JP3412997B2 - 高張力圧延鋼材及びその製造方法 - Google Patents
高張力圧延鋼材及びその製造方法Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、建造物の構造部材
として用いられる靱性の優れた高張力圧延鋼材、および
高張力圧延鋼材の製造方法に係わるものである。
として用いられる靱性の優れた高張力圧延鋼材、および
高張力圧延鋼材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、高靱性化、低降伏比化が求められてい
る。例えば１９９４年に建設省と社団法人鋼材倶楽部に
より「高性能鋼利用技術指針」が発表され、ＳＡ４４０
（常温での引張強度が５９０MPa 以上、０．２％耐力が
４４０MPa 以上、０℃衝撃吸収エネルギー４７Ｊ以上）
等の具体的な機械特性仕様が提案されている。
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、高靱性化、低降伏比化が求められてい
る。例えば１９９４年に建設省と社団法人鋼材倶楽部に
より「高性能鋼利用技術指針」が発表され、ＳＡ４４０
（常温での引張強度が５９０MPa 以上、０．２％耐力が
４４０MPa 以上、０℃衝撃吸収エネルギー４７Ｊ以上）
等の具体的な機械特性仕様が提案されている。
【０００３】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高張力圧延鋼
材とその製造法の開発が必要となった。
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高張力圧延鋼
材とその製造法の開発が必要となった。
【０００４】一般に、鋼材、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、靱性のバラつきが発生
し、例えば溶接構造用圧延鋼材（ＪＩＳＧ３１０６）等
の規準に満たない部位が生じる。
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、靱性のバラつきが発生
し、例えば溶接構造用圧延鋼材（ＪＩＳＧ３１０６）等
の規準に満たない部位が生じる。
【０００５】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、低圧下比となり、圧延による
加工と再結晶のくり返しによる鍛練が不十分となる。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
となる。このような製造条件においては、ミクロ組織は
粗粒化するため、強度および靱性は著しく低下する。
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、低圧下比となり、圧延による
加工と再結晶のくり返しによる鍛練が不十分となる。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
となる。このような製造条件においては、ミクロ組織は
粗粒化するため、強度および靱性は著しく低下する。
【０００６】この対策として、強圧下圧延や圧延終了後
に強制的に加速冷却させる加工熱処理（以降ＴＭＣＰと
略記）による細粒化法がある。しかし、形鋼圧延では形
鋼造形上の制約から強圧下圧延は困難であり、一方圧延
後の加速冷却に関しても厚肉のサイズでは十分な冷却を
施すまでに多大な時間を要し、生産性を低下させる問題
が発生する。
に強制的に加速冷却させる加工熱処理（以降ＴＭＣＰと
略記）による細粒化法がある。しかし、形鋼圧延では形
鋼造形上の制約から強圧下圧延は困難であり、一方圧延
後の加速冷却に関しても厚肉のサイズでは十分な冷却を
施すまでに多大な時間を要し、生産性を低下させる問題
が発生する。
【０００７】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、この方法は引張強度が５
９０MPa 級の高強度材になると上部ベイナイト組織を含
むようになる。一般にこの上部ベイナイト組織では、高
炭素島状マルテンサイトを生成し靱性を著しく低下させ
るため、従来高強度化鋼には適用できなかった。
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、この方法は引張強度が５
９０MPa 級の高強度材になると上部ベイナイト組織を含
むようになる。一般にこの上部ベイナイト組織では、高
炭素島状マルテンサイトを生成し靱性を著しく低下させ
るため、従来高強度化鋼には適用できなかった。
【０００８】
【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、圧延ままで低炭素ベイナイトを生成させ組織
を微細化し、加えて靱性低下の主原因となる高炭素島状
マルテンサイト相の組織分率を低減させる必要がある。
それには製鋼過程でのマイクロアロイの微量添加制御に
よる成分調整した鋳片の製造が必須である。
ためには、圧延ままで低炭素ベイナイトを生成させ組織
を微細化し、加えて靱性低下の主原因となる高炭素島状
マルテンサイト相の組織分率を低減させる必要がある。
それには製鋼過程でのマイクロアロイの微量添加制御に
よる成分調整した鋳片の製造が必須である。
【０００９】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ものであり、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。この方法はさらに仕上げ圧延温度を
低下させることになり、圧延後の加速冷却においても、
必要とする加速冷却温度域が狭くなるので、水冷時間を
低減し、生産性の低下を回避できる。
