JPH0776725A - 靭性の優れた形鋼の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】 建造物の構造部材に用いる靭性の優れた形鋼
を経済的に製造する。 【構成】 製鋼工程で特定成分に調整した後、特定の溶
存酸素量に対し、特定量のＴｉを添加して脱酸を行い、
製造した連続鋳造鋳片を、形鋼圧延工程で粗圧延・中間
圧延・仕上圧延を経た後、必要に応じて中間圧延工程の
パス間で鋼材表層部の温度をＡ_r3−２０℃以下、Ａ_r3−
１００℃以上に水冷し、その復熱過程で少なくとも１回
以上圧延し、７５０〜１０５０℃の温度範囲で圧延を終
了させ、６５０℃から４００℃までの冷却速度を０．０
１〜０．３０℃／ｓの低速度で徐冷却することにより、
マクロ偏析に過飽和に固溶したＣ，Ｎを焼戻してそれぞ
れ炭化物、窒化物に析出させることにより、特にフィレ
ット部の靭性低下を抑制する。

Description

【発明の詳細な説明】

【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、安全基準の厳格化な
どから、柱、梁用に用いられるＨ形鋼には一層の高強度
化、高靭性化、低降伏点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−冷却終了後に
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で大幅なコ
スト上昇を招き、経済性に問題があった。特にフランジ
を有する形鋼、例えばＨ形鋼を連続鋳造スラブを素材と
してユニバーサル熱間圧延で製造すると、フィレット部
において靭性が著しく悪化する。この理由は、連続鋳造
スラブを素材とするユニバーサル圧延では素材中心偏析
部が圧延中に集積され、マクロ偏析が出現していない部
位よりもＰ，Ｓ等の不純物元素がフェライト結晶粒界に
濃化し、脆くなるためである。その結果、例えば、溶接
構造用圧延鋼材（ＪＩＳ Ｇ３１０６）等の基準に満た
ない部位が生じる。特にフィレット部ではベイナイトや
島状マルテンサイトを生成し、一般鋼よりも一層靭性が
低下する。その結果、例えば、前記ＪＩＳ規格等の基準
に満たない部位が生じるものである。

【０００３】この偏析の集積に対する対策については、
例えば、特開平２−４６９６０号公報、特開平２−１５
８５７号公報等にみられるように、素材製造段階の連続
鋳造時に、中心のマクロ偏析の生成そのものを抑制する
方法があるが、いずれも連続鋳造設備に特殊な圧下装置
の設置が必要なため、製造コストの上昇等、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
性能の材質特性が得られるように、新しい製造法の開発
が必要となった。

【０００４】ＴＭＣＰによる細粒化法により高強度、高
靭性化も周知である造形上の制約から形鋼圧延では大圧
下圧延できないため、十分に細粒とはならなかった。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６２−５０５４８号公
報、特公昭６２−５４８６２号公報の技術が提案されて
いる。しかしながら、この従来法での溶鋼の脱酸は溶存
酸素を下げ、鋼中の一次脱酸酸化物数を減らすかに重点
が置かれていたため、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。

【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、圧延および冷却までの工程を
総合的に対象とした新規な製造方法により、圧延ままで
組織を細粒化し、強度・靭性の優れた圧延形鋼を低コス
トで提供することを目的とする。

【０００６】

【課題を解決するための手段】本発明は、上記の課題を
解決するためになされたものであり、その特徴点は製鋼
過程において適正な脱酸処理を行い、溶鋼の清浄化、溶
存酸素濃度調整、合金元素のうちＴｉの添加順序の変更
等により、Ｔｉ添加量の制御を行い、鋼中の多数の微細
な複合酸化物を分散させることにより粒内フェライトを
生成させ、ミクロ組織を細粒化し、最終仕上げ圧延後の
冷却工程において徐冷却させることにある。さらに必要
に応じて中間圧延工程のパス間で鋼材表層部の温度をＡ
_r3−２０℃以下、Ａ_r3−１００℃以上に水冷し、その復
熱過程で少なくとも１回以上圧延し、ミクロ組織の細粒
化を行う。

