JP3127721B2 - 耐火用低降伏比形鋼の製造方法 - Google Patents
耐火用低降伏比形鋼の製造方法Info
- Publication number
- JP3127721B2 JP3127721B2 JP06159927A JP15992794A JP3127721B2 JP 3127721 B2 JP3127721 B2 JP 3127721B2 JP 06159927 A JP06159927 A JP 06159927A JP 15992794 A JP15992794 A JP 15992794A JP 3127721 B2 JP3127721 B2 JP 3127721B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- rolling
- steel
- temperature
- yield ratio
- cooling
- 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.)
- Expired - Fee Related
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は主に建築用の構造部材と
して用いられる耐火性、低降伏比特性を有する形鋼の製
造方法に関する。
して用いられる耐火性、低降伏比特性を有する形鋼の製
造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】建築用の構造部材の分野においては、限
界状態設計法の採用及び１９８７年４月の新耐火設計法
の制定等の動向に伴い、鋼材に要求される特性として低
降伏比及び高温での高強度化が重要視されてきている。
界状態設計法の採用及び１９８７年４月の新耐火設計法
の制定等の動向に伴い、鋼材に要求される特性として低
降伏比及び高温での高強度化が重要視されてきている。
【０００３】このような動向に対応し低降伏比と耐火性
とを兼備した鋼材の製造方法が種々提案されている。こ
れらは、特開平２−７７５２３号、特開平２−１６３３
４１号、特開平３−２７１３４２号各公報に代表される
ようにＡｒ3 点以上のオーステナイト高温域で圧延を終
了するものが主体であり、γ＋α２相域における圧延に
よる降伏比の上昇を回避している。
とを兼備した鋼材の製造方法が種々提案されている。こ
れらは、特開平２−７７５２３号、特開平２−１６３３
４１号、特開平３−２７１３４２号各公報に代表される
ようにＡｒ3 点以上のオーステナイト高温域で圧延を終
了するものが主体であり、γ＋α２相域における圧延に
よる降伏比の上昇を回避している。
【０００４】一方、特開平３−２７７７１５号公報では
γ＋α２相域で圧延を行い、その後直ちに加速冷却を実
施し、Ｃ，Ｎにより固着されたフェライトとベイナイト
又はマルテンサイトの混合組織とすることにより降伏強
さを低くするとともに一様伸びを増加させている。
γ＋α２相域で圧延を行い、その後直ちに加速冷却を実
施し、Ｃ，Ｎにより固着されたフェライトとベイナイト
又はマルテンサイトの混合組織とすることにより降伏強
さを低くするとともに一様伸びを増加させている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】建築用の構造部材に用
いられる形鋼においては、厳しい圧延造形上の制約によ
り圧延仕上温度が低下する傾向がある。またシリーズ、
サイズの多様化に伴い、圧延仕上温度（本出願では材質
に実質的な影響を及ぼすユニバーサルミル（Ｒ２）の仕
上温度と定義する）は６５０℃〜８５０℃の広範囲にわ
たり変化する。このような圧延上の制約に加え、材質面
では低降伏比、高温での高強度化に加え、低炭素当量化
が要求される。
いられる形鋼においては、厳しい圧延造形上の制約によ
り圧延仕上温度が低下する傾向がある。またシリーズ、
サイズの多様化に伴い、圧延仕上温度（本出願では材質
に実質的な影響を及ぼすユニバーサルミル（Ｒ２）の仕
上温度と定義する）は６５０℃〜８５０℃の広範囲にわ
たり変化する。このような圧延上の制約に加え、材質面
では低降伏比、高温での高強度化に加え、低炭素当量化
が要求される。
【０００６】上述した従来の技術では、低降伏比及び高
温での高強度を得るために、Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖ等の合金元
素を複合添加した鋼を採用することと、Ａｒ3 点以上の
オーステナイト高温域で圧延を終了することに主眼をお
いているため、形鋼のように圧延仕上温度がＡｒ3 点以
下のγ＋α２相域となる比率が高い場合には、低降伏比
の要求を満足することが困難である。
温での高強度を得るために、Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖ等の合金元
素を複合添加した鋼を採用することと、Ａｒ3 点以上の
オーステナイト高温域で圧延を終了することに主眼をお
いているため、形鋼のように圧延仕上温度がＡｒ3 点以
下のγ＋α２相域となる比率が高い場合には、低降伏比
の要求を満足することが困難である。
【０００７】本発明はかかる事情に鑑みてなされたもの
であって、Ａｒ3 点以下の圧延仕上温度を採用して、低
降伏比の耐火用形鋼を製造することができる耐火用低降
伏比形鋼の製造方法を提供することを目的とする。
であって、Ａｒ3 点以下の圧延仕上温度を採用して、低
降伏比の耐火用形鋼を製造することができる耐火用低降
