JPH0776724A - 靭性の優れた形鋼の製造方法 - Google Patents
靭性の優れた形鋼の製造方法Info
- Publication number
- JPH0776724A JPH0776724A JP22612993A JP22612993A JPH0776724A JP H0776724 A JPH0776724 A JP H0776724A JP 22612993 A JP22612993 A JP 22612993A JP 22612993 A JP22612993 A JP 22612993A JP H0776724 A JPH0776724 A JP H0776724A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- rolling
- steel
- molten steel
- weight
- dissolved oxygen
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Landscapes
- Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 建築物の構造部材に用いる靭性の優れた形鋼
を経済的に製造する。 【構成】 製鋼工程で特定成分に調整した後、特定の溶
存酸素量に対し、特定量のＡｌを添加して脱酸を行い、
製造した連続鋳造鋳片を、形鋼圧延工程で粗圧延・中間
圧延・仕上圧延を経た後、必要に応じて中間圧延工程の
パス間で鋼材表層部の温度をＡr3−２０℃以下、Ａr3−
１００℃以上に水冷し、その復熱過程で少なくとも１回
以上圧延し、７５０〜１０５０℃の温度範囲で圧延を終
了させ、６５０℃から４００℃までの冷却速度を０．０
１〜０．３０℃／ｓの低速度で徐冷却することにより、
マクロ偏析に過飽和に固溶したＣ，Ｎを焼戻してそれぞ
れ炭化物、窒化物に析出させることにより、特にフィレ
ット部の靭性低下を抑制する。
を経済的に製造する。 【構成】 製鋼工程で特定成分に調整した後、特定の溶
存酸素量に対し、特定量のＡｌを添加して脱酸を行い、
製造した連続鋳造鋳片を、形鋼圧延工程で粗圧延・中間
圧延・仕上圧延を経た後、必要に応じて中間圧延工程の
パス間で鋼材表層部の温度をＡr3−２０℃以下、Ａr3−
１００℃以上に水冷し、その復熱過程で少なくとも１回
以上圧延し、７５０〜１０５０℃の温度範囲で圧延を終
了させ、６５０℃から４００℃までの冷却速度を０．０
１〜０．３０℃／ｓの低速度で徐冷却することにより、
マクロ偏析に過飽和に固溶したＣ，Ｎを焼戻してそれぞ
れ炭化物、窒化物に析出させることにより、特にフィレ
ット部の靭性低下を抑制する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、建造物の構造部材とし
て用いられる形鋼の製造方法に係わるものである。
て用いられる形鋼の製造方法に係わるものである。
【０００２】
【従来の技術】建築物の超高層化、安全基準の厳格化な
どから、柱、梁用に用いられるＨ形鋼には一層の高強度
化、高靭性化、低降伏点化が求められている。このよう
な要求特性を満たすために、従来は圧延−冷却終了後に
焼準処理などの熱処理を施すことが行われた。熱処理の
付加は熱処理コストと生産効率の低下など大幅なコスト
上昇を招き、経済性に問題があった。特にフランジを有
する形鋼、例えばＨ形鋼を連続鋳造スラブを素材として
ユニバーサル熱間圧延で製造すると、フィレット部にお
いて靭性が著しく悪化する。この理由は、連続鋳造スラ
ブを素材とするユニバーサル圧延では素材中心偏析部が
圧延中に集積され、マクロ偏析が出現していない部位よ
りもＰ，Ｓ等の不純物元素がフェライト結晶粒界に濃化
し、脆くなるためである。その結果、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。特にフィレット部ではベイナイトや島状
マルテンサイトを生成し、一般鋼よりも一層靭性が低下
する。その結果、例えば、前記ＪＩＳ規格等の基準に満
たない部位が生じるものである。
どから、柱、梁用に用いられるＨ形鋼には一層の高強度
化、高靭性化、低降伏点化が求められている。このよう
な要求特性を満たすために、従来は圧延−冷却終了後に
焼準処理などの熱処理を施すことが行われた。熱処理の
付加は熱処理コストと生産効率の低下など大幅なコスト
上昇を招き、経済性に問題があった。特にフランジを有
する形鋼、例えばＨ形鋼を連続鋳造スラブを素材として
ユニバーサル熱間圧延で製造すると、フィレット部にお
いて靭性が著しく悪化する。この理由は、連続鋳造スラ
ブを素材とするユニバーサル圧延では素材中心偏析部が
圧延中に集積され、マクロ偏析が出現していない部位よ
りもＰ，Ｓ等の不純物元素がフェライト結晶粒界に濃化
し、脆くなるためである。その結果、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。特にフィレット部ではベイナイトや島状
マルテンサイトを生成し、一般鋼よりも一層靭性が低下
する。その結果、例えば、前記ＪＩＳ規格等の基準に満
たない部位が生じるものである。
【０００３】この偏析の集積に対する対策については、
例えば、特開平２−４６９６０号公報、特開平２−１５
８５７号公報等にみられるように、素材製造段階の連続
鋳造時に、中心のマクロ偏析の生成そのものを抑制する
方法があるが、いずれも連続鋳造設備に特殊な圧下装置
の設置が必要なため、製造コストの上昇等、経済性に問
題があった。この課題を解決するためには圧延ままで高
性能の材質特性が得られるように、新しい製造法の開発
が必要となった。
例えば、特開平２−４６９６０号公報、特開平２−１５
８５７号公報等にみられるように、素材製造段階の連続
鋳造時に、中心のマクロ偏析の生成そのものを抑制する
方法があるが、いずれも連続鋳造設備に特殊な圧下装置
の設置が必要なため、製造コストの上昇等、経済性に問
題があった。この課題を解決するためには圧延ままで高
性能の材質特性が得られるように、新しい製造法の開発
が必要となった。
【０００４】ＴＭＣＰによる細粒化法により高強度、高
靭性化も周知であるが造形上の制約からフィレット部に
おいては高温圧延となり、十分に細粒とはならなかっ
た。また、厚鋼板分野ではＶＮの析出効果を利用し高強
度・高靭性鋼を製造する、例えば特公昭６２−５０５４
８号公報、特公昭６２−５４８６２号公報の技術が提案
されている。しかしながら、この従来法では、Ｖ添加に
よる製造原価の上昇、Ｎの成分コントロールが困難なた
め、安価で安定した製造ができなかった。
靭性化も周知であるが造形上の制約からフィレット部に
おいては高温圧延となり、十分に細粒とはならなかっ
た。また、厚鋼板分野ではＶＮの析出効果を利用し高強
度・高靭性鋼を製造する、例えば特公昭６２−５０５４
８号公報、特公昭６２−５４８６２号公報の技術が提案
されている。しかしながら、この従来法では、Ｖ添加に
よる製造原価の上昇、Ｎの成分コントロールが困難なた
め、安価で安定した製造ができなかった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記の課題
を解決するために、製鋼、圧延および冷却までの工程を
