JPH07238316A - 強度・靱性および溶接性の優れたフランジを有する形鋼の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】 建造物の構造部材に用いる強度、靱性、溶接
性の優れたフランジを有する形鋼を経済的に製造する。 【構成】 製鋼工程で特定成分に調整した後、特定の溶
存酸素量に対し、特定量のＴｉを添加して脱酸を行い、
製造した連続鋳造鋳片を、形鋼圧延工程で粗圧延・中間
圧延・仕上圧延を経た後、必要に応じて中間圧延工程の
パス間で鋼材表層部の温度をＡｒ₃ −２０℃以下、Ａｒ
₃ −１００℃以上に水冷し、その復熱過程で少なくとも
１回以上圧延し、７５０〜１０５０℃の温度範囲で中間
圧延を終了させ、その後、仕上圧延前に鋼材のＡｒ₃ −
２０℃以下Ａｒ₁ 以上の温度域まで放冷し、仕上圧延を
経るか、あるいは仕上圧延後に上述の温度域まで放冷
し、７００℃から４００℃までを０．５〜３．０℃／ｓ
で加速冷却することにより、強度、靱性、溶接性に優れ
たフランジを有する形鋼の製造を可能にする。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、建造物の構造部材とし
て用いられる形鋼の製造方法に係わるものである。

【０００２】

【従来の技術】建築物の超高層化、安全基準の厳格化な
どから、柱、梁用に用いられるフランジを有する形鋼、
例えばＨ形鋼には一層の高強度化、高靱性化、低降伏点
化、良溶接性が求められている。特に、厚肉フランジを
有するＨ形鋼では、強度を確保するために多量の合金元
素を添加することが１つの方策であるが、この場合は同
時に靱性の低下、溶接性の悪化をもたらし、一方、靱
性、溶接性を確保するためには、低合金成分であること
が必要条件であるために、アズロールでは強度を確保で
きない。低合金成分で且つ強度を満足させる方法とし
て、圧延終了後の鋼材の加速冷却法（ＴＭＣＰ法）が周
知であるが、厚肉フランジを有するＨ形鋼の場合、仕上
圧延直後の鋼材温度がＡｒ₃ 点以上のγ域からの冷却で
は必要強度を確保するまでの加速冷却を行うとベイナイ
ト相あるいはマルテンサイト相の組織分率が上昇し、靱
性を著しく損なう。また、厚鋼板分野ではＶＮの析出効
果を利用し高強度・高靱性鋼を製造する、例えば特公昭
６２−５０５４８号公報、特公昭６２−５４８６２号公
報の技術が提案されている。しかしながら、この従来法
では、Ｖ添加による製造原価の上昇、Ｎの成分コントロ
ールが困難なため、安価で安定した製造ができなかっ
た。また、一方では、強度、靱性、溶接性を同時に確保
させるために、従来は圧延−冷却終了後に焼準処理など
の熱処理を施すことも行われた。しかし、熱処理の付加
は熱処理コストと生産効率の低下など大幅なコスト上昇
を招き、経済性に問題があった。

【０００３】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記の課題
を解決するために、製鋼、圧延および冷却までの工程を
総合的に対象とした新規の製造方法により、強度・靱性
・溶接性の優れたフランジを有する形鋼を低コストで提
供することを目的とする。

