JPH05132716A - 靭性の優れた圧延形鋼の製造方法 - Google Patents
靭性の優れた圧延形鋼の製造方法Info
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- JPH05132716A JPH05132716A JP29553791A JP29553791A JPH05132716A JP H05132716 A JPH05132716 A JP H05132716A JP 29553791 A JP29553791 A JP 29553791A JP 29553791 A JP29553791 A JP 29553791A JP H05132716 A JPH05132716 A JP H05132716A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 建造物の構造部材に用いる靭性の優れたＨ形
鋼、Ｉ形鋼等のフランジを有する形鋼を圧延ままで製造
する。 【構成】 製鋼工程での予備脱酸により溶鋼の酸素濃度
を制御し所定の成分鋼とした後、微量Ａｌにより最終脱
酸する。この際、Ａｌ含有量と溶鋼の酸素濃度との関係
を規定して多数の微細な複合酸化物を分散させた鋳片と
し、この鋳片を一定の温度域で再加熱・圧延する。鋼中
に分散させたＡｌ，Ｔｉ，Ｍｎ，Ｓｉ元素により構成さ
れる複合酸化物粒子は粒内フェライト生成能に優れ、こ
れを核に粒内フェライト組織を生成して組織を細粒化
し、靭性を向上させる。
鋼、Ｉ形鋼等のフランジを有する形鋼を圧延ままで製造
する。 【構成】 製鋼工程での予備脱酸により溶鋼の酸素濃度
を制御し所定の成分鋼とした後、微量Ａｌにより最終脱
酸する。この際、Ａｌ含有量と溶鋼の酸素濃度との関係
を規定して多数の微細な複合酸化物を分散させた鋳片と
し、この鋳片を一定の温度域で再加熱・圧延する。鋼中
に分散させたＡｌ，Ｔｉ，Ｍｎ，Ｓｉ元素により構成さ
れる複合酸化物粒子は粒内フェライト生成能に優れ、こ
れを核に粒内フェライト組織を生成して組織を細粒化
し、靭性を向上させる。
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、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、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、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。細粒化方法とし
ては厚鋼板分野で行われている制御圧延法があるが、造
形上の制約から適用は困難である。
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、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。細粒化方法とし
ては厚鋼板分野で行われている制御圧延法があるが、造
形上の制約から適用は困難である。
【０００４】一方、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示す微細な複合酸化物が生成
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添加し、溶鋼の脱
酸と生成したＡｌ2 Ｏ3 を浮上分離し高清浄化を目的に
していた。即ち、如何に溶鋼の酸素濃度を下げ、鋼中の
一次脱酸酸化物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、脱酸過程を制御すること
により粒内フェライト変態核として有能な微細な複合酸
化物を析出させ利用する点に特徴がある。
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示す微細な複合酸化物が生成
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添加し、溶鋼の脱
酸と生成したＡｌ2 Ｏ3 を浮上分離し高清浄化を目的に
していた。即ち、如何に溶鋼の酸素濃度を下げ、鋼中の
一次脱酸酸化物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、脱酸過程を制御すること
により粒内フェライト変態核として有能な微細な複合酸
化物を析出させ利用する点に特徴がある。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記の課題
を解決するために、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、溶存酸素濃度の制御、Ａｌを最
後に添加するＡｌの添加順序とＡｌ添加量の制御を行
い、鋼中に多数の微細な複合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、Ｉ
ＧＦと称す）を生成させ、ミクロ組織の細粒化により、
材質特性に対し圧延仕上げ温度、圧延圧下比、鋼板厚
（冷却速度）等の依存性が鈍感な、材質特性に優れ、安
価で経済的な、靭性の優れた圧延形鋼の製造方法を提供
することにある。
を解決するために、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、溶存酸素濃度の制御、Ａｌを最
後に添加するＡｌの添加順序とＡｌ添加量の制御を行
い、鋼中に多数の微細な複合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、Ｉ
ＧＦと称す）を生成させ、ミクロ組織の細粒化により、
材質特性に対し圧延仕上げ温度、圧延圧下比、鋼板厚
（冷却速度）等の依存性が鈍感な、材質特性に優れ、安
価で経済的な、靭性の優れた圧延形鋼の製造方法を提供
することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明は、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ＩＧＦ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前記課題を解決したも
ので、その要旨とするところは、（１）重量％でＣ：
０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｎ：０．８〜１．８％、Ｖ：０．０５〜０．２０％、
Ｎ：０．００４〜０．０１５％、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、溶存酸素を重量
％で０．００３〜０．０１５％に調整後さらに、金属ア
ルミもしくはフェロアルミの添加により脱酸し、該Ａｌ
含有量が重量％で０．００５〜０．０１５％で、かつ溶