総合的に対象とした新規な製造方法により、圧延ままで
フィレット部において、靭性の優れた圧延形鋼を低コス
トで提供することを目的とする。
を解決するために、製鋼、圧延および冷却までの工程を
総合的に対象とした新規な製造方法により、圧延ままで
フィレット部において、靭性の優れた圧延形鋼を低コス
トで提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明は、上記の課題を
解決するためになされたものであり、その特徴点は製鋼
過程において適正な脱酸処理を行い、溶鋼の清浄化、溶
存酸素濃度調整、合金元素のうちＡｌの添加順序の変更
等により、Ａｌ添加量の制御を行い、鋼中に多数の微細
な複合酸化物を分散させることにより粒内フェライトを
生成させて、ミクロ組織を細粒化し、最終仕上げ圧延後
に圧延後の冷却工程において徐冷却させ、脆さの１つの
原因である組織中の過飽和固溶Ｃ，Ｎを焼き戻してそれ
ぞれ炭化物、窒化物に析出させることにより、フィレッ
ト部の靭性を向上させることにある。さらに必要に応じ
て中間圧延工程のパス間で鋼材表層部の温度をＡr3−２
０℃以下、Ａr3−１００℃以上に水冷し、その復熱過程
で少なくとも１回以上圧延し、さらにミクロ組織の細粒
化を行い、フィレット部の靭性を向上させる。即ち、本
発明は格別な設備を必要とせず経済的で効率良く靭性の
優れた高品質の鋼材の製造方法を提供するものである。
解決するためになされたものであり、その特徴点は製鋼
過程において適正な脱酸処理を行い、溶鋼の清浄化、溶
存酸素濃度調整、合金元素のうちＡｌの添加順序の変更
等により、Ａｌ添加量の制御を行い、鋼中に多数の微細
な複合酸化物を分散させることにより粒内フェライトを
生成させて、ミクロ組織を細粒化し、最終仕上げ圧延後
に圧延後の冷却工程において徐冷却させ、脆さの１つの
原因である組織中の過飽和固溶Ｃ，Ｎを焼き戻してそれ
ぞれ炭化物、窒化物に析出させることにより、フィレッ
ト部の靭性を向上させることにある。さらに必要に応じ
て中間圧延工程のパス間で鋼材表層部の温度をＡr3−２
０℃以下、Ａr3−１００℃以上に水冷し、その復熱過程
で少なくとも１回以上圧延し、さらにミクロ組織の細粒
化を行い、フィレット部の靭性を向上させる。即ち、本
発明は格別な設備を必要とせず経済的で効率良く靭性の
優れた高品質の鋼材の製造方法を提供するものである。
【０００７】本発明の要旨は、 （１）重量％でＣ：０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：０．
０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．０４〜２．０％、Ｎ：
０．００３〜０．０１５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０
２５％を含み、残部がＦｅ、及び不可避不純物からなる
溶鋼を予備脱酸処理によって溶存酸素を重量％で０．０
０３〜０．０１５％に調整後、さらに金属アルミもしく
はフェロアルミの添加により脱酸し、該Ａｌ含有量が重
量％で０．００５〜０．０１５％で、かつ溶鋼の溶存酸
素〔Ｏ％〕に対し、−０．００４≦〔Ａｌ％〕−１．１
〔Ｏ％〕≦０．００６の関係を満たす鋳片に連続鋳造で
鋳造し、該鋳片を１１００〜１３００℃の温度域に再加
熱後に圧延を開始し、７５０〜１０５０℃の温度範囲で
圧延を終了させ、圧延終了後に６５０〜４００℃までの
冷却速度を０．０１℃／ｓ〜０．３０℃／ｓの範囲内で
冷却して製造することを特徴とする靭性の優れた形鋼の
製造方法。 （２）重量％でＣ：０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：０．
０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．４〜２．０％、Ｎ：０．
００３〜０．０１５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５
％を含み、残部がＦｅ、及び不可避不純物からなる溶鋼
を予備脱酸処理によって溶存酸素を重量％で０．００３
〜０．０１５％に調整後、さらに金属アルミもしくはフ
ェロアルミの添加により脱酸し、該Ａｌ含有量が重量％
で０．００５〜０．０１５％で、かつ溶鋼の溶存酸素
〔Ｏ％〕に対し、−０．００４≦〔Ａｌ％〕−１．１
〔Ｏ％〕≦０．００６の関係を満たす鋳片に連続鋳造で
鋳造し、該鋳片を１１００〜１３００℃の温度域に再加
熱後に圧延を開始し、中間圧延工程のパス間で鋼材表層
部の温度をＡr3−２０℃以下、Ａr3−１００℃以上に水
冷し、その復熱過程で少なくとも１回以上圧延し、７５
０〜１０５０℃の温度範囲で圧延を終了させ、圧延終了
後に６５０〜４００℃までの冷却速度を０．０１℃／ｓ
〜０．３０℃／ｓの範囲内で冷却して製造することを特
徴とする靭性の優れた形鋼の製造方法。 （３）重量％でＣ：０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：０．
０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．４〜２．０％、Ｎ：０．
００３〜０．０１５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５
％を含み、加えてＶ≦０．２０％、Ｃｒ≦０．７％、Ｎ
ｂ≦０．０５％、Ｎｉ≦１．０％、Ｃｕ≦１．０％、Ｍ
ｏ≦０．３％、の１種または２種以上を含み、残部がＦ
ｅ、及び不可避不純物からなる溶鋼を予備脱酸処理によ
って溶存酸素を重量％で０．００３〜０．０１５％に調
整後、さらに金属アルミもしくはフェロアルミの添加に
より脱酸し、該Ａｌ含有量が重量％で０．００５〜０．
０１５％で、かつ溶鋼の溶存酸素〔Ｏ％〕に対し、−
０．００４≦〔Ａｌ％〕−１．１〔Ｏ％〕≦０．００６
の関係を満たす鋳片に連続鋳造で鋳造し、該鋳片を１１
００〜１３００℃の温度域に再加熱後に圧延を開始し、
７５０〜１０５０℃の温度範囲で圧延を終了させ、圧延
終了後に６５０〜４００℃までの冷却速度を０．０１℃
／ｓ〜０．３０℃／ｓの範囲内で冷却して製造すること
を特徴とする靭性の優れた形鋼の製造方法。 （４）重量％でＣ：０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：０．
０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．４〜２．０％、Ｎ：０．
００３〜０．０１５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５
％を含み、加えてＶ≦０．２０％、Ｃｒ≦０．７％、Ｎ
ｂ≦０．０５％、Ｎｉ≦１．０％、Ｃｕ≦１．０％、Ｍ
ｏ≦０．３％、の１種または２種以上を含み、残部がＦ
ｅ、及び不可避不純物からなる溶鋼を予備脱酸処理によ
って溶存酸素を重量％で０．００３〜０．０１５％に調
整後、さらに金属アルミもしくはフェロアルミの添加に
より脱酸し、該Ａｌ含有量が重量％で０．００５〜０．
０１５％で、かつ溶鋼の溶存酸素〔Ｏ％〕に対し、−
０．００４≦〔Ａｌ％〕−１．１〔Ｏ％〕≦０．００６
の関係を満たす鋳片に連続鋳造で鋳造し、該鋳片を１１