【０００４】

【課題を解決するための手段】本発明は、上記の課題を
解決するためになされたものであり、その特徴点は製鋼
過程において適正な脱酸処理を行い、溶鋼の清浄化、溶
存酸素濃度調整、合金元素のうちＴｉの添加順序の変更
等により、Ｔｉ添加量の制御を行い、鋼中に多数の微細
な複合酸化物を分散させることにより粒内フェライトを
生成させたうえで、加速冷却を行い、ベイナイト相ある
いはマルテンサイト相の組織分率の上昇を防止し、細粒
なフェライト組織とし、強度とともに、靱性、溶接性を
も確保することにある。さらに必要に応じて中間圧延工
程のパス間で鋼材表層部の温度をＡｒ₃ −２０℃以下、
Ａｒ₃ −１００℃以上に水冷し、その復熱過程で少なく
とも１回以上圧延し、さらにミクロ組織の細粒化を行
い、特にＨ形鋼において、高温圧延、低冷却速度となる
フィレット部の靱性を向上させる。即ち、本発明は格別
な設備を必要とせず経済的で効率良く強度、靱性、溶接
性の優れた高品質の鋼材の製造方法を提供するものであ
る。本発明の要旨は、下記（１）〜（４）項のとおりで
ある。 （１）重量％でＣ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．
０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．８〜２．０％、Ｎ：０．
００３〜０．０１５％、Ａｌ≦０．００５％を含み、残
部がＦｅ、及び不可避不純物からなる溶鋼を予備脱酸処
理によって溶存酸素を重量％で０．００３〜０．０１５
％に調整後、さらにチタン脱酸し、該チタン含有量が重
量％で０．００５〜０．０２５％で、かつ溶鋼の溶存酸
素〔Ｏ％〕に対し、−０．００６≦〔Ｔｉ％〕−２〔Ｏ
％〕≦０．００８の関係を満たす鋳片に連続鋳造で鋳造
し、該鋳片を１１００〜１３００℃の温度域に再加熱後
に圧延を開始し、７５０〜１０５０℃の温度範囲で中間
圧延を終了させ、仕上圧延前に鋼材表面がＡｒ₃ −２０
℃以下、Ａｒ₁ 以上の温度域まで放冷したのち仕上圧延
を行うか、あるいは仕上圧延後、鋼材表面がＡｒ₃ −２
０℃以下、Ａｒ₁ 以上の温度域まで放冷し、その後ただ
ちに７００℃から４００℃までの鋼材平均冷却速度を
０．５℃／ｓ〜３．０℃／ｓの範囲内で加速冷却する強
度・靱性および溶接性の優れたフランジを有する形鋼の
製造方法。 （２）重量％でＣ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．
０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．８〜２．０％、Ｎ：０．
００３〜０．０１５％、Ａｌ≦０．００５％を含み、残
部がＦｅ、及び不可避不純物からなる溶鋼を予備脱酸処
理によって溶存酸素を重量％で０．００３〜０．０１５
％に調整後、さらにチタン脱酸し、該チタン含有量が重
量％で０．００５〜０．０２５％で、かつ溶鋼の溶存酸
素〔Ｏ％〕に対し、−０．００６≦〔Ｔｉ％〕−２〔Ｏ
％〕≦０．００８の関係を満たす鋳片に連続鋳造で鋳造
し、該鋳片を１１００〜１３００℃の温度域に再加熱後
に圧延を開始し、中間圧延工程のパス間で鋼材表層部の
温度をＡｒ₃ −２０℃以下、Ａｒ₃ −１００℃以上に水
冷し、その復熱過程で少なくとも１回以上圧延して７５
０〜１０５０℃の温度範囲で中間圧延を終了させ、仕上
圧延前に鋼材表面がＡｒ₃ −２０℃以下、Ａｒ₁ 以上の
温度域まで放冷したのち仕上圧延を行うか、あるいは仕
上圧延後、鋼材表面がＡｒ₃ −２０℃以下、Ａｒ₁ 以上
の温度域まで放冷し、その後ただちに７００℃から４０
０℃までの鋼材平均冷却速度を０．５℃／ｓ〜３．０℃
／ｓの範囲内で加速冷却する強度・靱性および溶接性の
優れたフランジを有する形鋼の製造方法。 （３）重量％でＣ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．
０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．８〜２．０％、Ｎ：０．
００３〜０．０１５％、Ａｌ≦０．００５％を含み、加
えてＶ≦０．２０％、Ｃｒ≦０．７％、Ｎｂ≦０．０５
％、Ｎｉ≦１．０％、Ｃｕ≦１．０％、Ｍｏ≦０．３
％、の１種または２種以上を含み、残部がＦｅ、及び不
可避不純物からなる溶鋼を予備脱酸処理によって溶存酸
素を重量％で０．００３〜０．０１５％に調整後、さら
にチタン脱酸し、該チタン含有量が重量％で０．００５
〜０．０２５％で、かつ溶鋼の溶存酸素〔Ｏ％〕に対
し、−０．００６≦〔Ｔｉ％〕−２〔Ｏ％〕≦０．００
８の関係を満たす鋳片に連続鋳造で鋳造し、該鋳片を１
１００〜１３００℃の温度域に再加熱後に圧延を開始
し、７５０〜１０５０℃の温度範囲で中間圧延を終了さ
せ、仕上圧延前に鋼材表面がＡｒ₃ −２０℃以下、Ａｒ
₁ 以上の温度域まで放冷したのち仕上圧延を行うか、あ
るいは仕上圧延後、鋼材表面がＡｒ₃ −２０℃以下、Ａ
ｒ₁ 以上の温度域まで放冷し、その後ただちに７００℃
から４００℃までの鋼材平均冷却速度を０．５℃／ｓ〜
３．０℃／ｓの範囲内で加速冷却する強度・靱性および
溶接性の優れたフランジを有する形鋼の製造方法。 （４）重量％でＣ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．
０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．８〜２．０％、Ｎ：０．
００３〜０．０１５％、Ａｌ≦０．００５％を含み、加
えてＶ≦０．２０％、Ｃｒ≦０．７％、Ｎｂ≦０．０５
％、Ｎｉ≦１．０％、Ｃｕ≦１．０％、Ｍｏ≦０．３
％、の１種または２種以上を含み、残部がＦｅ、及び不
可避不純物からなる溶鋼を予備脱酸処理によって溶存酸
素を重量％で０．００３〜０．０１５％に調整後、さら
にチタン脱酸し、該チタン含有量が重量％で０．００５
〜０．０２５％で、かつ溶鋼の溶存酸素〔Ｏ％〕に対
し、−０．００６≦〔Ｔｉ％〕−２〔Ｏ％〕≦０．００
８の関係を満たす鋳片に連続鋳造で鋳造し、該鋳片を１
１００〜１３００℃の温度域に再加熱後に圧延を開始
し、中間圧延工程のパス間で鋼材表層部の温度をＡｒ₃
−２０℃以下、Ａｒ₃ −１００℃以上に水冷し、その復
熱過程で少なくとも１回以上圧延し、７５０〜１０５０
℃の温度範囲で中間圧延を終了させ、仕上圧延前に鋼材
表面がＡｒ₃ −２０℃以下、Ａｒ₁ 以上の温度域まで放
冷したのち仕上圧延を行うか、あるいは仕上圧延後、鋼
材表面がＡｒ₃ −２０℃以下、Ａｒ₁ 以上の温度域まで
放冷し、その後ただちに７００℃から４００℃までの鋼
材平均冷却速度を０．５℃／ｓ〜３．０℃／ｓの範囲内
で加速冷却する強度・靱性および溶接性の優れたフラン
ジを有する形鋼の製造方法。

