JPH0583605B2

JPH0583605B2 -

Info

Publication number: JPH0583605B2
Application number: JP21862787A
Authority: JP
Inventors: Makoto Watanabe; Kyotaka Morioka; Nobuo Fukushige; Keiji Okamoto; Tadaaki Taira; Katsutoshi Mukai; Masataka Suga
Original assignee: Nippon Kokan Ltd
Current assignee: JFE Engineering Corp
Priority date: 1987-08-31
Filing date: 1987-08-31
Publication date: 1993-11-26
Also published as: JPS6462415A

Description

【発明の詳細な説明】

〔産業上の利用分野〕この発明は厚肉のフランジ部と薄肉のウエブ部
からなる高張力不等辺不等厚形鋼特に高張力不等
辺不等厚山形鋼の製造方法に関する。〔従来の技術〕不等辺不等厚山形鋼等の不等厚辺を持つ形鋼の
製造方法としては、特開昭53−55458に示される
ような方法がある。ここでは仕上圧延後の搬送
中、冷却中及び冷却後の曲がりを防止し、短尺処
理を容易にし、更には長尺冷却長尺処理を容易に
することを目的とし、不等厚辺を持つ形鋼を熱間
圧延するに際し、第１次強制冷却を行い仕上圧延
時に厚肉部と薄肉部の温度が等しくなるように
し、次いで塑性変形を生じない温度まで、厚肉部
と薄肉部の断面内温度が均一になるように第２次
強制冷却を行うものである。〔発明が解決しようとする問題点〕しかしながら、上述したような方法では、断面
形状が複雑で製品断面内の温度が不均一になりや
すい不等辺不等厚形鋼を、第１次強制冷却を行い
仕上圧延時に厚肉部と薄肉部の温度を等しくし、
次いで塑性変形を生じない温度まで第２次強制冷
却を行つて、厚肉部と薄肉部の断面内温度を均一
にすることは、その強制冷却を調節するのに非常
な慎重を必要とし、実操業上かならずしも好まし
いものではない。そこで本発明者等は上記のような問題点を解決
すべく検討を行い、厚肉部に焦点をしぼつて冷却
による温度調節を容易にし、高張力不等辺不等厚
形鋼を製造出来る発明にいたつた。〔問題点を解決するための手段及び作用〕本発明は、第１の発明として、Ｃ：0.03〜0.18
％、Si：0.02〜0.60％、Mn：0.6〜2.0％、残部が
Fe及び不可避不純物の鋼を熱間圧延して、厚肉
のフランジ部と薄肉のウエブ部からなる不等辺不
等厚形鋼を製造するにあたり、前記フランジ部の
圧延仕上げ温度を650℃から未再結晶温度領域の
上限値までとして圧延し、つづいて450〜600℃ま
でフランジ部のみを５℃〜50℃／秒の加速冷却を
し、その後空冷する高張力不等辺不等厚形鋼の製
造方法であり、第２の発明として、上記第１の発
明に対して必要に応じて、Ｖ：0.15％以下、
Nb；0.15％以下，Cu：0.5％以下、Ni：0.5％以
下の１種以上を含有させて、同様に処理する高張
力不等辺不等厚形鋼の製造方法である。更に、第
３の発明として、前記第１の発明に対して、
Al：0.005〜0.1％、Ti：0.003〜0.025％、Ｂ：
0.0010％以下、Ｎ：0.010％以下を含有させて、
同様に処理する高張力不等辺不等厚形鋼の製造方
法である。第４の発明は第２、第３の発明の複合
成分系である。本発明における成分限定理由を以下に述べる。
Ｃは鋼の強度を向上させる作用を有し、且つ安価
な元素であるが、0.03％未満では所望の強度が得
られず、一方0.18％を超えると溶接性の劣化が著
しくなる。 Siは、溶鋼の脱酸及び強度付与効果を有するが
0.02％未満ではその効果は充分に現れない。一方
0.60％を超えると、鋼の清浄性が劣化し、且つ溶
接性や靱性が低下する。Mnは鋼の強度および延
性を向上させる作用を有し、且つＣに続いて安価
な元素であるが、0.6％未満ではその効果が充分
に現れない。一方2.0％を超えると溶接硬化が著
しくなる。第２の発明においては、Nb，Ｖはその炭窒化
物の析出効果により強度を向上（Nbは靱性も向
上）させるが、0.15％を超えた場合には、その効
果は飽和してそれ以上の向上は望めない。又、
Cu，Niも強度を向上（Niは靱性も向上）させる
効果を有する。Niは高価な元素であり、経済性
の観点から0.5％以下とした。 Cuは0.5％を超えると、溶接割れ感受性が高ま
る為に、0.5％以下とした。第３の発明においては、Alは溶鋼の脱酸作用
及び結晶粒の微細化作用により溶接部靱性の向上