鋼の溶存酸素〔Ｏ％〕に対し−０．００４≦〔Ａｌ％〕
−１．１〔Ｏ％〕≦０．００６の関係を満たす鋳片に鋳
造し、該鋳片を１１００〜１３００℃の温度域に再加熱
後、熱間圧延を行い７５０〜１０５０℃の温度範囲で圧
延を終了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、（２）重量％でＣ：０．０４〜０．２
０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．８〜
１．８％、Ｖ：０．０５〜０．２０％、Ｎ：０．００４
〜０．０１５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％を含
み、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
からなる溶鋼を、予備脱酸処理によって、溶存酸素を重
量％で０．００３〜０．０１５％に調整後さらに、金属
アルミもしくはフェロアルミの添加により脱酸し、該Ａ
ｌ含有量が重量％で０．００５〜０．０１５％で、かつ
溶鋼の溶存酸素〔Ｏ％〕に対し−０．００４≦〔Ａｌ
％〕−１．１〔Ｏ％〕≦０．００６の関係を満たす鋳片
に鋳造し、該鋳片を１１００〜１３００℃の温度域に再
加熱後、熱間圧延を行い７５０〜１０５０℃の温度範囲
で圧延を終了することを特徴とする靭性の優れた圧延形
鋼の製造方法である。
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ＩＧＦ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前記課題を解決したも
ので、その要旨とするところは、（１）重量％でＣ：
０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｎ：０．８〜１．８％、Ｖ：０．０５〜０．２０％、
Ｎ：０．００４〜０．０１５％、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、溶存酸素を重量
％で０．００３〜０．０１５％に調整後さらに、金属ア
ルミもしくはフェロアルミの添加により脱酸し、該Ａｌ
含有量が重量％で０．００５〜０．０１５％で、かつ溶
鋼の溶存酸素〔Ｏ％〕に対し−０．００４≦〔Ａｌ％〕
−１．１〔Ｏ％〕≦０．００６の関係を満たす鋳片に鋳
造し、該鋳片を１１００〜１３００℃の温度域に再加熱
後、熱間圧延を行い７５０〜１０５０℃の温度範囲で圧
延を終了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、（２）重量％でＣ：０．０４〜０．２
０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．８〜
１．８％、Ｖ：０．０５〜０．２０％、Ｎ：０．００４
〜０．０１５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％を含
み、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
からなる溶鋼を、予備脱酸処理によって、溶存酸素を重
量％で０．００３〜０．０１５％に調整後さらに、金属
アルミもしくはフェロアルミの添加により脱酸し、該Ａ
ｌ含有量が重量％で０．００５〜０．０１５％で、かつ
溶鋼の溶存酸素〔Ｏ％〕に対し−０．００４≦〔Ａｌ
％〕−１．１〔Ｏ％〕≦０．００６の関係を満たす鋳片
に鋳造し、該鋳片を１１００〜１３００℃の温度域に再
加熱後、熱間圧延を行い７５０〜１０５０℃の温度範囲
で圧延を終了することを特徴とする靭性の優れた圧延形
鋼の製造方法である。
【０００７】
【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。
【０００８】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ける溶鋼の溶存酸素量
の制御と出鋼直前に微量Ａｌを添加する脱酸元素の添加
手順とにより、鋼中に、Ａｌ，Ｔｉ，Ｍｎ，Ｓｉ元素に
より構成される複合酸化物粒子を核にしたＭｎＳ，Ｔｉ
ＮとＶＮの複合析出物を分散析出させることにより、加
熱圧延時のオーステナイト粒内からの粒内フェライト変
態の促進効果を利用し、形鋼の圧延時の制約条件のもと
で圧延中に、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、圧延ままで母材の高強
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ける溶鋼の溶存酸素量
の制御と出鋼直前に微量Ａｌを添加する脱酸元素の添加
手順とにより、鋼中に、Ａｌ，Ｔｉ，Ｍｎ，Ｓｉ元素に
より構成される複合酸化物粒子を核にしたＭｎＳ，Ｔｉ
ＮとＶＮの複合析出物を分散析出させることにより、加
熱圧延時のオーステナイト粒内からの粒内フェライト変
態の促進効果を利用し、形鋼の圧延時の制約条件のもと
で圧延中に、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、圧延ままで母材の高強
度化と高靭性化を達成するものである。
【０００９】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
影響部靭性など著しく低下させるので下限を０．０４
％、上限を０．２０％とした。
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
影響部靭性など著しく低下させるので下限を０．０４
％、上限を０．２０％とした。
【００１０】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０．８％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０．８％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。
【００１１】Ｖ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極めて
重要な元素であり、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。
による細粒化、析出強化による高強度化のために極めて
重要な元素であり、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。
【００１２】ＮはＶＮの析出には極めて重要な元素であ
り、０．００４％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０．０
０４％以上とした。含有量が０．０１５％を超えると母
材靭性を低下させ、連続鋳造時の鋼片の表面割れを生じ