実施されている強圧下圧延に代わるものであり、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。この方法はさらに仕上げ圧延温度を
低下させることになり、圧延後の加速冷却においても、
必要とする加速冷却温度域が狭くなるので、水冷時間を
低減し、生産性の低下を回避できる。
【００１０】
【課題を解決するための手段】本発明は、高強度かつ高
靱性を得ることを目的とし、低炭素ベイナイトの生成に
よる組織微細化を製鋼過程においてのＮｂ，Ｖ，Ｍｏの
微量添加と高Ｃｕ添加による合金設計をおこなった。加
えて、熱間圧延工程での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
ベイナイト生成核となる加工転位を導入し、粒内ベイナ
イト生成核を増加させる。さらに、圧延後のγ／α変態
温度域を冷却制御することにより、その核生成させたベ
イナ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、以下のとおり
である。 （１）重量％でＣ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ：０．
０５〜０．２５％、Ｍｎ：０．８〜１．８％、Ｃｕ：
０．７〜１．５％、Ｔｉ：０．０２％以下、Ｎｂ：０．
０３％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｍｏ：０．４％以下、
Ｂ：０．０００３％以下、Ｎ：０．００４％以下、Ａ
ｌ：０．１％以下、を含み、かつ、ＭＡｅｑ．＝１０
〔Ｎｂ％〕＋５〔Ｖ％〕＋〔Ｍｏ％〕の式で示すＭＡｅ
ｑ．が０．４〜１．０％となるＮｂ，Ｖ，Ｍｏ量を含有
し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、それを熱
間圧延で成形した形材あるいは板材の引張強度が５９０
MPa 以上、０．２％耐力が４４０MPa 以上、０℃でのシ
ャルピー衝撃吸収エネルギーが４７Ｊ以上で、かつ組織
中の高炭素島状マルテンサイト相の組織分率が３％以下
であることを特徴とする高張力圧延鋼材。 （２）重量％でＣ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ：０．
０５〜０．２５％、Ｍｎ：０．８〜１．８％、Ｃｕ：
０．７〜１．５％、Ｔｉ：０．０２％以下、Ｎｂ：０．
０３％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｍｏ：０．４％以下、
Ｂ：０．０００３％以下、Ｎ：０．００４％以下、Ａ
ｌ：０．１％以下、を含み、かつ、ＭＡｅｑ．＝１０
〔Ｎｂ％〕＋５〔Ｖ％〕＋〔Ｍｏ％〕の式で示すＭＡｅ
ｑ．が０．４〜１．０％となるＮｂ，Ｖ，Ｍｏ量を含有
し、加えてＣｒ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、
のいずれかの１種または２種を含有し残部がＦｅおよび
不可避不純物からなり、それを熱間圧延で成形した形材
あるいは板材の引張強度が５９０MPa 以上、０．２％耐
力が４４０MPa 以上、０℃でのシャルピー衝撃吸収エネ
ルギーが４７Ｊ以上で、かつ組織中の高炭素島状マルテ
ンサイト相の組織分率が３％以下であることを特徴とす
る高張力圧延鋼材。 （３）重量％でＣ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ：０．
０５〜０．２５％、Ｍｎ：０．８〜１．８％、Ｃｕ：
０．７〜１．５％、Ｔｉ：０．０２％以下、Ｎｂ：０．
０３％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｍｏ：０．４％以下、
Ｂ：０．０００３％以下、Ｎ：０．００４％以下、Ａ
ｌ：０．１％以下、を含み、かつ、ＭＡｅｑ．＝１０
〔Ｎｂ％〕＋５〔Ｖ％〕＋〔Ｍｏ％〕の式で示すＭＡｅ
ｑ．が０．４〜１．０％となるＮｂ，Ｖ，Ｍｏ量を含有
し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋳片を１２
００〜１３００℃の温度域に再加熱した後に圧延を開始
し、圧延工程で鋼材の表面温度を７００℃以下に水冷
し、以降の圧延パス間の復熱過程で圧延する水冷・圧延
工程を１回以上繰り返し圧延し、圧延終了後に平均温度
が７００〜４００℃まで０．５〜１０℃／ｓの冷却速度
で冷却し、その後放冷することを特徴とする高張力圧延
鋼材の製造方法。 （４）重量％でＣ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ：０．
０５〜０．２５％、Ｍｎ：０．８〜１．８％、Ｃｕ：
０．７〜１．５％、Ｔｉ：０．０２％以下、Ｎｂ：０．
０３％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｍｏ：０．４％以下、
Ｂ：０．０００３％以下、Ｎ：０．００４％以下、Ａ
ｌ：０．１％以下、を含み、かつ、ＭＡｅｑ．＝１０
〔Ｎｂ％〕＋５〔Ｖ％〕＋〔Ｍｏ％〕の式で示すＭＡｅ
ｑ．が０．４〜１．０％となるＮｂ，Ｖ，Ｍｏ量を含有
し、加えてＣｒ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下の
いずれかの１種または２種を含有し残部がＦｅおよび不
可避不純物からなる鋳片を１２００〜１３００℃の温度
域に再加熱した後に圧延を開始し、圧延工程で鋼材の表
面温度を７００℃以下に水冷し、以降の圧延パス間の復
熱過程で圧延する水冷・圧延工程を１回以上繰り返し圧
延し、圧延終了後に平均温度が７００〜４００℃まで
０．５〜１０℃／ｓの冷却速度で冷却し、その後放冷す
ることを特徴とする高張力圧延鋼材の製造方法。
靱性を得ることを目的とし、低炭素ベイナイトの生成に
