JP2002363642A - 低降伏比で靭性に優れた圧延ｈ形鋼の製造方法 - Google Patents
低降伏比で靭性に優れた圧延ｈ形鋼の製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】この発明は、低降伏比で、靭性に優れた圧延Ｈ
形鋼の製造方法を提供する。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．０８〜０．２０％、
Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．５〜１．６％、Ａｌ：
０．０１〜０．０５％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．０２
％、Ｎ≦０．００８％、Ｈ≦０．０００４％，必要に応
じてＣｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉの一種ま
たは二種以上を含有し、且つ、Ｃｅｑ（＝Ｃ＋Ｍｎ／６
＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／
１４）≦０．３８の鋼片を、１０５０℃以上、１３００
℃以下に加熱後、圧延終了温度Ａｒ3点以下、Ａｒ3−６
０℃以上の熱間圧延を行い、直ちに冷却速度５〜３０℃
／秒で５００〜２５０℃まで加速冷却する。
形鋼の製造方法を提供する。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．０８〜０．２０％、
Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．５〜１．６％、Ａｌ：
０．０１〜０．０５％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．０２
％、Ｎ≦０．００８％、Ｈ≦０．０００４％，必要に応
じてＣｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉの一種ま
たは二種以上を含有し、且つ、Ｃｅｑ（＝Ｃ＋Ｍｎ／６
＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／
１４）≦０．３８の鋼片を、１０５０℃以上、１３００
℃以下に加熱後、圧延終了温度Ａｒ3点以下、Ａｒ3−６
０℃以上の熱間圧延を行い、直ちに冷却速度５〜３０℃
／秒で５００〜２５０℃まで加速冷却する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、建築物における
鉄鋼構造物の梁材等に好適な、降伏比が低く、かつ靭性
に優れた圧延形鋼の製造方法に関し、特に生産性に優れ
たものに関する。
鉄鋼構造物の梁材等に好適な、降伏比が低く、かつ靭性
に優れた圧延形鋼の製造方法に関し、特に生産性に優れ
たものに関する。
【０００２】
【従来の技術】現在、高層建築物には、巨大地震の際、
梁部材が組成変形し、地震エネルギーを吸収することに
より倒壊を回避する限界状態設計法が適用されている。
梁部材が組成変形し、地震エネルギーを吸収することに
より倒壊を回避する限界状態設計法が適用されている。
【０００３】梁部材には、経済性に優れる圧延Ｈ形鋼
が、多用されるが、耐震性を向上させ、破壊に対する抵
抗力を向上させるために低降伏比で、且つ、高靭性を備
えていることが必要で、建築構造用圧延鋼材に関する規
格ＪＩＳＧ３１３６では、降伏比８０％以下、０℃にお
ける圧延方向のシャルピー吸収エネルギー：２７Ｊ以上
が規定されている。
が、多用されるが、耐震性を向上させ、破壊に対する抵
抗力を向上させるために低降伏比で、且つ、高靭性を備
えていることが必要で、建築構造用圧延鋼材に関する規
格ＪＩＳＧ３１３６では、降伏比８０％以下、０℃にお
ける圧延方向のシャルピー吸収エネルギー：２７Ｊ以上
が規定されている。
【０００４】低降伏比で且つ靭性に優れた圧延形鋼に関
しては、数多くの先行技術が開示されている。
しては、数多くの先行技術が開示されている。
【０００５】特開平５−２５５８８号公報には、０．０
４〜０．４０％のＴｉを含む鋼を１２００℃以上に加熱
し、Ａｒ3点以上で熱間加工後、冷却速度８０℃／秒以
下で冷却することを特徴とする、引張強さ：４９０〜６
１０Ｎ／ｍｍ2、降伏比：７５％以下のウエブ薄肉Ｈ形
鋼の製造方法が開示されている。
４〜０．４０％のＴｉを含む鋼を１２００℃以上に加熱
し、Ａｒ3点以上で熱間加工後、冷却速度８０℃／秒以
下で冷却することを特徴とする、引張強さ：４９０〜６
１０Ｎ／ｍｍ2、降伏比：７５％以下のウエブ薄肉Ｈ形
鋼の製造方法が開示されている。
【０００６】特開平５−３４５９１５号公報には、仕上
圧延前の中間圧延段階でフランジ外面を強制冷却し、フ
ランジ外側面の表層部温度を複数回７００℃以下まで水
冷する工程と、水冷を停止し、フランジ外側面の温度を
７００℃超えまで復熱させる工程を交互に繰り返しなが
