(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、
Ｃ  ：０．１０〜０．３０％、
Ｓｉ：≦０．１％、
Ｍｎ：≦１．６％、
Ａｌ：≦０．１０％、
Ｃｕ：０．１〜１．５％、
Ｎｉ：０．１〜１．５％、
Ｃｒ：０．１〜０．５％、
Ｍｏ：≦０．７％、
Ｎ  ：０．００１〜０．０１０％
を含有し、更に、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、
Ｖ  ：０．０１〜０．２０％、
Ｂ  ：０．０００３〜０．００３０％
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１０％
のいずれか１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる建築用鋼材であって、内部酸化層および脱炭層が鋼材表面から０．２ｍｍ以内であり、表層から０．２〜０．５ｍｍの深さの硬化部でビッカース硬さＨｖ：４２０を超え、かつ、この硬化部および母材の０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが２７Ｊ以上を有することを特徴とする高摩擦継ぎ手用鋼材。
【請求項２】
重量％で、
Ｃ  ：０．２０〜０．４０％、
Ｓｉ：≦０．１％、
Ｍｎ：≦１．６％、
Ａｌ：≦０．１０％、
Ｃｕ：０．１〜１．５％、
Ｎｉ：０．１〜１．５％、
Ｃｒ：０．１〜０．５％、
Ｍｏ：≦０．７％、
Ｎ  ：０．００１〜０．０１０％
を含有し、更に、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、
Ｖ  ：０．０１〜０．２０％、
Ｂ  ：０．０００３〜０．００３０％
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１０％
のいずれか１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる建築用鋼材であって、内部酸化層および脱炭層が鋼材表面から０．２ｍｍ以内であり、表層から０．２〜０．５ｍｍの深さの硬化部でビッカース硬さＨｖ：５２０を超え、かつ、この硬化部および母材の０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが２７Ｊ以上を有することを特徴とする高摩擦継ぎ手用鋼材。
【請求項３】
重量％で、
Ｃ  ：０．１０〜０．３０％、
Ｓｉ：≦０．１％、
Ｍｎ：≦１．６％、
Ａｌ：≦０．１０％、
Ｃｕ：０．１〜１．５％、
Ｎｉ：０．１〜１．５％、
Ｃｒ：０．１〜０．５％、
Ｍｏ：≦０．７％、
Ｎ  ：０．００１〜０．０１０％
を含有し、更に、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、
Ｖ  ：０．０１〜０．２０％、
Ｂ  ：０．０００３〜０．００３０％
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１０％
のいずれか１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋳片の表面に脱炭抑制剤を塗布し、または浸炭処理を施し、次いで、１１００〜１３００℃の温度域に再加熱した後に熱延を開始し、７００〜９００℃で熱延を終了し、表面から深さ０．５ｍｍまでをＡｃ3 点温度以上に再加熱し急冷する、内部酸化層および脱炭層が鋼材表面から０．２ｍｍ以内であり、表層から０．２〜０．５ｍｍの深さの硬化部でビッカース硬さＨｖ：４２０を超え、かつ、この硬化部および母材の０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが２７Ｊ以上を有することを特徴とする高摩擦継ぎ手用鋼材の製造方法。
【請求項４】
重量％で、
Ｃ  ：０．２０〜０．４０％、
Ｓｉ：≦０．１％、
Ｍｎ：≦１．６％、
Ａｌ：≦０．１０％、
Ｃｕ：０．１〜１．５％、
Ｎｉ：０．１〜１．５％、
Ｃｒ：０．１〜０．５％、
Ｍｏ：≦０．７％、
Ｎ  ：０．００１〜０．０１０％、
を含有し、更に、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、
Ｖ  ：０．０１〜０．２０％、
Ｂ  ：０．０００３〜０．００３０％
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１０％
のいずれか１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋳片の表面に脱炭抑制剤を塗布し、または浸炭処理を施し、次いで、１１００〜１３００℃の温度域に再加熱した後に熱延を開始し、７００〜９００℃で熱延を終了し、表面から深さ０．５ｍｍまでをＡｃ3 点温度以上に再加熱し急冷する、内部酸化層および脱炭層が鋼材表面から０．２ｍｍ以内であり、表層から０．２〜０．５ｍｍの深さの硬化部でビッカース硬さＨｖ：５２０を超え、かつ、この硬化部および母材の０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが２７Ｊ以上を有することを特徴とする高摩擦継ぎ手用鋼材の製造方法。