００〜１３００℃の温度域に再加熱後に圧延を開始し、
中間圧延工程のパス間で鋼材表層部の温度をＡr3−２０
℃以下、Ａr3−１００℃以上に水冷し、その復熱過程で
少なくとも１回以上圧延し、７５０〜１０５０℃の温度
範囲で圧延を終了させ、圧延終了後に６５０〜４００℃
までの冷却速度を０．０１℃／ｓ〜０．３０℃／ｓの範
囲内で冷却して製造することを特徴とする靭性の優れた
形鋼の製造方法。
０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．０４〜２．０％、Ｎ：
０．００３〜０．０１５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０
２５％を含み、残部がＦｅ、及び不可避不純物からなる
溶鋼を予備脱酸処理によって溶存酸素を重量％で０．０
０３〜０．０１５％に調整後、さらに金属アルミもしく
はフェロアルミの添加により脱酸し、該Ａｌ含有量が重
量％で０．００５〜０．０１５％で、かつ溶鋼の溶存酸
素〔Ｏ％〕に対し、−０．００４≦〔Ａｌ％〕−１．１
〔Ｏ％〕≦０．００６の関係を満たす鋳片に連続鋳造で
鋳造し、該鋳片を１１００〜１３００℃の温度域に再加
熱後に圧延を開始し、７５０〜１０５０℃の温度範囲で
圧延を終了させ、圧延終了後に６５０〜４００℃までの
冷却速度を０．０１℃／ｓ〜０．３０℃／ｓの範囲内で
冷却して製造することを特徴とする靭性の優れた形鋼の
製造方法。 （２）重量％でＣ：０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：０．
０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．４〜２．０％、Ｎ：０．
００３〜０．０１５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５
％を含み、残部がＦｅ、及び不可避不純物からなる溶鋼
を予備脱酸処理によって溶存酸素を重量％で０．００３
〜０．０１５％に調整後、さらに金属アルミもしくはフ
ェロアルミの添加により脱酸し、該Ａｌ含有量が重量％
で０．００５〜０．０１５％で、かつ溶鋼の溶存酸素
〔Ｏ％〕に対し、−０．００４≦〔Ａｌ％〕−１．１
〔Ｏ％〕≦０．００６の関係を満たす鋳片に連続鋳造で
鋳造し、該鋳片を１１００〜１３００℃の温度域に再加
熱後に圧延を開始し、中間圧延工程のパス間で鋼材表層
部の温度をＡr3−２０℃以下、Ａr3−１００℃以上に水
冷し、その復熱過程で少なくとも１回以上圧延し、７５
０〜１０５０℃の温度範囲で圧延を終了させ、圧延終了
後に６５０〜４００℃までの冷却速度を０．０１℃／ｓ
〜０．３０℃／ｓの範囲内で冷却して製造することを特
徴とする靭性の優れた形鋼の製造方法。 （３）重量％でＣ：０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：０．
０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．４〜２．０％、Ｎ：０．
００３〜０．０１５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５
％を含み、加えてＶ≦０．２０％、Ｃｒ≦０．７％、Ｎ
ｂ≦０．０５％、Ｎｉ≦１．０％、Ｃｕ≦１．０％、Ｍ
ｏ≦０．３％、の１種または２種以上を含み、残部がＦ
ｅ、及び不可避不純物からなる溶鋼を予備脱酸処理によ
って溶存酸素を重量％で０．００３〜０．０１５％に調
整後、さらに金属アルミもしくはフェロアルミの添加に
より脱酸し、該Ａｌ含有量が重量％で０．００５〜０．
０１５％で、かつ溶鋼の溶存酸素〔Ｏ％〕に対し、−
０．００４≦〔Ａｌ％〕−１．１〔Ｏ％〕≦０．００６
の関係を満たす鋳片に連続鋳造で鋳造し、該鋳片を１１
００〜１３００℃の温度域に再加熱後に圧延を開始し、
７５０〜１０５０℃の温度範囲で圧延を終了させ、圧延
終了後に６５０〜４００℃までの冷却速度を０．０１℃
／ｓ〜０．３０℃／ｓの範囲内で冷却して製造すること
を特徴とする靭性の優れた形鋼の製造方法。 （４）重量％でＣ：０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：０．
０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．４〜２．０％、Ｎ：０．
００３〜０．０１５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５
％を含み、加えてＶ≦０．２０％、Ｃｒ≦０．７％、Ｎ
ｂ≦０．０５％、Ｎｉ≦１．０％、Ｃｕ≦１．０％、Ｍ
ｏ≦０．３％、の１種または２種以上を含み、残部がＦ
ｅ、及び不可避不純物からなる溶鋼を予備脱酸処理によ
って溶存酸素を重量％で０．００３〜０．０１５％に調
整後、さらに金属アルミもしくはフェロアルミの添加に
より脱酸し、該Ａｌ含有量が重量％で０．００５〜０．
０１５％で、かつ溶鋼の溶存酸素〔Ｏ％〕に対し、−
０．００４≦〔Ａｌ％〕−１．１〔Ｏ％〕≦０．００６
の関係を満たす鋳片に連続鋳造で鋳造し、該鋳片を１１
００〜１３００℃の温度域に再加熱後に圧延を開始し、
中間圧延工程のパス間で鋼材表層部の温度をＡr3−２０
℃以下、Ａr3−１００℃以上に水冷し、その復熱過程で
少なくとも１回以上圧延し、７５０〜１０５０℃の温度
範囲で圧延を終了させ、圧延終了後に６５０〜４００℃
までの冷却速度を０．０１℃／ｓ〜０．３０℃／ｓの範
囲内で冷却して製造することを特徴とする靭性の優れた
形鋼の製造方法。
【０００８】
【作用】鋼材の靭性は、合金成分、結晶粒径による依存
性を有する、即ち、組織中に固溶する成分が少ないほ
ど、あるいは、組織中のフェライト粒が細粒であるほ
ど、靭性は向上する。連続鋳造スラブを素材としてユニ
バーサル熱間圧延により、フランジを有する形鋼、例え
ばＨ形鋼を製造する場合、フィレット部において素材の
中心偏析が集積され、偏析成分が著しく濃化する。ま
た、同時にフィレット部は他の部位と比較して圧延温度
が高いため、熱間圧延を行っても、例えばフランジ部や
ウェブ部よりもフェライト粒は粗粒化する。
性を有する、即ち、組織中に固溶する成分が少ないほ
ど、あるいは、組織中のフェライト粒が細粒であるほ
ど、靭性は向上する。連続鋳造スラブを素材としてユニ
バーサル熱間圧延により、フランジを有する形鋼、例え
ばＨ形鋼を製造する場合、フィレット部において素材の
中心偏析が集積され、偏析成分が著しく濃化する。ま
た、同時にフィレット部は他の部位と比較して圧延温度
が高いため、熱間圧延を行っても、例えばフランジ部や
ウェブ部よりもフェライト粒は粗粒化する。
【０００９】また、強度の高い形鋼を製造する場合に
は、以下の強化機構を利用することが知られている。 フェライト結晶粒径の微細化 合金元素による固溶体強化 微細析出物による析出強化 このうち、の合金元素による固溶体強化が最も一般的
であるが、例えば、代表的な固溶体強化元素であるＭｎ
の添加は著しく鋼材の焼入れ性を高め、フェライト＋パ
ーライト組織をベイナイト組織に変化させる。ベイナイ
ト組織を生成し易い成分系鋼を圧延Ｈ形鋼に適用した場
合は、特に圧延工程で素材である連続鋳造スラブの中心
偏析部が集積されるように加工されるフィレット部にお
