JP3507258B2

JP3507258B2 - ５９０ＭＰａ級圧延形鋼およびその製造方法

Info

Publication number: JP3507258B2
Application number: JP30448696A
Authority: JP
Inventors: 広一山本; 寛哲佐藤; 征男黒川
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1996-11-15
Filing date: 1996-11-15
Publication date: 2004-03-15
Anticipated expiration: 2016-11-15
Also published as: JPH10147834A

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、建造物の構造部材
として用いられる靭性の優れた高張力圧延形鋼およびそ
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。この問題を
解決するために、圧延ままで高性能の材質特性が得られ
るような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
からの圧延条件（温度、圧下率）の制限およびその形状
の特異性からウエブ、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(JIS G3106) 等の規準に満た
ない部位が生じる。特に極厚Ｈ形鋼を連続鋳造鋳片を素
材とし圧延製造する場合には、連続鋳造設備での製造可
能な鋳片最大厚みに限界があり、造形に必要な十分な鋳
片断面積が得られないため、その圧延は低圧下比圧延と
なる。さらに、圧延造形により製品の寸法精度を得るた
めに高温圧延を指向するので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も徐冷となる。そ
の結果、ミクロ組織は粗粒化し、強度・靭性が低下す
る。

【０００４】圧延プロセスでの組織微細化法として、Ｔ
ＭＣＰ（Thermo-Mechanical-Controll Process）がある
が、形鋼圧延では、圧延条件に制限があるので、鋼板で
のＴＭＣＰのような低温・大圧下圧延の適用は困難であ
る。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６２−５０５４
８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、この方法を５９０MPa 級の製造に
適用した場合には、高濃度の固溶Ｎを含有することか
ら、生成するベイナイト組織内に高炭素島状マルテンサ
イト（以降Ｍ＊と称する）を生成し、靭性が著しく低下
して規格値をクリアーすることは困難であるという問題
があった。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】前記の問題を解決する
ためには、形鋼圧延ままでＭ＊生成量の少ない低炭素ベ
イナイトを生成させ組織を微細化する必要がある。それ
には圧延加熱時のγ粒径を細粒化するために製鋼過程に
おいて、鋳片中に予めＭｇＯを微細晶出させ、これを核
にＴｉＮを微細析出させ、加えて、低炭素化するため
に、微量で高強度が得られるマイクロアロイの微量添加
した鋳片を製造する必要がある。また、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鋳片の中心偏
析帯と一致し、この偏析帯内のＭｎＳは圧延により著し
く延伸する。ここでの高濃度の元素偏析帯と延伸ＭｎＳ
は板厚方向の絞り値・靭性を著しく低下させ、さらに溶
接時にラメラテイア割れを生じさせる場合もあり、この
有害な作用を持つＭｎＳの生成を阻止することも大きな
課題である。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。

【０００６】本発明は、従来の焼準処理などの熱処理を
施すことなく、低コストで（圧延ままで）高張力圧延形
鋼の製造を可能とし、建造物の構造部材に用いる高強度
で靭性の優れた５９０MPa 級圧延形鋼およびその製造方
法を提供すること目的とする。

【０００７】

【課題を解決するための手段】本発明の特徴は従来の発
想とは異なり、Ｍｇを添加し、これにより生成させた微
細酸化物とＴｉＮの微細分散およびマイクロアロイの添
加による低炭素ベイナイト組織の生成とによる組織の微
細化により高強度でかつ高靭性の圧延形鋼を実現した点
にある。

【０００８】加えて採用したＴＭＣＰの特徴は厚鋼板で
実施されている大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。本発明は、圧延ままで、Ｍ＊含有量の少ない低炭
素ベイナイトの微細組織が得られる鋳片を鋳造し、この
鋳片を用い、形鋼圧延において効率的なＴＭＣＰを行い
高強度かつ高靭性を有する形鋼を製造することを特徴と
している。

