。柱梁接合部の破断の過程を示す図である。一般的なＨ形鋼の残留応力の分布を示す図である。本発明における圧延Ｈ形鋼の製造工程を示す図である。本発明における圧延Ｈ形鋼の水冷装置の構成を示す図である。圧延Ｈ形鋼のフィレット部における残留応力を測定する方法を示す図である。圧延Ｈ形鋼の冷却に伴う温度履歴と、測定温度を示す図である。圧延Ｈ形鋼のフィレット部を定義する図である。圧延Ｈ形鋼の寸法に関する説明図である。実施例と、比較例における、冷却後のウェブとフランジの温度差と、Ｆ／２位置での残留応力との関係を示すグラフである。

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。なお、本明細書および図面において、実質的に同一の機能構成を有する構成要素については、同一の符号を付することにより重複説明を省略する。

本発明者らは、フィレット部における残留応力を抑制するため、フランジを両面から水冷し、フランジの温度を低下させた。さらに、ウェブ上面と水冷装置の上ヘッダーのクリアランスを最適化することでウェブの冷却を従来よりさらに抑制し、フランジの温度とウェブの復熱温度差を５０℃以内に制御することで残留応力を圧縮側に制御した。

また、フランジを強冷することで強度を向上させ、その分合金添加量を減らし、フィレット部の靭性を向上させた。

以下、本発明について説明する。

まず、本発明のＨ形鋼の成分組成について説明する。

（Ｃ：０．１０～０．２０％）
Ｃは、フィレット部でのＭＡ生成を促進し、靭性を低下させる。しかし、Ｃは安価に強度を向上させる事が可能であり、製鋼の工程上Ｃを完全に除去することはコストの増加につながることから、Ｃ量の下限値を０．１０％以上とする。一方、Ｃ量が０．２０％を超えるとフィレット部の中心偏析が凝集した位置においてＭＡが増加し、靱性が低下する。したがって、Ｃ量の上限を０．２０％以下とする。好ましくはＣ量を０．１８％以下、より好ましくは０．１４％未満とする。

（Ｓｉ：０．０５～０．４０％）
Ｓｉは、脱酸元素であり、強度の向上にも寄与するが、Ｃと同様、ＭＡを生成させる元素である。Ｓｉ量が０．４０％を超えると、硬質相の生成によってフィレット部の靭性が低下するため、上限を０．５０％とする。Ｓｉ量は、０．３０％以下が好ましく、より好ましくは０．２０％以下とする。靱性確保の点からは、Ｓｉ量は少ないほど好ましいが、操業上の理由から０．０５％以上とする。

（Ｍｎ：０．７０～１．８０％）
Ｍｎは特に中心偏析に凝集しやすく、局所的にＭｎの濃度が上昇することで脆化相であるＭＡの形成、粗大な組織である上部ベイナイトの増加、ＭｎＳの増加、焼入れ性の上昇による硬さの増大が促進される。この結果、靭性が著しく低下する。しかし、安価であり結晶粒径の微細化に効果的な元素であるため、０．７０％以上を添加する。一方、１．８０％を超えるＭｎを添加すると、特にフィレット部において介在物の増加等によって、母材及び溶接熱影響部の靱性を損なう。したがって、Ｍｎ量の上限を１．８０％以下とする。Ｍｎ量は好ましくは、１．６０％以下とする。

（Ｎｂ：０．０２０％以下）
Ｎｂはフェライトを微細化させ、靭性を向上させる元素である。しかし、０．０２％を超えて添加するとフェライト変態を過剰に抑制し、ＭＡの生成を促進するため、０．０２％以下とする。好ましくは０．０１５％以下とする。

（Ｖ：０．０５０％以下）
Ｖは、窒化物（ＶＮ）を形成する元素であり、母材の強度を高めるが添加に伴い靭性を低下させるため、上限を０．０５０％以下とする。好ましくは０．０３％以下とする。

（Ａｌ：０．０６％以下）
Ａｌは、脱酸元素であるが、Ａｌ量が０．０６％を超えると、介在物によってフィレット部の靭性が低下するため、上限を０．０６％とする。Ａｌ量は、０．０５％以下が好ましく、より好ましくは０．０４％以下、更に好ましくは０．０３％以下とする。Ａｌ量の下限は規定せず、０％でもよいが、Ａｌは有用な脱酸元素であり、０．０１％以上であってもよい。