いて上記Ｍｎが偏析成分として濃化し、ベイナイトおよ
び島状マルテンサイト組織分率が著しく高くなる。その
結果として特に靭性が低下し、場合によっては割れ性が
発生し、ＵＴ欠陥等が出現する。
は、以下の強化機構を利用することが知られている。 フェライト結晶粒径の微細化 合金元素による固溶体強化 微細析出物による析出強化 このうち、の合金元素による固溶体強化が最も一般的
であるが、例えば、代表的な固溶体強化元素であるＭｎ
の添加は著しく鋼材の焼入れ性を高め、フェライト＋パ
ーライト組織をベイナイト組織に変化させる。ベイナイ
ト組織を生成し易い成分系鋼を圧延Ｈ形鋼に適用した場
合は、特に圧延工程で素材である連続鋳造スラブの中心
偏析部が集積されるように加工されるフィレット部にお
いて上記Ｍｎが偏析成分として濃化し、ベイナイトおよ
び島状マルテンサイト組織分率が著しく高くなる。その
結果として特に靭性が低下し、場合によっては割れ性が
発生し、ＵＴ欠陥等が出現する。
【００１０】本発明の特徴は組織中に過飽和に固溶した
ＣやＮを圧延終了後６５０〜４００℃の温度域で徐冷す
ることにより、安定炭化物として析出させ、ベイナイト
あるいは島状マルテンサイトの生成を防止し、靭性の低
下を抑制させるところにある。つぎに本発明が対象とす
る基本成分範囲の限定理由について述べる。
ＣやＮを圧延終了後６５０〜４００℃の温度域で徐冷す
ることにより、安定炭化物として析出させ、ベイナイト
あるいは島状マルテンサイトの生成を防止し、靭性の低
下を抑制させるところにある。つぎに本発明が対象とす
る基本成分範囲の限定理由について述べる。
【００１１】まず、Ｃは鋼の強度を向上させる有効な成
分として添加するもので０．０４％未満では、構造用鋼
として必要な強度が得られず、また０．２０％を超える
過剰の添加は、母材靭性、耐溶接割れ性、溶接熱影響部
靭性等を著しく低下させるので、下限を０．０４％、上
限を０．２０％とした。Ｓｉは母材の強度確保、溶鋼の
予備脱酸等に必要であるが、０．５０％を超えると溶接
熱影響部内に硬化組織の高炭素マルテンサイトを生成
し、溶接継手部靭性を著しく低下させる。また、０．０
５％未満では必要な溶鋼の予備脱酸ができないため、Ｓ
ｉ含有量を０．０５％〜０．５０％の範囲に限定した。
分として添加するもので０．０４％未満では、構造用鋼
として必要な強度が得られず、また０．２０％を超える
過剰の添加は、母材靭性、耐溶接割れ性、溶接熱影響部
靭性等を著しく低下させるので、下限を０．０４％、上
限を０．２０％とした。Ｓｉは母材の強度確保、溶鋼の
予備脱酸等に必要であるが、０．５０％を超えると溶接
熱影響部内に硬化組織の高炭素マルテンサイトを生成
し、溶接継手部靭性を著しく低下させる。また、０．０
５％未満では必要な溶鋼の予備脱酸ができないため、Ｓ
ｉ含有量を０．０５％〜０．５０％の範囲に限定した。
【００１２】Ｍｎは母材の強度、靭性の確保には０．４
％以上の添加が必要であるが、溶接部の靭性、割れ性等
の許容できる範囲内で上限を２．０％とした。Ｎは不可
避不純物として鋼中に混入する元素であり、過剰に固溶
すると靭性を低下させる元素であるため、できるだけ低
減することが望ましいが、０．００３％未満とすると、
脱Ｎのためのコストがかかり、製造原価が高くなるの
で、下限を０．００３％とした。他方０．０１５％を超
えると母材靭性が劣化し、連続鋳造時に鋼片に表面割れ
性が生じるため０．０１５％を上限とした。
％以上の添加が必要であるが、溶接部の靭性、割れ性等
の許容できる範囲内で上限を２．０％とした。Ｎは不可
避不純物として鋼中に混入する元素であり、過剰に固溶
すると靭性を低下させる元素であるため、できるだけ低
減することが望ましいが、０．００３％未満とすると、
脱Ｎのためのコストがかかり、製造原価が高くなるの
で、下限を０．００３％とした。他方０．０１５％を超
えると母材靭性が劣化し、連続鋳造時に鋼片に表面割れ
性が生じるため０．０１５％を上限とした。
【００１３】ＴｉはＴｉ系酸化物を生成し、圧延時に粒
内フェライトの生成を促進させ、あるいは微細なＴｉＮ
を析出させ、オーステナイトの細粒化と粒内フェライト
の生成を促進し、母材及び溶接部の靭性を向上させる効
果があるが、０．００５％未満では酸化物中のＴｉ含有
量が不足し、粒内フェライト生成核としての作用が低下
し、他方０．０２５％を超えると過剰なＴｉはＴｉＣを
生成し、析出硬化を生じ靭性を著しく低下させるため
０．００５〜０．０２５％に制限した。
内フェライトの生成を促進させ、あるいは微細なＴｉＮ
を析出させ、オーステナイトの細粒化と粒内フェライト
の生成を促進し、母材及び溶接部の靭性を向上させる効
果があるが、０．００５％未満では酸化物中のＴｉ含有
量が不足し、粒内フェライト生成核としての作用が低下
し、他方０．０２５％を超えると過剰なＴｉはＴｉＣを
生成し、析出硬化を生じ靭性を著しく低下させるため
０．００５〜０．０２５％に制限した。
【００１４】不可避不純物として含有するＰ，Ｓはその
量について特に限定しないが、凝固時のマクロ偏析によ
り溶接割れや靭性の低下が生じるので、極力低減すべき
であり、また、本発明でＰ，Ｓ量が、目的とする量まで
低減できるのは、それぞれ０．０２％未満である。以上
が本発明の対象となる鋼の基本成分であるが、母材強度
の上昇及び靭性向上の目的で、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｎｂ、
Ｃｕ、の１種または２種以上を含有することができる。
量について特に限定しないが、凝固時のマクロ偏析によ
り溶接割れや靭性の低下が生じるので、極力低減すべき
であり、また、本発明でＰ，Ｓ量が、目的とする量まで
低減できるのは、それぞれ０．０２％未満である。以上
が本発明の対象となる鋼の基本成分であるが、母材強度
の上昇及び靭性向上の目的で、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｎｂ、
Ｃｕ、の１種または２種以上を含有することができる。
【００１５】まず、ＶはＶＮとして粒内フェライト組織
の生成とその細粒化、高温強度の確保のために極めて重
要であるが、０．２０％超では析出物が過剰になり、母
材靭性や溶接熱影響部靭性が劣化するため上限を０．２
０％に制限した。Ｎｉは、母材の強靱性を高める極めて
有効な元素であるが、１．０％超の添加は合金コストを
増加させ経済的でないので上限を１．０％とした。
の生成とその細粒化、高温強度の確保のために極めて重
要であるが、０．２０％超では析出物が過剰になり、母
材靭性や溶接熱影響部靭性が劣化するため上限を０．２
０％に制限した。Ｎｉは、母材の強靱性を高める極めて
有効な元素であるが、１．０％超の添加は合金コストを
増加させ経済的でないので上限を１．０％とした。
【００１６】Ｃｒは焼入れ性を向上させ、母材の強化、
高温強化に有効である。しかし、０．７％を超える過剰
の添加は、靭性及び硬化性の観点から有害となるため上
限を０．７％とした。Ｎｂは母材の強靱化には有効であ
るが、０．０５％を超える過剰の添加は靭性及び硬化性
の観点から有害となるため上限を０．０５％とした。
高温強化に有効である。しかし、０．７％を超える過剰
の添加は、靭性及び硬化性の観点から有害となるため上
限を０．７％とした。Ｎｂは母材の強靱化には有効であ
