JPH06100924A - 耐火性及び靱性の優れた制御圧延形鋼の製造方法 - Google Patents
耐火性及び靱性の優れた制御圧延形鋼の製造方法Info
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Abstract
れたH形鋼、I形鋼等のフランジを有する形鋼を新製鋼
法と加速冷却制御圧延によりオンラインで製造する。 【構造】 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、Ti脱酸する製鋼法、
圧延パス間水冷と圧延後の加速冷却の組合せ処理によ
り、組織の微細化と低合金化を達成し、常温・高温強
度、靱性を向上させる。
Description
て用いられる耐火性、靱性の優れた制御圧延形鋼の製造
法に関するものである。
化などから耐火設計の見直しが建設省総合プロジェクト
により行われ、昭和62年3月に「新耐火設計法」が制
定された。この規定により、旧法令による火災時に鋼材
の温度を350℃以下にするように耐火被覆するとした
制限が解除され、鋼材の高温強度と建築物の実荷重との
かねあいにより、それに適合する耐火被覆方法を決定で
きるようになった。即ち600℃での設計高温強度を確
保できる場合はそれに見合い耐火被覆を削減できるよう
になった。
77523号公報の耐火性の優れた建築用低降伏比鋼お
よび鋼材並びにその製造方法が提案されている。この先
願発明の要旨は600℃での降伏点が常温時の70%以
上となるようにMo、Nbを添加し高温強度を向上させ
たものである。鋼材の設計高温強度を600℃に設定し
たのは、合金元素による鋼材費の上昇とそれによる耐火
被覆施工費との兼ね合いから最も経済的であるという知
見に基づいたものである。
期段階でAl添加され、溶鋼の脱酸と生成したAl2 O
3 を浮上分離し、高清浄化することを目的にしていた。
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。
願技術によって製造された鋼材を各種の形鋼、特に複雑
な形状から厳しい圧延造形上の制約を有するH形鋼の素
材に適用することを試みた結果、ウエブ、フランジ、フ
ィレットの各部位での圧延仕上げ温度、圧下率、冷却速
度の差から、部位により組織、特にベイナイト割合が著
しく異なり、常温・高温強度、延性、靱性がバラツキ、
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た。
ミクロ組織の細粒化を製鋼と圧延工程を工夫することに
より達成し、材質特性に優れた安価で経済的な耐火性、
靱性に優れた制御圧延形鋼の製造手段を提供することに
ある。
解決するために、Al脱酸に代わる適正なTi脱酸処理
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、
IGFと称す)を生成させる、ミクロ組織の細粒化と、
加えて、圧延中のパス間で水冷することによる、鋼片内
部への圧下浸透効果による細粒化とTMCPの高能率化
により達成したものである。本発明の要旨は、 重量%でC:0.04〜0.20%、Si:0.05
〜0.50%、Mn:0.4〜2.0%、Mo:0.3
〜0.7%、N:0.003〜0.015%、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、チタン脱
酸し、該チタン含有量が重量%で0.005〜0.02
5%で、かつ溶鋼の溶存酸素〔O%〕に対し−0.00
6≦〔Ti%〕−2〔O%〕≦0.008の関係を満た
す鋳片に鋳造し、該鋳片を1100〜1300℃の温度
域に再加熱後に圧延を開始し、圧延工程で鋼片の平均温
度を700℃以下に水冷し、パス間の復熱過程で圧延す
る工程を一回以上繰り返し圧延し、圧延終了後に1〜3
0℃/Sの冷却速度で650〜400℃まで冷却するこ
とを特徴とする耐火性及び靱性の優れた制御圧延形鋼の
製造方法および、 重量%でC:0.04〜0.20%、Si:0.05
〜0.50%、Mn:0.4〜2.0%、Mo:0.3
〜0.7%、N:0.003〜0.015%、Al<
0.005%を含み、加えてV≦0.20%、Cr≦
0.7%、Nb≦0.05%、Ni≦1.0%、Cu≦
1.0%、Ca≦0.003%、REM≦0.010%
