JPH11193440A - 圧延のままでフランジ厚み方向の靱性に優れる引張り強さが５９０ＭＰａ級の建築構造用極厚Ｈ形鋼およびその製造方法 - Google Patents

圧延のままでフランジ厚み方向の靱性に優れる引張り強さが５９０ＭＰａ級の建築構造用極厚Ｈ形鋼およびその製造方法

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Abstract

(57)【要約】 【課題】 圧延のままで引張り強さが590MPa級と高く、
しかもフランジの厚み方向においても靱性は高くかつＰ
cmは低く、さらにHAZ 硬化のない極厚Ｈ形鋼について提
案する。 【解決手段】 Ｃ：0.005 〜0.025 wt％、Si：0.6 wt％
以下、Mn：0.4 〜1.6 wt％、Ｐ：0.025 wt％以下、Ｓ：
0.010 wt％以下、Al：0.1 wt％以下、Cu：0.6 〜2.0 wt
％、Ni：0.25〜2.0 wt％、Ti：0.001 〜0.050 wt％及び
Ｂ：0.0002〜0.0030wt％を、重量比Mn／Cu：2.0 以下か
つ117Mn(wt％) ＋163Cu(wt％) ：250 〜350 の下に含有
し、残部がFe及び不可避的不純物から構成する。

Description

【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、建築構造物とし
て用いられるＨ形鋼、中でもフランジ部の厚みが30mmを
超える、引張り強さが 590〜740MPaにある590MPa級建築
構造用極厚Ｈ形鋼およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、高層および超高層建築構造物の柱
材には、ボックス柱や溶接Ｈ形鋼が多用されてきた。こ
れらは、厚鋼板を溶接によりボックス状または断面Ｈ形
状に加工するものであり、強度レベルが490MPaおよび52
0MPa級では、制御圧延・制御冷却法、いわゆるTMCP法に
従って製造された厚鋼板が、同590MPa級では２回焼入
れ、焼戻しプロセスを経て製造された厚鋼板が、それぞ
れ用いられる。
【０００３】ところで、近年、建築における施工コスト
の削減や納期短縮の観点から、ボックス柱や溶接Ｈ形鋼
の代替として、圧延Ｈ形鋼を使用することが検討されて
いる。そのためには、圧延Ｈ形鋼の耐荷重性を向上する
こと、すなわちフランジ厚が30mmを超える、いわゆる極
厚Ｈ形鋼を適用すること、そしてＨ形鋼の品質が上記厚
鋼板と同等以上の水準にあること、が求められている。
【０００４】一方、建築構造物に供される鋼材には、溶
接部や溶接熱影響部（以下、HAZ と示す）も含めて、高
い靱性が求められる趨勢にある。これは極厚Ｈ形鋼につ
いても同様であり、フランジの圧延方向や幅方向は勿
論、フランジの厚み方向にまで高い靱性が要求されてき
ている。同様に、HAZ についても、母材と同等の高い靱
性と低い溶接割れ感受性が求められている。
【０００５】例えば、特開平9-125140号公報や特許第25
96835 号公報には、高強度極厚Ｈ形鋼に関して、介在物
を利用しフェライト組織を微細化する組織制御法の適用
により、TMCP極厚Ｈ形鋼を提供することが記載されてい
る。しかし、590MPa級の極厚Ｈ形鋼では、フランジ厚み
方向の靱性が十分とは言えず、かつ溶接割れ感受性評価
の指数となるPcm が高いために溶接性にも課題を残して
いる。
【０００６】また、590MPaクラスでは、圧延Ｈ形鋼を厚
鋼板と同様の２回焼入れ・焼もどしプロセスで製造する
ことが考えられるが、フランジ中心までマルテンサイト
組織とするためには、Pcm が高くなるのを余儀なくさ
れ、しかもHAZ の硬度が上昇して靱性が劣化することが
問題となる。さらに、熱処理歪による寸法精度の問題や
大幅なコスト上昇を招くことになり、実現性は低い。な
お、圧延のままで提供される極厚Ｈ形鋼では、上述した
課題の全てを克服できる成分・製造方法は確立されてい
ないのが実情である。
【０００７】次に、特開平8-85846 号公報では、極低炭
素および高Mnの下にＢを適量添加して、極低炭素のベイ
ナイト主体組織を得ることにより冷却速度依存性の小さ
な高強度鋼を得ること、とくに極低炭素化によりPcm が
飛躍的に低減して溶接性も大きく向上すること、が示さ
れている。
【０００８】ここで、（社）日本鉄鋼協会基礎研究会、
ベイナイト調査研究部会でまとめられた（極）低炭素鋼
のベイテイト組織と変態挙動に関する最近の研究「ベイ
ナイト調査研究部会最終報告書」によれば、極低炭素鋼
の代表的なミクロ組織としては、αP (Polygonal ferri
te) 、αq (Quasi-Polygonal α) 、αB (Granularbai
nitic α) 、α°B (Bainitic ferrite)、α' m Dislo
cated cubic martensite)に分類される。そして、前者
から後者へ変態が進むと変態温度が低下し、回復組織か
ら、よりせん断的な組織へと変化する。上記の特開平8-
85846 号公報では、αB あるいはα°B 組織を形成する
ことにより、上述した作用を生み出すものと解釈でき
る。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、この技
術ではベイナイト変態前の旧γ粒の状態をそのままαB
およびα°B 変態が受け継ぐために、組織は旧γ粒に大
きく依存する。従って、圧延方向や幅方向に比べて板厚
方向のαB およびα°B 組織は粗くなり、その結果、板
厚方向の靱性にはむしろ悪影響を及ぼすことになり、こ
の点の改善が必要であった。特に、極厚Ｈ形鋼の圧延で
は、ミル能力の観点から、厚板ミルのように低温で強圧
下を加えられないという圧延上の制約があるため、圧延