よる組織微細化を製鋼過程においてのＮｂ，Ｖ，Ｍｏの
微量添加と高Ｃｕ添加による合金設計をおこなった。加
えて、熱間圧延工程での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
ベイナイト生成核となる加工転位を導入し、粒内ベイナ
イト生成核を増加させる。さらに、圧延後のγ／α変態
温度域を冷却制御することにより、その核生成させたベ
イナ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、以下のとおり
である。 （１）重量％でＣ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ：０．
０５〜０．２５％、Ｍｎ：０．８〜１．８％、Ｃｕ：
０．７〜１．５％、Ｔｉ：０．０２％以下、Ｎｂ：０．
０３％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｍｏ：０．４％以下、
Ｂ：０．０００３％以下、Ｎ：０．００４％以下、Ａ
ｌ：０．１％以下、を含み、かつ、ＭＡｅｑ．＝１０
〔Ｎｂ％〕＋５〔Ｖ％〕＋〔Ｍｏ％〕の式で示すＭＡｅ
ｑ．が０．４〜１．０％となるＮｂ，Ｖ，Ｍｏ量を含有
し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、それを熱
間圧延で成形した形材あるいは板材の引張強度が５９０
MPa 以上、０．２％耐力が４４０MPa 以上、０℃でのシ
ャルピー衝撃吸収エネルギーが４７Ｊ以上で、かつ組織
中の高炭素島状マルテンサイト相の組織分率が３％以下
であることを特徴とする高張力圧延鋼材。 （２）重量％でＣ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ：０．
０５〜０．２５％、Ｍｎ：０．８〜１．８％、Ｃｕ：
０．７〜１．５％、Ｔｉ：０．０２％以下、Ｎｂ：０．
０３％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｍｏ：０．４％以下、
Ｂ：０．０００３％以下、Ｎ：０．００４％以下、Ａ
ｌ：０．１％以下、を含み、かつ、ＭＡｅｑ．＝１０
〔Ｎｂ％〕＋５〔Ｖ％〕＋〔Ｍｏ％〕の式で示すＭＡｅ
ｑ．が０．４〜１．０％となるＮｂ，Ｖ，Ｍｏ量を含有
し、加えてＣｒ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、
のいずれかの１種または２種を含有し残部がＦｅおよび
不可避不純物からなり、それを熱間圧延で成形した形材
あるいは板材の引張強度が５９０MPa 以上、０．２％耐
力が４４０MPa 以上、０℃でのシャルピー衝撃吸収エネ
ルギーが４７Ｊ以上で、かつ組織中の高炭素島状マルテ
ンサイト相の組織分率が３％以下であることを特徴とす
る高張力圧延鋼材。 （３）重量％でＣ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ：０．
０５〜０．２５％、Ｍｎ：０．８〜１．８％、Ｃｕ：
０．７〜１．５％、Ｔｉ：０．０２％以下、Ｎｂ：０．
０３％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｍｏ：０．４％以下、
Ｂ：０．０００３％以下、Ｎ：０．００４％以下、Ａ
ｌ：０．１％以下、を含み、かつ、ＭＡｅｑ．＝１０
〔Ｎｂ％〕＋５〔Ｖ％〕＋〔Ｍｏ％〕の式で示すＭＡｅ
ｑ．が０．４〜１．０％となるＮｂ，Ｖ，Ｍｏ量を含有
し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋳片を１２
００〜１３００℃の温度域に再加熱した後に圧延を開始
し、圧延工程で鋼材の表面温度を７００℃以下に水冷
し、以降の圧延パス間の復熱過程で圧延する水冷・圧延
工程を１回以上繰り返し圧延し、圧延終了後に平均温度
が７００〜４００℃まで０．５〜１０℃／ｓの冷却速度
で冷却し、その後放冷することを特徴とする高張力圧延
鋼材の製造方法。 （４）重量％でＣ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ：０．
０５〜０．２５％、Ｍｎ：０．８〜１．８％、Ｃｕ：
０．７〜１．５％、Ｔｉ：０．０２％以下、Ｎｂ：０．
０３％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｍｏ：０．４％以下、
Ｂ：０．０００３％以下、Ｎ：０．００４％以下、Ａ
ｌ：０．１％以下、を含み、かつ、ＭＡｅｑ．＝１０
〔Ｎｂ％〕＋５〔Ｖ％〕＋〔Ｍｏ％〕の式で示すＭＡｅ
ｑ．が０．４〜１．０％となるＮｂ，Ｖ，Ｍｏ量を含有
し、加えてＣｒ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下の
いずれかの１種または２種を含有し残部がＦｅおよび不
可避不純物からなる鋳片を１２００〜１３００℃の温度
域に再加熱した後に圧延を開始し、圧延工程で鋼材の表
面温度を７００℃以下に水冷し、以降の圧延パス間の復
熱過程で圧延する水冷・圧延工程を１回以上繰り返し圧
延し、圧延終了後に平均温度が７００〜４００℃まで
０．５〜１０℃／ｓの冷却速度で冷却し、その後放冷す
ることを特徴とする高張力圧延鋼材の製造方法。
【００１１】
【発明の実施の形態】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達成される。また、高靱
性化は・結晶の微細化・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。一般的には鋼の高強度化により靱性は
低下し、高強度化と高靱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、結晶の微細化
である。
