JPH11158543A

JPH11158543A - 溶接部靱性に優れた圧延形鋼の製造方法

Info

Publication number: JPH11158543A
Application number: JP33037997A
Authority: JP
Inventors: Masanobu Uonami; 正信魚波; Takashi Nawata; 隆名和田
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1997-12-01
Filing date: 1997-12-01
Publication date: 1999-06-15

Abstract

(57)【要約】【課題】従来の技術では、低コストで溶接部靱性に優
れた60kgf/mm² 級の圧延Ｈ形鋼の製造することはできな
かった。【解決手段】Ｃ：0.05〜0.15％、Nb：0.010 〜0.040
％、Ｖ：0.030 〜0.10％、Ti：0.005 〜0.040 ％を有
し、炭素当量Ｃeqが0.36〜0.42％である溶鋼を連続鋳造
することによりスラブとし、このスラブを、Ar₃変態点
以下まで冷却し、1300〜1350℃に再加熱した後、リバー
ス中間圧延を、Ar₃変態点以上の温度域において各パス
毎に５％以上15％以下の圧下を総圧下率が65％以上とな
るまで行うとともに、（Ar₃変態点−50℃) 以上Ar₃変
態点未満の温度域において各パス毎に10％以下の圧下を
総圧下率が75％以上となるまで行う条件で、複数パスで
行い、その後に空冷することにより、60kgf/mm² 級のフ
ランジを有する圧延Ｈ形鋼を製造する。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、低コストで溶接部
靱性に優れた60kgf/mm² 級のフランジを有する圧延形鋼
の製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】現在、香港における建築工法として、建
物の基礎作りにＨ杭 (以下、本明細書においては「Ｈ形
鋼」という。) が使用されている。香港の土壌は、地下
にある厚い岩盤からなっており、このＨ形鋼は、その厚
い岩盤を打ち抜くまで、端部同士が順次溶接接合により
つなぎ合わされて、打設される。また、その打設長さは
100 ｍ以上にも及ぶ。そのため、用いられるＨ形鋼に
は、高強度であること、および現場作業を効率的に行う
ために溶接性が優れることが要求される。

【０００３】従来、このＨ形鋼には50kgf/mm² 級圧延Ｈ
形鋼が用いられてきたが、作業性のさらなる効率化やコ
スト合理化等を図るため、Ｈ形鋼のよりいっそうの高強
度・軽量化が求められるようになってきた。具体的に
は、英国規格であるBS4360Gr55C(0.5 ％耐力：430N/mm²
以上、引張強さ：550 〜700N/mm²、伸び：19％以上) を
満足する60kgf/mm²級の圧延Ｈ形鋼の製造が求められて
いる。

【０００４】従来より、圧延Ｈ形鋼の高強度化を図るに
は添加元素を適宜増量すればよいことが知られている。
しかし、上述した用途の圧延Ｈ形鋼の場合には、炭素当
量Ｃeqが増加して溶接性が損なわれるため、望ましくな
い。

【０００５】そこで、炭素当量Ｃeqの上昇を抑制しなが
ら高強度を図る必要がある。このためには、以下に列記
する３種の方法がある。すなわち、焼入れ・焼戻しを
行う方法、圧延後に制御冷却を行う方法、厚鋼板に
見られる低温・大圧下の圧延方法を流用して低温圧延を
行う方法である。

【０００６】しかし、の焼入れ・焼戻しを行う方法で
は、Ｈ形鋼は複雑な形状を呈するために、焼入れ時の冷
却や焼戻し時の加熱および冷却により、フランジおよび
ウェブの間に、加熱速度および冷却速度の差に起因した
温度差が、通常100 ℃以上も発生する。そのため、曲が
り等の変形が発生し易く、生産性およびコストがともに
大きく悪化してしまう。

【０００７】の圧延後に制御冷却を行う方法でも、強
制冷却時にフランジおよびウェブそれぞれの冷却速度の
差に起因して、フランジおよびウェブの間に通常100 ℃
以上もの大きな温度差が発生するため、生産性およびコ
ストがともに大きく悪化してしまう。

【０００８】さらに、の低温圧延を行う方法は、従来
は、Ｈ形鋼用のユニバーサルミルはミル剛性が低いこと
から実施できないと考えられていた。しかし、その後の
研究開発により、ユニバーサルミルの許容範囲内で低温
・大圧下の圧延を行う方法が、提案されている。