【請求項５】
重量％で、
Ｃ  ：０．１０〜０．３０％、
Ｓｉ：≦０．１％、
Ｍｎ：≦１．６％、
Ａｌ：≦０．１０％、
Ｃｕ：０．１〜１．５％、
Ｎｉ：０．１〜１．５％、
Ｃｒ：０．１〜０．５％、
Ｍｏ：≦０．７％、
Ｎ  ：０．００１〜０．０１０％
を含有し、更に、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、
Ｖ  ：０．０１〜０．２０％、
Ｂ  ：０．０００３〜０．００３０％
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１０％
のいずれか１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋳片の表面に脱炭抑制剤を塗布し、または浸炭処理を施し、次いで、１１００〜１３００℃の温度域に再加熱した後に熱延を開始し、７００〜９００℃で熱延を終了し、更に浸炭処理を行った後、表面から深さ０．５ｍｍまでをＡｃ3 点温度以上に再加熱し急冷する、内部酸化層および脱炭層が鋼材表面から０．２ｍｍ以内であり、表層から０．２〜０．５ｍｍの深さの硬化部でビッカース硬さＨｖ：４２０を超え、かつ、この硬化部および母材の０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが２７Ｊ以上を有することを特徴とする高摩擦継ぎ手用鋼材の製造方法。
【請求項６】
重量％で、
Ｃ  ：０．２０〜０．４０％、
Ｓｉ：≦０．１％、
Ｍｎ：≦１．６％、
Ａｌ：≦０．１０％、
Ｃｕ：０．１〜１．５％、
Ｎｉ：０．１〜１．５％、
Ｃｒ：０．１〜０．５％、
Ｍｏ：≦０．７％、
Ｎ  ：０．００１〜０．０１０％
を含有し、更に、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、
Ｖ  ：０．０１〜０．２０％、
Ｂ  ：０．０００３〜０．００３０％
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１０％
のいずれか１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋳片の表面に脱炭抑制剤を塗布し、または浸炭処理を施し、次いで、１１００〜１３００℃の温度域に再加熱した後に熱延を開始し、７００〜９００℃で熱延を終了し、更に浸炭処理を行った後、表面から深さ０．５ｍｍまでをＡｃ3 点温度以上に再加熱し急冷する、内部酸化層および脱炭層が鋼材表面から０．２ｍｍ以内であり、表層から０．２〜０．５ｍｍの深さの硬化部でビッカース硬さＨｖ：５２０を超え、かつ、この硬化部および母材の０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが２７Ｊ以上を有することを特徴とする高摩擦継ぎ手用鋼材の製造方法。
【請求項７】
重量％で、
Ｃ  ：０．１０〜０．３０％、
Ｓｉ：≦０．１％、
Ｍｎ：≦１．６％、
Ａｌ：≦０．１０％、
Ｃｕ：０．１〜１．５％、
Ｎｉ：０．１〜１．５％、
Ｃｒ：０．１〜０．５％、
Ｍｏ：≦０．７％、
Ｎ  ：０．００１〜０．０１０％
を含有し、更に、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、
Ｖ  ：０．０１〜０．２０％、
Ｂ  ：０．０００３〜０．００３０％
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１０％
のいずれか１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋳片を１１００〜１３００℃の温度域に再加熱した後に熱延を開始し、７００〜９００℃で熱延を終了し、浸炭処理を行った後、表面から深さ０．５ｍｍまでをＡｃ3 点温度以上に再加熱し急冷する、内部酸化層および脱炭層が鋼材表面から０．２ｍｍ以内であり、表層から０．２〜０．５ｍｍの深さの硬化部でビッカース硬さＨｖ：４２０を超え、かつ、この硬化部および母材の０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが２７Ｊ以上を有することを特徴とする高摩擦継ぎ手用鋼材の製造方法。
【請求項８】
重量％で、
Ｃ  ：０．２０〜０．４０％、
Ｓｉ：≦０．１％、
Ｍｎ：≦１．６％、
Ａｌ：≦０．１０％、
Ｃｕ：０．１〜１．５％、
Ｎｉ：０．１〜１．５％、
Ｃｒ：０．１〜０．５％、
Ｍｏ：≦０．７％、
Ｎ  ：０．００１〜０．０１０％
を含有し、更に、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、
Ｖ  ：０．０１〜０．２０％、
Ｂ  ：０．０００３〜０．００３０％
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１０％