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、
チタン脱酸し、該チタン含有量が重量%で0.005〜
0.025%で、かつ溶鋼の溶存酸素〔O%〕に対し−
0.006≦〔Ti%〕−2〔O%〕≦0.008の関
係を満たす鋳片に鋳造し、該鋳片を1100〜1300
℃の温度域に再加熱後に圧延を開始し、圧延工程で鋼片
の平均温度を700℃以下に水冷し、パス間の復熱過程
で圧延する工程を一回以上繰り返し圧延し、圧延終了後
に1〜30℃/Sの冷却速度で650〜400℃まで冷
却することを特徴とする耐火性及び靱性の優れた制御圧
延形鋼の製造方法にある。
高温強度は鉄の融点のほぼ1/2の温度の700℃以下
では常温での強化機構とほぼ同様であり、フェライト
結晶粒径の微細化、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
よって支配される。一般に高温強度の上昇にはMo、C
rの添加による析出強化と転位の消失抑制による高温で
の軟化抵抗を高めることにより達成されている。しかし
Mo、Crの添加は著しく焼き入れ性を上げ、母材のフ
ェライト+パーライト組織をベイナイト組織に変化させ
る。ベイナイト組織を生成し易い成分系鋼を圧延形鋼に
適応した場合は、その特異な形状からウエブ、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ため、各部位によりベイナイト組
織割合が大きく変化する。その結果として常温・高温強
度、延性、靱性がバラツキ、規準に満たない部位が生じ
る。加えて、これらの元素の添加により溶接部を著しく
硬化させ、靱性を低下させる。
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、鋼中に分散析出させたTi、Mn、Si、Al
元素より構成される複合酸化物粒子を核にしたMnS、
TiN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、H形鋼の各部位のベイナ
イトとフェライトの組織割合の変化を少なくし、母材の
機械特性の向上と均一化を達成したことと、V炭窒化物
の析出強化により高温強度を上昇させたところにある。
融点直下の温度に加熱され、オーステナイト粒の著しい
粗粒化を生じ、その結果、組織の粗粒化を招き、靱性を
著しく低下させる。本発明により鋼中に分散させた複合
酸化物粒子は針状の粒内フェライト生成機能に優れ、H
AZ部においても熱安定性に優れ、溶接冷却時に、これ
を核に粒内フェライト組織を生成し組織を著しく微細化
し靱性を向上させる特徴を有している。
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、母材靱性、溶接割れ性、HAZ靱
性などを著しく低下させるので、上限を0.20%とし
た。
に必要であるが、0.5%を超えると熱処理組織内に硬
化組織の高炭素マルテンサイトを生成し、靱性を著しく
低下させる。また、0.05%未満では必要なSi系酸
化物が生成できないため、Si含有量をこの範囲に限定
した。Mnは母材の強度、靱性の確保には0.4%以上
の添加が必要であるが、溶接部の靱性、割れ性などの許
容できる範囲で上限を2.0%とした。
を超えて含有すると粒内フェライト変態を促進するTi
系酸化物、Si・Mn系酸化物などが形成されず、靱性
の低下をもたらすことと、過剰な固溶AlはNと化合し
てAlNを形成し本発明対象鋼の特徴であるVNの析出
を低減させるため、0.005%未満に限定した。Nは
VN、TiNの析出には極めて重要な元素であり、0.
003%未満ではTiN、VNの析出量が不足し、フェ
ライト組織の十分な生成量が得られず、また600℃で
の高温強度も確保できないため0.003%以上とし
た。含有量が0.015%を超えると母材靱性を低下さ
せ、連続鋳造時の鋼片の表面割れを生じさせるため0.
015%以下に制限した。
効な元素である。0.3%未満ではVNの析出強化との
複合作用によっても十分な高温強度が確保できず、0.
7%超では焼き入れ性が上昇しすぎ母材靱性、HAZ靱
性が劣化するため0.3〜0.7%に制限した。Tiは
脱酸剤としTi系酸化物を生成させ、圧延時に粒内フェ
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靱性を向上させる。従って、0.