【０００９】その鋳片は、製鋼過程において、圧延加熱
時のγ細粒化を目的に、鋳片内にＭｇ添加により微細Ｍ
ｇＯの晶出とＴｉ添加によりＴｉＮを微細分散させ、加
えて、圧延後の組織内のＭ＊低減を狙い、合金元素を微
量のＮｂ、Ｖ、Ｍｏ添加で代替し、さらに極低Ｂ化を行
ない製造する。次いで、この鋳片を圧延造形し形鋼を製
造するが、この圧延形鋼圧延プロセスでは、熱間圧延パ
ス間で鋼材を水冷することにより、鋼材の表層部と内部
に温度差を与え、軽圧下条件下においても、より高温の
鋼材内部への圧下浸透を高め、γ粒内でのベイナイト生
成核となる加工転位を導入し、その生成核を増加させ
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、その核生成させたベイナイトの成長を抑制
する方法によればミクロ組織の微細化ができ、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。

【００１０】重量% で、C:0.02〜0.06% 、Si:0.05 〜0.
25% 、Mn:0.8〜1.6%、Ti:0.005〜0.025%、Mg:0.0005 〜
0.0050% 、Nb:0.04 〜0.10% 、V :0.01 〜0.10% 、Mo:
0.05〜0.40% 、N :0.002〜0.006%、およびO:0.003 〜0.
006%を含み、残部がFeおよび不可避不純物からなり、該
不可避不純物のうち B含有量を0.0003% 以下およびAl含
有量を0.005%以下に制限した化学組成を有し、かつベイ
ナイトの面積率が５０〜９０％で、残部がフェライト・
パーライトおよび高炭素島状マルテンサイトから成り、
該高炭素島状マルテンサイトの面積率が５％以下であっ
て、熱間圧延完了後の旧γ粒径が４０μｍ以下であるミ
クロ組織を有することを特徴とする５９０MPa 級圧延形
鋼。

【００１１】重量% で、C:0.02〜0.06% 、Si:0.05 〜0.
25% 、Mn:0.8〜1.6%、Ti:0.005〜0.025%、Mg:0.0005 〜
0.0050% 、Nb:0.04 〜0.10% 、V :0.01 〜0.10% 、Mo:
0.05〜0.40% 、N :0.002〜0.006%、O:0.003 〜0.006%、
およびCr:0.1〜1.0%、Ni:0.1〜1.0%およびCu:0.1〜1.0%
のうちの少なくとも１種を含み、残部がFeおよび不可避
不純物からなり、該不可避不純物のうち B含有量を0.00
03% 以下およびAl含有量を0.005%以下に制限した化学組
成を有し、かつベイナイトの面積率が５０〜９０％で、
残部がフェライト・パーライトおよび高炭素島状マルテ
ンサイトから成り、該高炭素島状マルテンサイトの面積
率が５％以下であって、熱間圧延完了後の旧γ粒径が４
０μｍ以下であるミクロ組織を有することを特徴とする
５９０MPa 級圧延形鋼。

【００１２】重量% で、C:0.02〜0.06% 、Si:0.05 〜0.
25% 、Mn:0.8〜1.6%、Ti:0.005〜0.025%、Mg:0.0005 〜
0.0050% 、Nb:0.04 〜0.10% 、V :0.01 〜0.10% 、Mo:
0.05〜0.40% 、N :0.002〜0.006%、およびO:0.003 〜0.
006%を含み、残部がFeおよび不可避不純物からなり、該
不可避不純物のうち B含有量を0.0003% 以下およびAl含
有量を0.005%以下に制限した鋳片を1200〜1300℃の温度
域に加熱した後に圧延を開始し、圧延工程で形鋼のフラ
ンジ表面を700 ℃以下にまで水冷し復熱過程で圧延する
水冷・圧延サイクルを一回以上行い、圧延終了後に0.5
〜10℃/sの冷却速度で700 〜400 ℃の温度域に冷却した
後に放冷することを特徴とする５９０MPa 級圧延形鋼の
製造方法。