【０００７】即ち、本発明は格別な設備を必要とせず経
済的で効率良く靭性の優れた高品質の鋼材の製造方法を
提供するものである。本発明の要旨は、 （１）重量％でＣ：０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：０．
０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．４〜２．０％、Ｎ：０．
００３〜０．０１５％、Ａｌ：≦０．００５％を含み、
残部がＦｅ、及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０．００３〜０．０１
５％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連続鋳造で
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、７５０〜１０５０℃の温度範囲で
圧延を終了させ、圧延終了後に６５０〜４００℃までの
冷却速度を０．０１℃／ｓ〜０．３０℃／ｓの範囲内で
冷却して製造することを特徴とする靭性の優れた形鋼の
製造方法。 （２）重量％でＣ：０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：０．
０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．４〜２．０％、Ｎ：０．
００３〜０．０１５％、Ａｌ：≦０．００５％を含み、
残部がＦｅ、及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０．００３〜０．０１
５％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連続鋳造で
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、中間圧延工程のパス間で鋼材表層
部の温度をＡ_r3−２０℃以下、Ａ_r3−１００℃以上に水
冷し、その復熱過程で少なくとも１回以上圧延し、７５
０〜１０５０℃の温度範囲で圧延を終了させ、圧延終了
後に６５０〜４００℃までの冷却速度を０．０１℃／ｓ
〜０．３０℃／ｓの範囲内で冷却して製造することを特
徴とする靭性の優れた形鋼の製造方法。 （３）重量％でＣ：０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：０．
０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．４〜２．０％、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％、Ｍｏ≦０．３
％、の１種または２種以上を含み、残部がＦｅ、及び不
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％〕≦０．００
８の関係を満たす鋳片に連続鋳造で鋳造し、該鋳片を１
１００〜１３００℃の温度域に再加熱後に圧延を開始
し、７５０〜１０５０℃の温度範囲で圧延を終了させ、
圧延終了後に６５０〜４００℃までの冷却速度を０．０
１℃／ｓ〜０．３０℃／ｓの範囲内で冷却して製造する
ことを特徴とする靭性の優れた形鋼の製造方法。 （４）重量％でＣ：０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：０．
０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．４〜２．０％、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％、Ｍｏ≦０．３
％、の１種または２種以上を含み、残部がＦｅ、及び不
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％〕≦０．００
８の関係を満たす鋳片に連続鋳造で鋳造し、該鋳片を１
１００〜１３００℃の温度域に再加熱後に圧延を開始
し、中間圧延工程のパス間で鋼材表層部の温度をＡ_r3−
２０℃以下、Ａ_r3−１００℃以上に水冷し、その復熱過
程で少なくとも１回以上圧延し、７５０〜１０５０℃の
温度範囲で圧延を終了させ、圧延終了後に６５０〜４０
０℃までの冷却速度を０．０１℃／ｓ〜０．３０℃／ｓ
の範囲内で冷却して製造することを特徴とする靭性の優
れた形鋼の製造方法。

【０００８】

【作用】鋼材の靭性は、合金成分、結晶粒径による依存
性を有する。即ち、組織中に固溶する成分が少ないほ
ど、あるいは、組織中のフェライト粒が細粒であるほ
ど、靭性は向上する。連続鋳造スラブを素材としてユニ
バーサル熱間圧延により、フランジを有する形鋼、例え
ばＨ形鋼を製造する場合、フィレット部において素材の
中心偏析が集積され、偏析成分が著しく濃化する。ま
た、同時にフィレット部は他の部位と比較して圧延温度
が高いため、熱間圧延を行っても、例えばフランジ部や
ウェブ部よりもフェライト粒は粗粒化する。

【０００９】また、強度の高い形鋼を製造する場合に
は、以下の強化機構を利用することが知られている。 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 微細析出物による析出強化 このうち、の合金元素による固溶体強化が最も一般的
であるが、例えば、代表的な固溶体強化元素であるＭｎ
の添加は著しく鋼材の焼入れ性を高め、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Ｈ形鋼に適用した場
合は、特に圧延工程で素材である連続鋳造スラブの中心
偏析部が集積されるように加工されるフィレット部にお
いて上記Ｍｎが偏析成分として濃化し、ベイナイトおよ
び島状マルテンサイト組織分率が著しく高くなる。その
結果として特に靭性が低下し、場合によっては割れが発
生し、ＵＴ欠陥等が出現する。

【００１０】本発明の特徴は組織中に過飽和に固溶した
ＣやＮを圧延終了後６５０〜４００℃の温度域で徐冷す
ることにより、安定炭化物として析出させ、ベイナイト
あるいは島状マルテンサイトの生成を防止し、靭性の低
下を抑制させるところにある。つぎに本発明が対象とす
る基本成分範囲の限定理由について述べる。

【００１１】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
靭性等を著しく低下させるので、下限を０．０４％、上
限を０．２０％とした。Ｓｉは母材の強度確保、溶鋼の
予備脱酸等に必要であるが０．５０％を超えると溶接熱
影響部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。