更に、強度及び靱性の向上を目的として、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒのうちの１種又は２種以上を含有させてもよい。

（Ｃｕ：０．３０％以下）
Ｃｕは、強度の向上に寄与する元素である。しかし、Ｃｕ量が０．３０％を超えると材料の加熱時に赤熱脆化を引き起こし、疵の原因となる。好ましくは０．２０ｍａｓｓ％以下である

（Ｎｉ：０．２０％以下）
Ｎｉは、強度及び靭性を高めるために、極めて有効な元素である。しかし、Ｎｉは高価な元素であり、合金コストの上昇を抑制するため、Ｎｉ量の上限を０．２０％以下とする。

（Ｍｏ：０．３０％以下）
Ｍｏは、焼入れ性を高め、強度の向上に寄与する元素である。しかし、０．３０％を超えてＭｏを添加すると、Ｍｏ炭化物（Ｍｏ２Ｃ）の析出やフィレット部におけるＭＡの生成を促進し、靱性を劣化させることがあるため、０．３０％以下に制限することが好ましい。Ｍｏ量の上限は、０．３％以下がより好ましい。Ｍｏ量の下限は、０．０１％以上が好ましい。

（Ｃｒ：０．２０％以下）
Ｃｒも強度の向上に寄与する元素である。しかし、０．２０％を超えてＣｒを添加すると炭化物を生成し、靭性を損なうことがあるため、Ｃｒ量の上限を０．２０％以下に制限することが好ましい。Ｃｒ量の好ましい上限は０．１０％以下である。Ｃｒはスクラップに含まれる元素であるため、Ｃｒ量の下限は０．０１％以上が好ましい。

更に、介在物の形態の制御を目的として、ＲＥＭ、Ｃａのうちの１種又は２種を含有させてもよい。

（ＲＥＭ：０．０１０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下）
ＲＥＭ及びＣａは、脱酸元素であり、硫化物の形態の制御にも寄与するため、添加してもよい。しかし、ＲＥＭ、Ｃａの酸化物は溶鋼中で容易に浮上するため、鋼中に含有されるＲＥＭの上限は０．０１０％以下、Ｃａの上限は０．００５０％以下である。好ましくは、ＲＥＭ及びＣａの含有量の下限は、それぞれ０．０００５％以上としても良い。

次に、本発明の圧延Ｈ形鋼のプロセスと特性について説明する。

本発明のＨ形鋼は、フィレット部の残留応力を抑制している。このため、図８に示すフィレット部内側において、残留応力を３０ＭＰａ以下の引張、または圧縮に制御している。なお、本発明において、フィレット部は図８に示すようにウェブ上下面とフランジの内外面の延長線で囲まれた領域を、上下左右方向にそれぞれ３０ｍｍ拡張した領域と定義する。

また、図９は本発明に係る圧延Ｈ形鋼の寸法に関する概略説明図である。図９に示すように、本明細書では、圧延Ｈ形鋼の全体高さ（フランジ外法）をＷ、フランジ幅をＦ、フランジ厚みをｔ、ウェブ厚をｓとして規定し、圧延Ｈ形鋼の各位置をこれら符号Ｗ、Ｆ、ｔ、ｓを用いて表す場合がある。例えば、図９のように、フランジ外面からフランジ厚み１／４の位置をｔ／４、フランジ幅方向中央位置をＦ／２、圧延Ｈ形鋼全体の高さ方向中央位置（＝ウェブ中央位置）をＷ／２といったように表す。

図８に示す位置は、Ｈ形鋼を鋼構造物として用いた際に最も応力が集中する箇所である。このため、該当する位置においてフランジ冷却によりベイナイト分率を３０％以上とした。組織の微細化および化学成分の低減により、Ｆ／２において０℃におけるシャルピー衝撃吸収エネルギーであるｖＥ０℃を７０Ｊ以上に制御した。ｖＥ０℃は、フィレット部における０℃のシャルピー衝撃吸収エネルギーを３回測定し、その平均値とした。シャルピー衝撃試験の試験方法はＪＩＳＺ２２４２：２００５に従った。試験片の断面は１０×１０ｍｍとし、試験片の採取位置は図９に示すように、Ｆ／２において試験片の面がフランジ内面と一致するようにした。ノッチはＶノッチとし、図９で示す通り、ウェブ側に形成した。

