JPH08197104A - 強度と靭性に優れた極厚ｈ形鋼の製造方法 - Google Patents
強度と靭性に優れた極厚ｈ形鋼の製造方法Info
- Publication number
- JPH08197104A JPH08197104A JP822395A JP822395A JPH08197104A JP H08197104 A JPH08197104 A JP H08197104A JP 822395 A JP822395 A JP 822395A JP 822395 A JP822395 A JP 822395A JP H08197104 A JPH08197104 A JP H08197104A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- weight
- strength
- toughness
- section steel
- cooling
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Withdrawn
Links
Landscapes
- Metal Rolling (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】フランジの強度、靭性のばらつきおよび残留応
力、歪を発生させることなく、強度、靭性および溶接性
に優れ、かつ、強度、靭性のばらつきの小さい高強度の
極厚Ｈ形鋼の製造方法を提供することを目的とする。 【構成】加熱された鋼片を、フランジ板厚４０ｍｍ以上
のＨ形鋼に熱間圧延した後、強制空冷により７５０℃以
下まで急冷し、その後室温まで空冷することを特徴とす
る強度と靭性に優れた極厚Ｈ形鋼の製造方法である。
力、歪を発生させることなく、強度、靭性および溶接性
に優れ、かつ、強度、靭性のばらつきの小さい高強度の
極厚Ｈ形鋼の製造方法を提供することを目的とする。 【構成】加熱された鋼片を、フランジ板厚４０ｍｍ以上
のＨ形鋼に熱間圧延した後、強制空冷により７５０℃以
下まで急冷し、その後室温まで空冷することを特徴とす
る強度と靭性に優れた極厚Ｈ形鋼の製造方法である。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、建築、土木構造物など
に用いられる極厚Ｈ形鋼の製造方法に関し、詳しくは、
強度、靭性および溶接性に優れ、且つ強度、靭性のばら
つきの小さいフランジ板厚４０ｍｍ以上のＨ形鋼の製造
方法に係わる。
に用いられる極厚Ｈ形鋼の製造方法に関し、詳しくは、
強度、靭性および溶接性に優れ、且つ強度、靭性のばら
つきの小さいフランジ板厚４０ｍｍ以上のＨ形鋼の製造
方法に係わる。
【０００２】
【従来の技術】建築や土木などの分野では、ＪＩＳ Ｇ
３１０１で規定される一般構造用圧延鋼材やＪＩＳ
Ｇ ３１０６で規定される溶接構造用圧延鋼材を熱間圧
延したＨ形鋼が広く利用されている。しかしながら、こ
れら通常の熱間圧延法で製造されるＨ形鋼は、一般に、
強度確保のために素材のＣ当量が高く、特に厚肉材ほど
その傾向が強い。そのため、該Ｈ形鋼は、溶接時に溶接
割れが発生しやすいこと、溶接熱影響部（所謂ＨＡＺ
部）の靭性が低くなる等、実用に際しての問題があっ
た。
３１０１で規定される一般構造用圧延鋼材やＪＩＳ
Ｇ ３１０６で規定される溶接構造用圧延鋼材を熱間圧
延したＨ形鋼が広く利用されている。しかしながら、こ
れら通常の熱間圧延法で製造されるＨ形鋼は、一般に、
強度確保のために素材のＣ当量が高く、特に厚肉材ほど
その傾向が強い。そのため、該Ｈ形鋼は、溶接時に溶接
割れが発生しやすいこと、溶接熱影響部（所謂ＨＡＺ
部）の靭性が低くなる等、実用に際しての問題があっ
た。
【０００３】一方、板厚４０ｍｍ以上の極厚Ｈ形鋼の製
造において高強度と溶接性を確保する方法としては、Ｔ
ＭＣＰ（Ｔｈｅｒｍｏ Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｃｏｎ
ｔｒｏｌｌｅｄ Ｐｒｏｃｅｓｓ，所謂水冷による加速
冷却）を活用して、素材中のＣ当量を低減する方法が知
られている。例えば、特公昭５６−３５７３４号公報
は、Ｃ ０．０１〜０．３０％、Ｍｎ ０．３０〜１．
５０％を含有する鋼材をオーステナイト域でＨ形鋼に熱
間加工後、そのフランジ温度を該表面からＡｒ1点〜Ｍ
ｓ点の温度範囲に急冷した後、空冷して微細な低温変態
生成物を形成せしめるフランジ強化Ｈ形鋼の製造方法を
開示した。また、特公昭５８−１０４４２号公報は、Ｃ
０．００５〜０．２％、Ｓｉ １．０％以下、Ｎｂ，
Ｖの１種又は２種を０．００５〜０．２％含有し、残部
が鉄及び不可避不純物よりなる鋼材を１０００〜１３０
０℃に加熱し、少なくとも９８０℃〜Ａｒ3 点の温度範
囲で減面率３０％以上に加工してフェライトを析出させ
た後、急冷してフェライトとマルテンサイトの２相層状
組織とする加工性に優れた高靭性高張力鋼の製造方法を
提案している。
造において高強度と溶接性を確保する方法としては、Ｔ