伏比形鋼の製造方法を提供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段及び作用】重量％で、Ｃ：
０．０３〜０．１８％、Ｓｉ：０．０５〜１．５％、Ｍ
ｎ：０．３〜２．０％、Ｍｏ：０．１〜０．７％を含有
し（但し、Ｎｂを無添加とする）、圧延仕上温度（Ｔ
f）がＡｒ3点以下となるように形鋼圧延された素材に対
し、圧延終了後（Ａｒ3−Ｔf）×０．８（秒）以上の間
放冷し、その後４〜２０℃／Ｓの速度で３００〜５５０
℃の温度範囲まで加速冷却を行うことを特徴とする耐火
用低降伏比形鋼の製造方法を提供する。
０．０３〜０．１８％、Ｓｉ：０．０５〜１．５％、Ｍ
ｎ：０．３〜２．０％、Ｍｏ：０．１〜０．７％を含有
し（但し、Ｎｂを無添加とする）、圧延仕上温度（Ｔ
f）がＡｒ3点以下となるように形鋼圧延された素材に対
し、圧延終了後（Ａｒ3−Ｔf）×０．８（秒）以上の間
放冷し、その後４〜２０℃／Ｓの速度で３００〜５５０
℃の温度範囲まで加速冷却を行うことを特徴とする耐火
用低降伏比形鋼の製造方法を提供する。
【０００９】また、第２に、重量％で、Ｃ：０．０３〜
０．１８％、Ｓｉ：０．０５〜１．５％、Ｍｎ：０．３
〜２．０％、Ｍｏ：０．１〜０．７％を含有し（但しＮ
ｂを無添加とする）、さらにＶ：０．０１〜０．３０
％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％、Ｃｕ：０．０２
〜１．５％、Ｎｉ：０．０２〜１．５％、Ｃｒ：０．０
５〜１．０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％のう
ち一種または2種以上を含有し、圧延仕上温度（Ｔf）が
Ａｒ3点以下となるように形鋼圧延された素材に対し、
圧延終了後（Ａｒ3−Ｔf）×０．８（秒）以上の間放冷
し、その後４〜２０℃／Ｓの速度で３００〜５５０℃の
温度範囲まで加速冷却を行うことを特徴とする耐火用低
降伏比形鋼の製造方法を提供する。
０．１８％、Ｓｉ：０．０５〜１．５％、Ｍｎ：０．３
〜２．０％、Ｍｏ：０．１〜０．７％を含有し（但しＮ
ｂを無添加とする）、さらにＶ：０．０１〜０．３０
％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％、Ｃｕ：０．０２
〜１．５％、Ｎｉ：０．０２〜１．５％、Ｃｒ：０．０
５〜１．０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％のう
ち一種または2種以上を含有し、圧延仕上温度（Ｔf）が
Ａｒ3点以下となるように形鋼圧延された素材に対し、
圧延終了後（Ａｒ3−Ｔf）×０．８（秒）以上の間放冷
し、その後４〜２０℃／Ｓの速度で３００〜５５０℃の
温度範囲まで加速冷却を行うことを特徴とする耐火用低
降伏比形鋼の製造方法を提供する。
【００１０】本願発明者らは、耐火性の観点から優れた
高温強度と常温での低降伏比が必要な耐火用形鋼を製造
するにあたり、造形上の制約より圧延仕上温度がＡｒ3
点以下となる場合においても優れた高温強度と低降伏比
を有する形鋼の製造方法について検討した結果、成分系
と圧延後の冷却条件の最適化を図り、特にγ＋α域での
圧延により加工硬化したフェライトを意図的に放冷し回
復・再結晶させた後、加速冷却を行うことにより上記特
性が満足されることを見出し、本発明を完成させた。
高温強度と常温での低降伏比が必要な耐火用形鋼を製造
するにあたり、造形上の制約より圧延仕上温度がＡｒ3
点以下となる場合においても優れた高温強度と低降伏比
を有する形鋼の製造方法について検討した結果、成分系
と圧延後の冷却条件の最適化を図り、特にγ＋α域での
圧延により加工硬化したフェライトを意図的に放冷し回
復・再結晶させた後、加速冷却を行うことにより上記特
性が満足されることを見出し、本発明を完成させた。
【００１１】従ってγ＋α域で圧延し加速冷却を行う点
においては特開平３−２７７７１５号公報に開示された
技術と類似しているが、特開平３−２７７７１５号公報
では圧延後直ちに加速冷却を行いフェライトの転位密度
が高い状態から加速冷却を行うのに対し、本発明は圧延
後意図的に放冷し、回復・再結晶によりフェライトの転
位密度が低い状態から加速冷却を行う点で根本的に異な
る。
においては特開平３−２７７７１５号公報に開示された
技術と類似しているが、特開平３−２７７７１５号公報
では圧延後直ちに加速冷却を行いフェライトの転位密度
が高い状態から加速冷却を行うのに対し、本発明は圧延
後意図的に放冷し、回復・再結晶によりフェライトの転
位密度が低い状態から加速冷却を行う点で根本的に異な
る。
【００１２】上記特性のうち、高温強度の上昇に関して
は、従来よりＭｏ，Ｎｂ，Ｖが有効であることが知られ
ている。従って、このように高温強度の上昇に有効なＭ
ｏ，Ｎｂ，Ｖを添加した表１に示す組成を前提とし、低
降伏比の形鋼を得る観点から実験を行った。なお、表１
中、鋼１はＭｏ−Ｖ添加鋼、鋼２はＭｏ添加鋼、鋼３は
Ｍｏ−Ｎｂ添加鋼である。また、Ａｒ3 の値の求め方は
表１の欄外に示した。
は、従来よりＭｏ，Ｎｂ，Ｖが有効であることが知られ
ている。従って、このように高温強度の上昇に有効なＭ
ｏ，Ｎｂ，Ｖを添加した表１に示す組成を前提とし、低
降伏比の形鋼を得る観点から実験を行った。なお、表１
中、鋼１はＭｏ−Ｖ添加鋼、鋼２はＭｏ添加鋼、鋼３は
Ｍｏ−Ｎｂ添加鋼である。また、Ａｒ3 の値の求め方は
表１の欄外に示した。
【００１３】
【表１】
【００１４】図１は、表１に示す鋼１を用いて製造した