する。鋼の高強度化は・フェライト結晶の微細化・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達成される。また、高靱
性化は・結晶の微細化・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。一般的には鋼の高強度化により靱性は
低下し、高強度化と高靱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、結晶の微細化
である。
【００１２】本発明の特徴は、製鋼工程におけるマイク
ロアロイング合金設計に基づき低炭素ベイナイト組織化
し、さらに組織微細化による高強度・高靱性化を達成す
るものである。加えて本発明では、熱間圧延工程におい
て、熱間圧延パス間でフランジ表面を水冷し、その復熱
時に圧延することを繰り返すことによりフランジの板厚
中心部に圧下浸透効果を付与し、この部位においてもＴ
ＭＣＰによる組織微細化効果を高め、この組織微細化に
よりＨ形鋼の各部位における母材の機械特性を向上させ
るとともにバラツキを低減し均質化を達成するものであ
る。
ロアロイング合金設計に基づき低炭素ベイナイト組織化
し、さらに組織微細化による高強度・高靱性化を達成す
るものである。加えて本発明では、熱間圧延工程におい
て、熱間圧延パス間でフランジ表面を水冷し、その復熱
時に圧延することを繰り返すことによりフランジの板厚
中心部に圧下浸透効果を付与し、この部位においてもＴ
ＭＣＰによる組織微細化効果を高め、この組織微細化に
よりＨ形鋼の各部位における母材の機械特性を向上させ
るとともにバラツキを低減し均質化を達成するものであ
る。
【００１３】以下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は鋼を強化するため
に添加するもので、０．０２％未満では構造用鋼として
必要な強度が得られず。また、０．０６％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（以
下ＨＡＺと略記）靱性などを著しく低下させるので、下
限を０．０２％、上限を０．０６％とした。
限定理由について述べる。まず、Ｃは鋼を強化するため
に添加するもので、０．０２％未満では構造用鋼として
必要な強度が得られず。また、０．０６％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（以
下ＨＡＺと略記）靱性などを著しく低下させるので、下
限を０．０２％、上限を０．０６％とした。
【００１４】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、０．２５％を超えるとＨＡＺ
内に硬化組織の高炭素島状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
満では溶鋼の予備脱酸が十分にできないためＳｉ含有量
を０．０５〜０．２５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、割れ性などに対する許容濃度の上限
から１．８％とした。
脱酸などに必要であるが、０．２５％を超えるとＨＡＺ
内に硬化組織の高炭素島状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
満では溶鋼の予備脱酸が十分にできないためＳｉ含有量
を０．０５〜０．２５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、割れ性などに対する許容濃度の上限
から１．８％とした。
【００１５】Ｃｕはα温度域での保持及び緩冷却により
α相中の転位上にＣｕ相を析出し、その析出硬化により
母材の常温強度を増加させる。ただし、このα中でのＣ
ｕ相の析出は０．７％未満ではα中でのＣｕの固溶限内
であり、析出が生じないためＣｕ析出による強化は得ら
れない。また１．５％以上ではその析出強化は飽和する
のでＣｕ：０．７〜１．５％に限定した。
α相中の転位上にＣｕ相を析出し、その析出硬化により
母材の常温強度を増加させる。ただし、このα中でのＣ
ｕ相の析出は０．７％未満ではα中でのＣｕの固溶限内
であり、析出が生じないためＣｕ析出による強化は得ら
れない。また１．５％以上ではその析出強化は飽和する
のでＣｕ：０．７〜１．５％に限定した。
【００１６】Ｔｉは０．０２％を超えると過剰なＴｉは
ＴｉＣを析出し、その析出硬化により母材および溶接熱
影響部の靱性を劣化させるため０．０２％以下に制限し
た。Ｎｂは鋼中に固溶し著しく焼入性を上昇させ強度を
増加させる目的で添加している。０．０３％超ではＮｂ
炭窒化物を析出量が増加し固溶Ｎｂとしての効果が飽和
するので０．０３％以下に制限した。
ＴｉＣを析出し、その析出硬化により母材および溶接熱
影響部の靱性を劣化させるため０．０２％以下に制限し
た。Ｎｂは鋼中に固溶し著しく焼入性を上昇させ強度を
増加させる目的で添加している。０．０３％超ではＮｂ
炭窒化物を析出量が増加し固溶Ｎｂとしての効果が飽和
するので０．０３％以下に制限した。
【００１７】Ｖは微量添加により圧延組織を微細化で
き、Ｖ炭窒化物の析出により強化す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、Ｖ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、含有量の上限をＶ：０．１％とした。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％
超ではＭｏ炭化物（Ｍｏ２Ｃ）を析出し固溶Ｍｏとして
の焼入性向上効果が飽和するので０．４％以下に制限し
た。