ＭＣＰ（Ｔｈｅｒｍｏ Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｃｏｎ
ｔｒｏｌｌｅｄ Ｐｒｏｃｅｓｓ，所謂水冷による加速
冷却）を活用して、素材中のＣ当量を低減する方法が知
られている。例えば、特公昭５６−３５７３４号公報
は、Ｃ ０．０１〜０．３０％、Ｍｎ ０．３０〜１．
５０％を含有する鋼材をオーステナイト域でＨ形鋼に熱
間加工後、そのフランジ温度を該表面からＡｒ1点〜Ｍ
ｓ点の温度範囲に急冷した後、空冷して微細な低温変態
生成物を形成せしめるフランジ強化Ｈ形鋼の製造方法を
開示した。また、特公昭５８−１０４４２号公報は、Ｃ
０．００５〜０．２％、Ｓｉ １．０％以下、Ｎｂ，
Ｖの１種又は２種を０．００５〜０．２％含有し、残部
が鉄及び不可避不純物よりなる鋼材を１０００〜１３０
０℃に加熱し、少なくとも９８０℃〜Ａｒ3 点の温度範
囲で減面率３０％以上に加工してフェライトを析出させ
た後、急冷してフェライトとマルテンサイトの２相層状
組織とする加工性に優れた高靭性高張力鋼の製造方法を
提案している。
【０００４】しかしながら、これらの公報に記載の技術
は、熱間圧延後にフランジ外面側から急冷するため、フ
ランジの板厚断面で強度や靭性に差が生じたり、低温ま
で急冷することにより残留応力、歪が発生するなど極厚
Ｈ形鋼の製造に適用した場合には、多くの問題が発生し
た。
は、熱間圧延後にフランジ外面側から急冷するため、フ
ランジの板厚断面で強度や靭性に差が生じたり、低温ま
で急冷することにより残留応力、歪が発生するなど極厚
Ｈ形鋼の製造に適用した場合には、多くの問題が発生し
た。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、かかる事情
に鑑み、強度、靭性のばらつきおよび残留応力、歪を発
生させることなく、強度、靭性および溶接性に優れ、か
つ、強度、靭性のばらつきの小さい高強度の極厚Ｈ形鋼
の製造方法を提供することを目的とする。
に鑑み、強度、靭性のばらつきおよび残留応力、歪を発
生させることなく、強度、靭性および溶接性に優れ、か
つ、強度、靭性のばらつきの小さい高強度の極厚Ｈ形鋼
の製造方法を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】発明者は、上記目的を達
成するために、種々の実験、研究を鋭意行い、以下の新
しい知見を得た。 １．熱間圧延後の極厚Ｈ形鋼に強制空冷を適用すると、
冷却速度が加速し、その強度が向上する。
成するために、種々の実験、研究を鋭意行い、以下の新
しい知見を得た。 １．熱間圧延後の極厚Ｈ形鋼に強制空冷を適用すると、
冷却速度が加速し、その強度が向上する。
【０００７】２．フランジ板厚が４０ｍｍ以上の極厚Ｈ
形鋼は、水冷では冷却能が大きすぎて表層と内部とで冷
却速度の差が著しいが、強制空冷では表層と内部とで冷
却速度の差がほとんどつかない。 ３．熱間圧延後の極厚Ｈ形鋼に強制空冷を適用すると、
フランジ板厚方向の機械的性質や溶接性等の特性に差を
生じることなく、高強度化を達成することができる。
形鋼は、水冷では冷却能が大きすぎて表層と内部とで冷
却速度の差が著しいが、強制空冷では表層と内部とで冷
却速度の差がほとんどつかない。 ３．熱間圧延後の極厚Ｈ形鋼に強制空冷を適用すると、
フランジ板厚方向の機械的性質や溶接性等の特性に差を
生じることなく、高強度化を達成することができる。
【０００８】４．強制空冷で強度が向上する分だけ素材
中に添加する合金成分が削減でき、Ｃ当量が低減（溶接
性向上）できる。 本発明は、以上の知見に基づきなされたもので、具体的
には、加熱された鋼片を、フランジ板厚４０ｍｍ以上の
Ｈ形鋼に熱間圧延した後、強制空冷により７５０℃以下
まで急冷し、その後室温まで空冷することを特徴とする
強度と靭性に優れた極厚Ｈ形鋼の製造方法である。ま
た、本発明は、上記加熱された鋼片が、Ｃ：０．０５〜
０．２５重量％、Ｓｉ：１．００重量％以下、Ｍｎ：
０．５０〜１．８０重量％、Ａｌ：０．００５〜０．０
５０重量％、Ｎ：０．００２０〜０．００７０重量％を
含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを
特徴とする強度と靭性に優れた極厚Ｈ形鋼の製造方法で
あり、さらに、前記加熱された鋼片が、Ｎｂ：０．００
５〜０．０５０重量％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０
重量％、Ｃｕ：０．０５０〜０．６０重量％、Ｎｉ：
０．０５〜０．６０重量％、Ｃｒ：０．０５０〜０．５
０重量％、Ｍｏ：０．０２〜０．３０重量％、Ｃａ：
０．００１０〜０．０１００重量％、Ｖ：０．００５〜
０．０８０重量％、ＲＥＭ：０．００１０〜０．０２０
０重量％、Ｂ：０．０００２〜０．００３０重量％の１
種又は２種以上を含有することを特徴とする強度と靭性
に優れた極厚Ｈ形鋼の製造方法でもある。