本発明の残留応力は、図６に示すようにフィレット部のコーナーＲ端にて測定した。長さ５００ｍｍ超のサンプルを準備し、歪ゲージを製品長手方向の歪を測定する方向に張り付け、ウェブを帯鋸で切断した。次に、フランジ外側から当該位置の両側に２２φの穴をドリルで開け、残留応力を解放した。鋼のヤング率２１０ＧＰａを穿孔後の変形量で除し、元の残留応力を計算により求めた。なお、Ｈ形鋼の長手方向端部の残留応力は解放されている場合があり、ばらつく傾向にあるため、残留応力の測定は、長手方向の端面から長手方向で２５０ｍｍ以上内方側に位置する部分で行うのが好ましい。

本発明の圧延Ｈ形鋼の金属組織の評価は、光学顕微鏡によって行う。光学顕微鏡によって、Ｗ／２の表面とＦ／２－ｔ／４の組織をナイタル腐食液により組織を現出させて観察した。組織分率の測定は２００倍の組織写真より、ポイントカウンティングで求めた。

次に、本発明の圧延Ｈ形鋼の製造方法について説明する。本実施形態では、図４に示す工程で、生産性に優れる矩形の鋼片を加熱し、粗圧延、中間圧延、仕上圧延からなる熱間圧延を行い、水冷装置によって加速冷却を行い、圧延Ｈ形鋼を製造する。

製鋼工程（図示しない）では、上述のように、溶鋼の化学成分を調整した後、鋳造し、矩形の鋼片を得る。鋳造は、生産性の観点から、連続鋳造が好ましい。また、鋼片の厚みは、生産性の観点から、２００ｍｍ以上とすることが好ましく、偏析の低減や、熱間圧延における加熱温度の均質性などを考慮すると、３５０ｍｍ以下が好ましい。

次に、加熱炉を用いて鋼片を加熱する。続いて、熱間圧延の一部として、粗圧延機を用いて粗圧延を行う。その後、熱間圧延の一部として、中間ユニバーサル圧延機（中間圧延機）と水冷装置とを用いて中間圧延が行われる。中間圧延は例えばパス間水冷を伴うリバース圧延で行われても良い。続いて、熱間圧延の一部として、仕上圧延機を用いて仕上げ圧延を行って、一連の熱間圧延を終了する。このとき、必要に応じて、Ｈ形鋼を水冷してもよい。

（鋼片の加熱温度：１１００～１３５０℃）
鋼片の加熱温度は、１１００～１３５０℃とする。加熱温度が低いと変形抵抗が高くなるので、熱間圧延における造形性を確保するために１１００℃以上とする。一方、鋼片の加熱温度が１３５０℃を超えると、素材である鋼片の表面の酸化物が溶融して加熱炉内が損傷することがある。Ｎｂなど、析出物を形成する元素を十分に固溶させるためには、鋼片の加熱温度の下限を１１５０℃以上とすることが好ましい。特に、製品の板厚が薄い場合は、累積圧下率が大きくなるため、鋼片の加熱温度を１２００℃以上にすることが好ましい。組織を微細にするためには、鋼片の加熱温度の上限を１３００℃以下にすることが好ましい。

粗圧延では、製品の寸法に合わせて矩形の鋼片を圧延し、粗造形を行う。この際、ウェブとフランジの大まかな形状を作りこむ。

熱間圧延の中間圧延では、制御圧延を行ってもよい。制御圧延は、圧延温度及び圧下率を制御する製造方法である。熱間圧延の中間圧延では、パス間水冷圧延加工を１パス以上施すことが好ましい。

パス間水冷圧延加工を行う場合、中間ユニバーサル圧延機の前後に設けた水冷装置を用いて、圧延パス間の水冷を行うことが好ましく、水冷装置によるフランジ外側面のスプレー冷却とリバース圧延とを繰り返し行うことが好ましい。パス間水冷を行う水冷装置は、例えば、中間ユニバーサル圧延機の直近に設けられ、フランジ外面のみを水冷する装置でも良い。パス間水冷を伴う圧延加工では、圧下率が小さい場合でも、板厚の内部まで加工歪みを導入することができる。また、水冷により圧延温度を短時間で低下させることによって、生産性も向上する。さらに、フランジのみを選択的に冷却することでウェブとフランジの温度差を軽減することが可能である。

中間圧延後のウェブ厚は１１ｍｍ以上とした。例えば、ウェブ厚が９ｍｍでは水冷直後にウェブの形状が不安定であり、上下に反ったため、１１ｍｍ以上とした。なお、ウェブ厚１１ｍｍ以上が望ましい根拠については、実施例において後述する。