き、Ｖ炭窒化物の析出により強化す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、Ｖ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、含有量の上限をＶ：０．１％とした。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％
超ではＭｏ炭化物（Ｍｏ２Ｃ）を析出し固溶Ｍｏとして
の焼入性向上効果が飽和するので０．４％以下に制限し
た。
【００１８】Ｂは０．０００３％を超えると靱性低下の
主原因となる高炭素島状マルテンサイトが顕著に増加す
るので０．０００３％以下に制限した。Ｎは窒化物を生
成し、析出強化および粒成長を抑制するが、固溶Ｎはフ
ェライトを強化し、またベイナイト相のラス境界に高炭
素島状マルテンサイトの生成を促進し靱性を劣化させる
ためＮ含有量を０．００４％以下に制限した。
主原因となる高炭素島状マルテンサイトが顕著に増加す
るので０．０００３％以下に制限した。Ｎは窒化物を生
成し、析出強化および粒成長を抑制するが、固溶Ｎはフ
ェライトを強化し、またベイナイト相のラス境界に高炭
素島状マルテンサイトの生成を促進し靱性を劣化させる
ためＮ含有量を０．００４％以下に制限した。
【００１９】Ａｌを０．１％以下としたのは、Ａｌは強
力な脱酸元素であり、０．１％超の含有では粗大な介在
物の生成および鋳込み時のノズル詰まりなどを生じるた
め０．１％以下に制限した。次にマイクロアロイのなか
でＮｂ，Ｖ，Ｍｏの含有量について、ＭＡｅｑ．＝１０
〔Ｎｂ％〕＋５〔Ｖ％〕＋〔Ｍｏ％〕の式で示すＭＡｅ
ｑ．が０．４〜１．０％となるよう規定した。すなわ
ち、これらの各元素の焼入性に対する寄与を求めた結
果、各元素の重みが関係するという知見によってこの関
係式を設定したものである。この式でのＭＡｅｑ．が
０．４％未満では目標のベイナイト組織割合が得られ
ず、また１．０％超ではベイナイトは得られるものの過
剰元素が炭窒化物として析出し、靱性低下をもたらすた
め０．４〜１．０％の範囲に限定した。
力な脱酸元素であり、０．１％超の含有では粗大な介在
物の生成および鋳込み時のノズル詰まりなどを生じるた
め０．１％以下に制限した。次にマイクロアロイのなか
でＮｂ，Ｖ，Ｍｏの含有量について、ＭＡｅｑ．＝１０
〔Ｎｂ％〕＋５〔Ｖ％〕＋〔Ｍｏ％〕の式で示すＭＡｅ
ｑ．が０．４〜１．０％となるよう規定した。すなわ
ち、これらの各元素の焼入性に対する寄与を求めた結
果、各元素の重みが関係するという知見によってこの関
係式を設定したものである。この式でのＭＡｅｑ．が
０．４％未満では目標のベイナイト組織割合が得られ
ず、また１．０％超ではベイナイトは得られるものの過
剰元素が炭窒化物として析出し、靱性低下をもたらすた
め０．４〜１．０％の範囲に限定した。
【００２０】不可避不純物として含有するＰ，Ｓについ
ては、それらの量を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％未満に制
限することが望ましい。以上の元素に加えて、母材強度
の上昇、および母材の靱性向上の目的で、Ｃｒ，Ｎｉの
１種または２種以上を含有することができる。
ては、それらの量を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％未満に制
限することが望ましい。以上の元素に加えて、母材強度
の上昇、および母材の靱性向上の目的で、Ｃｒ，Ｎｉの
１種または２種以上を含有することができる。
【００２１】Ｃｒは焼入性の向上により、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。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。
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。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。
【００２２】また、この鋳片を熱間圧延し、組織中の高
炭素島状マルテンサイト相の組織分率が３％以下に限定
したのは、３％を超えると、靱性低下が顕著となり０℃
では十分な靱性が得られないためである。上記の処理を
経た鋳片は次に１２００〜１３００℃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１２
００℃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１２００℃とした。その上限は加熱炉の性能、経済性
から１３００℃とした。
炭素島状マルテンサイト相の組織分率が３％以下に限定
したのは、３％を超えると、靱性低下が顕著となり０℃
では十分な靱性が得られないためである。上記の処理を
経た鋳片は次に１２００〜１３００℃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１２
００℃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１２００℃とした。その上限は加熱炉の性能、経済性
から１３００℃とした。
【００２３】熱間圧延のパス間で水冷し、圧延中に一回
以上、フランジ表面温度を７００℃以下に冷却し、次の
圧延パス間の復熱過程で圧延する水冷・圧延工程を１回
以上繰り返し行うとしたのは、圧延パス間の水冷によ
り、フランジの表層部と内部とに温度差を付与し、軽圧
下条件においても内部への加工歪みを浸透させるため
と、水冷により短時間で低温圧延を実現させＴＭＣＰを
効率的に行うためである。
以上、フランジ表面温度を７００℃以下に冷却し、次の
圧延パス間の復熱過程で圧延する水冷・圧延工程を１回
以上繰り返し行うとしたのは、圧延パス間の水冷によ
