JP4736205B2 - 耐震性および小入熱溶接性に優れたＴＳ５９０ＭＰａ以上の高強度Ｈ形鋼の製造方法 - Google Patents
耐震性および小入熱溶接性に優れたＴＳ５９０ＭＰａ以上の高強度Ｈ形鋼の製造方法 Download PDFInfo
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、建築用として耐震性（低降伏比）、狭ＹＰレンジおよび高靭性に優れる圧延Ｈ形鋼の製造方法に関し、特にフランジ厚さが３２ｍｍ以上の５９０ＭＰａ級の大型で、組立溶接や補修溶接などの小入熱溶接時のＨＡＺ硬化性が小さく、柱材に適したものに関する。
【０００２】
【従来の技術】
高層建築物の柱材には、ボックス柱、鋼管を用いた円柱および温間もしくは冷間で加工されるコラム柱があり、ボックス柱は各方向毎の断面係数の変化は少ないものの、角溶接の施工が難しくまた高層建築物に用いられる厚肉コラム柱ではコーナ部で低降伏比を満足させる成形コストが高価になるという欠点があった。
【０００３】
また、円柱の場合は、梁材と接続するための仕口部の加工が複雑になる欠点があり、コラム柱は大型化が困難という寸法上の制約があった。
【０００４】
これに対し、圧延Ｈ形鋼を柱材に用いた場合は、断面係数がＨ方向とＩ方向で異なるものの、その違いは設計段階で対応可能で、圧延ままで柱材としての基本形状を有していることから、曲げ、溶接などによる組立加工が不要で、梁材を取り付ける仕口部が炭酸ガス溶接で簡便に施工できる等、利点が多く、材料費、施工費などを含めたコストが削減される。
【０００５】
そして、柱材として必要となる付属金物を取り付ける際の小入熱溶接性と耐震性を備えた大型の圧延Ｈ形鋼製造技術の確立が望まれていた。
【０００６】
特開平８−１９７１０５号公報は炭素当量を０．４０％以下に低減した溶接性に優れたＨ形鋼の製造方法が開示されている。しかし、ＨＡＺ硬さについては考慮されておらず、強度も４９０ＭＰａ級と低い。
【０００７】
特開平１１−１９３４４０号公報は、ＨＡＺ硬化の少ない５９０ＭＰａ級の大型Ｈ形鋼が開示されているが、Ｃ添加量を極端に低減し、Ｃｕ，Ｎｉ等の高価な合金元素添加を行うもので経済性に劣っていた。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、以上の点に鑑みなされたもので、耐震性（ＹＲ≦８０％）を備え、高強度（ＴＳ≧５９０ＭＰａ）で、且つ小入熱溶接性に優れたフランジ厚さ３２ｍｍ以上の圧延Ｈ形鋼の製造方法を提供することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
圧延Ｈ形鋼で、フランジ厚さ３２ｍｍ以上の大型とすると、形状の安定性、寸法精度、及び圧延機への負荷を考慮し、加熱温度・圧延仕上温度を高温とせざる得ず、加熱時のオーステナイト粒の細粒化とその後の再結晶オーステナイト域圧延によるオーステナイト粒の細粒化を十分利用することができない。
【００１０】
そこで、本発明者等は、炭素当量を０．４７％以下とすることを前提に、化学成分、制御圧延および加速冷却条件を検討し、耐震性、溶接性に優れた５９０ＭＰａ級大型圧延Ｈ形鋼の製造条件を見出した。
【００１１】
本発明は以上の検討をもとになされたもので、すなわち本発明は、