熱間圧延の終了後は、そのまま、仕上圧延機の出側に設けた水冷装置（図５参照）によって、フランジの内面及び外面に加速冷却を施す。この時、ウェブの上面は乗り水による冷却を抑制するためにエアブローを実施する。フランジの内面及び外面に加速冷却と、ウェブの冷却抑制により、水冷プロセス後にフランジの温度とウェブの復熱温度差ΔＴを５０℃以下に制御することができる。これにより、フィレット部の引張残留応力を３０ＭＰａ以下に制御する。Ｈ形鋼の残留応力は、異なる温度のウェブとフランジが室温まで冷却された際に、ウェブとフランジの熱収縮量が異なるために生じる。本実施形態では、低温のウェブを冷やさず、高温のフランジを選択的に冷却することで温度差を解消し、残留応力を抑制した。

図５に示す本実施形態に係る水冷装置は、フランジ内面を冷却する上ヘッダーの下面とウェブの上面とのクリアランスが１５ｍｍ以下に設定されている。さらに、本実施形態に係る水冷装置はウェブ下面の冷却は行わない。上ヘッダーの下面とウェブ上面とのクリアランスを１５ｍｍ以下とすることで、エアブローの流路断面積が小さくなるため、ウェブ上面に侵入する冷却水の排出効果が高まる。これにより、ウェブ上面の冷却が適切に抑制できる。また、ウェブ下面の冷却を行わないことで、ウェブの冷却がさらに抑制されることに加え、ウェブ厚さ方向での温度勾配を抑制してＨ形鋼における寸法歪の発生を防止できる。

本発明における温度の定義を図７に示す。いずれもＷ／２とＦ／２の表面で適正に校正された放射温度計により表面温度を測定する。水冷後の温度は、冷却後で最も高い温度を放射温度計により測定した。水冷後のウェブとフランジの復熱温度差をΔＴと定義した。

以上説明した、本実施の形態に係る圧延Ｈ形鋼によれば、フィレット部の残留応力を低い引張応力または圧縮応力、具体的には３０ＭＰａ以下に制限することができ、フィレット部から生じる脆性破断を抑制することが可能となる。また、ベイナイト分率を３０％以上、０℃におけるシャルピー衝撃吸収エネルギーであるｖＥ０℃を７０Ｊ以上に制御することで、フィレット部での靭性および残留応力を最適化することが可能となる。また、製造方法においては、冷却時にフランジのみを選択的に冷却することでウェブとフランジの温度差を軽減し、フィレット部の残留応力を低減させることができる。

以上、本発明の実施の形態の一例を説明したが、本発明は図示の形態に限定されない。当業者であれば、特許請求の範囲に記載された思想の範疇内において、各種の変更例または修正例に想到し得ることは明らかであり、それらについても当然に本発明の技術的範囲に属するものと了解される。

表１（実施例：Ｎｏ．１～８）及び表２（比較例：Ｎｏ．９～１７）に示す成分組成を有する鋼を溶製し、連続鋳造により、厚みが２５０～３００ｍｍの鋼片を製造した。鋼の溶製は転炉で行い、一次脱酸し、合金を添加して成分を調整し、必要に応じて、真空脱ガス処理を行った。得られた鋼片を表３（実施例）及び表４（比較例）に示す加熱温度に加熱し、熱間圧延を行った。熱間圧延では、粗圧延に続いて、中間ユニバーサル圧延機と、その前後に設けた水冷装置とを用いて、必要に応じてフランジ外側面のスプレー冷却とリバース圧延および圧延後の水冷を行った。仕上げ圧延後にフランジを内外面から水冷し、鋼材の表面温度を測定した。ウェブの上面と上ヘッダーのクリアランスの設定値を１２～２５ｍｍの範囲で設定した。

図３に示すように、Ｆ／２－ｔ／４から、圧延方向を長さ方向とする試験片を採取し、機械特性を測定した。試験片は長さ２ｍのＨ形鋼の長手方向の中央部から採取した。Ｈ形鋼の長手方向端部の残留応力は解放される傾向にあるため、試験片は長手方向の端面から長手方向で２５０ｍｍ以上中心側に位置する部分から採取するのが好ましい。機械特性として、降伏点（ＹＰ）、引張強度（ＴＳ）、ｖＥ０℃を測定した。引張試験は、ＪＩＳＺ２２４１：２０１１に準拠して行い、シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳＺ２２４２：２００５に準拠して行った。

