JPH04157117A - 母材および溶接部靭性の優れた圧延形鋼の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 〔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母材およ
び溶接部靭性の優れた圧延形鋼の製造力に係わるもので
ある。

〔従来の技術］ 建築物の超高層化、安全基準の厳格化などから、社用に
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、−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規準処理な
どの熱処理を施すことが行われた。この熱処理方法では
熱処理コストの付加、生産効率の低下など大幅なコスト
上昇を招き、経済性の観点から問題があった。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、製造法の開発が必要とな
ってきた。

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
その固有の形状からウェブ、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
。その結果、強度、延性、靭性がバラつき、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形鋼を連続鋳造スラブを素材として圧延する
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、低圧下比圧延となる。

さらに、圧延造形上の制約から厚みの厚いフランジ部は
高温圧延となり、圧延終了後の鋼材は徐冷される。その
結果、ミクロ組織は粗粒化し、厚鋼板分野で行われてい
る制御圧延法によっても細粒化効果はほとんど期待でき
ない。一方、厚鋼板分野ではＶＮの析出効果を利用して
高強度・高靭性鋼を製造する、例えば特公昭６２−５０
５４８号公報、特公昭６２−５４８６２号公報記載の技
術が提案されているが、この厚板での従来技術では溶鋼
をＡｌキルドにより強脱酸しているため、粒内フェライ
ト生成核として組織の微細化に効果を持つ微細なＴｉ酸
化物、（Ｍｎ−５ｉ）酸化物などが生成せず、高強度、
高靭性極厚Ｈ形鋼の製造は困難である。

〔発明が解決しようとする課題〕

本発明は、適正な予備脱酸処理を行い、溶鋼の高清浄化
と溶存酸素濃度を制御し、多数の微細な酸化物を分散さ
せることにより、上述したような形鋼特有の圧延条件下
においても、オーステナイト粒内から粒内フェライト（
以下、ＩＣＦと称す）を生成させ、ミクロ組織を細粒化
し、降伏強度（ＹＰ）が３５　ｋｇｆ／ｍ−”以上で引
張強度（ＴＳ）５０ｋｇｆ／■曽２以上の高強度で、且
つ、母材および溶接部の２−ｖノツチシャルピー値が３
．５　ｋｇｆ−ｍ以上の機械特性を有する母材及び溶接
部靭性の優れた形鋼を圧延ままで製造可能な形鋼の製造
方法を提供することを目的とするものである。

〔課題を解決するための手段〕

本発明は、前述の課題を解決するためになされたもので
あり、圧延冷却途上のオーステナイト相からのフェライ
ト変態時にオーステナイト粒内にＩＣＦを生成させ、ミ
クロ組織を細粒化する方法により、高能率で製造コスト
の安価な形鋼の製造が可能であると言う知見に基づき課
題を解決したもので、その要旨とするところは下記のと
おりである。

（１）溶鉄を真空脱ガス処理および脱酸元素Ａｆ、Ｓｉ
、　Ｃａ、　Ｍｇの純金属単独かそれらの合金併用添加
による予備脱酸処理を行うか、もしくは真空脱ガス処理
のみにより、溶存酸素を重量％で０．００３〜０．０１
５％に溶製後、合金添加により、重置％でＣ：　０．０
４〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：
０．８〜１．８％、Ｖ　：　０．０５〜０．２０％、Ｎ
：０、　ＯＯ６〜０．０１５％、Ａｎ！＜０．００５％
を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる溶鋼に
調整し、さらに最終脱酸により溶鋼の溶存酸素〔Ｏχ〕
に対し、　　０．００６≦〔ＴｉＸ）　　２（ＯＸ）≦
０．００８の関係を満たす重量％のＴｉを含有する溶鋼
に調整し、同溶鋼から得られた鋼片を１１００〜１３０
０℃の温度域に再加熱後、熱間圧延を行い、圧延仕上げ
温度を７５０〜１０５０℃の範囲とすることを特徴とす
る母材および溶接部靭性の優れた圧延形綱の製造方法。

