JP2965813B2 - 降伏点制御圧延形鋼 - Google Patents
降伏点制御圧延形鋼Info
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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降伏点範囲を保証した耐震性能に優
れた降伏点制御圧延形鋼に係わるものである。
て用いられる形鋼の降伏点範囲を保証した耐震性能に優
れた降伏点制御圧延形鋼に係わるものである。
【０００２】
【従来の技術】建築物の超高層化、大スパン化とそれに
ともなう耐震性などの安全基準の厳格化から、梁用に用
いられる薄手サイズのＨ形鋼にも一層の高強度化、高靭
性化、低降伏比化が求められている。最近は、これらの
要求に加え、構造物部材の設計強度と実際に使用される
鋼材との強度の差を少なくし、より信頼性を高めるため
に、降伏点の上限を規定した狭幅ＹＰ鋼が求められてい
る。このような要求特性を満たすために、厚鋼板分野で
は鉄鋼協会講演集、ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ Ｖｏｌ．４
（１９９１）７５８ｐに示されているように、圧延終了
後に焼準及び焼き戻しなどの熱処理を施すことが行われ
た。形鋼においても、同様な処理を施せば材質特性は満
たすことが可能であるが、熱処理の付加は熱処理コスト
と生産効率の低下、あるいはＨ形鋼のように、フランジ
とウェブの肉厚比が２〜３倍の形状を有する形材では、
後熱処理時にウェブとフランジ間の熱膨張差による応力
の発生によりウェブに変形を生じるなど、経済性と形状
性能の低下とに問題がある。
ともなう耐震性などの安全基準の厳格化から、梁用に用
いられる薄手サイズのＨ形鋼にも一層の高強度化、高靭
性化、低降伏比化が求められている。最近は、これらの
要求に加え、構造物部材の設計強度と実際に使用される
鋼材との強度の差を少なくし、より信頼性を高めるため
に、降伏点の上限を規定した狭幅ＹＰ鋼が求められてい
る。このような要求特性を満たすために、厚鋼板分野で
は鉄鋼協会講演集、ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ Ｖｏｌ．４
（１９９１）７５８ｐに示されているように、圧延終了
後に焼準及び焼き戻しなどの熱処理を施すことが行われ
た。形鋼においても、同様な処理を施せば材質特性は満
たすことが可能であるが、熱処理の付加は熱処理コスト
と生産効率の低下、あるいはＨ形鋼のように、フランジ
とウェブの肉厚比が２〜３倍の形状を有する形材では、
後熱処理時にウェブとフランジ間の熱膨張差による応力
の発生によりウェブに変形を生じるなど、経済性と形状
性能の低下とに問題がある。
【０００３】一般に、フランジを有する形鋼、例えば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
の制約およびその形状の特異性からウェブ、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、靭性
のバラつきが発生し、例えば溶接構造用圧延鋼材（ＪＩ
ＳＧ３１０６）等の規準に満たない部位が生じる。ま
た、最近、ウェブ厚がフランジ厚に比し約１／３にウェ
ブを薄肉化し、軽量化した高断面性能を有する外法一定
Ｈ形鋼が開発された。この中で特にウェブ厚１２ｍｍ以
下の薄手サイズの製造にはウェブとフランジ間の熱膨張
差からの応力によるウェブの変形を防止するため、フラ
ンジを強制冷却している。このような製造条件では必然
的に低温仕上げとなり、組織が細粒化し高降伏点にな
り、要求値の範囲のＪＩＳで規定されたＹＰの最低値＋
８０Ｎ／ｍｍ2 以内を満たせない難点があった。
形鋼をユニバーサル圧延により製造すると、圧延造形上
の制約およびその形状の特異性からウェブ、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、靭性
のバラつきが発生し、例えば溶接構造用圧延鋼材（ＪＩ
ＳＧ３１０６）等の規準に満たない部位が生じる。ま
た、最近、ウェブ厚がフランジ厚に比し約１／３にウェ
ブを薄肉化し、軽量化した高断面性能を有する外法一定
Ｈ形鋼が開発された。この中で特にウェブ厚１２ｍｍ以
下の薄手サイズの製造にはウェブとフランジ間の熱膨張
差からの応力によるウェブの変形を防止するため、フラ
ンジを強制冷却している。このような製造条件では必然
的に低温仕上げとなり、組織が細粒化し高降伏点にな
り、要求値の範囲のＪＩＳで規定されたＹＰの最低値＋
８０Ｎ／ｍｍ2 以内を満たせない難点があった。
【０００４】これら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を得られるように、新しい合金設計
による鋼の開発が必要となった。
で高性能の材質特性を得られるように、新しい合金設計
による鋼の開発が必要となった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】上述の従来の薄手材形
鋼の製造条件から必然的に低温圧延となり、フェライト
が細粒化し、降伏点を上昇させるが、このようなプロセ
ス条件においても、フェライトの細粒化を抑制し、さら
にフェライト自身の降伏強度を下げる手段を開発する必
要がある。また、Ｈ形鋼のフランジとウェブの結合部の
フィレット部はＣＣスラブの中心偏析部と一致し、この
部位に存在するＭｎＳは低温圧延条件下では著しく延伸
し、板厚方向の絞り値を低下させ、溶接時にラメラティ
アを生じる場合がある。本発明はこのような課題を解決
した降伏点制御圧延形鋼を提供するものである。
鋼の製造条件から必然的に低温圧延となり、フェライト
が細粒化し、降伏点を上昇させるが、このようなプロセ
ス条件においても、フェライトの細粒化を抑制し、さら
にフェライト自身の降伏強度を下げる手段を開発する必
要がある。また、Ｈ形鋼のフランジとウェブの結合部の
フィレット部はＣＣスラブの中心偏析部と一致し、この
部位に存在するＭｎＳは低温圧延条件下では著しく延伸
し、板厚方向の絞り値を低下させ、溶接時にラメラティ
アを生じる場合がある。本発明はこのような課題を解決
した降伏点制御圧延形鋼を提供するものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明はＡｌの多量添加
による固溶Ｎの低減によりフェライト自身の降伏強度を
低減すると同時に凝固時と凝固後の緩冷却によりＡｌ系