によって組織を微細化することは難しく、この課題をよ
り有利に解決するための方途が求められていた。
【００１０】この発明は、上記問題点を有利に解決し
た、すなわち、圧延のままで引張り強さが590MPa級と高
く、しかもフランジの厚み方向においても靱性は高くか
つＰcmは低く、さらにHAZ 硬化のない極厚Ｈ形鋼および
その製造方法について提案することを目的とする。
【００１１】
【課題を解決するための手段】発明者らは、極低炭素ベ
イナイト鋼の変態挙動に関して鋭意研究を行なった結
果、極低炭素ベイナイト組織においてαB 組織の中によ
り拡散的なαq を微細分散させることによって、590MPa
級の引張り強さを確保した上でフランジ厚み方向の靱性
も大きく向上することを知見した。すなわち、従来の常
識に反してＣ量を減少することにより強度が高まるこ
と、また拡散的なαq を微細に分散させるにはMnおよび
Cuを適正範囲に調整するのが有効であること、を見出
し、フランジ厚み方向の靱性にも優れる極厚Ｈ形鋼が得
られたのである。さらに、極低炭素鋼であることから、
当然のことながらPcm は低く、優れた溶接性を示してお
り、HAZの硬化は認められないことも見出した。
【００１２】すなわち、この発明の要旨構成は次のとお
りである。 (1) Ｃ：0.005 〜0.025 wt％、Si：0.6 wt％以下、Mn：
0.4 〜1.6 wt％、Ｐ：0.025 wt％以下、Ｓ：0.010 wt％
以下、Al：0.1 wt％以下、Cu：0.6 〜2.0 wt％、Ni：0.
25〜2.0 wt％、Ti：0.001 〜0.050 wt％及びＢ：0.0002
〜0.0030wt％を、重量比Mn／Cu：2.0 wt％以下かつ117M
n(wt％) ＋163Cu(wt％) ：250 〜350 の下に含有し、残
部がFe及び不可避的不純物からなることを特徴とする、
圧延のままでフランジ厚み方向の靱性の優れる引張り強
さが590MPa級の建築構造用極厚Ｈ形鋼。
【００１３】(2) Ｃ：0.005 〜0.025 wt％、Si：0.6 wt
％以下、Mn：0.4 〜1.6 wt％、Ｐ：0.025 wt％以下、
Ｓ：0.010 wt％以下、Al：0.1 wt％以下、Cu：0.6 〜2.
0 wt％、Ni：0.25〜2.0 wt％、Ti：0.001 〜0.050 wt％
及びＢ：0.0002〜0.0030wt％を、重量比Mn／Cu：2.0 wt
％以下かつ117Mn(wt％) ＋163Cu(wt％) ：250 〜350 の
下に含有し、さらに REM：0.030 wt％以下及びCa：0.01
00wt％以下の１種または２種を含み、残部がFe及び不可
避的不純物からなることを特徴とする、圧延のままでフ
ランジ厚み方向の靱性に優れる引張り強さが590MPa級の
建築構造用極厚Ｈ形 鋼。
【００１４】(3) Ｃ：0.005 〜0.025 wt％、Si：0.6 wt
％以下、Mn：0.4 〜1.6 wt％、Ｐ：0.025 wt％以下、
Ｓ：0.010 wt％以下、Al：0.1 wt％以下、Cu：0.6 〜2.
0 wt％、Ni：0.25〜2.0 wt％、Ti：0.001 〜0.050 wt％
及びＢ：0.0002〜0.0030wt％を、重量比Mn／Cu：2.0 wt
％以下かつ117Mn(wt％) ＋163Cu(wt％) ：250 〜350 の
下に含有し、さらにCr：0.5 wt％以下、Mo：0.5 wt％以
下、Ｖ：0.10wt％以下及びNb：0.10wt％以下の１種また
は２種以上を含み、残部がFe及び不可避的不純物からな
ることを特徴とする、圧延のままでフランジ厚み方向の
靱性に優れる引張り強さが590MPa級の建築構造用極厚Ｈ
形鋼。
【００１５】(4) Ｃ：0.005 〜0.025 wt％、Si：0.6 wt
％以下、Mn：0.4 〜1.6 wt％、Ｐ：0.025 wt％以下、
Ｓ：0.010 wt％以下、Al：0.1 wt％以下、Cu：0.6 〜2.
0 wt％、Ni：0.25〜2.0 wt％、Ti：0.001 〜0.050 wt％
及びＢ：0.0002〜0.0030wt％を、重量比Mn／Cu：2.0 wt
％以下かつ117Mn(wt％) ＋163Cu(wt％) ：250 〜350 の
下に含有し、さらに REM：0.030 wt％以下及びCa：0.01
00wt％以下の１種または２種と、Cr：0.5 wt％以下、M
o：0.5 wt％以下、Ｖ：0.10wt％以下及びNb：0.005 〜
0.10wt％の１種または２種以上とを含み残部がFe及び不
可避的不純物からなることを特徴とする、圧延のままで
フランジ厚み方向の靱性に優れる引張り強さが590MPa級
の建築構造用極厚Ｈ形鋼。
【００１６】(5) 上記(1) ないし(4) のいずれかに記載
した成分組成を有する鋼片に、ユニバーサル圧延機によ
る圧延を行ってＨ形鋼を製造するに当たり、該鋼片を10
50〜1250℃に加熱後、粗ユニバーサル圧延機による圧延
において、Ｈ形鋼のフランジ部に相当する部分に、 750
〜1100℃の温度範囲で、１パスの圧下率が１〜10％かつ
累積圧下率が20％以上となる、圧下を施すことを特徴と
する、圧延のままでフランジ厚み方向の靱性に優れる引
張り強さが590MPa級の建築構造用極厚Ｈ形鋼の製造方
法。
【００１７】(6) 上記(5) において、圧延後に、 500℃
までの温度範囲で0.10℃/s以上の冷却速度で冷却を行う
ことを特徴とする、圧延のままでフランジ板厚方向の靱
性に優れる引張り強さが590MPa級の建築構造用極厚Ｈ形
鋼の製造方法。
【００１８】
【発明の実施の形態】次に、この発明の各化学成分の限
定理由について説明する。 Ｃ：0.005 〜0.025 wt％ Ｃは、この発明を構成する上で重要な元素である。ここ
に、図１は、 1.3wt％Mn−1.0 wt％Cu−0.5 wt％Ni−0.