るが、０．０５％を超える過剰の添加は靭性及び硬化性
の観点から有害となるため上限を０．０５％とした。
【００１７】Ｃｕは母材の強化、耐候性に有効な元素で
あるが、応力除去焼鈍による焼戻し脆性、溶接割れ、熱
間加工割れなどを考慮して、上限を１．０％とした。Ｍ
ｏは母材の強化に有効な元素であるが、溶接割れ、熱間
加工割れなどを考慮して、上限を０．３％とした。溶鋼
の予備脱酸処理を行い、溶存酸素を重量％で０．００３
〜０．０１５％に制御するのは、溶鋼を高清浄化すると
同時に鋳片内に微細な酸化物を分散させるために極めて
重要だからである。予備脱酸後の〔Ｏ〕濃度が０．００
３％未満では粒内フェライト変態を促進する粒内フェラ
イト生成核の複合酸化物が減少し、細粒化できないため
靭性は向上できない。一方、０．０１５％を超える場合
は、他の条件を満たしていても、酸化物が粗粒化し、脆
性破壊の発生起点となり、靭性を低下させる。以上の理
由により、予備脱酸後の〔Ｏ〕濃度を０．００３〜０．
０１５％に限定した。
あるが、応力除去焼鈍による焼戻し脆性、溶接割れ、熱
間加工割れなどを考慮して、上限を１．０％とした。Ｍ
ｏは母材の強化に有効な元素であるが、溶接割れ、熱間
加工割れなどを考慮して、上限を０．３％とした。溶鋼
の予備脱酸処理を行い、溶存酸素を重量％で０．００３
〜０．０１５％に制御するのは、溶鋼を高清浄化すると
同時に鋳片内に微細な酸化物を分散させるために極めて
重要だからである。予備脱酸後の〔Ｏ〕濃度が０．００
３％未満では粒内フェライト変態を促進する粒内フェラ
イト生成核の複合酸化物が減少し、細粒化できないため
靭性は向上できない。一方、０．０１５％を超える場合
は、他の条件を満たしていても、酸化物が粗粒化し、脆
性破壊の発生起点となり、靭性を低下させる。以上の理
由により、予備脱酸後の〔Ｏ〕濃度を０．００３〜０．
０１５％に限定した。
【００１８】なお、予備脱酸処理は真空脱ガスとＡｌ、
Ｓｉ、Ｚｒ、Ｃａ、Ｍｇ脱酸の１種あるいは２種以上の
組合せで行った。その理由は真空脱ガス処理は直接溶鋼
中の酸素をガス及びＣＯガスとして除去し、Ａｌ、Ｓ
ｉ、Ｚｒ、Ｃａ、Ｍｇ等の強脱酸により生成する酸化物
系介在物は浮上し除去しやすいため、溶鋼の清浄化に極
めて効果的だからである。
Ｓｉ、Ｚｒ、Ｃａ、Ｍｇ脱酸の１種あるいは２種以上の
組合せで行った。その理由は真空脱ガス処理は直接溶鋼
中の酸素をガス及びＣＯガスとして除去し、Ａｌ、Ｓ
ｉ、Ｚｒ、Ｃａ、Ｍｇ等の強脱酸により生成する酸化物
系介在物は浮上し除去しやすいため、溶鋼の清浄化に極
めて効果的だからである。
【００１９】Ａｌは強力な脱酸元素であるが、０．０１
５％超の含有は粒内フェライト変態を促進する複合酸化
物が形成されず、靭性の低下がもたらされ、一方、０．
００５％未満では目的の複合酸化物が生成できないた
め、０．００５〜０．０１５％に制限した。さらに溶鋼
のＡｌ含有量〔Ａｌ％〕を溶鋼の溶存酸素〔Ｏ％〕に対
し−０．００４≦〔Ａｌ％〕−１．１〔Ｏ％〕≦０．０
０６％の関係を満たすように制限したのは、この関係に
おいて重量％でＡｌが〔Ｏ〕濃度に対し過剰である場合
は複合酸化物の生成数が減少し、粒内フェライト生成核
としては無効なＡｌ2 Ｏ3 を多数生成して組織の細粒化
ができず靭性が低下し、重量％でＡｌが〔Ｏ〕濃度に対
し過少である場合は粒内フェライト核となる複合酸化物
が著しく減少するため組織の細粒化ができず靭性が低下
するためである。Ａｌの添加順序を最後とするのは製鋼
の初期段階で添加した場合にはＡｌは脱酸力が強く、粒
内フェライト生成核としては無効なＡｌ2 Ｏ3 を生成
し、浮上し易いためと、低融点の複合酸化物ができにく
いためである。
５％超の含有は粒内フェライト変態を促進する複合酸化
物が形成されず、靭性の低下がもたらされ、一方、０．
００５％未満では目的の複合酸化物が生成できないた
め、０．００５〜０．０１５％に制限した。さらに溶鋼
のＡｌ含有量〔Ａｌ％〕を溶鋼の溶存酸素〔Ｏ％〕に対
し−０．００４≦〔Ａｌ％〕−１．１〔Ｏ％〕≦０．０
０６％の関係を満たすように制限したのは、この関係に
おいて重量％でＡｌが〔Ｏ〕濃度に対し過剰である場合
は複合酸化物の生成数が減少し、粒内フェライト生成核
としては無効なＡｌ2 Ｏ3 を多数生成して組織の細粒化
ができず靭性が低下し、重量％でＡｌが〔Ｏ〕濃度に対
し過少である場合は粒内フェライト核となる複合酸化物
が著しく減少するため組織の細粒化ができず靭性が低下
するためである。Ａｌの添加順序を最後とするのは製鋼
の初期段階で添加した場合にはＡｌは脱酸力が強く、粒
内フェライト生成核としては無効なＡｌ2 Ｏ3 を生成
し、浮上し易いためと、低融点の複合酸化物ができにく
いためである。
【００２０】上記の製造方法で溶製した溶鋼を連続鋳造
機により鋳片に製造した後、１１００〜１３００℃の温
度域に再加熱する。この温度域に再加熱温度を限定した
のは、熱間加工による形鋼の製造には塑性変形を容易に
するため１１００℃以上の加熱が必要であり、また、加
熱炉の性能、経済性から上限を１３００℃とした。加熱
した鋼材は、粗圧延、中間圧延、仕上圧延の各工程によ
って圧延成形を行う。圧延終了温度を７５０〜１０５０
℃としたのは、低温圧延ほど靭性は向上するが、形鋼の
造形上７５０℃未満での加工は困難であり、また１０５
０℃を超えての加工は粗粒組織を生成して靭性が低下す
るためである。
機により鋳片に製造した後、１１００〜１３００℃の温
度域に再加熱する。この温度域に再加熱温度を限定した
のは、熱間加工による形鋼の製造には塑性変形を容易に
するため１１００℃以上の加熱が必要であり、また、加
熱炉の性能、経済性から上限を１３００℃とした。加熱
した鋼材は、粗圧延、中間圧延、仕上圧延の各工程によ
って圧延成形を行う。圧延終了温度を７５０〜１０５０
℃としたのは、低温圧延ほど靭性は向上するが、形鋼の
造形上７５０℃未満での加工は困難であり、また１０５
０℃を超えての加工は粗粒組織を生成して靭性が低下す
るためである。
【００２１】また、中間圧延工程での圧延パス間におい
て鋼材表層部の温度をＡr3−２０℃以下、Ａr3−１００
℃以上に水冷し、その復熱過程で少なくとも１回以上圧
延し、７５０〜１０５０℃の温度範囲で圧延を終了させ
るのは、低温圧延で表層部を極細粒な組織とし、その後
の復熱により、フェライトからオーステナイトへ再変態
させ、加工歪を除去するためである。この水冷と圧延パ
ス、復熱の組み合わせにより、鋼材表層部は歪のない極
細粒なフェライト＋パーライト組織となり、靭性が向上
する。
て鋼材表層部の温度をＡr3−２０℃以下、Ａr3−１００
℃以上に水冷し、その復熱過程で少なくとも１回以上圧
延し、７５０〜１０５０℃の温度範囲で圧延を終了させ
るのは、低温圧延で表層部を極細粒な組織とし、その後
の復熱により、フェライトからオーステナイトへ再変態
させ、加工歪を除去するためである。この水冷と圧延パ
ス、復熱の組み合わせにより、鋼材表層部は歪のない極
細粒なフェライト＋パーライト組織となり、靭性が向上
する。
【００２２】熱間圧延後に６５０〜４００℃までの温度
域での平均冷却速度を０．０１〜０．３０℃／ｓとした
のはフィレット部内に過飽和に固溶し、靭性を低下させ
るＣ，Ｎを徐冷却により、冷却過程で焼戻しさせること