複酸化物を疎に析出させ、ＭｎＳ、ＡｌＮ、ＴｉＮ等を
冷却途上で付着させるとともに粗大化させ、これらの分
散からの粒界のピンニング作用による細粒化効果を排除
し、降伏点を低減するものである。加えて、耐ラメラテ
ィア特性向上策として、ＭｎＳの生成を防止する目的で
Ｓ含有量に応じたＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭを添加するもので
ある。これらの手段により薄手形鋼特有の低温圧延＋加
速冷却条件下においても、鋼の降伏点を低下させること
ができ、ラメラティア特性の優れた信頼性の高い降伏点
制御形鋼がオンラインで製造可能となる。
による固溶Ｎの低減によりフェライト自身の降伏強度を
低減すると同時に凝固時と凝固後の緩冷却によりＡｌ系
複酸化物を疎に析出させ、ＭｎＳ、ＡｌＮ、ＴｉＮ等を
冷却途上で付着させるとともに粗大化させ、これらの分
散からの粒界のピンニング作用による細粒化効果を排除
し、降伏点を低減するものである。加えて、耐ラメラテ
ィア特性向上策として、ＭｎＳの生成を防止する目的で
Ｓ含有量に応じたＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭを添加するもので
ある。これらの手段により薄手形鋼特有の低温圧延＋加
速冷却条件下においても、鋼の降伏点を低下させること
ができ、ラメラティア特性の優れた信頼性の高い降伏点
制御形鋼がオンラインで製造可能となる。
【０００７】本発明の要旨は、 重量％でＣ：０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１
〜０．３０％、Ｍｎ：０．４〜２．０％、Ｐ：０．０２
％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎ：０．００５％以下
でＡｌ：０．１５〜０．３０％を基本成分とし、かつ、 ΔＳ(%) ＝Ｓ (%)−0.8 ×Ca (%)−1.3 ×Mg (%)− 0.2
×REM (%) の式に示すΔＳが−０．００５％〜０．０１０％になる
ようにＣａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以
下、ＲＥＭ：０．０１％以下のいずれかの１種または２
種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からな
る溶鋼を鋳造し、鋳片の凝固温度から９００℃間を０．
０５〜０．５℃／Ｓの冷却速度で冷却し、鋼中にＡｌ系
複酸化物、ＭｎＳ、Ａｌ系複酸化物とＭｎＳとの複合析
出物の総数が２０個／ｍｍ2 以下に分散させた該鋳片を
１１００〜１３００℃温度域に加熱後に圧延を開始し、
９００℃以下で全圧下量で２０％以上圧下して製造した
ことを特徴とする降伏点制御圧延形鋼。
〜０．３０％、Ｍｎ：０．４〜２．０％、Ｐ：０．０２
％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎ：０．００５％以下
でＡｌ：０．１５〜０．３０％を基本成分とし、かつ、 ΔＳ(%) ＝Ｓ (%)−0.8 ×Ca (%)−1.3 ×Mg (%)− 0.2
×REM (%) の式に示すΔＳが−０．００５％〜０．０１０％になる
ようにＣａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以
下、ＲＥＭ：０．０１％以下のいずれかの１種または２
種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からな
る溶鋼を鋳造し、鋳片の凝固温度から９００℃間を０．
０５〜０．５℃／Ｓの冷却速度で冷却し、鋼中にＡｌ系
複酸化物、ＭｎＳ、Ａｌ系複酸化物とＭｎＳとの複合析
出物の総数が２０個／ｍｍ2 以下に分散させた該鋳片を
１１００〜１３００℃温度域に加熱後に圧延を開始し、
９００℃以下で全圧下量で２０％以上圧下して製造した
ことを特徴とする降伏点制御圧延形鋼。
【０００８】重量％でＣ：０．０４〜０．２０％、Ｓ
ｉ：０．０１〜０．３０％、Ｍｎ：０．４〜２．０％、
Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎ：０．
００５％以下、Ａｌ：０．１５〜０．３０％を基本成分
とし、かつ、 ΔＳ(%) ＝Ｓ (%)−0.8 ×Ca (%)−1.3 ×Mg (%)− 0.2
×REM (%) の式に示すΔＳが−０．００５％〜０．０１０％になる
ようにＣａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以
下、ＲＥＭ：０．０１％以下のいずれかの１種または２
種以上を含有し、加えてＮｂ：０．０５％以下、Ｖ：
０．１％以下、Ｔｉ：０．０３％以下 Ｂ：０．００３
％以下のいずれかの１種または２種以上を含有し、残部
がＦｅおよび不可避不純物からなる溶鋼を鋳造し、鋳片
の凝固温度から９００℃間を０．０５〜０．５℃／Ｓの
冷却速度で冷却し、鋼中にＡｌ系複酸化物、ＭｎＳ、Ａ
ｌ系複酸化物とＭｎＳとの複合析出物の総数が２０個／
ｍｍ2以下に分散させた該鋳片を１１００〜１３００℃
温度域に加熱後に圧延を開始し、９００℃以下で全圧下
量で２０％以上圧下して製造したことを特徴とする降伏
点制御圧延形鋼。
ｉ：０．０１〜０．３０％、Ｍｎ：０．４〜２．０％、
Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎ：０．
００５％以下、Ａｌ：０．１５〜０．３０％を基本成分
とし、かつ、 ΔＳ(%) ＝Ｓ (%)−0.8 ×Ca (%)−1.3 ×Mg (%)− 0.2
×REM (%) の式に示すΔＳが−０．００５％〜０．０１０％になる
ようにＣａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以
下、ＲＥＭ：０．０１％以下のいずれかの１種または２
種以上を含有し、加えてＮｂ：０．０５％以下、Ｖ：
０．１％以下、Ｔｉ：０．０３％以下 Ｂ：０．００３
％以下のいずれかの１種または２種以上を含有し、残部
がＦｅおよび不可避不純物からなる溶鋼を鋳造し、鋳片
の凝固温度から９００℃間を０．０５〜０．５℃／Ｓの
冷却速度で冷却し、鋼中にＡｌ系複酸化物、ＭｎＳ、Ａ
ｌ系複酸化物とＭｎＳとの複合析出物の総数が２０個／
ｍｍ2以下に分散させた該鋳片を１１００〜１３００℃
温度域に加熱後に圧延を開始し、９００℃以下で全圧下
量で２０％以上圧下して製造したことを特徴とする降伏
点制御圧延形鋼。