04wt％Nb−0.0020wt％Ｂ鋼を基本組成として、Ｃ量を変
化させた場合の強度変化を示すグラフである。試験片に
は、フランジ厚が65mmの極厚Ｈ形鋼における、フランジ
高さ1/4 および同厚み1/4 の部分に相当するラボ圧延を
行って板厚63.5mmに仕上げたのち、空冷を施したものを
使用した。圧延条件は、加熱温度：1120〜1170℃、累積
圧下率：53％および1100〜800 ℃の圧下率／パスが１〜
９％で、17パスとした。
【００１９】図１に示す実験結果によれば、0.025 wt％
を超えるＣを添加すると、従来の常識とは異なり、引張
り強さ（TS）および0.2 ％耐力による降伏強さ（YS）共
に低下し、引張り強さは590MPaを満足しない。これは、
圧延後の冷却過程において、αp が生成するためであ
る。逆に、Ｃが0.025 wt％以下の領域では、回復したα
p が形成されずに組織がαB ＋αq となるため、高い引
張り強さが維持される。従って、Ｃの上限は0.025 wt％
とした。
【００２０】Si：0.6 wt％以下 Siは、固溶強化元素として有用であるが、その含有量が
0.6wt％を超えるとHAZ の脆化を助長するのため、上限
を 0.6wt％とした。なお、下限については、特に規制し
ないが、0.05wt％以上とすることが好ましい。
【００２１】Mn：0.4 〜1.6 wt％ Mnは、αB を安定して得るのに重要な元素であるが、1.
6 wt％を超えるとαqの変態ノーズが必要以上に長時間
側へ移行し、αq の微細分散化が困難となる。すなわ
ち、この発明は、αq を微細分散させることにより、フ
ランジの厚み方向の靱性を向上させるところに大きな特
徴があり、1.6 wt％を超えるMnの添加は、αq が存在し
なくなるため、フランジ厚み方向の靱性を阻害すること
になる。一方、0.4 wt％未満ではαB 組織が得られず、
所望の強度が得られないため、下限は 0.4wt％とする。
さらに、MnはCuとの関係において、添加量を規制する必
要があり、この点については後述する。
【００２２】Ｐ：0.025 wt％以下 Ｐは、γ粒界に偏析して粒界強度を低下させることか
ら、極力低いことが望ましい。特に HAZの靱性を低下さ
せるため、上限を0.025 wt％とした。
【００２３】Ｓ：0.010 wt％以下 Ｓは、Mnと結合してMnＳを形成し、圧延により伸延した
介在物となって、特にフランジ厚み方向の靱性を阻害す
る原因となるため、極力低くする必要がある。そのた
め、上限を0.010 wt％とした。
【００２４】Al： 0.1wt％以下 Alは、脱酸材として使われるが、0.1 wt％を超えるとア
ルミナクラスターが増加し、靱性を阻害するため、上限
を 0.1wt％とした。なお、後述するTiを脱酸材としても
使用する場合は、Alは添加しなくてもよい。
【００２５】Cu：0.6 〜2.0 wt％ Cuは、この発明ではMnの代替として使用する重要な元素
である。すなわち、この発明で所期するαq の微細分散
は一方で強度低下を招くが、この強度低下を補うために
Cuは0.6 wt％以上は必要である。すなわち、Cuを増加し
てαB の変態温度を低下させること、そして圧延後の冷
却過程でαq やαB 組織中にCuを析出させること、によ
って強度を上昇するとともに、これら組織を微細化する
作用も有する。しかしながら、0.6 wt％未満ではそれら
の効果が小さく、一方２wt％を超えての添加は、溶接性
やHAZ 靱性を低下させるため、0.6 〜2.0 wt％、好まし
くは 0.7〜1.5 wt％の範囲とする。さらに、CuはMnとの
関係において、添加量を規制する必要があり、この点に
ついては後述する。
【００２６】Ni：0.25〜2.0 wt％ Niは、連続鋳造時や圧延中のCuによる高温割れを防止す
るために0.25wt％以上必要とする。一方、2.0 wt％を超
えて添加してもその効果は飽和するので、上限を2.0 wt
％とした。
【００２７】Ti：0.001 〜0.050 wt％ Tiは、HAZ の結晶粒粗大化を抑制してHAZ 靱性を向上さ
せる効果と鋼中のＮをTiN として固定し、後述するＢを
固溶Ｂとして残留させることにより、粒界からのαP 変
態を抑制させる重要な元素である。しかしながら、0.00
1 wt％未満ではこれらの効果が認められず、逆に0.050
wt％を超えての添加は母材靱性を低下させるため、0.00
1 〜0.050 wt％の範囲とした。なお、十分な効果を発揮
させるためには、0.005 〜0.025 wt％の範囲が好適であ
る。
【００２８】Ｂ：0.0002〜0.0030wt％ Ｂは、オーステナイ粒界上に偏析し、粒界からのαP 変
態を抑制させる重要な元素であるが、0.0005wt％未満で
はその効果が小さく、逆に0.0030wt％を超えて添加して
もその効果が飽和することから、0.0005〜0.0030wt％の
範囲とする。
【００２９】さらに、この発明ではMnおよびCuの添加量
を、次に示す式に従って規制する必要がある。すなわ
ち、MnおよびCuの重量比Mn/Cu が 2.0以下かつ、117Mn
(wt％)＋163Cu(wt％) が 250〜350 を満足する必要があ
る。以下に、その限定理由について述べる。0.018wt ％
Ｃ− 0.3wt％Si−0.0020wt％Ｂ鋼を基本組成として、Mn
およびCu量を変化させた鋼について、フランジ厚が65mm
の極厚Ｈ形鋼における、フランジ高さ1/4 および同厚み