【００１２】Ｍｎは母材の強度、靭性の確保には０．４
％以上の添加が必要であるが、溶接部の靭性、割れ性等
の許容できる範囲内で上限を２．０％とした。Ｎは不可
避不純物として鋼中に混入する元素であり、過剰に固溶
すると靭性を低下させる元素であるため、できるだけ低
減することが望ましいが、０．００３％未満とすると、
脱Ｎのためのコストがかかり、製造原価が高くなるの
で、下限を０．００３％とした。他方０．０１５％を超
えると母材靭性が劣化し、連続鋳造時に鋼片に表面割れ
が生じるため０．０１５％を上限とした。

【００１３】Ａｌは強力な脱酸元素であるが、０．００
５％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ため、０．
００５％以下とした。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、凝固時のマクロ
偏析により溶接割れや靭性の低下が生じるので、極力低
減すべきであり、また、本発明でＰ，Ｓ量が、目的とす
る量まで低減できるのは、それぞれ０．０２％未満であ
る。

【００１４】以上が本発明の対象となる鋼の基本成分で
あるが、母材強度の上昇及び靭性向上の目的で、Ｖ、Ｃ
ｒ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｃｕ、Ｍｏの１種または２種以上を含
有することができる。まず、ＶはＶＮとして粒内フェラ
イト組織の生成とその細粒化、高温強度の確保のために
極めて重要であるが、０．２０％超では析出物が過剰に
なり、母材靭性溶接熱影響部靭性が劣化するため上限を
０．２０％に制限した。

【００１５】Ｎｉは、母材の強靱性を高める極めて有効
な元素であるが、１．０％超の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。Ｃｒは焼
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、０．７％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上限を０．７％とし
た。

【００１６】Ｎｂは母材の強靱化には有効であるが、
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上限を０．０５％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
による焼戻し脆性、溶接割れ、熱間加工割れなどを考慮
して、上限を１．０％とした。Ｍｏは母材の強化、耐候
性に有効な元素であるが、溶接割れを考慮して、上限を
０．３％とした。

【００１７】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酸化物を分散さ
せるために極めて重要だからである。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、細粒化できないため靭性は向上できない。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、脆性破壊の発生起点となり、靭
性を低下させる。以上の理由により、予備脱酸後の
〔Ｏ〕濃度を０．００３〜０．０１５％に限定した。

【００１８】なお、予備脱酸処理は真空脱ガスとＡｌ、
Ｓｉ、Ｚｒ、Ｃａ、Ｍｇ脱酸の１種あるいは２種以上の
組合せで行った。その理由は真空脱ガス処理は直接溶鋼
中の酸素をガス及びＣＯガスとして除去し、Ａｌ、Ｓ
ｉ、Ｚｒ、Ｃａ、Ｍｇ等の強脱酸により生成する酸化物
系介在物は浮上し除去しやすいため、溶鋼の清浄化に極
めて効果的だからである。

【００１９】Ｔｉは脱酸材として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、また微
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
上させる効果があるが、０．００５％未満では酸化物中
のＴｉ含有量が不足し、粒内フェライト生成核としての
作用が低下し、他方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０．００５〜０．０２５％に制
限した。

【００２０】さらに溶鋼のＴｉ含有量〔Ｔｉ％〕を溶鋼
の溶存酸素〔Ｏ％〕に対し−０．００６≦〔Ｔｉ％〕−
２〔Ｏ％〕≦０．００８％の関係を満たすように制限し
たのは、この関係において重量％でＴｉが〔Ｏ〕濃度に
対し過剰である場合は粒内フェライト生成核としては無
効なＴｉ₂ Ｏを多数生成して組織の細粒化ができず靭性
が低下し、重量％でＴｉが〔Ｏ〕濃度に対し過少である
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
するため組織の細粒化ができず靭性が低下するためであ
る。Ｔｉの添加順序を最後とするのは製鋼の初期段階で
添加した場合には、Ｔｉ酸化物の量と組成の制御を容易
にするためである。

【００２１】上記の製造方法で溶製した溶鋼を連続鋳造
機により鋳片に製造した後、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１１００℃以上の加熱が必要であり、また、加
熱炉の性能、経済性から上限を１３００℃とした。加熱
した鋼材は、粗圧延、中間圧延、仕上圧延の各工程によ
って圧延成形を行う。圧延終了温度を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１０５
０℃を超えての加工は粗粒組織を生成して靭性が低下す
るためである。