【０００９】重量％でＣ：０．０４〜０．２０％、Ｓ
ｉ：０．０１〜０．３０％、Ｍｎ：０．４〜２．０％、
Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎ：０．
００５％以下でＡｌ：０．１５〜０．３０％を基本成分
とし、かつ、 ΔＳ(%) ＝Ｓ (%)−0.8 ×Ca (%)−1.3 ×Mg (%)− 0.2
×REM (%) の式に示すΔＳが−０．００５％〜０．０１０％になる
ようにＣａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以
下、ＲＥＭ：０．０１％以下のいずれかの１種または２
種以上を含有し、加えてＣｒ：１．０％以下、Ｍｏ：
１．０％以下、Ｎｉ：３．０％以下、Ｃｕ：１．０％以
下のいずれかの１種または２種以上を含有し、残部がＦ
ｅおよび不可避不純物からなる溶鋼を鋳造し、鋳片の凝
固温度から９００℃間を０．０５〜０．５℃／Ｓの冷却
速度で冷却し、鋼中にＡｌ系複酸化物、ＭｎＳ、Ａｌ系
複酸化物とＭｎＳとの複合析出物の総数が２０個／ｍｍ
2 以下に分散させた該鋳片を１１００〜１３００℃温度
域に加熱後に圧延を開始し、９００℃以下で全圧下量で
２０％以上圧下して製造したことを特徴とする降伏点制
御圧延形鋼。
ｉ：０．０１〜０．３０％、Ｍｎ：０．４〜２．０％、
Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎ：０．
００５％以下でＡｌ：０．１５〜０．３０％を基本成分
とし、かつ、 ΔＳ(%) ＝Ｓ (%)−0.8 ×Ca (%)−1.3 ×Mg (%)− 0.2
×REM (%) の式に示すΔＳが−０．００５％〜０．０１０％になる
ようにＣａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以
下、ＲＥＭ：０．０１％以下のいずれかの１種または２
種以上を含有し、加えてＣｒ：１．０％以下、Ｍｏ：
１．０％以下、Ｎｉ：３．０％以下、Ｃｕ：１．０％以
下のいずれかの１種または２種以上を含有し、残部がＦ
ｅおよび不可避不純物からなる溶鋼を鋳造し、鋳片の凝
固温度から９００℃間を０．０５〜０．５℃／Ｓの冷却
速度で冷却し、鋼中にＡｌ系複酸化物、ＭｎＳ、Ａｌ系
複酸化物とＭｎＳとの複合析出物の総数が２０個／ｍｍ
2 以下に分散させた該鋳片を１１００〜１３００℃温度
域に加熱後に圧延を開始し、９００℃以下で全圧下量で
２０％以上圧下して製造したことを特徴とする降伏点制
御圧延形鋼。
【００１０】重量％でＣ：０．０４〜０．２０％、Ｓ
ｉ：０．０１〜０．３０％、Ｍｎ：０．４〜２．０％、
Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎ：０．
００５％以下でＡｌ：０．１５〜０．３０％を基本成分
とし、かつ、 ΔＳ(%) ＝Ｓ (%)−0.8 ×Ca (%)−1.3 ×Mg (%)− 0.2
×REM (%) の式に示すΔＳが−０．００５％〜０．０１０％になる
ようにＣａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以
下、ＲＥＭ：０．０１％以下のいずれかの１種または２
種以上を含有し、加えてＮｂ：０．０５％以下、Ｖ：
０．１％以下、Ｔｉ：０．０３％以下、Ｂ：０．００３
％以下のいずれかの１種または２種以上を含有し、さら
にＣｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｎｉ：
３．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下のいずれかの１種ま
たは２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物
からなる溶鋼を鋳造し、鋳片の凝固温度から９００℃間
を０．０５〜０．５℃／Ｓの冷却速度で冷却し、鋼中に
Ａｌ系複酸化物、ＭｎＳ、Ａｌ系複酸化物とＭｎＳとの
複合析出物の総数が２０個／ｍｍ2 以下に分散させた該
鋳片を１１００〜１３００℃温度域に加熱後に圧延を開
始し、９００℃以下で全圧下量で２０％以上圧下して製
造したことを特徴とする降伏点制御圧延形鋼にある
ｉ：０．０１〜０．３０％、Ｍｎ：０．４〜２．０％、
Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎ：０．
００５％以下でＡｌ：０．１５〜０．３０％を基本成分
とし、かつ、 ΔＳ(%) ＝Ｓ (%)−0.8 ×Ca (%)−1.3 ×Mg (%)− 0.2
×REM (%) の式に示すΔＳが−０．００５％〜０．０１０％になる
ようにＣａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以
下、ＲＥＭ：０．０１％以下のいずれかの１種または２
種以上を含有し、加えてＮｂ：０．０５％以下、Ｖ：
０．１％以下、Ｔｉ：０．０３％以下、Ｂ：０．００３
％以下のいずれかの１種または２種以上を含有し、さら
にＣｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｎｉ：
３．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下のいずれかの１種ま
たは２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物
からなる溶鋼を鋳造し、鋳片の凝固温度から９００℃間
を０．０５〜０．５℃／Ｓの冷却速度で冷却し、鋼中に
Ａｌ系複酸化物、ＭｎＳ、Ａｌ系複酸化物とＭｎＳとの
複合析出物の総数が２０個／ｍｍ2 以下に分散させた該
鋳片を１１００〜１３００℃温度域に加熱後に圧延を開
始し、９００℃以下で全圧下量で２０％以上圧下して製
造したことを特徴とする降伏点制御圧延形鋼にある
【００１１】。
【作用】以下、本発明の作用を詳細に説明する。
【００１２】鋼材の降伏強度はＰｉｃｋｅｒｉｎｇによ
ると以下の実験式で示される。
ると以下の実験式で示される。
【００１３】降伏応力（MPA)＝15.4[3.5+2.1(%Mn)+5.4
(%Si)+23(%N5)1/2+1.13d-1/2] この式で％Ｎ5 はフェライト中に固溶しているＮ量であ
り、ｄはフェライト粒径（ｍｍ）である。鋼材の強度レ
ベルを定めれば、Ｃ，Ｍｎ，Ｓｉ等の主成分はほぼ規定
されるので、降伏強度を低くするにはフェライト中の固
溶Ｎの低減とフェライト粒径を大きくすることである。