1/4 の部分に相当する圧延実験を行ない、圧延後の機械
的性質について調査した。図２は、強度および板厚方向
のシャルピー吸収エネルギーに及ぼす、MnおよびCu量の
影響についてまとめたものである。同図に示すように、
Mn/Cu が2.0 を超える領域ではαq が存在せず、板厚方
向の靱性が低くなっている。一方、Mn/Cu が2.0 以下の
領域であっても、 117Mn＋163Cu が 350を超える領域で
は、引張強さが必要以上に高くなり、相対的に靱性が低
下した。また、117Mn＋163Cu が250 未満の領域では引
張強さが590MPa級の水準を下回った。これらの結果か
ら、図中に示すハッチング領域、つまりMn/Cu が2.0 以
下かつ117Mn ＋163Cu が 250〜350 を満足する範囲が、
最も強度と板厚方向の靱性とのバランスのとれた領域で
あることがわかる。
【００３０】なお、0.018wt ％Ｃ− 0.3wt％Si−0.0020
wt％Ｂを基本組成として、MnおよびCu量の比を変化させ
た鋼について、加熱温度1170℃、累積圧下率40％で圧延
した場合の板厚方向のシャルピー吸収エネルギーとMn/C
u との関係を図３に示す。同図から、Mn/Cu を2.0 以下
とすることによってαq がαB 中に分散し、板厚方向の
シャルピー吸収エネルギーが大きく向上することがわか
る。
【００３１】上記の成分組成範囲の鋼とすることによっ
て、αB 主体組織中にフランジ厚み方向の靱性を向上さ
せるαq が分散することになり、圧延のままでフランジ
厚み方向の靱性の優れかつHAZ 硬化のない引張り強さ59
0MPa級建築構造用極厚Ｈ形鋼が得られる。なお、αq の
組織分率については特に規定しないが、αq の分率が10
体積％未満ではフランジ板厚方向の靱性が低下し、一方
50体積％をこえるαqの存在は強度低下や降伏比の上昇
を招くため、αq は10〜50体積％の範囲にすることが好
ましい。
【００３２】また、この発明においては、上記した基本
成分に、所定の化学成分をさらに添加することができ
る。まず、フランジ厚み方向の靱性を一層向上させるた
めに、硫化物系介在物の形態を制御することを目的とし
て、REM ：0.030 wt％以下およびCa：0.010 wt％以下の
１種または２種を添加することができる。
【００３３】REM ：0.030 wt％以下、Ca：0.010 wt％以
下 REM はREM(O, S) 、そしてCaはCaS を形成し、圧延方向
に伸延するMnS を粒状の微細介在物に変化させることに
よって、フランジ厚み方向の靱性を一層向上させること
ができる。しかし、多量の添加は、鋼の清浄性を大きく
低下させることから、REM では0.030 wt％以下、Caでは
0.0100wt％以下の範囲とした。なお、十分なフランジ厚
み方向の靱性向上効果を得るためには、REM ：0.002 wt
％以上、Caは0.0005wt％以上の添加が好ましい。
【００３４】さらに、Cr：0.5 wt％以下、Mo：0.5 wt％
以下、Ｖ：0.10wt％以下およびNb：0.005 〜0.10wt％の
１種または２種以上を添加することができる。これらの
元素は、変態点の調整を行うものであり、極厚Ｈ形鋼の
サイズの違いによる圧延・冷却条件の変化に応じて、そ
の強度調整のために主に添加する。
【００３５】Cr：0.5 wt％以下 Crは、母材および溶接部の強度を高めるのに有効である
が、0.5 wt％を超えての添加は溶接性やHAZ の靱性を低
下させるため、0.5 wt％以下の範囲で添加することがで
きる。なお、十分な強度上昇効果を得るためには、0.05
wt％以上の添加が好ましい。
【００３６】Mo：0.5 wt％以下 Moは、常温および高温での強度向上に有効に寄与する
が、0.5 wt％を超えて添加すると、溶接性やHAZ の靱性
を低下させるため、0.5 wt％以下の範囲で添加すること
ができる。なお、十分な強度上昇を得るためには、0.05
wt％以上の添加が好ましい。
【００３７】Ｖ：0.10wt％以下 Ｖは、析出強化による強度上昇の効果を有するが、0.10
wt％を超えての添加は、溶接性を低下させるので、0.10
wt％以下とする。なお、十分な強度上昇効果を得るため
には、0.02wt％以上添加することが好ましい。
【００３８】Nb：0.005 〜0.10wt％ Nbは、析出強化並びに変態強化元素として有用であると
ともに、オーステナイトの未再結晶域を拡大させ、組織
の微細化に有効な元素である。しかしながら、多量の添
加は母材並びにHAZ の靱性を低下させるため、0.1 wt％
以下とする。なお、十分な効果を発揮させるためには、
0.005 以上の添加が好適である。
【００３９】上述した成分組成に調整することによっ
て、フランジ厚み方向の靱性に優れかつHAZ 硬化のない
引張り強さ590MPa級建築構造用極厚Ｈ形鋼が得られる
が、次に示す製造方法を適合させることにより、これら
の特性をより有利に獲得することができる。
【００４０】すなわち、上述した基本組成に成分調整を
行った鋼片（鋳片を含む）を、1050〜1250℃に加熱後、
750 〜1100℃の温度範囲においてＨ形鋼のフランジに、
１パスの圧下率が１〜10％でかつ累積圧下率が20％以上
となる圧下を施し、その後空冷すること、あるいは圧延
後500 ℃までの温度範囲を0.10℃/s以上の冷却速度で加
速冷却することで、αB 組織中にαq が分散し、圧延の