のいずれか１種または２種以上を含有し、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋳片を１１００〜１３００℃の温度域に再加熱した後に熱延を開始し、７００〜９００℃で熱延を終了し、浸炭処理を行った後、表面から深さ０．５ｍｍまでをＡｃ3 点温度以上に再加熱し急冷する、内部酸化層および脱炭層が鋼材表面から０．２ｍｍ以内であり、表層から０．２〜０．５ｍｍの深さの硬化部でビッカース硬さＨｖ：５２０を超え、かつ、この硬化部および母材の０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが２７Ｊ以上を有することを特徴とする高摩擦継ぎ手用鋼材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、建造物の構造部材、特に、建造物の接合部材として使用される高張力圧延形鋼から形成されるスプリットＴ形鋼、継ぎ手用圧延鋼板などの継ぎ手用部材およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
建造物の超高層化、安全基準の厳格化等から、建造物の柱用に用いられる鋼材は、一層の高張力化、高靱性化、低降伏比と共に溶接接合部の高度の信頼性が求められている。このような要求特性を満足するには、従来は圧延終了後に焼準処理等の熱処理を施すことが行われてきた。しかし、当然のことながら、この熱処理工程の付加により製造コストが上昇するため、圧延ままで高性能の材質特性および溶接接合特性が得られるような新しい合金設計による形鋼鋼材とその製造方法の開発の必要に迫られている。
【０００３】
上述した形鋼鋼材としては、圧延Ｈ形鋼が多く用いられているが、Ｈ形鋼をユニバーサル圧延により製造すると、圧延造形上からの圧延条件（圧延温度、圧下率など）の制限およびその形状の特異性からウエブ、フランジ、フィレットの各部位で圧延仕上げ温度、圧下率、冷却速度に差を生じる。その結果、部位間に強度、延性、靱性のバラツキが発生し、例えば溶接構造用圧延鋼材（ＪＩＳ  Ｇ３１０６）等の基準に満たない部位が生じる。さらに、圧延造形により製品の寸法精度を得るために高温圧延を指向するので板厚の厚いフランジ部は高温圧延となり、圧延終了後の鋼材冷却も徐冷となる。その結果、ミクロ組織は粗粒化し、強度、靱性が低下する。
【０００４】
一方、圧延プロセスでの組織微細化法として、ＴＭＣＰ(Thermo-Mechanical- Control Process ）があるが、形鋼圧延では、圧延条件に制限があるので、鋼材でのＴＭＣＰのような低温・大圧下圧延の適用は困難である。また、厚鋼板分野ではＶＮの析出効果を利用し高強度・高靱性鋼を製造する、例えば特公昭６２−５０５４８号公報、特公昭６２−５４８６２号公報に開示された技術が提案されている。しかし、これらの方法を本発明が対象とする継ぎ手用部材の製造に適用した場合には、高濃度の固溶Ｎを含有することから、生成するベイナイト組織内に高炭素島状マルテンサイトを生成し、靱性が著しく低下して規格値をクリアーすることは困難であるという問題があった。
【０００５】
更に、フランジを有する形鋼、例えばＨ形鋼における柱と梁の接合は、Ｈ形鋼同士を結合する部材はＴ型の鋳鋼部材或いは通常の強度・靱性を有する厚鋼板を多数枚接合部に溶接して高力ボルト接合する、いわゆるダイヤフラム継ぎ手を予め施工するか、鉄骨組み立て加工時に施工する方式を採用せざるを得なかった。阪神大震災およびノースリッジ地震では、鋼構造物の破壊がこの溶接部の欠陥を起点に発生していた事実がある。また、溶接接合の信頼性の欠如から、柱と梁とを溶接なしでＴ形鋼継ぎ手を介して両者をボルト接合により機械接合する方法が採用されてきた（図１）。しかし、前述の継ぎ手方法を実現するためには、より強度で表面硬化させた高摩擦係数を有するＴ形鋼を開発する必要がある。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記問題を解決すべくなされたもので、建造物の構造部材、特に、建造物の接合部材として使用される高張力圧延形鋼から成形されるスプリットＴ形鋼、継ぎ手用圧延鋼板などの継ぎ手用部材およびその製造方法を提供するものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明は、上述の建造物の接合部材として使用される高張力圧延形鋼から成形されるスプリットＴ形鋼、継ぎ手用圧延鋼板などの継ぎ手用部材として使用される鋼材において、焼き入れ性低下の原因である内部酸化層の生成を抑制し、Ｆｅより酸化しにくいＣｕ，Ｎｉを添加し、鋳片加熱時にこれらを表層部に濃化させることにより表面硬度を上昇させ、また、Ｃｒを添加することにより粒界酸化抑制を図り、更に、脱炭抑制や浸炭処理を応用することにより鋼材表層部の硬化層を有する高摩擦継ぎ手用鋼材を得ることに成功したものである。その要旨は次の通りである。
（１）  重量％で、
Ｃ  ：０．１０〜０．３０％、
Ｓｉ：≦０．１％、
Ｍｎ：≦１．６％、
Ａｌ：≦０．１０％、
Ｃｕ：０．１〜１．５％、
Ｎｉ：０．１〜１．５％、
Ｃｒ：０．１〜０．５％、
Ｍｏ：≦０．７％、
Ｎ  ：０．００１〜０．０１０％
を含有し、更に、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、