させるため０．０１５％以下に限定した。
り、０．００４％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０．０
０４％以上とした。含有量が０．０１５％を超えると母
材靭性を低下させ、連続鋳造時の鋼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は脱酸材としＴｉ系酸化物を生成さ
せ、圧延時には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と粒
内フェライトの生成を促進し母材及び溶接部の靭性を向
上させる。従って、０．００５％以下では酸化物中のＴ
ｉ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。
せ、圧延時には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と粒
内フェライトの生成を促進し母材及び溶接部の靭性を向
上させる。従って、０．００５％以下では酸化物中のＴ
ｉ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】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
が形成されず、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を生成し発明鋼の特徴で
あるＶＮの析出量を低減させるため０．０１５％以下に
限定した。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、０．００５％以
上とした。かつ溶鋼の溶存酸素〔Ｏ％〕に対しＡｌ量を
重量％で、−０．００４％≦〔Ａｌ％〕−１．１〔Ｏ
％〕≦０．００６％の関係を満たすように限定したの
は、この関係式において重量％でＡｌが［Ｏ］濃度に対
し過剰である場合は複合酸化物の生成数が減少し、粒内
フェライト生成核として無効なＡｌ2 Ｏ3を多数生成し
組織の細粒化ができず靭性が低下し、重量％でＡｌが
［Ｏ］濃度に対し過小である場合は粒内フェライト核と
なる複合酸化物が著しく減少するため、このように限定
した。なお、Ａｌを製鋼過程の後期に添加する理由はＡ
ｌは脱酸力が強く安定なＡｌ2 Ｏ3 を生成し、目的の低
融点の複合酸化物が生成しにくいためである。
％超の含有は粒内フェライト変態を促進する複合酸化物
が形成されず、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を生成し発明鋼の特徴で
あるＶＮの析出量を低減させるため０．０１５％以下に
限定した。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、０．００５％以
上とした。かつ溶鋼の溶存酸素〔Ｏ％〕に対しＡｌ量を
重量％で、−０．００４％≦〔Ａｌ％〕−１．１〔Ｏ
％〕≦０．００６％の関係を満たすように限定したの
は、この関係式において重量％でＡｌが［Ｏ］濃度に対
し過剰である場合は複合酸化物の生成数が減少し、粒内
フェライト生成核として無効なＡｌ2 Ｏ3を多数生成し
組織の細粒化ができず靭性が低下し、重量％でＡｌが
［Ｏ］濃度に対し過小である場合は粒内フェライト核と
なる複合酸化物が著しく減少するため、このように限定
した。なお、Ａｌを製鋼過程の後期に添加する理由はＡ
ｌは脱酸力が強く安定なＡｌ2 Ｏ3 を生成し、目的の低
融点の複合酸化物が生成しにくいためである。
【００１５】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。
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。
【００１６】以上が本発明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，Ｍ
ｏ，Ｎｂ，Ｎｉ，Ｃｕ，の１種または２種以上を含有す
ることができる。
強度の上昇、および母材の靭性向上の目的で、Ｃｒ，Ｍ
ｏ，Ｎｂ，Ｎｉ，Ｃｕ，の１種または２種以上を含有す
ることができる。
【００１７】まず、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０．７％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。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。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、靭性及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、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。
材の強化に有効である。しかし０．７％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。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。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、靭性及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、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。
【００１８】なお、溶鋼の予備脱酸処理を行い溶存酸素
を重量％で０．００３〜０．０１５％に制御するのは、
溶鋼を高清浄化する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極めて重要なものである。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、細粒化できず靭性を向上できない。一方、０．０
１５％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
るための予備脱酸後の〔Ｏ〕濃度を重量％で０．００３
〜０．０１５％に限定した。
を重量％で０．００３〜０．０１５％に制御するのは、
溶鋼を高清浄化する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極めて重要なものである。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、細粒化できず靭性を向上できない。一方、０．０
１５％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