結果を表５（実施例）及び表６（比較例）に示す。Ｈ形鋼の各特性の目標値は、残留応力が３０ＭＰａ以下、ｖＥ０℃が７０Ｊ以上である。なお、表中では引張の残留応力を正、圧縮の残留応力を負として表記している。

表５に示すように、本発明の実施例であるＮｏ．１～８は残留応力が３０ＭＰａ以下かつｖＥ０℃が７０Ｊ以上であり、目標を満足していた。

一方、表６に示すように、比較例のＮｏ．９、１０、１２、１５は、ヘッダーと上面のクリアランスが大きく、冷却後のウェブとフランジの温度差が５０℃以上であり、残留応力も３０ＭＰａ超であった。さらに、Ｎｏ．９は、Ａｌ量が多く、粗大なＡｌ系介在物によりフィレット部の靭性が低下した。Ｎｏ．１１、１３は、ＳｉとＣ量が多く、硬質相の増加によって靭性が低下した。Ｎｏ．１２、１４は、ＶとＣｒ量が多く、硬さが過剰となったことで靭性が低下した。Ｎｏ．１６は、ウェブ上面と上ヘッダーのクリアランスは適正であるが、ウェブ下面からの水冷を実施したことにより、ウェブが冷却されることで残留応力が高かった。Ｎｏ．１７は、化学成分、水冷条件のいずれも適正であったが、ウェブ厚が薄く、波打ち形状になったため、形状不良と判定された。ウェブが薄い場合は、わずかな応力で変形および座屈しやすく、水冷によるウェブ上面及びウェブ下面の温度差やフランジ冷却時のウェブ収縮により反り、波打ちが生じやすい。

図１０は、実施例Ｎｏ．１～８と、比較例Ｎｏ．９～１７に基づく、冷却後のウェブとフランジの復熱温度差ΔＴ（横軸）と、Ｆ／２位置での残留応力（縦軸）との関係を示すグラフである。実施例と比較例の結果から、図１０に示すように、冷却後のウェブとフランジの復熱温度差ΔＴを５０℃以内に制御することでＦ／２位置での残留応力が３０ＭＰａ以下に抑えられることが分かった。

本発明は、圧延Ｈ形鋼及びその製造方法に適用できる。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．１０～０．２０％、
Ｓｉ：０．０５～０．４０％、
Ｍｎ：０．７０～１．８０％、
を含有し、
Ｎｂ：０．０２０％以下、
Ｖ：０．０５０％以下、
Ａｌ：０．０６％以下、
Ｃｒ：０．２０％以下、
に制限し、
フィレット部において引張残留応力が３０ＭＰａ以下、または圧縮の残留応力であり、
ウェブの厚みが１１ｍｍ以上であり、
ウェブ中央位置（Ｗ／２）の組織が表層においてフェライトおよびパーライトであり、
フィレット部中央の組織がフランジ外面から厚み方向１／４位置（ｔ／４）においてベイナイト分率が３０％以上であり、
フランジ幅方向中央位置（Ｆ／２）において、０℃におけるシャルピー衝撃吸収エネルギーが７０Ｊ以上であることを特徴とする、圧延Ｈ形鋼。
更に、質量％で、
Ｃｕ：０．３０％以下、
Ｎｉ：０．２０％以下、
Ｍｏ：０．３０％以下、
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする、請求項１に記載の圧延Ｈ形鋼。
更に、質量％で、
ＲＥＭ：０．０１０％以下、
Ｃａ：０．００５０％以下、
の一方又は双方を含有することを特徴とする、請求項１又は２に記載の圧延Ｈ形鋼。
請求項１～３のいずれか一項に記載の圧延Ｈ形鋼を製造する圧延Ｈ形鋼の製造方法であって、
請求項１～３のいずれかに記載の成分からなる鋼片を１１００～１３５０℃に加熱し、
フランジ幅方向中央位置（Ｆ／２）をＡｒ３－５０℃以上から水冷し、
当該水冷において、ウェブ上面と水冷ヘッダーのクリアランスを１５ｍｍ以下に制御し、ウェブの上面の乗り水を抑制することでウェブとフランジの水冷後の復熱温度差を５０℃以内に制御することを特徴とする、圧延Ｈ形鋼の製造方法。