ら圧延し、７５０℃以上で仕上圧延終了後、直ちにフラ
ンジの強制冷却を行うことを特徴とする加工性に優れた
低降伏比薄肉ウエブＨ形鋼の製造方法が開示されてい
る。
圧延前の中間圧延段階でフランジ外面を強制冷却し、フ
ランジ外側面の表層部温度を複数回７００℃以下まで水
冷する工程と、水冷を停止し、フランジ外側面の温度を
７００℃超えまで復熱させる工程を交互に繰り返しなが
ら圧延し、７５０℃以上で仕上圧延終了後、直ちにフラ
ンジの強制冷却を行うことを特徴とする加工性に優れた
低降伏比薄肉ウエブＨ形鋼の製造方法が開示されてい
る。
【０００７】特開平６−２４０３５０号公報には、０．
０１〜０．１０％のＮｂを含む鋼片を１２００〜１３５
０℃に加熱後、Ａｒ3点以上の温度で熱間圧延し、その
後、フェライトが３０％以上析出するまで放冷した後、
フランジ外側および内側から板厚（１／４）ｔ部を０．
３〜５℃／秒で６００℃以下まで冷却し、その後、空冷
することを特徴とする靭性と溶接性に優れたＨ形鋼の製
造方法が開示されている。
０１〜０．１０％のＮｂを含む鋼片を１２００〜１３５
０℃に加熱後、Ａｒ3点以上の温度で熱間圧延し、その
後、フェライトが３０％以上析出するまで放冷した後、
フランジ外側および内側から板厚（１／４）ｔ部を０．
３〜５℃／秒で６００℃以下まで冷却し、その後、空冷
することを特徴とする靭性と溶接性に優れたＨ形鋼の製
造方法が開示されている。
【０００８】特開平１０−１７９８１号公報には、鋼片
厚みの１０〜３３％となる表面近傍領域をＡｒ3変態点
以上から２〜４０℃／秒でＡｒ3変態点以下まで冷却
し、復熱させる熱処理を複数回行い、同時に累積圧下率
が２０〜９０％の仕上圧延を最後の復熱の際行う工程
と、次に、表層域を（Ａｃ1変態点−５０℃）〜（Ａｃ1
変態点＋５０℃）に復熱させ、直ちに、０．２〜２℃／
秒で（Ａｒ3−５０℃）〜５００℃に冷却した後、更
に、５〜４０℃／秒で２０〜３００℃まで冷却する工程
を有し、鋼材体積に占めるマルテンサイト比率が１０〜
６０％で、鋼板表面から全厚みの１０〜３３％の領域
で、平均フェライト粒径が３μｍ以下の超微細組織であ
ることを特徴とする脆性亀裂伝播特性に優れた建築用低
降伏比高張力鋼材の製造方法が開示されている。
厚みの１０〜３３％となる表面近傍領域をＡｒ3変態点
以上から２〜４０℃／秒でＡｒ3変態点以下まで冷却
し、復熱させる熱処理を複数回行い、同時に累積圧下率
が２０〜９０％の仕上圧延を最後の復熱の際行う工程
と、次に、表層域を（Ａｃ1変態点−５０℃）〜（Ａｃ1
変態点＋５０℃）に復熱させ、直ちに、０．２〜２℃／
秒で（Ａｒ3−５０℃）〜５００℃に冷却した後、更
に、５〜４０℃／秒で２０〜３００℃まで冷却する工程
を有し、鋼材体積に占めるマルテンサイト比率が１０〜
６０％で、鋼板表面から全厚みの１０〜３３％の領域
で、平均フェライト粒径が３μｍ以下の超微細組織であ
ることを特徴とする脆性亀裂伝播特性に優れた建築用低
降伏比高張力鋼材の製造方法が開示されている。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】上述したように、圧延
形鋼に低降伏比と良好な靭性を付与する従来技術は、比
較的多量の合金元素を添加し、生産原価が上昇したり、
あるいは、圧延後、加速冷却前に待機ないしは空冷を必
要とし、また、複雑な熱加工履歴を必要とするなど、生
産性が必ずしも良好とは言い難かった。
形鋼に低降伏比と良好な靭性を付与する従来技術は、比
較的多量の合金元素を添加し、生産原価が上昇したり、
あるいは、圧延後、加速冷却前に待機ないしは空冷を必
要とし、また、複雑な熱加工履歴を必要とするなど、生
産性が必ずしも良好とは言い難かった。
【００１０】そこで本発明は、比較的簡単な熱加工履歴
により、低降伏比と優れた靭性を兼ね備えた圧延Ｈ形鋼
の製造方法を提供するもので、具体的には、１／４フラ
ンジ位置圧延方向（全厚、上下端１／４）での降伏比が
７３％以下、かつ、１／４フランジ位置圧延方向および
フィレット圧延方向の０℃におけるシャルピー衝撃吸収
エネルギー（ｖＥ０）が、１００Ｊ以上で、引張り強さ
４９０Ｎ／ｍｍ2級の低降伏比高靭性圧延Ｈ形鋼の製造
方法を提供することを目的とする。
により、低降伏比と優れた靭性を兼ね備えた圧延Ｈ形鋼
の製造方法を提供するもので、具体的には、１／４フラ
ンジ位置圧延方向（全厚、上下端１／４）での降伏比が
７３％以下、かつ、１／４フランジ位置圧延方向および
フィレット圧延方向の０℃におけるシャルピー衝撃吸収
エネルギー（ｖＥ０）が、１００Ｊ以上で、引張り強さ
４９０Ｎ／ｍｍ2級の低降伏比高靭性圧延Ｈ形鋼の製造
方法を提供することを目的とする。
【００１１】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、生産効率
を極力阻害することなく、７３％以下の低降伏比で、か
つ、０℃において高靭性を有する圧延Ｈ形鋼の製造方法