Ｖ  ：０．０１〜０．２０％、
Ｂ  ：０．０００３〜０．００３０％
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１０％
のいずれか１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる建築用鋼材であって、内部酸化層および脱炭層が鋼材表面から０．２ｍｍ以内であり、表層から０．２〜０．５ｍｍの深さの硬化部でビッカース硬さＨｖ：４２０を超え、かつ、この硬化部および母材の０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが２７Ｊ以上を有することを特徴とする高摩擦継ぎ手用鋼材。
（２）  重量％で、
Ｃ  ：０．２０〜０．４０％、
Ｓｉ：≦０．１％、
Ｍｎ：≦１．６％、
Ａｌ：≦０．１０％、
Ｃｕ：０．１〜１．５％、
Ｎｉ：０．１〜１．５％、
Ｃｒ：０．１〜０．５％、
Ｍｏ：≦０．７％、
Ｎ  ：０．００１〜０．０１０％
を含有し、更に、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、
Ｖ  ：０．０１〜０．２０％、
Ｂ  ：０．０００３〜０．００３０％
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１０％
のいずれか１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる建築用鋼材であって、内部酸化層および脱炭層が鋼材表面から０．２ｍｍ以内であり、表層から０．２〜０．５ｍｍの深さの硬化部でビッカース硬さＨｖ：５２０を超え、かつ、この硬化部および母材の０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが２７Ｊ以上を有することを特徴とする高摩擦継ぎ手用鋼材。
（３）  重量％で、
Ｃ  ：０．１０〜０．３０％、
Ｓｉ：≦０．１％、
Ｍｎ：≦１．６％、
Ａｌ：≦０．１０％、
Ｃｕ：０．１〜１．５％、
Ｎｉ：０．１〜１．５％、
Ｃｒ：０．１〜０．５％、
Ｍｏ：≦０．７％、
Ｎ  ：０．００１〜０．０１０％
を含有し、更に、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、
Ｖ  ：０．０１〜０．２０％、
Ｂ  ：０．０００３〜０．００３０％
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１０％
のいずれか１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋳片の表面に脱炭抑制剤を塗布し、または浸炭処理を施し、次いで、１１００〜１３００℃の温度域に再加熱した後に熱延を開始し、７００〜９００℃で熱延を終了し、表面から深さ０．５ｍｍまでをＡｃ3 点温度以上に再加熱し急冷する、内部酸化層および脱炭層が鋼材表面から０．２ｍｍ以内であり、表層から０．２〜０．５ｍｍの深さの硬化部でビッカース硬さＨｖ：４２０を超え、かつ、この硬化部および母材の０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが２７Ｊ以上を有することを特徴とする高摩擦継ぎ手用鋼材の製造方法。
（４）重量％で、
Ｃ  ：０．２０〜０．４０％、
Ｓｉ：≦０．１％、
Ｍｎ：≦１．６％、
Ａｌ：≦０．１０％、
Ｃｕ：０．１〜１．５％、
Ｎｉ：０．１〜１．５％、
Ｃｒ：０．１〜０．５％、
Ｍｏ：≦０．７％、
Ｎ  ：０．００１〜０．０１０％
を含有し、更に、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、
Ｖ  ：０．０１〜０．２０％、
Ｂ  ：０．０００３〜０．００３０％
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１０％
のいずれか１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋳片の表面に脱炭抑制剤を塗布し、または浸炭処理を施し、次いで、１１００〜１３００℃の温度域に再加熱した後に熱延を開始し、７００〜９００℃で熱延を終了し、表面から深さ０．５ｍｍまでをＡｃ3 点温度以上に再加熱し急冷する、内部酸化層および脱炭層が鋼材表面から０．２ｍｍ以内であり、表層から０．２〜０．５ｍｍの深さの硬化部でビッカース硬さＨｖ：５２０を超え、かつ、この硬化部および母材の０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが２７Ｊ以上を有することを特徴とする高摩擦継ぎ手用鋼材の製造方法。
（５）  重量％で、
Ｃ  ：０．１０〜０．３０％、
Ｓｉ：≦０．１％、
Ｍｎ：≦１．６％、
Ａｌ：≦０．１０％、
Ｃｕ：０．１〜１．５％、
Ｎｉ：０．１〜１．５％、
Ｃｒ：０．１〜０．５％、
Ｍｏ：≦０．７％、
Ｎ  ：０．００１〜０．０１０％
を含有し、更に、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、