り、フランジの表層部と内部とに温度差を付与し、軽圧
下条件においても内部への加工歪みを浸透させるため
と、水冷により短時間で低温圧延を実現させＴＭＣＰを
効率的に行うためである。
【００２４】フランジ表面温度を７００℃以下に冷却し
た後、復熱過程で圧延するのは、仕上げ圧延後の加速冷
却による表面の焼入れ硬化を抑制し軟化させるために行
うものである。その理由はフランジ表面温度を７００℃
以下に冷却すれば一旦γ／α変態温度を切り、次の圧延
までに表層部は復熱昇温し、圧延はγ／αの二相共存温
度域での加工となり、γ細粒化と加工された微細αとの
混合組織を形成する。これにより表層部の焼入性を著し
く低減でき、加速冷却により生じる表面層の硬化を防止
できるからである。
た後、復熱過程で圧延するのは、仕上げ圧延後の加速冷
却による表面の焼入れ硬化を抑制し軟化させるために行
うものである。その理由はフランジ表面温度を７００℃
以下に冷却すれば一旦γ／α変態温度を切り、次の圧延
までに表層部は復熱昇温し、圧延はγ／αの二相共存温
度域での加工となり、γ細粒化と加工された微細αとの
混合組織を形成する。これにより表層部の焼入性を著し
く低減でき、加速冷却により生じる表面層の硬化を防止
できるからである。
【００２５】また、圧延終了後、引続き、平均温度が７
００〜４００℃まで０．５〜１０℃／ｓの冷却速度で冷
却し放冷するとしたのは、加速冷却によりフェライトの
粒成長抑制とベイナイト組織を微細化し高強度・高靱性
を得るためである。次いで、加速冷却を７００〜４００
℃で停止するのは、７００℃を超える温度で停止した場
合には、表層部の一部がＡｒｌ点以上となりγ相を残存
し、この共存するγ相が、フェライトに変態し、さらに
フェライトが成長し粗粒化するため加速冷却の停止温度
を７００℃以下とした。また、４００℃未満の冷却で
は、その後の放冷中にベイナイト相のラス間に生成する
高炭素マルテンサイトが、冷却中にセメンタイトを析出
することにより分解できず、硬化相として存在すること
になる。この高炭素マルテンサイトは脆性破壊の起点と
して作用、靱性の低下を招くことになる。これらの理由
により、加速冷却の停止温度を７００〜４００℃に限定
した。
００〜４００℃まで０．５〜１０℃／ｓの冷却速度で冷
却し放冷するとしたのは、加速冷却によりフェライトの
粒成長抑制とベイナイト組織を微細化し高強度・高靱性
を得るためである。次いで、加速冷却を７００〜４００
℃で停止するのは、７００℃を超える温度で停止した場
合には、表層部の一部がＡｒｌ点以上となりγ相を残存
し、この共存するγ相が、フェライトに変態し、さらに
フェライトが成長し粗粒化するため加速冷却の停止温度
を７００℃以下とした。また、４００℃未満の冷却で
は、その後の放冷中にベイナイト相のラス間に生成する
高炭素マルテンサイトが、冷却中にセメンタイトを析出
することにより分解できず、硬化相として存在すること
になる。この高炭素マルテンサイトは脆性破壊の起点と
して作用、靱性の低下を招くことになる。これらの理由
により、加速冷却の停止温度を７００〜４００℃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、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
ジ外側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
ランジ外側面をスプレー冷却した。
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
ジ外側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
ランジ外側面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 ）でラフンジ幅全長（Ｂ）の
１／４，１／２幅（１／４Ｂ，１／２Ｂ）から、採集し
た試験片を用い求めた。なお、これらの箇所についての
特性を求めたのは、ラフンジ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 ）でラフンジ幅全長（Ｂ）の
１／４，１／２幅（１／４Ｂ，１／２Ｂ）から、採集し
た試験片を用い求めた。なお、これらの箇所についての
特性を求めたのは、ラフンジ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には、本発明鋼及び比較鋼の化学成分
値、ＭＡｅｑ．値および代表的な炭素当量式（Ｐｃｍ）
を、表２には、それらの鋼の圧延・加速冷却条件と、そ
れらのＨ形鋼の機械試験特性値および組織中の高炭素島
状マルテンサイト相の組織分率を示す。なお、圧延加熱
温度を１３００℃に揃えたのは、一般的に加熱温度の低
下によりγ粒は細粒化し、機械試験特性を向上させるこ
とは周知であり、高温加熱条件で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機械
試験特性を代表できると判断したためである。
値、ＭＡｅｑ．値および代表的な炭素当量式（Ｐｃｍ）
を、表２には、それらの鋼の圧延・加速冷却条件と、そ
れらのＨ形鋼の機械試験特性値および組織中の高炭素島
状マルテンサイト相の組織分率を示す。なお、圧延加熱
温度を１３００℃に揃えたのは、一般的に加熱温度の低
下によりγ粒は細粒化し、機械試験特性を向上させるこ
とは周知であり、高温加熱条件で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機械
試験特性を代表できると判断したためである。
【００２９】
【表１】
【００３０】
【表２】
【００３１】表２に示すように、本発明によるＨ形鋼１
〜５では、ＳＡ４４０の強度規格を満足している。すな