（２）溶鉄を真空脱ガス処理および脱酸元素Ａｌ、Ｓｉ
、　Ｃａ、　Ｍｇの純金属単独かそれらの合金併用添加
による予備脱酸処理を行うか、もしくは真空脱ガス処理
のみにより、溶存酸素を重量％でＯ，ＯＯ３〜０．０１
５％に溶製後、合金添加により、重量％でＣ：　０．０
４〜０．２０％、Ｓｉ：Ｑ、Ｑ５〜０．５０％、Ｍｎ　
：　０．８〜１．８％、Ｖ　：　０．０５〜０．２０％
、Ｎ：０、００６〜０．０１５％、＾ｊ！＜０．００５
％に加えてＣｒ≦０．７％、Ｍｏ≦０．３％、Ｎｂ≦０
．０５％、Ｎｉ≦１、０％、Ｃｕ≦１．０％の１種また
は２種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物から
なる溶鋼に調整し、さらに最終脱酸により溶鋼の溶存酸
素〔Ｏ％〕に対し−０，００６≦［Ｔｉ％］−２（０％
〕≦０．００８の関係を満たす重量％のＴｉを含有する
溶鋼に調整し、同溶鋼から得られた鋼片を１１００〜１
３００℃の温度域に再加熱後、熱間圧延を行い、圧延仕
上げ温度を７５０〜１０５０℃の範囲とすることを特徴
とする母材および溶接部靭性の優れた圧延形鋼の製造方
法。

〔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（以下Ｍ“と称す）および粗大な酸化物、
析出物の低減と微細化等により達成される。

−船釣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。

本発明の特徴は鋼中に微細な酸化物、硫化物、窒化物な
どを分散させ、圧延母材および溶接材の溶接熱影響部に
おいて、その析出物を核に粒内フェライトを生成させ、
上記の結晶の細粒化を行い、母材の材質特性の向上と同
時に溶接部靭性を向上させたことである。

すなわち、母材に関しては、溶鋼の溶存酸素量の制御と
脱酸元素の選択とその添加手順の規制により、鋼中に微
細なＴｉ酸化物、５１−Ｍｎ酸化物粒子を分散析出させ
、それを核に析出させたＭｎＳ、ＶＮによるオーステナ
イト粒内からの粒内フェライト変態の促進効果を活用し
、圧延形鋼の製造時の制約下における低圧下比、高温圧
延、徐冷条件下において結晶の細粒化、即ちフェライト
の細粒化を行い、母材の高強度化と高靭性化を達成する
ものである。

溶接部の靭性向上に関しては、溶接時に鉄の融点直下の
高温に加熱され粗粒組織を生成し靭性を著しく低下する
溶接熱影響部においても、本発明による鋼中の微細なＴ
ｉ酸化物、５１−Ｍｎ酸化物粒子は高温での熱安定性に
優れ、これらを核に針状の（ＯＦを生成し、組織の細粒
化により溶接部の靭性を向上させるものである。

次に本発明形鋼の基本成分範囲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
強度が得られず、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（以下ＨＡＺ
と称す）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。

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Ｍ′″を生成し、溶接継半部靭性を著しく低下さ
せる。また、０．０５％未満では必要な微細な５１−Ｍ
ｎ酸化物粒子が生成されないためＳ１含有量を０．０５
〜０．５０％に限定した。

Ｍｎは母材の強度、靭性の確保には０．８％以上の添加
が必要であるが、溶接部の靭性、耐割れ性などの許容で
きる範囲で上限をり、８％とした。

■、はＶＮとして粒内フェライト組織の生成による細粒
化、析出強化による高強度化のために橿めて重要であり
、０．０５％未満ではＶＮの析出量が不十分であり、０
．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０．０５〜０．２０％に限定した。

ＮはＶＮの析出には極めて重要な元素であり、０、０　
Ｏ６％未満ではＶＮの析出量が不足し、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、００６％以上
とした。含有量が０．　Ｏ１５％を超えると母材靭性を
低下させ、連続鋳造時の鋼片の表面割れを生じさせるた
め０．０１５％以下に限定した。

Ａ２は強力な脱酸元素であり、０．　ＯＯ５％以上の添
加は粒内フェライト変態を促進するＴｉ酸化物、Ｍｎ−
５ｉ酸化物などが生成されず、靭性の低下がもたらされ
ることと、過剰の固溶Ａｉ、はＮと化合してＡ７！Ｎを
生成し、本発明鋼の特徴であるＶＮの析出量を低減させ
るためＯ，ＯＯ５％未満に限定した。

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
を生しるので掻力低減すべきであり、望ましくはＰ、Ｓ
量はそれぞれ０．０２％以下である。

以上が本発明対象鋼の基本成分であるが、母材強度の上
昇および母材の靭性向上の目的で、Ｃｒ。

Ｍｏ、　Ｎｂ、　Ｘｉ、　Ｃｕの１種または２種以上を
含有することができる。

まず、Ｃｒは焼き入れ性の向上シこより、母材の強化に
有効である。しか５０．７％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０．
７％とした。

４ｏ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％以下に制限した。

Ｎｂは母材の強靭化に有効であるが、０．０５％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０．０５％以下とした。