中に添加する合金成分が削減でき、Ｃ当量が低減（溶接
性向上）できる。 本発明は、以上の知見に基づきなされたもので、具体的
には、加熱された鋼片を、フランジ板厚４０ｍｍ以上の
Ｈ形鋼に熱間圧延した後、強制空冷により７５０℃以下
まで急冷し、その後室温まで空冷することを特徴とする
強度と靭性に優れた極厚Ｈ形鋼の製造方法である。ま
た、本発明は、上記加熱された鋼片が、Ｃ：０．０５〜
０．２５重量％、Ｓｉ：１．００重量％以下、Ｍｎ：
０．５０〜１．８０重量％、Ａｌ：０．００５〜０．０
５０重量％、Ｎ：０．００２０〜０．００７０重量％を
含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを
特徴とする強度と靭性に優れた極厚Ｈ形鋼の製造方法で
あり、さらに、前記加熱された鋼片が、Ｎｂ：０．００
５〜０．０５０重量％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０
重量％、Ｃｕ：０．０５０〜０．６０重量％、Ｎｉ：
０．０５〜０．６０重量％、Ｃｒ：０．０５０〜０．５
０重量％、Ｍｏ：０．０２〜０．３０重量％、Ｃａ：
０．００１０〜０．０１００重量％、Ｖ：０．００５〜
０．０８０重量％、ＲＥＭ：０．００１０〜０．０２０
０重量％、Ｂ：０．０００２〜０．００３０重量％の１
種又は２種以上を含有することを特徴とする強度と靭性
に優れた極厚Ｈ形鋼の製造方法でもある。
【０００９】この場合、強制空冷とは、ブロア、コンプ
レッサ等を利用して空気の流速を早めて被冷却対象物に
吹付けることであり、大気中に被冷却対象物を放置する
通常の所謂空冷より冷却速度が大きい。
レッサ等を利用して空気の流速を早めて被冷却対象物に
吹付けることであり、大気中に被冷却対象物を放置する
通常の所謂空冷より冷却速度が大きい。
【００１０】
【作用】本発明では、加熱された鋼片を、フランジ板厚
４０ｍｍ以上のＨ形鋼に熱間圧延した後、強制空冷によ
り７５０℃以下まで急冷し、その後室温まで空冷するよ
うにしたので、フランジ板厚が通常より厚くても、冷却
速度が早くなり、靭性や強度に優れた極厚Ｈ形鋼の製造
が可能となる。また、本発明では、上記加熱された鋼片
が、Ｃ：０．０５〜０．２５重量％、Ｓｉ：１．００重
量％以下、Ｍｎ：０．５０〜１．８０重量％、Ａｌ：
０．００５〜０．０５０重量％、Ｎ：０．００２０〜
０．００７０重量％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的
不純物からなり、さらに、Ｎｂ：０．００５〜０．０５
０重量％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０重量％、Ｃ
ｕ：０．０５０〜０．６０重量％、Ｎｉ：０．０５〜
０．６０重量％、Ｃｒ：０．０５０〜０．５０重量％、
Ｍｏ：０．０２〜０．３０重量％、Ｃａ：０．００１０
〜０．０１００重量％、Ｖ：０．００５〜０．０８０重
量％、ＲＥＭ：０．００１０〜０．０２００重量％、
Ｂ：０．０００２〜０．００３０重量％の１種又は２種
以上を含有させるようにしたので、上記効果が確実に達
成されるようになる。
４０ｍｍ以上のＨ形鋼に熱間圧延した後、強制空冷によ
り７５０℃以下まで急冷し、その後室温まで空冷するよ
うにしたので、フランジ板厚が通常より厚くても、冷却
速度が早くなり、靭性や強度に優れた極厚Ｈ形鋼の製造
が可能となる。また、本発明では、上記加熱された鋼片
が、Ｃ：０．０５〜０．２５重量％、Ｓｉ：１．００重
量％以下、Ｍｎ：０．５０〜１．８０重量％、Ａｌ：
０．００５〜０．０５０重量％、Ｎ：０．００２０〜
０．００７０重量％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的
不純物からなり、さらに、Ｎｂ：０．００５〜０．０５
０重量％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０重量％、Ｃ
ｕ：０．０５０〜０．６０重量％、Ｎｉ：０．０５〜
０．６０重量％、Ｃｒ：０．０５０〜０．５０重量％、
Ｍｏ：０．０２〜０．３０重量％、Ｃａ：０．００１０
〜０．０１００重量％、Ｖ：０．００５〜０．０８０重
量％、ＲＥＭ：０．００１０〜０．０２００重量％、
Ｂ：０．０００２〜０．００３０重量％の１種又は２種
以上を含有させるようにしたので、上記効果が確実に達
成されるようになる。
【００１１】以下に、本発明に係る製造方法における構
成要素の限定理由を説明する。まず、素材鋼材の化学組
成に関してであるが、Ｃは、母材（主にフランジ部）お
よび溶接部の強度を確保するために、０．０５重量％以
上必要であるが、０．２５重量％を超えると、母材靭性
および溶接性が劣化するので、０．０５〜０．２５重量
％の範囲に限定した。
成要素の限定理由を説明する。まず、素材鋼材の化学組
成に関してであるが、Ｃは、母材（主にフランジ部）お
よび溶接部の強度を確保するために、０．０５重量％以