このフェライト粒径は製造プロセスと析出物の分散に支
配される。そのために、複雑な形状を圧延により成形す
る形鋼圧延においては圧延制約が多く、圧延条件を変え
フェライト粒径を制御することは極めて困難である。し
たがって、このような圧延条件下においての低降伏点化
にはフェライト中の固溶Ｎの低減が有効である。その方
法としては実操業での極低Ｎ化が考えられるが、製鋼工
程における脱ガス、ガスシールなど設備能力から限界が
あることと、実現できたとしても著しいコスト上昇をま
ねき現実的ではない。また強窒化物形成元素のＴｉ、Ｔ
ａ、Ｎｂ等による固溶Ｎの低減は有効な手段ではある
が、これらの元素の多くは炭化物をも同時に析出し、析
出強化を生じ降伏点を上昇させる。この課題を克服する
ために、鋼中で炭化物を形成しないで強力な窒化物を形
成する元素を探求したところＡｌが最も有効なことをつ
きとめた。しかしながら、フェライト中でのＮの溶解度
積は大きく、従来のＡｌキルド程度のＡｌ添加量では、
熱間圧延工程において固溶ＮをＡｌＮとし析出、固定す
るには不十分であり、降伏点の低減には無効である。そ
こで、多量のＡｌ添加することによって固溶Ｎを完全に
ＡｌＮとし固定することを創案した。さらに、フェライ
ト相を粗粒化する目的で、従来はあまり注目されていな
かった、ＭｎＳ、ＡｌＮ、ＴｉＮらの分散粒子がγの細
粒化やαの核生成サイトとして作用し、αの細粒化に寄
与していることが判明したので、これらの総個数の低減
を製鋼過程の制御による新しい概念の導入により検討し
た。
(%Si)+23(%N5)1/2+1.13d-1/2] この式で％Ｎ5 はフェライト中に固溶しているＮ量であ
り、ｄはフェライト粒径（ｍｍ）である。鋼材の強度レ
ベルを定めれば、Ｃ，Ｍｎ，Ｓｉ等の主成分はほぼ規定
されるので、降伏強度を低くするにはフェライト中の固
溶Ｎの低減とフェライト粒径を大きくすることである。
このフェライト粒径は製造プロセスと析出物の分散に支
配される。そのために、複雑な形状を圧延により成形す
る形鋼圧延においては圧延制約が多く、圧延条件を変え
フェライト粒径を制御することは極めて困難である。し
たがって、このような圧延条件下においての低降伏点化
にはフェライト中の固溶Ｎの低減が有効である。その方
法としては実操業での極低Ｎ化が考えられるが、製鋼工
程における脱ガス、ガスシールなど設備能力から限界が
あることと、実現できたとしても著しいコスト上昇をま
ねき現実的ではない。また強窒化物形成元素のＴｉ、Ｔ
ａ、Ｎｂ等による固溶Ｎの低減は有効な手段ではある
が、これらの元素の多くは炭化物をも同時に析出し、析
出強化を生じ降伏点を上昇させる。この課題を克服する
ために、鋼中で炭化物を形成しないで強力な窒化物を形
成する元素を探求したところＡｌが最も有効なことをつ
きとめた。しかしながら、フェライト中でのＮの溶解度
積は大きく、従来のＡｌキルド程度のＡｌ添加量では、
熱間圧延工程において固溶ＮをＡｌＮとし析出、固定す
るには不十分であり、降伏点の低減には無効である。そ
こで、多量のＡｌ添加することによって固溶Ｎを完全に
ＡｌＮとし固定することを創案した。さらに、フェライ
ト相を粗粒化する目的で、従来はあまり注目されていな
かった、ＭｎＳ、ＡｌＮ、ＴｉＮらの分散粒子がγの細
粒化やαの核生成サイトとして作用し、αの細粒化に寄
与していることが判明したので、これらの総個数の低減
を製鋼過程の制御による新しい概念の導入により検討し
た。
【００１４】なお、結晶粒径と析出物粒子の分散度との
関係は以下の式で示される。
関係は以下の式で示される。
【００１５】Ｒ＝３／４・ｒ／Ｆ Ｒ：結晶粒径 ｒ：粒子半径 Ｆ：粒子の体積分率 析出物粒子の体積分率が一定であれば、結晶粒径は析出
物粒子半径に比例する。したがって、本発明の目的であ
る結晶粒径の粗粒化には粒子の体積分率（Ｆ）を下げる
ためには、ＭｎＳ、ＡｌＮ、ＴｉＮをできる限り低減す
ることと、加えて粒子を凝集、複合粗粒化（ｒ）し析出
物の総個数を減じることである。
物粒子半径に比例する。したがって、本発明の目的であ
る結晶粒径の粗粒化には粒子の体積分率（Ｆ）を下げる
ためには、ＭｎＳ、ＡｌＮ、ＴｉＮをできる限り低減す
ることと、加えて粒子を凝集、複合粗粒化（ｒ）し析出
物の総個数を減じることである。
【００１６】これら原理を実現化すべく、本発明の特徴
である、Ａｌの多量添加による固溶Ｎの低減と凝固時と
凝固後の緩冷却によりＡｌ系複酸化物を疎に析出させ、
ＭｎＳ、ＡｌＮ、ＴｉＮ等を冷却途上で付着させるとと
もに粗大化させることを試みたところ、薄手形鋼特有の
低温圧延＋加速冷却条件下においても、フェライトの降
伏点を低下させることができ、目的の降伏点制御圧延形
鋼がオンラインで製造可能になった。
である、Ａｌの多量添加による固溶Ｎの低減と凝固時と
凝固後の緩冷却によりＡｌ系複酸化物を疎に析出させ、
ＭｎＳ、ＡｌＮ、ＴｉＮ等を冷却途上で付着させるとと
もに粗大化させることを試みたところ、薄手形鋼特有の
低温圧延＋加速冷却条件下においても、フェライトの降
伏点を低下させることができ、目的の降伏点制御圧延形
鋼がオンラインで製造可能になった。
【００１７】次に本発明鋼の基本成分範囲の限定理由に
ついて述べる。
ついて述べる。
【００１８】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
剰の含有は、母材靭性、溶接割れ性、ＨＡＺ靭性などを
著しく低下させるので、上限を０．２０％とした。
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
剰の含有は、母材靭性、溶接割れ性、ＨＡＺ靭性などを
著しく低下させるので、上限を０．２０％とした。
【００１９】Ｓｉは母材の強度確保、脱酸などに必要で
あるが、０．３％を超えると溶接熱影響部に硬化組織の
高炭素マルテンサイトを生成し、靭性を低下させる。ま
た、０．０１％未満では脱酸不足となるためにＳｉ含有
量を０．０１〜０．３０％に制限した。
あるが、０．３％を超えると溶接熱影響部に硬化組織の
高炭素マルテンサイトを生成し、靭性を低下させる。ま
た、０．０１％未満では脱酸不足となるためにＳｉ含有
量を０．０１〜０．３０％に制限した。
【００２０】Ｍｎは母材の強度、靭性を確保するために
０．４％以上の含有を要するが、溶接部の靭性、割れ性
などの特性を満たす必要から上限を２．０％とした。
０．４％以上の含有を要するが、溶接部の靭性、割れ性
などの特性を満たす必要から上限を２．０％とした。
【００２１】Ｐは固溶体強化し降伏点を上昇させるの