１．質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１２％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．６〜１．６％、Ｍｏ：０．２〜０．５％、Ｖ：０．０２〜０．０６％、Ｂ：０．０００３％以下に規制し、且つＣｅｑ≦０．４７％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を、１１００〜１３５０℃に加熱後、１１００℃以下で累積圧下率２０％以上、圧延終了温度８００〜１０００℃で熱間圧延し、その後直ちに冷却速度が１１℃／ｓ以上で水冷停止温度が６００〜３００℃の加速冷却を行うことを特徴とする耐震性および小入熱溶接性に優れたＴＳ５９０ＭＰａ以上の高強度Ｈ形鋼の製造方法。
【００１２】
２．更に、Ｃｕ：０．０５〜０．５％、Ｎｉ：０．０５〜０．５％、Ｃｒ：０．０５〜０．１％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％の一種又は二種以上を含有することを特徴とする１記載の耐震性および小入熱溶接性に優れたＴＳ５９０ＭＰａ以上の高強度Ｈ形鋼の製造方法。
【００１３】
【発明の実施の形態】
本発明の、成分組成、製造条件の限定理由について説明する。
【００１４】
１．成分組成
Ｃ
Ｃは、鋼の強度を安定して確保するために有効な元素であり、その効果を得るため、０．０５％以上添加する。一方、０．１２％を超えると溶接性が劣化するとともに、小入熱溶接時のＨＡＺ硬さを著しく上昇させるため、０．０５〜０．１２％（０．０５％以上、０．１２％以下）とする。
【００１５】
Ｓｉ
Ｓｉは脱酸剤、強度上昇に有効な元素であり、その効果を得るため、０．０５％以上添加する。一方、０．５％を超えると強度上昇が飽和し、溶接性を損なうため、０．０５〜０．５％とする。
【００１６】
Ｍｎ
Ｍｎは、強度を確保するため０．６％以上添加する。一方、１．６％を超えて添加すると溶接性を損ない、偏析部が著しく硬化するため、０．６〜１．６％とする。
【００１７】
Ｍｏ
Ｍｏは、焼入れ性を向上させ、析出強化等により鋼の高強度化に有効であり、０．２％以上添加する。一方、０．５％を超えるとコストが上昇し溶接部の靭性を劣化させるため、０．２〜０．５％とする。
【００１８】
Ｖ
Ｖは、微量添加で強度上昇に有効で、大型圧延Ｈ形鋼のＹＰを上昇させるため、０．０２％以上添加する。一方、０．０６％を超えると、粗大なＶの炭窒化物を生成し、靭性を劣化させるため、０．０２〜０．０６％とする。
【００１９】
Ｂ
Ｂは、ＨＡＺ部の硬度を著しく高めるため、本発明では不純物として３ｐｐｍ以下に規制する。
【００２０】
尚、靭性確保の観点からＮを０．００５０％以下とすることが望ましい。
【００２１】
図１に、炭素当量（Ｃｅｑ）が０．４７％以下の鋼（表１に化学成分を示す）における溶接熱影響部（ＨＡＺ）の最高硬さ（ＪＩＳ Ｚ３１０１）を示す。炭素当量の増加に伴い，最高硬さは上昇するが、本発明範囲外のＣ，Ｂを含有する場合、著しく硬化する。
【００２２】
Ｃｅｑ
Ｃｅｑは、小入熱溶接時のＨＡＺ硬さを低くするため、０．４７％以下とする。
【００２３】
本発明では以上の基本成分に加えて必要に応じて、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｎｂの一種または二種以上を添加することができる。
【００２４】
Ｃｕ
Ｃｕは強度上昇に有効な元素であり、その効果を得る場合０．０５％以上添加する。一方、０．５％を超えると、生産原価が上昇し、板厚方向の強度の不均質性、表面キズが発生するため、０．０５〜０．５％とする。
【００２５】
Ｎｉ
Ｎｉは、強度及び靭性向上に有効で、その効果を得る場合０．０５％以上添加する。一方、０．５％を超えると、溶接性を損ない、生産原価が上昇するため、０．０５〜０．５％とする。
【００２６】
Ｃｒ
Ｃｒは、強度上昇に有効で、その効果を得る場合０．０５％以上添加する。一方、０．１％を超えると溶接性を劣化させるため、０．０５〜０．１％とする。
【００２７】