ままでフランジ厚み方向の靱性がより優れる HAZ硬化の
ない引張り強さ590MPa級建築構造用極厚Ｈ形鋼が得られ
る。
【００４１】ここで、加熱温度を1050℃以上とするの
は、一旦組織を均一なオーステナイトとすることと、ブ
レークダウンミルにおける圧延の負荷を軽減させるため
である。一方、1250℃を超える加熱は、この種の極低炭
素鋼においては著しいオーステナイトの粒成長を生じ、
以下に示すような極厚Ｈ形鋼の軽圧下圧延においては、
十分な再結晶細粒化が図れなくなり、靱性を低下させる
ことになる。そのため、加熱温度は1050℃〜1250℃とし
た。
【００４２】次いで、熱間圧延では、ブレークダウンミ
ルにおいて造形後、粗ユニバーサルミルにおける圧延の
際に、750 〜1100℃の温度範囲においてＨ形鋼のフラン
ジに１パスの圧下率が１〜10％でかつ累積圧下率が20％
以上となる圧延を複数回繰り返すことによって、組織の
微細化を図る。一方、950 ℃以下の温度域では、変形帯
の導入によるαq 析出サイトの確保の観点から、できる
限り低温度域での圧延を行うが、１％未満の圧下率では
その効果が認められないため、１パス当たりの圧下率は
１％以上を確保する必要がある。また、750 ℃未満の温
度になると、表面傷の発生などの表面品質の問題が生じ
るため、圧延温度の下限は750 ℃とした。
【００４３】ここで、0.018wt ％Ｃ−0.3 wt％Si−1.3w
t ％Mn−1.0wt ％Cu−0.0020wt％Ｂを基本組成として、
加熱温度1170℃で累積圧下率を変化させ圧延した場合の
板厚方向の靱性変化を調べた。図４は板厚方向のシャル
ピー吸収エネルギーに及ぼす累積圧下率の影響を示すグ
ラフである。累積圧下率が20％以上の領域で、板厚方向
のシャルピー吸収エネルギーが大きく向上する。
【００４４】最後に、圧延後の冷却は、放冷または加速
冷却のいずれでもよい。とりわけ、組織の微細化および
一層の強化を図る場合には、圧延後に500 ℃までの範囲
で0.10℃/s以上の冷却速度で加速冷却を行なうことが好
ましい。この冷却速度の上限については特に規制しない
が、熱応力による変形等を考慮すると、20℃/s以下にす
ることが望ましい。なお、圧延とは、粗圧延および仕上
げ圧延のいずれでもよい。
【００４５】
【実施例】表１に示す種々の成分に調整した鋼スラブを
用いて、表２に示す条件に従って、フランジ厚が40〜10
0mm の極厚Ｈ形鋼を製造した。かくして得られた各Ｈ形
鋼について、フランジ先端からフランジ長さの1/4 の部
位の全厚の1/4 深さ部分から圧延方向に採取したJIS4号
引張試験片およびJIS4号衝撃試験片と、フランジ先端か
らフランジ長さの1/4 の部位の全厚の1/2 深さ部分から
フランジ厚み方向に採取したJIS4号衝撃試験片とについ
て、機械的性質を調べた。また、HAZ の最高硬さを評価
するため、室温で溶接してから、JIS Z3101 で規定され
るHAZ の最高硬さ試験方法に準じて、硬さを測定した。
さらに、HAZ 靱性を評価するため、フランジ先端からフ
ランジ長さの1/4 の部位から小サンプルを切り出し、14
00℃に加熱後、800 〜500 ℃を12s で冷却する入熱20kJ
/cm 相当の熱サイクルを施してから、シャルピー衝撃試
験片を採取し、０℃での吸収エネルギーを測定した。ま
た、αq およびαB の組織分率は、1/2 深さ部分のミク
ロ組織（ナイタール腐食）を、光学顕微鏡ないし走査型
電子顕微鏡を用いて写真撮影し、点算法によって測定し
た。
【００４６】これらの測定結果を表２に併記する。この
発明に従って得られた極厚Ｈ形鋼は、図５にミクロ組織
を示すように、αB 主体の組織中にαq が分散したミク
ロ組織を呈している。その結果、596 〜678MPaの高い引
張り強さとともに、フランジ厚み方向の靱性も０℃で53
J 以上の優れた靱性を示していることが判る。また、HA
Z の硬化も小さく、かつHAZ 靱性も優れている。
【００４７】
【表１】
【００４８】
【表２】
【００４９】さらに、溶接割れ感受性を評価するため
に、JIS Z3158 に規定された、斜めｙ型溶接割れ試験を
実施した。すなわち、Ｈ形鋼のフランジより40mm厚×15
0mm 幅×200mm 長の試験片を採取し、高張力鋼用被覆ア
ーク溶接棒を用いて、溶接予熱温度を室温で 170Ａ, 24
Ｖおよび150mm/min の条件に従って溶接を行った。その
結果、発明鋼はすべて溶接部およびHAZ に割れは観察さ
れなかった。なお、発明鋼（鋼Ｃ）であっても、加熱温
度が高い場合や累積圧下率が低い場合には、フランジ厚
み方向の靱性がやや低下した。
【００５０】次に、比較例である鋼ＫはMn/Cu が2.98と
高く、αq が少ないためにフランジ厚み方向の靱性が低
かった。鋼Ｌは、Ｃが0.035 wt％と高いためにαp 変態
が促進された結果、強度が低下した。鋼Ｍは、Ｃが0.00
5 wt％と低いが、 117Mn＋167Cu が245 と低いために、
αq の量が増加して引張強さが低下した。逆に、鋼Ｎは
117Mn＋167Cu が405 と高すぎるためにαB の変態温度
が低下し、強度上昇が大きくなり、靱性が低下した。
【００５１】また、従来使われている２回焼入れ、焼も
どし材である鋼Ｏに関しては、フランジ厚み方向の靱性
も含めて、強度・靱性は優れているが、Ｃ量が高いため
にHAZ 硬化量が142 と高かった。さらに、ｙスリット溶