について圧延条件の影響を中心に鋭意検討を重ねた。
を極力阻害することなく、７３％以下の低降伏比で、か
つ、０℃において高靭性を有する圧延Ｈ形鋼の製造方法
について圧延条件の影響を中心に鋭意検討を重ねた。
【００１２】その結果、降伏比は、Ａｒ3点と圧延終了
温度の高低が影響を及ぼし、Ａｒ3点超えで、圧延を終
了する場合は、その終了温度の低下につれ、変態後の組
織が微細化され、降伏点が上昇し、降伏比が上昇する。
温度の高低が影響を及ぼし、Ａｒ3点超えで、圧延を終
了する場合は、その終了温度の低下につれ、変態後の組
織が微細化され、降伏点が上昇し、降伏比が上昇する。
【００１３】一方、Ａｒ3点以下の場合は、圧延により
導入される歪エネルギーによって、フェライト変態が促
進され、その後の加速冷却によりフェライトーベイナイ
ト組織となり、降伏比が低下し、且つ良好な靭性の得ら
れることを見出した。
導入される歪エネルギーによって、フェライト変態が促
進され、その後の加速冷却によりフェライトーベイナイ
ト組織となり、降伏比が低下し、且つ良好な靭性の得ら
れることを見出した。
【００１４】また、圧延終了温度の低下に従い、フェラ
イト生成量が増加し、過剰になると、引張強度の低下の
みならず、歪がフェライトに蓄積することにより、降伏
点が上昇し、降伏比も上昇するようになるため、適切な
圧延終了温度を設定することが重要なことも明らかとな
った。
イト生成量が増加し、過剰になると、引張強度の低下の
みならず、歪がフェライトに蓄積することにより、降伏
点が上昇し、降伏比も上昇するようになるため、適切な
圧延終了温度を設定することが重要なことも明らかとな
った。
【００１５】本発明は以上の知見を基に更に検討を加え
てなされたものであり、すなわち、本発明は、 １．質量％で、Ｃ：０．０８〜０．２０％、Ｓｉ：０．
６％以下、Ｍｎ：０．５〜１．６％、Ａｌ：０．０１〜
０．０５％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．０２％、Ｎ≦
０．００８％、Ｈ≦０．０００４％を含有し、Ｃｅｑ
（＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５
＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４）≦０．３８の鋼片を、１０５０
℃以上、１３００℃以下に加熱後、圧延終了温度Ａｒ3
点以下、Ａｒ3−６０℃以上の熱間圧延を行い、直ちに
冷却速度５〜３０℃／秒で５００〜２５０℃まで加速冷
却することを特徴とする低降伏比で靭性に優れた圧延Ｈ
形鋼の製造方法。
てなされたものであり、すなわち、本発明は、 １．質量％で、Ｃ：０．０８〜０．２０％、Ｓｉ：０．
６％以下、Ｍｎ：０．５〜１．６％、Ａｌ：０．０１〜
０．０５％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．０２％、Ｎ≦
０．００８％、Ｈ≦０．０００４％を含有し、Ｃｅｑ
（＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５
＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４）≦０．３８の鋼片を、１０５０
℃以上、１３００℃以下に加熱後、圧延終了温度Ａｒ3
点以下、Ａｒ3−６０℃以上の熱間圧延を行い、直ちに
冷却速度５〜３０℃／秒で５００〜２５０℃まで加速冷
却することを特徴とする低降伏比で靭性に優れた圧延Ｈ
形鋼の製造方法。
【００１６】２．鋼成分として、更に，Ｃｕ：０．６％
以下またはＮｉ：１．０％以下を添加することを特徴と
する１記載の低降伏比で靭性に優れた圧延Ｈ形鋼の製造
方法。
以下またはＮｉ：１．０％以下を添加することを特徴と
する１記載の低降伏比で靭性に優れた圧延Ｈ形鋼の製造
方法。
【００１７】３．鋼成分として、更にＣｒ：０．５％以
下またはＭｏ：０．２％以下を添加することを特徴とす
る１又は２記載の低降伏比で靭性に優れた圧延Ｈ形鋼の
製造方法。
下またはＭｏ：０．２％以下を添加することを特徴とす
る１又は２記載の低降伏比で靭性に優れた圧延Ｈ形鋼の
製造方法。
【００１８】４．鋼成分として、更にＮｂ：０．００５
〜０．１％，Ｖ：０．００５〜０．３％，Ｔｉ：０．０
０３〜０．１％の一種又は二種以上を添加することを特
徴とする1乃至３記載の何れかに記載の低降伏比で靭性
に優れた圧延Ｈ形鋼の製造方法。
〜０．１％，Ｖ：０．００５〜０．３％，Ｔｉ：０．０
０３〜０．１％の一種又は二種以上を添加することを特
徴とする1乃至３記載の何れかに記載の低降伏比で靭性
に優れた圧延Ｈ形鋼の製造方法。
【００１９】
【発明の実施の形態】以下、本発明の成分組成、製造条
件について、詳細に説明する。
件について、詳細に説明する。
【００２０】１．成分組成 Ｃ Ｃは、鋼の強度を確保するために０．０８％以上添加す
るが、０．２０％を超えて多量に含有した場合、靭性あ