【００１３】重量% で、C:0.02〜0.06% 、Si:0.05 〜0.
25% 、Mn:0.8〜1.6%、Ti:0.005〜0.025%、Mg:0.0005 〜
0.0050% 、Nb:0.04 〜0.10% 、V :0.01 〜0.10% 、Mo:
0.05〜0.40% 、N :0.002〜0.006%、O:0.003 〜0.006%、
およびCr:0.1〜1.0%、Ni:0.1〜1.0%およびCu:0.1〜1.0%
のうちの少なくとも１種を含み、残部がFeおよび不可避
不純物からなり、該不可避不純物のうち B含有量を0.00
03% 以下およびAl含有量を0.005%以下に制限した鋳片を
1200〜1300℃の温度域に加熱した後に圧延を開始し、圧
延工程で形鋼のフランジ表面を700 ℃以下にまで水冷し
復熱過程で圧延する水冷・圧延サイクルを一回以上行
い、圧延終了後に0.5 〜10℃/sの冷却速度で700 〜400
℃の温度域に冷却した後に放冷することを特徴とする５
９０MPa 級圧延形鋼の製造方法。

【００１４】

【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、
高靭性化は、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
微小化等により達成される。

【００１５】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、結晶の微細化であ
る。本発明の特徴は、製鋼工程における、Ｍｇ添加によ
る微細Ｍｇ酸化物とＴｉＮの分散およびマイクロアロイ
ング合金設計に基づく低炭素ベイナイト組織化による組
織微細化により高強度・高靭性化を達成するものであ
る。

【００１６】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
時に圧延する工程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。

【００１７】以下に本発明形鋼の成分範囲、ミクロ組織
および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
える添加では、母材靭性、耐溶接割れ性、溶接熱影響部
（以下ＨＡＺと略記）靭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。

【００１８】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% を超えると母材および
ＨＡＺの硬化組織中に高炭素島状マルテンサイトを生成
し、母材および溶接継手部靭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
母材の強度確保には0.8%以上の添加が必要であるが、母
材および溶接部の靭性、割れ性などに対する許容濃度か
ら上限を1.6%とした。

【００１９】ＴｉはＴｉＮを析出し、固溶Ｎを低減する
ことによりＭ＊の生成を抑制する。また、微細析出した
ＴｉＮはγ相の細粒化にも寄与する。これらのＴｉの作
用により組織を微細化し強度・靭性を向上させる。従っ
て、0.005%未満ではＴｉＮの析出量が不足し、これらの
効果を発現し得ないためＴｉ量の下限値を0.005%とし
た。しかし0.025%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靭性
を劣化させるため0.025%以下に制限した。

【００２０】Ｍｇは、Ｍｇ系酸化物による粒界ピンニン
グ作用により、熱間圧延直後のγ粒径を４０μｍ以下に
微細化するために必要である。Ｍｇ添加に使用するMg合
金はSi-Mg-Al及びNi-Mg が好ましい。Ｍｇ合金を用いた
理由は合金化によりＭｇ含有濃度を低減し、溶鋼への添
加時の脱酸反応を抑制し、添加時の安全性の確保とＭｇ
の歩留を向上させるためである。Ｍｇを0.0005〜0.005%
に限定するのは、Ｍｇも強力な脱酸元素であり、晶出し
たＭｇ酸化物は溶鋼中で容易に浮上分離されるため0.00
5%を超えて添加しても、これ以上は歩留まらないため上
限を0.005%とした。また、0.0005% 未満ではγ粒径微細
化のためのＭｇ系酸化物の分散密度が不足するため下限
を0.0005% とした。なお、ここでのＭｇ系酸化物は、主
にＭｇＯと表記しているが、電子顕微鏡解析などによる
と、この酸化物はＴｉ、微量のＡｌおよび不純物として
含まれているＣａなどとの複合酸化物を形成している。