接割れ試験を行った結果では、比較鋼において室温で多
数溶接割れが観察され、十分な性能を発揮することはで
きなかった。
【００５２】
【発明の効果】この発明によれば、工業規模での製造が
容易な圧延のままで、590MPa級の高い引張り強さとフラ
ンジ厚み方向の靱性も含めた優れた靱性を有し、しかも
高い溶接性と共に、HAZ 硬化がなくかつHAZ 靱性にも優
れる、極厚Ｈ形鋼を提供できる。従って、近年、耐震性
の観点から建築物に高い靱性が求められる趨勢の中で、
この発明は、高強度、高靱性、そして高性能の極厚Ｈ形
鋼を工業的に安定して提供できるため、非常に有益であ
る。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ｃ含有量と引張り強さおよび降伏強さとの関係
を示すグラフである。
【図２】強度および板厚方向のシャルピー吸収エネルギ
ーに及ぼす、MnおよびCu量の影響を示すグラフである。
【図３】板厚方向のシャルピー吸収エネルギーとMn/Cu
との関係を示すグラフである。
【図４】板厚方向のシャルピー吸収エネルギーに及ぼす
累積圧下率の影響を示すグラフである。
【図５】鋼板のミクロ組織を示す顕微鏡による写真であ
る。
【手続補正書】
【提出日】平成１０年１０月１４日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】請求項１
【補正方法】変更
【補正内容】
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】請求項２
【補正方法】変更
【補正内容】
【手続補正３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】請求項３
【補正方法】変更
【補正内容】
【手続補正４】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】請求項４
【補正方法】変更
【補正内容】
【手続補正５】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００８
【補正方法】変更
【補正内容】
【０００８】ここで、（社）日本鉄鋼協会基礎研究会、
ベイナイト調査研究部会でまとめられた（極）低炭素鋼
のベイテイト組織と変態挙動に関する最近の研究「ベイ
ナイト調査研究部会最終報告書」によれば、極低炭素鋼
の代表的なミクロ組織としては、αP (Polygonal ferri
te) 、αq (Quasi-Polygonal α) 、αB (Granularbai
nitic α) 、α°B (Bainitic ferrite)、α' m (Disl
ocated cubic martensite) に分類される。そして、前
者から後者へ変態が進むと変態温度が低下し、回復組織
から、よりせん断的な組織へと変化する。上記の特開平
8-85846 号公報では、αB あるいはα°B 組織を形成す
ることにより、上述した作用を生み出すものと解釈でき
る。
【手続補正６】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１２
【補正方法】変更
【補正内容】
【００１２】すなわち、この発明の要旨構成は次のとお
りである。 (1) Ｃ：0.005 〜0.025 wt％、Si：0.6 wt％以下、Mn：
0.4 〜1.6 wt％、Ｐ：0.025 wt％以下、Ｓ：0.010 wt％
以下、Al：0.1 wt％以下、Cu：0.6 〜2.0 wt％、Ni：0.
25〜2.0 wt％、Ti：0.001 〜0.050 wt％及びＢ：0.0002
〜0.0030wt％を、重量比Mn／Cu：2.0 以下かつ117Mn(wt
％) ＋163Cu(wt％) ：250 〜350 の下に含有し、残部が
Fe及び不可避的不純物からなることを特徴とする、圧延
のままでフランジ厚み方向の靱性の優れる引張り強さが
590MPa級の建築構造用極厚Ｈ形鋼。
【手続補正７】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１３
【補正方法】変更
【補正内容】
【００１３】(2) Ｃ：0.005 〜0.025 wt％、Si：0.6 wt
％以下、Mn：0.4 〜1.6 wt％、Ｐ：0.025 wt％以下、
Ｓ：0.010 wt％以下、Al：0.1 wt％以下、Cu：0.6 〜2.
0 wt％、Ni：0.25〜2.0 wt％、Ti：0.001 〜0.050 wt％
及びＢ：0.0002〜0.0030wt％を、重量比Mn／Cu：2.0 以
下かつ117Mn(wt％) ＋163Cu(wt％) ：250 〜350 の下に
含有し、さらに REM：0.030 wt％以下及びCa：0.0100wt
％以下の１種または２種を含み、残部がFe及び不可避的
不純物からなることを特徴とする、圧延のままでフラン
ジ厚み方向の靱性に優れる引張り強さが590MPa級の建築
構造用極厚Ｈ形鋼。
【手続補正８】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１４
【補正方法】変更
【補正内容】
【００１４】(3) Ｃ：0.005 〜0.025 wt％、Si：0.6 wt
％以下、Mn：0.4 〜1.6 wt％、Ｐ：0.025 wt％以下、
Ｓ：0.010 wt％以下、Al：0.1 wt％以下、Cu：0.6 〜2.
