JP3241198B2 - 耐火用酸化物粒子分散鋳片及びこの鋳片を素材とした耐火用圧延形鋼の製造方法 - Google Patents
耐火用酸化物粒子分散鋳片及びこの鋳片を素材とした耐火用圧延形鋼の製造方法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
て用いられる耐火性、靱性の優れた圧延形鋼用鋳片とそ
れを素材とした制御圧延による圧延形鋼の製造方法に係
わるものである。
て用いられる耐火性、靱性の優れた圧延形鋼用鋳片とそ
れを素材とした制御圧延による圧延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、建築設計技術の高度
化などから耐火設計の見直しが建設省総合プロジェクト
により行われ、昭和６２年３月に「新耐火設計法」が制
定された。この規定により、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
保できる場合はそれに見合い耐火被覆を削減できるよう
になった。
化などから耐火設計の見直しが建設省総合プロジェクト
により行われ、昭和６２年３月に「新耐火設計法」が制
定された。この規定により、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
被覆施工費との兼ね合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
被覆施工費との兼ね合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、従来は鋼のＡｌ脱酸は溶製過程の初
期段階でＡｌ添加され、溶鋼の脱酸と生成したＡｌ2 Ｏ
3 を浮上分離し高清浄化することを目的にしていた、即
ち、如何に溶鋼の酸素濃度を下げ、鋼中の粗大な一次脱
酸酸化物個数を減らすかに主題がおかれていた。本発明
は従来の発想とは異なり、製鋼過程における脱酸材の選
択、その添加順序及び凝固過程の冷却制御により酸化物
の組成とサイズ、分散密度を制御し、生成させた酸化物
を異相析出の優先析出サイトとし活用する点にある。即
ち、粒内フェライト変態核として機能する微細な複合酸
化物を鋳片に含ませ、圧延工程に負荷をかけないで組織
の微細化を可能にすることである。加えて採用したＴＭ
ＣＰの特徴は厚鋼板での強圧下圧延に代わる形鋼におけ
る軽圧下の熱間圧延においても効率的に組織の細粒化が
可能となるように圧延パス間で水冷し、圧延と水冷を繰
り返す方法にある。
期段階でＡｌ添加され、溶鋼の脱酸と生成したＡｌ2 Ｏ
3 を浮上分離し高清浄化することを目的にしていた、即
ち、如何に溶鋼の酸素濃度を下げ、鋼中の粗大な一次脱
酸酸化物個数を減らすかに主題がおかれていた。本発明
は従来の発想とは異なり、製鋼過程における脱酸材の選
択、その添加順序及び凝固過程の冷却制御により酸化物
の組成とサイズ、分散密度を制御し、生成させた酸化物
を異相析出の優先析出サイトとし活用する点にある。即
ち、粒内フェライト変態核として機能する微細な複合酸
化物を鋳片に含ませ、圧延工程に負荷をかけないで組織
の微細化を可能にすることである。加えて採用したＴＭ
ＣＰの特徴は厚鋼板での強圧下圧延に代わる形鋼におけ
る軽圧下の熱間圧延においても効率的に組織の細粒化が
可能となるように圧延パス間で水冷し、圧延と水冷を繰
り返す方法にある。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明者等は前述の先
願技術によって製造された鋼材を各種の形鋼、特に複雑
な形状から厳しい圧延造形上の制約を有するＨ形鋼の素
材に適用することを試みた結果、ウェブ、フランジ、フ
ィレットの各部位での圧延仕上げ温度、圧下率、冷却速
度の差から、部位により組織、特にベイナイト割合が著
しく異なり、常温・高温強度、延性、靱性がバラツキ、
溶接構造用圧延鋼材（ＪＩＳ Ｇ３１０６）等の規準に
満たない部位が生じた。
願技術によって製造された鋼材を各種の形鋼、特に複雑
な形状から厳しい圧延造形上の制約を有するＨ形鋼の素
材に適用することを試みた結果、ウェブ、フランジ、フ
ィレットの各部位での圧延仕上げ温度、圧下率、冷却速
度の差から、部位により組織、特にベイナイト割合が著
しく異なり、常温・高温強度、延性、靱性がバラツキ、
溶接構造用圧延鋼材（ＪＩＳ Ｇ３１０６）等の規準に
満たない部位が生じた。
【０００６】本発明は、上記の課題を解決するためには
製鋼過程の成分調整と添加手順の工夫により粒内フェラ
イトと異相析出の優先析出核として機能するＡｌ−Ｍｇ
−Ｔｉ系複合酸化物を晶出分散させた鋳片を製造する必
要がある。その他に、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
テイアを生じる場合がある。このように従来の技術では
目的の信頼性の高い高靱性の耐火用圧延形鋼をオンライ
ン圧延加工で製造し安価に提供することは困難である。
製鋼過程の成分調整と添加手順の工夫により粒内フェラ
イトと異相析出の優先析出核として機能するＡｌ−Ｍｇ
−Ｔｉ系複合酸化物を晶出分散させた鋳片を製造する必
要がある。その他に、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
テイアを生じる場合がある。このように従来の技術では
目的の信頼性の高い高靱性の耐火用圧延形鋼をオンライ
ン圧延加工で製造し安価に提供することは困難である。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明は、組織を細粒化
することを目的とし、製鋼過程において適正な脱酸処
理を行い、溶鋼の高清浄化、溶存酸素濃度の規制、Ｆｅ
−Ａｌ（５〜２０％）−Ｍｇ（５〜２０％）合金を最後
に添加する添加順序とＡｌとＭｇ添加量の特定を行い、
鋳片に粒内フェライト生成核として機能する微細な複合
酸化物を多数分散させた鋳片と、これを素材とし圧延
し、熱間圧延パス間で水冷することにより、鋼板の表
層部と内部に温度差を与え、軽圧下条件下においても、
より高温の内部への圧下浸透を高め、粒内フェライト生
成核となる加工転位を導入し、粒内フェライト生成核を
さらに増加させる。加えて、圧延後のγ／α変態温度域
を冷却制御することにより、その核生成させたフェライ
トの粒成長を抑制する方法によればミクロ組織の細粒化
ができ、高能率で製造コストの安価な耐火用圧延形鋼の
製造が可能であると言う知見に基づき前記課題を解決し
たもので、その要旨とするところは、 質量％でＣ：
０．０４〜０．２０％，Ｓｉ：０．０５〜０．５０％，
Ｍｎ：０．４〜１．８％，Ｍｏ：０．４〜１．０％，
Ｖ：０．０５〜０．２０％，Ｎ：０．００４〜０．０１
５％，Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％を含み、残部が
Ｆｅおよび不可避不純物からなる溶鋼を、予備脱酸処理
によって、溶存酸素を質量％で０．００３〜０．０１５
％に調整後さらに、Ｆｅ−Ａｌ−Ｍｇ合金を添加し質量
％でＡｌ：０．００５〜０．０１５％，Ｍｇ：０．００
１〜０．０１０％に成分調整した溶鋼を鋳込み、９００