【０００９】例えば、特公昭56−35732 号公報には、１
群が少なくとも３基以上の圧延ミルにより構成される連
続圧延ミル群により、圧下率が18％、29％および27％で
ある３パスの中間圧延を含む圧延を、圧下直後のオース
テナイトに結晶粒成長の時間的余裕を与えることなく、
連続的に行うことにより、非調質高張力圧延形鋼を製造
する発明が提案されている。

【００１０】また、特公平７−5961号公報には、特定の
組成の鋼を、1000〜1300℃に加熱した後、再結晶温度域
で圧下率30％以上の粗圧延を行い、次いで、Ar₃変態点
以上の温度域で仕上圧延を行うことにより、非調質高張
力圧延形鋼を製造する発明が提案されている。

【００１１】さらに、特開平６−240350号公報には、特
定の組成の鋼を、1200〜1350℃に加熱して、Ar₃変態点
以上で圧延を終了した後、フェライトが30％以上析出す
るまで放冷し、その後に600 ℃以下まで0.3 〜５℃/sec
で冷却し、その後に空冷することにより、靱性および溶
接性に優れた高張力形鋼を製造する発明が提案されてい
る。

【００１２】

【発明が解決しようとする課題】特公昭56−35732 号公
報により提案された発明を実施するには、連続圧延機群
を構成する圧延ミルを増設する必要があり、このための
圧延ライン増設や圧延工場増設等に費用が嵩み、圧延Ｈ
形鋼のコストおよび価格が上昇してしまう。しかし、香
港でＨ杭として使用される圧延Ｈ形鋼には、低コスト化
が強く要請されていることから、特公昭56−35732 号公
報により提案された発明では、所望の圧延Ｈ形鋼を提供
することができない。

【００１３】特公平７−5961号公報により提案された発
明は、低降伏比および高強度を具備した圧延Ｈ形鋼を提
供するものであり、香港でＨ杭として使用される圧延Ｈ
形鋼に要求される溶接部靱性について、何ら保証してい
ない。そのため、特公平７−5961号公報により提案され
た発明でも、所望の圧延Ｈ形鋼を提供することができな
い。

【００１４】さらに、特開平６−240350号公報により提
案された発明を実施するには、冷却設備の能力増強を行
う必要があるとともに、圧延Ｈ形鋼の長さは100 ｍ以上
にも及ぶために長手方向の温度ばらつきを制御する機構
も設ける必要がある。そのため、冷却設備および附帯設
備の改造コストが著しく嵩み、特公昭56−35732 号公報
により提案された発明と同様に、所望の圧延Ｈ形鋼を提
供することができない。

【００１５】このように、従来の技術では、いずれも、
低コストで溶接部靱性に優れた60kgf/mm² 級の圧延Ｈ形
鋼を製造することはできなかった。

【００１６】ここに、本発明の目的は、上記の課題を解
決することができる、圧延Ｈ形鋼に代表される圧延形鋼
の製造方法を提供することにあり、具体的には、３基以
下の圧延ミルからなる圧延機群を用いて実施できるため
に既存設備の改造を必要とせずに、溶接部靱性に優れる
とともに高い降伏点を有する、引張強さが６０ｋｇｆ／
ｍｍ^２級の圧延形鋼を、圧延後の熱処理を必要とせず
に、製造することができる溶接部靱性に優れた圧延形鋼
の製造方法を提供することにある。

【００１７】さらに具体的には、英国規格ＢＳ４３６０
Ｇｒ５５Ｃに規定される、0.5 ％耐力：430N/mm²以
上、引張強さ：550 〜700N/mm²、伸び：19％以上をいず
れも具備し、さらに、母材および溶接部それぞれのシャ
ルピー吸収エネルギーが０℃で150J以上、炭素当量Ｃeq
が0.42％以下（本明細書においては、特にことわりがな
い限り「％」は「重量％」を意味するものとする。）で
ある圧延形鋼の製造方法を提供することにある。

【００１８】

【課題を解決するための手段】本発明は、目的に応じて
合金元素を複合添加したスラブを用い、軽圧下を行いな
がら適正温度域まで圧延を行うことにより、得られる圧
延形鋼の強度を向上させることができるという新規な知
見に基づいて、完成されたものである。

