JP3241199B2 - 酸化物粒子分散鋳片及びその鋳片を素材とする靭性の優れた圧延形鋼の製造方法 - Google Patents
酸化物粒子分散鋳片及びその鋳片を素材とする靭性の優れた圧延形鋼の製造方法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
て用いられる靭性の優れた材質制御圧延形鋼を提供する
ための酸化物粒子分散鋳片及びその鋳片を素材とする靭
性の優れた圧延形鋼の製造方法に係わるものである。
て用いられる靭性の優れた材質制御圧延形鋼を提供する
ための酸化物粒子分散鋳片及びその鋳片を素材とする靭
性の優れた圧延形鋼の製造方法に係わるものである。
【０００２】
【従来の技術】建築物の超高層化、安全規準の厳格化な
どから、柱用に用いられる鋼材、例えば特に板厚の大き
なサイズのＨ形鋼（以下、極厚Ｈ形鋼と称す）には、一
層の高強度化、高靭性化、低降伏比化が求められてい
る。このような要求特性を満たすために、従来は圧延終
了後に焼準処理などの熱処理を施すことが行われた。熱
処理の付加は熱処理コストと生産効率の低下など大幅な
コスト上昇を招き、経済性に問題があった。この課題を
解決するためには圧延ままで高性能の材質特性を得られ
るように、新しい合金設計による鋳片と製造法の開発が
必要となった。
どから、柱用に用いられる鋼材、例えば特に板厚の大き
なサイズのＨ形鋼（以下、極厚Ｈ形鋼と称す）には、一
層の高強度化、高靭性化、低降伏比化が求められてい
る。このような要求特性を満たすために、従来は圧延終
了後に焼準処理などの熱処理を施すことが行われた。熱
処理の付加は熱処理コストと生産効率の低下など大幅な
コスト上昇を招き、経済性に問題があった。この課題を
解決するためには圧延ままで高性能の材質特性を得られ
るように、新しい合金設計による鋳片と製造法の開発が
必要となった。
【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
のバラツキが発生し、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。特に
極厚Ｈ形鋼を連続鋳造スラブを素材とし圧延する場合に
は連続鋳造設備で製造可能なスラブ最大厚みに限界があ
るため、低圧下比となる。さらに、圧延造形上の寸法精
度の制約から板厚の厚いフランジ部は高温圧延となり、
圧延終了後の鋼材冷却は徐冷となって、ミクロ組織は粗
粒化する。
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
のバラツキが発生し、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。特に
極厚Ｈ形鋼を連続鋳造スラブを素材とし圧延する場合に
は連続鋳造設備で製造可能なスラブ最大厚みに限界があ
るため、低圧下比となる。さらに、圧延造形上の寸法精
度の制約から板厚の厚いフランジ部は高温圧延となり、
圧延終了後の鋼材冷却は徐冷となって、ミクロ組織は粗
粒化する。
【０００４】ＴＭＣＰによる細粒化法があるが、造形上
の制約から形鋼圧延は鋼板の製造法のような熱間圧延時
に大圧下はできない。また、厚鋼板分野ではＶＮの析出
効果を利用し高強度・高靭性鋼を製造する、例えば特公
昭６２−５０５４８号公報、特公昭６２−５４８６２号
公報に開示された技術が提案されているが、溶鋼を従来
法によるＡｌ脱酸処理をしているため粒内フェライト生
成核として、組織の細粒化に効果をもたらす微細なＡｌ
−Ｍｇ−Ｔｉ系複合酸化物が生成せず、組織の細粒化が
十分ではなかった。即ち、従来のＡｌ脱酸は溶製過程の
初期段階でＡｌを添加し、溶鋼の脱酸と生成したＡｌ2
Ｏ3 を浮上分離する高清浄化を目的にしていた。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
化物個数を低減するかに主題がおかれていた。
の制約から形鋼圧延は鋼板の製造法のような熱間圧延時
に大圧下はできない。また、厚鋼板分野ではＶＮの析出
効果を利用し高強度・高靭性鋼を製造する、例えば特公
昭６２−５０５４８号公報、特公昭６２−５４８６２号
公報に開示された技術が提案されているが、溶鋼を従来
法によるＡｌ脱酸処理をしているため粒内フェライト生
成核として、組織の細粒化に効果をもたらす微細なＡｌ
−Ｍｇ−Ｔｉ系複合酸化物が生成せず、組織の細粒化が
十分ではなかった。即ち、従来のＡｌ脱酸は溶製過程の
初期段階でＡｌを添加し、溶鋼の脱酸と生成したＡｌ2
Ｏ3 を浮上分離する高清浄化を目的にしていた。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
化物個数を低減するかに主題がおかれていた。
【０００５】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
却制御により生成する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分散晶出させ、この
酸化物により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ＴＭＣＰの特
徴は厚鋼板で実施されている強圧下圧延に代わる形鋼圧
延での軽圧下の熱間圧延においても効率的に組織の細粒
化が可能な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。
における脱酸材の選択、その添加順序及び凝固過程の冷
却制御により生成する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分散晶出させ、この
酸化物により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ＴＭＣＰの特
徴は厚鋼板で実施されている強圧下圧延に代わる形鋼圧
延での軽圧下の熱間圧延においても効率的に組織の細粒
化が可能な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。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】前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強度高靭性の圧延形鋼
をオンラインで製造し安価に提供することは困難であ
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強度高靭性の圧延形鋼
をオンライン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
酸化物を多数分散晶出させることと、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
の安価な制御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％、Ｖ：
０．０５〜０．２０％、Ｎ：０．００４〜０．０１５
％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％を含み、残部がＦ
ｅ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以上含有することを特徴とする靭性の優れた圧
延形鋼用の酸化物粒子分散鋳片、質量％でＣ：０．０
４〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：