℃まで冷却速度０．５〜２０℃／ｓで冷却し、鋳片内に
大きさ３μｍ以下のＡｌ−Ｍｇ−Ｔｉ系複合酸化物を２
０個／mm2以上含有することを特徴とする耐火用酸化物
分散鋳片、 質量％でＣ：０．０４〜０．２０％，Ｓ
ｉ：０．０５〜０．５０％，Ｍｎ：０．４〜１．８％，
Ｍｏ：０．４〜１．０％，Ｖ：０．０５〜０．２０％，
Ｎ：０．００４〜０．０１５％，Ｔｉ：０．００５〜
０．０２５％を含み、加えてＣｒ：１．０％以下、Ｃ
ｕ：１．０％以下、Ｎｉ：２％以下、Ｎｂ：０．０５％
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、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、Ｆｅ−Ａｌ
−Ｍｇ合金を添加し質量％でＡｌ：０．００５〜０．０
１５％，Ｍｇ：０．００１〜０．０１０％に成分調整し
た溶鋼を鋳込み、９００℃まで冷却速度０．５〜２０℃
／ｓで冷却し、鋳片内に大きさ３μｍ以下のＡｌ−Ｍｇ
−Ｔｉ系複合酸化物を２０個／mm2以上含有することを
特徴とする耐火用酸化物分散鋳片、 質量％でＣ：
０．０４〜０．２０％，Ｓｉ：０．０５〜０．５０％，
Ｍｎ：０．４〜１．８％，Ｍｏ：０．４〜１．０％，
Ｖ：０．０５〜０．２０％，Ｎ：０．００４〜０．０１
５％，Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％を含み、残部が
Ｆｅおよび不可避不純物からなる溶鋼を、予備脱酸処理
によって、溶存酸素を質量％で０．００３〜０．０１５
％に調整後さらに、Ｆｅ−Ａｌ−Ｍｇ合金を添加し質量
％でＡｌ：０．００５〜０．０１５％，Ｍｇ：０．００
１〜０．０１０％に成分調整した溶鋼を鋳込み、９００
℃まで冷却速度０．５〜２０℃／ｓで冷却し、鋳片内に
大きさ３μｍ以下のＡｌ−Ｍｇ−Ｔｉ系複合酸化物を２
０個／mm2以上含有する鋳片を１１００〜１３００℃の
温度域に再加熱後に圧延を開始し、圧延工程で鋼片表層
部の温度を７００℃以下に水冷し、パス間の復熱過程で
圧延する工程を一回以上繰り返し圧延し、圧延終了後に
１〜２０℃／ｓの冷却速度で６５０〜４００℃まで冷却
し放冷することを特徴とする耐火用圧延形鋼の製造方
法、 質量％でＣ：０．０４〜０．２０％，Ｓｉ：
０．０５〜０．５０％，Ｍｎ：０．４〜１．８％，Ｍ
ｏ：０．４〜１．０％，Ｖ：０．０５〜０．２０％，
Ｎ：０．００４〜０．０１５％，Ｔｉ：０．００５〜
０．０２５％を含み、加えてＣｒ：１．０％以下、Ｃ
ｕ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｎｂ：０．０
５％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、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、Ｆｅ−
Ａｌ−Ｍｇ合金を添加し質量％でＡｌ：０．００５〜
０．０１５％，Ｍｇ：０．００１〜０．０１０％に成分
調整した溶鋼を鋳込み、９００℃まで冷却速度０．５〜
２０℃／ｓで冷却し、鋳片内に大きさ３μｍ以下のＡｌ
−Ｍｇ−Ｔｉ系複合酸化物を２０個／mm2以上含有する
鋳片を１１００〜１３００℃の温度域に再加熱後に圧延
を開始し、圧延工程で鋼片表層部の温度を７００℃以下
に水冷し、パス間の復熱過程で圧延する工程を一回以上
繰り返し圧延し、圧延終了後に１〜２０℃／ｓの冷却速
度で６５０〜４００℃まで冷却し放冷することを特徴と
する耐火用圧延形鋼の製造方法にある。
することを目的とし、製鋼過程において適正な脱酸処
理を行い、溶鋼の高清浄化、溶存酸素濃度の規制、Ｆｅ
−Ａｌ（５〜２０％）−Ｍｇ（５〜２０％）合金を最後
に添加する添加順序とＡｌとＭｇ添加量の特定を行い、
鋳片に粒内フェライト生成核として機能する微細な複合
酸化物を多数分散させた鋳片と、これを素材とし圧延
し、熱間圧延パス間で水冷することにより、鋼板の表
層部と内部に温度差を与え、軽圧下条件下においても、
より高温の内部への圧下浸透を高め、粒内フェライト生
成核となる加工転位を導入し、粒内フェライト生成核を
さらに増加させる。加えて、圧延後のγ／α変態温度域
を冷却制御することにより、その核生成させたフェライ
トの粒成長を抑制する方法によればミクロ組織の細粒化
ができ、高能率で製造コストの安価な耐火用圧延形鋼の
製造が可能であると言う知見に基づき前記課題を解決し
たもので、その要旨とするところは、 質量％でＣ：
０．０４〜０．２０％，Ｓｉ：０．０５〜０．５０％，
Ｍｎ：０．４〜１．８％，Ｍｏ：０．４〜１．０％，
Ｖ：０．０５〜０．２０％，Ｎ：０．００４〜０．０１
５％，Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％を含み、残部が
Ｆｅおよび不可避不純物からなる溶鋼を、予備脱酸処理
によって、溶存酸素を質量％で０．００３〜０．０１５
％に調整後さらに、Ｆｅ−Ａｌ−Ｍｇ合金を添加し質量
％でＡｌ：０．００５〜０．０１５％，Ｍｇ：０．００
１〜０．０１０％に成分調整した溶鋼を鋳込み、９００
℃まで冷却速度０．５〜２０℃／ｓで冷却し、鋳片内に
大きさ３μｍ以下のＡｌ−Ｍｇ−Ｔｉ系複合酸化物を２
０個／mm2以上含有することを特徴とする耐火用酸化物
分散鋳片、 質量％でＣ：０．０４〜０．２０％，Ｓ
ｉ：０．０５〜０．５０％，Ｍｎ：０．４〜１．８％，
Ｍｏ：０．４〜１．０％，Ｖ：０．０５〜０．２０％，
Ｎ：０．００４〜０．０１５％，Ｔｉ：０．００５〜
０．０２５％を含み、加えてＣｒ：１．０％以下、Ｃ
ｕ：１．０％以下、Ｎｉ：２％以下、Ｎｂ：０．０５％
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、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、Ｆｅ−Ａｌ
−Ｍｇ合金を添加し質量％でＡｌ：０．００５〜０．０
１５％，Ｍｇ：０．００１〜０．０１０％に成分調整し
た溶鋼を鋳込み、９００℃まで冷却速度０．５〜２０℃
／ｓで冷却し、鋳片内に大きさ３μｍ以下のＡｌ−Ｍｇ
−Ｔｉ系複合酸化物を２０個／mm2以上含有することを
特徴とする耐火用酸化物分散鋳片、 質量％でＣ：
０．０４〜０．２０％，Ｓｉ：０．０５〜０．５０％，
Ｍｎ：０．４〜１．８％，Ｍｏ：０．４〜１．０％，
Ｖ：０．０５〜０．２０％，Ｎ：０．００４〜０．０１
５％，Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％を含み、残部が
Ｆｅおよび不可避不純物からなる溶鋼を、予備脱酸処理
によって、溶存酸素を質量％で０．００３〜０．０１５
％に調整後さらに、Ｆｅ−Ａｌ−Ｍｇ合金を添加し質量
％でＡｌ：０．００５〜０．０１５％，Ｍｇ：０．００
１〜０．０１０％に成分調整した溶鋼を鋳込み、９００
℃まで冷却速度０．５〜２０℃／ｓで冷却し、鋳片内に
大きさ３μｍ以下のＡｌ−Ｍｇ−Ｔｉ系複合酸化物を２
０個／mm2以上含有する鋳片を１１００〜１３００℃の
温度域に再加熱後に圧延を開始し、圧延工程で鋼片表層
