JP3107698B2 - 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 - Google Patents
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】建築物の安全基準の厳格化等により梁お
よび柱用に用いられるフランジを有する形鋼の代表的な
形鋼であるＨ形鋼には、一層の高機能化が求められてい
る。その一例として耐火設計の見直しが建設省総合プロ
ジェクトより行われ、昭和６２年３月に「新耐火設計
法」が制定されたように旧法令による火災時に鋼材の温
度を３５０℃以下にするように耐火被覆するとした制限
が解除され、鋼材の高温強度と建築物の実荷重とのかね
あいにより、それに適合する耐火被覆方法を決定できる
ようになった。即ち、６００℃での設計高温強度を確保
できる場合にはそれに見合い耐火被覆を削減できるよう
になった。
よび柱用に用いられるフランジを有する形鋼の代表的な
形鋼であるＨ形鋼には、一層の高機能化が求められてい
る。その一例として耐火設計の見直しが建設省総合プロ
ジェクトより行われ、昭和６２年３月に「新耐火設計
法」が制定されたように旧法令による火災時に鋼材の温
度を３５０℃以下にするように耐火被覆するとした制限
が解除され、鋼材の高温強度と建築物の実荷重とのかね
あいにより、それに適合する耐火被覆方法を決定できる
ようになった。即ち、６００℃での設計高温強度を確保
できる場合にはそれに見合い耐火被覆を削減できるよう
になった。
【０００３】このような動向に対応し、先に特開平２−
７７５２３号公報の耐火性の優れた建築用低降伏点比鋼
および鋼材並びにその製造方法が提案されている。この
先願発明の要旨は６００℃での降伏点が常温時の７０％
以上となるようにＭｏ，Ｎｂを添加し高温強度を向上さ
せたものである。鋼材の設計高温強度を６００℃に設定
したのは、合金元素による鋼材費の上昇とそれによる耐
火被覆施工費とのかねあいから最も経済的であるという
知見に基づいたものである。
７７５２３号公報の耐火性の優れた建築用低降伏点比鋼
および鋼材並びにその製造方法が提案されている。この
先願発明の要旨は６００℃での降伏点が常温時の７０％
以上となるようにＭｏ，Ｎｂを添加し高温強度を向上さ
せたものである。鋼材の設計高温強度を６００℃に設定
したのは、合金元素による鋼材費の上昇とそれによる耐
火被覆施工費とのかねあいから最も経済的であるという
知見に基づいたものである。
【０００４】また、一方では、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、高靱性化が求められている。上述の
耐火性能を有し、且つ高強度、高靱性が確保された厚肉
フランジを有するＨ形鋼においては、まず、強度を確保
するために多量の合金元素を添加することが１つの方策
であるが、この場合は同時に靱性の低下をもたらし、一
方、靱性を確保するためには、低合金成分であることが
必要条件であるために、アズロールでは強度を確保でき
ない。低合金成分で且つ強度を満足させる方法として、
圧延終了後の鋼材の加速冷却法（ＴＭＣＰ法）が周知で
あるが、厚肉フランジを有するＨ形鋼の場合、仕上圧延
直後の鋼材温度がＡｒ3 点以上のγ域からの冷却では必
要強度を確保するまでの加速冷却を行うとベイナイト相
あるいはマルテンサイト相の組織分率が上昇し、靱性を
著しく損なう。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。
また、一方では、強度、靱性を同時に確保させるため
に、従来は圧延−冷却終了後に焼準処理などの熱処理を
施すことも行われた。しかし、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。
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、高靱性化が求められている。上述の
耐火性能を有し、且つ高強度、高靱性が確保された厚肉
フランジを有するＨ形鋼においては、まず、強度を確保
するために多量の合金元素を添加することが１つの方策
であるが、この場合は同時に靱性の低下をもたらし、一
方、靱性を確保するためには、低合金成分であることが
必要条件であるために、アズロールでは強度を確保でき
ない。低合金成分で且つ強度を満足させる方法として、
圧延終了後の鋼材の加速冷却法（ＴＭＣＰ法）が周知で
あるが、厚肉フランジを有するＨ形鋼の場合、仕上圧延
直後の鋼材温度がＡｒ3 点以上のγ域からの冷却では必
要強度を確保するまでの加速冷却を行うとベイナイト相
あるいはマルテンサイト相の組織分率が上昇し、靱性を
著しく損なう。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。
また、一方では、強度、靱性を同時に確保させるため
に、従来は圧延−冷却終了後に焼準処理などの熱処理を
施すことも行われた。しかし、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。
【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の製造方法により、強度・靱性
・耐火性の優れたフランジを有する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の製造方法により、強度・靱性
・耐火性の優れたフランジを有する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Ｔｉの添加順序の変更
等により、Ｔｉ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
生成させたうえで、加速冷却を行い、ベイナイト相ある
いはマルテンサイト相の組織分率の上昇を防止し、細粒
なフェライト組織とし、強度、靱性を確保することにあ
る。更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 −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、
さらにミクロ組織の細粒化を行い、特にＨ形鋼におい
て、高温圧延、低冷却速度となるフィレット部の靱性を
向上させる。即ち、本発明は格別な設備を必要とせず経
済的で効率良く靱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。本発明の要旨は、下記（１）〜
（４）に記載のとおりである。 （１）質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：
０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．８ 〜２．０％、
Ｎ：０．００３〜０．０１２％、Ｔｉ：０．００５〜
０．０２５％、Ｍｏ：０．３０〜０．７０％を含み、残
部Ｆｅおよび不可避的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質量％で０．００３〜０．０１
５％に調整後、さらにチタン脱酸し、該チタン含有量が
質量％で０．００５〜０．０２５％で、かつ溶鋼の溶存
酸素〔Ｏ％〕に対し、−０．００６≦〔Ｔｉ％〕−２
〔Ｏ％〕≦０．００８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た後、以下の（ａ）、（ｂ）のいず