で、できるだけ低減する必要があるが０．０２％以下に
すればその影響は少ないので上限を０．０２％とした。
で、できるだけ低減する必要があるが０．０２％以下に
すればその影響は少ないので上限を０．０２％とした。
【００２２】ＳはＭｎＳを生成し、γの細粒化と粒内フ
ェライト核として作用しフェライトを細粒化し降伏点を
上昇する。さらに薄手材で必然的に低温圧延となること
からＭｎＳは延伸し、ＵＳＴ欠陥、ラメラティアを生じ
るため、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭを添加し延伸しない硫化化
合物組成に改質する必要がある。しかし、Ｓが０．０１
５％を超えると、この硫化物数が増加し、ＵＳＴ欠陥、
ラメラティアを改善することはできないので０．０１５
％以下とした。
ェライト核として作用しフェライトを細粒化し降伏点を
上昇する。さらに薄手材で必然的に低温圧延となること
からＭｎＳは延伸し、ＵＳＴ欠陥、ラメラティアを生じ
るため、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭを添加し延伸しない硫化化
合物組成に改質する必要がある。しかし、Ｓが０．０１
５％を超えると、この硫化物数が増加し、ＵＳＴ欠陥、
ラメラティアを改善することはできないので０．０１５
％以下とした。
【００２３】ＮはＡｌＮ、ＴｉＮなどの窒化物を形成す
ることによるフェライトの細粒化と、フェライトへの固
溶体強化とにより降伏強度を高めるので、その上限を
０．００５％とした。
ることによるフェライトの細粒化と、フェライトへの固
溶体強化とにより降伏強度を高めるので、その上限を
０．００５％とした。
【００２４】次にＡｌはフェライト中の固溶ＮをＡｌＮ
として固定し、さらに、フェライト組織割合を増加させ
るために添加するものであり、これらの効果を発揮させ
るのには、全Ａｌで０．１５％以上を含有する必要があ
る。また０．３０％を超えると、これらの効果が飽和す
ることと、粗大なＡｌ2 Ｏ3 を多数生成し、靭性の低下
を生じるために上限を０．３０％とした。
として固定し、さらに、フェライト組織割合を増加させ
るために添加するものであり、これらの効果を発揮させ
るのには、全Ａｌで０．１５％以上を含有する必要があ
る。また０．３０％を超えると、これらの効果が飽和す
ることと、粗大なＡｌ2 Ｏ3 を多数生成し、靭性の低下
を生じるために上限を０．３０％とした。
【００２５】以上の記述が本発明の成分組成の基本をな
すものであるが、低温圧延時に顕著となるＭｎＳの延伸
に起因するＵＳＴ欠陥の防止、耐ラメラティア特性の改
善を目的にＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を
含有できる。Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの効果は、高温変形能
の小さいＣａ、ＲＥＭ、Ｍｇの酸硫化物を生成させ、熱
間圧延時に延伸するＭｎＳの生成を阻止し、圧延により
延伸しない介在物組成に変化させることで、ＵＳＴ欠陥
の防止、耐ラメラティア特性の改善をもたらすものであ
る。しかし、重量％でＣａが０．００５％を、Ｍｇが
０．００５％を、ＲＥＭで０．０１％を、超えると、生
成する酸硫化物は粗大介在物となり、母材及び、溶接部
の靭性悪化をもたらすので、これらの元素の含有量の上
限を各々、Ｃａ：０．００５％、Ｍｇ：０．００５％、
ＲＥＭ：０．０１％に制限した。加えて、Ｃａ、Ｍｇ、
ＲＥＭの含有量が含有Ｓ量に対し、 ΔＳ(%) ＝Ｓ (%)−0.8 ×Ca (%)−1.3 ×Mg (%)− 0.2
×REM (%) で示す式でΔＳを−０．００５％〜０．０１０％に制限
したのは、ΔＳが−０．００５％未満ではＣａ、Ｍｇ、
ＲＥＭが過剰に酸硫化物を生成し、ＵＳＴ欠陥、ラメラ
ティア特性を悪化し、靭性低下をももたらすために下限
を−０．００５％とし、ΔＳが０．０１％を超えるとＣ
ａ、Ｍｇ、ＲＥＭが不足し、酸硫化物が十分に生成でき
ずＭｎＳの生成を防止できないために上限を０．０１０
％とした。
すものであるが、低温圧延時に顕著となるＭｎＳの延伸
に起因するＵＳＴ欠陥の防止、耐ラメラティア特性の改
善を目的にＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を
含有できる。Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの効果は、高温変形能
の小さいＣａ、ＲＥＭ、Ｍｇの酸硫化物を生成させ、熱
間圧延時に延伸するＭｎＳの生成を阻止し、圧延により
延伸しない介在物組成に変化させることで、ＵＳＴ欠陥
の防止、耐ラメラティア特性の改善をもたらすものであ
る。しかし、重量％でＣａが０．００５％を、Ｍｇが
０．００５％を、ＲＥＭで０．０１％を、超えると、生
成する酸硫化物は粗大介在物となり、母材及び、溶接部
の靭性悪化をもたらすので、これらの元素の含有量の上
限を各々、Ｃａ：０．００５％、Ｍｇ：０．００５％、
ＲＥＭ：０．０１％に制限した。加えて、Ｃａ、Ｍｇ、
ＲＥＭの含有量が含有Ｓ量に対し、 ΔＳ(%) ＝Ｓ (%)−0.8 ×Ca (%)−1.3 ×Mg (%)− 0.2
×REM (%) で示す式でΔＳを−０．００５％〜０．０１０％に制限
したのは、ΔＳが−０．００５％未満ではＣａ、Ｍｇ、
ＲＥＭが過剰に酸硫化物を生成し、ＵＳＴ欠陥、ラメラ
ティア特性を悪化し、靭性低下をももたらすために下限
を−０．００５％とし、ΔＳが０．０１％を超えるとＣ
ａ、Ｍｇ、ＲＥＭが不足し、酸硫化物が十分に生成でき
ずＭｎＳの生成を防止できないために上限を０．０１０
％とした。
【００２６】さらに、上記の本発明の基本成分組成に、
制御圧延による圧延組織制御をおこない母材の強度、靭
性を得る目的から、マイクロアロイ元素のＮｂ、Ｖ、Ｔ
ｉ、Ｂの１種または２種以上を添加することができる。
制御圧延による圧延組織制御をおこない母材の強度、靭
性を得る目的から、マイクロアロイ元素のＮｂ、Ｖ、Ｔ
ｉ、Ｂの１種または２種以上を添加することができる。
【００２７】Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂは微量添加により圧延
組織を微細化できることから低合金化でき溶接特性を向
上できる。しかしながら、これらの元素の過剰な添加は
溶接部の硬化や、母材の高降伏点化をもたらすので、各
々の含有量の上限をＮｂ：０．０５％、Ｖ：０．１％、
Ｔｉ：０．０３％、Ｂ：０．００３％とした。