Ｖ  ：０．０１〜０．２０％、
Ｂ  ：０．０００３〜０．００３０％
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１０％
のいずれか１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋳片の表面に脱炭抑制剤を塗布し、または浸炭処理を施し、次いで、１１００〜１３００℃の温度域に再加熱した後に熱延を開始し、７００〜９００℃で熱延を終了し、更に浸炭処理を行った後、表面から深さ０．５ｍｍまでをＡｃ3 点温度以上に再加熱し急冷する、内部酸化層および脱炭層が鋼材表面から０．２ｍｍ以内であり、表層から０．２〜０．５ｍｍの深さの硬化部でビッカース硬さＨｖ：４２０を超え、かつ、この硬化部および母材の０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが２７Ｊ以上を有することを特徴とする高摩擦継ぎ手用鋼材の製造方法。
（６）  重量％で、
Ｃ  ：０．２０〜０．４０％、
Ｓｉ：≦０．１％、
Ｍｎ：≦１．６％、
Ａｌ：≦０．１０％、
Ｃｕ：０．１〜１．５％、
Ｎｉ：０．１〜１．５％、
Ｃｒ：０．１〜０．５％、
Ｍｏ：≦０．７％、
Ｎ  ：０．００１〜０．０１０％、
を含有し、更に、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、
Ｖ  ：０．０１〜０．２０％、
Ｂ  ：０．０００３〜０．００３０％
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１０％
のいずれか１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋳片の表面に脱炭抑制剤を塗布し、または浸炭処理を施し、次いで、１１００〜１３００℃の温度域に再加熱した後に熱延を開始し、７００〜９００℃で熱延を終了し、更に浸炭処理を行った後、表面から深さ０．５ｍｍまでをＡｃ3 点温度以上に再加熱し急冷する、内部酸化層および脱炭層が鋼材表面から０．２ｍｍ以内であり、表層から０．２〜０．５ｍｍの深さの硬化部でビッカース硬さＨｖ：５２０を超え、かつ、この硬化部および母材の０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが２７Ｊ以上を有することを特徴とする高摩擦継ぎ手用鋼材の製造方法。
（７）重量％で、
Ｃ  ：０．１０〜０．３０％、
Ｓｉ：≦０．１％、
Ｍｎ：≦１．６％、
Ａｌ：≦０．１０％、
Ｃｕ：０．１〜１．５％、
Ｎｉ：０．１〜１．５％、
Ｃｒ：０．１〜０．５％、
Ｍｏ：≦０．７％、
Ｎ  ：０．００１〜０．０１０％
を含有し、更に、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、
Ｖ  ：０．０１〜０．２０％、
Ｂ  ：０．０００３〜０．００３０％
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１０％
のいずれか１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋳片を１１００〜１３００℃の温度域に再加熱した後に熱延を開始し、７００〜９００℃で熱延を終了し、浸炭処理を行った後、表面から深さ０．５ｍｍまでをＡｃ3 点温度以上に再加熱し急冷する、内部酸化層および脱炭層が鋼材表面から０．２ｍｍ以内であり、表層から０．２〜０．５ｍｍの深さの硬化部でビッカース硬さＨｖ：４２０を超え、かつ、この硬化部および母材の０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが２７Ｊ以上を有することを特徴とする高摩擦継ぎ手用鋼材の製造方法。
（８）重量％で、
Ｃ  ：０．２０〜０．４０％、
Ｓｉ：≦０．１％、
Ｍｎ：≦１．６％、
Ａｌ：≦０．１０％、
Ｃｕ：０．１〜１．５％、
Ｎｉ：０．１〜１．５％、
Ｃｒ：０．１〜０．５％、
Ｍｏ：≦０．７％、
Ｎ  ：０．００１〜０．０１０％、
を含有し、更に、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、
Ｖ  ：０．０１〜０．２０％、
Ｂ  ：０．０００３〜０．００３０％
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１０％
のいずれか１種または２種以上を含有し、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋳片を１１００〜１３００℃の温度域に再加熱した後に熱延を開始し、７００〜９００℃で熱延を終了し、浸炭処理を行った後、表面から深さ０．５ｍｍまでをＡｃ3 点温度以上に再加熱し急冷する、内部酸化層および脱炭層が鋼材表面から０．２ｍｍ以内であり、表層から０．２〜０．５ｍｍの深さの硬化部でビッカース硬さＨｖ：５２０を超え、かつ、この硬化部および母材の０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが２７Ｊ以上を有することを特徴とする高摩擦継ぎ手用鋼材の製造方法。