０．４〜１．８％、Ｖ：０．０５〜０．２０％、Ｎ：
０．００４〜０．０１５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０
２５％を含み、加えてＭｏ：０．３％以下、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Ａｌ：
０．００５〜０．０１５％、Ｍｇ：０．００１〜０．０
１０％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３μ
ｍ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靭性の優れた圧延形鋼用
の酸化物粒子分散鋳片、質量％でＣ：０．０４〜０．
２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．４〜
１．８％、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Ａｌ：０．００５〜０．０１５％、Ｍ
ｇ：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
程で鋳片表層部の温度を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６５０〜４０
０℃まで冷却し放冷することを特徴とする靭性の優れた
圧延形鋼の製造方法、および、質量％でＣ：０．０４
〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：
０．４〜１．８％、Ｖ：０．０５〜０．２０％、Ｎ：
０．００４〜０．０１５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０
２５％を含み、加えてＭｏ：０．３％以下、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Ａｌ：
０．００５〜０．０１５％、Ｍｇ：０．００１〜０．０
１０％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、圧延工程で鋳片表層部の温度を
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
ことを特徴とする靭性の優れた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
酸化物を多数分散晶出させることと、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
の安価な制御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％、Ｖ：
０．０５〜０．２０％、Ｎ：０．００４〜０．０１５
％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％を含み、残部がＦ
ｅ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以上含有することを特徴とする靭性の優れた圧
延形鋼用の酸化物粒子分散鋳片、質量％でＣ：０．０
４〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：
０．４〜１．８％、Ｖ：０．０５〜０．２０％、Ｎ：
０．００４〜０．０１５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０
２５％を含み、加えてＭｏ：０．３％以下、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Ａｌ：
０．００５〜０．０１５％、Ｍｇ：０．００１〜０．０
１０％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３μ
ｍ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靭性の優れた圧延形鋼用
の酸化物粒子分散鋳片、質量％でＣ：０．０４〜０．
２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．４〜
１．８％、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Ａｌ：０．００５〜０．０１５％、Ｍ
ｇ：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
程で鋳片表層部の温度を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６５０〜４０
０℃まで冷却し放冷することを特徴とする靭性の優れた
圧延形鋼の製造方法、および、質量％でＣ：０．０４
〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：
０．４〜１．８％、Ｖ：０．０５〜０．２０％、Ｎ：
０．００４〜０．０１５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０
２５％を含み、加えてＭｏ：０．３％以下、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Ａｌ：
０．００５〜０．０１５％、Ｍｇ：０．００１〜０．０
１０％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、圧延工程で鋳片表層部の温度を
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
ことを特徴とする靭性の優れた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。鋼の高
強度化はフェライト結晶の細粒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達成される。また、高靭性化は結
晶の細粒化母相（フェライト）の固溶Ｎ，Ｃの低減
破壊の発生起点となる硬化相の高炭素マルテンサイト及
び粗大な酸化物、析出物の低減と微細化等により達成さ
れる。
強度化はフェライト結晶の細粒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達成される。また、高靭性化は結
晶の細粒化母相（フェライト）の固溶Ｎ，Ｃの低減
破壊の発生起点となる硬化相の高炭素マルテンサイト及
び粗大な酸化物、析出物の低減と微細化等により達成さ
れる。
【０００９】一般的には鋼の高強度化により靭性は低下
し、高強度化と高靭性化は相反する対処が必要である。
両者を同時に満たす冶金因子は唯一、結晶の細粒化であ
る。本発明の特徴は、製鋼工程において、脱酸の制御、
凝固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晶出さ
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、その復熱時に圧延す
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、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、ミクロ組織の細粒化を行う、インラ
イン圧延加工プロセスにより母材の高強度化と高靭性化
を達成するものである。