るいは溶接性が劣化するため、０．０８％以上、０．２
０％以下（０．０８〜０．２０％）とする。
るが、０．２０％を超えて多量に含有した場合、靭性あ
るいは溶接性が劣化するため、０．０８％以上、０．２
０％以下（０．０８〜０．２０％）とする。
【００２１】Ｓｉ Ｓｉは、脱酸のため必然的に含まれるが、強度を確保す
るため本発明では含有量を０．０１％以上とする。０．
６％を超えるとＨＡＺ靭性及び溶接性が劣化するので、
０．０１〜０．６％とする。
るため本発明では含有量を０．０１％以上とする。０．
６％を超えるとＨＡＺ靭性及び溶接性が劣化するので、
０．０１〜０．６％とする。
【００２２】Ｍｎ Ｍｎは、鋼材の強度・靭性を向上させ、赤熱脆性の原因
となるＦｅＳの生成抑制のため、０．５％以上添加する
が、１．６％を超えると焼入れ性を増加させ、溶接時に
硬化層を生じ、割れ感受性が高くなるため、０．５〜
１．６％とする。
となるＦｅＳの生成抑制のため、０．５％以上添加する
が、１．６％を超えると焼入れ性を増加させ、溶接時に
硬化層を生じ、割れ感受性が高くなるため、０．５〜
１．６％とする。
【００２３】Ａｌ Ａｌは、脱酸のため０．０１％以上添加する。０．０５
％を超えて添加すると鋼の清浄度が低下し、溶接部の靭
性が劣化するので、０．０１〜０．０５％とする。
％を超えて添加すると鋼の清浄度が低下し、溶接部の靭
性が劣化するので、０．０１〜０．０５％とする。
【００２４】Ｎ Ｎは、鋼中に含まれる不可避的な不純物元素で、０．０
０８％を超えて含有すると、ＨＡＺ靭性の劣化や連続鋳
造スラブのキズの発生が助長されるため、その含有量を
０．００８％以下とする。
０８％を超えて含有すると、ＨＡＺ靭性の劣化や連続鋳
造スラブのキズの発生が助長されるため、その含有量を
０．００８％以下とする。
【００２５】Ｈ Ｈは、鋼中に含まれる不可避的な不純物元素で、４ｐｐ
ｍを超えると圧延後の割れや遅れ破壊の危険性が増すた
め、４ｐｐｍ以下とする。
ｍを超えると圧延後の割れや遅れ破壊の危険性が増すた
め、４ｐｐｍ以下とする。
【００２６】Ｐ，Ｓ Ｐ，Ｓは、鋼中に混入する不純物として不可避的に存在
するが、Ｐの低減は粒界破壊の防止に有効なため、０．
０２％以下とし、Ｓの低減は溶接熱影響部の水素割れ防
止に有効なため、０．０２％以下とする。
するが、Ｐの低減は粒界破壊の防止に有効なため、０．
０２％以下とし、Ｓの低減は溶接熱影響部の水素割れ防
止に有効なため、０．０２％以下とする。
【００２７】Ｃｅｑ（＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎ
ｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４）≦０．３８ 良好な溶接性を確保するため、添加元素各々の量を適正
化すると同時に、Ｃｅｑ≦０．３８となるように成分設
計を行う。
ｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４）≦０．３８ 良好な溶接性を確保するため、添加元素各々の量を適正
化すると同時に、Ｃｅｑ≦０．３８となるように成分設
計を行う。
【００２８】以上の成分規定により、本発明鋼は十分な
特性を発揮するが、更に、その特性を優れたものとする
場合、Ｃｅｑ≦０．３８の範囲内において、Ｃｕ，Ｎ
ｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｔｉ、Ｖの一種又は二種以上を
添加することができる。
特性を発揮するが、更に、その特性を優れたものとする
場合、Ｃｅｑ≦０．３８の範囲内において、Ｃｕ，Ｎ
ｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｔｉ、Ｖの一種又は二種以上を
添加することができる。
【００２９】Ｃｕ、Ｎｉ Ｃｕ，Ｎｉは、主に固溶強化によって鋼材強度を上昇さ
せ、Ｎｉは更に靭性を向上させる。これらの元素を添加
する場合、Ｃｕは０．６％を超えるとＣｕ割れ等の表面
割れや表面欠陥が生じ易くなり、歩留まりが低下し、Ｎ
ｉは経済性が損なわれるようになるため、１．０％を上
限とする。
せ、Ｎｉは更に靭性を向上させる。これらの元素を添加
する場合、Ｃｕは０．６％を超えるとＣｕ割れ等の表面
割れや表面欠陥が生じ易くなり、歩留まりが低下し、Ｎ
ｉは経済性が損なわれるようになるため、１．０％を上
限とする。
【００３０】Ｃｒ，Ｍｏ Ｃｒ，Ｍｏは、鋼材強度を上昇させる場合、添加する
が、０．５％を超えるＣｒ，０．２％を超えるＭｏの添
加は経済性を損なうため、添加する場合は、Ｃｒ≦０．
５％、Ｍｏ≦０．２％とする。
が、０．５％を超えるＣｒ，０．２％を超えるＭｏの添
加は経済性を損なうため、添加する場合は、Ｃｒ≦０．
５％、Ｍｏ≦０．２％とする。
【００３１】Ｎｂ、Ｖ，Ｔｉ Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉは、微量で鋼中に固溶し、または、微細