【００２１】Ｎｂは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。この効果の発現には、Ｎｂ含有量
は0.04% 以上が必要である。しかし0.10% 超では、Ｎｂ
炭窒化物の析出量が増加し固溶Ｎｂとしての効果が飽和
するので0.10% 以下に制限した。Ｖは微量添加により圧
延組織を微細化でき、バナジン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。こ
の効果の発現には、Ｖ含有量は0.01% 以上が必要であ
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.
10% とした。

【００２２】Ｍｏは母材強度の確保に有効な元素であ
る。この効果の発現には、Ｍｏ含有量は0.05% 以上が必
要である。しかし0.4%超では、Ｍｏ炭化物（Ｍｏ2 Ｃ）
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。Ｎはα中に固溶し、強度を上昇
させるが、上部ベイナイト組織では、Ｍ＊を生成し、靭
性を劣化させるので、固溶Ｎはできるだけ低減する必要
がある。しかし、本発明でのＮはＴｉと化合させ鋼中に
ＴｉＮを微細析出させ、固溶Ｎを低減させた上で、Ｔｉ
Ｎによる結晶の粒成長を抑制し組織微細化効果を発揮さ
せる目的で添加している。従って、この効果の発現に
は、Ｎ量が0.002%未満ではＴｉＮの析出量が不足し、0.
006%超では析出量は十分となるが、固溶Ｎが増加し、靭
性を損ねるのでＮ：0.002 〜0.006%に限定した。

【００２３】Ｂは微量添加で焼入性を上昇させ強度増加
に寄与する。しかし、0.0003% 超のＢを含有すると上部
ベイナイト組織中にＭ＊を生成し靭性を著しく低下させ
ることが判明したので、Ｂはむしろ不純物として0.0003
% 以下に制限した。Ａｌを0.005%以下としたのは、Ａｌ
は強力な脱酸元素であり、0.005%超の含有では、M ｇＯ
の生成が阻害され、微細な分散ができないため、Ａｌも
不純物として0.005%以下に制限した。

【００２４】Ｏ（酸素）はＭｇ−Ｏの生成に不可欠であ
り、それには0.003 ％以上の含有が必要であるが、0.00
6%を超えて含有すると、生成するＭｇ−Ｏ粒子は粗大化
し、靭性を低下させるため、Ｏ含有量を 0.003〜0.006%
に限定した。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、靭性低下の原因となるので、極力低減すべきで
ありＰ、Ｓ量はそれぞれ0.02% 未満に制限することが望
ましい。

【００２５】以上の元素に加えて、母材強度の上昇、お
よび母材の靭性向上の目的で、Ｃｒ、ＮｉおよびＣｕの
うちの少なくとも１種を含有することができる。Ｃｒは
焼入性の向上により、母材の強化に有効である。この効
果の発現にはＣｒ含有量は0.1%以上が必要である。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。

【００２６】Ｎｉは母材の強靭性を高める極めて有効な
元素である。この効果の発現にはＮｉ含有量は0.1%以上
が必要である。しかし、1.0%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1.0%とした。Ｃｕは
母材の強靱性を高める元素であり、この効果の発現には
Ｃｕ含有量0.1％以上が必要である。しかし、1.0 ％を
超えて添加すると鋳片に表面割れを発生させるなど、高
温延性を低下させるのでCu:0.1〜1.0%に限定した。

【００２７】本発明の圧延形鋼は、５９０MPa （６０kg
f/mm²)級の引張強さと靱性とを同時に確保するために、
ベイナイトの面積率が５０〜９０％で、残部がフェライ
ト・パーライトおよび高炭素島状マルテンサイトから成
り、該高炭素島状マルテンサイトの面積率が５％以下で
あって、熱間圧延完了後のγ粒径が４０μｍ以下である
ミクロ組織を有することが必要である。

【００２８】また、本発明の５９０MPa 級圧延形鋼は、
梁材として用いる際のボルト穴を開けるために、表面か
ら深さ３ｍｍ以内の表層硬さがＨｖ２５０以下であるこ
とが望ましい。上記のミクロ組織および表層硬さは、本
発明の方法によって実現できる。すなわち、上記の化学
組成を有する鋳片を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
１２００℃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。