に寄与する。 Tiは溶接部靱性の改善及び溶接硬化を抑制す
る作用を有する。即ち、溶接熱影響部において、
フリーＮの減少及びTiNのピンニング効果によ
るγ粒子粗大化防止による溶接熱影響部の硬化抑
制である。0.003％未満では上記効果が充分に現
れず、0.025％超えでは溶接熱影響部の靱性劣化
をまねく。Ｂは鋼の強度低下を補う作用を有するが、過剰
に含有させると、固溶Ｂが溶接硬化を助長する為
0.0010％以下とした。ＮはTiNを有効利用するために不可欠な元素
であるが、0.010％超えになるとフリーＮが存在
するようになり、靱性が劣化するため0.010％以
下とした。第４の発明は第２、第３の発明の複合
成分系であり、各元素の作用効果は上述したもの
に同じである。次に圧延仕上温度、加速冷却温度、加速冷却速
度の限定理由について述べる。本発明においては、フランジ部の圧延仕上げ温
度を650℃から未再結晶温度領域の上限値（一般
にAr₃温度より高温側にある）までとすることが
必要である。これはその後直ちに行われる加速冷
却処理によつて、鋼の組織を細粒化したフエライ
トと微細なベイナイトの組織とすることによる。第１図では、フランジ部の圧延仕上げ温度を好
ましい圧延仕上げ温度としてAr₃温度以上にした
場合であるが、本発明の対象としている降伏点42
Kg鋼（T.S56〜70Kgｆ／mm²）、降伏点40Kg鋼（T.
S54〜65Kgｆ／mm²）を得ることが出来る。なお、比較材として加速冷却しないだけで他は
同じ条件で処理した圧延材を用いたが、54Kgｆ／
mm²以上の引張り強度（T.S）のものを得ることは
困難であつた。本発明では圧延仕上げ温度がAr₃温度以上にか
ぎらず、650℃以上であつてもよい。これは第２
図に示すように650℃未満では比較材と本発明材
とのT.Sが同程度になり、加速冷却による効果が
なくなるため、下限値とした。上限値について
は、未再結晶温度領域の上限値を越えた場合に
は、綱の組織の細粒化が困難で、本発明の対象と
する高張力不等辺不等原形鋼を製造することが困
難である。次に本発明では、フランジ部の加速冷却の冷却
停止温度を450〜600℃にする必要がある。これは
第３図ａに示すように450℃未満では伸び（EL）
が著しく悪くなり、また製品の冷却歪が大きくな
る。また、600℃を超えた場合には、加速冷却の
効果が少ない。ｂ図に示すように、冷却停止温度
が450〜600℃の範囲では、T.Sは比較材に比して
約4.0〜9.0Kgｆ／mm²の高い値を示す。一方本発明
では、薄肉のウエブ部は、前記厚肉のフランジ部
が圧延仕上げ温度として650℃以上、好ましくは
Ar₃温度以上で圧延が完了するのに対して、Ar₃
温度以下で圧延を完了するためにフエライトの細
粒化により強度が上昇する。ここではフエライト
の細粒化とともに加工硬化が付加されて強度も確
保出来る。なお、本発明における加速冷却の冷却速度を５
〜50℃／秒にしたのは、材質、厚さ等によつても
異なるが、５℃／秒未満では加速冷却の効果がな
く、50℃／秒を超えた場合には冷却歪を生じ、曲
がり等の問題も生じることによる。〔実施例〕以下に本発明の実施例を示す。第４図は本発明
による形鋼の一例を示す不等辺不等厚山形鋼の断
面図である。ここにおいて不等辺不等厚山形鋼１
は厚肉のフランジ部２と薄肉のウエブ部３からな
つている。第５図は本発明の方法に使用する形鋼
圧延装置例を示す説明図である。粗鋼片４を加熱
炉５で加熱した後、ブレークダウン圧延機６で粗
圧延し、以下圧延ライン１２に沿つてカリバー圧
延が進行する。即ち粗圧延機７、中間仕上圧延機
８、そして仕上圧延機９により粗鋼片４は第１図
に示すような形鋼に形成される。ここにおいて１
０は冷却装置である。上記形鋼は仕上圧延機９を
出てから直ちにそのフランジ部のみが加速冷却装
置１１によつて加速冷却される。一方ウエブ部は
空冷される。１３は表面温度測定装置である。（第１実験例）第４図に示すような不等辺不等厚山形鋼を第５
図に示すような形鋼圧延装置列によつて製造した
実験例を述べる。本発明方法では第１表に示すような４種の鋼を
用いた。圧延条件を第２表、その結果を第３表に
示す。この場合の本発明材及び比較材の寸法は、
400×100×13／18mmを用いた。第３表から明らかなように本発明材の場合は、
いずれの場合も対象規格のT.Sスペツクを満足し
ているのに対して、比較材の場合は満足したもの
を得ることができない。（第２実験例）次に第１実験例に用いた鋼種のなかからＣ種を
選び、同様な形鋼圧延装置列によつて、フランジ
部の圧延仕上げ温度をAr₃温度（約760℃）以下
で650℃以上の場合の実験を行つた。その場合の
圧延条件を第４表、その結果を第５表に示す。