【００１９】すなわち、本発明は、Tiを添加すること
により1300〜1350℃の高温加熱時におけるオーステナイ
ト結晶粒の粗大化を防止できること、NbおよびＶを添
加することにより、Ar₃変態点以上で圧延される際のオ
ーステナイト結晶粒の微細化および変形帯の導入を図れ
ること、Nb炭窒化物、Ｖ炭窒化物が析出することによ
り析出強化を図れること、Ar₃変態点以下の温度域で
圧延する際のフェライト強化により強度向上を図れるこ
との４つの新規な知見に基づいて、完成されたものであ
る。

【００２０】ここに、本発明の要旨とするところは、
Ｃ：0.05〜0.15％、Si：0.05〜0.50％、Mn：1.15〜2.00
％、Ｐ：0.020 ％以下、Ｓ：0.020 ％以下、Nb：0.010
〜0.040 ％、Ｖ：0.030 〜0.10％、Ti：0.005 〜0.040
％、sol.Al：0.003 〜0.015 ％、Ｎ：0.0030〜0.005
％、必要に応じて、Cu：1.00％以下、Ni：1.00％以下、
Cr：1.00％以下およびMo：0.50％以下からなる群から選
ばれた１種または２種以上、残部Feおよび不可避的不純
物からなるとともに、下記式により規定される炭素当
量Ｃeqが0.36〜0.42％である溶鋼を連続鋳造することに
よりスラブとし、このスラブを、Ar₃変態点以下まで冷
却し、1300〜1350℃に再加熱した後、粗圧延と複数パス
のリバース中間圧延と仕上げ圧延とを行い、その後に空
冷することにより、フランジを有する圧延形鋼を製造す
る方法であって、リバース中間圧延では、Ar₃変態点以
上の温度域において、各パス毎に５％以上15％以下の圧
下率の圧下を総圧下率が65％以上となるまで行い、（Ar
₃変態点−50℃) 以上Ar₃変態点未満の温度域におい
て、各パス毎に10％以下の圧下率の圧下を総圧下率が75
％以上となるまで行うことにより、60kgf/mm² 級の圧延
形鋼を製造することを特徴とする溶接部靱性に優れた圧
延形鋼の製造方法である。

【００２１】炭素当量Ｃeq＝C(%)+Mn/6(%)+(Cr+Mo+V)/5(%)+(Ni+Cu)/15(%) ・・・・・また、上記の本発明にかかる溶接部靱性に優れた圧延形
鋼の製造方法では、仕上圧延を、700 〜750 ℃で行うこ
とが、圧延操業上の観点から望ましい。

【００２２】上記の本発明においては、スラブのAr₃変
態点以下までの冷却手段は、特定の手段には限定されな
い。例えば、徐冷、水冷さらには空冷を例示することが
できる。

【００２３】また、上記の本発明においては、圧延を行
う圧延ミルの数も何ら限定を要さない。ただし、既存圧
延工程での設置数が３基であることから、粗圧延ミル１
基、中間圧延ミル１基および仕上圧延ミル１基の３基の
圧延ミルを用いることが、設備改造費を必要としないこ
とから、望ましい。また、上記の本発明において「総圧
下率」とは、中間圧延の開始時の板厚に対する厚み減少
分の割合をいう。

【００２４】また、上記の本発明においては、Ar₃変態
点は、下記式を用いて算出すればよいが、鋼種毎に実
測することにより求めてもよく、導出手段は限定を要さ
ない。なお、式において、符号ｔは成品である圧延形
鋼のフランジ厚さ (mm) を意味する。 Ar₃ 変態点 (℃) ＝910-310xC-80xMn-20xCu-15xCr-55xNi- 80xMo+0.35x(t-8)・・・・・

【００２５】

【発明の実施の形態】以下、本発明の実施形態を工程順
に詳細に説明する。なお、以降の実施形態の説明では、
形鋼がＨ形鋼である場合を例にとって、説明するが、本
発明における形鋼はフランジを有する形鋼を意味してお
り、本発明は、Ｈ形鋼以外に、Ｉ形鋼、溝形鋼さらには
Ｔ形鋼等に対しても等しく適用される。

【００２６】[スラブ製造]本実施形態では、後述する鋼
組成を有するとともに、式により規定される炭素当量
Ｃeqが0.36〜0.42％である溶鋼を、連続鋳造することに
よりスラブとする。まず、スラブの組成および炭素当量
Ｃeqを限定する理由を分説する。

【００２７】(Ｃ：0.05〜0.15％)Ｃは、鋼の強度を増加
させるには極めて優れた元素であるが、過剰に含有する
と、鋼の靱性を損なうとともに、炭素当量Ｃeqが大幅に
上昇して溶接性を著しく損なう。そこで、本発明では、
Ｃ含有量は0.05％以上0.15％以下と限定する。同様の観
点から、下限は0.08％、上限は0.12％であることが望ま
しい。