フランジ厚さ１２ｍｍの形鋼において、Ｒ２仕上温度が
７３０℃となった場合について、その後の冷却開始まで
の時間を変化させて５℃／ｓで５００℃まで冷却した場
合の引張特性を示す。この図に示すように、加速冷却で
は空冷材に比べ８ｋｇ／ｍｍ2 程度高い引張強度（Ｔ
Ｓ）が得られている。ＴＳは冷却開始までの放冷時間に
伴いほとんど変化しないが、降伏強度（ＹＳ）は放冷時
間が２５秒までは、放冷時間の増加に伴って減少する
が、それ以上ではほぼ一定値となる。従って降伏比（Ｙ
Ｒ）は圧延後直ちに冷却した場合は７９％であるのに対
し、２５秒以上放冷した後に加速冷却を行った場合は６
６％以下まで低下する。
フランジ厚さ１２ｍｍの形鋼において、Ｒ２仕上温度が
７３０℃となった場合について、その後の冷却開始まで
の時間を変化させて５℃／ｓで５００℃まで冷却した場
合の引張特性を示す。この図に示すように、加速冷却で
は空冷材に比べ８ｋｇ／ｍｍ2 程度高い引張強度（Ｔ
Ｓ）が得られている。ＴＳは冷却開始までの放冷時間に
伴いほとんど変化しないが、降伏強度（ＹＳ）は放冷時
間が２５秒までは、放冷時間の増加に伴って減少する
が、それ以上ではほぼ一定値となる。従って降伏比（Ｙ
Ｒ）は圧延後直ちに冷却した場合は７９％であるのに対
し、２５秒以上放冷した後に加速冷却を行った場合は６
６％以下まで低下する。
【００１５】図２は、表１に示す鋼２，３を用いて製造
した図１と同様のフランジ厚さ１２ｍｍの形鋼におい
て、Ｒ２仕上温度が７３０℃となった場合について、圧
延終了（Ｒ２）後の冷却開始までの時間を変化させ４℃
／ｓで４５０℃まで冷却した場合の引張特性を示す。Ｍ
ｏを含有する鋼２では図１の鋼１の場合と同様に、ＹＳ
は放冷時間が２５秒までは、放冷時間の増加に伴って減
少し、ＹＲが低下するが、それ以上では飽和する。一
方、Ｍｏ及びＮｂを含有する鋼３の場合は、圧延終了
（Ｒ２）後５０秒放冷し、その後加速冷却を行った場合
においてもＹＳの低下量は小さく、低ＹＲ化を図ること
が難しい。従って、低降伏比化の観点からはＮｂ添加は
望ましくないことがわかる。
した図１と同様のフランジ厚さ１２ｍｍの形鋼におい
て、Ｒ２仕上温度が７３０℃となった場合について、圧
延終了（Ｒ２）後の冷却開始までの時間を変化させ４℃
／ｓで４５０℃まで冷却した場合の引張特性を示す。Ｍ
ｏを含有する鋼２では図１の鋼１の場合と同様に、ＹＳ
は放冷時間が２５秒までは、放冷時間の増加に伴って減
少し、ＹＲが低下するが、それ以上では飽和する。一
方、Ｍｏ及びＮｂを含有する鋼３の場合は、圧延終了
（Ｒ２）後５０秒放冷し、その後加速冷却を行った場合
においてもＹＳの低下量は小さく、低ＹＲ化を図ること
が難しい。従って、低降伏比化の観点からはＮｂ添加は
望ましくないことがわかる。
【００１６】図３は、表１に示す鋼１を用いて製造した
フランジ厚さ９ｍｍの形鋼において、ウェッブ高さが変
化し、圧延仕上温度が６６０℃〜７３０℃まで変化した
場合について、冷却開始までの時間を変化させ５℃／ｓ
で５００℃まで冷却した際の降伏比（ＹＲ）の変化を示
す。図中白丸中の数字が降伏比である。図３から明らか
なように、いずれの圧延仕上温度においても冷却開始ま
での時間が増加するに伴いＹＲが低下しある時間以上で
ほぼ一定となる。この限界時間はｔ＝（Ａｒ3−Ｔf ）
×０．８で示される。なお、ここでＡｒ3 は供試鋼の変
態開始点、Ｔfは圧延の仕上温度である。
フランジ厚さ９ｍｍの形鋼において、ウェッブ高さが変
化し、圧延仕上温度が６６０℃〜７３０℃まで変化した
場合について、冷却開始までの時間を変化させ５℃／ｓ
で５００℃まで冷却した際の降伏比（ＹＲ）の変化を示
す。図中白丸中の数字が降伏比である。図３から明らか
なように、いずれの圧延仕上温度においても冷却開始ま
での時間が増加するに伴いＹＲが低下しある時間以上で
ほぼ一定となる。この限界時間はｔ＝（Ａｒ3−Ｔf ）
×０．８で示される。なお、ここでＡｒ3 は供試鋼の変
態開始点、Ｔfは圧延の仕上温度である。
【００１７】このように、Ａｒ3 以下の圧延仕上温度を
採用する場合には、高温強度の確保に有効であるＭｏ，
Ｎｂ，Ｖ等の合金元素のうち、降伏比を高めその後に放
冷を行った場合においても降伏比の低下が少ないＮｂを
添加せず、Ｍｏ又はＭｏ−Ｖ系を主体とする鋼を用い、
圧延終了後ｔ＝（Ａｒ3 −Ｔf ）×０．８秒以上の時間
を意図的に放冷後、加速冷却を行うことにより、圧延後
直ちに加速冷却を行う場合に比べ大幅に低い降伏比及び
同等以上の引張強度を有する耐火用低降伏比形鋼が得ら
れるのである。
採用する場合には、高温強度の確保に有効であるＭｏ，
Ｎｂ，Ｖ等の合金元素のうち、降伏比を高めその後に放
冷を行った場合においても降伏比の低下が少ないＮｂを
添加せず、Ｍｏ又はＭｏ−Ｖ系を主体とする鋼を用い、
圧延終了後ｔ＝（Ａｒ3 −Ｔf ）×０．８秒以上の時間
を意図的に放冷後、加速冷却を行うことにより、圧延後
直ちに加速冷却を行う場合に比べ大幅に低い降伏比及び
同等以上の引張強度を有する耐火用低降伏比形鋼が得ら
れるのである。
【００１８】すなわち、高温強度の上昇に有効であるＭ
ｏ，Ｎｂ，Ｖはいずれも析出強化により高温強度を確保
しているが、圧延仕上温度がＡｒ3 点以下の場合、フェ
ライトへ転位が導入され、上記の析出型元素はこのよう
な転位を固着するため、フェライトの回復・再結晶が抑
制され、その結果低降伏比が得にくい。特に引張強度を
上昇させるために圧延後に加速冷却を行う場合には、圧
延完了後直ちに冷却するため加工硬化したフェライトが