わち０．２％耐力はその下限値の４４０MPa を超え、引
張強度も５９０MPa を超えており、またこれらの降伏比
（ＹＳ／ＴＳ）は０．８以下の低ＹＲ値を満たしてい
る。これらの鋼の圧延組織中の高炭素島状マルテンサイ
ト相の組織分率は、３％以下であり、良好な靱性を保持
する。すなわちシャルピー衝撃値が０℃で４７Ｊを超え
ており、ＳＡ４４０での靱性規格を十分に満たしてい
る。
〜５では、ＳＡ４４０の強度規格を満足している。すな
わち０．２％耐力はその下限値の４４０MPa を超え、引
張強度も５９０MPa を超えており、またこれらの降伏比
（ＹＳ／ＴＳ）は０．８以下の低ＹＲ値を満たしてい
る。これらの鋼の圧延組織中の高炭素島状マルテンサイ
ト相の組織分率は、３％以下であり、良好な靱性を保持
する。すなわちシャルピー衝撃値が０℃で４７Ｊを超え
ており、ＳＡ４４０での靱性規格を十分に満たしてい
る。
【００３２】一方、比較鋼のＨ形鋼６ではＭｎ含有量
が、Ｈ形鋼７ではＣｕ含有量が、下限値未満であり、強
度が低下し規格値を満たさない。Ｈ形鋼８ではＣとＮｂ
含有量が、Ｈ形鋼９ではＭｏ含有量が、Ｈ形鋼１０はＢ
が過剰であるため、焼入性が向上し強度は十分である
が、高炭素島状マルテンサイト相の組織分率は３％以上
であり、０℃での衝撃吸収エネルギーは規格値に届かな
い。Ｈ形鋼１１では、Ｎ濃度が上限値を超えるため、固
溶Ｎ量が増加し、靱性が不十分である。
が、Ｈ形鋼７ではＣｕ含有量が、下限値未満であり、強
度が低下し規格値を満たさない。Ｈ形鋼８ではＣとＮｂ
含有量が、Ｈ形鋼９ではＭｏ含有量が、Ｈ形鋼１０はＢ
が過剰であるため、焼入性が向上し強度は十分である
が、高炭素島状マルテンサイト相の組織分率は３％以上
であり、０℃での衝撃吸収エネルギーは規格値に届かな
い。Ｈ形鋼１１では、Ｎ濃度が上限値を超えるため、固
溶Ｎ量が増加し、靱性が不十分である。
【００３３】また、Ｈ形鋼１２では、ＭＡｅｑ．値が本
発明の下限値０．４％未満であるため、強度不足を生じ
る。一方Ｈ形鋼１３では、ＭＡｅｑ．値が上限値１．０
％を超えるため析出強化を生じ靱性値低下をもたらしそ
の規格値を満たすことができない。すなわち、本発明の
製造法の要件が総て満たされた時に、表２に示されるＨ
形鋼１〜５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、靱性を有する、高張力圧延形鋼の生産が可
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や厚鋼板にも適
用できることは勿論である。
発明の下限値０．４％未満であるため、強度不足を生じ
る。一方Ｈ形鋼１３では、ＭＡｅｑ．値が上限値１．０
％を超えるため析出強化を生じ靱性値低下をもたらしそ
の規格値を満たすことができない。すなわち、本発明の
製造法の要件が総て満たされた時に、表２に示されるＨ
形鋼１〜５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、靱性を有する、高張力圧延形鋼の生産が可
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や厚鋼板にも適
用できることは勿論である。
【００３４】
【発明の効果】本発明による合金設計された鋳片と制御
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、優れた靱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。
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、優れた靱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
(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
(56)参考文献 特開 平６−100924（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/00
C21D 8/00
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ：０．０２〜０．０６％、 Ｓｉ：０．０５〜０．２５％、 Ｍｎ：０．８〜１．８％、 Ｃｕ：０．７〜１．５％、 Ｔｉ：０．０２％以下、 Ｎｂ：０．０３％以下、 Ｖ：０．１％以下、 Ｍｏ：０．４％以下、 Ｂ：０．０００３％以下、 Ｎ：０．００４％以下、 Ａｌ：０．１％以下、 を含み、かつ、ＭＡｅｑ．＝１０〔Ｎｂ％〕＋５〔Ｖ
％〕＋〔Ｍｏ％〕の式で示すＭＡｅｑ．が０．４〜１．
０％となるＮｂ，Ｖ，Ｍｏ量を含有し、残部がＦｅおよ
び不可避不純物からなり、それを熱間圧延で成形した形
材あるいは板材の引張強度が５９０MPa 以上、０．２％
耐力が４４０MPa 以上、０℃でのシャルピー衝撃吸収エ
ネルギーが４７Ｊ以上で、かつ低炭素ベイナイト組織中
の高炭素島状マルテンサイト相の組織分率が３％以下で
あることを特徴とする高張力圧延鋼材。 - 【請求項２】 重量％で Ｃ：０．０２〜０．０６％、 Ｓｉ：０．０５〜０．２５％、 Ｍｎ：０．８〜１．８％、 Ｃｕ：０．７〜１．５％、 Ｔｉ：０．０２％以下、 Ｎｂ：０．０３％以下、 Ｖ：０．１％以下、 Ｍｏ：０．４％以下、 Ｂ：０．０００３％以下、 Ｎ：０．００４％以下、 Ａｌ：０．１％以下、 を含み、かつ、ＭＡｅｑ．＝１０〔Ｎｂ％〕＋５〔Ｖ
％〕＋〔Ｍｏ％〕の式で示すＭＡｅｑ．が０．４〜１．
０％となるＮｂ，Ｖ，Ｍｏ量を含有し、加えてＣｒ：
１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、のいずれかの１種
または２種を含有し残部がＦｅおよび不可避不純物から
なり、それを熱間圧延で成形した形材あるいは板材の引