【００２９】熱間圧延のパス間で水冷し、圧延中に、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・圧延サイクルを１回以上
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。

【００３０】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。

【００３１】また、圧延終了後、引続き、0.5 〜10℃/s
の冷却速度で７００〜４００℃まで冷却し放冷するとし
たのは、加速冷却によりベイナイトの粒成長を抑制し、
ベイナイト組織を微細化して、高強度・高靭性を付与す
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Ar1 点以上となりγ相を残存し、こ
のγ相が、共存するフェライトを核にフェライト変態
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
の起点として作用し、靭性低下の原因となる。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。

【００３２】

【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、Ｔｉ、Ｍｇ
合金を順次添加し、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。

【００３３】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、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、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。

【００３４】表１、表３には、本発明鋼及び比較鋼の化
学成分値を、表２、表４には、それらの鋼のＴｉ添加前
の溶鋼の酸素濃度およびＭｇ系酸化物とその酸化物とＴ
ｉＮの複合体の個数を、表５、表６には、圧延・加速冷
却条件を示す。次いで表７、表８には、それらのＨ形鋼
の機械試験特性値、フランジ側面の表面硬さおよびベイ
ナイト、Ｍ＊の面積率及び圧延後の旧γ粒径を示す。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。また、各表中で下線を付した数値は本発明の範囲外
である。

【００３５】表７，８に示すように、本発明によるＨ形
鋼１〜５、Ｈ形鋼Ａ１〜Ａ３では、降伏強度、抗張力と
もに５９０ＭＰａ級鋼でのＪＩＳ規格値を満たしてい
る。すなわち降伏強度はその下限値の４４５ＭＰａを超
え、拡張力も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。シャルピー衝撃値についても−１０℃で４７
（Ｊ）を超えておりＪＩＳ規格値を十分に満たしてい
る。

【００３６】一方、Ｈ形鋼６ではＳｉとＭｏ含有量が、
Ｈ形鋼７では炭素含有量が、Ｈ形鋼８ではＴｉとＮ含有
量が、Ｈ形鋼９ではボロンとＡ１含有量が、Ｈ形鋼１０
ではＮｂ含有量が、各々の上限値を超え、靱性を劣化さ
せるＭ＊面積率が５％を超えるために、−１０℃でのシ
ャルピー吸収エネルギー値が、目標の４７Ｊ以上をクリ
アできない。加えてＨ形鋼７では、Ｍｇ含有量が下限値
未満であり、Ｈ形鋼９ではＡ１含有量が上限値を超える
ために、Ｍｇ系酸化物の分散個数が不足し、圧延後のγ
粒径を４０μｍ以下に細粒化できないために、組織が粗
大化し靱性値をクリアーできない。また、Ｈ形鋼６およ
びＨ形鋼９では、焼入性が上昇し、フランジ表面硬さが
Ｈｖ２５０を超える。

【００３７】Ｈ形鋼Ａ４では、Ｔｉ添加前の溶鋼の酸素
濃度が低く、酸素含有量の下限値未満であるので、Ｍｇ
系酸化物の生成個数が減少するため、γ粒径を細粒化で
きず、組織が粗大化して靱性が低下し、目標のシャルピ
ー吸収エネルギー値をクリアできない。これに反して、
Ｈ形鋼Ａ５では、酸素含有量が上限値を超えたために、
Ｍｇ系酸化物の粗大化が生じ、これにより靱性値がクリ
アできない。次いで、Ｈ形鋼Ａ６では、圧延中の水冷お
よび圧延後の冷却速度の要件を満たしていないために、
強度の目標値をクリアできない。

【００３８】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７，８に示されるＨ形鋼１〜５、Ａ１
〜Ａ３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、低温靱性を有する、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にも適用できる
ことは勿論である。