【０００５】

【作用】以下、本発明の作用を実施例に基づき詳細に説
明する。鋼材の靱性は、合金成分、結晶粒径による依存
性を有する。即ち、組織中に固溶する成分が少ないほ
ど、あるいは、組織中のフェライト粒が細粒であるほ
ど、靱性は向上する。連続鋳造スラブを素材としてユニ
バーサル熱間圧延により、フランジを有する形鋼、例え
ばＨ形鋼を製造する場合、フィレット部において素材の
中心偏析が集積され、偏析成分が著しく濃化する。ま
た、同時にフィレット部は他の部位と比較して圧延温度
が高いため、熱間圧延を行っても、例えばフランジ部や
ウェブ部よりもフェライト粒は粗粒化する。

【０００６】また、強度の高い形鋼を製造する場合に
は、以下の強化機構を利用することが知られている。 フェライト結晶粒径の微細化 合金元素による固溶体強化 微細析出物による析出強化 このうち、の合金元素による固溶体強化が最も一般的
であるが、例えば、代表的な固溶体強化元素であるＭｎ
の添加は著しく鋼材の焼入れ性を高め、フェライト＋パ
ーライト組織をベイナイト組織に変化させる。ベイナイ
ト組織を生成し易い成分系鋼を圧延Ｈ形鋼に適用した場
合は、特に圧延工程で素材である連続鋳造スラブの中心
偏析部が集積されるように加工されるフィレット部にお
いて上記Ｍｎが偏析成分として濃化し、ベイナイトおよ
び島状マルテンサイト組織分率が著しく高くなる。その
結果として特に靱性が低下し、場合によっては割れが発
生し、ＵＴ欠陥等が出現する。また、の微細析出物に
よる析出強化も靱性を低下させる。従って、靱性を確保
しつつ強度を上昇させることが可能なのはのフェライ
ト結晶粒径の微細化のみである。

【０００７】また、溶接性に関しては日本溶接協会で定
義された溶接性評価式（以下ＷＥＳ式と略称する）によ
れば以下に示すようになり、Ｃ，Ｍｎ等の合金元素の増
加とともに溶接性が損なわれる。良溶接性を確保するた
めには、少なくともＷＥＳ式を０．４０以下とすること
が必要である。本発明の特徴は例えば、厚肉フランジを
有するＨ形鋼の熱間圧延での製造時に仕上圧延前あるい
は後に空冷して一部にフェライトを出現させたのち、加
速冷却して、ベイナイト相あるいは、フェライト相の組
織分率の上昇を防止し、細粒なフェライト組織とし、強
度、靱性、溶接性の全てを満足させるところにある。

【０００８】つぎに本発明が対象とする基本成分範囲の
限定理由について述べる。まず、Ｃは鋼の強度を向上さ
せる有効な成分として添加するもので０．０５％未満で
は、構造用鋼として必要な強度が得られず、また０．１
５％を超える過剰の添加は、母材靱性、耐溶接割れ性、
溶接熱影響部靱性等を著しく低下させるので、下限を
０．０５％、上限を０．１５％とした。