Ｎｉは母材の強靭性を高める極めて有効な元素であるが
、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、耐溶接計れ性、熱間加工
割れなどを考慮して、上限を１．０％とした。

溶鉄の真空脱ガス処理およびＡＩ、Ｓｉ、　Ｃａ、　Ｍ
ｇの純金属またはそれらの合金添加との併用により予備
脱酸処理を行うのは、溶鉄を高清浄化すると同時に、溶
存酸素を重量％で０．００３〜０．０１５％に制御する
ために極めて重要な処理である。

溶鉄の高清浄化が不十分で溶鋼中に粗大な酸化物が残存
すると、この酸化物を核生成サイトとして、Ｔ１添加に
より生成する粒内フェライト生成に効果を持つ微細な二
次脱酸酸化物が付着、凝着し粗大酸化物を生成し、微細
な二次脱酸酸化物の個数の減少と粗大酸化物の生成によ
り靭性低下をもたらす。さらに予備脱酸後の〔Ｏ〕濃度
が０．００３％未満では、粒内フェライト変態を促進す
るＴｉ酸化物、１ＩＩｎ−３ｉ酸化物などの粒内フェラ
イト生成核が減少し、細粒化できず靭性を向上できない
。−方、〔Ｏ］濃度が０．０１５％を超える場合は、他
の条件を満たしていても、酸化物が粗粒化し脆性破壊の
起点となり、靭性を低下させるため、予備脱酸後の〔Ｏ
〕濃度を重量％で０．００３〜０．０１５％に限定した
。

なお、予備脱酸処理に真空脱ガス、ＡＩ、Ｓｉ、Ｃａ、
　Ｍｇ脱酸などを選択したのは、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、また
Ａｊ！、　Ｓｉ、　Ｃａ、　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
清浄化に極めて効果的であることから採用した。

Ｔｉは溶鋼の最終脱酸に際して添加するものであり、か
くして得られた溶鋼が、溶鋼の溶存酸素〔Ｏ％〕に対し
、−０，００６≦［Ｔｉ％：ｌ−２［：Ｏ％］≦０．０
０８の関係を満たす重量％のＴｉを含有するように調整
すると限定したのは、この関係式において重量％でＴｉ
が〔Ｏ］濃度に対し過剰である場合は過剰なＴｉが必要
以上のＴｉＮを生成し、本発明対象鋼の特徴であるＶＮ
の析出量を低減させ、重量％でＴｉが〔Ｏ〕濃度に対し
過小である場合は粒内フェライト核となるＴｉ酸化物お
よび５１−Ｍｎ酸化物個数の総計が必要数を満たさなく
なるためである。

再加熱温度を１１００−１３００″Ｃの温度域に限定し
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なと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、上限は加熱炉の性
能、経済性から１３００℃とした。

熱間加工終了温度を７５０〜１０５０℃としたのは、低
温圧延はど靭性は向上するが、形鋼の造形上７５０℃未
満の加工は困難であり、また１０５０℃を超えての加工
は粗粒組織を形成し靭性が低下するためである。

以下に実施例によりさらに本発明の効果を示す。

（実施例） 試作形鋼は転炉溶製し、脱ガス処理後、連続鋳造により
２５０〜３００ｍ厚鋳片に鋳造した後、圧延造形により
フランジ厚み毎に第１表に示す種々の寸法のＨ形鋼を製
造した。母材の機械特性は第１図に示す、Ｈ形鋼の断面
の１Ｘ４Ｆ部の圧延方向に試験片を採集し求めた。溶接
継手シャルピー試験片は第２図に示す、フランジの板厚
中心部（１／２ｔｚ　）で幅全長の１Ｘ４幅（１／４Ｂ
）から採集した。なお、フランジ１／４　Ｆ部を選択し
特性を求めたのは、この箇所がＨ形鋼のほぼ平均的な機
械特性を示し、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。

溶接部の靭性はし型開先およびに型開先による多層潜弧
溶接を行い、２ｍｍＶノンチシャルピー試験により評価
した。溶接は電流７００Ａ、電圧３２Ｖ、溶接速度３０
　Ｃｍ／ｓｉｎ　、入熱量４５ｋＪ／１の１電極潜弧溶
接である。

第２表は、試作鋼の化学成分、第３表は圧延条件および
機械試験特性を示す。なお、圧延加熱温度を１２８０℃
に揃えたのは、−船釣に加熱温度の低下は機械特性を向
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。