れかの製造工程を経ることを特徴とする強度・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。 （ａ）７５０〜１０５０℃の温度範囲で中間圧延を終了
させ、仕上げ圧延前に鋼材表面がＡｒ3 −２０℃以下、
Ａｒ1 以上の温度域まで放冷した後仕上げ圧延を行い、
その後、直ちに７００℃から４００℃までの鋼材平均冷
却速度を０．５℃／ｓ〜３．０℃／ｓの範囲内で加速冷
却する。 （ｂ）７５０〜１０５０℃の温度範囲で中間圧延および
仕上げ圧延を終了させた後、鋼材表面がＡｒ3 −２０℃
以下、Ａｒ1 以上の温度域まで放冷した後、直ちに７０
０℃から４００℃までの鋼材平均冷却速度を０．５℃／
ｓ〜３．０℃／ｓの範囲内で加速冷却する。 （２）質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：
０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．８ 〜２．０％、
Ｎ：０．００３〜０．０１２％、Ｔｉ：０．００５〜
０．０２５％、Ｍｏ：０．３０〜０．７０％、を含み、
残部Ｆｅおよび不可避的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質量％で０．００３〜０．０
１５％に調整後、さらにチタン脱酸し、該チタン含有量
が質量％で０．００５〜０．０２５％で、かつ溶鋼の溶
存酸素〔Ｏ％〕に対し、−０．００６≦〔Ｔｉ％〕−２
〔Ｏ％〕≦０．００８の関係を満たす鋳片に鋳造し、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回以上圧延した後、以下の
（ａ）、（ｂ）のいずれかの製造工程を経ることを特徴
とする強度・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。 （ａ）７５０〜１０５０℃の温度範囲で中間圧延を終了
させ、仕上げ圧延前に鋼材表面がＡｒ3 −２０℃以下、
Ａｒ1 以上の温度域まで放冷した後仕上げ圧延を行い、
その後、直ちに７００℃から４００℃までの鋼材平均冷
却速度を０．５℃／ｓ〜３．０℃／ｓの範囲内で加速冷
却する。 （ｂ）７５０〜１０５０℃の温度範囲で中間圧延および
仕上げ圧延を終了させた後、鋼材表面がＡｒ3 −２０℃
以下、Ａｒ1 以上の温度域まで放冷した後、直ちに７０
０℃から４００℃までの鋼材平均冷却速度を０．５℃／
ｓ〜３．０℃／ｓの範囲内で加速冷却する。 （３）質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：
０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．８ 〜２．０％、
Ｎ：０．００３〜０．０１２％、Ｔｉ：０．００５〜
０．０２５％、Ｍｏ：０．３０〜０．７０％を含み、加
えて、Ｖ≦０．２０％、Ｃｒ≦０．７％、Ｎｂ≦０．０
５％、Ｎｉ≦１．０％、Ｃｕ≦１．０％、Ｍｏ≦０．３
％の１種または２種以上を含み、残部Ｆｅおよび不可避
的不純物からなる溶鋼を、予備脱酸処理によって溶存酸
素を質量％で０．００３〜０．０１５％に調整後、さら
にチタン脱酸し、該チタン含有量が質量％で０．００５
〜０．０２５％で、かつ溶鋼の溶存酸素〔Ｏ％〕に対
し、−０．００６≦〔Ｔｉ％〕−２〔Ｏ％〕≦０．００
８の関係を満たす鋳片に連続鋳造で鋳造し、該鋳片を１
１００〜１３００℃の温度域に再加熱後に圧延を開始し
た後、以下の（ａ）、（ｂ）のいずれかの製造工程を経
ることを特徴とする強度・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。 （ａ）７５０〜１０５０℃の温度範囲で中間圧延を終了
させ、仕上げ圧延前に鋼材表面がＡｒ3 −２０℃以下、
Ａｒ1 以上の温度域まで放冷した後仕上げ圧延を行い、
その後、直ちに７００℃から４００℃までの鋼材平均冷
却速度を０．５℃／ｓ〜３．０℃／ｓの範囲内で加速冷
却する。 （ｂ）７５０〜１０５０℃の温度範囲で中間圧延および
仕上げ圧延を終了させた後、鋼材表面がＡｒ3 −２０℃
以下、Ａｒ1 以上の温度域まで放冷した後、直ちに７０
０℃から４００℃までの鋼材平均冷却速度を０．５℃／
ｓ〜３．０℃／ｓの範囲内で加速冷却する。 （４）質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：
０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．８ 〜２．０％、
Ｎ：０．００３〜０．０１２％、Ｔｉ：０．００５〜
０．０２５％、Ｍｏ：０．３０〜０．７０％を含み、加
えて、Ｖ≦０．２０％、Ｃｒ≦０．７％、Ｎｂ≦０．０
５％、Ｎｉ≦１．０％、Ｃｕ≦１．０％、Ｍｏ≦０．３
％の１種または２種以上を含み、残部Ｆｅおよび不可避
的不純物からなる溶鋼を、予備脱酸処理によって溶存酸
素を質量％で０．００３〜０．０１５％に調整後、さら
にチタン脱酸し、該チタン含有量が質量％で０．００５
〜０．０２５％で、かつ溶鋼の溶存酸素〔Ｏ％〕に対
し、−０．００６≦〔Ｔｉ％〕−２〔Ｏ％〕≦０．００
８の関係を満たす鋳片に鋳造し、該鋳片を１１００〜１
３００℃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回以上圧延した後、以下の（ａ）、（ｂ）の
いずれかの製造工程を経ることを特徴とする強度・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。 （ａ）７５０〜１０５０℃の温度範囲で中間圧延を終了
させ、仕上げ圧延前に鋼材表面がＡｒ3 −２０℃以下、
Ａｒ1 以上の温度域まで放冷した後仕上げ圧延を行い、
その後、直ちに７００℃から４００℃までの鋼材平均冷
却速度を０．５℃／ｓ〜３．０℃／ｓの範囲内で加速冷
却する。 （ｂ）７５０〜１０５０℃の温度範囲で中間圧延および
仕上げ圧延を終了させた後、鋼材表面がＡｒ3 −２０℃
以下、Ａｒ1 以上の温度域まで放冷した後、直ちに７０
０℃から４００℃までの鋼材平均冷却速度を０．５℃／
ｓ〜３．０℃／ｓの範囲内で加速冷却する。
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Ｔｉの添加順序の変更
等により、Ｔｉ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
生成させたうえで、加速冷却を行い、ベイナイト相ある
いはマルテンサイト相の組織分率の上昇を防止し、細粒
なフェライト組織とし、強度、靱性を確保することにあ
る。更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 −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、
さらにミクロ組織の細粒化を行い、特にＨ形鋼におい
て、高温圧延、低冷却速度となるフィレット部の靱性を
向上させる。即ち、本発明は格別な設備を必要とせず経
済的で効率良く靱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。本発明の要旨は、下記（１）〜
（４）に記載のとおりである。 （１）質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：