【０００９】Ｓｉは母材の強度確保、溶鋼の予備脱酸等
に必要であるが０．５０％を超えると溶接熱影響部内に
硬化組織の高炭素マルテンサイトを生成し、溶接継手部
靱性を著しく低下させる。また、０．０５％未満では必
要な溶鋼の予備脱酸ができないため、Ｓｉ含有量を０．
０５％〜０．５０％の範囲に限定した。Ｍｎは母材の強
度、靱性の確保には０．８％以上の添加が必要である
が、溶接部の靱性、割れ性等の許容できる範囲内で上限
を２．０％とした。

【００１０】Ｎは不可避不純物として鋼中に混入する元
素であり、過剰に固溶すると靱性を低下させる元素であ
るため、できるだけ低減することが望ましいが、０．０
０３％未満とすると、脱Ｎのためのコストがかかり、製
造原価が高くなるので、下限を０．００３％とした。他
方０．０１５％を超えると母材靱性が劣化し、連続鋳造
時に鋼片に表面割れが生じるため０．０１５％を上限と
した。

【００１１】Ａｌは強力な脱酸元素であるが、０．００
５％超の含有は粒内フェライト変態を促進する複合酸化
物が形成されず、靱性の低下がもたらされるため、０．
００５％以下とした。不可避不純物として含有するＰ，
Ｓはその量について特に限定しないが、凝固時のマクロ
偏析により溶接割れや靱性の低下が生じるので、極力低
減すべきであり、また、本発明でＰ，Ｓ量が、目的とす
る量まで低減できるのは、それぞれ０．０２％未満であ
る。

【００１２】以上が本発明の対象となる鋼の基本成分で
あるが、母材強度の上昇及び靱性向上の目的で、Ｖ，Ｃ
ｒ，Ｎｉ，Ｎｂ，Ｃｕ，Ｍｏの１種または２種以上を含
有することができる。まず、ＶはＶＮとして粒内フェラ
イト組織の生成とその細粒化、高温強度の確保のために
極めて重要であるが、０．２０％超では析出物が過剰に
なり、母材靱性や溶接熱影響部靱性が劣化するため上限
を０．２０％に制限した。

【００１３】Ｎｉは、母材の強靱性を高める極めて有効
な元素であるが、１．０％超の添加は合金コストを増加
させ経済的でないので上限を１．０％とした。Ｃｒは焼
入れ性を向上させ、母材の強化、高温強化に有効であ
る。しかし、０．７％を超える過剰の添加は、靱性及び
硬化性の観点から有害となるため上限を０．７％とし
た。

【００１４】Ｎｂは母材の強靱化には有効であるが、
０．０５％を超える過剰の添加は靱性及び硬化性の観点
から有害となるため上限を０．０５％とした。Ｃｕは母
材の強化、耐候性に有効な元素であるが、応力除去焼鈍
による焼戻し脆性、溶接割れ、熱間加工割れなどを考慮
して、上限を１．０％とした。Ｍｏは母材の強化に有効
な元素であるが、溶接割れ、熱間加工割れなどを考慮し
て、上限を０．３％とした。

【００１５】溶鉄の予備脱酸処理を行い、溶存酸素を重
量％で０．００３〜０．０１５％に制御するのは、溶鉄
を高清浄化すると同時に鋳片内に微細な酸化物を分散さ
せるために極めて重要だからである。予備脱酸後の
〔Ｏ〕濃度が０．００３％未満では粒内フェライト変態
を促進する粒内フェライト生成核の複合酸化物が減少
し、細粒化できないため靱性は向上できない。一方、
０．０１５％を超える場合は、他の条件を満たしていて
も、酸化物が粗粒化し、脆性破壊の発生起点となり、靱
性を低下させる。以上の理由により、予備脱酸後の
〔Ｏ〕濃度を０．００３〜０．０１５％に限定した。

【００１６】なお、予備脱酸処理は真空脱ガスとＡｌ，
Ｓｉ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｍｇ脱酸の１種あるいは２種以上の
組合せで行った。その理由は真空脱ガス処理は直接溶鋼
中の酸素をガス及びＣＯガスとして除去し、Ａｌ，Ｓ
ｉ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｍｇ等の強脱酸により生成する酸化物
系介在物は浮上し除去しやすいため、溶鋼の清浄化に極
めて効果的だからである。