【００２８】(Si：0.05〜0.50％)Siは、鋼の強力な脱酸
剤として有効であるとともに、鋼の強度を増加させる。
しかし、Si含有量が0.05％未満であると充分な脱酸効果
が発揮されず、一方、0.50％超であると鋼の靱性を損な
う。そこで、本発明では、Si含有量は0.05％以上0.50％
以下と限定する。

【００２９】(Mn：1.15〜2.00％)Mnは、強度および靱性
をともに向上させる有効な元素である。しかし、Mn含有
量が1.15％未満であると充分な強度および靱性向上効果
が発揮されず、一方、2.00％超であると強度増加効果は
略飽和するとともに、靱性を損なう。そこで、本発明で
は、Mn含有量は1.15％以上2.00％以下と限定する。同様
の観点から、下限は1.2 ％、上限は1.70％であることが
望ましい。

【００３０】(Ｐ：0.020 ％以下、Ｓ：0.020 ％以下)
Ｐ、Ｓは、いずれも、不可避的不純物として鋼に含ま
れ、鋼の靱性を低下させる。Ｐ、Ｓ含有量がそれぞれ0.
020 ％超であると、連続鋳造により製造したスラブに割
れ等の悪影響が発生することから、Ｐ、Ｓ含有量はいず
れも0.020 ％以下と限定する。

【００３１】(Nb：0.010 〜0.040 ％)Nbは、鋼中におい
て炭窒化物を形成して強度の増加をもたらす。また、オ
ーステナイト結晶粒の微細化作用を有することから、鋼
の靱性を向上させる作用がある。このような作用は、12
00℃程度の領域では、後述するTiよりも著しい。Nb添加
量が0.010 ％未満では強度増加効果が認められず、一
方、0.040 ％超ではその効果が略飽和する。そこで、本
発明では、Nb含有量は0.010 ％以上0.040 ％以下と限定
する。同様の観点から、下限は0.024 ％、上限は0.031
％であることが望ましい。

【００３２】(Ｖ：0.030 〜0.10％)Ｖは、鋼中において
炭窒化物を形成して強度増加をもたらす。しかし、Ｖ添
加量が0.030 ％未満では強度増加効果が認められず、一
方、0.10％超ではスラブ品質に問題が発生する。そこ
で、本発明では、Ｖ含有量は0.030 ％以上0.10％以下と
限定する。同様の観点から、下限は0.05％、上限は0.07
4 ％であることが望ましい。

【００３３】(Ti：0.005 〜0.040 ％)Tiは、鋼中におい
て炭窒化物を形成し、オーステナイトを微細化させて、
鋼の靱性を向上させる作用がある。かかる効果は高温側
ではNbよりも大きい。つまり、スラブ加熱時にはオース
テナイトが加熱温度に応じて粗大化するが、Tiは炭窒化
物を形成するとともに1300〜1350℃の加熱温度において
も固溶せず、オーステナイトの粗大化を抑制する。した
がって、圧延開始時の初期オーステナイトの粒径を最小
限まで低下することにより、後のフェライト粒径の微細
化に有効である。また、オーステナイトの微細化により
溶接部靱性も向上される。しかし、添加量が0.005 ％未
満では靱性向上効果が認められず、一方、0.040 ％超で
はその効果が略飽和する。そこで、Ti含有量は、0.005
％以上0.040 ％以下に限定する。同様の観点から、下限
は0.01％、上限は0.018 ％であることが望ましい。

【００３４】(sol.Al：0.003 〜0.015 ％)Alは、鋼の強
力な脱酸剤として作用し、また窒素と化合してAlＮを生
成することにより鋼の結晶粒を微細化して靱性を向上す
る。Al含有量が0.003 ％未満では脱酸作用が不足し、一
方、0.015 ％超ではNb窒化物、Ｖ窒化物、Ti窒化物の生
成に支障をきたす。そこで、本発明では、sol.Al含有量
は0.003 ％以上0.015 ％以下と限定する。