部の温度を７００℃以下に水冷し、パス間の復熱過程で
圧延する工程を一回以上繰り返し圧延し、圧延終了後に
１〜２０℃／ｓの冷却速度で６５０〜４００℃まで冷却
し放冷することを特徴とする耐火用圧延形鋼の製造方
法、 質量％でＣ：０．０４〜０．２０％，Ｓｉ：
０．０５〜０．５０％，Ｍｎ：０．４〜１．８％，Ｍ
ｏ：０．４〜１．０％，Ｖ：０．０５〜０．２０％，
Ｎ：０．００４〜０．０１５％，Ｔｉ：０．００５〜
０．０２５％を含み、加えてＣｒ：１．０％以下、Ｃ
ｕ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｎｂ：０．０
５％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、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、Ｆｅ−
Ａｌ−Ｍｇ合金を添加し質量％でＡｌ：０．００５〜
０．０１５％，Ｍｇ：０．００１〜０．０１０％に成分
調整した溶鋼を鋳込み、９００℃まで冷却速度０．５〜
２０℃／ｓで冷却し、鋳片内に大きさ３μｍ以下のＡｌ
−Ｍｇ−Ｔｉ系複合酸化物を２０個／mm2以上含有する
鋳片を１１００〜１３００℃の温度域に再加熱後に圧延
を開始し、圧延工程で鋼片表層部の温度を７００℃以下
に水冷し、パス間の復熱過程で圧延する工程を一回以上
繰り返し圧延し、圧延終了後に１〜２０℃／ｓの冷却速
度で６５０〜４００℃まで冷却し放冷することを特徴と
する耐火用圧延形鋼の製造方法にある。
【０００８】
【作用】以下、本発明について詳細に説明する。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、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、硬
化相による分散強化、微細析出物による析出強化等に
よって支配される。一般に高温強度の上昇にはＭｏ，Ｃ
ｒの添加による析出強化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の添加は著しく焼き入れ性を上げ、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形鋼に
適応した場合は、その特異な形状からウェブ、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ため、各部位によりベイナイト組
織割合が大きく変化する。その結果として常温・高温強
度、延性、靱性がバラツキ、規準に満たない部位が生じ
る。加えて、これらの元素の添加により溶接部を著しく
硬化させ、靱性を低下させる。
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、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、硬
化相による分散強化、微細析出物による析出強化等に
よって支配される。一般に高温強度の上昇にはＭｏ，Ｃ
ｒの添加による析出強化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の添加は著しく焼き入れ性を上げ、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形鋼に
適応した場合は、その特異な形状からウェブ、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ため、各部位によりベイナイト組
織割合が大きく変化する。その結果として常温・高温強
度、延性、靱性がバラツキ、規準に満たない部位が生じ
る。加えて、これらの元素の添加により溶接部を著しく
硬化させ、靱性を低下させる。
【０００９】本発明の特徴は、製鋼工程において、脱酸
の制御、鋳込み後の冷却速度を規制し、鋳片に粒内フェ
ライト生成核として機能する多数の微細な複合酸化物を
分散させた鋳片を得ることと、それを素材とし熱間圧延
工程において、熱間圧延パス間で水冷し、この復熱時に
圧延することを繰り返すことにより粒内フェライト生成
核を増加させ、圧延時のオーステナイト粒内からの粒内
フェライト変態を促進し、Ｈ形鋼の各部位のベイナイト
とフェライトの組織割合の変化を少なくし、母材の機械
特性の向上と均一化を達成したことと、Ｖ炭窒化物の析
出強度により高温強度を上昇させたところにある。加え
て圧延後に加速冷却を行い、そのフェライトの成長を抑
制し、ミクロ組織の微細化を行い、母材の高強度化と高
靱性化を達成するものである。
の制御、鋳込み後の冷却速度を規制し、鋳片に粒内フェ
ライト生成核として機能する多数の微細な複合酸化物を
分散させた鋳片を得ることと、それを素材とし熱間圧延
工程において、熱間圧延パス間で水冷し、この復熱時に
圧延することを繰り返すことにより粒内フェライト生成
核を増加させ、圧延時のオーステナイト粒内からの粒内
フェライト変態を促進し、Ｈ形鋼の各部位のベイナイト
とフェライトの組織割合の変化を少なくし、母材の機械
特性の向上と均一化を達成したことと、Ｖ炭窒化物の析
出強度により高温強度を上昇させたところにある。加え
て圧延後に加速冷却を行い、そのフェライトの成長を抑
制し、ミクロ組織の微細化を行い、母材の高強度化と高
靱性化を達成するものである。
【００１０】次に本発明形鋼の成分範囲と制御条件の限
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、０．０４％未満で
は構造用鋼として必要な強度が得られない。また、０．
２０％を超える過剰の添加は、母材靱性、耐溶接割れ
性、溶接熱影響部靱性などを著しく低下させるので、下
限を０．０４％、上限を０．２０％とした。
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、０．０４％未満で
は構造用鋼として必要な強度が得られない。また、０．
２０％を超える過剰の添加は、母材靱性、耐溶接割れ
性、溶接熱影響部靱性などを著しく低下させるので、下
限を０．０４％、上限を０．２０％とした。
【００１１】次に、Ｓｉは母材の強度確保、溶鋼の予備
脱酸などに必要であるが、０．５０％を超えるとＨＡＺ
組織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０．４％以上の添加が必要であ
るが、溶接部の靱性、割れ性などの許容できる範囲で上
限を１．８％とした。
脱酸などに必要であるが、０．５０％を超えるとＨＡＺ
組織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０．４％以上の添加が必要であ
るが、溶接部の靱性、割れ性などの許容できる範囲で上
限を１．８％とした。
【００１２】Ｍｏは母材強度および高温強度の確保に有
効な元素である。０．４％未満ではＶＮの析出強化との
複合作用によっても十分な高温強度が確保できず、１．
０％超では焼き入れ性が上昇しすぎ母材靱性、ＨＡＺ靱
性が劣化するため０．４〜１．０％に制限した。ＶはＶ
Ｎ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り、０．０５％未満