な析出物を形成し、熱間圧延中の再結晶や冷却中の変態
を遅滞させるため、オーステナイト域での制御圧延と組
み合わせ、変態後の組織を微細化し、靭性を向上させ
る。しかし、過剰な微細化は、降伏点を上昇させ、低降
伏比化が損なわれるため、添加する場合は、Ｎｂ≦０．
０２％、Ｖ≦０．０５％、Ｔｉ≦０．０２％とする。
な析出物を形成し、熱間圧延中の再結晶や冷却中の変態
を遅滞させるため、オーステナイト域での制御圧延と組
み合わせ、変態後の組織を微細化し、靭性を向上させ
る。しかし、過剰な微細化は、降伏点を上昇させ、低降
伏比化が損なわれるため、添加する場合は、Ｎｂ≦０．
０２％、Ｖ≦０．０５％、Ｔｉ≦０．０２％とする。
【００３２】２．製造条件 本発明では熱間圧延条件、冷却条件を以下のように規定
し、フランジ厚を１２ｍｍ以上４０ｍｍ以下のＨ形鋼と
する。これらの規定は少なくともフランジの製造におい
て満足されていれば良い。
し、フランジ厚を１２ｍｍ以上４０ｍｍ以下のＨ形鋼と
する。これらの規定は少なくともフランジの製造におい
て満足されていれば良い。
【００３３】スラブ加熱温度 スラブ加熱温度が１０５０℃未満の場合、圧延中の温度
低下により所定の形状に圧延することが困難で、特に鋳
片を用いた場合、均質化が不十分で、機械的特性が損な
われる。一方、１３００℃超えでは圧延、冷却後の組織
が著しく粗大化し、靭性が大幅に劣化するため、１０５
０℃以上、１３００℃以下とする。
低下により所定の形状に圧延することが困難で、特に鋳
片を用いた場合、均質化が不十分で、機械的特性が損な
われる。一方、１３００℃超えでは圧延、冷却後の組織
が著しく粗大化し、靭性が大幅に劣化するため、１０５
０℃以上、１３００℃以下とする。
【００３４】圧延終了温度 圧延終了温度の規定は本発明では重要であり、圧延終了
温度が、Ａｒ3点より高温の場合、軟質なフェライト相
の生成が不足し、降伏比として本発明が目標とする７３
％以下が得られない。一方、Ａｒ3−６０℃より低温と
なる場合、フェライトに圧延歪が蓄積し、降伏応力が上
昇するとともに、過剰なフェライトにより軟化し、その
後の加速冷却によっても強度が不足し、降伏比として７
３％以下が得られなくなる。そのため、Ａｒ3点以下、
Ａｒ3−６０℃以上とする。
温度が、Ａｒ3点より高温の場合、軟質なフェライト相
の生成が不足し、降伏比として本発明が目標とする７３
％以下が得られない。一方、Ａｒ3−６０℃より低温と
なる場合、フェライトに圧延歪が蓄積し、降伏応力が上
昇するとともに、過剰なフェライトにより軟化し、その
後の加速冷却によっても強度が不足し、降伏比として７
３％以下が得られなくなる。そのため、Ａｒ3点以下、
Ａｒ3−６０℃以上とする。
【００３５】尚、Ａｒ3点は、例えば、Ａｒ3（℃）＝９
１０−３１０（％Ｃ）−８０（％Ｍｎ）−２０（％Ｃ
ｕ）−１５（％Ｃｒ）−５５（％Ｎｉ）−８０（％Ｍ
ｏ）＋０．３５（ｔ−８） 但し、（％Ｃ），（％Ｍ
ｎ），（％Ｃｕ），（％Ｃｒ），（％Ｎｉ），（％Ｍ
ｏ）は、各元素の質量％、ｔは板厚で、フランジ厚さ
（ｍｍ）とする。（「鉄と鋼」誌、第６７巻（１９８１
年）、Ｐ１４３〜１５２参照）温度は、１／４フランジ
位置（上下端１／４）の表面温度で規定し、実製造は、
該温度を測定、管理する。
１０−３１０（％Ｃ）−８０（％Ｍｎ）−２０（％Ｃ
ｕ）−１５（％Ｃｒ）−５５（％Ｎｉ）−８０（％Ｍ
ｏ）＋０．３５（ｔ−８） 但し、（％Ｃ），（％Ｍ
ｎ），（％Ｃｕ），（％Ｃｒ），（％Ｎｉ），（％Ｍ
ｏ）は、各元素の質量％、ｔは板厚で、フランジ厚さ
（ｍｍ）とする。（「鉄と鋼」誌、第６７巻（１９８１
年）、Ｐ１４３〜１５２参照）温度は、１／４フランジ
位置（上下端１／４）の表面温度で規定し、実製造は、
該温度を測定、管理する。
【００３６】冷却条件 本発明では、圧延終了後、Ａｒ3点以下、Ａｒ3−６０℃
以上から、加速冷却を開始し、５００℃以下２５０℃以
上で停止する。
以上から、加速冷却を開始し、５００℃以下２５０℃以
上で停止する。
【００３７】加速冷却は、その開始温度の条件が満足さ
れれば良く、圧延終了後、開始までの時間は特に規定し
ない。また、その冷却速度は、５℃／秒未満では、引張
強度が十分得られず、３０℃／秒を超えると、靭性が低
下し、シャルピー吸収エネルギーとして０℃で、１００
Ｊ以上を安定して得ることができないため、５℃／秒以
上、３０℃／秒以下とする。
れれば良く、圧延終了後、開始までの時間は特に規定し
ない。また、その冷却速度は、５℃／秒未満では、引張
強度が十分得られず、３０℃／秒を超えると、靭性が低
下し、シャルピー吸収エネルギーとして０℃で、１００
Ｊ以上を安定して得ることができないため、５℃／秒以
上、３０℃／秒以下とする。
【００３８】加速冷却停止温度は、５００℃以下２５０
℃以上とする。冷却停止温度が５００℃超えでは、引張
強度が不足し、７３％以下の降伏比が安定して得られな
い。一方、２５０℃未満では、靭性が低下し、シャルピ
ー吸収エネルギーとして０℃で、１００Ｊ以上を安定し