【０００８】
【発明の実施の形態】
高摩擦特性を有するスプリットＴ形鋼では、高摩擦係数を満足させる表面硬度を得るために、表面を焼き入れし、表面硬度Ｈｖ≧４２０、更には、表面硬度Ｈｖ≧５２０を目標としているが、焼き入れを行っても表面から０．５ｍｍまでは完全にはマルテンサイト変態しないことから前記の目標表面硬度が得られない。本発明者らは、その原因としては、スラブの高温加熱において、表面からおよそ０．５ｍｍ厚さの内部酸化層中にはＭｎ酸化物の生成によるＭｎ希薄帯と（ＭｎＳｉ）−Ｏの存在によるγ／α変態点の上昇およびＳｉ添加によるファイヤライトの生成により生じる粒界酸化層、これに加えて、表面から０．５ｍｍまでは脱炭α相が生成して炭素欠乏層が存在することに起因していることを見いだした。また、本発明者らは、６０キロ級の高張力Ｈ形鋼の粒界酸化メカニズムを鋭意研究を重ねた結果、内部酸化層の生成および脱炭α相の生成は、高張力Ｈ形鋼のフランジ内面に発生するシーム疵と密接な関係があり、このシーム疵が腐食、孔食の起点として作用し、耐候性を著しく阻害するものであること、そして、このシーム疵が、スラブエッジングによるフランジ内面歪集中部での皺の形成と、この折れ込みにより発生することも解明できた。本発明者らは、このシーム疵発生防止対策として、皺の形成抑制に寄与する微量元素添加によるスラブ表面での粒界酸化層の生成とその影響、そして粒界酸化層の生成抑制および脱炭α相の生成抑制ついて研究を重ねた。
【０００９】
また、本発明者らは、通常のＣｒ，Ｍｏ添加された５５キロ級高張力Ｈ形鋼の表層部における硬度変化を観察するために、上記成分を有するスラブを１２８０℃で加熱後、９パスで熱延仕上げ温度：９６０℃で板厚２２ｍｍの鋼材を製造し、表層部をショットブラスト後、９２０℃の温度で高周波焼き入れを行い、鋼材最表面から中心に向けて硬度を測定した。その結果、図２に示すように表層から約１ｍｍの部位で、目標とするＨｖ：４２０以上の硬度に近づくものの、それより表層側では硬度が上がらないことが判明した。更に、この原因を調査し、内部酸化層の合金元素の濃度分布を観察した。その結果、図３に示すように、Ｍｎ，Ｓｉの内部酸化により脱合金層が形成されており、これに加えて脱炭α相が生成していることが判明した。
【００１０】
上記問題点を改善するには、内部酸化層の厚さの低減と、内部酸化層上への合金濃化層の生成が想起される。先ず、粒界酸化により内部酸化層の厚さが増加し、表面焼き入れ硬化性が低下することになる。この抑制には、低Ｓｉ化（粒界ファイヤライトの生成阻止）と、Ｍｎより酸化し易い元素であるＣｒ添加が有効である。加えて、鉄より酸化し難いＣｕ，Ｎｉ，Ｍｏが高温酸化により内部酸化層上へ濃化し、これにより表面焼き入れ硬化性の向上が達成されたものである。また、脱炭α相の生成はスラブ高温加熱時に必然的に起こる現象であるため、スラブ加熱の際に鋳片の表面に脱炭抑制剤を塗布するか、または浸炭処理を施して炭素富化を行うことで鋼材最表層部における硬度を確保することが可能になったものである。
【００１１】
すなわち、本発明においては、鋼材表面を高硬度化するためにＦｅより酸化しにくいＣｕ，Ｎｉを添加し、更に、粒界酸化を抑制するためにＣｒを添加すると、図４に示すように、Ｃｕ，Ｎｉはスラブ加熱時に表面濃化していることが分かった。この図４はＣＭＡ解析で観察した状態を示している。このようなＣｕ，Ｎｉの表面濃化があれば鋼材表層から０．５ｍｍまでの部位の硬度上昇に伴う焼き入れ性向上を確保しうる。この表面硬度上昇の状態を図５に示す。図５は、Ｃｕ，Ｎｉの添加量を、Ｃｕ，Ｎｉとも１．０％、０．５％、０．３％の３種類とＣｕ，Ｎｉ添加フリーの状態における鋼材表層部からの距離に依存する硬度変化を観察したものであるが、この図５から分かるように、Ｃｕ，Ｎｉ量を適切に添加した場合には、Ｃｕ，Ｎｉ添加フリーのものに比較し、鋼材表層部から０．２〜０．５ｍｍの部位においても確実に硬度の上昇を得ることができている。
【００１２】
また、Ｃｒ添加が粒界酸化相生成を抑制する機構は、１）酸素は、表面からγ粒界をパスに内方拡散するが、ＣｒはＦｅより酸化し易いためにＣｒ酸化物を生成し、粒界酸化層を形成しない、２）Ｃｒ2 Ｏ3 と、ＦｅＯとは容易にＦｅＯ・Ｃｒ2 Ｏ3 （スピネル）を生成し、このスピネルには多量の陽イオン空孔を要すると考えられ、この陽イオン空孔を介して拡散するＣｒおよびＦｅイオンとγ粒界を経て内方拡散してくる酸素とが結合し酸化物を形成するために、酸素の粒界拡散が阻害される、３）スピネルを生成することにより、低融点のファイヤライトの生成が抑制され粒界酸化層を形成しない、等と考えられる。
【００１３】
更に、図２で示したような脱炭α相の生成を抑制するためには、スラブ加熱の際に鋳片の表面に脱炭抑制剤を塗布するか、または浸炭処理を施して炭素富化を行うことで鋼材最表層部における硬度を確保しうることが可能であり、この具体的方法としては、脱炭抑制剤としてマグネシア、マグネシアとアルミナの混合物が有効であり、また浸炭処理としてはスラブ加熱炉中に原料ガスとしてメタン、プロパン、ブタンや希釈ガス等を充填して浸炭ガス雰囲気下で浸炭処理を行うことが好ましい。また、圧延後、再加熱前に浸炭処理を行っても良い。