0 wt％、Ni：0.25〜2.0 wt％、Ti：0.001 〜0.050 wt％
及びＢ：0.0002〜0.0030wt％を、重量比Mn／Cu：2.0 以
下かつ117Mn(wt％) ＋163Cu(wt％) ：250 〜350 の下に
含有し、さらにCr：0.5 wt％以下、Mo：0.5 wt％以下、
Ｖ：0.10wt％以下及びNb：0.10wt％以下の１種または２
種以上を含み、残部がFe及び不可避的不純物からなるこ
とを特徴とする、圧延のままでフランジ厚み方向の靱性
に優れる引張り強さが590MPa級の建築構造用極厚Ｈ形
鋼。
【手続補正９】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１５
【補正方法】変更
【補正内容】
【００１５】(4) Ｃ：0.005 〜0.025 wt％、Si：0.6 wt
％以下、Mn：0.4 〜1.6 wt％、Ｐ：0.025 wt％以下、
Ｓ：0.010 wt％以下、Al：0.1 wt％以下、Cu：0.6 〜2.
0 wt％、Ni：0.25〜2.0 wt％、Ti：0.001 〜0.050 wt％
及びＢ：0.0002〜0.0030wt％を、重量比Mn／Cu：2.0 以
下かつ117Mn(wt％) ＋163Cu(wt％) ：250 〜350 の下に
含有し、さらに REM：0.030 wt％以下及びCa：0.0100wt
％以下の１種または２種と、Cr：0.5 wt％以下、Mo：0.
5 wt％以下、Ｖ：0.10wt％以下及びNb：0.005 〜0.10wt
％の１種または２種以上とを含み残部がFe及び不可避的
不純物からなることを特徴とする、圧延のままでフラン
ジ厚み方向の靱性に優れる引張り強さが590MPa級の建築
構造用極厚Ｈ形鋼。
【手続補正１０】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２７
【補正方法】変更
【補正内容】
【００２７】Ti：0.001 〜0.050 wt％ Tiは、HAZ の結晶粒粗大化を抑制してHAZ 靱性を向上さ
せる効果と鋼中のＮをTiN として固定し、後述するＢを
固溶Ｂとして残留させることにより、粒界からのαP 変
態を抑制させる重要な元素である。また、Alの替わりに
脱酸材として使用する場合もある。しかしながら、0.00
1 wt％未満ではこれらの効果が認められず、逆に0.050
wt％を超えての添加は母材靱性を低下させるため、0.00
1 〜0.050 wt％の範囲とした。なお、十分な効果を発揮
させるためには、0.005 〜0.025wt％の範囲が好適であ
る。
【手続補正１１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００３２
【補正方法】変更
【補正内容】
【００３２】また、この発明においては、上記した基本
成分に、所定の化学成分をさらに添加することができ
る。まず、フランジ厚み方向の靱性を一層向上させるた
めに、硫化物系介在物の形態を制御することを目的とし
て、REM ：0.030 wt％以下およびCa：0.0100wt％以下の
１種または２種を添加することができる。
【手続補正１２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００３３
【補正方法】変更
【補正内容】
【００３３】REM ：0.030 wt％以下、Ca：0.0100wt％以
下 REM はREM(O, S) 、そしてCaはCaS を形成し、圧延方向
に伸延するMnS を粒状の微細介在物に変化させることに
よって、フランジ厚み方向の靱性を一層向上させること
ができる。しかし、多量の添加は、鋼の清浄性を大きく
低下させることから、REM では0.030 wt％以下、Caでは
0.0100wt％以下の範囲とした。なお、十分なフランジ厚
み方向の靭性向上効果を得るためには、REM ：0.002 wt
％以上、Caは0.0005wt％以上の添加が好ましい。

Claims (6)

    【特許請求の範囲】
  1. 【請求項１】 Ｃ：0.005 〜0.025 wt％、Si：0.6 wt％
    以下、Mn：0.4 〜1.6 wt％、Ｐ：0.025 wt％以下、Ｓ：
    0.010 wt％以下、Al：0.1 wt％以下、Cu：0.6 〜2.0 wt
    ％、Ni：0.25〜2.0 wt％、Ti：0.001 〜0.050 wt％及び
    Ｂ：0.0002〜0.0030wt％を、重量比Mn／Cu：2.0 wt％以
    下かつ117Mn(wt％) ＋163Cu(wt％) ：250 〜350 の下に
    含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなることを特
    徴とする、圧延のままでフランジ厚み方向の靱性の優れ
    る引張り強さが590MPa級の建築構造用極厚Ｈ形鋼。
  2. 【請求項２】 Ｃ：0.005 〜0.025 wt％、Si：0.6 wt％
    以下、Mn：0.4 〜1.6 wt％、Ｐ：0.025 wt％以下、Ｓ：
    0.010 wt％以下、Al：0.1 wt％以下、Cu：0.6 〜2.0 wt
    ％、Ni：0.25〜2.0 wt％、Ti：0.001 〜0.050 wt％及び
    Ｂ：0.0002〜0.0030wt％を、重量比Mn／Cu：2.0 wt％以
    下かつ117Mn(wt％) ＋163Cu(wt％) ：250 〜350 の下に
    含有し、さらに REM：0.030 wt％以下及びCa：0.0100wt
    ％以下の１種または２種を含み、残部がFe及び不可避的
    不純物からなることを特徴とする、圧延のままでフラン
    ジ厚み方向の靱性に優れる引張り強さが590MPa級の建築
    構造用極厚Ｈ形鋼。
  3. 【請求項３】 Ｃ：0.005 〜0.025 wt％、Si：0.6 wt％
    以下、Mn：0.4 〜1.6 wt％、Ｐ：0.025 wt％以下、Ｓ：
    0.010 wt％以下、Al：0.1 wt％以下、Cu：0.6 〜2.0 wt
    ％、Ni：0.25〜2.0 wt％、Ti：0.001 〜0.050 wt％及び
    Ｂ：0.0002〜0.0030wt％を、重量比Mn／Cu：2.0 wt％以
    下かつ117Mn(wt％) ＋163Cu(wt％) ：250 〜350 の下に
    含有し、さらにCr：0.5 wt％以下、Mo：0.5 wt％以下、
    Ｖ：0.10wt％以下及びNb：0.10wt％以下の１種または２
    種以上を含み、残部がFe及び不可避的不純物からなるこ
    とを特徴とする、圧延のままでフランジ厚み方向の靱性
    に優れる引張り強さが590MPa級の建築構造用極厚Ｈ形
    鋼。
  4. 【請求項４】 Ｃ：0.005 〜0.025 wt％、Si：0.6 wt％
    以下、Mn：0.4 〜1.6 wt％、Ｐ：0.025 wt％以下、Ｓ：
    0.010 wt％以下、Al：0.1 wt％以下、Cu：0.6 〜2.0 wt
    ％、Ni：0.25〜2.0 wt％、Ti：0.001 〜0.050 wt％及び
    Ｂ：0.0002〜0.0030wt％を、重量比Mn／Cu：2.0 wt％以
    下かつ117Mn(wt％) ＋163Cu(wt％) ：250 〜350 の下に
    含有し、さらに REM：0.030 wt％以下及びCa：0.0100wt
    ％以下の１種または２種と、Cr：0.5 wt％以下、Mo：0.