で炭化物、窒化物として析出させ、靭性を向上させるた
めであり、０．０１℃／ｓ未満では、充分に炭化物化、
窒化物化が進行し、靭性は充分に改善されるものの生産
効率に支障をきたすため下限値を０．０１℃／ｓとし、
０．３０℃／ｓ超では炭化物化、窒化物化が不充分で靭
性の改善効果は小さいため上限値を０．３０℃／ｓとし
た。
域での平均冷却速度を０．０１〜０．３０℃／ｓとした
のはフィレット部内に過飽和に固溶し、靭性を低下させ
るＣ，Ｎを徐冷却により、冷却過程で焼戻しさせること
で炭化物、窒化物として析出させ、靭性を向上させるた
めであり、０．０１℃／ｓ未満では、充分に炭化物化、
窒化物化が進行し、靭性は充分に改善されるものの生産
効率に支障をきたすため下限値を０．０１℃／ｓとし、
０．３０℃／ｓ超では炭化物化、窒化物化が不充分で靭
性の改善効果は小さいため上限値を０．３０℃／ｓとし
た。
【００２３】以下本発明について、実施例に基づいて説
明する。
明する。
【００２４】
【実施例】試作形鋼は転炉溶製し、成分調整後、連続鋳
造により２４０mm〜３００mm厚鋳片に鋳造した後、図１
に示すレイアウトの加熱炉１で加熱し、粗圧延機２で粗
圧延した後、引き続いて、第１中間圧延機３、第２中間
圧延機４、仕上圧延機５で所定の寸法のＨ形鋼となるま
で成形を行う。圧延後の冷却速度は冷却床６またはオフ
ライン７において鋼材間隔を調整して冷却するかあるい
は保冷用のカバーにて鋼材を覆いつつ冷却することによ
り６５０〜４００℃間の冷却速度を０．０１〜０．３０
℃／ｓに調整する。
造により２４０mm〜３００mm厚鋳片に鋳造した後、図１
に示すレイアウトの加熱炉１で加熱し、粗圧延機２で粗
圧延した後、引き続いて、第１中間圧延機３、第２中間
圧延機４、仕上圧延機５で所定の寸法のＨ形鋼となるま
で成形を行う。圧延後の冷却速度は冷却床６またはオフ
ライン７において鋼材間隔を調整して冷却するかあるい
は保冷用のカバーにて鋼材を覆いつつ冷却することによ
り６５０〜４００℃間の冷却速度を０．０１〜０．３０
℃／ｓに調整する。
【００２５】機械特性は、図２に示すＨ形鋼８のフラン
ジ９の板厚ｔ2 の中心部（１／２ｔ 2 ）でフランジ幅全
長（Ｂ）の１／４幅（１／４Ｂ）、１／２幅（１／２
Ｂ）から、及び、ウェブ１０の中心部で、ウェブ高さの
１／２部（１／２Ｈ）から試験片を採取して求めた。な
お、これらの箇所の特性を求めたのは、フランジ１／４
Ｂとウェブ１／２Ｈ部はフランジ部とウェブ部の各々の
平均的な機械特性を示し、フランジ１／２Ｂは靭性が最
も低下するフィレット部に相当するので、これら３箇所
によりＨ形鋼の機械試験特性を代表できるとしたためで
ある。
ジ９の板厚ｔ2 の中心部（１／２ｔ 2 ）でフランジ幅全
長（Ｂ）の１／４幅（１／４Ｂ）、１／２幅（１／２
Ｂ）から、及び、ウェブ１０の中心部で、ウェブ高さの
１／２部（１／２Ｈ）から試験片を採取して求めた。な
お、これらの箇所の特性を求めたのは、フランジ１／４
Ｂとウェブ１／２Ｈ部はフランジ部とウェブ部の各々の
平均的な機械特性を示し、フランジ１／２Ｂは靭性が最
も低下するフィレット部に相当するので、これら３箇所
によりＨ形鋼の機械試験特性を代表できるとしたためで
ある。
【００２６】表１は、試作鋼の化学成分値を示し、表２
は圧延と冷却条件に対する機械試験特性を示す。なお、
加熱温度を１２８０℃に揃えたのは、一般的に加熱温度
の低減は、機械特性を向上させることは周知であり、高
温加熱条件は機械特性の最低値を示すと推定され、この
値がそれ以下の加熱温度での特性を代表できると判断し
たためである。
は圧延と冷却条件に対する機械試験特性を示す。なお、
加熱温度を１２８０℃に揃えたのは、一般的に加熱温度
の低減は、機械特性を向上させることは周知であり、高
温加熱条件は機械特性の最低値を示すと推定され、この
値がそれ以下の加熱温度での特性を代表できると判断し
たためである。
【００２７】
【表１】
【００２８】
【表２】
【００２９】表２に示すように本発明による鋼１〜６
は、フランジ１／４Ｂ部、ウェブ１／２Ｈ部、フランジ
１／２Ｂで目標の母材強度（前記ＪＩＳＧ３１０６）と
０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー値１２０（Ｊ）
以上を充分に満たすと同時にフランジ１／４Ｂ部、ウェ
ブ１／２Ｈ部の０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー
値と比較しても大きな差は発生していないので問題な
い。一方、比較鋼の鋼７は、圧延終了後６５０〜４００
℃間の平均冷却速度は０．３２℃／ｓであるが、母材強
度は規格を満たすものの、フィレット部に相当するフラ
ンジ１／２Ｂで０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー
値が１１０（Ｊ）以下であり、本発明鋼よりもフランジ
１／２Ｂ部のシャルピー衝撃吸収エネルギーが低いのと
同時に、同一の鋼材に関して、フランジ１／４Ｂ部、ウ
ェブ１／２Ｈ部の０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギ
ー値と比較して著しく低い値となっている。鋼８は、フ
ランジ板厚が２４mmで鋼７のフランジ板厚３５mmよりも
１１mm薄いサイズで圧延終了後６５０〜４００℃間の平
均冷却速度は１．２１℃／ｓであるが、フランジ１／２
Ｂで０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー値は鋼７の
場合と同様にフィレット部に相当するフランジ１／２Ｂ
で０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー値が１１０
（Ｊ）以下であり、本発明鋼よりもフランジ１／２Ｂ部
のシャルピー衝撃吸収エネルギーが低いのと同時に、同
一の鋼材に関して、フランジ１／４Ｂ部、ウェブ１／２
Ｈ部の０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー値と比較
して著しく低い値となっている。さらに鋼９では、フラ
ンジ板厚が６０mmと厚く、圧延終了後６５０〜４００℃
間の平均冷却速度は０．２０℃／ｓであるが、フランジ
１／２での靭性の低下はさらに顕著となる。
は、フランジ１／４Ｂ部、ウェブ１／２Ｈ部、フランジ
１／２Ｂで目標の母材強度（前記ＪＩＳＧ３１０６）と
０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー値１２０（Ｊ）
以上を充分に満たすと同時にフランジ１／４Ｂ部、ウェ
ブ１／２Ｈ部の０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー
値と比較しても大きな差は発生していないので問題な
い。一方、比較鋼の鋼７は、圧延終了後６５０〜４００
℃間の平均冷却速度は０．３２℃／ｓであるが、母材強
度は規格を満たすものの、フィレット部に相当するフラ
ンジ１／２Ｂで０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー
値が１１０（Ｊ）以下であり、本発明鋼よりもフランジ
１／２Ｂ部のシャルピー衝撃吸収エネルギーが低いのと