第３表に示すように、本発明による鋼１〜９の形鋼は圧
延仕上げ温度、圧下率、フランジ板厚（冷却速度）の変
化に対して、目標の母材強度（前記ＪＩＳＧ　３１０６
　）と０℃でのシャルピー値３．５ｋｇｆ　−ｍ以上を
十分に満たしている。さらに、溶接継手・ＨＡＺ部のＯ
″Ｃでのシャルピー［モ３．５　ｋｇｆ１以上を十分に
満たしている。一方、比較鋼の形鋼１０〜１５は強度特
性は満たすものの、溶接継手・ＨＡＺ部のＯ″Ｃでのシ
ャルピー値が著しく低下し、目標の３．５ｋｇｆ−ｍ以
上を達成できない。

その原因は、鋼１１を除く他の鋼はｌ脱酸により溶鋼の
溶存酸素量が著しく低減し、本発明の構成要件の溶存〔
Ｏ］濃度の下限値０．００３％を外れるためであり、こ
れに対し鋼１１は溶存〔Ｏ］濃度が上限値０．０１５％
を超えるため、〔Ｔｉ）　−２Ｘ〔Ｏ］が大きく下回り
、その結果ＩＧＦ核生成サイトとして働く微細酸化物’
−，ＭｎＳ＋ＶＮの個数が不足し、ＨＡＺ部においてＩ
ＣＦが生成せず、細粒化により靭性改善ができないため
である。

即ち、本発明の要件が総て満たされた時に、第３表に示
される形鋼ｌ〜９のように、圧延形鋼の機械試験特性を
代表するフランジ１Ｘ４Ｆ部においても十分な常温強度
、靭性を有し、溶接部靭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、■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。

（発明の効果） 本発明により製造された圧延形鋼は機械試験特性を代表
するフランジ１／４部においても十分な常温強度、靭性
を有し、溶接部靭性の優れた圧延形鋼の製造が可能にな
り、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である。

【図面の簡単な説明】

第１図はＨ形鋼の断面形状を示し、各部位の名称と機械
試験片の採取位置を示す図である。 １・・・Ｈ形鋼、２・・・フランジ、３・・・ウェブ。 第２図は溶接継手部の開先形状および溶接形状の概略説
明図である。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）溶鉄を真空脱ガス処理および脱酸元素Ａｌ、Ｓｉ
   、Ｃａ、Ｍｇの純金属単独かそれらの合金併用添加によ
   る予備脱酸処理を行うか、もしくは真空脱ガス処理のみ
   により、溶存酸素を重量％で０．００３〜０．０１５％
   に溶製後、合金添加により、重量％でＣ：０．０４〜０
   ．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．８
   〜１．８％、Ｖ：０．０５〜０．２０％、Ｎ：０．００
   ６〜０．０１５％、Ａｌ＜０．００５％を含み、残部が
   Ｆｅおよび不可避不純物からなる溶鋼に調整し、さらに
   最終脱酸により溶鋼の溶存酸素〔Ｏ％〕に対し−０．０
   ０６≦〔Ｔｉ％〕−２〔Ｏ％〕≦０．００８の関係を満
   たす重量％のＴｉを含有する溶鋼に調整し、同溶鋼から
   得られた鋼片を１１００〜１３００℃の温度域に再加熱
   後、熱間圧延を行い、圧延仕上げ温度を７５０〜１０５
   ０℃の範囲とすることを特徴とする母材および溶接部靭
   性の優れた圧延形鋼の製造方法。
2. （２）溶鉄を真空脱ガス処理および脱酸元素Ａｌ、Ｓｉ
   、Ｃａ、Ｍｇの純金属単独かそれらの合金併用添加によ
   る予備脱酸処理を行うか、もしくは真空脱ガス処理のみ
   により、溶存酸素を重量％で０．００３〜０．０１５％
   に溶製後、合金添加により、重量％でＣ：０．０４〜０
   ．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．８
   〜１．８％、Ｖ：０．０５〜０．２０％、Ｎ：０．００
   ６〜０．０１５％、Ａｌ＜０．００５％に加えてＣｒ≦
   ０．７％、Ｍｏ≦０．３％、Ｎｂ≦０．０５％、Ｎｉ≦
   １．０％、Ｃｕ≦１．０％の１種または２種以上を含み
   、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる溶鋼に調整し
   、さらに最終脱酸により溶鋼の溶存酸素〔Ｏ％〕に対し
   −０．００６≦〔Ｔｉ％〕−２〔Ｏ％〕≦０．００８の
   関係を満たす重量％のＴｉを含有する溶鋼に調整し、同
   溶鋼から得られた鋼片を１１００〜１３００℃の温度域
   に再加熱後、熱間圧延を行い、圧延仕上げ温度を７５０
   〜１０５０℃の範囲とすることを特徴とする母材および
   溶接部靭性の優れた圧延形鋼の製造方法。