て得ることができないため、５００℃以下２５０℃以上
とする。尚、冷却停止後、自然放冷とする。
℃以上とする。冷却停止温度が５００℃超えでは、引張
強度が不足し、７３％以下の降伏比が安定して得られな
い。一方、２５０℃未満では、靭性が低下し、シャルピ
ー吸収エネルギーとして０℃で、１００Ｊ以上を安定し
て得ることができないため、５００℃以下２５０℃以上
とする。尚、冷却停止後、自然放冷とする。
【００３９】尚、フランジ厚は、１２ｍｍより薄いと、
圧延後の断面形状および所望の特性が損なわれ易く、一
方、４０ｍｍより厚いと、フランジ板厚中心での特性制
御が困難で、材質の均一性がやはり損なわれ易くなるた
め、本発明では、フランジ厚を１２ｍｍ以上、４０ｍｍ
以下とする。
圧延後の断面形状および所望の特性が損なわれ易く、一
方、４０ｍｍより厚いと、フランジ板厚中心での特性制
御が困難で、材質の均一性がやはり損なわれ易くなるた
め、本発明では、フランジ厚を１２ｍｍ以上、４０ｍｍ
以下とする。
【００４０】
【実施例】実施例１において、製造条件の影響を調査
し、実施例２において、成分組成、製造条件の影響を調
査した。
し、実施例２において、成分組成、製造条件の影響を調
査した。
【００４１】（実施例１）表１に示す本発明範囲内の成
分組成の鋼を、連続鋳造により鋳片とし、１２５０℃に
加熱後、９５０℃以下での累積圧下率３０％以上の熱間
圧延によりＨ形鋼を製造した。表２に圧延条件、加速冷
却条件、製造寸法（図１参照）を示す。
分組成の鋼を、連続鋳造により鋳片とし、１２５０℃に
加熱後、９５０℃以下での累積圧下率３０％以上の熱間
圧延によりＨ形鋼を製造した。表２に圧延条件、加速冷
却条件、製造寸法（図１参照）を示す。
【００４２】表２中、Ａｒ3と圧延終了温度との差は、
Ａｒ3（℃）＝９１０−３１０（％Ｃ）−８０（％Ｍ
ｎ）−２０（％Ｃｕ）−１５（％Ｃｒ）−５５（％Ｎ
ｉ）−８０（％Ｍｏ）＋０．３５（ｔ−８）により求
め、また、加速冷却後は、常温まで放冷した。
Ａｒ3（℃）＝９１０−３１０（％Ｃ）−８０（％Ｍ
ｎ）−２０（％Ｃｕ）−１５（％Ｃｒ）−５５（％Ｎ
ｉ）−８０（％Ｍｏ）＋０．３５（ｔ−８）により求
め、また、加速冷却後は、常温まで放冷した。
【００４３】各試験材の強度、靭性を調査するため、フ
ランジ幅方向１／４の位置（１／４フランジ位置）から
圧延方向を長手方向とし、引張試験片（ＪＩＳＺ２２０
１１Ａ号試験片 ３本）を採取し、また、板厚中心（１
／２ｔ）およびフィレットからシャルピー衝撃試験片
（ＪＩＳＺ２２０２ Ｖノッチ）を採取し、常温での特
性を調査した。図２に試験片採取位置を示す。
ランジ幅方向１／４の位置（１／４フランジ位置）から
圧延方向を長手方向とし、引張試験片（ＪＩＳＺ２２０
１１Ａ号試験片 ３本）を採取し、また、板厚中心（１
／２ｔ）およびフィレットからシャルピー衝撃試験片
（ＪＩＳＺ２２０２ Ｖノッチ）を採取し、常温での特
性を調査した。図２に試験片採取位置を示す。
【００４４】表３に引張試験結果、シャルピー衝撃試験
結果を示す。本発明の降伏強度の目標値は、３２５Ｎ／
ｍｍ2以上、４４５Ｎ／ｍｍ2以下、引張強度の目標値
は、４９０Ｎ／ｍｍ2以上、６１０Ｎ／ｍｍ2以下で何れ
もＪＩＳＧ３１３６建築構造用圧延鋼材規格に準じた。
結果を示す。本発明の降伏強度の目標値は、３２５Ｎ／
ｍｍ2以上、４４５Ｎ／ｍｍ2以下、引張強度の目標値
は、４９０Ｎ／ｍｍ2以上、６１０Ｎ／ｍｍ2以下で何れ
もＪＩＳＧ３１３６建築構造用圧延鋼材規格に準じた。
【００４５】Ａ１１〜１４，１７、２４は、圧延終了温
度が本発明範囲外の比較例を示す。
度が本発明範囲外の比較例を示す。
【００４６】Ａ１１，Ａ１２は，圧延終了温度をＡｒ3
点以上とし、加速冷却を行わなかったもので、引張強度
が４９０Ｎ／ｍｍ2未満、降伏比も７３％以上となっ
た。
点以上とし、加速冷却を行わなかったもので、引張強度
が４９０Ｎ／ｍｍ2未満、降伏比も７３％以上となっ
た。
【００４７】Ａ１３，Ａ１４は、圧延終了温度をＡｒ3
点以上とし、加速冷却を５５０℃で停止したもので、降
伏強度は４４５Ｎ／ｍｍ2以上、降伏比７３％以上とな
った。
点以上とし、加速冷却を５５０℃で停止したもので、降
伏強度は４４５Ｎ／ｍｍ2以上、降伏比７３％以上とな
った。
【００４８】Ａ１７，Ａ２４は、圧延終了温度をＡｒ3
−６０℃より低くし、加速冷却を行ったもので、靭性は
良好であったが、降伏比が７３％超えとなった。
−６０℃より低くし、加速冷却を行ったもので、靭性は
良好であったが、降伏比が７３％超えとなった。
【００４９】Ａ１８〜２０、２２、２３は、加速冷却条
件が本発明範囲外で比較例を示す。
件が本発明範囲外で比較例を示す。
【００５０】Ａ１８は、冷却速度が５℃／Ｓより遅く、
引張強度が低く、降伏比が高い。Ａ２２は冷却速度が３
０℃／Ｓより早く、降伏比は低いものの、シャルピー衝
撃値は、ｖＥ０＜１００Ｊと低い。Ａ１９は、加速冷却
の停止温度が５５０℃と高く、降伏比が７３％超えとな