０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．８ 〜２．０％、
Ｎ：０．００３〜０．０１２％、Ｔｉ：０．００５〜
０．０２５％、Ｍｏ：０．３０〜０．７０％を含み、残
部Ｆｅおよび不可避的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質量％で０．００３〜０．０１
５％に調整後、さらにチタン脱酸し、該チタン含有量が
質量％で０．００５〜０．０２５％で、かつ溶鋼の溶存
酸素〔Ｏ％〕に対し、−０．００６≦〔Ｔｉ％〕−２
〔Ｏ％〕≦０．００８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た後、以下の（ａ）、（ｂ）のいず
れかの製造工程を経ることを特徴とする強度・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。 （ａ）７５０〜１０５０℃の温度範囲で中間圧延を終了
させ、仕上げ圧延前に鋼材表面がＡｒ3 −２０℃以下、
Ａｒ1 以上の温度域まで放冷した後仕上げ圧延を行い、
その後、直ちに７００℃から４００℃までの鋼材平均冷
却速度を０．５℃／ｓ〜３．０℃／ｓの範囲内で加速冷
却する。 （ｂ）７５０〜１０５０℃の温度範囲で中間圧延および
仕上げ圧延を終了させた後、鋼材表面がＡｒ3 −２０℃
以下、Ａｒ1 以上の温度域まで放冷した後、直ちに７０
０℃から４００℃までの鋼材平均冷却速度を０．５℃／
ｓ〜３．０℃／ｓの範囲内で加速冷却する。 （２）質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：
０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．８ 〜２．０％、
Ｎ：０．００３〜０．０１２％、Ｔｉ：０．００５〜
０．０２５％、Ｍｏ：０．３０〜０．７０％、を含み、
残部Ｆｅおよび不可避的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質量％で０．００３〜０．０
１５％に調整後、さらにチタン脱酸し、該チタン含有量
が質量％で０．００５〜０．０２５％で、かつ溶鋼の溶
存酸素〔Ｏ％〕に対し、−０．００６≦〔Ｔｉ％〕−２
〔Ｏ％〕≦０．００８の関係を満たす鋳片に鋳造し、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回以上圧延した後、以下の
（ａ）、（ｂ）のいずれかの製造工程を経ることを特徴
とする強度・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。 （ａ）７５０〜１０５０℃の温度範囲で中間圧延を終了
させ、仕上げ圧延前に鋼材表面がＡｒ3 −２０℃以下、
Ａｒ1 以上の温度域まで放冷した後仕上げ圧延を行い、
その後、直ちに７００℃から４００℃までの鋼材平均冷
却速度を０．５℃／ｓ〜３．０℃／ｓの範囲内で加速冷
却する。 （ｂ）７５０〜１０５０℃の温度範囲で中間圧延および
仕上げ圧延を終了させた後、鋼材表面がＡｒ3 −２０℃
以下、Ａｒ1 以上の温度域まで放冷した後、直ちに７０
０℃から４００℃までの鋼材平均冷却速度を０．５℃／
ｓ〜３．０℃／ｓの範囲内で加速冷却する。 （３）質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：
０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．８ 〜２．０％、
Ｎ：０．００３〜０．０１２％、Ｔｉ：０．００５〜
０．０２５％、Ｍｏ：０．３０〜０．７０％を含み、加
えて、Ｖ≦０．２０％、Ｃｒ≦０．７％、Ｎｂ≦０．０
５％、Ｎｉ≦１．０％、Ｃｕ≦１．０％、Ｍｏ≦０．３
％の１種または２種以上を含み、残部Ｆｅおよび不可避
的不純物からなる溶鋼を、予備脱酸処理によって溶存酸
素を質量％で０．００３〜０．０１５％に調整後、さら
にチタン脱酸し、該チタン含有量が質量％で０．００５
〜０．０２５％で、かつ溶鋼の溶存酸素〔Ｏ％〕に対
し、−０．００６≦〔Ｔｉ％〕−２〔Ｏ％〕≦０．００
８の関係を満たす鋳片に連続鋳造で鋳造し、該鋳片を１
１００〜１３００℃の温度域に再加熱後に圧延を開始し
た後、以下の（ａ）、（ｂ）のいずれかの製造工程を経
ることを特徴とする強度・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。 （ａ）７５０〜１０５０℃の温度範囲で中間圧延を終了
させ、仕上げ圧延前に鋼材表面がＡｒ3 −２０℃以下、
Ａｒ1 以上の温度域まで放冷した後仕上げ圧延を行い、
その後、直ちに７００℃から４００℃までの鋼材平均冷
却速度を０．５℃／ｓ〜３．０℃／ｓの範囲内で加速冷
却する。 （ｂ）７５０〜１０５０℃の温度範囲で中間圧延および
仕上げ圧延を終了させた後、鋼材表面がＡｒ3 −２０℃
以下、Ａｒ1 以上の温度域まで放冷した後、直ちに７０
０℃から４００℃までの鋼材平均冷却速度を０．５℃／
ｓ〜３．０℃／ｓの範囲内で加速冷却する。 （４）質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：
０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．８ 〜２．０％、
Ｎ：０．００３〜０．０１２％、Ｔｉ：０．００５〜
０．０２５％、Ｍｏ：０．３０〜０．７０％を含み、加
えて、Ｖ≦０．２０％、Ｃｒ≦０．７％、Ｎｂ≦０．０
５％、Ｎｉ≦１．０％、Ｃｕ≦１．０％、Ｍｏ≦０．３
％の１種または２種以上を含み、残部Ｆｅおよび不可避
的不純物からなる溶鋼を、予備脱酸処理によって溶存酸
素を質量％で０．００３〜０．０１５％に調整後、さら
にチタン脱酸し、該チタン含有量が質量％で０．００５
〜０．０２５％で、かつ溶鋼の溶存酸素〔Ｏ％〕に対
し、−０．００６≦〔Ｔｉ％〕−２〔Ｏ％〕≦０．００
８の関係を満たす鋳片に鋳造し、該鋳片を１１００〜１
３００℃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回以上圧延した後、以下の（ａ）、（ｂ）の
いずれかの製造工程を経ることを特徴とする強度・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。 （ａ）７５０〜１０５０℃の温度範囲で中間圧延を終了
させ、仕上げ圧延前に鋼材表面がＡｒ3 −２０℃以下、
Ａｒ1 以上の温度域まで放冷した後仕上げ圧延を行い、
その後、直ちに７００℃から４００℃までの鋼材平均冷
却速度を０．５℃／ｓ〜３．０℃／ｓの範囲内で加速冷
却する。 （ｂ）７５０〜１０５０℃の温度範囲で中間圧延および
仕上げ圧延を終了させた後、鋼材表面がＡｒ3 −２０℃
以下、Ａｒ1 以上の温度域まで放冷した後、直ちに７０
０℃から４００℃までの鋼材平均冷却速度を０．５℃／
ｓ〜３．０℃／ｓの範囲内で加速冷却する。
【０００７】
【作用】以下、本発明の作用を実施例に基づき詳細に説
明する。鋼材の強度、靱性は、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、靱性は向上する。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。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。