【００１７】Ｔｉは脱酸材としてＴｉ系酸化物を生成さ
せ、圧延時に粒内フェライトの生成を促進させ、また微
細なＴｉＮを析出させ、オーステナイトの細粒化と粒内
フェライトの生成を促進し、母材及び溶接部の靱性を向
上させる効果があるが、０．００５％未満では酸化物中
のＴｉ含有量が不足し、粒内フェライト生成核としての
作用が低下し、他方０．０２５％を超えると過剰なＴｉ
はＴｉＣを生成し、析出硬化を生じ溶接熱影響部の靱性
を著しく低下させるため０．００５〜０．０２５％に制
限した。

【００１８】さらに溶鋼のＴｉ含有量〔Ｔｉ％〕を溶鋼
の溶存酸素〔Ｏ％〕に対し−０．００６≦〔Ｔｉ％〕−
２〔Ｏ％〕≦０．００８％の関係を満たすように制限し
たのは、この関係において重量％でＴｉが〔Ｏ〕濃度に
対し過剰である場合は粒内フェライト生成核としては無
効なＴｉ₂ Ｏを多数生成して組織の細粒化ができず靱性
が低下し、重量％でＴｉが〔Ｏ〕濃度に対し過小である
場合は粒内フェライト核となる複合酸化物が著しく減少
するため組織の細粒化ができず靱性が低下するためであ
る。Ｔｉの添加順序を最後とするのは製鋼の初期段階で
添加した場合には、Ｔｉ酸化物の量と組成の制御を容易
にするためである。

【００１９】上記の製造方法で溶製した溶鋼を連続鋳造
機により鋳片に製造した後、１１００〜１３００℃の温
度域に再加熱する。この温度域に再加熱温度を限定した
のは、熱間加工による形鋼の製造には塑性変形を容易に
するため１１００℃以上の加熱が必要であり、また、加
熱炉の性能、経済性から上限を１３００℃とした。加熱
した鋼材は、粗圧延、中間圧延、仕上圧延の各工程によ
って圧延成形を行う。圧延終了時間を７５０〜１０５０
℃としたのは、低温圧延ほど靱性は向上するが、形鋼の
造形上７５０℃未満での加工は困難であり、また１０５
０℃を超えての加工は粗粒組織を生成して靱性が低下す
るためである。

【００２０】また、中間圧延工程での圧延パス間におい
て鋼材表層部の温度をＡｒ₃ −２０℃以下、Ａｒ₃ −１
００℃以上に水冷し、その復熱過程で少なくとも１回以
上圧延し、７５０〜１０５０℃の温度範囲で圧延を終了
させるのは、低温圧延で表層部を極細粒な組織とし、そ
の後の復熱により、フェライトからオーステナイトへ再
変態させ、加工歪を除去するためである。この水冷と圧
延パス、復熱の組み合わせにより、鋼材表層部は歪のな
い極細粒なフェライト＋パーライト組織となり、靱性が
向上する。

【００２１】中間圧延終了後、仕上圧延前あるいは後に
表面温度をＡｒ₃ −２０℃以下、Ａｒ₁ 以上まで放冷す
るのは表面から約２０mm程度の厚みまでフェライト変態
を進行させるためであり、このフェライトの生成によ
り、ベイナイト相あるいはマルテンサイト相の生成が抑
制されるためである。この温度域よりも高温域で放冷を
停止し加速冷却を行うとベイナイト相あるいはマルテン
サイト相の組織分率が顕著に上昇し、靱性が低下する。
また、この温度域よりも低温域まで放冷すると、加速冷
却によるフェライト細粒化の効果がみられなくなり、強
度が低下する。また、上述の最適な温度域までの放冷
は、仕上圧延前あるいは後のいずれでも構わない。その
理由は、仕上圧延での圧下量は小さく、仕上圧延の有無
による材質変動は無視できるためである。

【００２２】仕上圧延前に放冷した鋼材は仕上圧延後、
仕上圧延後に放冷した鋼材はただちに加速冷却を行う。
７００℃から４００℃までの平均冷却速度を０．５℃／
ｓ〜３．０℃／ｓの範囲内で冷却して製造するとしたの
は、この冷却速度範囲よりも高冷却速度で加速冷却する
と、ベイナイト相やマルテンサイト相の組織分率が上昇
し、靱性が低下する。また、この冷却速度範囲よりも低
冷却速度で加速冷却しても、加速冷却によるフェライト
細粒化の効果がみられなくなり、強度が低下する。従っ
て、上述の冷却速度の範囲を最適な冷却速度範囲とす
る。