同時に、同一の鋼材に関して、フランジ１／４Ｂ部、ウ
ェブ１／２Ｈ部の０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギ
ー値と比較して著しく低い値となっている。鋼８は、フ
ランジ板厚が２４mmで鋼７のフランジ板厚３５mmよりも
１１mm薄いサイズで圧延終了後６５０〜４００℃間の平
均冷却速度は１．２１℃／ｓであるが、フランジ１／２
Ｂで０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー値は鋼７の
場合と同様にフィレット部に相当するフランジ１／２Ｂ
で０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー値が１１０
（Ｊ）以下であり、本発明鋼よりもフランジ１／２Ｂ部
のシャルピー衝撃吸収エネルギーが低いのと同時に、同
一の鋼材に関して、フランジ１／４Ｂ部、ウェブ１／２
Ｈ部の０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー値と比較
して著しく低い値となっている。さらに鋼９では、フラ
ンジ板厚が６０mmと厚く、圧延終了後６５０〜４００℃
間の平均冷却速度は０．２０℃／ｓであるが、フランジ
１／２での靭性の低下はさらに顕著となる。
【００３０】即ち、本発明の要件が全て満たされた時
に、表２に示される鋼１〜６のように、圧延形鋼の機械
試験特性を最も満たしにくいフィレット部においても充
分な強度を有し、ＵＴ特性を有する圧延形鋼の製造が可
能になる。なお、本発明が対象とする圧延形鋼は、上記
のＨ形鋼のみならず、ｌ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。
に、表２に示される鋼１〜６のように、圧延形鋼の機械
試験特性を最も満たしにくいフィレット部においても充
分な強度を有し、ＵＴ特性を有する圧延形鋼の製造が可
能になる。なお、本発明が対象とする圧延形鋼は、上記
のＨ形鋼のみならず、ｌ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。
【００３１】
【発明の効果】本発明により、靭性の低いフィレット部
においても優れた材質特性を有する形鋼の製造が、効率
的に製造が可能となり、大型建造物の信頼性向上、安全
性確保、経済性の向上等の産業上の効果は極めて顕著な
ものがある。
においても優れた材質特性を有する形鋼の製造が、効率
的に製造が可能となり、大型建造物の信頼性向上、安全
性確保、経済性の向上等の産業上の効果は極めて顕著な
ものがある。
【図１】本発明法を実施する装置配置列例の説明略図で
ある。
ある。
【図２】Ｈ形鋼の断面形状を示し、各部位の名称と機械
試験片の採取位置を示す図である。
試験片の採取位置を示す図である。
１…加熱炉 ２…粗圧延機 ３…第１中間圧延機 ４…第２中間圧延機 ５…仕上圧延機 ６…冷却床 ７…オフライン ８…Ｈ形鋼 ９…フランジ １０…ウェブ
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 芝田 雅文 大阪府堺市築港八幡町１番地 新日本製鐵 株式会社堺製鐵所内
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ：０．０４〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、 Ｍｎ：０．４〜２．０％、 Ｎ：０．００３〜０．０１５％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％ を含み、残部がＦｅ、及び不可避不純物からなる溶鋼を
予備脱酸処理によって溶存酸素を重量％で０．００３〜
０．０１５％に調整後、さらに金属アルミもしくはフェ
ロアルミの添加により脱酸し、該Ａｌ含有量が重量％で
０．００５〜０．０１５％で、かつ溶鋼の溶存酸素〔Ｏ
％〕に対し、−０．００４≦〔Ａｌ％〕−１．１〔Ｏ
％〕≦０．００６の関係を満たす鋳片に連続鋳造で鋳造
し、該鋳片を１１００〜１３００℃の温度域に再加熱後
に圧延を開始し、７５０〜１０５０℃の温度範囲で圧延
を終了させ、圧延終了後に６５０〜４００℃までの冷却
速度を０．０１℃／ｓ〜０．３０℃／ｓの範囲内で冷却
して製造することを特徴とする靭性の優れた形鋼の製造
方法。 - 【請求項２】 重量％で Ｃ：０．０４〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、 Ｍｎ：０．４〜２．０％、 Ｎ：０．００３〜０．０１５％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％ を含み、残部がＦｅ、及び不可避不純物からなる溶鋼を
予備脱酸処理によって溶存酸素を重量％で０．００３〜
０．０１５％に調整後、さらに金属アルミもしくはフェ
ロアルミの添加により脱酸し、該Ａｌ含有量が重量％で
０．００５〜０．０１５％で、かつ溶鋼の溶存酸素〔Ｏ
％〕に対し、−０．００４≦〔Ａｌ％〕−１．１〔Ｏ
％〕≦０．００６の関係を満たす鋳片に連続鋳造で鋳造
し、該鋳片を１１００〜１３００℃の温度域に再加熱後
に圧延を開始し、中間圧延工程のパス間で鋼材表層部の
温度をＡr3−２０℃以下、Ａr3−１００℃以上に水冷
し、その復熱過程で少なくとも１回以上圧延し、７５０
〜１０５０℃の温度範囲で圧延を終了させ、圧延終了後
に６５０〜４００℃までの冷却速度を０．０１℃／ｓ〜
０．３０℃／ｓの範囲内で冷却して製造することを特徴
とする靭性の優れた形鋼の製造方法。 - 【請求項３】 重量％で Ｃ：０．０４〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、 Ｍｎ：０．４〜２．０％、 Ｎ：０．００３〜０．０１５％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％ を含み、加えてＶ≦０．２０％、Ｃｒ≦０．７％、Ｎｂ
≦０．０５％、Ｎｉ≦１．０％、Ｃｕ≦１．０％、Ｍｏ
≦０．３％、の１種または２種以上を含み、残部がＦ
ｅ、及び不可避不純物からなる溶鋼を予備脱酸処理によ
って溶存酸素を重量％で０．００３〜０．０１５％に調
整後、さらに金属アルミもしくはフェロアルミの添加に
より脱酸し、該Ａｌ含有量が重量％で０．００５〜０．
０１５％で、かつ溶鋼の溶存酸素〔Ｏ％〕に対し、−
０．００４≦〔Ａｌ％〕−１．１〔Ｏ％〕≦０．００６
の関係を満たす鋳片に連続鋳造で鋳造し、該鋳片を１１
００〜１３００℃の温度域に再加熱後に圧延を開始し、
７５０〜１０５０℃の温度範囲で圧延を終了させ、圧延
終了後に６５０〜４００℃までの冷却速度を０．０１℃
／ｓ〜０．３０℃／ｓの範囲内で冷却して製造すること
を特徴とする靭性の優れた形鋼の製造方法。 - 【請求項４】 重量％で Ｃ：０．０４〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、 Ｍｎ：０．４〜２．０％、 Ｎ：０．００３〜０．０１５％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％ を含み、加えてＶ≦０．２０％、Ｃｒ≦０．７％、Ｎｂ