005%以下では酸化物中のTi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
じ溶接熱影響部の靱性を著しく低下させるためこれ未満
に制限した。なお、Ti含有量を溶鋼の溶存酸素〔O
%〕に対し−0.006≦〔Ti%〕−2〔O%〕≦
0.008の関係を満たす重量%とするという制限を与
えたのは、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Ti
Nを生成し、鋳片割れや母材靱性を損なうためであり、
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系酸化物の個数が必要数の40
個/mm 2 を超えなくなるために、このように限定した。
量について特に限定しないが凝固偏析による溶接割れ、
靱性など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。
以上が本発明鋼の基本成分であるが、母材強度の上昇、
および母材の靱性向上の目的で、V、Cr、Nb、N
i、Cu、Ca、REMの1種または2種以上を含有す
ることができる。
の生成とその細粒化、高温強度の確保のために必要であ
るが、0.2%超では析出量が過剰になり母材靱性、溶
接部靱性が低下するため0.2%以下に制限した。Cr
は焼き入れ性を向上させ、母材の強化、高温強化に有効
である。しかし上限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0.7%とし
た。
超える過剰の添加は、靱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、母材の強靱化
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、熱間加工割れなどを考慮して上限を1.0%とし
た。
により生じるUST欠陥、靱性低下を防止する目的で添
加するものである。理由はMnSに代わり、高温変形能
の小さいCa−O−S或いはREM−O−Sの球状の硫
化酸化物を生成させ、圧延によってもMnSのように延
伸しないように介在物の性状と形状制御を行うことであ
る。しかし、重量%でCaが0.003%を、REMで
0.01%を超えて添加すると各々のCa−O−S、R
EM−O−Sは多量に、しかも粗大介在物となり、母材
及び、溶接部の靱性悪化をもたらすので重量%でCaは
0.003%以下に、REMは0.01%以下に制限し
た。
理により溶存酸素を制御する。溶存酸素の制御は溶鋼を
高清浄化すると同時に鋳片内に微細な酸化物を分散させ
るために極めて重要なものである。溶存酸素を重量%で
0.003〜0.015%の範囲に制御する理由は、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、細粒化できず靱性を向上できない。一方、
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、靱性を低
下させるために予備脱酸後の〔O〕濃度を重量%で0.
003〜0.015%に限定した。
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。上記の処理を経
た鋳片は次に1100〜1300℃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に11
00℃以上の加熱が必要であり、且つV、Moによる高
温での降伏点を増大させるには、これらの元素を十分に
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130
0℃とした。
圧延の各工程により圧延造形されるが、本発明法の圧延
工程における特徴は、中間圧延機において、圧延パス間
で、鋼片の平均温度を700℃以下に冷却し、鋼材表面
が復熱する過程で熱間圧延を行うことを少なくとも中間
圧延工程で1回以上行うことである。これは圧延パス間
の水冷により、鋼片の表層部から内部にかけ温度勾配を
付与し、低圧下条件においても内部への加工を浸透させ
るためと、低温圧延により生じるパス間待ち時間を短縮
し、効率的に行うためである。水冷と復熱圧延の繰り返
し数は被圧延材の厚みの大きさ、例えばH形鋼の場合で
はフランジの厚みに応じ、厚みが大きい場合には複数回
行う。ここで鋼片の平均温度を700℃以下に限定し冷
却する理由は、圧延に引き続き加速冷却するため、通常
のγ温度域からの冷却では表層部に焼きが入り、硬化相
を生成し、加工性を損ねるためである。即ち700℃以
下に冷却すれば、一旦γ/α変態温度を切り、次の圧延
するまでに表層部は復熱昇温し、低温γかγ/α二相共
存温度域での加工となり、焼き入性を著しく低減でき、
加速冷却による表面層の焼き入れ硬化を防止できる。
Sの冷却速度で650〜400℃まで冷却し終了すると
したのは、通常のスプレー水冷で制御可能な範囲は1〜
30℃/Sの冷却速度の加速冷却であり、この冷却速度
範囲でフェライトの粒成長の抑制とパーライト及びベイ
ナイト組織比率を増加させ、低合金で目標の強度を得る
ためであり、650〜400℃で加速冷却を停止するの
は、650℃超での加速冷却の停止では、Ar1 点以上
となり、一部γ相が残存し、フェライトの粒成長の抑制
とパーライト及びベイナイト組織比率を増加させること
ができないため、650℃以下とした。また、400℃
未満の冷却では、その後の放冷によりフェライト相に過
飽和に固溶しているC、Nを炭化物、窒化物として析出
させることができず、フェライト相の延性が低下するた
め、この温度範囲に限定した。
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Ti量を添加し連続鋳造により250〜300mm
厚鋳片に鋳造した後、図1に示す、粗圧延とユニバーサ
ル圧延により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の前後面でのフランジ内外面のスプ