【００３５】(Ｎ：0.0030〜0.005 ％)Ｎは、Nb、Ｖ、Ti
とともに窒化物を生成して、強度および靱性を向上させ
る。特に、スラブ加熱時において分散しているTiＮがオ
ーステナイト結晶粒の粗大化を防止するため、圧延Ｈ形
鋼の製造の際に特有に行われる高温加熱に有効である。
しかし、Ｎ含有量が0.0030％未満であるとかかる効果が
発揮されず、一方、0.005 ％超であると鋼の溶接性が損
なわれる。そこで、本発明では、Ｎ含有量は0.0030％以
上0.005 ％以下と限定する。

【００３６】(Cu：1.00％以下、Ni：1.00％以下、Cr：
1.00％以下およびMo：0.50％以下からなる群から選ばれ
た１種または２種以上)本発明では、Cu、Ni、CrおよびM
oは、いずれも、必要に応じて添加される任意添加元素
である。Cu、Ni、CrおよびMoは、いずれも、鋼の強度お
よび靱性をともに向上させる元素であるが、Cu：1.00％
超、Ni：1.00％超、Cr：1.00％超、Mo：0.50％超では、
かかる効果が飽和し、コスト増を伴うだけである。そこ
で、Cu、Ni、CrおよびMoの１種または２種以上を添加す
る場合には、それぞれの添加量はCu：1.00％以下、Ni：
1.00％以下、Cr：1.00％以下、Mo：0.50％以下と限定す
ることが望ましい。上記以外は、残部Feおよび不可避的
不純物である。

【００３７】(炭素当量Ｃeq)炭素当量Ｃeqは、溶接性を
判断する指標の一種であり、本発明で用いる鋼種の場合
には、式により算出される。

【００３８】炭素当量Ｃeq(%) ＝C(%)+Mn/6(%)+(Cr+Mo+V)/5(%)+(Ni+Cu)/15(%) ・・・炭素当量Ｃeqが0.42％を越えると、溶接性は劣化し溶接
割れ等の弊害が発生することがある。一方、炭素当量Ｃ
eqが0.36％を下回ると所定の強度を保てないことがあ
る。そこで、本発明では、炭素当量Ｃeqは0.36％以上0.
42％以下と限定する。本実施形態では、このような鋼組
成および炭素当量Ｃeqを有する溶鋼を、連続鋳造するこ
とにより、Ｈ形鋼用のスラブとする。

【００３９】[スラブ冷却]通常、Ｈ形鋼用のスラブは、
連続鋳造により製造されるが、連続鋳造直後のスラブは
凝固組織であり、結晶粒が最も粗大化している状態にあ
る。この状態から引き続いて圧延を行うと、最終的にフ
ェライト結晶粒も粗大化し、その分、成品である圧延Ｈ
形鋼の強度および靱性の低下を招く。よって、本実施形
態では、スラブを一旦冷却した後に再加熱することによ
り、フェライトをオーステナイトに変態させ、圧延初期
においてオーステナイト結晶粒の微細化を図る。このた
めには、連続鋳造されたスラブを、オーステナイトがフ
ェライトへ変態するAr₃変態点以下まで一旦冷却する必
要がある。冷却手段は、特定の手段に限定する必要はな
く、空冷、炉冷さらには水冷等が例示される。

【００４０】Ar₃変態点は、本実施形態の鋼種の場合に
は、符号ｔを成品である圧延Ｈ形鋼のフランジ厚さ (m
m) として、下記式により算出される。 Ar₃ 変態点 (℃) ＝910-310xC-80xMn-20xCu-15xCr-55xNi- 80xMo+0.35x(t-8)・・・・・しかし、Ar₃変態点は、例えば、鋼種毎の冷却曲線を求
めておき、この冷却曲線から実測することにより求めて
もよい。

【００４１】[スラブ再加熱]本実施形態では、スラブ冷
却後に、スラブを1300℃以上1350℃以下に再加熱する。
すなわち、Ｈ形鋼用のユニバーサルミルのミル剛性は、
厚板用の圧延ミルと比較すると非常に小さいため、再加
熱温度が1300℃未満であると、圧延トルクオーバー等の
トラブルを発生し易く、圧下不能の事態に陥る可能性が
ある。一方、再加熱温度が1350℃超であると、もちろん
圧延を行うことは可能であるが、加熱炉の燃料原単位が
上昇し、不経済である。よって、本実施形態では、スラ
ブの再加熱温度は、1300℃以上1350℃以下に限定する。