上必要であるが、０．２５重量％を超えると、母材靭性
および溶接性が劣化するので、０．０５〜０．２５重量
％の範囲に限定した。
【００１２】Ｓｉは、上記強度の向上に有効な元素であ
るが、その量が１．００％を超えると、溶接性およびＨ
ＡＺ部の靭性が悪くなると共に、圧延前の加熱で鋼片の
酸化が顕著になり、圧延後のＨ形鋼の表面性状も悪くな
るので、１．００重量％を上限とした。Ｍｎも、上記強
度を確保する上で不可欠の元素であり、その下限は０．
５０重量％とした。しかし、その量が、１．８０重量％
を超えると、溶接性やＨＡＺ部の靭性劣化が大きくなる
ので、その上限を１．８０重量％とした。
るが、その量が１．００％を超えると、溶接性およびＨ
ＡＺ部の靭性が悪くなると共に、圧延前の加熱で鋼片の
酸化が顕著になり、圧延後のＨ形鋼の表面性状も悪くな
るので、１．００重量％を上限とした。Ｍｎも、上記強
度を確保する上で不可欠の元素であり、その下限は０．
５０重量％とした。しかし、その量が、１．８０重量％
を超えると、溶接性やＨＡＺ部の靭性劣化が大きくなる
ので、その上限を１．８０重量％とした。
【００１３】Ａｌは、脱酸の為に通常０．００５重量％
以上必要であるが、それ以上添加しても脱酸効果は向上
しないので、上限を０．０５０重量％とした。Ｎｂは、
母材のγ（オーステナイト）結晶粒中に固溶して、冷却
によるα（フェライト）変態後のα地に析出して母材を
強化する。これら強化作用を発揮させるためには、少な
くとも０．００５重量％以上のＮｂ添加が必要であり、
一方、その添加量が０．０５０重量％を超えると、溶接
性およびＨＡＺ部の靭性を低下させるので、０．００５
〜０．５０重量％の範囲とした。
以上必要であるが、それ以上添加しても脱酸効果は向上
しないので、上限を０．０５０重量％とした。Ｎｂは、
母材のγ（オーステナイト）結晶粒中に固溶して、冷却
によるα（フェライト）変態後のα地に析出して母材を
強化する。これら強化作用を発揮させるためには、少な
くとも０．００５重量％以上のＮｂ添加が必要であり、
一方、その添加量が０．０５０重量％を超えると、溶接
性およびＨＡＺ部の靭性を低下させるので、０．００５
〜０．５０重量％の範囲とした。
【００１４】Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏは、いずれも焼入
性の向上に有効な元素であり、熱間圧延後の空冷での母
材強度を高める。そのためには、それぞれ０．０５重量
％，０．０５重量％，０．０５重量％，０．０２重量％
以上が必要である。また、Ｃｕ，Ｎｉは、溶接性をほと
んど劣化させないが、Ｃｕには熱間加工性を劣化させる
欠点がある。Ｃｕのその熱間加工性低下を抑制するには
ほぼ等量のＮｉ添加を必要とするが、Ｎｉを０．６０重
量％を超えて添加すると、Ｈ形鋼の製造コストが高価に
なりすぎるため、Ｃｕ，Ｎｉの上限は０．６０重量％と
した。Ｃｒ，Ｍｏは、それぞれ０．５０重量％，０．３
０重量％を超えると、溶接性や低温靭性を損うなどの弊
害をもたらすので、それを上限とした。
性の向上に有効な元素であり、熱間圧延後の空冷での母
材強度を高める。そのためには、それぞれ０．０５重量
％，０．０５重量％，０．０５重量％，０．０２重量％
以上が必要である。また、Ｃｕ，Ｎｉは、溶接性をほと
んど劣化させないが、Ｃｕには熱間加工性を劣化させる
欠点がある。Ｃｕのその熱間加工性低下を抑制するには
ほぼ等量のＮｉ添加を必要とするが、Ｎｉを０．６０重
量％を超えて添加すると、Ｈ形鋼の製造コストが高価に
なりすぎるため、Ｃｕ，Ｎｉの上限は０．６０重量％と
した。Ｃｒ，Ｍｏは、それぞれ０．５０重量％，０．３
０重量％を超えると、溶接性や低温靭性を損うなどの弊
害をもたらすので、それを上限とした。
【００１５】Ｖは、析出することで母材を強化する元素
であり、空冷材の強度を向上させる。０．００５重量％
以下の添加ではその効果がなく、一方０．０８０重量％
を超えるとＨＡＺ部の靭性を劣化させるので、０．００
５〜０．０８０重量％の範囲に制限した。Ｃａは、母材
中に生成するＭｎＳの形態を制御し、とくに板厚方向の
延性、靭性を向上させる。しかし、０．００１０重量％
以下では実用上効果がなく、０．０１０重量％を超える
と、ＣａＯ，ＣａＳが多くなり、かえって鋼の清浄性、
靭性を劣化させるので、Ｃａの添加範囲は０．００１０
〜０．０１０重量％とした。
であり、空冷材の強度を向上させる。０．００５重量％
以下の添加ではその効果がなく、一方０．０８０重量％
を超えるとＨＡＺ部の靭性を劣化させるので、０．００
５〜０．０８０重量％の範囲に制限した。Ｃａは、母材
中に生成するＭｎＳの形態を制御し、とくに板厚方向の
延性、靭性を向上させる。しかし、０．００１０重量％
以下では実用上効果がなく、０．０１０重量％を超える
と、ＣａＯ，ＣａＳが多くなり、かえって鋼の清浄性、
靭性を劣化させるので、Ｃａの添加範囲は０．００１０
〜０．０１０重量％とした。
【００１６】Ｔｉは、母材中にＴｉＮを形成して、１２