Ｎｂ
Ｎｂは、強度上昇に有効で、その効果を得る場合、０．００５％以上添加する。一方、０．０５％を超えると靭性が劣化するため、０．００５〜０．０５％とする。
【００２８】
２．製造条件
スラブ加熱温度：１１００〜１３５０℃
圧延Ｈ形鋼の寸法が大きくなるに従い、圧延時の変形抵抗、寸法精度を考慮して、圧延を高温域で終了させることが望ましい。加熱温度１１００℃未満では、圧延時の温度低下が著しく、靭性は優れるものの寸法精度が低下する。
【００２９】
一方、１３５０℃を超えると、加熱時のオーステナイト粒径が著しく粗大化し、建築用鋼として靭性が不足し、加熱炉の炉体を損傷させるため、１１００〜１３５０℃とする。
【００３０】
１１００℃以下の累積圧下率２０％以上
１１００℃以下で且つオーステナイト再結晶域での累積圧下率が２０％未満の場合、粗大なオーステナイト粒により、フェライト粒の微細化が困難となり、靭性が劣化するため、２０％以上とする。
【００３１】
加速冷却の冷却速度：２℃／ｓ以上
ＴＳ≧５９０ＭＰａ級とするため、加速冷却の冷却速度を板厚中央部で２℃／ｓ以上とする。尚、加速冷却は、圧延後、直ちに行う。
【００３２】
図２に、炭素当量０．４７％以下の鋼（表１に化学成分を示す）を１２３０℃に加熱し、１１００℃以下で累積圧下率２０％以上、仕上温度９００℃の圧延を終了後、種々の冷却速度で約５００℃まで冷却し、その後放冷した場合の機械的性質を示す。冷却速度を２℃／ｓ以上とした場合、ＴＳ≧５９０ＭＰａ級となっている。
【００３３】
更に本発明では、耐震性（ＹＲ≦８０％）および高靭性のため冷却停止温度を６００〜３００℃とすることが望ましい。
【００３４】
図３は、炭素当量０．４７％以下の鋼（表１に化学成分を示す）を１２３０℃に加熱後、１１００℃以下で累積圧下率２０％以上、仕上温度９００℃の圧延で板厚５０ｍｍとし、その後、直ちに２℃／ｓ以上で加速冷却し、種々の温度で水冷を停止した場合の機械的性質を示す。
【００３５】
停止温度の低下に伴い、降伏比が低下し、冷却停止温度６００℃以下でＹＲ≦８０％の耐震性に優れた圧延Ｈ形鋼が得られている。冷却停止温度を６００〜３００℃とした場合、耐震性と共に高靭性が得られている。
【００３６】
【表１】
【００３７】
【実施例】
表１に示す成分組成の鋼を用い、種々の条件で圧延Ｈ形鋼を製造した。表２に製造条件および得られた機械的特性を示す。
【００３８】
尚、表１、２の鋼Ｎｏ．１〜１０は共通とし、表２中、末尾の英記号は製造条件が変化していることを示す。また、表１中、最高硬さはＨＡＺ最高硬さを示し、ＪＩＳ Ｚ３１０１により求めた。
【００３９】
鋼番１の鋼を用いた実施例において、鋼１Ａは、冷却速度が２℃／ｓ未満で、５９０ＭＰａ級の強度が得られず、０℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーも低く比較例となっている。
【００４０】
一方、鋼１Ｂ、１Ｃ、１Ｄは、冷却速度が２℃／ｓ以上で、５９０ＭＰａ級の建築用大型圧延Ｈ形鋼として十分な機械的性質が得られている。
【００４１】
尚、鋼番１の鋼の最高硬さは２７０と低く優れた硬度が得られている。
【００４２】
鋼番２の鋼を用いた実施例において、鋼２Ａは、冷却速度が２℃／ｓ未満で、５９０ＭＰａ級の強度が得られず、０℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーも低く比較例となっている。
【００４４】
尚、鋼番２の鋼の最高硬さは３１０と低く優れた硬度が得られている。
【００４５】
鋼番３の鋼を用いた実施例において、鋼３Ａは、５９０ＭＰａ級の建築用大型圧延Ｈ形鋼として十分な機械的性質が得られている。
【００４６】