【００４２】また、このスラブ再加熱の際、本実施形態
のスラブはTiを適量添加されているため、オーステナイ
ト結晶粒の粗大化が防止される。本実施形態では、粗圧
延ミル１基、中間圧延ミル１基および仕上圧延ミル１基
の３基の圧延ミルからなる既存圧延工程により、再加熱
を行われたスラブに対して、粗圧延、中間圧延および仕
上圧延からなる熱間圧延を行う。

【００４３】[粗圧延]粗圧延は、鋼の機械的性能を向上
することよりも、圧延Ｈ形鋼を造形する次の熱間中間圧
延の前段階として、重要な圧延工程である。粗圧延は、
リバース粗圧延ミルを用いて複数パスのリバース圧延に
より、行われる。本実施形態では、粗圧延条件に関して
特別な限定は不要であり、通常の粗圧延条件に従えばよ
い。

【００４４】[中間圧延]中間圧延は、リバース中間圧延
ミルを用いて複数パスのリバース圧延により行われ、圧
延Ｈ形鋼を造形するとともに、スラブ再加熱時に粗大化
した結晶粒を圧下により微細化して適度な強度および靱
性を付与する。

【００４５】この中間圧延では、Ar₃変態点以上の温度
域において、各パス毎に５％以上15％以下の圧下率の圧
下を総圧下率が65％以上となるまで行い、さらに、（Ar
₃変態点−50℃) 以上Ar₃変態点未満の温度域におい
て、各パス毎に10％以下の圧下率の圧下を総圧下率が75
％以上となるまで行う。

【００４６】すなわち、Ar₃変態点以上の温度域におけ
る中間圧延において、各パスの圧下率が５％超である
と、所定の厚みに到達するまでに要する時間が長くな
り、圧延不能な温度に低下する。一方、各パスの圧下率
が15％超であると、中間圧延ミルへの負担が大きくな
り、圧延トラブルの原因となる。そこで、本実施形態で
は、Ar₃変態点以上の温度域における各パスの圧下率を
５％以上15％以下に限定する。同様の観点から、この温
度域における各パスの圧下率の下限は７％、上限は13％
であることが望ましい。

【００４７】また、Ar₃変態点以上の温度域における中
間圧延の総圧下率が65％未満であると、所定の強度を安
定的に確保することが難しくなる。そこで、本実施形態
では前記の総圧下率を65％以上に限定する。同様の観点
から、この温度域における総圧下率は70〜75％であるこ
とが望ましい。

【００４８】本実施形態では、NbおよびＶを適量添加さ
れているため、Ar₃変態点以上の温度域における中間圧
延により、オーステナイト結晶粒の微細化および変形帯
の導入が図られるとともに、Nb炭窒化物、Ｖ炭窒化物が
析出することにより析出強化が図れる。

【００４９】一方、（Ar₃変態点−50℃) 以上Ar₃変態
点未満の温度域では、鋼はオーステナイト／フェライト
２相域であり、この温度域での圧下によりフェライトを
直接強化することができる。しかし、この温度域での各
パスの圧下率が10％超であると、中間圧延ミルへの負担
が増加し、圧延トラブルの原因となる。そこで、本発明
では、（Ar₃変態点−50℃) 以上Ar₃変態点未満の温度
域での各パスの圧下率は10％以下と限定する。同様の観
点から、この温度域における各パスの圧下率は３〜８％
であることが望ましい。

【００５０】また、（Ar₃変態点−50℃) 以上Ar₃変態
点未満の温度域における中間圧延の総圧下率が75％未満
では、所定の強度を安定的に確保することが難しくな
る。そこで、本実施形態では、前記の総圧下率を75％以
上に限定する。同様の観点から、この温度域における総
圧下率は75〜80％であることが望ましい。本実施形態で
は、中間圧延条件に関して上記以外の条件限定は不要で
あり、通常の中間圧延条件に従えばよい。

【００５１】[仕上圧延]仕上圧延は、仕上圧延ミルを用
いて１パスで行われる。例えばフランジ先端部の形状修
正を行って、中間圧延後のＨ形鋼の形状を整える最終圧
延工程であり、圧下は殆ど行われない。しかし、圧延ミ
ルの性能を考慮して、700 〜750 ℃の仕上げ温度とする
ことが望ましい。本実施形態では、仕上圧延条件に関し
て特別な限定は不要であり、通常の仕上圧延条件に従え
ばよい。