室温においても存在し、降伏比が上昇する。そして、こ
のようなフェライトの回復・再結晶の抑制効果は上記元
素のうちＮｂが最も大きい。従って、本発明では、高温
強度の上昇に有効である上記元素のうち、フェライトの
回復・再結晶の抑制効果が最も大きいＮｂを無添加と
し、かつＡｒ3 点及び圧延仕上温度によって定まる特定
時間以上の時間放冷してフェライトを回復・再結晶させ
た後に加速冷却を行うことにより、Ａｒ3 点以下で圧延
が終了する場合においても、優れた高温強度と低降伏比
を有し、かつ空冷材に比べて引張強度が向上した形鋼の
製造が可能となるのである。
ｏ，Ｎｂ，Ｖはいずれも析出強化により高温強度を確保
しているが、圧延仕上温度がＡｒ3 点以下の場合、フェ
ライトへ転位が導入され、上記の析出型元素はこのよう
な転位を固着するため、フェライトの回復・再結晶が抑
制され、その結果低降伏比が得にくい。特に引張強度を
上昇させるために圧延後に加速冷却を行う場合には、圧
延完了後直ちに冷却するため加工硬化したフェライトが
室温においても存在し、降伏比が上昇する。そして、こ
のようなフェライトの回復・再結晶の抑制効果は上記元
素のうちＮｂが最も大きい。従って、本発明では、高温
強度の上昇に有効である上記元素のうち、フェライトの
回復・再結晶の抑制効果が最も大きいＮｂを無添加と
し、かつＡｒ3 点及び圧延仕上温度によって定まる特定
時間以上の時間放冷してフェライトを回復・再結晶させ
た後に加速冷却を行うことにより、Ａｒ3 点以下で圧延
が終了する場合においても、優れた高温強度と低降伏比
を有し、かつ空冷材に比べて引張強度が向上した形鋼の
製造が可能となるのである。
【００１９】次に、本発明における各元素の含有量の限
定理由を示す。なお、％表示はいずれも重量％である。
Ｃは鋼の常温強度、高温強度を安定して確保するために
有効な元素である。しかし、０．０３％未満では十分な
強度を得るのが困難であり、また０．１８％を超えると
溶接性が劣化する。従って、Ｃ量を０．０３〜０．１８
％Ｃとした。
定理由を示す。なお、％表示はいずれも重量％である。
Ｃは鋼の常温強度、高温強度を安定して確保するために
有効な元素である。しかし、０．０３％未満では十分な
強度を得るのが困難であり、また０．１８％を超えると
溶接性が劣化する。従って、Ｃ量を０．０３〜０．１８
％Ｃとした。
【００２０】Ｓｉは脱酸、強度上昇に有効に元素であ
り、そのためには０．０５％以上の添加が必要であるが
１．５％を超えると溶接性を損う。従って，Ｓｉ量を
０．０５〜１．５％とした。
り、そのためには０．０５％以上の添加が必要であるが
１．５％を超えると溶接性を損う。従って，Ｓｉ量を
０．０５〜１．５％とした。
【００２１】Ｍｎは強度確保の上で有効な元素であり、
そのためには０．３％以上の添加が必要である。一方、
２．０％を超える添加は溶接性を損う。従って、Ｍｎ量
を０．３〜２．０％とした。
そのためには０．３％以上の添加が必要である。一方、
２．０％を超える添加は溶接性を損う。従って、Ｍｎ量
を０．３〜２．０％とした。
【００２２】Ｍｏは焼入性の向上，析出強化等により鋼
の高強度化に効果があり、特に中・高温強度に対して有
効である。このような効果を発揮するためには０．１％
以上が必要であるが、０．７％を超える添加はコスト上
昇を招くと共に、溶接性を劣化させる。従って、Ｍｏ量
を０．１〜０．７％とした。
の高強度化に効果があり、特に中・高温強度に対して有
効である。このような効果を発揮するためには０．１％
以上が必要であるが、０．７％を超える添加はコスト上
昇を招くと共に、溶接性を劣化させる。従って、Ｍｏ量
を０．１〜０．７％とした。
【００２３】本発明では以上の必須成分に加えて、必要
に応じて以下の１種又は２種を添加することができる。
Ｖは微量添加においても常温，高温強度の上昇に有効で
あり、そのためには０．０１％以上の添加が必要であ
る。一方０．３％を超える添加は溶接性を劣化させる。
従って、Ｖ量を０．０１〜０．３０％とした。
に応じて以下の１種又は２種を添加することができる。
Ｖは微量添加においても常温，高温強度の上昇に有効で
あり、そのためには０．０１％以上の添加が必要であ
る。一方０．３％を超える添加は溶接性を劣化させる。
従って、Ｖ量を０．０１〜０．３０％とした。
【００２４】ＴｉはＴｉＮを形成しオーステナイト粒を
微細化する効果があり、靭性向上に有効であり、その効
果を奏するためには０．００３％以上が必要であるが、
０．０３％を超えるとＴｉＣを形成し、上述したＮｂと
同様にＡｒ3 点以下の圧延におけるフェライトの回復・
再結晶を著しく抑制する。従って、Ｔｉ量を０．００３
〜０．０３０％とした。
微細化する効果があり、靭性向上に有効であり、その効
果を奏するためには０．００３％以上が必要であるが、
０．０３％を超えるとＴｉＣを形成し、上述したＮｂと
同様にＡｒ3 点以下の圧延におけるフェライトの回復・
再結晶を著しく抑制する。従って、Ｔｉ量を０．００３
〜０．０３０％とした。
【００２５】Ｃｕは強度上昇に有効な元素であり、その
ためには０．０２％以上必要であるが、１．５％を超え
る添加はコスト上昇に加え、表面疵の問題があるため、
０．０２〜１．５％とした。
ためには０．０２％以上必要であるが、１．５％を超え
る添加はコスト上昇に加え、表面疵の問題があるため、
０．０２〜１．５％とした。
【００２６】Ｎｉは強化に有効であるとともに低温靭性
の向上にも効果があり、そのためには０．０２％以上が
必要であるが、高価であるため０．０２％〜１．５％と
した。