鋼３Ｂは、３Ａの圧延仕上温度を更に低下させたもので、５９０ＭＰａ級の建築用大型圧延Ｈ形鋼として更に優れた機械的性質が得られている。
【００４７】
鋼番４〜７の鋼の最高硬さは低Ｃ系のため２６３〜２８０と低くＨＡＺ硬化性が低い。
【００４８】
鋼４Ａ〜鋼７Ａは、５９０ＭＰａ級の建築用大型圧延Ｈ形鋼として十分な機械的性質が得られている。
【００４９】
鋼番８は、Ｍｏ添加量が本発明範囲外で、最高硬さは２５８と低いが、強度が５９０ＭＰａ級としては劣る。
【００５０】
鋼番９は、Ｂが添加され、鋼番１０はＣ添加量が０．１３％と高く、本発明範囲外であり、５９０ＭＰａ級の建築用大型圧延Ｈ形鋼として十分な機械的性質が得られているものの、最高硬さが３５０を超え、小入熱溶接性に劣っている。
【００５１】
【表２】
【００５２】
【発明の効果】
本発明によれば、柱材として使用が可能で、且つ付属物を取り付ける際の小入熱溶接性に優れたフランジ厚さ３２ｍｍ以上の５９０ＭＰａ級高強度圧延Ｈ形鋼が生産性良く得られ、産業上極めて優れた効果を有する。
【図面の簡単な説明】
【図１】最高硬さ（ＪＩＳＺ３１０１）に及ぼす炭素当量の影響を示す図
【図２】圧延Ｈ形鋼の機械的性質に及ぼす加速冷却条件（冷却速度）の影響を示す図
【図３】圧延Ｈ形鋼の機械的性質に及ぼす加速冷却条件（冷却停止温度）の影響を示す図
【発明の属する技術分野】
本発明は、建築用として耐震性（低降伏比）、狭ＹＰレンジおよび高靭性に優れる圧延Ｈ形鋼の製造方法に関し、特にフランジ厚さが３２ｍｍ以上の５９０ＭＰａ級の大型で、組立溶接や補修溶接などの小入熱溶接時のＨＡＺ硬化性が小さく、柱材に適したものに関する。
【０００２】
【従来の技術】
高層建築物の柱材には、ボックス柱、鋼管を用いた円柱および温間もしくは冷間で加工されるコラム柱があり、ボックス柱は各方向毎の断面係数の変化は少ないものの、角溶接の施工が難しくまた高層建築物に用いられる厚肉コラム柱ではコーナ部で低降伏比を満足させる成形コストが高価になるという欠点があった。
【０００３】
また、円柱の場合は、梁材と接続するための仕口部の加工が複雑になる欠点があり、コラム柱は大型化が困難という寸法上の制約があった。
【０００４】
これに対し、圧延Ｈ形鋼を柱材に用いた場合は、断面係数がＨ方向とＩ方向で異なるものの、その違いは設計段階で対応可能で、圧延ままで柱材としての基本形状を有していることから、曲げ、溶接などによる組立加工が不要で、梁材を取り付ける仕口部が炭酸ガス溶接で簡便に施工できる等、利点が多く、材料費、施工費などを含めたコストが削減される。
【０００５】
そして、柱材として必要となる付属金物を取り付ける際の小入熱溶接性と耐震性を備えた大型の圧延Ｈ形鋼製造技術の確立が望まれていた。
【０００６】
特開平８−１９７１０５号公報は炭素当量を０．４０％以下に低減した溶接性に優れたＨ形鋼の製造方法が開示されている。しかし、ＨＡＺ硬さについては考慮されておらず、強度も４９０ＭＰａ級と低い。
【０００７】
特開平１１−１９３４４０号公報は、ＨＡＺ硬化の少ない５９０ＭＰａ級の大型Ｈ形鋼が開示されているが、Ｃ添加量を極端に低減し、Ｃｕ，Ｎｉ等の高価な合金元素添加を行うもので経済性に劣っていた。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、以上の点に鑑みなされたもので、耐震性（ＹＲ≦８０％）を備え、高強度（ＴＳ≧５９０ＭＰａ）で、且つ小入熱溶接性に優れたフランジ厚さ３２ｍｍ以上の圧延Ｈ形鋼の製造方法を提供することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