【表】

【表】試験部位

【表】

〔発明の効果〕

本発明方法によれば、不等辺不等厚形鋼にその
厚肉のフランジ部とウエブ部に均質な高強度と高
硬度を付与した高張力不等辺不等厚形鋼を容易に
製造することが出来、産業上非常に価値の高い発
明である。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明のフランジ部の圧延仕上げ温度
（加速冷却開始温度と同じ）と引張り強度との関
係を示す図、第２図は本発明のフランジ部の他の
圧延仕上げ温度（加速冷却開始温度と同じ）と引
張り強度との関係を示す図、第３図は本発明のフ
ランジ部の加速冷却の冷却停止温度と伸び及び引
張り強度差（本発明材−比較材）の関係を示す
図、第４図は本発明による形鋼の一例を示す断面
図、第５図は本発明の方法に使用する形鋼圧延装
置列を示す説明図、第６図は本発明材と比較材の
位置別引張強度を示す図、第７図は本発明材と比
較材との全周方向硬度分布を示す図である。１……不等辺不等厚山形鋼、２……フランジ
部、３……ウエブ部、４……粗鋼片、５……加熱
炉、６……ブレークダウン圧延機、７……圧延ラ
イン、８……中間仕上圧延機、９……仕上圧延
機、１０……冷却装置。

Claims

【特許請求の範囲】１Ｃ：0.03〜0.18％、Si：0.02〜0.60％、Mn：
0.6〜2.0％、残部がFe及び不可避不純物の鋼を熱
間圧延して、厚肉のフランジ部と薄肉のウエブ部
からなる不等辺不等厚形鋼を製造するにあたり、
前記フランジ部の圧延仕上げ温度を650℃から未
再結晶温度領域の上限値までとして圧延し、つづ
いて450℃〜600℃までフランジ部のみを５℃〜50
℃／秒の加速冷却をし、その後空冷することを特
徴とする高張力不等辺不等厚形鋼の製造方法。２Ｃ：0.03〜0.18％、Si：0.02〜0.60％、Mn：
0.6〜2.0％に、Ｖ：0.15％以下、Nb：0.15％以下、
Cu：0.5％以下、Ni：0.5％以下の一種以上を含有
し、残部がFe及び不可避不純物の鋼を熱間圧延
して、厚肉のフランジ部と薄肉のウエブ部からな
る不等辺不等厚形鋼を製造するにあたり、前記フ
ランジ部の圧延仕上げ温度を650℃から未再結晶
温度領域の上限値までとして圧延し、つづいて
450℃〜600℃までフランジ部のみを５℃〜50℃／
秒の加速冷却をし、その後空冷することを特徴と
する高張力不等辺不等厚形鋼の製造方法。３Ｃ：0.03〜0.18％、Si：0.02〜0.60％、Mn：
0.6〜2.0％に、Al：0.005〜0.1％、Ti：0.003〜
0.025％、Ｂ：0.0010％以下、Ｎ：0.010％以下を
含有し、残部がFe及び不可避不純物の鋼を熱間
圧延して、厚肉のフランジ部と薄肉のウエブ部か
らなる不等辺不等厚形鋼を製造するにあたり、前
記フランジ部の圧延仕上げ温度を650℃から未再
結晶温度領域の上限値までとして圧延し、つづい
て450℃〜600℃までフランジ部のみを５℃〜50
℃／秒の加速冷却をし、その後空冷することを特
徴とする高張力不等辺不等厚形鋼の製造方法。４Ｃ：0.03〜0.18％、Si：0.02〜0.60％、Mn：
0.6〜2.0％に、Al：0.005〜0.1％、Ti：0.003〜
0.025％、Ｂ：0.0010％以下、Ｎ：0.010％以下を
含有し、更にＶ：0.15％以下、Nb：0.15％以下，
Cu：0.5％以下、Ni：0.5％以下の一種以上を含有
し、残部がFe及び不可避不純物の鋼を熱間圧延
して、厚肉のフランジ部と薄肉のウエブ部からな
る不等辺不等厚形鋼を製造するにあたり、前記フ
ランジ部の圧延仕上げ温度を650℃から未再結晶
温度領域の上限値までとして圧延し、つづいて
450℃〜600℃までフランジ部のみを５℃〜50℃／
秒の加速冷却をし、その後空冷することを特徴と
する高張力不等辺不等厚形鋼の製造方法。