組織を微細化できることから低合金化でき溶接特性を向
上できる。しかしながら、これらの元素の過剰な添加は
溶接部の硬化や、母材の高降伏点化をもたらすので、各
々の含有量の上限をＮｂ：０．０５％、Ｖ：０．１％、
Ｔｉ：０．０３％、Ｂ：０．００３％とした。
【００２８】加えて、本発明鋼の基本成分組成に、母材
強度、靭性をえる目的で、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕの１
種または２種以上を添加することができる。
強度、靭性をえる目的で、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕの１
種または２種以上を添加することができる。
【００２９】Ｃｒ、Ｍｏは主に母材の高強度化のために
添加するものであるが、各々が１．０％を超えると溶接
熱影響部を硬化し溶接割れ性を高めるために上限を１．
０％とした。
添加するものであるが、各々が１．０％を超えると溶接
熱影響部を硬化し溶接割れ性を高めるために上限を１．
０％とした。
【００３０】Ｎｉ、Ｃｕは強度を高めると同時に靭性を
高め、有効であるがＮｉが３％を超えるとベイナイトを
生成し明瞭な降伏点が得られなくなるために上限を３％
とした。Ｃｕは１％を超えると熱間圧延時に表面傷を生
じ易くなるために上限を１％とした。
高め、有効であるがＮｉが３％を超えるとベイナイトを
生成し明瞭な降伏点が得られなくなるために上限を３％
とした。Ｃｕは１％を超えると熱間圧延時に表面傷を生
じ易くなるために上限を１％とした。
【００３１】次に、これらの成分の溶鋼を鋳片の凝固温
度から９００℃間を０．０５〜０．５℃／Ｓの冷却速度
で冷却するとしたのは、鋼中のＡｌ系複酸化物の個数を
２０個／ｍｍ2 以下にすることと、先に生成させたＡｌ
系複酸化物にＭｎＳ、ＴｉＮをこの範囲の冷却速度で緩
冷却することにより付着凝集させるためである。すなわ
ち、冷却速度が０．０５℃／Ｓ未満では複合析出物を２
０個／ｍｍ2 以下に分散させるには十分な条件ではある
が、連続鋳造時の鋳片のブレイークアウトの危険など操
業上の困難さから０．０５℃／Ｓ以上に限定した。ま
た、０．５℃／Ｓを超える冷却速度ではＡｌ系複酸化物
が微細化し、個数が２０個／ｍｍ2 を超えるため０．５
℃／Ｓ以下に限定した。
度から９００℃間を０．０５〜０．５℃／Ｓの冷却速度
で冷却するとしたのは、鋼中のＡｌ系複酸化物の個数を
２０個／ｍｍ2 以下にすることと、先に生成させたＡｌ
系複酸化物にＭｎＳ、ＴｉＮをこの範囲の冷却速度で緩
冷却することにより付着凝集させるためである。すなわ
ち、冷却速度が０．０５℃／Ｓ未満では複合析出物を２
０個／ｍｍ2 以下に分散させるには十分な条件ではある
が、連続鋳造時の鋳片のブレイークアウトの危険など操
業上の困難さから０．０５℃／Ｓ以上に限定した。ま
た、０．５℃／Ｓを超える冷却速度ではＡｌ系複酸化物
が微細化し、個数が２０個／ｍｍ2 を超えるため０．５
℃／Ｓ以下に限定した。
【００３２】なお、鋼中のＡｌ系複酸化物、ＭｎＳ、Ａ
ｌ系複酸化物とＭｎＳとの複合析出物の総数が２０個／
ｍｍ2 以下に分散させるとしたのは、２０個／ｍｍ2 を
超えると、粒内フェライトの生成と、γの細粒化が生
じ、目的の低降伏点化ができないためである。
ｌ系複酸化物とＭｎＳとの複合析出物の総数が２０個／
ｍｍ2 以下に分散させるとしたのは、２０個／ｍｍ2 を
超えると、粒内フェライトの生成と、γの細粒化が生
じ、目的の低降伏点化ができないためである。
【００３３】上記の処理を経た鋳片は次に１１００〜１
３００℃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、その上限は加熱炉の性能、経済性から１３００℃と
した。
３００℃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、その上限は加熱炉の性能、経済性から１３００℃と
した。
【００３４】加熱した鋼材は粗圧延、中間圧延、仕上げ
圧延の各工程により圧延造形され、中間圧延機におい
て、リバース圧延し、同時に圧延前後でフランジ部を水
冷し、ウェブとの温度差を縮小させるためと、制御圧延
による靭性向上のために、９００℃以下で総圧下量２０
％以上の圧延が必要であり、圧延条件にこのような制限
を与えた。なお、圧延終了後に必要に応じてフランジ水
冷を行う。
圧延の各工程により圧延造形され、中間圧延機におい
て、リバース圧延し、同時に圧延前後でフランジ部を水
冷し、ウェブとの温度差を縮小させるためと、制御圧延
による靭性向上のために、９００℃以下で総圧下量２０
％以上の圧延が必要であり、圧延条件にこのような制限
を与えた。なお、圧延終了後に必要に応じてフランジ水
冷を行う。
【００３５】
【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２５０〜３００ｍｍ厚鋳片に鋳造した後、１２
８０℃に加熱し、粗圧延工程の図示は省略しているが、
図１に示すユニバーサル圧延装置列でＨ形鋼に圧延し
た。なお、鋳造後の冷却速度はスラブの冷却帯の水量と
鋳片の引き抜き速度の選択により制御した。
造により２５０〜３００ｍｍ厚鋳片に鋳造した後、１２
８０℃に加熱し、粗圧延工程の図示は省略しているが、
図１に示すユニバーサル圧延装置列でＨ形鋼に圧延し
た。なお、鋳造後の冷却速度はスラブの冷却帯の水量と
鋳片の引き抜き速度の選択により制御した。
【００３６】ウェブの変形防止のためのフランジ外面水
冷は中間圧延機４の前後に水冷装置５ａを設け、圧延パ
ス間でのスプレー冷却とリバース圧延の繰り返と仕上げ
ユニバーサル圧延機６で圧延を終了した後、仕上げユニ
バーサル圧延機の後面に設けた冷却装置５ｂでスプレー
冷却した。圧延後の水冷はフランジ１／４Ｆ部での平均
冷却速度で、Ｈ４００×２００×６／１２サイズでは９
℃／ｓ，Ｈ７００×２５０×９／１６では７℃／ｓにな
るように加速冷却した。
冷は中間圧延機４の前後に水冷装置５ａを設け、圧延パ
ス間でのスプレー冷却とリバース圧延の繰り返と仕上げ
ユニバーサル圧延機６で圧延を終了した後、仕上げユニ
バーサル圧延機の後面に設けた冷却装置５ｂでスプレー
冷却した。圧延後の水冷はフランジ１／４Ｆ部での平均
冷却速度で、Ｈ４００×２００×６／１２サイズでは９
℃／ｓ，Ｈ７００×２５０×９／１６では７℃／ｓにな
るように加速冷却した。
【００３７】機械特性は図２に示すフランジ２の板厚ｔ
2 の中心部（１／２ｔ2 ）でフランジ幅全長（Ｂ）の１