ではＶＮの析出量が不十分であり、０．２％超では析出
量が過剰になり母材靱性、溶接部靱性が低下するため
０．０５〜０．２％に制限した。
効な元素である。０．４％未満ではＶＮの析出強化との
複合作用によっても十分な高温強度が確保できず、１．
０％超では焼き入れ性が上昇しすぎ母材靱性、ＨＡＺ靱
性が劣化するため０．４〜１．０％に制限した。ＶはＶ
Ｎ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り、０．０５％未満
ではＶＮの析出量が不十分であり、０．２％超では析出
量が過剰になり母材靱性、溶接部靱性が低下するため
０．０５〜０．２％に制限した。
【００１３】ＮはＴｉＮやＶＮの析出には極めて重要な
要素であり、０．００４％未満ではＶＮの析出量が不足
し、フェライト組織の十分な生成量が得られず、また６
００℃での高温強度も確保できないため０．００４％以
上とした。含有量が０．０１５％を超えると母材靱性を
低下させ、連続鋳造時の鋳片の表面割れを生じさせるた
め０．０１５％以下に制限した。
要素であり、０．００４％未満ではＶＮの析出量が不足
し、フェライト組織の十分な生成量が得られず、また６
００℃での高温強度も確保できないため０．００４％以
上とした。含有量が０．０１５％を超えると母材靱性を
低下させ、連続鋳造時の鋳片の表面割れを生じさせるた
め０．０１５％以下に制限した。
【００１４】Ｔｉは鋳片にＡｌ−Ｍｇ−Ｔｉ系複合酸化
物を生成し、さらに、圧延時にその粒子の外殻にＴｉＮ
を析出し、粒内フェライトの生成を促進させる効果と微
細なＴｉＮを析出させオーステナイトの細粒化効果によ
り母材及び溶接部の靱性を向上させる。従って、０．０
０５％未満では複合酸化物中の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するためＴｉ量
の下限値を０．００５％以上とした。しかし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これ未
満に限定した。
物を生成し、さらに、圧延時にその粒子の外殻にＴｉＮ
を析出し、粒内フェライトの生成を促進させる効果と微
細なＴｉＮを析出させオーステナイトの細粒化効果によ
り母材及び溶接部の靱性を向上させる。従って、０．０
０５％未満では複合酸化物中の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するためＴｉ量
の下限値を０．００５％以上とした。しかし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これ未
満に限定した。
【００１５】成分を調整した溶鋼を予備脱酸処理を行い
溶存酸素を質量％で０．００３〜０．０１５％に制御す
るのは、溶鋼の高清浄化と同時に鋳片内に微細な複合酸
化物を生成させるために行うものである。予備脱酸後の
［Ｏ］濃度が０．００３％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、細粒化できず靱性を向上できない。一方、０．０１
５％を超える場合は、他の条件を満たしていても、酸化
物が３μｍ以上の大きさに粗大化し脆性破壊の起点とな
り、靱性を低下させるために予備脱酸後の［Ｏ］濃度を
質量％で０．００３〜０．０１５％に限定した。
溶存酸素を質量％で０．００３〜０．０１５％に制御す
るのは、溶鋼の高清浄化と同時に鋳片内に微細な複合酸
化物を生成させるために行うものである。予備脱酸後の
［Ｏ］濃度が０．００３％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、細粒化できず靱性を向上できない。一方、０．０１
５％を超える場合は、他の条件を満たしていても、酸化
物が３μｍ以上の大きさに粗大化し脆性破壊の起点とな
り、靱性を低下させるために予備脱酸後の［Ｏ］濃度を
質量％で０．００３〜０．０１５％に限定した。
【００１６】予備脱酸処理は真空脱ガス、Ａｌ，Ｓｉ，
Ｍｇ脱酸により行った。その理由は真空脱ガス処理は直
接溶鋼中の酸素をガスおよびＣＯガスとして除去し、Ａ
ｌ，Ｓｉ，Ｍｇなどの強脱酸により生成する酸化物系介
在物は浮上、除去しやすいため溶鋼の清浄化に有効なた
めである。次に上述の溶鋼にＦｅ−Ａｌ−Ｍｇ合金を添
加し質量％でＡｌ：０．００５〜０．０１５％，Ｍｇ：
０．００１〜０．０１０％に成分調整した溶鋼を鋳込
み、９００℃まで冷却速度０．５〜２０℃／ｓで冷却す
るのは、鋳片内に大きさ３μｍ以下のＡｌ−Ｍｇ−Ｔｉ
系複合酸化物を２０個／mm2以上鋳片に含有させる目的
で行うものであり順次その必要理由を以下に詳述する。
Ｍｇ脱酸により行った。その理由は真空脱ガス処理は直
接溶鋼中の酸素をガスおよびＣＯガスとして除去し、Ａ
ｌ，Ｓｉ，Ｍｇなどの強脱酸により生成する酸化物系介
在物は浮上、除去しやすいため溶鋼の清浄化に有効なた
めである。次に上述の溶鋼にＦｅ−Ａｌ−Ｍｇ合金を添
加し質量％でＡｌ：０．００５〜０．０１５％，Ｍｇ：
０．００１〜０．０１０％に成分調整した溶鋼を鋳込
み、９００℃まで冷却速度０．５〜２０℃／ｓで冷却す
るのは、鋳片内に大きさ３μｍ以下のＡｌ−Ｍｇ−Ｔｉ
系複合酸化物を２０個／mm2以上鋳片に含有させる目的
で行うものであり順次その必要理由を以下に詳述する。
【００１７】Ｆｅ−Ａｌ−Ｍｇ合金はＡｌ：１−２０
％，Ｍｇ：１−２０％残部がＦｅから成る合金である。
ＡｌかＭｇ金属の単体で添加した場合には、何れも強力
な酸化物形成元素であり、安定なＡｌ2Ｏ3やＭｇＯを生
成し目的の活性な複合酸化物（スピネル結晶構造の陽イ
オン空孔型、［Ｍｇ，Ｔｉ］Ｏ・Ａｌ2Ｏ3）を生成でき
ない。加えてこれらは低融点、低密度であり溶鋼への添
加歩留りが低く、均質に添加ができない。これを改善す
るためにＦｅ−Ａｌ−Ｍｇ合金とし融点と密度を高め、
同時にＡｌ，Ｍｇの濃度を低くし、酸化物生成時の反応
を抑え、安定な添加を可能にした。
％，Ｍｇ：１−２０％残部がＦｅから成る合金である。
ＡｌかＭｇ金属の単体で添加した場合には、何れも強力
な酸化物形成元素であり、安定なＡｌ2Ｏ3やＭｇＯを生
成し目的の活性な複合酸化物（スピネル結晶構造の陽イ
オン空孔型、［Ｍｇ，Ｔｉ］Ｏ・Ａｌ2Ｏ3）を生成でき
ない。加えてこれらは低融点、低密度であり溶鋼への添
加歩留りが低く、均質に添加ができない。これを改善す
るためにＦｅ−Ａｌ−Ｍｇ合金とし融点と密度を高め、
同時にＡｌ，Ｍｇの濃度を低くし、酸化物生成時の反応
を抑え、安定な添加を可能にした。
【００１８】Ａｌを０．００５〜０．０１５％に限定す
るのは、Ａｌは強力な脱酸元素であり、０．０１５％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生
成されず、靱性の低下がもたらされることと、過剰の固
溶ＡｌはＮと化合しＡｌＮを生成し、ＶＮの析出量を低
減させるため０．０１５％以下に制限した。また、０．
００５％未満では目的のＡｌを含有する複合酸化物が生
成できないために０．００５％以上とした。