るための予備脱酸後の〔Ｏ〕濃度を重量％で０．００３
〜０．０１５％に限定した。
【００１９】上記の予備脱酸処理は真空脱ガス，Ａｌ，
Ｓｉ，Ｃａ，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、Ａｌ，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なためである。
Ｓｉ，Ｃａ，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、Ａｌ，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なためである。
【００２０】再加熱温度を１１００〜１３００℃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。
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。
【００２１】熱間加工終了温度を７５０〜１０５０℃と
したのは、低温圧延ほど靭性は向上するが、形鋼の造形
上７５０℃未満での加工は困難であり、また１０５０℃
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。
したのは、低温圧延ほど靭性は向上するが、形鋼の造形
上７５０℃未満での加工は困難であり、また１０５０℃
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。
【００２２】
【実施例】以下に実施例によりさらに本発明の効果を示
す。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、溶鋼の酸素濃度を測定し、その量に見合った
Ａｌ量を添加し連続鋳造により２５０〜３００mm厚鋳片
に鋳造した後、圧延造形によりフランジ厚み毎に表１に
示す種々の寸法のＨ形鋼を製造した。機械特性は図１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）から試験片を採集し求めた。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形鋼のほ
ぼ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ため、この二箇所によりＨ形鋼の機
械試験特性を代表できるとしたためである。
す。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、溶鋼の酸素濃度を測定し、その量に見合った
Ａｌ量を添加し連続鋳造により２５０〜３００mm厚鋳片
に鋳造した後、圧延造形によりフランジ厚み毎に表１に
示す種々の寸法のＨ形鋼を製造した。機械特性は図１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）から試験片を採集し求めた。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形鋼のほ
ぼ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ため、この二箇所によりＨ形鋼の機
械試験特性を代表できるとしたためである。
【００２３】表２は、試作鋼の化学成分、表３は圧延条
件及び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。
件及び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。
【００２４】表３に示すように、本発明による鋼１〜８
は圧延仕上げ温度、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ＪＩＳ Ｇ３１０６）と
０℃でのシャルピー値３４（Ｊ）以上を十分に満たして
いる。一方、比較鋼の鋼９〜１２は母材強度は規格を満
たすものの、フランジの板厚１／２で幅１／２部の靭性
は何れも目標の値を満足しない。その原因は鋼９，１
１，１２は通常のＡｌ脱酸処理であり、Ａｌ添加を製鋼
工程の初期段階に行ったことと、溶鋼の酸素濃度に対す
るＡｌ量の制限範囲−０．００４％≦〔Ａｌ％〕−１．
１〔Ｏ％〕≦０．００６％の上限値を外れたことにあ
り、また鋼１０は予備脱酸による溶鉄の酸素濃度は制限
範囲内にあるものの、Ｔｉ添加処理を加えていないた
め、ＩＧＦ核生成サイトとして働くＴｉを含む微細複合
酸化物＋ＭｎＳ＋ＴｉＮ＋ＶＮの個数が不足しＩＧＦが
生成せず、細粒化による靭性改善ができなかったためで
ある。
は圧延仕上げ温度、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ＪＩＳ Ｇ３１０６）と
０℃でのシャルピー値３４（Ｊ）以上を十分に満たして
いる。一方、比較鋼の鋼９〜１２は母材強度は規格を満
たすものの、フランジの板厚１／２で幅１／２部の靭性
は何れも目標の値を満足しない。その原因は鋼９，１
１，１２は通常のＡｌ脱酸処理であり、Ａｌ添加を製鋼
工程の初期段階に行ったことと、溶鋼の酸素濃度に対す
るＡｌ量の制限範囲−０．００４％≦〔Ａｌ％〕−１．
１〔Ｏ％〕≦０．００６％の上限値を外れたことにあ
り、また鋼１０は予備脱酸による溶鉄の酸素濃度は制限
範囲内にあるものの、Ｔｉ添加処理を加えていないた
め、ＩＧＦ核生成サイトとして働くＴｉを含む微細複合
酸化物＋ＭｎＳ＋ＴｉＮ＋ＶＮの個数が不足しＩＧＦが
生成せず、細粒化による靭性改善ができなかったためで
ある。
【００２５】即ち、本発明の要件が総て満たされた時
に、表３に示される形鋼１〜８のように、圧延形鋼の機
械試験特性を最も満た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。
に、表３に示される形鋼１〜８のように、圧延形鋼の機
械試験特性を最も満た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。
【００２６】
【表１】
【００２７】
【表２】
【００２８】
【表３】
【００２９】
【発明の効果】本発明により圧延形鋼は機械試験特性を
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、優れた靭性を持つ圧延形鋼の
製造が圧延ままで可能になり、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
いても十分な強度を有し、優れた靭性を持つ圧延形鋼の
製造が圧延ままで可能になり、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
著なものがある。
【図１】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。