の向上にも効果があり、そのためには０．０２％以上が
必要であるが、高価であるため０．０２％〜１．５％と
した。
【００２７】Ｃｒは常温及び高温強度の上昇に有効であ
り、そのためには０．０５％以上の添加が必要である
が、１．０％を超えると溶接性が劣化する。従ってＣｒ
量を０．０５〜１．０％とした。
り、そのためには０．０５％以上の添加が必要である
が、１．０％を超えると溶接性が劣化する。従ってＣｒ
量を０．０５〜１．０％とした。
【００２８】Ｂは焼入性を向上させる元素であり、その
観点からは０．０００５％以上必要であるが、０．００
５％を超えると溶接性を劣化させる。従って、Ｂ量を
０．０００５〜０．００５％とした。
観点からは０．０００５％以上必要であるが、０．００
５％を超えると溶接性を劣化させる。従って、Ｂ量を
０．０００５〜０．００５％とした。
【００２９】次に、製造条件の限定理由を示す。製造条
件のうち本発明において重要であるのは、圧延仕上温度
がＡｒ3 点以下であることを前提として、圧延終了後、
加速冷却を行う前の放冷時間、及び加速冷却条件であ
り、その他の条件は特に規定されない。
件のうち本発明において重要であるのは、圧延仕上温度
がＡｒ3 点以下であることを前提として、圧延終了後、
加速冷却を行う前の放冷時間、及び加速冷却条件であ
り、その他の条件は特に規定されない。
【００３０】本発明における圧延終了後の放冷時間は、
Ａｒ3 の値及び圧延終了温度Ｔf によって定まり、（Ａ
ｒ3 −Ｔf ）×０．８秒以上である。この範囲であれ
ば、加速冷却開始までの間にフェライトの回復・再結晶
が十分に生じ、十分に低い降伏比を得ることができる。
Ａｒ3 の値及び圧延終了温度Ｔf によって定まり、（Ａ
ｒ3 −Ｔf ）×０．８秒以上である。この範囲であれ
ば、加速冷却開始までの間にフェライトの回復・再結晶
が十分に生じ、十分に低い降伏比を得ることができる。
【００３１】加速冷却の目的は、同一成分鋼において放
冷材に比べ高強度化を達成することにある。従って冷却
速度は２℃／ｓ以上が必要である。また２０℃／ｓを超
える冷却速度では冷却歪が顕著になるため、その範囲を
２〜２０℃／ｓとした。また冷却停止温度が３００〜５
５０℃の範囲をはずれる場合には、加速冷却の効果が得
られないとともに、特性の安定性および歪も大きくなる
ため上記範囲とした。
冷材に比べ高強度化を達成することにある。従って冷却
速度は２℃／ｓ以上が必要である。また２０℃／ｓを超
える冷却速度では冷却歪が顕著になるため、その範囲を
２〜２０℃／ｓとした。また冷却停止温度が３００〜５
５０℃の範囲をはずれる場合には、加速冷却の効果が得
られないとともに、特性の安定性および歪も大きくなる
ため上記範囲とした。
【００３２】なお、上述したように、その他の条件につ
いては、一般的な条件が採用され特に規定されるもので
はないが、圧延の加熱温度は１０００〜１３５０℃が好
ましい。その温度が１０００℃未満では圧延仕上温度が
著しく低くなるため最終形状まで圧延を行うことが難し
く、一方１３５０℃を超える加熱は加熱コストが顕著に
増大するからである。
いては、一般的な条件が採用され特に規定されるもので
はないが、圧延の加熱温度は１０００〜１３５０℃が好
ましい。その温度が１０００℃未満では圧延仕上温度が
著しく低くなるため最終形状まで圧延を行うことが難し
く、一方１３５０℃を超える加熱は加熱コストが顕著に
増大するからである。
【００３３】本発明においては圧延仕上温度がＡｒ3 点
以下となる場合を対象としているが、その温度は６００
℃を超えることが好ましい。圧延仕上げ温度が６００℃
以下では加工されたフェライトの回復・再結晶を生じさ
せるための放冷時間が著しく長くなるからである。
以下となる場合を対象としているが、その温度は６００
℃を超えることが好ましい。圧延仕上げ温度が６００℃
以下では加工されたフェライトの回復・再結晶を生じさ
せるための放冷時間が著しく長くなるからである。
【００３４】
【実施例】以下、本発明の実施例について説明する。 （実施例１）表２に示す鋼４、５を用い、Ａｒ3 点以下
で圧延を終了した場合について表３に示す種々の製造条
件で形鋼を製造した。そして、これら形鋼の強度特性を
評価した。その結果も表３に合わせて示す。
で圧延を終了した場合について表３に示す種々の製造条
件で形鋼を製造した。そして、これら形鋼の強度特性を
評価した。その結果も表３に合わせて示す。
【００３５】表３中、記号Ａ〜Ｅは鋼４を用いフランジ
厚さ２５ｍｍウェッブ高さ７５０ｍｍの形鋼を１２５０
℃に加熱して圧延した場合の結果である。この場合の圧
延仕上温度は７７０℃である。Ａは圧延完了後すみやか
に加速冷却を行った場合であり、加速冷却開始までの放
冷時間が１０秒であり、本発明に規定する放冷時間：
（Ａｒ3 −Ｔf ）×０．８秒以上（この場合は２５秒以
上）を満足していないため降伏比が７８％と高い。
厚さ２５ｍｍウェッブ高さ７５０ｍｍの形鋼を１２５０
℃に加熱して圧延した場合の結果である。この場合の圧
延仕上温度は７７０℃である。Ａは圧延完了後すみやか
に加速冷却を行った場合であり、加速冷却開始までの放
冷時間が１０秒であり、本発明に規定する放冷時間：
（Ａｒ3 −Ｔf ）×０．８秒以上（この場合は２５秒以
上）を満足していないため降伏比が７８％と高い。
【００３６】一方Ｂ，Ｃは圧延完了後、意図的に本発明
に規定する２５秒以上放冷し、フェライトの回復・再結
晶を促進した後に加速冷却を行っているため、降伏比が
７２％と低い。また圧延後放冷したＤ、及び加速冷却は
実施したが本発明条件範囲より高い６５０℃で加速冷却