るのは、Ａｌは強力な脱酸元素であり、０．０１５％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生
成されず、靱性の低下がもたらされることと、過剰の固
溶ＡｌはＮと化合しＡｌＮを生成し、ＶＮの析出量を低
減させるため０．０１５％以下に制限した。また、０．
００５％未満では目的のＡｌを含有する複合酸化物が生
成できないために０．００５％以上とした。
【００１９】Ｍｇを０．００１〜０．０１０％に限定す
るのは、Ｍｇも強力な脱酸元素であり、０．０１０％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生
成されず、粗大なＭｇＯを生成し靱性、延性を低下させ
るために０．０１０％以下に制限した。また、０．００
１％未満では目的のＭｇを含有する複合酸化物が生成で
きないために０．００１％以上とした。
るのは、Ｍｇも強力な脱酸元素であり、０．０１０％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生
成されず、粗大なＭｇＯを生成し靱性、延性を低下させ
るために０．０１０％以下に制限した。また、０．００
１％未満では目的のＭｇを含有する複合酸化物が生成で
きないために０．００１％以上とした。
【００２０】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偏析による溶接割れ、
靱性の低下を生じるので、極力低減すべきであり、望ま
しくはＰ，Ｓ量はそれぞれ０．０２％未満である。以上
の成分に加えて、母材強度の上昇、および母材の靱性向
上の目的で、Ｃｒ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｎｂ，Ｂ、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偏析による溶接割れ、
靱性の低下を生じるので、極力低減すべきであり、望ま
しくはＰ，Ｓ量はそれぞれ０．０２％未満である。以上
の成分に加えて、母材強度の上昇、および母材の靱性向
上の目的で、Ｃｒ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｎｂ，Ｂ、の１種また
は２種以上を含有することができる。
【００２１】Ｃｒは焼き入れ性の向上により、母材の強
化に有効である。しかし１．０％を超える過剰の添加
は、靱性および硬化性の観点から有害となるため、上限
を１．０％とした。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き戻し脆性、溶接
割れ性、熱間加工割れを促進するため、上限を１．０％
とした。
化に有効である。しかし１．０％を超える過剰の添加
は、靱性および硬化性の観点から有害となるため、上限
を１．０％とした。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き戻し脆性、溶接
割れ性、熱間加工割れを促進するため、上限を１．０％
とした。
【００２２】Ｎｉは、母材の強靱性を高める極めて有効
な元素であるが２．０％を超える添加は合金コストを増
加させ経済的でないので上限を２．０％とした。Ｎｂ，
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％，Ｂ：０．００３％とした。
な元素であるが２．０％を超える添加は合金コストを増
加させ経済的でないので上限を２．０％とした。Ｎｂ，
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％，Ｂ：０．００３％とした。
【００２３】成分調整を終了した溶鋼を鋳込みから９０
０℃まで冷却速度０．５〜２０℃／ｓで冷却するのは、
酸化物粒子の個数の増加とその大きさを制御するために
行うものである。すなわち、過冷却により晶出する複合
酸化物の核生成数を増加させると同時に冷却中の粒子成
長を抑制し、大きさ３μｍ以下にした酸化物を鋳片に２
０個／mm2 以上含有させるために行うものである。この
温度間の冷却速度が０．５℃／ｓ未満の緩冷却では複合
酸化物は凝集粗大化し、２０個／mm2 未満となり靱性、
延性を低下させるため冷却速度を０．５℃／ｓ以上とし
た。上限を２０℃／ｓとしたのは、現状の鋳造技術での
冷却速度の限界であるからである。次に、鋳片に複合酸
化物が２０個／mm2 以上含む必要がある理由について述
べる。製品の材質特性は製鋼、鋳造工程に支配される先
天的因子の鋳片の凝固組織、成分偏析、本発明の微細複
合酸化物、析出物等と圧延、ＴＭＣＰ、熱処理工程等に
より支配される後天的因子のミクロ組織により決定され
る。当然、この先天的因子である鋳片の性質は後の工程
に継承される。本発明の特徴は、この鋳片の先天的因子
の１つを制御することにあり、鋳片中に粒内フェライト
と異相析出の優先析出サイトとして機能する組成のＡｌ
−Ｍｇ−Ｔｉ系複合酸化物を生成させ含ませることであ
る。この粒子の分散個数が２０個／mm2 未満では複合酸
化物粒子上に析出し粒内フェライト核生成機能を発現す
るＴｉＮ，ＡｌＮとＶＮの析出サイト数として不十分で
粒内フェライト生成量が不足し細粒化できないためであ
る。なお、複合酸化物個数はＸ線マイクロアナライザー
（ＥＰＭＡ）で測定し決定したものである。
０℃まで冷却速度０．５〜２０℃／ｓで冷却するのは、
酸化物粒子の個数の増加とその大きさを制御するために
行うものである。すなわち、過冷却により晶出する複合
酸化物の核生成数を増加させると同時に冷却中の粒子成
長を抑制し、大きさ３μｍ以下にした酸化物を鋳片に２
０個／mm2 以上含有させるために行うものである。この
温度間の冷却速度が０．５℃／ｓ未満の緩冷却では複合
酸化物は凝集粗大化し、２０個／mm2 未満となり靱性、
延性を低下させるため冷却速度を０．５℃／ｓ以上とし
た。上限を２０℃／ｓとしたのは、現状の鋳造技術での
冷却速度の限界であるからである。次に、鋳片に複合酸
化物が２０個／mm2 以上含む必要がある理由について述
べる。製品の材質特性は製鋼、鋳造工程に支配される先
天的因子の鋳片の凝固組織、成分偏析、本発明の微細複
合酸化物、析出物等と圧延、ＴＭＣＰ、熱処理工程等に
より支配される後天的因子のミクロ組織により決定され
る。当然、この先天的因子である鋳片の性質は後の工程
に継承される。本発明の特徴は、この鋳片の先天的因子
の１つを制御することにあり、鋳片中に粒内フェライト
と異相析出の優先析出サイトとして機能する組成のＡｌ
−Ｍｇ−Ｔｉ系複合酸化物を生成させ含ませることであ
る。この粒子の分散個数が２０個／mm2 未満では複合酸
化物粒子上に析出し粒内フェライト核生成機能を発現す
るＴｉＮ，ＡｌＮとＶＮの析出サイト数として不十分で
粒内フェライト生成量が不足し細粒化できないためであ
る。なお、複合酸化物個数はＸ線マイクロアナライザー
（ＥＰＭＡ）で測定し決定したものである。
【００２４】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、且つＶ，Ｎｂなどの元素を十分に固溶させる必要が