明する。鋼材の強度、靱性は、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、靱性は向上する。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。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。
【０００８】 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
結果として特に靱性が低下する。また、の微細析出物
による析出強化も靱性を低下させる。従って、靱性を確
保しつつ強度を上昇させることが可能なのはのフェラ
イト結晶粒径の微細化のみである。
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
結果として特に靱性が低下する。また、の微細析出物
による析出強化も靱性を低下させる。従って、靱性を確
保しつつ強度を上昇させることが可能なのはのフェラ
イト結晶粒径の微細化のみである。
【０００９】また、耐火性能に関しては、鋼材の高温強
度は鉄の融点のほぼ１／２の温度の７００℃以下では常
温での強化機構とほぼ同様であり、一般にＭｏ，Ｃｒの
添加により析出強化することと転位の消失抑制による高
温での軟化抵抗を高めることにより達成されている。し
かしＭｏ，Ｃｒの添加は著しく焼入れ性を上げ、母材の
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Ｍｏ，Ｃｒが濃化し、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靱性が低下する。
度は鉄の融点のほぼ１／２の温度の７００℃以下では常
温での強化機構とほぼ同様であり、一般にＭｏ，Ｃｒの
添加により析出強化することと転位の消失抑制による高
温での軟化抵抗を高めることにより達成されている。し
かしＭｏ，Ｃｒの添加は著しく焼入れ性を上げ、母材の
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Ｍｏ，Ｃｒが濃化し、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靱性が低下する。
【００１０】本発明の特徴は厚肉フランジを有するＨ形
鋼の熱間圧延での製造時に仕上圧延前あるいは後に空冷
して一部にフェライトを出現させたのち、加速冷却し
て、ベイナイト相あるいは、フェライト相の組織分率の
上昇を防止し、細粒なフェライト組織とし、強度、靱
性、耐火性の全てを満足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。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０．０５％未満では、構造用鋼として必
要な強度が得られず、また０．１５％を超える過剰の添
加は、母材靱性、耐溶接割れ性、溶接熱影響部靱性等を
著しく低下させるので、下限を０．０５％、上限を０．
１５％とした。
鋼の熱間圧延での製造時に仕上圧延前あるいは後に空冷
して一部にフェライトを出現させたのち、加速冷却し
て、ベイナイト相あるいは、フェライト相の組織分率の
上昇を防止し、細粒なフェライト組織とし、強度、靱
性、耐火性の全てを満足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。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０．０５％未満では、構造用鋼として必
要な強度が得られず、また０．１５％を超える過剰の添
加は、母材靱性、耐溶接割れ性、溶接熱影響部靱性等を
著しく低下させるので、下限を０．０５％、上限を０．
１５％とした。
【００１１】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
靱性を著しく低下させる。また、０．０５％未満では必
要な溶鋼の予備脱酸ができないため、Ｓｉ含有量を０．
０５％〜０．５０％の範囲に限定した。Ｍｎは母材の強
度、靱性の確保には０．８％以上の添加が必要である
が、溶接部の靱性、割れ性等の許容できる範囲内で上限
を２．０％とした。
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
靱性を著しく低下させる。また、０．０５％未満では必
要な溶鋼の予備脱酸ができないため、Ｓｉ含有量を０．
０５％〜０．５０％の範囲に限定した。Ｍｎは母材の強
度、靱性の確保には０．８％以上の添加が必要である
が、溶接部の靱性、割れ性等の許容できる範囲内で上限
を２．０％とした。
【００１２】Ｎは不可避不純物として鋼中に混入する元
素であり、過剰に固溶すると靱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、０．０
０３％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％を超えると母材靱性が劣化し、連続鋳造
時に鋼片に表面割れが生じるため０．０１５％を上限と
した。
素であり、過剰に固溶すると靱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、０．０
０３％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％を超えると母材靱性が劣化し、連続鋳造
時に鋼片に表面割れが生じるため０．０１５％を上限と
した。
【００１３】Ａｌは強力な脱酸元素であるが、０．００
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、靱性の低下がもたらされるため、０．
００５％以下とした。Ｍｏは耐火性能、即ち母材の高温
での強化に有効な元素であるが、０．３０％未満では十
分な高温強度を発揮できないため不適であり、０．７０
％よりも高濃度であれば溶接割れ、熱間加工割れなどが
懸念されること、合金コストを増加させ経済的でなくな
ること等により不適である。したがって、適する成分範
囲を０．３０〜０．７０％とした。
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、靱性の低下がもたらされるため、０．
００５％以下とした。Ｍｏは耐火性能、即ち母材の高温
での強化に有効な元素であるが、０．３０％未満では十
分な高温強度を発揮できないため不適であり、０．７０
％よりも高濃度であれば溶接割れ、熱間加工割れなどが
懸念されること、合金コストを増加させ経済的でなくな
ること等により不適である。したがって、適する成分範
囲を０．３０〜０．７０％とした。
【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
り溶接割れや靱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
の上昇及び靱性向上の目的で、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
り溶接割れや靱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
の上昇及び靱性向上の目的で、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