【００３９】

【表１】

【００４０】

【表２】

【００４１】

【表３】

【００４２】

【表４】

【００４３】

【表５】

【００４４】

【表６】

【００４５】

【表７】

【００４６】

【表８】

【００４７】

【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。

【図面の簡単な説明】

【図１】図１は、本発明法を実施する装置配置例の略図
である。

【図２】図２は、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。

【符号の説明】

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５−263182（ＪＰ，Ａ) 特開平７−188837（ＪＰ，Ａ) 特開平８−283902（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60 C21D 8/00

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】重量% で C:0.02〜0.06% 、 Si:0.05 〜0.25% 、 Mn:0.8〜1.6%、 Ti:0.005〜0.025%、 Mg:0.0005 〜0.0050% 、 Nb:0.04 〜0.10% 、 V :0.01 〜0.10% 、 Mo:0.05 〜0.40% 、 N :0.002〜0.006%、および O:0.003 〜0.006%、を含み、残部がFeおよび不可避不純物からなり、該不可
避不純物のうち B含有量を0.0003% 以下およびAl含有量
を0.005%以下に制限した化学組成を有し、かつベイナイ
トの面積率が５０〜９０％で、残部がフェライト・パー
ライトおよび高炭素島状マルテンサイトから成り、該高
炭素島状マルテンサイトの面積率が５％以下であって、
熱間圧延完了後の旧γ粒径が４０μｍ以下であるミクロ
組織を有することを特徴とする５９０MPa 級圧延形鋼。
【請求項２】表面から深さ３ｍｍ以内の表層硬さがＨ
ｖ２５０以下であることを特徴とする請求項１記載の５
９０MPa 級圧延形鋼。
【請求項３】重量% で C:0.02〜0.06% 、 Si:0.05 〜0.25% 、 Mn:0.8〜1.6%、 Ti:0.005〜0.025%、 Mg:0.0005 〜0.0050% 、 Nb:0.04 〜0.10% 、 V :0.01 〜0.10% 、 Mo:0.05 〜0.40% 、 N :0.002〜0.006%、 O:0.003 〜0.006%、および Cr:0.1〜1.0%、Ni:0.1〜1.0%およびCu:0.1〜1.0%のうち
の少なくとも１種、を含み、残部がFeおよび不可避不純
物からなり、該不可避不純物のうち B含有量を0.0003%
以下およびAl含有量を0.005%以下に制限した化学組成を
有し、かつベイナイトの面積率が５０〜９０％で、残部
がフェライト・パーライトおよび高炭素島状マルテンサ
イトから成り、該高炭素島状マルテンサイトの面積率が
５％以下であって、熱間圧延完了後の旧γ粒径が４０μ
ｍ以下であるミクロ組織を有することを特徴とする５９
０MPa 級圧延形鋼。
【請求項４】表面から深さ３ｍｍ以内の表層硬さがＨ
ｖ２５０以下であることを特徴とする請求項３記載の５
９０MPa 級圧延形鋼。
【請求項５】請求項１または２記載の５９０ MPa 級圧
延形鋼を製造する方法であって、請求項１記載の化学組
成を有する鋳片を1200〜1300℃の温度域に加熱した後に
圧延を開始し、圧延工程で形鋼のフランジ表面を700 ℃
以下にまで水冷し復熱過程で圧延する水冷・圧延サイク
ルを一回以上行い、圧延終了後に0.5 〜10℃/sの冷却速
度で700 〜400 ℃の温度域に冷却した後に放冷すること
を特徴とする５９０MPa 級圧延形鋼の製造方法。
【請求項６】請求項３または４記載の５９０ MPa 級圧
延形鋼を製造する方法であって、請求項３記載の化学組
成を有する鋳片を1200〜1300℃の温度域に加熱した後に
圧延を開始し、圧延工程で形鋼のフランジ表面を700 ℃
以下にまで水冷し復熱過程で圧延する水冷・圧延サイク
ルを一回以上行い、圧延終了後に0.5 〜10℃/sの冷却速
度で700 〜400 ℃の温度域に冷却した後に放冷すること
を特徴とする５９０MPa 級圧延形鋼の製造方法。