っている。
引張強度が低く、降伏比が高い。Ａ２２は冷却速度が３
０℃／Ｓより早く、降伏比は低いものの、シャルピー衝
撃値は、ｖＥ０＜１００Ｊと低い。Ａ１９は、加速冷却
の停止温度が５５０℃と高く、降伏比が７３％超えとな
っている。
【００５１】Ａ２０、２３は、加速冷却の停止温度が２
５０℃未満と低く、降伏比は低いものの、シャルピー衝
撃値が小さくなっている。
５０℃未満と低く、降伏比は低いものの、シャルピー衝
撃値が小さくなっている。
【００５２】フランジ厚（ｔ２）が１２ｍｍより薄いＡ
２７は、圧延、冷却条件が本発明の範囲内にも拘わら
ず、降伏比が７３％超えと上昇した。
２７は、圧延、冷却条件が本発明の範囲内にも拘わら
ず、降伏比が７３％超えと上昇した。
【００５３】Ａ２６は、７６０℃で圧延終了後、長時間
待機し、冷却開始温度がＡr3−６０℃未満となったもの
で、引張強度が低く、降伏比は７３％超えとなった。
待機し、冷却開始温度がＡr3−６０℃未満となったもの
で、引張強度が低く、降伏比は７３％超えとなった。
【００５４】Ａ１５，１６，２１，２５は本発明の実施
例を示すもので、本発明が目標とする７３％以下の降伏
比、フランジ、フィレットで１００Ｊ以上のｖＥ０が、
４９０Ｎ／ｍｍ2級Ｈ形鋼で得られている。Ａ２５は、
７６０℃で圧延終了後、冷却開始まで約３０℃低下させ
たものであるが、Ａ２１と同様、優れた特性が得られて
いる。
例を示すもので、本発明が目標とする７３％以下の降伏
比、フランジ、フィレットで１００Ｊ以上のｖＥ０が、
４９０Ｎ／ｍｍ2級Ｈ形鋼で得られている。Ａ２５は、
７６０℃で圧延終了後、冷却開始まで約３０℃低下させ
たものであるが、Ａ２１と同様、優れた特性が得られて
いる。
【００５５】
【表１】
【００５６】
【表２】
【００５７】
【表３】
【００５８】（実施例２）表４に示す成分組成の鋼を用
い、圧延、冷却条件を種々変化させ、圧延Ｈ形鋼を製造
し、実施例１に記載の方法により、その特性を調査し
た。表５に製造条件、表６に試験結果を示す。
い、圧延、冷却条件を種々変化させ、圧延Ｈ形鋼を製造
し、実施例１に記載の方法により、その特性を調査し
た。表５に製造条件、表６に試験結果を示す。
【００５９】Ｂ１〜３、Ｂ１３，１５，１６は本発明の
実施例で、本発明が目標とする特性が得られている。
実施例で、本発明が目標とする特性が得られている。
【００６０】Ｂ１１，１２，１４は圧延終了温度が本発
明範囲外で、降伏比が７３％超えとなっている。
明範囲外で、降伏比が７３％超えとなっている。
【００６１】Ｂ４は、Ｃ量が本発明範囲外で、降伏比、
靭性ともに劣化した。
靭性ともに劣化した。
【００６２】
【表４】
【００６３】
【表５】
【００６４】
【表６】
【００６５】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
低降伏比で靭性に優れた圧延形鋼が高価な成分元素や複
雑な熱処理を要せず安価に製造可能で、その活用により
大地震時の建築物の安全性が向上するなど、産業上極め
て有益である。
低降伏比で靭性に優れた圧延形鋼が高価な成分元素や複
雑な熱処理を要せず安価に製造可能で、その活用により
大地震時の建築物の安全性が向上するなど、産業上極め
て有益である。
【図１】圧延Ｈ形鋼の形状寸法を模式的に示す図。
【図２】試験片採取位置を示す図。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き Ｆターム(参考） 4K032 AA01 AA04 AA05 AA16 AA21 AA27 AA29 AA31 BA00 CA02 CA03 CC03 CD02 CD03
Claims (4)
- 【請求項１】 質量％で、Ｃ：０．０８〜０．２０％、
Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．５〜１．６％、Ａｌ：
０．０１〜０．０５％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．０２
％、Ｎ≦０．００８％、Ｈ≦０．０００４％を含有し、
Ｃｅｑ（＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃ
ｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４）≦０．３８の鋼片を、１
０５０℃以上、１３００℃以下に加熱後、圧延終了温度
Ａｒ3点以下、Ａｒ3−６０℃以上の熱間圧延を行い、直
ちに冷却速度５〜３０℃／秒で５００〜２５０℃まで加
速冷却することを特徴とする低降伏比で靭性に優れた圧
延Ｈ形鋼の製造方法。 - 【請求項２】 鋼成分として、更に，Ｃｕ：０．６％以
下またはＮｉ：１．０％以下を添加することを特徴とす
る請求項１記載の低降伏比で靭性に優れた圧延Ｈ形鋼の
製造方法。 - 【請求項３】 鋼成分として、更にＣｒ：０．５％以下
またはＭｏ：０．２％以下を添加することを特徴とする