００〜１３５０℃加熱時のγ結晶粒の粗大化を抑制する
とともに、γ→α変態時のフェライト粒の成長を抑制
し、フェライト粒を微細化し、母材靭性を向上させる。
特に、１２００〜１０００℃の高温で圧延する場合に
は、上記細粒化のために、Ｔｉの添加が必要である。ま
た、同様の理由でＨＡＺ部の靭性も向上させる。そのた
め、Ｔｉは、０．００５重量％以上の添加が必要である
が、０．０２０重量％を超えて添加すると、かえって母
材およびＨＡＺ部の靭性を劣化させる。
００〜１３５０℃加熱時のγ結晶粒の粗大化を抑制する
とともに、γ→α変態時のフェライト粒の成長を抑制
し、フェライト粒を微細化し、母材靭性を向上させる。
特に、１２００〜１０００℃の高温で圧延する場合に
は、上記細粒化のために、Ｔｉの添加が必要である。ま
た、同様の理由でＨＡＺ部の靭性も向上させる。そのた
め、Ｔｉは、０．００５重量％以上の添加が必要である
が、０．０２０重量％を超えて添加すると、かえって母
材およびＨＡＺ部の靭性を劣化させる。
【００１７】Ｎは、母材中にＴｉＮを形成し、上記Ｔｉ
と同じ効果がある。そのために、Ｎは０．００２０重量
％以上が必要であるが、０．００７０重量％を超えると
母材およびＨＡＺ部の靭性が劣化するので、０．００２
０〜０．００７０重量％の範囲に限定した。ＲＥＭは、
高温においても安定で、ＴｉＮと同様に結晶粒の微細化
に効果がある。この効果を十分発揮させるには、０．０
０１０重量％以上の添加が必要であるが、０．０２０重
量％を超えると、かえって鋼の清浄性および靭性が劣化
する。
と同じ効果がある。そのために、Ｎは０．００２０重量
％以上が必要であるが、０．００７０重量％を超えると
母材およびＨＡＺ部の靭性が劣化するので、０．００２
０〜０．００７０重量％の範囲に限定した。ＲＥＭは、
高温においても安定で、ＴｉＮと同様に結晶粒の微細化
に効果がある。この効果を十分発揮させるには、０．０
０１０重量％以上の添加が必要であるが、０．０２０重
量％を超えると、かえって鋼の清浄性および靭性が劣化
する。
【００１８】Ｂは、ＲＥＭ，ＴｉＮと共存して母材のフ
ェライト粒を細かくするが、その効果は０．０００２重
量％以上で得られる。しかし、０．００３０重量％を超
えると細粒化の効果が小さくなり、かえって靭性が低下
するので、０．０００２〜０．００３０重量％の範囲に
限定した。なお、ＴｉＮ存在下でＢＮを形成するには、
Ｔｉ（ＴｉＮ）に対して過剰のＮが必要である。Ｔｉ／
Ｎの比は、ＴｉＮの化学量論的組み合わせよりも若干の
Ｎが過剰に存在する組み合わせ、すなわち、Ｔｉ／Ｎの
比で２〜３あることが望ましい。
ェライト粒を細かくするが、その効果は０．０００２重
量％以上で得られる。しかし、０．００３０重量％を超
えると細粒化の効果が小さくなり、かえって靭性が低下
するので、０．０００２〜０．００３０重量％の範囲に
限定した。なお、ＴｉＮ存在下でＢＮを形成するには、
Ｔｉ（ＴｉＮ）に対して過剰のＮが必要である。Ｔｉ／
Ｎの比は、ＴｉＮの化学量論的組み合わせよりも若干の
Ｎが過剰に存在する組み合わせ、すなわち、Ｔｉ／Ｎの
比で２〜３あることが望ましい。
【００１９】次に、圧延条件の限定理由を述べる。本発
明は、熱間圧延後の冷却方法に特徴があり、熱間圧延で
の加熱および圧延条件についてはとくに限定しない。通
常の熱間圧延もしくは制御圧延においても、本発明の効
果はある。熱間圧延後に極厚Ｈ形鋼に水冷を適用すれ
ば、フランジ板厚断面で冷却速度に大きな差が生じ、特
性値にばらつきが生じるが、本発明に係る強制空冷であ
れば、該板厚断面で冷却速度に大きな差を生じることな
く、冷却速度を高めることができる。該強制空冷時の冷
却速度は、風量、鋼材の板厚等によって異なるが、例え
ば、板厚８０ｍｍの場合、強制空冷を適用することによ
って、フランジ幅の１／４ｔ（ｔは、板厚）部の冷却速
度は、空冷時の約０．１℃／ｓから０．２〜０．６℃／
ｓ程度に高めることができる。本発明では、該強制空冷
の適用によって、母材の焼入れ性が向上し、強度は引張
強さで１０〜５０ＭＰａ程度上昇できるのである。
明は、熱間圧延後の冷却方法に特徴があり、熱間圧延で
の加熱および圧延条件についてはとくに限定しない。通
常の熱間圧延もしくは制御圧延においても、本発明の効
果はある。熱間圧延後に極厚Ｈ形鋼に水冷を適用すれ
ば、フランジ板厚断面で冷却速度に大きな差が生じ、特
性値にばらつきが生じるが、本発明に係る強制空冷であ
れば、該板厚断面で冷却速度に大きな差を生じることな
く、冷却速度を高めることができる。該強制空冷時の冷
却速度は、風量、鋼材の板厚等によって異なるが、例え
ば、板厚８０ｍｍの場合、強制空冷を適用することによ
って、フランジ幅の１／４ｔ（ｔは、板厚）部の冷却速
度は、空冷時の約０．１℃／ｓから０．２〜０．６℃／
ｓ程度に高めることができる。本発明では、該強制空冷
の適用によって、母材の焼入れ性が向上し、強度は引張
強さで１０〜５０ＭＰａ程度上昇できるのである。
【００２０】極厚Ｈ形鋼の冷却停止温度が７５０℃を超