【００５２】[圧延後冷却]圧延後の冷却過程で変態した
フェライトは、時間とともに結晶粒が成長して粗大化す
るが、本実施形態では、中間圧延工程における圧下によ
りミクロ組織は充分微細化される。そのため、結果とし
て得られるフェライトが微細となり、熱処理を行うこと
なく空冷ままであっても、充分な靱性を確保することが
できる。しかし、例えば加速冷却等を行うと、冷却むら
が発生して機械的性質がばらつき易くなる。そこで、本
実施形態では、圧延後の冷却は、空冷により行う。

【００５３】このようにして、本実施形態により、英国
規格BS4360Gr55C に規定される、0.5 ％耐力：430N/mm²
以上、引張強さ：550 〜700N/mm²、伸び：19％以上をい
ずれも具備し、さらに、母材および溶接部それぞれのシ
ャルピー吸収エネルギーが０℃で150J以上、炭素当量Ｃ
eqが0.42％以下という、溶接部靱性に優れ、高い降伏点
を有し、引張強さが60kgf/mm² 級の圧延Ｈ形鋼を、圧延
後の熱処理を必要とせずに、製造することが可能とな
る。これにより、前述した香港におけるＨ杭として使用
するのに特に好適な圧延Ｈ形鋼を安価に提供することが
できる。

【００５４】

【実施例】(実施例１)さらに、本発明を実施例を参照し
ながらより詳細に説明する。表１に示す鋼組成、炭素当
量Ｃeq (式により算出した。) およびAr₃変態点(
式により算出した。) を有する溶鋼を連続鋳造によりＨ
形鋼用スラブに鋳造し、このＨ形鋼用スラブを室温まで
徐冷した後、1340〜1350℃に再加熱して、Ｈ形鋼用圧延
素材とした。なお、1400℃に再加熱すると、鉄融点近傍
であるために素材がロールに焼き付いてしまい、圧延を
行うことができなかった。

【００５５】

【表１】

【００５６】これらのＨ形鋼用圧延素材に対して、粗圧
延ミル１基を用いた11パスのリバース粗圧延、中間圧延
ミル１基を用いた17パスのリバース中間圧延、および仕
上圧延ミル１基を用いた１パスの仕上圧延により、フラ
ンジ幅319.7 mm、ウェブ幅326.7 mm、フランジ厚24.8mm
およびウェブ厚24.8mmの圧延Ｈ形鋼を製造した。なお、
中間圧延および仕上圧延の圧延スケジュールを、表２に
まとめて示す。

【００５７】

【表２】

【００５８】これらの圧延Ｈ形鋼から、引張試験片 (JI
S Z2201 1A試験片) とシャルピー衝撃試験片 (JIS Z220
2 ４号試験片) とを切り出し、引張試験およびシャルピ
ー衝撃試験を行った。試験結果を表３に示す。

【００５９】また、得られた圧延Ｈ形鋼を同種同士突き
合わせて端面周溶接を行い、溶接金属部、ボンド部およ
び熱影響部それぞれから、シャルピー衝撃試験片 (JIS
Z2202 ４号試験片) を切り出し、シャルピー衝撃試験を
行った。結果を表３にあわせて示す。

【００６０】なお、端面周溶接で用いた溶接棒は、市販
の直径４mmの60kgf/mm² 級低水素系溶接棒を300 ℃で60
分乾燥して、使用した。また、溶接に際して母材の予熱
は行わず、室温 (16〜17℃) にて溶接を行った。

【００６１】

【表３】

【００６２】表３に示すように、本発明で規定する組成
を全て満足する鋼種を用いて製造された本発明例１〜本
発明例８は、英国規格BS4360Gr55C に規定される、0.5
％耐力：430N/mm²以上、引張強さ：550 〜700N/mm²、伸
び：19％以上を全て満足することがわかる。

【００６３】また、本発明例１〜本発明例８は、室温に
おける溶接にも関わらず溶接部には割れが発生していな
いとともに、溶接部靱性が母材靱性と殆ど変わらずに良
好であることから、現場作業において予熱作業を行わな
くてよいことがわかる。

【００６４】これに対し、比較例１はＣ含有量が、比較
例２はSi含有量が、比較例３はMn含有量が、比較例４は
Nb含有量が、比較例５はＶ含有量が、さらに比較例７は
Ｎ含有量が、いずれも本発明で規定する範囲を下回って
いるため、引張強度が不足した。また、比較例６はTi含
有量が本発明で規定する範囲を上回っているため、強度
および靱性がともに劣化した。さらに、比較例８はAl含
有量が本発明で規定する範囲を下回っているため、強度
を確保することはできたものの、脱酸効率が劣化して靱
性が劣化した。