【００２３】

【実施例】試作形鋼は転炉溶製し、成分調整後、連続鋳
造により２４０mm〜３００mm厚鋳片に鋳造した後、図１
に示すレイアウトの加熱炉１で加熱し、粗圧延機２で粗
圧延した後、引き続いて、第１中間圧延機３、第２中間
圧延機４で所定の寸法のＨ形鋼となるまで成形を行う。
このとき、必要に応じて第２中間圧延機４での圧延パス
間で、鋼材表層部の温度をＡｒ₃ −２０℃以下、Ａｒ₃
−１００℃以上に水冷し、その復熱過程で少なくとも１
回以上圧延し、７５０〜１０５０℃の温度範囲で中間圧
延を終了させる。その後、仕上圧延機５による仕上圧延
前に第２中間圧延機４と仕上圧延機５との間の任意の場
所において所定の温度域、即ち鋼材表面がＡｒ₃ −２０
℃以下、Ａｒ₁ 以上の温度域まで放冷させる。その後、
仕上圧延を経て、仕上圧延機５の下流側に設置された水
冷による鋼材の加速冷却装置６により、所定の冷却速
度、即ち７００℃から４００℃までの冷却速度を０．５
℃／ｓ〜３．０℃／ｓの範囲内に確保できるように加速
冷却を行う。冷却後は冷却床７で次工程の矯正まで放冷
される。

【００２４】機械特性は、図２に示すＨ形鋼８のフラン
ジ９の板厚ｔ₂ の中心部（１／２ｔ ₂ ）でフランジ幅全
長（Ｂ）の１／４幅（１／４Ｂ）から試験片を採取して
求めた。なお、この箇所の特性を求めたのは、フランジ
１／４Ｂ部は母材の平均的な機械特性を示すので、この
部位でＨ形鋼の機械試験特性を代表できるとしたためで
ある。

【００２５】表１および表２は、試作鋼の化学成分値を
示し、表３は圧延と冷却条件に対する機械試験特性を示
す。なお、加熱温度を１２８０℃に揃えたのは、一般的
に加熱温度の低減は、機械特性を向上させることは周知
であり、高温加熱条件は機械特性の最低値を示すと推定
され、この値がそれ以下の加熱温度での特性を代表でき
ると判断したためである。また、表１および表２での成
分範囲においてはＡｒ ₃ 点は８６０℃から８００℃の
間、Ａｒ₁ 点は７００℃から６５０℃の間にあるため、
放冷停止温度をＡｒ₁ 点以上、Ａｒ₃ 点−２０℃以下と
するには、少なくとも７００℃以上７８０℃以下とする
必要がある。

【００２６】

【表１】

【００２７】

【表２】

【００２８】

【表３】

【００２９】表３に示すように本発明による鋼１〜６
は、母材を代表する部位であるフランジ１／４Ｂ部、で
目標の母材強度（前記ＪＩＳＧ３１０６，ＳＭ４９０）
と０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーの目標値（前
記ＪＩＳＧ３１０６，ＳＭ４９０Ｃ）である４５（Ｊ）
以上を充分に満足する。一方、比較鋼の鋼７では、Ｔ
ｉ，Ｏ以外の成分、放冷停止温度、７００℃から４００
℃までの冷却速度は本発明における条件に適合している
が、ＴｉとＯの濃度バランスが、〔Ｔｉ％〕−２〔Ｏ〕
が０．００９０で、本発明での条件である、−０．００
６以上、０．００８以下の範囲に逸脱するため、強度は
目標値よりも、低い値となっている。鋼８では放冷停止
温度、４００℃までの冷却速度は本発明における製造条
件の範囲内であるが、Ｍｎの濃度が２．０４％であり、
０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーの目標値を満足
しない。鋼９では成分、７００℃から４００℃までの冷
却速度はともに本発明の製造条件を満足するものの、放
冷停止温度が６１０℃であり、Ａｒ₁ 点よりも低い温度
であるため、強度は目標値を下回る。鋼１０では成分、
放冷後７００℃から４００℃までの冷却速度はともに本
発明の製造条件を満足するものの、放冷停止温度が８６
０℃でＡｒ₃ 点−２０℃以上となり、０℃でのシャルピ
ー衝撃吸収エネルギーが著しく低く目標値以下となる。
鋼１１では成分、放冷停止温度はともに本発明における
製造条件を満たすものの、７００℃から４００℃までの
冷却速度が０．４℃／ｓであり、本発明における冷却速
度の下限値０．５℃／ｓを下回るため、強度は目標値よ
りも、低い値となる。鋼１２は、成分、放冷停止温度は
ともに本発明における製造条件を満たすものの、７００
℃から４００℃までの冷却速度が３．２℃／ｓであり、
本発明における冷却速度の上限値３．０℃／ｓを上回る
ため、０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが低く、
目標値を満足しない。