／４，１／２幅（１／４Ｂ，１／２Ｂ）から試験片を採
集し求めた。なお、これらの箇所の特性を求めたのはフ
ランジ１／４Ｆ部はＨ形鋼の平均的な機械特性を示し、
フランジ１／２Ｆ部は耐ラメラティア特性の指標となる
板厚方向の引張り試験での絞り値が最も低下するので、
これらの２箇所により本発明の目的とする機械試験特性
を代表できるとしたためである。
2 の中心部（１／２ｔ2 ）でフランジ幅全長（Ｂ）の１
／４，１／２幅（１／４Ｂ，１／２Ｂ）から試験片を採
集し求めた。なお、これらの箇所の特性を求めたのはフ
ランジ１／４Ｆ部はＨ形鋼の平均的な機械特性を示し、
フランジ１／２Ｆ部は耐ラメラティア特性の指標となる
板厚方向の引張り試験での絞り値が最も低下するので、
これらの２箇所により本発明の目的とする機械試験特性
を代表できるとしたためである。
【００３８】表１には、基本成分組成を有する試作鋼と
比較鋼の化学成分値を、表２にはこの基本成分組成に加
えＮｂ、Ｖ等のマイクロアロイとＣｒ、Ｍｏ等の合金元
素を含有させた試作鋼と比較鋼の化学成分値を示す。
比較鋼の化学成分値を、表２にはこの基本成分組成に加
えＮｂ、Ｖ等のマイクロアロイとＣｒ、Ｍｏ等の合金元
素を含有させた試作鋼と比較鋼の化学成分値を示す。
【００３９】
【表１】
【００４０】
【表２】
【００４１】これらのＨ形鋼の圧延仕上げ温度とＨ形鋼
の各部位の機械試験特性を各々表３、４に示す。なお、
圧延加熱温度を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。
の各部位の機械試験特性を各々表３、４に示す。なお、
圧延加熱温度を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。
【００４２】
【表３】
【００４３】
【表４】
【００４４】表３、４に示すように、本発明による鋼１
〜７、鋼Ｄ１〜Ｄ１３は、目標のＳＭ４００ではＹＰ＝
２４５〜３２５Ｎ／ｍｍ2 ，ＳＭ４９０ではＹＰ＝３２
４〜４０４Ｎ／ｍｍ2 ，ＳＭ５７０ではＹＰ＝４６１〜
５４１Ｎ／ｍｍ2 のＪＩＳ規格の下限値＋８０Ｎ／ｍｍ
2 の範囲内に制御され、しかも、降伏比（ＹＰ／ＴＳ）
も０．８０以下の低ＹＲ値を満たし、抗張力（前記ＪＩ
ＳＧ３１０６）と−５℃でのシャルピー値４７（Ｊ）以
上を十分に満たしている。また、耐ラメラティア特性の
基準値となる１／２Ｆの板厚方向の引張り試験の絞り値
も、目標の２５％以上を満たしている。一方、比較鋼の
鋼８，９，１１、ＮｌはＡｌ含有量が発明の範囲の下限
値より低く、固溶Ｎが低減できず、凝固時の冷却速度が
上限を超えるために目標のＹＰのＪＩＳ規格の下限値＋
８０Ｎ／ｍｍ2 の範囲を超え、満足しない。加えてＣ
ａ、Ｍｇ、ＲＥＭが含有されておらず、ＭｎＳの生成を
低減できないために、１／２Ｆの板厚方向の引張り試験
の絞り値が目標の２５％以下となりラメラティア特性を
改善できない。また、比較鋼の鋼１０はΔＳは発明の範
囲内にあるので１／２Ｆの板厚方向の引張り試験の絞り
値は目標の２５％以下となりラメラティア特性は満たす
が、Ａｌ含有量は発明の範囲内にあるが凝固時の冷却速
度が上限を超えるために、ＳＭ４９０鋼の目標ＹＰの上
限値４０Ｎ／ｍｍ2 を超え達成できない。また、比較鋼
の鋼Ｎ２、Ｎ３はＣａが添加されΔＳ％が本発明の範囲
にあるので、絞り値は２５％以上にあるものの、Ａｌ含
有量と凝固時の冷却速度が発明の範囲をはずれるために
ＹＰがＳＭ５７０の上限値の５４１Ｎ／ｍｍ2 を超え、
目的のＹＰ値を得られない。
〜７、鋼Ｄ１〜Ｄ１３は、目標のＳＭ４００ではＹＰ＝
２４５〜３２５Ｎ／ｍｍ2 ，ＳＭ４９０ではＹＰ＝３２
４〜４０４Ｎ／ｍｍ2 ，ＳＭ５７０ではＹＰ＝４６１〜
５４１Ｎ／ｍｍ2 のＪＩＳ規格の下限値＋８０Ｎ／ｍｍ
2 の範囲内に制御され、しかも、降伏比（ＹＰ／ＴＳ）
も０．８０以下の低ＹＲ値を満たし、抗張力（前記ＪＩ
ＳＧ３１０６）と−５℃でのシャルピー値４７（Ｊ）以
上を十分に満たしている。また、耐ラメラティア特性の
基準値となる１／２Ｆの板厚方向の引張り試験の絞り値
も、目標の２５％以上を満たしている。一方、比較鋼の
鋼８，９，１１、ＮｌはＡｌ含有量が発明の範囲の下限
値より低く、固溶Ｎが低減できず、凝固時の冷却速度が
上限を超えるために目標のＹＰのＪＩＳ規格の下限値＋
８０Ｎ／ｍｍ2 の範囲を超え、満足しない。加えてＣ
ａ、Ｍｇ、ＲＥＭが含有されておらず、ＭｎＳの生成を
低減できないために、１／２Ｆの板厚方向の引張り試験
の絞り値が目標の２５％以下となりラメラティア特性を
改善できない。また、比較鋼の鋼１０はΔＳは発明の範
囲内にあるので１／２Ｆの板厚方向の引張り試験の絞り
値は目標の２５％以下となりラメラティア特性は満たす
が、Ａｌ含有量は発明の範囲内にあるが凝固時の冷却速
度が上限を超えるために、ＳＭ４９０鋼の目標ＹＰの上
限値４０Ｎ／ｍｍ2 を超え達成できない。また、比較鋼
の鋼Ｎ２、Ｎ３はＣａが添加されΔＳ％が本発明の範囲
にあるので、絞り値は２５％以上にあるものの、Ａｌ含
有量と凝固時の冷却速度が発明の範囲をはずれるために
ＹＰがＳＭ５７０の上限値の５４１Ｎ／ｍｍ2 を超え、
目的のＹＰ値を得られない。
【００４５】即ち、本発明の要件が総て満たされた時
に、表３、４に示される形鋼１〜７、Ｄ１〜Ｄ１３のよ
うに、薄手サイズの圧延形鋼の低温圧延による高降伏点
化を抑制し、優れた耐ラメラティア特性有する建材用構
造部材に適合した、圧延ままでの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、厚鋼板にも適用でき
ることは勿論である。
に、表３、４に示される形鋼１〜７、Ｄ１〜Ｄ１３のよ
うに、薄手サイズの圧延形鋼の低温圧延による高降伏点
化を抑制し、優れた耐ラメラティア特性有する建材用構
造部材に適合した、圧延ままでの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、厚鋼板にも適用でき
ることは勿論である。
【００４６】
【発明の効果】本発明の圧延形鋼は低温圧延条件下にお
いても降伏点をＪＩＳ規格の下限値＋８０Ｎ／ｍｍ2 の
範囲に制御でき、狭幅降伏点と耐ラメラティア特性を有
する建築用形鋼製造がオンラインで可能になり、大型構
造物の信頼性の向上、経済性等の産業上の効果は極めて
顕著なものがある。
いても降伏点をＪＩＳ規格の下限値＋８０Ｎ／ｍｍ2 の
範囲に制御でき、狭幅降伏点と耐ラメラティア特性を有
する建築用形鋼製造がオンラインで可能になり、大型構
造物の信頼性の向上、経済性等の産業上の効果は極めて