【００６５】(実施例２)実施例１における本発明例１に
ついて、再加熱温度を1290〜1330℃とするとともに、圧
延終了温度 (仕上圧延温度) を690 または820 ℃とし、
これら以外は実施例１と同じ条件で圧延を行い、母材性
能を調べた。結果を、再加熱温度および仕上圧延温度と
ともに表４にまとめて示す。

【００６６】

【表４】

【００６７】表４から、スラブ組成が本発明で規定する
範囲を満足しても、仕上圧延温度が本発明の範囲を満足
しないと、温度低下により圧延を行うことができず、ま
た圧延を行えても所望の機械特性を得られないことがわ
かる。

【００６８】(実施例３)実施例１における本発明例１に
ついて、表５に示す、中間圧延および仕上圧延の圧延ス
ケジュールにしたがい、これら以外は実施例１と同じ条
件で圧延を行い、母材性能を調べた。結果を、Ar₃変態
点以上の温度域における総圧下率と中間圧延における総
圧下率とともに、表６にまとめて示す。

【００６９】

【表５】

【００７０】

【表６】

【００７１】表６から、スラブ組成が本発明で規定する
範囲を満足しても、Ar₃変態点以上の温度域における総
圧下率と中間圧延における総圧下率とがともに本発明の
範囲を満足しないと、圧延を行えないか、または圧延を
行えても所望の機械特性を得られないことがわかる。

【００７２】

【発明の効果】以上詳細に説明したように、本発明によ
り、溶接部靱性に優れ、高い降伏点を有し、引張強さが
60kgf/mm² 級の圧延形鋼を、圧延後の熱処理を必要とせ
ずに、製造することが可能となった。

【００７３】より具体的には、本発明により、英国規格
BS4360Gr55C に規定される、0.5 ％耐力：430N/mm²以
上、引張強さ：550 〜700N/mm²、伸び：19％以上をいず
れも具備し、さらに、母材および溶接部それぞれのシャ
ルピー吸収エネルギーが０℃で150J以上、炭素当量Ｃeq
が0.42％以下である圧延Ｈ形鋼を、圧延後の熱処理を必
要とせずに、製造することが可能となった。

【００７４】したがって、香港における建築用Ｈ杭とし
て使用するのに特に好適な圧延Ｈ形鋼を安価に提供する
ことが可能となった。かかる効果を有する本発明の意義
は、極めて著しい。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で、Ｃ：0.05〜0.15％、Si：0.05
〜0.50％、Mn：1.15〜2.00％、Ｐ：0.020 ％以下、Ｓ：
0.020 ％以下、Nb：0.010 〜0.040 ％、Ｖ：0.030 〜0.
10％、Ti：0.005 〜0.040 ％、sol.Al：0.003 〜0.015
％、Ｎ：0.0030〜0.005 ％、残部Feおよび不可避的不純
物からなるとともに、下記式により規定される炭素当量
Ｃeqが0.36〜0.42％である溶鋼を連続鋳造することによ
りスラブとし、当該スラブを、Ar₃変態点以下まで冷却
し、1300〜1350℃に再加熱した後、粗圧延と複数パスの
リバース中間圧延と仕上げ圧延とを行い、その後に空冷
することにより、フランジを有する圧延形鋼を製造する
方法であって、前記リバース中間圧延では、Ar₃変態点以上の温度域に
おいて、各パス毎に５％以上15％以下の圧下率の圧下を
総圧下率が65％以上となるまで行い、（Ar₃変態点−50
℃) 以上Ar₃変態点未満の温度域において、各パス毎に
10％以下の圧下率の圧下を総圧下率が75％以上となるま
で行うことにより、60kgf/mm² 級の圧延形鋼を製造する
ことを特徴とする溶接部靱性に優れた圧延形鋼の製造方
法。炭素当量Ｃeq＝C(%)+Mn/6(%)+(Cr+Mo+V)/5(%)+(Ni+Cu)/
15(%)
【請求項２】前記連続鋳造スラブは、さらに、重量％
で、Cu：1.00％以下、Ni：1.00％以下、Cr：1.00％以下
およびMo：0.50％以下からなる群から選ばれた１種また
は２種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の
溶接部靱性に優れた圧延形鋼の製造方法。
【請求項３】前記仕上圧延を、700 〜750 ℃で行う請
求項１または請求項２に記載の溶接部靱性に優れた圧延
形鋼の製造方法。