張強度が５９０MPa 以上、０．２％耐力が４４０MPa 以
上、０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが４７Ｊ以
上で、かつ低炭素ベイナイト組織中の高炭素島状マルテ
ンサイト相の組織分率が３％以下であることを特徴とす
る高張力圧延鋼材。 - 【請求項３】 重量％で Ｃ：０．０２〜０．０６％、 Ｓｉ：０．０５〜０．２５％、 Ｍｎ：０．８〜１．８％、 Ｃｕ：０．７〜１．５％、 Ｔｉ：０．０２％以下、 Ｎｂ：０．０３％以下、 Ｖ：０．１％以下、 Ｍｏ：０．４％以下、 Ｂ：０．０００３％以下、 Ｎ：０．００４％以下、 Ａｌ：０．１％以下、 を含み、かつ、ＭＡｅｑ．＝１０〔Ｎｂ％〕＋５〔Ｖ
％〕＋〔Ｍｏ％〕の式で示すＭＡｅｑ．が０．４〜１．
０％となるＮｂ，Ｖ，Ｍｏ量を含有し、残部がＦｅおよ
び不可避不純物からなる鋳片を１２００〜１３００℃の
温度域に再加熱した後に圧延を開始し、圧延工程で鋼材
の表面温度を７００℃以下に水冷し、以降の圧延パス間
の復熱過程で圧延する水冷・圧延工程を１回以上繰り返
し圧延し、圧延終了後に平均温度が７００〜４００℃ま
で０．５〜１０℃／ｓの冷却速度で冷却し、その後放冷
することを特徴とする高張力圧延鋼材の製造方法。 - 【請求項４】 重量％で Ｃ：０．０２〜０．０６％、 Ｓｉ：０．０５〜０．２５％、 Ｍｎ：０．８〜１．８％、 Ｃｕ：０．７〜１．５％、 Ｔｉ：０．０２％以下、 Ｎｂ：０．０３％以下、 Ｖ：０．１％以下、 Ｍｏ：０．４％以下、 Ｂ：０．０００３％以下、 Ｎ：０．００４％以下、 Ａｌ：０．１％以下、 を含み、かつ、ＭＡｅｑ．＝１０〔Ｎｂ％〕＋５〔Ｖ
％〕＋〔Ｍｏ％〕の式で示すＭＡｅｑ．が０．４〜１．
０％となるＮｂ，Ｖ，Ｍｏ量を含有し、加えてＣｒ：
１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下のいずれかの１種ま
たは２種を含有し残部がＦｅおよび不可避不純物からな
る鋳片を１２００〜１３００℃の温度域に再加熱した後
に圧延を開始し、圧延工程で鋼材の表面温度を７００℃
以下に水冷し、以降の圧延パス間の復熱過程で圧延する
水冷・圧延工程を１回以上繰り返し圧延し、圧延終了後
に平均温度が７００〜４００℃まで０．５〜１０℃／ｓ
の冷却速度で冷却し、その後放冷することを特徴とする
高張力圧延鋼材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP00579996A JP3412997B2 (ja) | 1996-01-17 | 1996-01-17 | 高張力圧延鋼材及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP00579996A JP3412997B2 (ja) | 1996-01-17 | 1996-01-17 | 高張力圧延鋼材及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09194985A JPH09194985A (ja) | 1997-07-29 |
| JP3412997B2 true JP3412997B2 (ja) | 2003-06-03 |
Family
ID=11621137
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP00579996A Expired - Lifetime JP3412997B2 (ja) | 1996-01-17 | 1996-01-17 | 高張力圧延鋼材及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3412997B2 (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3733727B2 (ja) * | 1997-12-26 | 2006-01-11 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 圧延のままでフランジ厚み方向の靱性に優れる引張り強さが５９０ＭＰａ級の建築構造用極厚Ｈ形鋼の製造方法 |
| US6451134B1 (en) | 1999-06-24 | 2002-09-17 | Kawasaki Steel Corporation | 590MPa class heavy gauge H-shaped steel having excellent toughness and method of producing the same |
| JP5565531B2 (ja) | 2011-12-15 | 2014-08-06 | 新日鐵住金株式会社 | 高強度極厚ｈ形鋼 |
| US9482005B2 (en) | 2012-11-26 | 2016-11-01 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | H-Section steel |
| US9834931B2 (en) | 2013-03-14 | 2017-12-05 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | H-section steel and method of producing the same |
-
1996
- 1996-01-17 JP JP00579996A patent/JP3412997B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH09194985A (ja) | 1997-07-29 |
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