あるため再加熱温度の下限を１１００℃とした。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、且つＶ，Ｎｂなどの元素を十分に固溶させる必要が
あるため再加熱温度の下限を１１００℃とした。その上
限は加熱炉の性能、経済性から１３００℃とした。
【００２５】熱間圧延のパス間で水冷し、圧延中に１回
以上、鋼片表層部の温度を７００℃以下に冷却し、その
復熱過程で熱間圧延を行うとしたのは、圧延パス間の水
冷により、鋼片の表層部と内部とに温度差を付け、軽圧
下条件においても内部への加工を浸透させるためと、低
温圧延を短時間で効率的に行うためである。鋼片表層部
の温度を７００℃以下に冷却するのは、圧延に引き続き
加速冷却するため、通常のγ温度域からの冷却では表層
部に、焼きが入り、硬化相を生成し、加工性を損ねる。
この様に限定した温度範囲内に冷却すれば、一旦γ／α
変態温度以下となり、次の圧延するまでに表層部は復熱
昇温し、二相共存温度域での加工となり、焼き入性を著
しく低減でき、加速冷却による表面層の硬化を防止でき
る。
以上、鋼片表層部の温度を７００℃以下に冷却し、その
復熱過程で熱間圧延を行うとしたのは、圧延パス間の水
冷により、鋼片の表層部と内部とに温度差を付け、軽圧
下条件においても内部への加工を浸透させるためと、低
温圧延を短時間で効率的に行うためである。鋼片表層部
の温度を７００℃以下に冷却するのは、圧延に引き続き
加速冷却するため、通常のγ温度域からの冷却では表層
部に、焼きが入り、硬化相を生成し、加工性を損ねる。
この様に限定した温度範囲内に冷却すれば、一旦γ／α
変態温度以下となり、次の圧延するまでに表層部は復熱
昇温し、二相共存温度域での加工となり、焼き入性を著
しく低減でき、加速冷却による表面層の硬化を防止でき
る。
【００２６】また、圧延終了後、引続き、１〜２０℃／
Ｓの冷却速度で６５０〜４００℃まで冷却し終了すると
したのは、加速冷却によりフェライトの粒成長とベイナ
イト組織を微細化し高強度・高靱性を得るためであり、
６５０〜４００℃で加速冷却を停止するのは、６５０℃
以上の温度で加速冷却を停止すると、一部はＡｒ1 点以
上となり、一部γ相が残存し、フェライトが粒成長する
ために６００℃以下とした。また、４００℃未満の冷却
では、ベイナイト相に生成した高炭素マルテンサイト
を、その後の放冷中に分解できず、靱性の低下を招くた
めに、この温度範囲に限定した。
Ｓの冷却速度で６５０〜４００℃まで冷却し終了すると
したのは、加速冷却によりフェライトの粒成長とベイナ
イト組織を微細化し高強度・高靱性を得るためであり、
６５０〜４００℃で加速冷却を停止するのは、６５０℃
以上の温度で加速冷却を停止すると、一部はＡｒ1 点以
上となり、一部γ相が残存し、フェライトが粒成長する
ために６００℃以下とした。また、４００℃未満の冷却
では、ベイナイト相に生成した高炭素マルテンサイト
を、その後の放冷中に分解できず、靱性の低下を招くた
めに、この温度範囲に限定した。
【００２７】以下に実施例によりさらに本発明の効果を
示す。
示す。
【００２８】
【実施例】試作形鋼は転炉溶製し、合金を添加後、予備
脱酸処理を行い、溶鋼の酸素濃度を調整後、Ｆｅ−Ａｌ
−Ｍｇ合金を添加し、連続鋳造により２５０〜３００mm
厚鋳片に鋳造した。鋳片の冷却はモールド下方の二次冷
却帯の水量と鋳片の引き抜き速度の選択により制御し
た。該鋳片を加熱し、粗圧延工程の図示は省略するが、
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。圧延パス間水冷は中間ユニバーサル圧延機４の前後
に水冷装置５ａを設け、フランジ内外面のスプレー冷却
とリバース圧延の繰り返しにより行い、圧延後の加速冷
却は仕上げユニバーサル圧延機６で圧延終了後にその後
面に設置した冷却装置５ｂでフランジ、ウェブをスプレ
ー冷却した。
脱酸処理を行い、溶鋼の酸素濃度を調整後、Ｆｅ−Ａｌ
−Ｍｇ合金を添加し、連続鋳造により２５０〜３００mm
厚鋳片に鋳造した。鋳片の冷却はモールド下方の二次冷
却帯の水量と鋳片の引き抜き速度の選択により制御し
た。該鋳片を加熱し、粗圧延工程の図示は省略するが、
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。圧延パス間水冷は中間ユニバーサル圧延機４の前後
に水冷装置５ａを設け、フランジ内外面のスプレー冷却
とリバース圧延の繰り返しにより行い、圧延後の加速冷
却は仕上げユニバーサル圧延機６で圧延終了後にその後
面に設置した冷却装置５ｂでフランジ、ウェブをスプレ
ー冷却した。
【００２９】機械特性は図２に示す、フランジ２の板厚
ｔ2 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
を採取し求めた。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部はその特性が最も低下するの
で、これらの２箇所によりＨ形鋼の機械試験特性を代表
できると判断したためである。
ｔ2 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
を採取し求めた。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部はその特性が最も低下するの
で、これらの２箇所によりＨ形鋼の機械試験特性を代表
できると判断したためである。
【００３０】表１および表２は、試作鋼の化学成分値、
鋳込み後の冷却速度及び鋳片中のＡｌ−Ｍｇ−Ｔｉ系複
合酸化物個数を示す。
鋳込み後の冷却速度及び鋳片中のＡｌ−Ｍｇ−Ｔｉ系複
合酸化物個数を示す。
【００３１】
【表１】
【００３２】
【表２】
【００３３】
【表３】
【００３４】
【表４】
【００３５】表３および表４は圧延と加熱冷却条件及び
製品の機械試験特性を示す。なお、圧延加熱温度を１２
８０℃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。
製品の機械試験特性を示す。なお、圧延加熱温度を１２
８０℃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。
【００３６】
【表５】
【００３７】
【表６】
【００３８】表５および表６に示すように、本発明によ
れる形鋼１〜７，Ａ１〜Ａ６は目標の常温の降伏点範囲
がＪＩＳ規格の下限値＋１００Ｎ／mm2 以内のＳＭ４９
０ではＹＰ＝３２５〜４２５Ｎ／mm2 、ＳＭ５２０では
ＹＰ＝３３５〜４３５Ｎ／mm 2 、ＳＭ５７０ではＹＰ＝
４３０〜５３０Ｎ／mm2 に制御され、しかも、降伏比
（ＹＰ／ＴＳ）も０．８以下の低ＹＲ値を満たし、抗張
力（前記ＪＩＳＧ３１０６）及び６００℃での降伏強度
と常温の降伏強度の比が２／３以上であり、−１０℃で
のシャルピー衝撃値４７（Ｊ）以上を十分に満たしてい
る。一方、比較鋼の形鋼８は成分とＦｅ−Ａｌ−Ｍｇ合
金添加及び圧延条件も満たしているが鋳込み後の冷却速
度が下限値以下でありＡｌ−Ｍｇ−Ｔｉ系複合酸化物個
数が不足し粒内フェライトの生成が不十分となる。その