顕著なものがある。
【図１】本発明形鋼を製造する装置配置例の略図。
【図２】Ｈ形鋼の断面形状および機械試験片の採取位置
を示す図。
を示す図。
【符号の説明】 １…Ｈ形鋼 ２…フランジ ３…ウェブ ４…中間圧延機 ５ａ…中間圧延機前後面の水冷装置 ５ｂ…仕上げ圧延
機後面冷却装置 ６…仕上げ圧延機
機後面冷却装置 ６…仕上げ圧延機
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) C21D 8/00 B22D 11/00 C22C 38/00 301
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ：０．０４〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０１〜０．３０％、 Ｍｎ：０．４〜２．０％、 Ｐ：０．０２％以下、 Ｓ：０．０１５％以下、 Ｎ：０．００５％以下、 Ａｌ：０．１５〜０．３０％を基本成分とし、かつ、 ΔＳ(%) ＝Ｓ (%)−0.8 ×Ca (%)−1.3 ×Mg (%)− 0.2
×REM (%) の式に示すΔＳが−０．００５％〜０．０１０％になる
ようにＣａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以
下、ＲＥＭ：０．０１％以下のいずれかの１種または２
種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からな
る溶鋼を鋳造し、鋳片の凝固温度から９００℃間を０．
０５〜０．５℃／Ｓの冷却速度で冷却し、鋼中にＡｌ系
複酸化物、ＭｎＳ、Ａｌ系複酸化物とＭｎＳとの複合析
出物の総数が２０個／ｍｍ2 以下に分散させた該鋳片を
１１００〜１３００℃温度域に加熱後に圧延を開始し、
９００℃以下で全圧下量で２０％以上圧下して製造した
ことを特徴とする降伏点制御圧延形鋼。 - 【請求項２】 重量％で Ｃ：０．０４〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０１〜０．３０％、 Ｍｎ：０．４〜２．０％、 Ｐ：０．０２％以下、 Ｓ：０．０１５％以下、 Ｎ：０．００５％以下、 Ａｌ：０．１５〜０．３０％を基本成分とし、かつ、 ΔＳ(%) ＝Ｓ (%)−0.8 ×Ca (%)−1.3 ×Mg (%)− 0.2
×ＲＥＭ （％） の式に示すΔＳが−０．００５％〜０．０１０％になる
ようにＣａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以
下、ＲＥＭ：０．０１％以下のいずれかの１種または２
種以上を含有し、加えてＮｂ：０．０５％以下、Ｖ：
０．１％以下、Ｔｉ：０．０３％以下、Ｂ：０．００３
％以下のいずれかの１種または２種以上を含有し、 残部がＦｅおよび不可避不純物からなる溶鋼を鋳造し、
鋳片の凝固温度から９００℃間を０．０５〜０．５℃／
Ｓの冷却速度で冷却し、鋼中にＡｌ系複酸化物、Ｍｎ
Ｓ、Ａｌ系複酸化物とＭｎＳとの複合析出物の総数が２
０個／ｍｍ２ 以下に分散させた該鋳片を１１００〜１
３００℃温度域に加熱後に圧延を開始し、９００℃以下
で全圧下量で２０％以上圧下して製造したことを特徴と
する降伏点制御圧延形鋼。 - 【請求項３】 重量％で Ｃ：０．０４〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０１〜０．３０％、 Ｍｎ：０．４〜２．０％、 Ｐ：０．０２％以下、 Ｓ：０．０１５％以下、 Ｎ：０．００５％以下、 Ａｌ：０．１５〜０．３０％を基本成分とし、かつ、 ΔＳ(%) ＝Ｓ (%)−0.8 ×Ca (%)−1.3 ×Mg (%)− 0.2
×REM (%) の式に示すΔＳが−０．００５％〜０．０１０％になる
ようにＣａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以
下、ＲＥＭ：０．０１％以下のいずれかの１種または２
種以上を含有し、加えてＣｒ：１．０％以下、Ｍｏ：
１．０％以下、Ｎｉ：３．０％以下、Ｃｕ：１．０％以
下のいずれかの１種または２種以上を含有し、 残部がＦｅおよび不可避不純物からなる溶鋼を鋳造し、
鋳片の凝固温度から９００℃間を０．０５〜０．５℃／
Ｓの冷却速度で冷却し、鋼中にＡｌ系複酸化物、Ｍｎ
Ｓ、Ａｌ系複酸化物とＭｎＳとの複合析出物の総数が２
０個／ｍｍ2 以下に分散させた該鋳片を１１００〜１３
００℃温度域に加熱後に圧延を開始し、９００℃以下で
全圧下量で２０％以上圧下して製造したことを特徴とす
る降伏点制御圧延形鋼。 - 【請求項４】 重量％で Ｃ：０．０４〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０１〜０．３０％、 Ｍｎ：０．４〜２．０％、 Ｐ：０．０２％以下、 Ｓ：０．０１５％以下、 Ｎ：０．００５％以下、 Ａｌ：０．１５〜０．３０％を基本成分とし、かつ、 ΔＳ(%) ＝Ｓ (%)−0.8 ×Ca (%)−1.3 ×Mg (%)− 0.2
×REM (%) の式に示すΔＳが−０．００５％〜０．０１０％になる
ようにＣａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以
下、ＲＥＭ：０．０１％以下のいずれかの１種または２
種以上を含有し、加えてＮｂ：０．０５％以下、Ｖ：
０．１％以下、Ｔｉ：０．０３％以下、Ｂ：０．００３
％以下のいずれかの１種または２種以上を含有し、 さらにＣｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｎ
ｉ：３．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下のいずれかの１
種または２種以上を含有し、 残部がＦｅおよび不可避不純物からなる溶鋼を鋳造し、
鋳片の凝固温度から９００℃間を０．０５〜０．５℃／
Ｓの冷却速度で冷却し、鋼中にＡｌ系複酸化物、Ｍｎ
Ｓ、Ａｌ系複酸化物とＭｎＳとの複合析出物の総数が２
０個／ｍｍ2 以下に分散させた該鋳片を１１００〜１３
００℃温度域に加熱後に圧延を開始し、９００℃以下で
全圧下量で２０％以上圧下して製造したことを特徴とす
る降伏点制御圧延形鋼。
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1993
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