【００３０】また、溶接性に関しては、ＷＥＳ式におい
て０．４０以下であれば優れた溶接性を確保することが
可能であり、鋼１〜６はその条件を満足しているので良
溶接性を有していると判断できる。即ち、本発明の要件
が全て満たされた時に、表３に示される鋼１〜６のよう
に、母材強度、靱性、溶接性の優れた厚肉フランジＨ形
鋼の熱間圧延による製造が可能になる。なお、本発明が
対象とする圧延形鋼は、上述のＨ形鋼のみならず、Ｉ形
鋼、山形鋼、溝形鋼、不等辺不等厚山形鋼等のフランジ
を有する形鋼にも適用できることは勿論である。

【００３１】なお、上記実施例における製鋼法は転炉で
の製造を前提にしているが、予備脱酸処理がより行い易
い電気炉、もしくはそれらとその補助的溶融処理炉との
組合せ工程を採用して本発明の溶存酸素に調整してもよ
い。また、圧延パス間の復熱過程はリバース圧延もしく
は連続圧延の当該圧延開始より終了までのパス間で実施
するが、この復熱を強制的に急速加熱手段によってもよ
い。

【００３２】

【発明の効果】本発明により、母材強度、靱性、溶接性
の優れた厚肉フランジＨ形鋼の熱間圧延による製造が可
能となり、大型建造物の信頼性向上、安全性確保、経済
性の向上等の産業上の効果は極めて顕著なものがある。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明法を実施する装置配置列例の説明略図で
ある。

【図２】Ｈ形鋼の断面形状を示し、各部位の名称と機械
試験片の採取位置を示す図である。

【符号の説明】

１…加熱炉 ２…粗圧延機 ３…第１中間圧延機 ４…第２中間圧延機 ５…仕上圧延機 ６…鋼材冷却装置 ７…冷却床 ８…Ｈ形鋼 ９…フランジ １０…ウェブ １１…フィレット部

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 江田 和彦 大阪府堺市築港八幡町１番地 新日本製鐵 株式会社堺製鐵所内 (72)発明者 小野寺 紀昭 大阪府堺市築港八幡町１番地 新日本製鐵 株式会社堺製鐵所内