ために１／２Ｆ部の−１０℃におけるシャルピー試験の
目標値、ｖＥ-10 ≧４７Ｊをクリアーできない。形鋼Ｂ
２は加えて圧延中水冷が施されておらず、水冷停止温度
も６５０℃以上となり、さらに圧延後の冷却速度が下限
値以下となるために、１／２Ｆ部のシャルピー値が目標
のｖＥ-10 ≧４７Ｊをクリアーできない。
れる形鋼１〜７，Ａ１〜Ａ６は目標の常温の降伏点範囲
がＪＩＳ規格の下限値＋１００Ｎ／mm2 以内のＳＭ４９
０ではＹＰ＝３２５〜４２５Ｎ／mm2 、ＳＭ５２０では
ＹＰ＝３３５〜４３５Ｎ／mm 2 、ＳＭ５７０ではＹＰ＝
４３０〜５３０Ｎ／mm2 に制御され、しかも、降伏比
（ＹＰ／ＴＳ）も０．８以下の低ＹＲ値を満たし、抗張
力（前記ＪＩＳＧ３１０６）及び６００℃での降伏強度
と常温の降伏強度の比が２／３以上であり、−１０℃で
のシャルピー衝撃値４７（Ｊ）以上を十分に満たしてい
る。一方、比較鋼の形鋼８は成分とＦｅ−Ａｌ−Ｍｇ合
金添加及び圧延条件も満たしているが鋳込み後の冷却速
度が下限値以下でありＡｌ−Ｍｇ−Ｔｉ系複合酸化物個
数が不足し粒内フェライトの生成が不十分となる。その
ために１／２Ｆ部の−１０℃におけるシャルピー試験の
目標値、ｖＥ-10 ≧４７Ｊをクリアーできない。形鋼Ｂ
２は加えて圧延中水冷が施されておらず、水冷停止温度
も６５０℃以上となり、さらに圧延後の冷却速度が下限
値以下となるために、１／２Ｆ部のシャルピー値が目標
のｖＥ-10 ≧４７Ｊをクリアーできない。
【００３９】形鋼９，Ｂ１，Ｂ３は通常のＡｌキルド処
理をしておりＡｌ量が本発明の制限を超え、Ｍｇも添加
されていないので、Ａｌ−Ｍｇ−Ｔｉ系複合酸化物が生
成されず１／２Ｆ部の衝撃値が目標を達成できない。加
えて、形鋼Ｂ１はＭｏ添加量が不足しているので目標の
６００℃における降伏強度を保証できない。
理をしておりＡｌ量が本発明の制限を超え、Ｍｇも添加
されていないので、Ａｌ−Ｍｇ−Ｔｉ系複合酸化物が生
成されず１／２Ｆ部の衝撃値が目標を達成できない。加
えて、形鋼Ｂ１はＭｏ添加量が不足しているので目標の
６００℃における降伏強度を保証できない。
【００４０】形鋼Ｂ２は圧延中水冷が施されていないこ
とと圧延後の加速冷却条件が満たされていないためにフ
ェライト相の細粒化ができず降伏点が低下し規格値の下
限以下となる。即ち、本発明の製造法の要件が総て満た
された時に、表５および表６に示される形鋼１〜７，Ａ
１〜Ａ６のように、圧延形鋼の機械試験特性の最も保証
しにくいフランジ板厚１／２、幅１／２部においても十
分な強度、靱性を有し、フランジ板厚１／２、幅１／４
部においても十分な常温・高温強度を持つ、耐火性及び
靱性の優れた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実施例のＨ形鋼に限らず
Ｉ形鋼、山形鋼、溝形鋼、不等辺不等厚山形鋼等のフラ
ンジを有する形鋼にも適用できることは勿論である。
とと圧延後の加速冷却条件が満たされていないためにフ
ェライト相の細粒化ができず降伏点が低下し規格値の下
限以下となる。即ち、本発明の製造法の要件が総て満た
された時に、表５および表６に示される形鋼１〜７，Ａ
１〜Ａ６のように、圧延形鋼の機械試験特性の最も保証
しにくいフランジ板厚１／２、幅１／２部においても十
分な強度、靱性を有し、フランジ板厚１／２、幅１／４
部においても十分な常温・高温強度を持つ、耐火性及び
靱性の優れた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実施例のＨ形鋼に限らず
Ｉ形鋼、山形鋼、溝形鋼、不等辺不等厚山形鋼等のフラ
ンジを有する形鋼にも適用できることは勿論である。
【００４１】本発明においては、転炉での製造を前提と
しているが、予備脱酸処理がより行い易い電気炉、もし
くはそれらとその他補助的溶融処理炉との組み合わせ工
程を採用して本発明の溶存酸素に調整してもよい。ま
た、本発明の複合酸化物としては、Ａｌ，Ｍｇ，Ｔｉを
ベースとして含有しその他Ｓｉ，Ｍｎ等の他元素を含有
する酸化物をＡｌ−Ｍｇ−Ｔｉ系酸化物を呼称している
ことは当然である。なお、本発明のＡｌ，Ｍｇの添加に
は、Ｆｅ−Ａｌ−Ｍｇ合金の他Ｆｅ，Ａｌ，Ｍｇの１種
もしくは２種を組み合わせた合金を使用してもよい。な
お、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する手段によってもよい。
しているが、予備脱酸処理がより行い易い電気炉、もし
くはそれらとその他補助的溶融処理炉との組み合わせ工
程を採用して本発明の溶存酸素に調整してもよい。ま
た、本発明の複合酸化物としては、Ａｌ，Ｍｇ，Ｔｉを
ベースとして含有しその他Ｓｉ，Ｍｎ等の他元素を含有
する酸化物をＡｌ−Ｍｇ−Ｔｉ系酸化物を呼称している
ことは当然である。なお、本発明のＡｌ，Ｍｇの添加に
は、Ｆｅ−Ａｌ−Ｍｇ合金の他Ｆｅ，Ａｌ，Ｍｇの１種
もしくは２種を組み合わせた合金を使用してもよい。な
お、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する手段によってもよい。
【００４２】
【発明の効果】本発明による圧延形鋼は機械試験特性の
最も保証しにくいフランジ板厚１／２、幅１／２部にお
いても十分な強度、靱性を有し、高温特性に優れ、耐火
材の被覆厚さが従来の２０〜５０％で耐火目的を達成で
きる、優れた耐火性及び靱性を持つ形鋼が圧延ままで製
造可能になり、施工コスト低減、工期の短縮による大幅
なコスト削減が図られ、大型建造物の信頼性向上、安全
性の確保、経済性等の産業上の効果は極めて顕著なもの
がある。
最も保証しにくいフランジ板厚１／２、幅１／２部にお
いても十分な強度、靱性を有し、高温特性に優れ、耐火
材の被覆厚さが従来の２０〜５０％で耐火目的を達成で
きる、優れた耐火性及び靱性を持つ形鋼が圧延ままで製
造可能になり、施工コスト低減、工期の短縮による大幅
なコスト削減が図られ、大型建造物の信頼性向上、安全
性の確保、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】本発明法を実施する装置配置例の略図である。
【図２】Ｈ形鋼の断面形状および機械試験片の採取位置
を示す図である。
を示す図である。
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
フロントページの続き (56)参考文献 特開 平４−362156（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−271754（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−279247（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−105947（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−83821（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−202422（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−159356（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 301 C21D 8/00 C22C 38/14 C22C 38/50