材靱性や溶接熱影響部靱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
材靱性や溶接熱影響部靱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、靱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靱性及び硬化性
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、靱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靱性及び硬化性
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。溶
鉄の予備脱酸処理を行い、溶存酸素を重量％で０．００
３〜０．０１５％に制御するのは、溶鉄を高清浄化する
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０．０
０３％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
め靱性は向上できない。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、靱性を低下させる。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。溶
鉄の予備脱酸処理を行い、溶存酸素を重量％で０．００
３〜０．０１５％に制御するのは、溶鉄を高清浄化する
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０．０
０３％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
め靱性は向上できない。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、靱性を低下させる。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】Ｔｉは脱酸材としてＴｉ系酸化物を生成さ
せ、圧延時に粒内フェライトの生成を促進させ、また微
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、母材及び溶接部の靱性を向
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、析出硬化を生じ溶接熱影響部の靱性
を著しく低下させるため０．００５〜０．０２５％に制
限した。
せ、圧延時に粒内フェライトの生成を促進させ、また微
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、母材及び溶接部の靱性を向
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、析出硬化を生じ溶接熱影響部の靱性
を著しく低下させるため０．００５〜０．０２５％に制
限した。
【００２０】さらに溶鋼のＴｉ含有量〔Ｔｉ％〕を溶鋼
の溶存酸素〔Ｏ％〕に対し−０．００６≦〔Ｔｉ％〕−
２〔Ｏ％〕≦０．００８％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Ｔｉが〔Ｏ〕濃度に
対し過剰である場合は粒内フェライト生成核としては無
効なＴｉ2 Ｏを多数生成して組織の細粒化ができず靱性
が低下し、重量％でＴｉが〔Ｏ〕濃度に対し過小である
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靱性が低下するためであ
る。Ｔｉ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、Ｔｉ酸化物の量と組成の制御を容易
にするためである。
の溶存酸素〔Ｏ％〕に対し−０．００６≦〔Ｔｉ％〕−
２〔Ｏ％〕≦０．００８％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Ｔｉが〔Ｏ〕濃度に
対し過剰である場合は粒内フェライト生成核としては無
効なＴｉ2 Ｏを多数生成して組織の細粒化ができず靱性
が低下し、重量％でＴｉが〔Ｏ〕濃度に対し過小である
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靱性が低下するためであ
る。Ｔｉ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、Ｔｉ酸化物の量と組成の制御を容易
にするためである。
【００２１】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、低温圧延ほど靱性は向上するが、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靱性が低下す
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、低温圧延ほど靱性は向上するが、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靱性が低下す
るためである。
【００２２】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 −１
００℃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、靱性が
向上する。
て鋼材表層部の温度をＡｒ3 −２０℃以下、Ａｒ3 −１
００℃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、靱性が
向上する。
【００２３】中間圧延終了後、仕上圧延前あるいは後に
表面温度をＡｒ3 −２０℃以下、Ａｒ1 以上まで放冷す
るのは表面から約２０mm程度の厚みまでフェライト変態
を進行させるためであり、このフェライトの生成によ
り、ベイナイト相あるいはマルテンサイト相の生成が抑
制されるためである。この温度域よりも高温域で放冷を
停止し加速冷却を行うとベイナイト相あるいはマルテン
サイト相の組織分率が顕著に上昇し、靱性が低下する。
また、この温度域よりも低温域まで放冷すると、加速冷
却によるフェライト細粒化の効果がみられなくなり、強
度が低下する。また、上述の最適な温度域までの放冷
は、仕上圧延前あるいは後のいずれでも構わない。その
理由は、仕上圧延での圧下量は小さく、仕上圧延の有無
による材質変動は無視できるためである。
表面温度をＡｒ3 −２０℃以下、Ａｒ1 以上まで放冷す
るのは表面から約２０mm程度の厚みまでフェライト変態
を進行させるためであり、このフェライトの生成によ
り、ベイナイト相あるいはマルテンサイト相の生成が抑
制されるためである。この温度域よりも高温域で放冷を
停止し加速冷却を行うとベイナイト相あるいはマルテン
サイト相の組織分率が顕著に上昇し、靱性が低下する。
また、この温度域よりも低温域まで放冷すると、加速冷
却によるフェライト細粒化の効果がみられなくなり、強
度が低下する。また、上述の最適な温度域までの放冷
は、仕上圧延前あるいは後のいずれでも構わない。その
理由は、仕上圧延での圧下量は小さく、仕上圧延の有無
による材質変動は無視できるためである。
【００２４】仕上圧延前に放冷した鋼材は仕上圧延後、