圧延Ｈ形鋼で、フランジ厚さ３２ｍｍ以上の大型とすると、形状の安定性、寸法精度、及び圧延機への負荷を考慮し、加熱温度・圧延仕上温度を高温とせざる得ず、加熱時のオーステナイト粒の細粒化とその後の再結晶オーステナイト域圧延によるオーステナイト粒の細粒化を十分利用することができない。
【００１０】
そこで、本発明者等は、炭素当量を０．４７％以下とすることを前提に、化学成分、制御圧延および加速冷却条件を検討し、耐震性、溶接性に優れた５９０ＭＰａ級大型圧延Ｈ形鋼の製造条件を見出した。
【００１１】
本発明は以上の検討をもとになされたもので、すなわち本発明は、
１．質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１２％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．６〜１．６％、Ｍｏ：０．２〜０．５％、Ｖ：０．０２〜０．０６％、Ｂ：０．０００３％以下に規制し、且つＣｅｑ≦０．４７％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を、１１００〜１３５０℃に加熱後、１１００℃以下で累積圧下率２０％以上、圧延終了温度８００〜１０００℃で熱間圧延し、その後直ちに冷却速度が１１℃／ｓ以上で水冷停止温度が６００〜３００℃の加速冷却を行うことを特徴とする耐震性および小入熱溶接性に優れたＴＳ５９０ＭＰａ以上の高強度Ｈ形鋼の製造方法。
【００１２】
２．更に、Ｃｕ：０．０５〜０．５％、Ｎｉ：０．０５〜０．５％、Ｃｒ：０．０５〜０．１％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％の一種又は二種以上を含有することを特徴とする１記載の耐震性および小入熱溶接性に優れたＴＳ５９０ＭＰａ以上の高強度Ｈ形鋼の製造方法。
【００１３】
【発明の実施の形態】
本発明の、成分組成、製造条件の限定理由について説明する。
【００１４】
１．成分組成
Ｃ
Ｃは、鋼の強度を安定して確保するために有効な元素であり、その効果を得るため、０．０５％以上添加する。一方、０．１２％を超えると溶接性が劣化するとともに、小入熱溶接時のＨＡＺ硬さを著しく上昇させるため、０．０５〜０．１２％（０．０５％以上、０．１２％以下）とする。
【００１５】
Ｓｉ
Ｓｉは脱酸剤、強度上昇に有効な元素であり、その効果を得るため、０．０５％以上添加する。一方、０．５％を超えると強度上昇が飽和し、溶接性を損なうため、０．０５〜０．５％とする。
【００１６】
Ｍｎ
Ｍｎは、強度を確保するため０．６％以上添加する。一方、１．６％を超えて添加すると溶接性を損ない、偏析部が著しく硬化するため、０．６〜１．６％とする。
【００１７】
Ｍｏ
Ｍｏは、焼入れ性を向上させ、析出強化等により鋼の高強度化に有効であり、０．２％以上添加する。一方、０．５％を超えるとコストが上昇し溶接部の靭性を劣化させるため、０．２〜０．５％とする。
【００１８】
Ｖ
Ｖは、微量添加で強度上昇に有効で、大型圧延Ｈ形鋼のＹＰを上昇させるため、０．０２％以上添加する。一方、０．０６％を超えると、粗大なＶの炭窒化物を生成し、靭性を劣化させるため、０．０２〜０．０６％とする。
【００１９】
Ｂ
Ｂは、ＨＡＺ部の硬度を著しく高めるため、本発明では不純物として３ｐｐｍ以下に規制する。
【００２０】
尚、靭性確保の観点からＮを０．００５０％以下とすることが望ましい。
【００２１】
図１に、炭素当量（Ｃｅｑ）が０．４７％以下の鋼（表１に化学成分を示す）における溶接熱影響部（ＨＡＺ）の最高硬さ（ＪＩＳ Ｚ３１０１）を示す。炭素当量の増加に伴い，最高硬さは上昇するが、本発明範囲外のＣ，Ｂを含有する場合、著しく硬化する。
【００２２】
Ｃｅｑ