える場合には、強制空冷による母材の強化はほとんど期
待できない。そこで、本発明では強制空冷で強度向上を
はかるために、冷却停止温度は７５０℃以下に限定し
た。なお、該停止温度の下限はとくに限定しないが、５
００℃より低温を強制空冷しても強度の向上は小さいの
で、該冷却停止温度は、実質的に５００℃程度が望まし
い。また、本発明においては、室温まで強制空冷を実施
する場合があっても良い。何故ならば、それによって母
材に残留応力、歪みが発生することはないからである。
える場合には、強制空冷による母材の強化はほとんど期
待できない。そこで、本発明では強制空冷で強度向上を
はかるために、冷却停止温度は７５０℃以下に限定し
た。なお、該停止温度の下限はとくに限定しないが、５
００℃より低温を強制空冷しても強度の向上は小さいの
で、該冷却停止温度は、実質的に５００℃程度が望まし
い。また、本発明においては、室温まで強制空冷を実施
する場合があっても良い。何故ならば、それによって母
材に残留応力、歪みが発生することはないからである。
【００２１】
【実施例】表１及び表２で化学組成を示す鋼片を１３０
０〜１３２０℃に加熱後、表３〜５に示す種々の圧延条
件および冷却条件でフランジ板厚４０〜９５ｍｍの極厚
Ｈ形鋼を製造した。冷却に際しての空気吹付け方向４
は、図１に示すように、フランジ２外面から吹付けるＡ
法と、フランジ２外面と内面の両方から吹付けるＢ法の
２種類である。そして、各極厚Ｈ形鋼のフランジ幅の１
／４位置部で表面下８ｍｍの部分と１／２厚の部分（図
１中に記号３で示す）とより、日本工業規格に規定する
４号引張試験片および４号衝撃試験片を採取し、それぞ
れの機械的性質（降伏強度（ＹＳ），引張強度（Ｔ
Ｓ），降伏比（ＹＲ）及び衝撃靭性値（ｖＥ 0 ）を調査
した。その調査結果は、表３〜５に同時に示してある。
０〜１３２０℃に加熱後、表３〜５に示す種々の圧延条
件および冷却条件でフランジ板厚４０〜９５ｍｍの極厚
Ｈ形鋼を製造した。冷却に際しての空気吹付け方向４
は、図１に示すように、フランジ２外面から吹付けるＡ
法と、フランジ２外面と内面の両方から吹付けるＢ法の
２種類である。そして、各極厚Ｈ形鋼のフランジ幅の１
／４位置部で表面下８ｍｍの部分と１／２厚の部分（図
１中に記号３で示す）とより、日本工業規格に規定する
４号引張試験片および４号衝撃試験片を採取し、それぞ
れの機械的性質（降伏強度（ＹＳ），引張強度（Ｔ
Ｓ），降伏比（ＹＲ）及び衝撃靭性値（ｖＥ 0 ）を調査
した。その調査結果は、表３〜５に同時に示してある。
【００２２】
【表１】
【００２３】
【表２】
【００２４】
【表３】
【００２５】
【表４】
【００２６】
【表５】
【００２７】なお、表１及び表２の英文字記号Ａ，Ｂ，
Ｃ，Ｄ，Ｅ，Ｆ、Ｉは、本発明に係る製造方法の実施例
に対応する鋼片で、Ｇ，Ｈは比較例のための鋼片に対応
する。但し、上記ＡからＩまでの鋼片でも、表３〜５に
示すように、Ａ２，Ｂ２，Ｃ２，Ｃ４，Ｃ７，Ｄ２，Ｅ
２，Ｆ２，Ｇ２，Ｈ２で表わす鋼片は、熱間圧延後の冷
却が通常の空冷であり、本発明の強制空冷条件から外れ
る（比較例）。また、表４のＣ８は、圧延後に水冷を施
したもので、これまた本発明の強制空冷条件から外れて
いる。
Ｃ，Ｄ，Ｅ，Ｆ、Ｉは、本発明に係る製造方法の実施例
に対応する鋼片で、Ｇ，Ｈは比較例のための鋼片に対応
する。但し、上記ＡからＩまでの鋼片でも、表３〜５に
示すように、Ａ２，Ｂ２，Ｃ２，Ｃ４，Ｃ７，Ｄ２，Ｅ
２，Ｆ２，Ｇ２，Ｈ２で表わす鋼片は、熱間圧延後の冷
却が通常の空冷であり、本発明の強制空冷条件から外れ
る（比較例）。また、表４のＣ８は、圧延後に水冷を施
したもので、これまた本発明の強制空冷条件から外れて
いる。
【００２８】表３〜５に示すように、強制空冷を実施し
た本発明例は、同一鋼片の比較例（通常の空冷材）より
も、強度はＴＳで２０〜５０ＭＰａ程度高く、衝撃靭性
値（ｖＥｏ）も同等以上である。また、本発明例では、
フランジ部の表層と１／４ｔ部との強度及び靭性の差が
小さいことから、本発明に係る製造方法によれば板厚方
向の特性のばらつきを生じることなく、極厚Ｈ形鋼の強
化が達成できることがわかる。さらに、強制空冷を適用
しても、極厚Ｈ形鋼に曲り、反りなどの歪発生はなく、
残留応力も通常の空冷材と同レベルであった。
た本発明例は、同一鋼片の比較例（通常の空冷材）より
も、強度はＴＳで２０〜５０ＭＰａ程度高く、衝撃靭性
値（ｖＥｏ）も同等以上である。また、本発明例では、
フランジ部の表層と１／４ｔ部との強度及び靭性の差が
小さいことから、本発明に係る製造方法によれば板厚方
向の特性のばらつきを生じることなく、極厚Ｈ形鋼の強
化が達成できることがわかる。さらに、強制空冷を適用
しても、極厚Ｈ形鋼に曲り、反りなどの歪発生はなく、
残留応力も通常の空冷材と同レベルであった。
【００２９】このように、本発明に係る製造方法を極厚
Ｈ形鋼の製造に適用することによって、その高強度化が
図れるし、高強度化による成分の削減が可能になるの