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圧延機の後面でフランジ、ウエブを
スプレー冷却した。
2 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、ウエブ3
の板厚中心部でウエブ高さの1/2H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部とウエブ1/2w部はフランジ部とウエ
ブ部の各々の平均的な機械特性を示し、フランジ1/2
F部はその特性が最も低下するので、これら三箇所によ
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。
示し、表3および表4は圧延と加速冷却条件に対する機
械試験特性を示す。なお、圧延加熱温度を1280℃に
揃えたのは、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。
る鋼1〜6は、目標の600℃における高温強度および
母材強度(前記JISG3106)と−5℃でのシャル
ピー値47(J)以上を十分に満たしている。一方、比
較鋼の鋼7、8、9は通常のAl脱酸し、本発明の製鋼
過程での、溶鋼の酸素濃度の制御とTi脱酸による、微
細酸化物の分散がなされていないためと圧延中と圧延後
の加速冷却処理が施されていないため、母材の常温強度
と高温強度は規格を満たすものの、組織の細粒化と低合
金化ができないため、靱性が低下し、特にフランジの板
厚1/2で幅1/2部の靱性は目標値を満足しない。な
お、本発明は圧延後の加速冷却処理により、フランジ表
層部に焼きが入り、硬化し、加工性を損なう現象を圧延
パス間水冷によるγ細粒化により防止しており、フラン
ジ外側面の表面硬さが目標のビッカース硬さでHv24
0以下を達成している。
に、表3および表4に示される形鋼1〜6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部においても常温と600℃における
十分な強度を有する、耐火性と靱性の優れた材質特性を
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。
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、靱性を有し、高温特性、耐火材の被
覆厚さが従来の20〜50%で耐火目的を達成できる、
優れた耐火性及び靱性を持つ制御冷却圧延形鋼の能率的
な製造がインラインで可能になり、施工コスト低減、工
期の短縮による大幅なコスト削減が図られ、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。
を示す図である。
Claims (2)
- 【請求項1】 重量%で C:0.04〜0.20%、 Si:0.05〜0.50%、 Mn:0.4〜2.0%、 Mo:0.3〜0.7%、 N:0.003〜0.015%、 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を予備脱酸
処理によって、溶存酸素を重量%で0.003〜0.0
15%に調整後さらに、チタン脱酸し、該チタン含有量
が重量%で0.005〜0.025%で、かつ溶鋼の溶
存酸素〔O%〕に対し−0.006≦〔Ti%〕−2
〔O%〕≦0.008の関係を満たす鋳片に鋳造し、該
鋳片を1100〜1300℃の温度域に再加熱後に圧延
を開始し、圧延工程で鋼片の平均温度を700℃以下に
水冷し、パス間の復熱過程で圧延する工程を一回以上繰
り返し圧延し、圧延終了後に1〜30℃/Sの冷却速度
で650〜400℃まで冷却することを特徴とする耐火
性及び靱性の優れた制御圧延形鋼の製造方法。 - 【請求項2】 重量%で C:0.04〜0.20%、 Si:0.05〜0.50%、 Mn:0.4〜2.0%、 Mo:0.3〜0.7%、 N:0.003〜0.015%、 Al<0.005%を含み、 加えてV≦0.20%、Cr≦0.7%、Nb≦0.0
5%、Ni≦1.0%、Cu≦1.0%、Ca≦0.0
03%、REM≦0.010%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、チタン脱酸し、該チタン
含有量が重量%で0.005〜0.025%で、かつ溶
鋼の溶存酸素〔O%〕に対し−0.006≦〔Ti%〕
−2〔O%〕≦0.008の関係を満たす鋳片に鋳造
し、該鋳片を1100〜1300℃の温度域に再加熱後
に圧延を開始し、圧延工程で鋼片の平均温度を700℃
以下に水冷し、パス間の復熱過程で圧延する工程を一回
以上繰り返し圧延し、圧延終了後に1〜30℃/Sの冷
却速度で650〜400℃まで冷却することを特徴とす
る耐火性及び靱性の優れた制御圧延形鋼の製造方法。
Priority Applications (8)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP4254941A JP2760713B2 (ja) | 1992-09-24 | 1992-09-24 | 耐火性及び靱性の優れた制御圧延形鋼の製造方法 |
US08/124,097 US5421920A (en) | 1992-09-24 | 1993-09-20 | Process for producing rolled shape steel material having high strength, high toughness, and excellent fire resistance |
KR93019208A KR960009174B1 (en) | 1992-09-24 | 1993-09-21 | Process for porducing rolled shape steel material having high strength high toughness and excellent fire resistance |
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