し、高強度化と高靭性化は相反する対処が必要である。
両者を同時に満たす冶金因子は唯一、結晶の細粒化であ
る。本発明の特徴は、製鋼工程において、脱酸の制御、
凝固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晶出さ
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、その復熱時に圧延す
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、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、ミクロ組織の細粒化を行う、インラ
イン圧延加工プロセスにより母材の高強度化と高靭性化
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、母材靭性、耐溶接割れ
性、溶接熱影響部靭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、母材靭性、耐溶接割れ
性、溶接熱影響部靭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
接継手部靭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、靭性の確保には０．４％以上の添加が必要であ
るが、溶接部の靭性、割れ性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
接継手部靭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、靭性の確保には０．４％以上の添加が必要であ
るが、溶接部の靭性、割れ性などの許容できる範囲で上
限を１．８％とした。
【００１２】ＶはＶＮとなり粒内フェライトの核生成に
よる細粒化と析出強化による高強度化に寄与する極めて
重要な元素であり０．０５％未満では、ＶＮの析出が不
十分で、それらの効果が得られず、０．２０％を超える
と析出量が過剰になり母材靭性が低下するため０．２０
％以下に限定した。ＮはＴｉＮやＶＮの析出には極めて
重要な元素であり、０．００４％未満ではＴｉＮ，ＶＮ
の析出量が不足し、析出強化と粒内フェライト組織の十
分な生成量が得られないため０．００４％以上とした。
一方、含有量が０．０１５％を超えると母材靭性を低下
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％以下に限定した。
よる細粒化と析出強化による高強度化に寄与する極めて
重要な元素であり０．０５％未満では、ＶＮの析出が不
十分で、それらの効果が得られず、０．２０％を超える
と析出量が過剰になり母材靭性が低下するため０．２０
％以下に限定した。ＮはＴｉＮやＶＮの析出には極めて
重要な元素であり、０．００４％未満ではＴｉＮ，ＶＮ
の析出量が不足し、析出強化と粒内フェライト組織の十
分な生成量が得られないため０．００４％以上とした。
一方、含有量が０．０１５％を超えると母材靭性を低下
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％以下に限定した。
【００１３】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靭性を向上させる。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靭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靭性を向上させる。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靭性を著しく低下させるためこれ未
満に限定した。
【００１４】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。
【００１５】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、以下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、以下順次その必要理由を以下に詳述
する。
【００１６】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Ａｌ2 Ｏ3 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・Ａｌ2 Ｏ3 ）を生成
できない。加えてこれらの金属は低融点、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Ａｌ2 Ｏ3 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・Ａｌ2 Ｏ3 ）を生成
できない。加えてこれらの金属は低融点、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、安定添加を可能にした。
【００１７】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、靭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、靭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。
【００１８】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を生成し靭性、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を生成し靭性、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。
【００１９】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、
靭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、および母材の靭性向
上の目的で、Ｍｏ，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、
靭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、および母材の靭性向
上の目的で、Ｍｏ，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。
【００２０】Ｍｏは母材強度の確保に有効な元素である
が、高価であるため０．３％以下に限定した。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、靭性および硬化性の
観点から有害となるため、上限を１．０％とした。
が、高価であるため０．３％以下に限定した。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、靭性および硬化性の
観点から有害となるため、上限を１．０％とした。
【００２１】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。Ｎｉは、母材の強靭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。