【００１４】
このように、本発明は、前述の鋼材の表層部硬度向上の要因を製造プロセスの観点から探索した結果、Ｃｕ，Ｎｉを添加し、スラブ加熱時に、鋼材表層部にＣｕ，Ｎｉを濃化させ、Ｃｒ添加により粒界酸化を抑制し、更に、スラブ加熱時に起こる脱炭α相の生成抑制のために鋳片の表面に脱炭抑制剤を塗布するか、または浸炭処理を施して鋼材表層部の炭素富化を行うことで、表層から０．２〜０．５ｍｍの部位の硬度をＨｖ：４２０以上、鋼材成分によってはＨｖ：５２０以上という硬度上昇を確保するものである。
【００１５】
次に、本発明による高摩擦継ぎ手用鋼材の合金成分範囲とその製造方法について詳細に説明する。
炭素（Ｃ）は、高張力Ｈ形鋼の母材の降伏強度、引張強度および高硬度を確保するために、０．１０〜０．４０％の範囲で添加する。特に、鋼材表層部硬度がＨｖ：４２０以上を確保する場合には、前記Ｃ量は０．１０〜０．３０％の範囲が好ましく、更に硬度が必要な場合、特にＨｖ：５２０以上を確保する場合には、前記Ｃ量は０．２０〜０．４０％の範囲が好ましい。
【００１６】
珪素（Ｓｉ）は、母材の強度確保、溶鋼の予備脱酸などに必要であるが、０．１％以上の添加は、ＭｎＳｉ・Ｏを形成し、内部酸化層増加および粒界酸化を促す２ＳｉＯ2 ＦｅＯを形成する傾向を強めることになるので少ないほど好ましく、上限を０．１％とする。
マンガン（Ｍｎ）は、母材の強度確保に有効な元素であるが、母材および溶接部の靱性および割れ性に対する許容濃度を増し、しかもＭｎＳを生成し、孔食の起点となり耐候性を著しく阻害するため、その上限を１．６％とする。
【００１７】
クロム（Ｃｒ）は、本発明において重要な元素であり、ＦｅＯ・Ｃｒ2 Ｏ3 スピネルを生成することにより、低融点のファイヤライトを生成して粒界酸化を形成しないために、また母材強度上昇の意味からも、少なくとも０．１％以上は必要であるが、０．５％を超える過剰な添加は、Ｃｒ・Ｏとなって内部酸化層を形成するため、その上限を０．５％とする。
【００１８】
アルミニウム（Ａｌ）は、強力な脱酸元素であり、脱酸と鋼の清浄化およびＡｌＮを析出させ固溶Ｎを固定し、靱性を向上させるため０．１０％を上限として添加される。しかし、Ｃａ，Ｍｇ，ＲＥＭ等を添加し、これらの微細酸化物を積極的に利用する場合には、多量のＡｌ添加ではＣａ，Ｍｇ，ＲＥＭ等の微細酸化物形成を阻害するために、できるだけ少ない方が好ましい。
【００１９】
次に、本発明では、Ｎｉ，Ｃｕの添加が必須となる。これらの元素は、共に高強度化元素として、何れも母材の強度を高め、しかも加熱時に鋼材表層部に濃化層を形成する重要な元素である。Ｎｉ、Ｃｕの添加量は、それぞれ０．１〜１．５％の範囲で添加される。Ｍｏは母材強度および表層合金濃化に有効な元素であるが、過剰な添加はＭｏ炭化物を析出して固溶Ｍｏとして焼き入れ性向上効果が飽和するので０．７％以下添加する必要がある。
【００２０】
また、本発明では、更なる添加元素としてＴｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｂの何れか１種または２種以上を適量含むことが有効である。ニオブ（Ｎｂ）およびバナジウム（Ｖ）は、焼き入れ性を上昇させ、強度を増加させる目的から、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｖ：０．０１〜０．２０％がそれぞれ添加される。しかし、Ｎｂの場合には０．１０％、Ｖの場合には０．２０％を超えるとＮｂ炭窒化物或いはＶ炭窒化物の析出量が増加し、固溶Ｎｂ或いは固溶Ｖとしての効果が飽和するためにＮｂ：０．１０％、Ｖ：０．２０％を上限とし、また、焼き入れ性、母材の強度確保の点から下限をＮｂ：０．００５％、Ｖ：０．０１％とした。
【００２１】
チタン（Ｔｉ）は、ＴｉＮを析出し、固溶Ｎを低減することにより島状マルテンサイトの生成を抑制し、微細析出したＴｉＮはγ相の微細化に寄与する。これらの効果は０．００５％以上の添加で発揮され、これらのＴｉの作用により組織を微細化し強度・靱性を向上させる。しかし、０．０２５％以上の過剰な添加は、ＴｉＣを析出し、その析出効果により母材および溶接熱影響部の靱性を劣化させるので上限を０．０２５％とした。
【００２２】
ボロン（Ｂ）は、鋼材の焼き入れ性に重要な元素であり、０．０００３〜０．００３０％添加される。
窒素（Ｎ）は、窒化物を形成し、γ粒の結晶化に寄与するが、過剰な固溶Ｎは靱性を劣化させるのでＮ含有量は０．００１〜０．０１０％添加される。
Ｍｇ，Ｃａ，ＲＥＭは、孔食の起点となり耐候性を低下させるＭｎＳの生成を防止する目的で、より高温安定性の高いＭｇ，Ｃａ，ＲＥＭの硫化物を形成させ、Ｓを固定するために添加されるのである。Ｍｇは、合金化によりＭｇ含有濃度を低減し、溶鋼への添加時の脱酸反応を抑制し、添加時の安全確保とＭｇの歩留まりを向上させ、更にＭｇＯの微細酸化物を生成させ、これらを微細分散させることにより鋼の強度および靱性向上に寄与させる目的で０．０００１〜０．０１０％添加する。また、Ｃａ，ＲＥＭは、何れもスラブ割れ防止の目的からそれぞれ０．０００５〜０．００５０％、０．０００５〜０．０１０％の範囲で添加される。