    5 wt％以下、Ｖ：0.10wt％以下及びNb：0.10wt％以下の
    １種または２種以上とを含み残部がFe及び不可避的不純
    物からなることを特徴とする、圧延のままでフランジ厚
    み方向の靱性に優れる引張り強さが590MPa級の建築構造
    用極厚Ｈ形鋼。
  5. 【請求項５】 請求項１ないし４のいずれか１項に記載
    した成分組成を有する鋼片に、ユニバーサル圧延機によ
    る圧延を行ってＨ形鋼を製造するに当たり、該鋼片を10
    50〜1250℃に加熱後、粗ユニバーサル圧延機による圧延
    において、Ｈ形鋼のフランジ部に相当する部分に、 750
    〜1100℃の温度範囲で、１パスの圧下率が１〜10％かつ
    累積圧下率が20％以上となる、圧下を施すことを特徴と
    する、圧延のままでフランジ厚み方向の靱性に優れる引
    張り強さが590MPa級の建築構造用極厚Ｈ形鋼の製造方
    法。
  6. 【請求項６】 請求項５において、圧延後に、500 ℃ま
    での温度範囲で0.10℃/s以上の冷却速度で冷却を行うこ
    とを特徴とする、圧延のままでフランジ厚み方向の靱性
    に優れる引張り強さが590MPa級の建築構造用極厚Ｈ形鋼
    の製造方法。
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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2010013358A1 (ja) 2008-07-30 2010-02-04 新日本製鐵株式会社 靭性、溶接性に優れた高強度厚鋼材及び高強度極厚ｈ形鋼とそれらの製造方法
JP2011157573A (ja) * 2010-01-29 2011-08-18 Nippon Steel Corp 靱性に優れた高強度極厚ｈ形鋼およびその製造方法
WO2014175122A1 (ja) 2013-04-26 2014-10-30 新日鐵住金株式会社 Ｈ形鋼及びその製造方法
US9644372B2 (en) 2011-12-15 2017-05-09 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength H-beam steel exhibiting excellent low-temperature toughness and method of manufacturing same

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US7892180B2 (en) 2002-11-18 2011-02-22 Epley Research Llc Head-stabilized medical apparatus, system and methodology
CN108642381B (zh) * 2018-05-16 2020-02-18 山东钢铁股份有限公司 一种屈服强度460MPa级热轧高韧性耐低温H型钢及其制备方法
CN113462972A (zh) * 2021-06-21 2021-10-01 山东钢铁股份有限公司 一种海洋工程用调质处理高强度耐低温h型钢及其制备方法

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0790473A (ja) * 1993-09-27 1995-04-04 Nippon Steel Corp 耐火用含酸化物鋳片及びその鋳片による耐火用圧延形鋼の製造方法
JPH09111397A (ja) * 1995-10-18 1997-04-28 Nippon Steel Corp ５９０Ｎ／ｍｍ２級形鋼用鋳片及びそれを素材とする高張力圧延形鋼の製造方法
JPH09176730A (ja) * 1995-12-27 1997-07-08 Sumitomo Metal Ind Ltd 靱性に優れた厚鋼板の製造法
JP3412997B2 (ja) * 1996-01-17 2003-06-03 新日本製鐵株式会社 高張力圧延鋼材及びその製造方法
JP3472017B2 (ja) * 1996-02-23 2003-12-02 新日本製鐵株式会社 耐火圧延形鋼およびその製造方法

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2010013358A1 (ja) 2008-07-30 2010-02-04 新日本製鐵株式会社 靭性、溶接性に優れた高強度厚鋼材及び高強度極厚ｈ形鋼とそれらの製造方法
US8303734B2 (en) 2008-07-30 2012-11-06 Nippon Steel Corporation High strength thick steel material and high strength giant H-shape excellent in toughness and weldability and methods of production of same
JP2011157573A (ja) * 2010-01-29 2011-08-18 Nippon Steel Corp 靱性に優れた高強度極厚ｈ形鋼およびその製造方法
US9644372B2 (en) 2011-12-15 2017-05-09 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength H-beam steel exhibiting excellent low-temperature toughness and method of manufacturing same
WO2014175122A1 (ja) 2013-04-26 2014-10-30 新日鐵住金株式会社 Ｈ形鋼及びその製造方法

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