仕上圧延後に放冷した鋼材はただちに加速冷却を行う。
４００℃までの平均冷却速度を０．５℃／ｓ〜３．０℃
／ｓの範囲内で冷却して製造するとしたのは、この冷却
速度範囲よりも高冷却速度で加速冷却すると、ベイナイ
ト相やマルテンサイト相の組織分率が上昇し、靱性が低
下する。また、この冷却速度範囲よりも低冷却速度で加
速冷却しても、加速冷却によるフェライト細粒化の効果
がみられなくなり、強度が低下する。従って、上述の冷
却速度の範囲を最適な冷却速度範囲とする。
仕上圧延後に放冷した鋼材はただちに加速冷却を行う。
４００℃までの平均冷却速度を０．５℃／ｓ〜３．０℃
／ｓの範囲内で冷却して製造するとしたのは、この冷却
速度範囲よりも高冷却速度で加速冷却すると、ベイナイ
ト相やマルテンサイト相の組織分率が上昇し、靱性が低
下する。また、この冷却速度範囲よりも低冷却速度で加
速冷却しても、加速冷却によるフェライト細粒化の効果
がみられなくなり、強度が低下する。従って、上述の冷
却速度の範囲を最適な冷却速度範囲とする。
【００２５】
【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で所定の寸法のＨ形鋼となるまで成形を行う。
このとき、必要に応じて第２中間圧延機４での圧延パス
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℃の温度範囲で中間圧
延を終了させる。その後、仕上圧延機５による仕上圧延
前に第２中間圧延機４と仕上圧延機５との間の任意の場
所において所定の温度域、即ち鋼材表面がＡｒ3 −２０
℃以下、Ａｒ1 以上の温度域まで放冷させる。その後、
仕上圧延を経て、仕上圧延機５の下流側に設置された水
冷による鋼材の加速冷却装置６により、所定の冷却速
度、即ち７００℃から４００℃までの冷却速度を０．５
℃／ｓ〜３．０℃／ｓの範囲内に確保できるように加速
冷却を行う。冷却後は冷却床７で次工程の矯正まで放冷
される。
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で所定の寸法のＨ形鋼となるまで成形を行う。
このとき、必要に応じて第２中間圧延機４での圧延パス
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℃の温度範囲で中間圧
延を終了させる。その後、仕上圧延機５による仕上圧延
前に第２中間圧延機４と仕上圧延機５との間の任意の場
所において所定の温度域、即ち鋼材表面がＡｒ3 −２０
℃以下、Ａｒ1 以上の温度域まで放冷させる。その後、
仕上圧延を経て、仕上圧延機５の下流側に設置された水
冷による鋼材の加速冷却装置６により、所定の冷却速
度、即ち７００℃から４００℃までの冷却速度を０．５
℃／ｓ〜３．０℃／ｓの範囲内に確保できるように加速
冷却を行う。冷却後は冷却床７で次工程の矯正まで放冷
される。
【００２６】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）から試験片を採取して
求めた。なお、この箇所の特性を求めたのは、フランジ
１／４Ｂ部は母材の平均的な機械特性を示すので、この
部位で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）から試験片を採取して
求めた。なお、この箇所の特性を求めたのは、フランジ
１／４Ｂ部は母材の平均的な機械特性を示すので、この
部位でＨ形鋼の機械試験特性を代表できるとしたためで
ある。
【００２７】表１および表２は、試作鋼の化学成分値を
示し、表３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。
示し、表３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。
【００２８】
【表１】
【００２９】
【表２】
【００３０】
【表３】
【００３１】また、表１および表２での成分範囲におい
てはＡｒ3 点は８６０℃から８００℃の間、Ａｒ1 点は
７００℃から６５０℃の間にあるため、放冷停止温度を
Ａｒ 1 点以上、Ａｒ3 点−２０℃以下とするには、少な
くとも７００℃以上７８０℃以下とする必要がある。表
３に示すように本発明による鋼１〜６は、母材を代表す
る部位であるフランジ１／４Ｂ部、で目標の母材強度
（前記ＪＩＳＧ３１０６，ＳＭ４９０）と０℃でのシャ
ルピー衝撃吸収エネルギーの目標値（前記ＪＩＳＧ３１
０６，ＳＭ４９０Ｃ）である４５（Ｊ）以上を充分に満
足する。
てはＡｒ3 点は８６０℃から８００℃の間、Ａｒ1 点は
７００℃から６５０℃の間にあるため、放冷停止温度を
Ａｒ 1 点以上、Ａｒ3 点−２０℃以下とするには、少な
くとも７００℃以上７８０℃以下とする必要がある。表
３に示すように本発明による鋼１〜６は、母材を代表す
る部位であるフランジ１／４Ｂ部、で目標の母材強度
（前記ＪＩＳＧ３１０６，ＳＭ４９０）と０℃でのシャ
ルピー衝撃吸収エネルギーの目標値（前記ＪＩＳＧ３１
０６，ＳＭ４９０Ｃ）である４５（Ｊ）以上を充分に満
足する。
【００３２】一方、比較鋼の鋼７では、Ｔｉ，Ｏ以外の
成分、放冷停止温度、７００℃から４００℃までの冷却
速度は本発明における条件に適合しているが、ＡｌとＯ
の濃度バランスが、〔Ｔｉ％〕−２〔Ｏ〕が０．００９
６で、本発明での条件である、−０．００６以上、０．
００８以下の範囲に逸脱するため、強度は目標値より
も、低い値となっている。鋼８では放冷停止温度、４０
０℃までの冷却速度は本発明における製造条件の範囲内
であるが、Ｍｎの濃度が２．１０％であり、０℃でのシ
ャルピー衝撃吸収エネルギーの目標値を満足しない。鋼
９では成分、７００℃から４００℃までの冷却速度はと
もに本発明の製造条件を満足するものの、放冷停止温度
が６４０℃であり、Ａｒ1 点よりも低い温度であるた
め、強度は目標値を下回る。鋼１０では成分、放冷後７
００℃から４００℃までの冷却速度はともに本発明の製
造条件を満足するものの、放冷停止温度が８７０℃でＡ
ｒ3 点−２０℃以上となり、０℃でのシャルピー衝撃吸
収エネルギーが著しく低く目標値以下となる。鋼１１で
は成分、放冷停止温度はともに本発明における製造条件
を満たすものの、７００℃から４００℃までの冷却速度
が０．４℃／ｓであり、本発明における冷却速度の下限
値０．５℃／ｓを下回るため、強度は目標値よりも、低
い値となる。鋼１２は、成分、放冷停止温度はともに本
発明における製造条件を満たすものの、７００℃から４
００℃までの冷却速度が３．１℃／ｓであり、本発明に
おける冷却速度の上限値３．０℃／ｓを上回るため、０
℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが低く、目標値を
満足しない。
成分、放冷停止温度、７００℃から４００℃までの冷却
速度は本発明における条件に適合しているが、ＡｌとＯ
の濃度バランスが、〔Ｔｉ％〕−２〔Ｏ〕が０．００９
６で、本発明での条件である、−０．００６以上、０．
００８以下の範囲に逸脱するため、強度は目標値より
も、低い値となっている。鋼８では放冷停止温度、４０
０℃までの冷却速度は本発明における製造条件の範囲内
であるが、Ｍｎの濃度が２．１０％であり、０℃でのシ
ャルピー衝撃吸収エネルギーの目標値を満足しない。鋼
９では成分、７００℃から４００℃までの冷却速度はと
もに本発明の製造条件を満足するものの、放冷停止温度
が６４０℃であり、Ａｒ1 点よりも低い温度であるた