Ｃｅｑは、小入熱溶接時のＨＡＺ硬さを低くするため、０．４７％以下とする。
【００２３】
本発明では以上の基本成分に加えて必要に応じて、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｎｂの一種または二種以上を添加することができる。
【００２４】
Ｃｕ
Ｃｕは強度上昇に有効な元素であり、その効果を得る場合０．０５％以上添加する。一方、０．５％を超えると、生産原価が上昇し、板厚方向の強度の不均質性、表面キズが発生するため、０．０５〜０．５％とする。
【００２５】
Ｎｉ
Ｎｉは、強度及び靭性向上に有効で、その効果を得る場合０．０５％以上添加する。一方、０．５％を超えると、溶接性を損ない、生産原価が上昇するため、０．０５〜０．５％とする。
【００２６】
Ｃｒ
Ｃｒは、強度上昇に有効で、その効果を得る場合０．０５％以上添加する。一方、０．１％を超えると溶接性を劣化させるため、０．０５〜０．１％とする。
【００２７】
Ｎｂ
Ｎｂは、強度上昇に有効で、その効果を得る場合、０．００５％以上添加する。一方、０．０５％を超えると靭性が劣化するため、０．００５〜０．０５％とする。
【００２８】
２．製造条件
スラブ加熱温度：１１００〜１３５０℃
圧延Ｈ形鋼の寸法が大きくなるに従い、圧延時の変形抵抗、寸法精度を考慮して、圧延を高温域で終了させることが望ましい。加熱温度１１００℃未満では、圧延時の温度低下が著しく、靭性は優れるものの寸法精度が低下する。
【００２９】
一方、１３５０℃を超えると、加熱時のオーステナイト粒径が著しく粗大化し、建築用鋼として靭性が不足し、加熱炉の炉体を損傷させるため、１１００〜１３５０℃とする。
【００３０】
１１００℃以下の累積圧下率２０％以上
１１００℃以下で且つオーステナイト再結晶域での累積圧下率が２０％未満の場合、粗大なオーステナイト粒により、フェライト粒の微細化が困難となり、靭性が劣化するため、２０％以上とする。
【００３１】
加速冷却の冷却速度：２℃／ｓ以上
ＴＳ≧５９０ＭＰａ級とするため、加速冷却の冷却速度を板厚中央部で２℃／ｓ以上とする。尚、加速冷却は、圧延後、直ちに行う。
【００３２】
図２に、炭素当量０．４７％以下の鋼（表１に化学成分を示す）を１２３０℃に加熱し、１１００℃以下で累積圧下率２０％以上、仕上温度９００℃の圧延を終了後、種々の冷却速度で約５００℃まで冷却し、その後放冷した場合の機械的性質を示す。冷却速度を２℃／ｓ以上とした場合、ＴＳ≧５９０ＭＰａ級となっている。
【００３３】
更に本発明では、耐震性（ＹＲ≦８０％）および高靭性のため冷却停止温度を６００〜３００℃とすることが望ましい。
【００３４】
図３は、炭素当量０．４７％以下の鋼（表１に化学成分を示す）を１２３０℃に加熱後、１１００℃以下で累積圧下率２０％以上、仕上温度９００℃の圧延で板厚５０ｍｍとし、その後、直ちに２℃／ｓ以上で加速冷却し、種々の温度で水冷を停止した場合の機械的性質を示す。
【００３５】
停止温度の低下に伴い、降伏比が低下し、冷却停止温度６００℃以下でＹＲ≦８０％の耐震性に優れた圧延Ｈ形鋼が得られている。冷却停止温度を６００〜３００℃とした場合、耐震性と共に高靭性が得られている。
【００３６】
【表１】
【実施例】
表１に示す成分組成の鋼を用い、種々の条件で圧延Ｈ形鋼を製造した。表２に製造条件および得られた機械的特性を示す。
【００３８】
尚、表１、２の鋼Ｎｏ．１〜１０は共通とし、表２中、末尾の英記号は製造条件が変化していることを示す。また、表１中、最高硬さはＨＡＺ最高硬さを示し、ＪＩＳ Ｚ３１０１により求めた。
【００３９】
鋼番１の鋼を用いた実施例において、鋼１Ａは、冷却速度が２℃／ｓ未満で、５９０ＭＰａ級の強度が得られず、０℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーも低く比較例となっている。