Claims (4)
- 【請求項１】 質量％で Ｃ：０．０４〜０．２０％， Ｓｉ：０．０５〜０．５０％， Ｍｎ：０．４〜１．８％， Ｍｏ：０．４〜１．０％， Ｖ：０．０５〜０．２０％， Ｎ：０．００４〜０．０１５％， Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％を含み、残部がＦｅお
よび不可避不純物からなる溶鋼を、予備脱酸処理によっ
て、溶存酸素を質量％で０．００３〜０．０１５％に調
整後さらに、Ｆｅ−Ａｌ−Ｍｇ合金を添加し質量％でＡ
ｌ：０．００５〜０．０１５％，Ｍｇ：０．００１〜
０．０１０％に成分調整した溶鋼を鋳込み、９００℃ま
で冷却速度０．５〜２０℃／ｓで冷却し、鋳片内に大き
さ３μｍ以下のＡｌ−Ｍｇ−Ｔｉ系複合酸化物を２０個
／mm2以上含有することを特徴とする耐火用酸化物分散
鋳片。 - 【請求項２】 質量％で Ｃ：０．０４〜０．２０％， Ｓｉ：０．０５〜０．５０％， Ｍｎ：０．４〜１．８％， Ｍｏ：０．４〜１．０％， Ｖ：０．０５〜０．２０％， Ｎ：０．００４〜０．０１５％， Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％を含み、加えてＣｒ：
１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以
下、Ｎｂ：０．０５％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、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、Ｆｅ−Ａｌ−Ｍｇ合金を添加し質量％でＡ
ｌ：０．００５〜０．０１５％，Ｍｇ：０．００１〜
０．０１０％に成分調整した溶鋼を鋳込み、９００℃ま
で冷却速度０．５〜２０℃／ｓで冷却し、鋳片内に大き
さ３μｍ以下のＡｌ−Ｍｇ−Ｔｉ系複合酸化物を２０個
／mm2以上含有することを特徴とする耐火用酸化物分散
鋳片。 - 【請求項３】 質量％で Ｃ：０．０４〜０．２０％， Ｓｉ：０．０５〜０．５０％， Ｍｎ：０．４〜１．８％， Ｍｏ：０．４〜１．０％， Ｖ：０．０５〜０．２０％， Ｎ：０．００４〜０．０１５％， Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％を含み、残部がＦｅお
よび不可避不純物からなる溶鋼を、予備脱酸処理によっ
て、溶存酸素を質量％で０．００３〜０．０１５％に調
整後さらに、Ｆｅ−Ａｌ−Ｍｇ合金を添加し質量％でＡ
ｌ：０．００５〜０．０１５％，Ｍｇ：０．００１〜
０．０１０％に成分調整した溶鋼を鋳込み、９００℃ま
で冷却速度０．５〜２０℃／ｓで冷却し、鋳片内に大き
さ３μｍ以下のＡｌ−Ｍｇ−Ｔｉ系複合酸化物を２０個
／mm2以上含有する鋳片を１１００〜１３００℃の温度
域に再加熱後に圧延を開始し、圧延工程で鋼片表層部の
温度を７００℃以下に水冷し、パス間の復熱過程で圧延
する工程を１回以上繰り返し圧延し、圧延終了後に１〜
２０℃／ｓの冷却速度で６５０〜４００℃まで冷却し放
冷することを特徴とする耐火用圧延形鋼の製造方法。 - 【請求項４】 質量％で Ｃ：０．０４〜０．２０％， Ｓｉ：０．０５〜０．５０％， Ｍｎ：０．４〜１．８％， Ｍｏ：０．４〜１．０％， Ｖ：０．０５〜０．２０％， Ｎ：０．００４〜０．０１５％， Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％を含み、加えてＣｒ：
１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以
下、Ｎｂ：０．０５％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、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、Ｆｅ−Ａｌ−Ｍｇ合金を添加し質量％でＡ
ｌ：０．００５〜０．０１５％，Ｍｇ：０．００１〜
０．０１０％に成分調整した鋳込み、９００℃まで冷却
速度０．５〜２０℃／ｓで冷却し、鋳片内に大きさ３μ
ｍ以下のＡｌ−Ｍｇ−Ｔｉ系複合酸化物を２０個／mm2
以上含有する鋳片を１１００〜１３００℃の温度域に再
加熱後に圧延を開始し、圧延工程で鋼片表層部の温度を
７００℃以下に水冷し、パス間の復熱過程で圧延する工
程を一回以上繰り返し圧延し、圧延終了後に１〜２０℃
／ｓの冷却速度で６５０〜４００℃まで冷却し放冷する
ことを特徴とする耐火用圧延形鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP01170594A JP3241198B2 (ja) | 1994-02-03 | 1994-02-03 | 耐火用酸化物粒子分散鋳片及びこの鋳片を素材とした耐火用圧延形鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP01170594A JP3241198B2 (ja) | 1994-02-03 | 1994-02-03 | 耐火用酸化物粒子分散鋳片及びこの鋳片を素材とした耐火用圧延形鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07216496A JPH07216496A (ja) | 1995-08-15 |
| JP3241198B2 true JP3241198B2 (ja) | 2001-12-25 |
Family
ID=11785466
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP01170594A Expired - Fee Related JP3241198B2 (ja) | 1994-02-03 | 1994-02-03 | 耐火用酸化物粒子分散鋳片及びこの鋳片を素材とした耐火用圧延形鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3241198B2 (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3408385B2 (ja) * | 1996-04-17 | 2003-05-19 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接熱影響部靭性の優れた鋼 |
-
1994
- 1994-02-03 JP JP01170594A patent/JP3241198B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH07216496A (ja) | 1995-08-15 |
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