【００２３】
内部酸化層および脱炭層がが鋼材表面から０．２ｍｍ以内と規定したのは、高摩擦継ぎ手として使用される場合には、高硬度部が表面から０．２〜０．５ｍｍの深さ位置で必要であるからである。また、この位置の硬度が、Ｈｖ：４２０以上、或いはＨｖ：５２０以上を超える硬度としたのは、表面に突起加工し、この突起の梁鋼材への食い込みにより継ぎ手性能を高めるためである。従って、硬化層は硬く、厚いほどその効果は高まるが、必要な高摩擦係数を測定した結果、平行突起の場合で表面硬度Ｈｖ：４２０以上、同心円状突起の場合でＨｖ：５２０以上を超える硬度を必要としたからである。
【００２４】
次に、本発明における製造方法について説明する。
本発明において重要なプロセスは、スラブ加熱温度を１１００〜１３００℃の高温スラブ加熱を行う必要があることである。これは、前述の高温スラブ加熱において、高温加熱酸化により内部酸化層上へのＮｉ，Ｃｕ，Ｍｏの濃化層を鋼材表層部に生成させるものである。高温加熱酸化において、内部酸化層上へＮｉ，Ｃｕ，Ｍｏが濃化する理由は、これら金属の酸化物の生成エネルギーは鉄酸化物（ＦｅＯ）より高いため酸化物を生成できず、内部酸化層上に取り残され濃化するためである。１２５０℃の加熱結果では、Ｎｉ，Ｃｕ，Ｍｏの濃化層が、およそ３０μｍ厚さほど形成される。これが圧延により延伸され、延伸比に対応しほぼ比例して薄くなる。すなわち、厚さが１／１０になった場合には、ほぼその厚さは３μｍとなる。
【００２５】
また、本発明が対象とする継ぎ手用部材は、建築用構造部材として使用するため、靱性はシャルピー衝撃値で２７Ｊ以上を必要とする。
図６に４種類の異なる鋼組成を有するスラブについてのスラブ加熱温度・熱延仕上げ温度とシャルピー衝撃値との関係を示す。この図６から分かるように、スラブ加熱温度および熱延仕上げ温度を低下させることることにより靱性、すなわちシャルピー衝撃値が向上していくのが分かる。これは、圧延温度と圧下率を制御する制御圧延によりオーステナイトの再結晶・未再結晶温度域において組織微細化を達成するためである。
【００２６】
また、本発明においては、脱炭α相の生成を抑制し、鋼材最表層部における硬度を確保するために、スラブ加熱の際に鋳片の表面に脱炭抑制剤を塗布するか、または浸炭処理を施して炭素富化を行うが、脱炭抑制剤としてマグネシア、マグネシアとアルミナの混合物が有効であり、また浸炭処理としてはスラブ加熱炉中に原料ガスとしてメタン、プロパン、ブタンや希釈ガス等を充填して浸炭ガス雰囲気下で浸炭処理を行うことが好ましい。なお、この浸炭処理の実施は圧延後、再加熱前でも良い。
【００２７】
【実施例】
＜実施例１＞
試作Ｈ形鋼として、表１に示す化学成分値を有する鋼を転炉溶製し、合金を添加後、予備脱酸処理を行い、溶鋼の酸素濃度を調整後、Ｃａ、Ｍｇ合金、ＲＥＭを添加し、連続鋳造により２５０〜３００ｍｍ厚鋳片に鋳造した。
【００２８】
【表１】
0004261684.tif 000002
【００２９】
鋳片の冷却はモールド下方の二次冷却帯の水量と鋳片の引き抜き速度の選択により制御した。こうして得られた鋳片を加熱し、粗圧延工程を経て図７に示すユニバーサル圧延装置列でＨ形鋼に圧延し、更に再加熱、急冷することにより表面硬度を上昇させた。この時の加熱、圧延、脱炭抑制剤塗布、浸炭処理の条件を表２に示した。
【００３０】
【表２】
0004261684.tif 000003
【００３１】
このようにして得られたＨ形鋼の機械的性質を表３に示した。
【００３２】
【表３】
0004261684.tif 000004
【００３３】
このように、本発明による鋼組成と製造方法の両者の条件が全て満足された時に表３に示すような、十分な強度、靱性、表層部硬度を有する高摩擦継ぎ手用鋼材の生産が可能になる。
【００３４】
なお、本発明が対象とする圧延形鋼は、上記実施例のＨ形鋼に限らずＩ形鋼、山形鋼、溝形鋼、不等辺不等厚山形鋼等のフランジを有する形鋼にも適用できることは勿論である。
【００３５】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明は、建造物の構造部材、特に、建造物の接合部材として使用される高張力圧延形鋼から成形されるスプリットＴ形鋼、継ぎ手用圧延鋼板などの継ぎ手用部材を低コストで、しかも簡易な製造方法で提供できることが可能になる。
【図面の簡単な説明】
【図１】スプリットＴ継ぎ手を示す図。
【図２】従来の鋼材における板厚方向の硬度分布を示す図。
【図３】鋼材表層部における内部酸化層および脱炭α層生成による合金元素の濃度分布を示す図。
【図４】本発明による合金元素の鋼材表層部への濃化の状態を示す図。
【図５】本発明による合金元素添加による表面硬度上昇を示す図。
【図６】スラブ加熱温度および熱延仕上げ温度によるシャルピー衝撃値の変化を示す図。
【図７】本発明において使用されるユニバーサル圧延装置列を示す図。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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