【００２２】加熱した鋼材は、粗圧延、中間圧延、仕上
圧延の各工程によって圧延成形を行う。圧延終了温度を
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℃を超えての加工は粗粒組織を生成
して靭性が低下するためである。また、中間圧延工程で
の圧延パス間において鋼材表層部の温度をＡ_r3−２０℃
以下、Ａ_r3−１００℃以上に水冷し、その復熱過程で少
なくとも１回以上圧延し、７５０〜１０５０℃の温度範
囲で圧延を終了させるのは、低温圧延で表層部を極細粒
な組織とし、その後の復熱により、フェライトからオー
ステナイトへ再変態させ、加工歪を除去するためであ
る。この水冷と圧延パス、復熱の組み合わせにより、鋼
材表層部は歪のない極細粒なフェライト＋パーライト組
織となり、靭性が向上する。

【００２３】熱間圧延後に６５０〜４００℃までの温度
域での平均冷却速度を０．０１〜０．３０℃／ｓとした
のはフィレット部内に過飽和に固溶し、靭性を低下させ
るＣ、Ｎを徐冷却により、冷却過程で焼戻しさせること
で炭化物、窒化物として析出させ、靭性を向上させるた
めであり、０．０１℃／ｓ未満では、充分に炭化物、窒
化物が進行し、靭性は充分に改善されるものの、生産効
率に支障をきたすため下限値を０．０１℃／ｓとし、
０．３０℃／ｓ超では炭化物化、窒化物化が不充分で靭
性の改善効果は小さいため上限値を０．３０℃／ｓとし
た。

【００２４】以下本発明について、実施例に基づいて説
明する。

【００２５】

【実施例】試作形鋼は転炉溶製し、成分調整後、連続鋳
造により２４０mm〜３００mm厚鋳片に鋳造した後、図１
に示すレイアウトの加熱炉１で加熱し、粗圧延機２で粗
圧延した後、引き続いて、第１中間圧延機３、第２中間
圧延機４、仕上圧延機５で所定の寸法のＨ形鋼となるま
で成形を行う。圧延後の冷却速度は冷却床６またはオフ
ライン７において鋼材間隔を調整して冷却するかあるい
は保冷用のカバーにて鋼材を覆いつつ冷却することによ
り６５０〜４００℃間の冷却速度を０．０１〜０．３０
℃／ｓに調整する。

【００２６】機械特性は、図２に示すＨ形鋼８のフラン
ジ９の板厚ｔ₂ の中心部（１／２ｔ ₂ ）でフランジ幅全
長（Ｂ）の１／４幅（１／４Ｂ）、１／２幅（１／２
Ｂ）から、及び、ウェブ１０の中心部で、ウェブ高さの
１／２部（１／２Ｈ）から試験片を採取して求めた。な
お、これらの箇所の特性を求めたのは、フランジ１／４
Ｂ部とウェブ１／２Ｈ部はフランジ部とウェブ部の各々
の平均的な機械特性を示し、フランジ１／２Ｂは靭性が
最も低下するフィレット部に相当するので、これら３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。

【００２７】表１は、試作鋼の化学成分値を示し、表２
は圧延と冷却条件に対する機械試験特性を示す。なお、
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。

【００２８】

【表１】

【００２９】

【表２】

【００３０】表２に示すように本発明による鋼１〜６
は、フランジ１／４Ｂ部、ウェブ１／２Ｈ部、フランジ
１／２Ｂで目標の母材強度（前記ＪＩＳＧ３１０６）と
０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー値１２０（Ｊ）
以上を充分に満たすと同時にフランジ１／４Ｂ部、ウェ
ブ１／２Ｈ部の０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー
値と比較しても大きな差は発生していないので問題な
い。一方、比較鋼の鋼７は、圧延終了後６５０〜４００
℃間の平均冷却速度は０．３２℃／ｓであるが、母材強
度は規格を満たすものの、フィレット部に相当するフラ
ンジ１／２Ｂで０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー
値が１００（Ｊ）以下であり、本発明鋼よりもフランジ
１／２Ｂ部のシャルピー衝撃吸収エネルギーが低いのと
同時に、同一の鋼材に関して、フランジ１／４Ｂ部、ウ
ェブ１／２Ｈ部の０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギ
ー値と比較して著しく低い値となっている。鋼８は、フ
ランジ板厚が２４mmで鋼７のフランジ板厚３５mmよりも
１１mm薄いサイズで圧延終了後６５０〜４００℃間の平
均冷却速度は１．５１℃／ｓであるが、フランジ１／２
Ｂで０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー値は鋼７の
場合と同様にフィレット部に相当するフランジ１／２Ｂ
で０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー値が１０２
（Ｊ）であり、本発明鋼よりもフランジ１／２Ｂ部のシ
ャルピー衝撃吸収エネルギーが低いのと同時に、同一の
鋼材に関して、フランジ１／４Ｂ部、ウェブ１／２Ｈ部
の０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー値と比較して
著しく低い値となっている。さらに鋼９では、フランジ
板厚が６０mmと厚く、圧延終了後６５０〜４００℃間の
平均冷却速度は０．３１℃／ｓであるが、フランジ１／
２での靭性の低下はさらに顕著となる。