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。Ｎｉは、母材の強靭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。
【００２２】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目的で
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、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２０
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 未満となり靭性、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目的で
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、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２０
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 未満となり靭性、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。
【００２３】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。
【００２４】熱間圧延のパス間で水冷し、圧延中に１回
以上、鋳片表層部の温度を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、鋳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。鋳片表層
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、鋳片表層部の温度を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、鋳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。鋳片表層
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。
【００２５】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の抑制と
パーライト及びベイナイト組織比率を増加し、低合金で
目標の強度を得るためであり、６５０〜４００℃で加速
冷却を停止するのは、６５０℃超の加速冷却ではＡｒ1
点以下となり、一部γ相が残存し、フェライトの粒成長
の抑制とパーライト及びベイナイト組織比率を増加させ
ることができないため、６５０℃以下とした。また、４
００℃未満の冷却では、その後の放冷によりフェライト
相に過飽和に固溶しているＣ，Ｎを炭化物、窒化物とし
て析出させることができず、フェライト相の延性が低下
するため、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の抑制と
パーライト及びベイナイト組織比率を増加し、低合金で
目標の強度を得るためであり、６５０〜４００℃で加速
冷却を停止するのは、６５０℃超の加速冷却ではＡｒ1
点以下となり、一部γ相が残存し、フェライトの粒成長
の抑制とパーライト及びベイナイト組織比率を増加させ
ることができないため、６５０℃以下とした。また、４
００℃未満の冷却では、その後の放冷によりフェライト
相に過飽和に固溶しているＣ，Ｎを炭化物、窒化物とし
て析出させることができず、フェライト相の延性が低下
するため、この温度範囲に限定した。
【００２６】
【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。
【００２７】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。
【００２８】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。
【００２９】
【表１】
【００３０】
【表２】
【００３１】表３および表４は圧延と加速冷却条件及び
製品の機械試験特性を示す。
製品の機械試験特性を示す。
【００３２】
【表３】
【００３３】
【表４】
【００３４】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。表５および表６に
示すように、本発明による鋼１〜７、鋼Ａ１〜Ａ６は、
目標の降伏点範囲がＪＩＳ規格の下限値＋８０Ｎ／mm2
内のＳＭ４９０ではＹＰ＝３２５〜４０５Ｎ／mm2 、Ｓ
Ｍ５２０ではＹＰ＝３３５〜４１５Ｎ／mm2 、ＳＭ５７
０ではＹＰ＝４３０〜５１０Ｎ／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）と−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。
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。表５および表６に
示すように、本発明による鋼１〜７、鋼Ａ１〜Ａ６は、
目標の降伏点範囲がＪＩＳ規格の下限値＋８０Ｎ／mm2
内のＳＭ４９０ではＹＰ＝３２５〜４０５Ｎ／mm2 、Ｓ
Ｍ５２０ではＹＰ＝３３５〜４１５Ｎ／mm2 、ＳＭ５７
０ではＹＰ＝４３０〜５１０Ｎ／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）と−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。
【００３５】
【表５】
【００３６】
【表６】
【００３７】一方、比較鋼の鋼８と鋼Ｂ２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請求項の下限値以下であり、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が
クリアーできない。９〜１１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
れないために１／２Ｆ部の衝撃値が目標を達成できな
い。
−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請求項の下限値以下であり、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が
クリアーできない。９〜１１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
れないために１／２Ｆ部の衝撃値が目標を達成できな
い。
【００３８】加えて、鋼１０と鋼Ｂ２は圧延中水冷が施
されていないことと、圧延後の冷却条件が請求の範囲外
となるために、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、本発明の要件が
総て満たされた時に、表５および表６に示される鋼１〜
７、鋼Ａ１〜Ａ６のように、圧延形鋼の狭幅降伏点及び
高靭性を有する信頼性の高い高靭性形鋼が圧延ままで製
造可能となる。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。