で、溶接性の向上も達成できた。これに対し、比較例の
Ｃ８の場合は、圧延後に水冷を実施しているが、水冷を
適用することによって極厚Ｈ形鋼自体の顕著な強化は図
れたが、表層部と１／４ｔ部での強度差が大きくなった
り、降伏比が８０％以上に高くなる欠点もあった。ま
た、比較例の英文字記号Ｇでは、Ｍｎ含有量が低いため
強制空冷を適用しても強度の向上効果が小さく、ＴＳで
４３０ＭＰａ以上の高強度が得られないし、英文字記号
Ｈでは、Ｃ含有量が高すぎるため、良好な靭性が得られ
てない。
Ｈ形鋼の製造に適用することによって、その高強度化が
図れるし、高強度化による成分の削減が可能になるの
で、溶接性の向上も達成できた。これに対し、比較例の
Ｃ８の場合は、圧延後に水冷を実施しているが、水冷を
適用することによって極厚Ｈ形鋼自体の顕著な強化は図
れたが、表層部と１／４ｔ部での強度差が大きくなった
り、降伏比が８０％以上に高くなる欠点もあった。ま
た、比較例の英文字記号Ｇでは、Ｍｎ含有量が低いため
強制空冷を適用しても強度の向上効果が小さく、ＴＳで
４３０ＭＰａ以上の高強度が得られないし、英文字記号
Ｈでは、Ｃ含有量が高すぎるため、良好な靭性が得られ
てない。
【００３０】
【発明の効果】以上述べたように、本発明に係る製造方
法を採用すれば、フランジ強度のばらつきが小さく、且
つ強度の絶対値も高い建築、土木構造物用の極厚Ｈ形鋼
の製造が可能になった。
法を採用すれば、フランジ強度のばらつきが小さく、且
つ強度の絶対値も高い建築、土木構造物用の極厚Ｈ形鋼
の製造が可能になった。
【図１】 本発明での極厚Ｈ形鋼フランジ部の空気冷却
を説明する図である。
を説明する図である。
１ ウエブ ２ フランジ ３ 試験片採取位置 ４ 空気吹付け方向
Claims (3)
- 【請求項１】 加熱された鋼片を、フランジ板厚４０ｍ
ｍ以上のＨ形鋼に熱間圧延した後、強制空冷により７５
０℃以下まで急冷し、その後室温まで空冷することを特
徴とする強度と靭性に優れた極厚Ｈ形鋼の製造方法。 - 【請求項２】 上記加熱された鋼片が、Ｃ：０．０５〜
０．２５重量％、Ｓｉ：１．００重量％以下、Ｍｎ：
０．５０〜１．８０重量％、Ａｌ：０．００５〜０．０
５０重量％、Ｎ：０．００２０〜０．００７０重量％を
含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを
特徴とする請求項１記載の強度と靭性に優れた極厚Ｈ形
鋼の製造方法。 - 【請求項３】 さらに、前記加熱された鋼片が、Ｎｂ：
０．００５〜０．０５０重量％、Ｔｉ：０．００５〜
０．０２０重量％、Ｃｕ：０．０５０〜０．６０重量
％、Ｎｉ：０．０５〜０．６０重量％、Ｃｒ：０．０５
０〜０．５０重量％、Ｍｏ：０．０２〜０．３０重量
％、Ｃａ：０．００１０〜０．０１００重量％、Ｖ：
０．００５〜０．０８０重量％、ＲＥＭ：０．００１０
〜０．０２００重量％、Ｂ：０．０００２〜０．００３
０重量％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２記載の強度と靭性に優れた極厚Ｈ形鋼の製造
方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP822395A JPH08197104A (ja) | 1995-01-23 | 1995-01-23 | 強度と靭性に優れた極厚ｈ形鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP822395A JPH08197104A (ja) | 1995-01-23 | 1995-01-23 | 強度と靭性に優れた極厚ｈ形鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08197104A true JPH08197104A (ja) | 1996-08-06 |
Family
ID=11687190
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP822395A Withdrawn JPH08197104A (ja) | 1995-01-23 | 1995-01-23 | 強度と靭性に優れた極厚ｈ形鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08197104A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE3323058A1 (de) * | 1982-09-25 | 1984-03-29 | Stiebel Eltron Gmbh & Co Kg, 3450 Holzminden | Elektrischer durchlauferhitzer |
| JPH11315341A (ja) * | 1998-03-05 | 1999-11-16 | Kawasaki Steel Corp | 靱性に優れた降伏強さが３２５ＭＰａ以上の極厚Ｈ形鋼 |