め、強度は目標値を下回る。鋼１０では成分、放冷後７
００℃から４００℃までの冷却速度はともに本発明の製
造条件を満足するものの、放冷停止温度が８７０℃でＡ
ｒ3 点−２０℃以上となり、０℃でのシャルピー衝撃吸
収エネルギーが著しく低く目標値以下となる。鋼１１で
は成分、放冷停止温度はともに本発明における製造条件
を満たすものの、７００℃から４００℃までの冷却速度
が０．４℃／ｓであり、本発明における冷却速度の下限
値０．５℃／ｓを下回るため、強度は目標値よりも、低
い値となる。鋼１２は、成分、放冷停止温度はともに本
発明における製造条件を満たすものの、７００℃から４
００℃までの冷却速度が３．１℃／ｓであり、本発明に
おける冷却速度の上限値３．０℃／ｓを上回るため、０
℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが低く、目標値を
満足しない。
【００３３】また、耐火性に関しては、Ｍｏ濃度が０．
３０以上であれば優れた溶接性を確保することが可能で
あり、鋼１〜６はその条件を満足しているので良溶接性
を有していると判断できる。即ち、本発明の要件が全て
満たされた時に、表３に示される鋼１〜６のように、母
材強度、靱性、耐火性の優れた厚肉フランジＨ形鋼の熱
間圧延による製造が可能になる。なお、本発明が対象と
する圧延形鋼は、上述のＨ形鋼のみならず、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。
３０以上であれば優れた溶接性を確保することが可能で
あり、鋼１〜６はその条件を満足しているので良溶接性
を有していると判断できる。即ち、本発明の要件が全て
満たされた時に、表３に示される鋼１〜６のように、母
材強度、靱性、耐火性の優れた厚肉フランジＨ形鋼の熱
間圧延による製造が可能になる。なお、本発明が対象と
する圧延形鋼は、上述のＨ形鋼のみならず、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。
【００３４】なお、上記実施例における製鋼法は転炉で
の製造を前提にしているが、予備脱酸処理がより行い易
い電気炉、もしくはそれらとその補助的溶融処理炉との
組合せ工程を採用して本発明の溶存酸素に調整してもよ
い。また、圧延パス間の復熱過程はリバース圧延もしく
は連続圧延の当該圧延開始より終了までのパス間で実施
するが、この復熱を強制的に急速加熱手段によってもよ
い。
の製造を前提にしているが、予備脱酸処理がより行い易
い電気炉、もしくはそれらとその補助的溶融処理炉との
組合せ工程を採用して本発明の溶存酸素に調整してもよ
い。また、圧延パス間の復熱過程はリバース圧延もしく
は連続圧延の当該圧延開始より終了までのパス間で実施
するが、この復熱を強制的に急速加熱手段によってもよ
い。
【００３５】
【発明の効果】本発明により、母材強度、靱性、溶接性
の優れた厚肉フランジＨ形鋼の熱間圧延による製造が可
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。
の優れた厚肉フランジＨ形鋼の熱間圧延による製造が可
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…鋼材冷却装置 ７…冷却床 ８…Ｈ形鋼 ９…フランジ １０…ウェブ １１…フィレット部
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 江田 和彦 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 (72)発明者 小野寺 紀昭 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 (56)参考文献 特開 平４−279247（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−83821（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−263182（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−157117（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−163341（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−240350（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−122922（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−100924（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−235021（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C21D 8/00 - 8/10
Claims (4)
- 【請求項１】 質量％で、Ｃ ：０．０５〜０．１５
％、 Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、 Ｍｎ：０．８ 〜２．０％、 Ｎ ：０．００３〜０．０１２％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、 Ｍｏ：０．３０〜０．７０％、 を含み、残部Ｆｅおよび不可避的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質量％で０．００
３〜０．０１５％に調整後、さらにチタン脱酸し、該チ
タン含有量が質量％で０．００５〜０．０２５％で、か
つ溶鋼の溶存酸素〔Ｏ％〕に対し、−０．００６≦〔Ｔ
ｉ％〕−２〔Ｏ％〕≦０．００８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た後、以下の（ａ）、
（ｂ）のいずれかの製造工程を経ることを特徴とする強
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。 （ａ）７５０〜１０５０℃の温度範囲で中間圧延を終了
させ、仕上げ圧延前に鋼材表面がＡｒ3 −２０℃以下、
Ａｒ1 以上の温度域まで放冷した後仕上げ圧延を行い、
その後、直ちに７００℃から４００℃までの鋼材平均冷
却速度を０．５℃／ｓ〜３．０℃／ｓの範囲内で加速冷
却する。 （ｂ）７５０〜１０５０℃の温度範囲で中間圧延および
仕上げ圧延を終了させた後、鋼材表面がＡｒ3 −２０℃
以下、Ａｒ1 以上の温度域まで放冷した後、直ちに７０
０℃から４００℃までの鋼材平均冷却速度を０．５℃／
ｓ〜３．０℃／ｓの範囲内で加速冷却する。 - 【請求項２】 質量％で、Ｃ ：０．０５〜０．１５
％、 Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、 Ｍｎ：０．８ 〜２．０％、 Ｎ ：０．００３〜０．０１２％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、 Ｍｏ：０．３０〜０．７０％、 を含み、残部Ｆｅおよび不可避的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質量％で０．００
３〜０．０１５％に調整後、さらにチタン脱酸し、該チ