されていないことと、圧延後の冷却条件が請求の範囲外
となるために、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、本発明の要件が
総て満たされた時に、表５および表６に示される鋼１〜
７、鋼Ａ１〜Ａ６のように、圧延形鋼の狭幅降伏点及び
高靭性を有する信頼性の高い高靭性形鋼が圧延ままで製
造可能となる。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。
【００３９】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系酸化物と呼称している
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系酸化物と呼称している
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。
【００４０】
【発明の効果】本発明による鋳片と制御圧延法を適用し
た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を有し、
優れた靭性を持つ形鋼の製造が圧延ままで可能となり、
大型鋼構造物の信頼性の向上、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である。
た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を有し、
優れた靭性を持つ形鋼の製造が圧延ままで可能となり、
大型鋼構造物の信頼性の向上、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である。
【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 33/04 C22C 38/14 C22C 38/54
Claims (4)
- 【請求項１】 質量％で Ｃ：０．０４〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、 Ｍｎ：０．４〜１．８％、 Ｖ：０．０５〜０．２０％、 Ｎ：０．００４〜０．０１５０％、 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靭性の優れた圧延
形鋼用の酸化物粒子分散鋳片。 - 【請求項２】 質量％で Ｃ：０．０４〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、 Ｍｎ：０．４〜１．８％、 Ｖ：０．０５〜０．２０％、 Ｎ：０．００４〜０．０１５％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％を含み、加えてＭｏ：
０．３％以下、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Ａｌ：０．００５〜０．０１５％、Ｍ
ｇ：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
靭性の優れた圧延形鋼用の酸化物粒子分散鋳片。 - 【請求項３】 質量％で Ｃ：０．０４〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、 Ｍｎ：０．４〜１．８％、 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、圧延工程で鋳片表層部の
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靭性の優れた圧延形鋼の製造方
法。 - 【請求項４】 質量％で Ｃ：０．０４〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、 Ｍｎ：０．４〜１．８％、 Ｖ：０．０５〜０．２０％、 Ｎ：０．００４〜０．０１５％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％を含み、加えてＭｏ：
０．３％以下、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Ａｌ：０．００５〜０．０１５％、Ｍ
ｇ：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
程で鋳片表層部の温度を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６５０〜４０
０℃まで冷却し放冷することを特徴とする靭性の優れた
圧延形鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP01365294A JP3241199B2 (ja) | 1994-02-07 | 1994-02-07 | 酸化物粒子分散鋳片及びその鋳片を素材とする靭性の優れた圧延形鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP01365294A JP3241199B2 (ja) | 1994-02-07 | 1994-02-07 | 酸化物粒子分散鋳片及びその鋳片を素材とする靭性の優れた圧延形鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07216498A JPH07216498A (ja) | 1995-08-15 |
| JP3241199B2 true JP3241199B2 (ja) | 2001-12-25 |
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ID=11839160
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP01365294A Expired - Fee Related JP3241199B2 (ja) | 1994-02-07 | 1994-02-07 | 酸化物粒子分散鋳片及びその鋳片を素材とする靭性の優れた圧延形鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3241199B2 (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 |
| CN102828115A (zh) * | 2012-09-25 | 2012-12-19 | 鞍钢股份有限公司 | 一种q345b中厚钢板及其生产方法 |
| US10280476B2 (en) | 2014-04-15 | 2019-05-07 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | H-section steel and method of producing the same |
| CN108699651A (zh) | 2016-03-02 | 2018-10-23 | 新日铁住金株式会社 | 低温用h形钢及其制造方法 |
-
1994
- 1994-02-07 JP JP01365294A patent/JP3241199B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| JPH07216498A (ja) | 1995-08-15 |
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