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：０．０５〜０．１５％、 Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、 Ｍｎ：０．８〜２．０％、 Ｎ：０．００３〜０．０１５％、 Ａｌ≦０．００５％ を含み、残部がＦｅ、及び不可避不純物からなる溶鋼を
   予備脱酸処理によって溶存酸素を重量％で０．００３〜
   ０．０１５％に調整後、さらにチタン脱酸し、該チタン
   含有量が重量％で０．００５〜０．０２５％で、かつ溶
   鋼の溶存酸素〔Ｏ％〕に対し、−０．００６≦〔Ｔｉ
   ％〕−２〔Ｏ％〕≦０．００８の関係を満たす鋳片に連
   続鋳造で鋳造し、該鋳片を１１００〜１３００℃の温度
   域に再加熱後に圧延を開始し、７５０〜１０５０℃の温
   度範囲で中間圧延を終了させ、仕上圧延前に鋼材表面が
   Ａｒ₃ −２０℃以下、Ａｒ₁ 以上の温度域まで放冷した
   のち仕上圧延を行うか、あるいは仕上圧延後、鋼材表面
   がＡｒ₃ −２０℃以下、Ａｒ₁以上の温度域まで放冷
   し、その後ただちに７００℃から４００℃までの鋼材平
   均冷却速度を０．５℃／ｓ〜３．０℃／ｓの範囲内で加
   速冷却することを特徴とする強度・靱性および溶接性の
   優れたフランジを有する形鋼の製造方法。
2. 【請求項２】 重量％で、 Ｃ：０．０５〜０．１５％、 Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、 Ｍｎ：０．８〜２．０％、 Ｎ：０．００３〜０．０１５％、 Ａｌ≦０．００５％ を含み、残部がＦｅ、及び不可避不純物からなる溶鋼を
   予備脱酸処理によって溶存酸素を重量％で０．００３〜
   ０．０１５％に調整後、さらにチタン脱酸し、該チタン
   含有量が重量％で０．００５〜０．０２５％で、かつ溶
   鋼の溶存酸素〔Ｏ％〕に対し、−０．００６≦〔Ｔｉ
   ％〕−２〔Ｏ％〕≦０．００８の関係を満たす鋳片に連
   続鋳造で鋳造し、該鋳片を１１００〜１３００℃の温度
   域に再加熱後に圧延を開始し、中間圧延工程のパス間で
   鋼材表層部の温度をＡｒ₃ −２０℃以下、Ａｒ₃ −１０
   ０℃以上に水冷し、その復熱過程で少なくとも１回以上
   圧延して７５０〜１０５０℃の温度範囲で中間圧延を終
   了させ、仕上圧延前に鋼材表面がＡｒ₃ −２０℃以下、
   Ａｒ₁ 以上の温度域まで放冷したのち仕上圧延を行う
   か、あるいは仕上圧延後、鋼材表面がＡｒ₃ −２０℃以
   下、Ａｒ₁ 以上の温度域まで放冷し、その後ただちに７
   ００℃から４００℃までの鋼材平均冷却速度を０．５℃
   ／ｓ〜３．０℃／ｓの範囲内で加速冷却することを特徴
   とする強度・靱性および溶接性の優れたフランジを有す
   る形鋼の製造方法。
3. 【請求項３】 重量％で、 Ｃ：０．０５〜０．１５％、 Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、 Ｍｎ：０．８〜２．０％、 Ｎ：０．００３〜０．０１５％、 Ａｌ≦０．００５％ を含み、加えてＶ≦０．２０％、Ｃｒ≦０．７％、Ｎｂ
   ≦０．０５％、Ｎｉ≦１．０％、Ｃｕ≦１．０％、Ｍｏ
   ≦０．３％、の１種または２種以上を含み、残部がＦ
   ｅ、及び不可避不純物からなる溶鋼を予備脱酸処理によ
   って溶存酸素を重量％で０．００３〜０．０１５％に調
   整後、さらにチタン脱酸し、該チタン含有量が重量％で
   ０．００５〜０．０２５％で、かつ溶鋼の溶存酸素〔Ｏ
   ％〕に対し、−０．００６≦〔Ｔｉ％〕−２〔Ｏ％〕≦
   ０．００８の関係を満たす鋳片に連続鋳造で鋳造し、該
   鋳片を１１００〜１３００℃の温度域に再加熱後に圧延
   を開始し、７５０〜１０５０℃の温度範囲で中間圧延を
   終了させ、仕上圧延前に鋼材表面がＡｒ₃ −２０℃以
   下、Ａｒ₁ 以上の温度域まで放冷したのち仕上圧延を行
   うか、あるいは仕上圧延後、鋼材表面がＡｒ₃ −２０℃
   以下、Ａｒ₁ 以上の温度域まで放冷し、その後ただちに
   ７００℃から４００℃までの鋼材平均冷却速度を０．５
   ℃／ｓ〜３．０℃／ｓの範囲内で加速冷却することを特
   徴とする強度・靱性および溶接性の優れたフランジを有
   する形鋼の製造方法。
4. 【請求項４】 重量％で、 Ｃ：０．０５〜０．１５％、 Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、 Ｍｎ：０．８〜２．０％、 Ｎ：０．００３〜０．０１５％、 Ａｌ≦０．００５％ を含み、加えてＶ≦０．２０％、Ｃｒ≦０．７％、Ｎｂ
   ≦０．０５％、Ｎｉ≦１．０％、Ｃｕ≦１．０％、Ｍｏ
   ≦０．３％、の１種または２種以上を含み、残部がＦ
   ｅ、及び不可避不純物からなる溶鋼を予備脱酸処理によ
   って溶存酸素を重量％で０．００３〜０．０１５％に調
   整後、さらにチタン脱酸し、該チタン含有量が重量％で
   ０．００５〜０．０２５％で、かつ溶鋼の溶存酸素〔Ｏ
   ％〕に対し、−０．００６≦〔Ｔｉ％〕−２〔Ｏ％〕≦
   ０．００８の関係を満たす鋳片に連続鋳造で鋳造し、該
   鋳片を１１００〜１３００℃の温度域に再加熱後に圧延
   を開始し、中間圧延工程のパス間で鋼材表層部の温度を
   Ａｒ₃ −２０℃以下、Ａｒ₃ −１００℃以上に水冷し、
   その復熱過程で少なくとも１回以上圧延し、７５０〜１
   ０５０℃の温度範囲で中間圧延を終了させ、仕上圧延前
   に鋼材表面がＡｒ₃ −２０℃以下、Ａｒ₁ 以上の温度域
   まで放冷したのち仕上圧延を行うか、あるいは仕上圧延
   後、鋼材表面がＡｒ₃ −２０℃以下、Ａｒ₁ 以上の温度
   域まで放冷し、その後ただちに７００℃から４００℃ま
   での鋼材平均冷却速度を０．５℃／ｓ〜３．０℃／ｓの
   範囲内で加速冷却することを特徴とする強度・靱性およ
   び溶接性の優れたフランジを有する形鋼の製造方法。