【００３１】即ち、本発明の要件が全て満たされた時
に、表２に示される鋼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ィレット部においても充
分な強度を有し、ＵＴ特性を有する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
のＨ形鋼のみならず、ｌ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。

【００３２】

【発明の効果】本発明により、靭性の低いフィレット部
においても優れた材質特性を有する形鋼の製造が、効率
的に製造が可能となり、大型建造物の信頼性向上、安全
性確保、経済性の向上等の産業上の効果は極めて顕著な
ものがある。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明法を実施する装置配置列例の説明略図で
ある。

【図２】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。

【符号の説明】

１…加熱炉 ２…粗圧延機 ３…第１中間圧延機 ４…第２中間圧延機 ５…仕上圧延機 ６…冷却床 ７…オフライン ８…Ｈ形鋼 ９…フランジ １０…ウェブ

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 芝田 雅文 大阪府堺市築港八幡町１番地 新日本製鐵 株式会社堺製鐵所内

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で Ｃ：０．０４〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、 Ｍｎ：０．４〜２．０％、 Ｎ：０．００３〜０．０１５％、 Ａｌ≦０．００５％ を含み、残部がＦｅ、及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連
   続鋳造で鋳造し、該鋳片を１１００〜１３００℃の温度
   域に再加熱後に圧延を開始し、７５０〜１０５０℃の温
   度範囲で圧延を終了させ、圧延終了後に６５０〜４００
   ℃までの冷却速度を０．０１℃／ｓ〜０．３０℃／ｓの
   範囲内で冷却して製造することを特徴とする靭性の優れ
   た形鋼の製造方法。
2. 【請求項２】 重量％で Ｃ：０．０４〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、 Ｍｎ：０．４〜２．０％、 Ｎ：０．００３〜０．０１５％、 Ａｌ≦０．００５％ を含み、残部がＦｅ、及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連
   続鋳造で鋳造し、該鋳片を１１００〜１３００℃の温度
   域に再加熱後に圧延を開始し、中間圧延工程のパス間で
   鋼材表層部の温度をＡ_r3−２０℃以下、Ａ_r3−１００℃
   以上に水冷し、その復熱過程で少なくとも１回以上圧延
   し、７５０〜１０５０℃の温度範囲で圧延を終了させ、
   圧延終了後に６５０〜４００℃までの冷却速度を０．０
   １℃／ｓ〜０．３０℃／ｓの範囲内で冷却して製造する
   ことを特徴とする靭性の優れた形鋼の製造方法。
3. 【請求項３】 重量％で Ｃ：０．０４〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、 Ｍｎ：０．４〜２．０％、 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％、Ｍｏ
   ≦０．３％、の１種または２種以上を含み、残部がＦ
   ｅ、及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連続鋳造で鋳造し、該
   鋳片を１１００〜１３００℃の温度域に再加熱後に圧延
   を開始し、７５０〜１０５０℃の温度範囲で圧延を終了
   させ、圧延終了後に６５０〜４００℃までの冷却速度を
   ０．０℃／ｓ〜０．３０℃／ｓの範囲内で冷却して製造
   することを特徴とする靭性の優れた形鋼の製造方法。
4. 【請求項４】 重量％で Ｃ：０．０４〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、 Ｍｎ：０．４〜２．０％、 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％、Ｍｏ
   ≦０．３％、の１種または２種以上を含み、残部がＦ
   ｅ、及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連続鋳造で鋳造し、該
   鋳片を１１００〜１３００℃の温度域に再加熱後に圧延
   を開始し、中間圧延工程のパス間で鋼材表層部の温度を
   Ａ_r3−２０℃以下、Ａ_r3−１００℃以上に水冷し、その
   復熱過程で少なくとも１回以上圧延し、７５０〜１０５
   ０℃の温度範囲で圧延を終了させ、圧延終了後に６５０
   〜４００℃までの冷却速度を０．０１℃／ｓ〜０．３０
   ℃／ｓの範囲内で冷却して製造することを特徴とする靭
   性の優れた形鋼の製造方法。