≦０．０５％、Ｎｉ≦１．０％、Ｃｕ≦１．０％、Ｍｏ
≦０．３％、の１種または２種以上を含み、残部がＦ
ｅ、及び不可避不純物からなる溶鋼を予備脱酸処理によ
って溶存酸素を重量％で０．００３〜０．０１５％に調
整後、さらに金属アルミもしくはフェロアルミの添加に
より脱酸し、該Ａｌ含有量が重量％で０．００５〜０．
０１５％で、かつ溶鋼の溶存酸素〔Ｏ％〕に対し、−
０．００４≦〔Ａｌ％〕−１．１〔Ｏ％〕≦０．００６
の関係を満たす鋳片に連続鋳造で鋳造し、該鋳片を１１
００〜１３００℃の温度域に再加熱後に圧延を開始し、
中間圧延工程のパス間で鋼材表層部の温度をＡr3−２０
℃以下、Ａr3−１００℃以上に水冷し、その復熱過程で
少なくとも１回以上圧延し、７５０〜１０５０℃の温度
範囲で圧延を終了させ、圧延終了後に６５０〜４００℃
までの冷却速度を０．０１℃／ｓ〜０．３０℃／ｓの範
囲内で冷却して製造することを特徴とする靭性の優れた
形鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5226129A JP3004154B2 (ja) | 1993-09-10 | 1993-09-10 | 靭性の優れた形鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5226129A JP3004154B2 (ja) | 1993-09-10 | 1993-09-10 | 靭性の優れた形鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0776724A true JPH0776724A (ja) | 1995-03-20 |
| JP3004154B2 JP3004154B2 (ja) | 2000-01-31 |
Family
ID=16840304
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5226129A Expired - Lifetime JP3004154B2 (ja) | 1993-09-10 | 1993-09-10 | 靭性の優れた形鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3004154B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5987394A (en) * | 1997-03-31 | 1999-11-16 | Honda Giken Kogyo Kabushiki Kaisha | Apparatus for preparing vehicle diagnosing program |
| US6192303B1 (en) | 1997-03-07 | 2001-02-20 | Honda Giken Kogyo Kabushiki Kaisha | Vehicle diagnosing apparatus |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR101808447B1 (ko) | 2016-09-20 | 2018-01-18 | 현대제철 주식회사 | 형강 및 그 제조 방법 |
-
1993
- 1993-09-10 JP JP5226129A patent/JP3004154B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6192303B1 (en) | 1997-03-07 | 2001-02-20 | Honda Giken Kogyo Kabushiki Kaisha | Vehicle diagnosing apparatus |
| US5987394A (en) * | 1997-03-31 | 1999-11-16 | Honda Giken Kogyo Kabushiki Kaisha | Apparatus for preparing vehicle diagnosing program |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3004154B2 (ja) | 2000-01-31 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP2760713B2 (ja) | 耐火性及び靱性の優れた制御圧延形鋼の製造方法 | |
| JP3718348B2 (ja) | 高強度高靱性圧延形鋼とその製造方法 | |
| JP2661845B2 (ja) | 含オキサイド系耐火用形鋼の制御圧延による製造方法 | |
| JP4464486B2 (ja) | 高強度高靱性圧延形鋼とその製造方法 | |
| JP2607796B2 (ja) | 靭性の優れた低合金圧延形鋼の製造方法 | |
| JP3004155B2 (ja) | 靭性の優れた形鋼の製造方法 | |
| JP3507259B2 (ja) | ５９０ＭＰａ級圧延形鋼およびその製造方法 | |
| JP3004154B2 (ja) | 靭性の優れた形鋼の製造方法 | |
| JP3412997B2 (ja) | 高張力圧延鋼材及びその製造方法 | |
| JP3181448B2 (ja) | 含酸化物分散鋳片及びその鋳片による靱性の優れた圧延形鋼の製造方法 | |
| JP2579842B2 (ja) | 圧延ままで靱性に優れ、かつ溶接部靱性に優れた粒内フェライト系形鋼の製造方法 | |
| JP3107697B2 (ja) | 強度・靱性および溶接性の優れたフランジを有する形鋼の製造方法 | |
| JP2601961B2 (ja) | 靭性の優れた圧延形鋼の製造方法 | |
| JP3241199B2 (ja) | 酸化物粒子分散鋳片及びその鋳片を素材とする靭性の優れた圧延形鋼の製造方法 | |
| JP3107698B2 (ja) | 強度・靱性および耐火性の優れたフランジを有する形鋼の製造方法 | |
| JP3285732B2 (ja) | 耐火用圧延形鋼およびその製造方法 | |
| JP2543282B2 (ja) | 靭性の優れた制御圧延形鋼の製造方法 | |
| JP3107695B2 (ja) | 強度・靱性および溶接性の優れたフランジを有する形鋼の製造方法 | |
| JP2962629B2 (ja) | 超音波探傷試験における内部特性の優れた耐火形鋼の製造方法 | |
| JP2647313B2 (ja) | 含オキサイド系降伏点制御圧延形鋼およびその製造方法 | |
| JP3107696B2 (ja) | 強度・靱性および耐火性の優れたフランジを有する形鋼の製造方法 | |
| JP3403300B2 (ja) | ５９０ＭＰａ級圧延形鋼およびその製造方法 | |
| JPH09111397A (ja) | 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 | |
| JP3285731B2 (ja) | 耐火用圧延形鋼およびその製造方法 | |
| JP3426433B2 (ja) | 高張力圧延鋼材及びその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 19991012 |