請求項１又は２記載の低降伏比で靭性に優れた圧延Ｈ形
鋼の製造方法。 - 【請求項４】 鋼成分として、更にＮｂ：０．００５〜
０．１％，Ｖ：０．００５〜０．３％，Ｔｉ：０．００
３〜０．１％の一種又は二種以上を添加することを特徴
とする請求項1乃至３記載の何れかに記載の低降伏比で
靭性に優れた圧延Ｈ形鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001167062A JP2002363642A (ja) | 2001-06-01 | 2001-06-01 | 低降伏比で靭性に優れた圧延ｈ形鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001167062A JP2002363642A (ja) | 2001-06-01 | 2001-06-01 | 低降伏比で靭性に優れた圧延ｈ形鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002363642A true JP2002363642A (ja) | 2002-12-18 |
Family
ID=19009503
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001167062A Pending JP2002363642A (ja) | 2001-06-01 | 2001-06-01 | 低降伏比で靭性に優れた圧延ｈ形鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2002363642A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006144087A (ja) * | 2004-11-22 | 2006-06-08 | Jfe Steel Kk | ウエブ薄肉高強度ｈ形鋼及びその製造方法 |
| JP2011001792A (ja) * | 2009-06-22 | 2011-01-06 | Sumitomo Metal Ind Ltd | ラーメン骨組の柱梁接合部構造および圧延ｈ形鋼 |
| CN107699792A (zh) * | 2017-09-30 | 2018-02-16 | 钢铁研究总院 | 一种耐低温微合金化钢及生产工艺 |
| WO2018117228A1 (ja) * | 2016-12-21 | 2018-06-28 | 新日鐵住金株式会社 | Ｈ形鋼及びその製造方法 |
| KR20190111920A (ko) | 2018-03-23 | 2019-10-02 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 압연 h형강 및 그 제조 방법 |
-
2001
- 2001-06-01 JP JP2001167062A patent/JP2002363642A/ja active Pending
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| JP4581645B2 (ja) * | 2004-11-22 | 2010-11-17 | Ｊｆｅスチール株式会社 | ウエブ薄肉高強度ｈ形鋼の製造方法 |
| JP2011001792A (ja) * | 2009-06-22 | 2011-01-06 | Sumitomo Metal Ind Ltd | ラーメン骨組の柱梁接合部構造および圧延ｈ形鋼 |
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| JPWO2018117228A1 (ja) * | 2016-12-21 | 2019-04-04 | 新日鐵住金株式会社 | Ｈ形鋼及びその製造方法 |
| CN107699792A (zh) * | 2017-09-30 | 2018-02-16 | 钢铁研究总院 | 一种耐低温微合金化钢及生产工艺 |
| CN107699792B (zh) * | 2017-09-30 | 2019-06-28 | 钢铁研究总院 | 一种耐低温微合金化钢及生产工艺 |
| KR20190111920A (ko) | 2018-03-23 | 2019-10-02 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 압연 h형강 및 그 제조 방법 |
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|
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Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20050308 |
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