を終了したＥは、本発明の範囲であるＢ，Ｃより常温で
のＴＳ，高温域でのＹＳが低い。
に規定する２５秒以上放冷し、フェライトの回復・再結
晶を促進した後に加速冷却を行っているため、降伏比が
７２％と低い。また圧延後放冷したＤ、及び加速冷却は
実施したが本発明条件範囲より高い６５０℃で加速冷却
を終了したＥは、本発明の範囲であるＢ，Ｃより常温で
のＴＳ，高温域でのＹＳが低い。
【００３７】また、記号Ｆ，Ｇ，Ｈは同じく鋼４を用
い、フランシ厚さ２５ｍｍウェッブ高さ７００ｍｍの形
鋼を１２００℃に加熱して圧延した場合の結果であり、
圧延仕上温度は７４０℃である。Ｆ，Ｇ，Ｈはいずれも
圧延完了後意図的に放冷はしているものの、Ｆは本発明
に規定する放冷時間：（Ａｒ3 −Ｔf ）×０．８秒以上
（この場合は４９秒以上）を満足していないため降伏比
が８１％と高いのに対し、Ｇ，Ｈは本発明条件を満足し
ているため降伏比が７３％と低い。
い、フランシ厚さ２５ｍｍウェッブ高さ７００ｍｍの形
鋼を１２００℃に加熱して圧延した場合の結果であり、
圧延仕上温度は７４０℃である。Ｆ，Ｇ，Ｈはいずれも
圧延完了後意図的に放冷はしているものの、Ｆは本発明
に規定する放冷時間：（Ａｒ3 −Ｔf ）×０．８秒以上
（この場合は４９秒以上）を満足していないため降伏比
が８１％と高いのに対し、Ｇ，Ｈは本発明条件を満足し
ているため降伏比が７３％と低い。
【００３８】記号Ｉ，Ｊ，Ｋ，Ｌは鋼５を用い、フラン
ジ厚さ１６ｍｍウェッブ高さ６５０ｍｍの形鋼を１２５
０℃に加熱して圧延した場合の結果である。この場合の
圧延仕上温度は７３０℃である。本発明条件を満足して
いるＪ，Ｋに比べ、加速冷却までの放冷条件である２６
秒以上を満足していないＩは降伏比が高い。また加速冷
却条件を満足していないＬでは常温でのＴＳ、高温での
ＹＳが低い。
ジ厚さ１６ｍｍウェッブ高さ６５０ｍｍの形鋼を１２５
０℃に加熱して圧延した場合の結果である。この場合の
圧延仕上温度は７３０℃である。本発明条件を満足して
いるＪ，Ｋに比べ、加速冷却までの放冷条件である２６
秒以上を満足していないＩは降伏比が高い。また加速冷
却条件を満足していないＬでは常温でのＴＳ、高温での
ＹＳが低い。
【００３９】記号Ｍ，Ｎ，Ｏは鋼５を用い、フランジ厚
さ１９ｍｍウェッブ高さ７５０ｍｍの形鋼を１２００℃
に加熱して圧延した場合の結果である。この場合の圧延
仕上温度は６８０℃である。本発明条件を満足している
Ｏに比べ、加速冷却までの放冷条件である６６秒以上を
満足していないＭ，Ｎでは降伏比が高い。
さ１９ｍｍウェッブ高さ７５０ｍｍの形鋼を１２００℃
に加熱して圧延した場合の結果である。この場合の圧延
仕上温度は６８０℃である。本発明条件を満足している
Ｏに比べ、加速冷却までの放冷条件である６６秒以上を
満足していないＭ，Ｎでは降伏比が高い。
【００４０】
【表２】
【００４１】
【表３】
【００４２】（実施例２）表４に示す鋼６〜１６を用
い、Ａｒ3 点以下で圧延を終了した場合について表５に
示す種々の製造条件で形鋼を製造した。そして、これら
形鋼の強度特性を評価した。その結果も表５に合わせて
示す。
い、Ａｒ3 点以下で圧延を終了した場合について表５に
示す種々の製造条件で形鋼を製造した。そして、これら
形鋼の強度特性を評価した。その結果も表５に合わせて
示す。
【００４３】表５中、記号Ｐ〜Ｕは鋼６〜１１を用い、
フランジ厚さ１９ｍｍウェッブ高さ７００ｍｍの形鋼を
１２８０℃に加熱して圧延した後４０秒間放冷し、その
後１０℃／ｓで４５０℃まで加速冷却を行った場合の結
果である。本発明条件を満足しているＰ，Ｑ，Ｒはいず
れも常温で７０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上のＴＳ、７０％前後
のＹＲ、６００℃において３０ｋｇｆ／ｍｍ2 前後のＹ
Ｓを有しているのに対し、Ｔｉを過剰に含有している
Ｓ、及びＮｂを含有しているＴでは冷却まで４０秒間の
放冷ではフェライトの回復が十分に進行しないため、Ｙ
Ｒが７６〜７７％と高い。またＭｏを含有しないＵでは
６００℃におけるＹＳが本発明法に比べ著しく低い。
フランジ厚さ１９ｍｍウェッブ高さ７００ｍｍの形鋼を
１２８０℃に加熱して圧延した後４０秒間放冷し、その
後１０℃／ｓで４５０℃まで加速冷却を行った場合の結
果である。本発明条件を満足しているＰ，Ｑ，Ｒはいず
れも常温で７０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上のＴＳ、７０％前後
のＹＲ、６００℃において３０ｋｇｆ／ｍｍ2 前後のＹ
Ｓを有しているのに対し、Ｔｉを過剰に含有している
Ｓ、及びＮｂを含有しているＴでは冷却まで４０秒間の
放冷ではフェライトの回復が十分に進行しないため、Ｙ
Ｒが７６〜７７％と高い。またＭｏを含有しないＵでは
６００℃におけるＹＳが本発明法に比べ著しく低い。
【００４４】記号Ｖ〜Ｚは鋼１２〜１６を用い、フラン
ジ厚さ１２ｍｍウェッブ高さ５５０ｍｍの形鋼を１２８
０℃に加熱して圧延した後５０秒間放冷し、その後５℃
／ｓで５４０℃まで加速冷却を行った場合の結果であ
る。本発明条件を満足しているＶ，Ｗ，Ｘ，Ｙはいずれ
も常温で５０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上のＴＳ，７０％前後の
ＹＲ，６００℃において２０ｋｇｆ／ｍｍ2 前後のＹＳ
を有しているのに、Ｍｏを含有しないＺでは６００℃に
おけるＹＳが著しく低い。
ジ厚さ１２ｍｍウェッブ高さ５５０ｍｍの形鋼を１２８