タン含有量が質量％で０．００５〜０．０２５％で、か
つ溶鋼の溶存酸素〔Ｏ％〕に対し、−０．００６≦〔Ｔ
ｉ％〕−２〔Ｏ％〕≦０．００８の関係を満たす鋳片に
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回以上圧延した
後、以下の（ａ）、（ｂ）のいずれかの製造工程を経る
ことを特徴とする強度・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。 （ａ）７５０〜１０５０℃の温度範囲で中間圧延を終了
させ、仕上げ圧延前に鋼材表面がＡｒ3 −２０℃以下、
Ａｒ1 以上の温度域まで放冷した後仕上げ圧延を行い、
その後、直ちに７００℃から４００℃までの鋼材平均冷
却速度を０．５℃／ｓ〜３．０℃／ｓの範囲内で加速冷
却する。 （ｂ）７５０〜１０５０℃の温度範囲で中間圧延および
仕上げ圧延を終了させた後、鋼材表面がＡｒ3 −２０℃
以下、Ａｒ1 以上の温度域まで放冷した後、直ちに７０
０℃から４００℃までの鋼材平均冷却速度を０．５℃／
ｓ〜３．０℃／ｓの範囲内で加速冷却する。 - 【請求項３】 質量％で、Ｃ ：０．０５〜０．１５
％、 Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、 Ｍｎ：０．８ 〜２．０％、 Ｎ ：０．００３〜０．０１２％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、 Ｍｏ：０．３０〜０．７０％、 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Ｆｅお
よび不可避的不純物からなる溶鋼を、予備脱酸処理によ
って溶存酸素を質量％で０．００３〜０．０１５％に調
整後、さらにチタン脱酸し、該チタン含有量が質量％で
０．００５〜０．０２５％で、かつ溶鋼の溶存酸素〔Ｏ
％〕に対し、−０．００６≦〔Ｔｉ％〕−２〔Ｏ％〕≦
０．００８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
を開始した後、以下の（ａ）、（ｂ）のいずれかの製造
工程を経ることを特徴とする強度・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。 （ａ）７５０〜１０５０℃の温度範囲で中間圧延を終了
させ、仕上げ圧延前に鋼材表面がＡｒ3 −２０℃以下、
Ａｒ1 以上の温度域まで放冷した後仕上げ圧延を行い、
その後、直ちに７００℃から４００℃までの鋼材平均冷
却速度を０．５℃／ｓ〜３．０℃／ｓの範囲内で加速冷
却する。 （ｂ）７５０〜１０５０℃の温度範囲で中間圧延および
仕上げ圧延を終了させた後、鋼材表面がＡｒ3 −２０℃
以下、Ａｒ1 以上の温度域まで放冷した後、直ちに７０
０℃から４００℃までの鋼材平均冷却速度を０．５℃／
ｓ〜３．０℃／ｓの範囲内で加速冷却する。 - 【請求項４】 質量％で、Ｃ ：０．０５〜０．１５
％、 Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、 Ｍｎ：０．８ 〜２．０％、 Ｎ ：０．００３〜０．０１２％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、 Ｍｏ：０．３０〜０．７０％、 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Ｆｅお
よび不可避的不純物からなる溶鋼を、予備脱酸処理によ
って溶存酸素を質量％で０．００３〜０．０１５％に調
整後、さらにチタン脱酸し、該チタン含有量が質量％で
０．００５〜０．０２５％で、かつ溶鋼の溶存酸素〔Ｏ
％〕に対し、−０．００６≦〔Ｔｉ％〕−２〔Ｏ％〕≦
０．００８の関係を満たす鋳片に鋳造し、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 −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回以上圧延した後、以下の（ａ）、
（ｂ）のいずれかの製造工程を経ることを特徴とする強
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。 （ａ）７５０〜１０５０℃の温度範囲で中間圧延を終了
させ、仕上げ圧延前に鋼材表面がＡｒ3 −２０℃以下、
Ａｒ1 以上の温度域まで放冷した後仕上げ圧延を行い、
その後、直ちに７００℃から４００℃までの鋼材平均冷
却速度を０．５℃／ｓ〜３．０℃／ｓの範囲内で加速冷
却する。 （ｂ）７５０〜１０５０℃の温度範囲で中間圧延および
仕上げ圧延を終了させた後、鋼材表面がＡｒ3 −２０℃
以下、Ａｒ1 以上の温度域まで放冷した後、直ちに７０
０℃から４００℃までの鋼材平均冷却速度を０．５℃／
ｓ〜３．０℃／ｓの範囲内で加速冷却する。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP06029705A JP3107698B2 (ja) | 1994-02-28 | 1994-02-28 | 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 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP06029705A JP3107698B2 (ja) | 1994-02-28 | 1994-02-28 | 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 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07238319A JPH07238319A (ja) | 1995-09-12 |
| JP3107698B2 true JP3107698B2 (ja) | 2000-11-13 |
Family
ID=12283530
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP06029705A Expired - Lifetime JP3107698B2 (ja) | 1994-02-28 | 1994-02-28 | 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 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3107698B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4855553B2 (ja) * | 2009-11-27 | 2012-01-18 | 新日本製鐵株式会社 | 高強度極厚ｈ形鋼及びその製造方法 |
| CN109234619A (zh) * | 2018-09-18 | 2019-01-18 | 石横特钢集团有限公司 | 一种高韧性mg600热轧锚杆钢筋的生产方法 |
-
1994
- 1994-02-28 JP JP06029705A patent/JP3107698B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH07238319A (ja) | 1995-09-12 |
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