【００４０】
一方、鋼１Ｂ、１Ｃ、１Ｄは、冷却速度が２℃／ｓ以上で、５９０ＭＰａ級の建築用大型圧延Ｈ形鋼として十分な機械的性質が得られている。
【００４１】
尚、鋼番１の鋼の最高硬さは２７０と低く優れた硬度が得られている。
【００４２】
鋼番２の鋼を用いた実施例において、鋼２Ａは、冷却速度が２℃／ｓ未満で、５９０ＭＰａ級の強度が得られず、０℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーも低く比較例となっている。
【００４４】
尚、鋼番２の鋼の最高硬さは３１０と低く優れた硬度が得られている。
【００４５】
鋼番３の鋼を用いた実施例において、鋼３Ａは、５９０ＭＰａ級の建築用大型圧延Ｈ形鋼として十分な機械的性質が得られている。
【００４６】
鋼３Ｂは、３Ａの圧延仕上温度を更に低下させたもので、５９０ＭＰａ級の建築用大型圧延Ｈ形鋼として更に優れた機械的性質が得られている。
【００４７】
鋼番４〜７の鋼の最高硬さは低Ｃ系のため２６３〜２８０と低くＨＡＺ硬化性が低い。
【００４８】
鋼４Ａ〜鋼７Ａは、５９０ＭＰａ級の建築用大型圧延Ｈ形鋼として十分な機械的性質が得られている。
【００４９】
鋼番８は、Ｍｏ添加量が本発明範囲外で、最高硬さは２５８と低いが、強度が５９０ＭＰａ級としては劣る。
【００５０】
鋼番９は、Ｂが添加され、鋼番１０はＣ添加量が０．１３％と高く、本発明範囲外であり、５９０ＭＰａ級の建築用大型圧延Ｈ形鋼として十分な機械的性質が得られているものの、最高硬さが３５０を超え、小入熱溶接性に劣っている。
【００５１】
【表２】
【発明の効果】
本発明によれば、柱材として使用が可能で、且つ付属物を取り付ける際の小入熱溶接性に優れたフランジ厚さ３２ｍｍ以上の５９０ＭＰａ級高強度圧延Ｈ形鋼が生産性良く得られ、産業上極めて優れた効果を有する。
【図面の簡単な説明】
【図１】最高硬さ（ＪＩＳＺ３１０１）に及ぼす炭素当量の影響を示す図
【図２】圧延Ｈ形鋼の機械的性質に及ぼす加速冷却条件（冷却速度）の影響を示す図
【図３】圧延Ｈ形鋼の機械的性質に及ぼす加速冷却条件（冷却停止温度）の影響を示す図
Claims (2)
- 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１２％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．６〜１．６％、Ｍｏ：０．２〜０．５％、Ｖ：０．０２〜０．０６％、Ｂ：０．０００３％以下に規制し、且つＣｅｑ≦０．４７％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を、１１００〜１３５０℃に加熱後、１１００℃以下で累積圧下率２０％以上、圧延終了温度８００〜１０００℃で熱間圧延し、その後直ちに冷却速度が１１℃／ｓ以上で水冷停止温度が６００〜３００℃の加速冷却を行うことを特徴とする耐震性および小入熱溶接性に優れたＴＳ５９０ＭＰａ以上の高強度Ｈ形鋼の製造方法。
- 更に、Ｃｕ：０．０５〜０．５％、Ｎｉ：０．０５〜０．５％、Ｃｒ：０．０５〜０．１％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％の一種又は二種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の耐震性および小入熱溶接性に優れたＴＳ５９０ＭＰａ以上の高強度Ｈ形鋼の製造方法。
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