| JP2017186594A (ja) * | 2016-04-04 | 2017-10-12 | 新日鐵住金株式会社 | 低温用ｈ形鋼及びその製造方法 |
| KR20200046548A (ko) * | 2018-10-25 | 2020-05-07 | 현대제철 주식회사 | 형강 및 그 제조 방법 |
-
1995
- 1995-01-23 JP JP822395A patent/JPH08197104A/ja not_active Withdrawn
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE3323058A1 (de) * | 1982-09-25 | 1984-03-29 | Stiebel Eltron Gmbh & Co Kg, 3450 Holzminden | Elektrischer durchlauferhitzer |
| JPH11315341A (ja) * | 1998-03-05 | 1999-11-16 | Kawasaki Steel Corp | 靱性に優れた降伏強さが３２５ＭＰａ以上の極厚Ｈ形鋼 |
| JP2017186594A (ja) * | 2016-04-04 | 2017-10-12 | 新日鐵住金株式会社 | 低温用ｈ形鋼及びその製造方法 |
| KR20200046548A (ko) * | 2018-10-25 | 2020-05-07 | 현대제철 주식회사 | 형강 및 그 제조 방법 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US6007644A (en) | Heavy-wall H-shaped steel having high toughness and yield strength and process for making steel | |
| JP6645107B2 (ja) | Ｈ形鋼及びその製造方法 | |
| US5743972A (en) | Heavy-wall structural steel and method | |
| JP5034290B2 (ja) | 低降伏比高強度厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP3410241B2 (ja) | 強度、靭性及び溶接性に優れた極厚ｈ形鋼の製造方法 | |
| JPH09118952A (ja) | 降伏比の低い高強度熱延鋼板部材 | |
| JP3290595B2 (ja) | 靱性、溶接性に優れた高張力厚鋼板の製造方法 | |
| JP2007023346A (ja) | 歪時効特性に優れた高強度溶接鋼管の製造方法 | |
| JP2017057483A (ja) | Ｈ形鋼及びその製造方法 | |
| JPH08197104A (ja) | 強度と靭性に優れた極厚ｈ形鋼の製造方法 | |
| JP3440710B2 (ja) | フィレット部靱性に優れたｈ形鋼およびその製造方法 | |
| JPH08197102A (ja) | 靭性と溶接性に優れた極厚ｈ形鋼の製造方法 | |
| JP3622246B2 (ja) | 強度、靭性及び溶接性に優れた極厚ｈ形鋼の製造方法 | |
| JP2002363685A (ja) | 低降伏比高強度冷延鋼板 | |
| JPH1068016A (ja) | 極厚ｈ形鋼の製造方法 | |
| JP2023045253A (ja) | 鋼板およびその製造方法 | |
| JP3337246B2 (ja) | 板厚方向の機械的特性差の小さい肉厚４０ｍｍ以上の厚肉のＨ形鋼の製造方法 | |
| JP3779811B2 (ja) | 加工性に優れた電縫鋼管とその製造方法 | |
| US20040003876A1 (en) | Structural Fe-Cr steel sheet, manufacturing method thereof, and structural shaped steel | |
| JPH05154672A (ja) | 高強度および高靱性クラッド鋼板の製造法 | |
| JP7493138B2 (ja) | 超低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法 | |
| JPH08176660A (ja) | 耐火性を有し溶接性に優れ、板厚方向の強度変化の少ない建築向け高強度極厚圧延ｈ形鋼の製造方法 | |
| JP3426465B2 (ja) | 靱性と加工性に優れた４００〜８００Ｎ／ｍｍ２級高強度熱延鋼板及びその製造方法 | |
| JP2000192143A (ja) | 均質性に優れた非調質高張力鋼板の製造方法 | |
| JP2944806B2 (ja) | 母材靱性に優れる低降伏比耐火ｈ形鋼及びその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20020402 |