０℃に加熱して圧延した後５０秒間放冷し、その後５℃
／ｓで５４０℃まで加速冷却を行った場合の結果であ
る。本発明条件を満足しているＶ，Ｗ，Ｘ，Ｙはいずれ
も常温で５０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上のＴＳ，７０％前後の
ＹＲ，６００℃において２０ｋｇｆ／ｍｍ2 前後のＹＳ
を有しているのに、Ｍｏを含有しないＺでは６００℃に
おけるＹＳが著しく低い。
【００４５】
【表４】
【００４６】
【表５】
【００４７】
【発明の効果】以上のように、本発明によれば、圧延仕
上温度がＡｒ3 点以下となる形鋼圧延において、圧延仕
上後所定の時間放冷し、フェライトの回復，再結晶が進
行した後加速冷却を行うことにより、常温での降伏比が
低くかつ高温強度が高い耐火用低降伏比形鋼の製造が可
能となる。
上温度がＡｒ3 点以下となる形鋼圧延において、圧延仕
上後所定の時間放冷し、フェライトの回復，再結晶が進
行した後加速冷却を行うことにより、常温での降伏比が
低くかつ高温強度が高い耐火用低降伏比形鋼の製造が可
能となる。
【図１】圧延後、加速冷却までの放冷時間に伴う、常温
引張特性の変化を示す図。
引張特性の変化を示す図。
【図２】圧延後、加速冷却までの放冷時間に伴う、常温
引張特性の変化を示す図。
引張特性の変化を示す図。
【図３】加速冷却までの放冷時間及びＡｒ3 −Ｔf が変
化した場合の降伏強度の値を示す図。
化した場合の降伏強度の値を示す図。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平７−238319（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−308033（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−77523（ＪＰ，Ａ) 特開 平７−76724（ＪＰ，Ａ) 特開 平７−76725（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C21D 8/00 - 8/02 C22C 38/00 - 38/60
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０３〜０．１８％、
Ｓｉ：０．０５〜１．５％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、
Ｍｏ：０．１〜０．７％を含有し（但し、Ｎｂを無添加
とする）、圧延仕上温度（Ｔf）がＡｒ3点以下となるよ
うに形鋼圧延された素材に対し、圧延終了後（Ａｒ3−
Ｔf）×０．８（秒）以上の間放冷し、その後４〜２０
℃／Ｓの速度で３００〜５５０℃の温度範囲まで加速冷
却を行うことを特徴とする耐火用低降伏比形鋼の製造方
法。 - 【請求項２】 重量％で、Ｃ：０．０３〜０．１８％、
Ｓｉ：０．０５〜１．５％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、
Ｍｏ：０．１〜０．７％を含有し（但しＮｂを無添加と
する）、さらにＶ：０．０１〜０．３０％、Ｔｉ：０．
００３〜０．０３０％、Ｃｕ：０．０２〜１．５％、Ｎ
ｉ：０．０２〜１．５％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、
Ｂ：０．０００５〜０．００５０％のうち一種または2
種以上を含有し、圧延仕上温度（Ｔf）がＡｒ3点以下と
なるように形鋼圧延された素材に対し、圧延終了後（Ａ
ｒ3−Ｔf）×０．８（秒）以上の間放冷し、その後４〜
２０℃／Ｓの速度で３００〜５５０℃の温度範囲まで加
速冷却を行うことを特徴とする耐火用低降伏比形鋼の製
造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP06159927A JP3127721B2 (ja) | 1994-07-12 | 1994-07-12 | 耐火用低降伏比形鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP06159927A JP3127721B2 (ja) | 1994-07-12 | 1994-07-12 | 耐火用低降伏比形鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0820819A JPH0820819A (ja) | 1996-01-23 |
| JP3127721B2 true JP3127721B2 (ja) | 2001-01-29 |
Family
ID=15704196
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP06159927A Expired - Fee Related JP3127721B2 (ja) | 1994-07-12 | 1994-07-12 | 耐火用低降伏比形鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3127721B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US8687127B2 (en) | 2011-06-14 | 2014-04-01 | Kabushiki Kaisha Toshiba | Video display apparatus and external power-supply apparatus |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4543492B2 (ja) * | 2000-04-12 | 2010-09-15 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 圧延耐火形鋼およびその製造方法 |