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
フロントページの続き (51)Int.Cl.5 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/14
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％でＣ：０．０４〜０．２０％、Ｓ
ｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．８〜１．８％、
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、溶存酸素を重量％で０．００３〜０．０１５
％に調整後さらに、金属アルミもしくはフェロアルミの
添加により脱酸し、該Ａｌ含有量が重量％で０．００５
〜０．０１５％で、かつ溶鋼の溶存酸素〔Ｏ％〕に対し
−０．００４≦〔Ａｌ％〕−１．１〔Ｏ％〕≦０．００
６の関係を満たす鋳片に鋳造し、該鋳片を１１００〜１
３００℃の温度域に再加熱後、熱間圧延を行い７５０〜
１０５０℃の温度範囲で圧延を終了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２】 重量％でＣ：０．０４〜０．２０％、Ｓ
ｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．８〜１．８％、
Ｖ：０．０５〜０．２０％、Ｎ：０．００４〜０．０１
５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％を含み、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
を、予備脱酸処理によって、溶存酸素を重量％で０．０
０３〜０．０１５％に調整後さらに、金属アルミもしく
はフェロアルミの添加により脱酸し、該Ａｌ含有量が重
量％で０．００５〜０．０１５％で、かつ溶鋼の溶存酸
素〔Ｏ％〕に対し−０．００４≦〔Ａｌ％〕−１．１
〔Ｏ％〕≦０．００６の関係を満たす鋳片に鋳造し、該
鋳片を１１００〜１３００℃の温度域に再加熱後、熱間
圧延を行い７５０〜１０５０℃の温度範囲で圧延を終了
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 |
|---|---|---|---|
| JP29553791A JP2601961B2 (ja) | 1991-11-12 | 1991-11-12 | 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 |
|---|---|---|---|
| JP29553791A JP2601961B2 (ja) | 1991-11-12 | 1991-11-12 | 靭性の優れた圧延形鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05132716A true JPH05132716A (ja) | 1993-05-28 |
| JP2601961B2 JP2601961B2 (ja) | 1997-04-23 |
Family
ID=17821923
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP29553791A Expired - Lifetime JP2601961B2 (ja) | 1991-11-12 | 1991-11-12 | 靭性の優れた圧延形鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2601961B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5421920A (en) * | 1992-09-24 | 1995-06-06 | Nippon Steel Corporation | Process for producing rolled shape steel material having high strength, high toughness, and excellent fire resistance |
| US6007644A (en) * | 1998-03-05 | 1999-12-28 | Kawasaki Steel Corporation | Heavy-wall H-shaped steel having high toughness and yield strength and process for making steel |
| CN100368577C (zh) * | 2005-12-29 | 2008-02-13 | 攀枝花钢铁(集团)公司 | 细化型钢晶粒的生产方法 |
| JP2021507091A (ja) * | 2017-12-18 | 2021-02-22 | アルセロールミタル | 少なくとも１００ｍｍの厚さを有する鋼セクション及びその製造方法 |
-
1991
- 1991-11-12 JP JP29553791A patent/JP2601961B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5421920A (en) * | 1992-09-24 | 1995-06-06 | Nippon Steel Corporation | Process for producing rolled shape steel material having high strength, high toughness, and excellent fire resistance |
| US6007644A (en) * | 1998-03-05 | 1999-12-28 | Kawasaki Steel Corporation | Heavy-wall H-shaped steel having high toughness and yield strength and process for making steel |
| CN100368577C (zh) * | 2005-12-29 | 2008-02-13 | 攀枝花钢铁(集团)公司 | 细化型钢晶粒的生产方法 |
| JP2021507091A (ja) * | 2017-12-18 | 2021-02-22 | アルセロールミタル | 少なくとも１００ｍｍの厚さを有する鋼セクション及びその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2601961B2 (ja) | 1997-04-23 |
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