-
1994
- 1994-07-12 JP JP06159927A patent/JP3127721B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US8687127B2 (en) | 2011-06-14 | 2014-04-01 | Kabushiki Kaisha Toshiba | Video display apparatus and external power-supply apparatus |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0820819A (ja) | 1996-01-23 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP3233743B2 (ja) | 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板 | |
| JP3314295B2 (ja) | 低温靱性に優れた厚鋼板の製造方法 | |
| JP4705381B2 (ja) | 低降伏比鋼材の製造方法 | |
| JP3228986B2 (ja) | 高張力鋼板の製造方法 | |
| JP3127721B2 (ja) | 耐火用低降伏比形鋼の製造方法 | |
| JP2002003985A (ja) | 高温強度に優れた高張力鋼およびその製造方法 | |
| JP3383017B2 (ja) | 加工性に優れた焼付け硬化性高強度冷延鋼板の製造方法 | |
| JP3246993B2 (ja) | 低温靭性に優れた厚鋼板の製造方法 | |
| JP3261515B2 (ja) | 低温靱性に優れた厚鋼板の製造方法 | |
| JP3374688B2 (ja) | 溶接割れ感受性と低温靭性に優れた調質型６００Ｎ／ｍｍ２ 級高張力鋼の製造方法 | |
| JPH07224351A (ja) | 冷間加工後の一様伸びの優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP3229107B2 (ja) | 一様伸びの優れた低降伏比高張力鋼板の製造方法 | |
| JPS583012B2 (ja) | 高靭性高張力鋼板の製造方法 | |
| JP4116708B2 (ja) | 微細結晶粒組織鋼の製造方法 | |
| JPH07216451A (ja) | 溶接軟化抵抗の高い高強度高延性ステンレス鋼材の製造方法 | |
| JP2652538B2 (ja) | 溶接性及び低温靭性にすぐれる高強度鋼の製造方法 | |
| JP2655956B2 (ja) | 建築構造用低降伏比耐火鋼板の製造方法 | |
| JP3425288B2 (ja) | 加工性に優れた４００〜８００Ｎ／ｍｍ２級高強度熱延鋼板及びその製造方法 | |
| JPH05271770A (ja) | 細粒厚鋼板の製造法 | |
| JP3033459B2 (ja) | 非調質高張力鋼の製造方法 | |
| JP3485737B2 (ja) | 低温靭性に優れた厚鋼板の製造方法 | |
| JPH08215701A (ja) | 材質異方性のない高靭性厚鋼板の製造法 | |
| JP2001089816A (ja) | 高強度熱延鋼板の製造方法 | |
| JP2785588B2 (ja) | 耐候性に優れ、かつ再加熱後の高温強度特性に優れた構造用耐火鋼材およびその製造方法 | |
| JPH10287949A (ja) | 靱性と加工性に優れた４００〜８００Ｎ／ｍｍ２級高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20071110 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20081110 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20091110 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20101110 Year of fee payment: 10 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20111110 Year of fee payment: 11 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20111110 Year of fee payment: 11 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20121110 Year of fee payment: 12 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20131110 Year of fee payment: 13 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |