JPH0776751A - 高靱性高強度鋼用鋳片及びその鋳片による圧延形鋼の製造方法 - Google Patents
高靱性高強度鋼用鋳片及びその鋳片による圧延形鋼の製造方法Info
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- JPH0776751A JPH0776751A JP22615293A JP22615293A JPH0776751A JP H0776751 A JPH0776751 A JP H0776751A JP 22615293 A JP22615293 A JP 22615293A JP 22615293 A JP22615293 A JP 22615293A JP H0776751 A JPH0776751 A JP H0776751A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 建造物の構造部材に用いる降伏点を狭い範囲
に制御し、同時に耐ラメラティア特性を有する信頼性の
高いＨ形鋼、Ｉ形鋼等のフランジを有する高靱性高強度
圧延形鋼をＡｌ系酸化物を分散させた鋳片を用い、加速
冷却型制御圧延により製造する。 【構成】 高Ａｌ，Ｃａ等の添加と凝固冷却速度の制御
により鋳片にＡｌ系酸化物を晶出分散させ、この酸化物
に不純物元素を化合物として優先析出させ、母相の固溶
Ｎ，Ｐの低減と硫化物の形態制御を可能にした鋳片、お
よびこの鋳片を素材として加速冷却制御圧延し、軽圧下
圧延においても降伏点の狭幅化、耐ラメラティア特性を
達成した高靱性高強度圧延形鋼を得る。
に制御し、同時に耐ラメラティア特性を有する信頼性の
高いＨ形鋼、Ｉ形鋼等のフランジを有する高靱性高強度
圧延形鋼をＡｌ系酸化物を分散させた鋳片を用い、加速
冷却型制御圧延により製造する。 【構成】 高Ａｌ，Ｃａ等の添加と凝固冷却速度の制御
により鋳片にＡｌ系酸化物を晶出分散させ、この酸化物
に不純物元素を化合物として優先析出させ、母相の固溶
Ｎ，Ｐの低減と硫化物の形態制御を可能にした鋳片、お
よびこの鋳片を素材として加速冷却制御圧延し、軽圧下
圧延においても降伏点の狭幅化、耐ラメラティア特性を
達成した高靱性高強度圧延形鋼を得る。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、建造物の構造部材とし
て用いられる形鋼の降伏点範囲を保証し、耐震性能に優
れた高靱性高強度鋼用鋳片及びその鋳片を素材とする圧
延形鋼の製造法に係わるものである。
て用いられる形鋼の降伏点範囲を保証し、耐震性能に優
れた高靱性高強度鋼用鋳片及びその鋳片を素材とする圧
延形鋼の製造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、柱および梁に用いられる鋼材、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、高靱性化、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、柱および梁に用いられる鋼材、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、高靱性化、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、フランジお
よびフランジとウエブの結合部（フィレット部）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、部位間に強度、延性、靱性のバラつきが発生
し、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。
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、フランジお
よびフランジとウエブの結合部（フィレット部）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、部位間に強度、延性、靱性のバラつきが発生
し、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。
【０００４】特に極厚Ｈ形鋼の素材に連続鋳造スラブを
用いる場合には、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
造形上の寸法精度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。ＴＭＣＰによる細粒化法があ
るが、造形上の制約から形鋼圧延では鋼板の製造法のよ
うな大圧下はできない。また、厚鋼板分野ではＶＮの析
出効果を利用し高強度・高靱性鋼を製造する、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が、溶鋼を従来法による
Ａｌ脱酸処理をしているため鋼中の固溶不純物元素の例
えばＮ，Ｐ，Ｓを化合物とし完全には固定できない。そ
のため、高強度化すると中心偏析帯に不純物元素と合金
元素が濃縮し、ＵＳＴ欠陥が発現すると同時に著しい靱
性低下を招くこととなる。即ち、従来のＡｌ脱酸におけ
るＡｌ単独とその量では溶鋼中に生成するアルミナは安
定なコランダム結晶構造を有するＡｌ2 Ｏ3 であり窒化
物、燐化物、硫化物の優先析出サイトとしての機能を有
しない。
用いる場合には、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
造形上の寸法精度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。ＴＭＣＰによる細粒化法があ
るが、造形上の制約から形鋼圧延では鋼板の製造法のよ
うな大圧下はできない。また、厚鋼板分野ではＶＮの析
出効果を利用し高強度・高靱性鋼を製造する、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が、溶鋼を従来法による
Ａｌ脱酸処理をしているため鋼中の固溶不純物元素の例
えばＮ，Ｐ，Ｓを化合物とし完全には固定できない。そ
のため、高強度化すると中心偏析帯に不純物元素と合金
元素が濃縮し、ＵＳＴ欠陥が発現すると同時に著しい靱
性低下を招くこととなる。即ち、従来のＡｌ脱酸におけ
るＡｌ単独とその量では溶鋼中に生成するアルミナは安
定なコランダム結晶構造を有するＡｌ2 Ｏ3 であり窒化
物、燐化物、硫化物の優先析出サイトとしての機能を有
しない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】前記の課題を解決する
ためには、製鋼過程の成分調整と添加手順の工夫により
スピネル結晶構造の複合酸化物を必要な数だけ晶出させ
た鋳片を製造する必要がある。その他に、Ｈ形鋼のフィ
レット部はＣＣスラブの中心偏析部と一致し、この部位
に存在するＭｎＳは低温圧延条件下では著しく延伸し、
板厚方向の絞り値を低下させ、溶接時にラメラティアを
生じる場合がある。このように従来の技術では目的の信
頼性の高い高強度高靱性の圧延形鋼をオンラインで製造
し安価に提供することは困難である。
ためには、製鋼過程の成分調整と添加手順の工夫により
スピネル結晶構造の複合酸化物を必要な数だけ晶出させ
た鋳片を製造する必要がある。その他に、Ｈ形鋼のフィ
レット部はＣＣスラブの中心偏析部と一致し、この部位
に存在するＭｎＳは低温圧延条件下では著しく延伸し、
板厚方向の絞り値を低下させ、溶接時にラメラティアを
生じる場合がある。このように従来の技術では目的の信
頼性の高い高強度高靱性の圧延形鋼をオンラインで製造
し安価に提供することは困難である。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明鋳片は、製鋼工程
での多量ＡｌとＣａ，Ｍｇ，ＲＥＭの添加により窒化
物、燐化物、硫化物の優先析出サイトとして作用するよ
うに、陽イオン空孔の格子欠陥を持つスピネル結晶構造
の複合酸化物に変化させることにより、この酸化物上に
不純物固溶元素を化合物とし析出させ固定することを可
能にしたものである。また、本発明鋳片を素材とするこ
とにより、ＴＭＣＰの大圧下圧延に代わり軽圧下の熱間
圧延においても十分に組織の細粒化が可能なように圧延
パス間での水冷により高靱性高強度鋼用を得ることを特
徴とするものである。
での多量ＡｌとＣａ，Ｍｇ，ＲＥＭの添加により窒化
物、燐化物、硫化物の優先析出サイトとして作用するよ
うに、陽イオン空孔の格子欠陥を持つスピネル結晶構造
の複合酸化物に変化させることにより、この酸化物上に
不純物固溶元素を化合物とし析出させ固定することを可
能にしたものである。また、本発明鋳片を素材とするこ
とにより、ＴＭＣＰの大圧下圧延に代わり軽圧下の熱間
圧延においても十分に組織の細粒化が可能なように圧延
パス間での水冷により高靱性高強度鋼用を得ることを特
徴とするものである。
【０００７】その要旨とするところは下記のとうりであ
る。 重量％で、Ｃ：０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：０．
０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．４〜２．０％、Ｐ：０．
０２％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎ：０．００５％
以下、Ａｌ：０．１１〜０．３０％の組成の溶鋼に、
０．００１％≦Ｃａ＋Ｍｇ＋ＲＥＭ≦０．０３０％を含
有するようにＣａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％
以下、ＲＥＭ：０．０１％以下のいずれかの１種または
２種以上を添加し、残部がＦｅおよび不可避不純物から
なる溶鋼に溶製し、溶鋼の凝固温度から９００℃間を
０．６〜２０℃／Ｓの冷却速度で冷却、鋳造し、鋳片中
にＡｌ−Ｃａ系複合酸化物、Ａｌ−Ｍｇ系複合酸化物、
Ａｌ−ＲＥＭ系複合酸化物、Ａｌ−Ｃａ−Ｍｇ系複合酸
化物、Ａｌ−Ｃａ−ＲＥＭ系複合酸化物、Ａｌ−Ｍｇ−
ＲＥＭ系複合酸化物およびＡｌ−Ｃａ−Ｍｇ−ＲＥＭ系
複合酸化物の総数が２０個／mm2 以上晶出分散させた高
靱性高強度鋼用鋳片。 重量％で、Ｃ：０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：０．
０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．４〜２．０％、Ｐ：０．
０２％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎ：０．００５％
以下、Ａｌ：０．１１〜０．３０％の組成の溶鋼に、
０．００１％≦Ｃａ＋Ｍｇ＋ＲＥＭ≦０．０３０％を含
有するようにＣａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％
以下、ＲＥＭ：０．０１％以下のいずれかの１種または
２種以上を添加し、加えてＮｂ：０．０５％以下、Ｖ：
０．１％以下、Ｔｉ：０．０３％以下、Ｂ：０．００３
以下のいずれかの１種または２種以上を含有し、残部が
Ｆｅおよび不可避不純物からなる溶鋼に溶製し、溶鋼の
凝固温度から９００℃間を０．６〜２０℃／Ｓの冷却速
度で冷却、鋳造し、鋳片中にＡｌ−Ｃａ系複合酸化物、
Ａｌ−Ｍｇ系複合酸化物、Ａｌ−ＲＥＭ系複合酸化物、
Ａｌ−Ｃａ−Ｍｇ系複合酸化物、Ａｌ−Ｃａ−ＲＥＭ系
複合酸化物、Ａｌ−Ｍｇ−ＲＥＭ系複合酸化物およびＡ
ｌ−Ｃａ−Ｍｇ−ＲＥＭ系複合酸化物の総数が２０個／
mm2 以上晶出分散させた高靱性高強度鋼用鋳片。 重量％で、Ｃ：０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：０．
０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．４〜２．０％、Ｐ：０．
０２％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎ：０．００５％
以下、Ａｌ：０．１１〜０．３０％の組成の溶鋼に、
０．００１％≦Ｃａ＋Ｍｇ＋ＲＥＭ≦０．０３０％を含
有するようにＣａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％
以下、ＲＥＭ：０．０１％以下のいずれかの１種または
２種以上を添加し、加えてＣｒ：１．０％以下、Ｍｏ：
１．０％以下、Ｎｉ：３．０％以下、Ｃｕ：１．０％以
下のいずれかの１種または２種以上を含有し、残部がＦ
ｅおよび不可避不純物からなる溶鋼に溶製し、溶鋼の凝
固温度から９００℃間を０．６〜２０℃／Ｓの冷却速度
で冷却、鋳造し、鋳片中にＡｌ−Ｃａ系複合酸化物、Ａ
ｌ−Ｍｇ系複合酸化物、Ａｌ−ＲＥＭ系複合酸化物、Ａ
ｌ−Ｃａ−Ｍｇ系複合酸化物、Ａｌ−Ｃａ−ＲＥＭ系複
合酸化物、Ａｌ−Ｍｇ−ＲＥＭ系複合酸化物およびＡｌ
−Ｃａ−Ｍｇ−ＲＥＭ系複合酸化物の総数が２０個／mm
2 以上晶出分散させた高靱性高強度鋼用鋳片。 重量％で、Ｃ：０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：０．
０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．４〜２．０％、Ｐ：０．
０２％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎ：０．００５％
以下、Ａｌ：０．１１〜０．３０％の組成の溶鋼に、
０．００１％≦Ｃａ＋Ｍｇ＋ＲＥＭ≦０．０３０％を含
有するようにＣａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％
以下、ＲＥＭ：０．０１％以下のいずれかの１種または
２種以上を添加し、加えてＮｂ：０．０５％以下、Ｖ：
０．１％以下、Ｔｉ：０．０３％以下、Ｂ：０．００３
以下のいずれかの１種または２種以上を含有し、さらに
Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｎｉ：３．
０％以下、Ｃｕ：１．０％以下のいずれかの１種または
２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物から
なる溶鋼に溶製し、溶鋼の凝固温度から９００℃間を
０．６〜２０℃／Ｓの冷却速度で冷却、鋳造し、鋳片中
にＡｌ−Ｃａ系複合酸化物、Ａｌ−Ｍｇ系複合酸化物、
Ａｌ−ＲＥＭ系複合酸化物、Ａｌ−Ｃａ−Ｍｇ系複合酸
化物、Ａｌ−Ｃａ−ＲＥＭ系複合酸化物、Ａｌ−Ｍｇ−
ＲＥＭ系複合酸化物およびＡｌ−Ｃａ−Ｍｇ−ＲＥＭ系
複合酸化物の総数が２０個／mm2 以上晶出分散させた高
靱性高強度鋼用鋳片。 前記項記載の鋳片を１１００〜１３００℃の温度
域に再加熱後に圧延を開始し、圧延工程で鋼片表層部の
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℃まで冷却し放
冷する高靱性高強度圧延形鋼の製造方法。 前記項記載の鋳片を１１００〜１３００℃の温度
域に再加熱後に圧延を開始し、圧延工程で鋼片表層部の
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℃まで冷却し放
冷する高靱性高強度圧延形鋼の製造方法。 前記項記載の鋳片を１１００〜１３００℃の温度
域に再加熱後に圧延を開始し、圧延工程で鋼片表層部の
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℃まで冷却し放
冷する高靱性高強度圧延形鋼の製造方法。 前記項記載の鋳片を１１００〜１３００℃の温度
域に再加熱後に圧延を開始し、圧延工程で鋼片表層部の
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℃まで冷却し放
冷する高靱性高強度圧延形鋼の製造方法。
る。 重量％で、Ｃ：０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：０．
０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．４〜２．０％、Ｐ：０．
０２％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎ：０．００５％
以下、Ａｌ：０．１１〜０．３０％の組成の溶鋼に、
０．００１％≦Ｃａ＋Ｍｇ＋ＲＥＭ≦０．０３０％を含
有するようにＣａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％
以下、ＲＥＭ：０．０１％以下のいずれかの１種または
２種以上を添加し、残部がＦｅおよび不可避不純物から
なる溶鋼に溶製し、溶鋼の凝固温度から９００℃間を
０．６〜２０℃／Ｓの冷却速度で冷却、鋳造し、鋳片中
にＡｌ−Ｃａ系複合酸化物、Ａｌ−Ｍｇ系複合酸化物、
Ａｌ−ＲＥＭ系複合酸化物、Ａｌ−Ｃａ−Ｍｇ系複合酸
化物、Ａｌ−Ｃａ−ＲＥＭ系複合酸化物、Ａｌ−Ｍｇ−
ＲＥＭ系複合酸化物およびＡｌ−Ｃａ−Ｍｇ−ＲＥＭ系
複合酸化物の総数が２０個／mm2 以上晶出分散させた高
靱性高強度鋼用鋳片。 重量％で、Ｃ：０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：０．
０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．４〜２．０％、Ｐ：０．
０２％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎ：０．００５％
以下、Ａｌ：０．１１〜０．３０％の組成の溶鋼に、
０．００１％≦Ｃａ＋Ｍｇ＋ＲＥＭ≦０．０３０％を含
有するようにＣａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％
以下、ＲＥＭ：０．０１％以下のいずれかの１種または
２種以上を添加し、加えてＮｂ：０．０５％以下、Ｖ：
０．１％以下、Ｔｉ：０．０３％以下、Ｂ：０．００３
以下のいずれかの１種または２種以上を含有し、残部が
Ｆｅおよび不可避不純物からなる溶鋼に溶製し、溶鋼の
凝固温度から９００℃間を０．６〜２０℃／Ｓの冷却速
度で冷却、鋳造し、鋳片中にＡｌ−Ｃａ系複合酸化物、
Ａｌ−Ｍｇ系複合酸化物、Ａｌ−ＲＥＭ系複合酸化物、
Ａｌ−Ｃａ−Ｍｇ系複合酸化物、Ａｌ−Ｃａ−ＲＥＭ系
複合酸化物、Ａｌ−Ｍｇ−ＲＥＭ系複合酸化物およびＡ
ｌ−Ｃａ−Ｍｇ−ＲＥＭ系複合酸化物の総数が２０個／
mm2 以上晶出分散させた高靱性高強度鋼用鋳片。 重量％で、Ｃ：０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：０．
０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．４〜２．０％、Ｐ：０．
０２％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎ：０．００５％
以下、Ａｌ：０．１１〜０．３０％の組成の溶鋼に、
０．００１％≦Ｃａ＋Ｍｇ＋ＲＥＭ≦０．０３０％を含
有するようにＣａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％
以下、ＲＥＭ：０．０１％以下のいずれかの１種または
２種以上を添加し、加えてＣｒ：１．０％以下、Ｍｏ：
１．０％以下、Ｎｉ：３．０％以下、Ｃｕ：１．０％以
下のいずれかの１種または２種以上を含有し、残部がＦ
ｅおよび不可避不純物からなる溶鋼に溶製し、溶鋼の凝
固温度から９００℃間を０．６〜２０℃／Ｓの冷却速度
で冷却、鋳造し、鋳片中にＡｌ−Ｃａ系複合酸化物、Ａ
ｌ−Ｍｇ系複合酸化物、Ａｌ−ＲＥＭ系複合酸化物、Ａ
ｌ−Ｃａ−Ｍｇ系複合酸化物、Ａｌ−Ｃａ−ＲＥＭ系複
合酸化物、Ａｌ−Ｍｇ−ＲＥＭ系複合酸化物およびＡｌ
−Ｃａ−Ｍｇ−ＲＥＭ系複合酸化物の総数が２０個／mm
2 以上晶出分散させた高靱性高強度鋼用鋳片。 重量％で、Ｃ：０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：０．
０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．４〜２．０％、Ｐ：０．
０２％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎ：０．００５％
以下、Ａｌ：０．１１〜０．３０％の組成の溶鋼に、
０．００１％≦Ｃａ＋Ｍｇ＋ＲＥＭ≦０．０３０％を含
有するようにＣａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％
以下、ＲＥＭ：０．０１％以下のいずれかの１種または
２種以上を添加し、加えてＮｂ：０．０５％以下、Ｖ：
０．１％以下、Ｔｉ：０．０３％以下、Ｂ：０．００３
以下のいずれかの１種または２種以上を含有し、さらに
Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｎｉ：３．
０％以下、Ｃｕ：１．０％以下のいずれかの１種または
２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物から
なる溶鋼に溶製し、溶鋼の凝固温度から９００℃間を
０．６〜２０℃／Ｓの冷却速度で冷却、鋳造し、鋳片中
にＡｌ−Ｃａ系複合酸化物、Ａｌ−Ｍｇ系複合酸化物、
Ａｌ−ＲＥＭ系複合酸化物、Ａｌ−Ｃａ−Ｍｇ系複合酸
化物、Ａｌ−Ｃａ−ＲＥＭ系複合酸化物、Ａｌ−Ｍｇ−
ＲＥＭ系複合酸化物およびＡｌ−Ｃａ−Ｍｇ−ＲＥＭ系
複合酸化物の総数が２０個／mm2 以上晶出分散させた高
靱性高強度鋼用鋳片。 前記項記載の鋳片を１１００〜１３００℃の温度
域に再加熱後に圧延を開始し、圧延工程で鋼片表層部の
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℃まで冷却し放
冷する高靱性高強度圧延形鋼の製造方法。 前記項記載の鋳片を１１００〜１３００℃の温度
域に再加熱後に圧延を開始し、圧延工程で鋼片表層部の
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℃まで冷却し放
冷する高靱性高強度圧延形鋼の製造方法。 前記項記載の鋳片を１１００〜１３００℃の温度
域に再加熱後に圧延を開始し、圧延工程で鋼片表層部の
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℃まで冷却し放
冷する高靱性高強度圧延形鋼の製造方法。 前記項記載の鋳片を１１００〜１３００℃の温度
域に再加熱後に圧延を開始し、圧延工程で鋼片表層部の
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℃まで冷却し放
冷する高靱性高強度圧延形鋼の製造方法。
【０００８】
【作用】以下、本発明について詳細に説明する。先ず、
本発明鋼の成分範囲の限定理由について述べる。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％を超える過剰の含有は、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。
本発明鋼の成分範囲の限定理由について述べる。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％を超える過剰の含有は、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。
【０００９】Ｓｉは母材の強度確保、脱酸などに必要で
あるが、０．５０％を超えると溶接熱影響部に硬化組織
の高炭素マルテンサイトを生成し、靱性を低下させる。
また、０．０１％未満では脱酸不足となるためにＳｉ含
有量を０．０１〜０．３０％に制限した。Ｍｎは母材の
強度、靱性を確保するために０．４％以上の含有を必要
とするが、溶接部の靱性、割れ性などの特性を満たす必
要から上限を２．０％とした。
あるが、０．５０％を超えると溶接熱影響部に硬化組織
の高炭素マルテンサイトを生成し、靱性を低下させる。
また、０．０１％未満では脱酸不足となるためにＳｉ含
有量を０．０１〜０．３０％に制限した。Ｍｎは母材の
強度、靱性を確保するために０．４％以上の含有を必要
とするが、溶接部の靱性、割れ性などの特性を満たす必
要から上限を２．０％とした。
【００１０】Ｐは固溶体強化し降伏点を上昇させ靱性を
低下させ、また連続鋳造鋳片の中心偏析を生じＵＳＴ欠
陥を発生するので、できるだけ低減する必要があるが
０．０２％以下にすればその影響は少ないので上限を
０．０２％とした。ＳはＭｎＳを生成し、このＭｎＳは
熱間圧延により延伸し、ＵＳＴ欠陥、ラメラティアを生
じる。ＭｎＳの生成はＳ量が０．０１５％以下ではＣ
ａ，Ｍｇ，ＲＥＭを添加し延伸しない硫化化合物組成に
改質することができるが、Ｓが０．０１５％を超える
と、この硫化物の増加によりＵＳＴ欠陥、ラメラティア
を発生させ改善できないので０．０１５％以下とした。
低下させ、また連続鋳造鋳片の中心偏析を生じＵＳＴ欠
陥を発生するので、できるだけ低減する必要があるが
０．０２％以下にすればその影響は少ないので上限を
０．０２％とした。ＳはＭｎＳを生成し、このＭｎＳは
熱間圧延により延伸し、ＵＳＴ欠陥、ラメラティアを生
じる。ＭｎＳの生成はＳ量が０．０１５％以下ではＣ
ａ，Ｍｇ，ＲＥＭを添加し延伸しない硫化化合物組成に
改質することができるが、Ｓが０．０１５％を超える
と、この硫化物の増加によりＵＳＴ欠陥、ラメラティア
を発生させ改善できないので０．０１５％以下とした。
【００１１】Ｎは製鋼過程で、できるだけ固溶Ｎを低減
させることが基本であるが製鋼における経済性と、Ａｌ
Ｎ，ＴｉＮとして固定可能な限界量とから、その上限を
０．００５％とした。次に、ＡｌはＡｌ系複合酸化物を
生成させるために添加するものである。析出物の優先析
出サイトして効果を発揮させるのには、全Ａｌで０．１
１％未満ではＣａ，Ｍｇ，ＲＥＭの安定な添加ができ
ず、また析出物の優先析出サイトとして効果を発揮する
組成の複合酸化物が生成できないため０．１１％以上と
した。０．３０％を超えると、これらの効果が飽和する
ことと、粗大なＡｌ2 Ｏ3 を多数生成し、靱性の低下を
生じるために上限を０．３０％とした。
させることが基本であるが製鋼における経済性と、Ａｌ
Ｎ，ＴｉＮとして固定可能な限界量とから、その上限を
０．００５％とした。次に、ＡｌはＡｌ系複合酸化物を
生成させるために添加するものである。析出物の優先析
出サイトして効果を発揮させるのには、全Ａｌで０．１
１％未満ではＣａ，Ｍｇ，ＲＥＭの安定な添加ができ
ず、また析出物の優先析出サイトとして効果を発揮する
組成の複合酸化物が生成できないため０．１１％以上と
した。０．３０％を超えると、これらの効果が飽和する
ことと、粗大なＡｌ2 Ｏ3 を多数生成し、靱性の低下を
生じるために上限を０．３０％とした。
【００１２】つぎにＡｌ酸化物とＣａ，Ｍｇ，ＲＥＭと
の活性な複合酸化物を生成させるためにはＣａ，Ｍｇ，
ＲＥＭの１種または２種以上を添加する必要がある。こ
れらの元素の効果は各元素の重量％で０．０１％を超え
る添加ではＡｌ酸化物より脱酸力の強い安定なＣａ，Ｍ
ｇ，ＲＥＭの酸化物を生成し、Ａｌ酸化物とこれらの元
素との活性な複合酸化物の生成し得なくなるために、こ
れらの元素の各添加量を０．０１％以下に制限した。ま
たＣａ＋Ｍｇ＋ＲＥＭの総量を０．００１〜０．０３０
％に限定したのは、総量で０．０３０％以上添加する
と、大きさ３μｍ以上の粗大な酸化物を生成し靱性と延
性を著しく劣化させるためであり、０．００１未満では
活性な複合酸化物が生成できないためである。
の活性な複合酸化物を生成させるためにはＣａ，Ｍｇ，
ＲＥＭの１種または２種以上を添加する必要がある。こ
れらの元素の効果は各元素の重量％で０．０１％を超え
る添加ではＡｌ酸化物より脱酸力の強い安定なＣａ，Ｍ
ｇ，ＲＥＭの酸化物を生成し、Ａｌ酸化物とこれらの元
素との活性な複合酸化物の生成し得なくなるために、こ
れらの元素の各添加量を０．０１％以下に制限した。ま
たＣａ＋Ｍｇ＋ＲＥＭの総量を０．００１〜０．０３０
％に限定したのは、総量で０．０３０％以上添加する
と、大きさ３μｍ以上の粗大な酸化物を生成し靱性と延
性を著しく劣化させるためであり、０．００１未満では
活性な複合酸化物が生成できないためである。
【００１３】加えて、上記の組成に、制御圧延による圧
延組織制御をおこない母材の強度、靱性を得る目的か
ら、マイクロアロイ元素のＮｂ，Ｖ，Ｔｉ，Ｂの１種ま
たは２種以上を添加することができる。Ｎｂ，Ｖ，Ｔ
ｉ，Ｂは微量添加により圧延組織を微細化できることか
ら低合金化でき溶接特性を向上できる。しかしながら、
これらの元素の過剰な添加は溶接部の硬化や、母材の高
降伏点化をもたらすので、各々の含有量の上限をＮｂ：
０．０５％、Ｖ：０．１％、Ｔｉ：０．０３％、Ｂ：
０．００３％とした。
延組織制御をおこない母材の強度、靱性を得る目的か
ら、マイクロアロイ元素のＮｂ，Ｖ，Ｔｉ，Ｂの１種ま
たは２種以上を添加することができる。Ｎｂ，Ｖ，Ｔ
ｉ，Ｂは微量添加により圧延組織を微細化できることか
ら低合金化でき溶接特性を向上できる。しかしながら、
これらの元素の過剰な添加は溶接部の硬化や、母材の高
降伏点化をもたらすので、各々の含有量の上限をＮｂ：
０．０５％、Ｖ：０．１％、Ｔｉ：０．０３％、Ｂ：
０．００３％とした。
【００１４】さらに、本発明鋼の組成に、母材強度、靱
性を得る目的で、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｉ，Ｃｕの１種または
２種以上を添加することができる。Ｃｒ，Ｍｏは主に母
材の高強度化のために添加するものであるが、各々が
１．０％を超えると溶接熱影響部を硬化し溶接割れ性を
高めるために上限を１．０％とした。
性を得る目的で、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｉ，Ｃｕの１種または
２種以上を添加することができる。Ｃｒ，Ｍｏは主に母
材の高強度化のために添加するものであるが、各々が
１．０％を超えると溶接熱影響部を硬化し溶接割れ性を
高めるために上限を１．０％とした。
【００１５】Ｎｉ，Ｃｕは強度を高めると同時に靱性を
高め有効であるが、Ｎｉが３％を超えるとベイナイトを
生成し明瞭な降伏点が得られなくなるために上限を３％
とした。Ｃｕは１％を超えると熱間圧延時に表面傷を生
じ易くなるために上限を１％とした。次に、これらの組
成の溶鋼の凝固温度から９００℃間を０．６〜２０℃／
Ｓの冷却速度で冷却、鋳造するとしたのは鋳片中にＡｌ
系複合酸化物を２０個／mm2以上晶出させるために行う
ものであり、冷却速度０．６℃／Ｓ未満の緩冷却ではＡ
ｌ系複合酸化物は凝集粗大化し、２０個／mm2 未満とな
り靱性、延性を低下させるため冷却速度を０．６℃／Ｓ
以上とした。また上限を２０℃／Ｓとしたのは鋳片のこ
れ以上の急冷は現状の鋳造による鋳片では限界である。
高め有効であるが、Ｎｉが３％を超えるとベイナイトを
生成し明瞭な降伏点が得られなくなるために上限を３％
とした。Ｃｕは１％を超えると熱間圧延時に表面傷を生
じ易くなるために上限を１％とした。次に、これらの組
成の溶鋼の凝固温度から９００℃間を０．６〜２０℃／
Ｓの冷却速度で冷却、鋳造するとしたのは鋳片中にＡｌ
系複合酸化物を２０個／mm2以上晶出させるために行う
ものであり、冷却速度０．６℃／Ｓ未満の緩冷却ではＡ
ｌ系複合酸化物は凝集粗大化し、２０個／mm2 未満とな
り靱性、延性を低下させるため冷却速度を０．６℃／Ｓ
以上とした。また上限を２０℃／Ｓとしたのは鋳片のこ
れ以上の急冷は現状の鋳造による鋳片では限界である。
【００１６】また、鋳片にＡｌ系複合酸化物が２０個／
mm2 以上含む必要の理由について述べる。製品の材質特
性は製鋼、鋳造工程に支配される先天的因子の鋳片の凝
固組織、成分偏析、本発明の微細複合酸化物、析出物等
と、圧延、ＴＭＣＰ、熱処理工程等により支配される後
天的因子のミクロ組織により決定される。当然、この先
天的因子である鋳片の性質は後の工程に継承される。本
発明の特徴はこの鋳片の先天的因子を制御することにあ
り、鋳片中に異相析出の優先析出サイトとして機能する
組成のＡｌ系複合酸化物を生成させ含ませることであ
る。この分散個数が２０個／mm2 未満では酸化物上に析
出する窒化物、燐化物、硫化物の析出サイト数として不
十分で、母相の固溶Ｎ，Ｐ，Ｓの固定ができないためで
ある。
mm2 以上含む必要の理由について述べる。製品の材質特
性は製鋼、鋳造工程に支配される先天的因子の鋳片の凝
固組織、成分偏析、本発明の微細複合酸化物、析出物等
と、圧延、ＴＭＣＰ、熱処理工程等により支配される後
天的因子のミクロ組織により決定される。当然、この先
天的因子である鋳片の性質は後の工程に継承される。本
発明の特徴はこの鋳片の先天的因子を制御することにあ
り、鋳片中に異相析出の優先析出サイトとして機能する
組成のＡｌ系複合酸化物を生成させ含ませることであ
る。この分散個数が２０個／mm2 未満では酸化物上に析
出する窒化物、燐化物、硫化物の析出サイト数として不
十分で、母相の固溶Ｎ，Ｐ，Ｓの固定ができないためで
ある。
【００１７】なお、酸化物個数はＸ線マイクロアナライ
ザー（ＥＰＭＡ）で測定し決定したものである。さて、
上記の本発明による複合酸化物を含む鋳片を形鋼の素材
として用いると、極めて高品質の高靱性・高強度の形鋼
が得られる。以下、その形鋼の製造手段を説明する。
ザー（ＥＰＭＡ）で測定し決定したものである。さて、
上記の本発明による複合酸化物を含む鋳片を形鋼の素材
として用いると、極めて高品質の高靱性・高強度の形鋼
が得られる。以下、その形鋼の製造手段を説明する。
【００１８】上記の処理を経た鋳片は１１００〜１３０
０℃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、
その上限は加熱炉の性能、経済性から１３００℃とし
た。加熱した鋳片は粗圧延、中間圧延、仕上げ圧延の各
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、鋳片
表層部の温度を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。ここで鋼片表層部の温度を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。
０℃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、
その上限は加熱炉の性能、経済性から１３００℃とし
た。加熱した鋳片は粗圧延、中間圧延、仕上げ圧延の各
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、鋳片
表層部の温度を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。ここで鋼片表層部の温度を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。
【００１９】また、圧延終了後、引続き、１〜３０℃／
ｓの冷却速度で６５０〜４００℃まで冷却し終了するの
は、加速冷却により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を炭化物として析出
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。以下に本発明について実
施例に基づいて説明する。
ｓの冷却速度で６５０〜４００℃まで冷却し終了するの
は、加速冷却により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を炭化物として析出
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。以下に本発明について実
施例に基づいて説明する。
【００２０】
【実施例】試作形鋼は転炉溶製し、合金を添加後、Ｃ
ａ，Ｍｇのそれぞれの合金とＲＥＭを添加し、連続鋳造
により２００〜３００mm厚鋳片に鋳造した後、粗圧延工
程の図示は省略しているが、図１に示すユニバーサル圧
延装置列でＨ形鋼に圧延した。なお、鋳造後の冷却速度
はスラブの冷却帯の水量と鋳片の引き抜き速度の選択に
より制御した。
ａ，Ｍｇのそれぞれの合金とＲＥＭを添加し、連続鋳造
により２００〜３００mm厚鋳片に鋳造した後、粗圧延工
程の図示は省略しているが、図１に示すユニバーサル圧
延装置列でＨ形鋼に圧延した。なお、鋳造後の冷却速度
はスラブの冷却帯の水量と鋳片の引き抜き速度の選択に
より制御した。
【００２１】フランジ外面水冷は中間圧延機４の前後に
水冷装置５ａを設け、圧延パス間でのスプレー冷却とリ
バース圧延の繰り返と仕上げユニバーサル圧延機６で圧
延を終了した後、仕上げユニバーサル圧延機の後面に設
けた冷却装置５ｂでスプレー冷却した。機械特性は図２
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、ウェブ３の板厚中心部でウェブ高さの
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部とウェブ１／
２Ｗ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１／２Ｆ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。なお、フランジ１／２Ｆ部
の板厚方向の引張り試験における絞り値が最も低下し、
耐ラメラティア特性の指標となるのでこの部位の絞り値
を示した。
水冷装置５ａを設け、圧延パス間でのスプレー冷却とリ
バース圧延の繰り返と仕上げユニバーサル圧延機６で圧
延を終了した後、仕上げユニバーサル圧延機の後面に設
けた冷却装置５ｂでスプレー冷却した。機械特性は図２
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、ウェブ３の板厚中心部でウェブ高さの
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部とウェブ１／
２Ｗ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１／２Ｆ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。なお、フランジ１／２Ｆ部
の板厚方向の引張り試験における絞り値が最も低下し、
耐ラメラティア特性の指標となるのでこの部位の絞り値
を示した。
【００２２】表１，２、表３，４には、試作鋼の化学成
分値、凝固時の冷却速度と鋳片中のＡｌ系酸化物個数を
示す。
分値、凝固時の冷却速度と鋳片中のＡｌ系酸化物個数を
示す。
【００２３】
【表１】
【００２４】
【表２】
【００２５】
【表３】
【００２６】
【表４】
【００２７】表５，６、表７，８には、圧延条件とフラ
ンジ水冷の有無などの製造条件に対する、Ｈ形鋼の各部
の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。
ンジ水冷の有無などの製造条件に対する、Ｈ形鋼の各部
の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。
【００２８】
【表５】
【００２９】
【表６】
【００３０】
【表７】
【００３１】
【表８】
【００３２】表５，６、表７，８に示すように、本発明
による鋼１〜７、鋼Ａｌ〜Ａ５は、目標の降伏点範囲が
ＪＩＳ規格の下限値＋８０Ｎ／mm2 内のＳＭ４９０では
ＹＰ＝３２５〜４０５Ｎ／mm2 、ＳＭ５２０ではＹＰ＝
３３５〜４１５Ｎ／mm2 、ＳＭ５７０ではＹＰ＝４３０
〜５１０Ｎ／mm2 に制御され、しかも、降伏比（ＹＰ／
ＴＳ）も０．８以下の低ＹＲ値を満たし、抗張力（前記
ＪＩＳＧ３１０６）と−１０℃でのシャルピー衝撃値４
７（Ｊ）以上を十分に満たしている。一方、比較鋼の鋼
８と鋼Ｂ２はＡｌとＣａが添加されており組成は本発明
を満たすので１／２Ｆ部の絞り値の目標値２５％以上を
超えるが、凝固後の冷却速度が０．３℃／ｓで、冷却速
度範囲以下となり、Ａｌ系複合酸化物個数が不足し、母
相の固溶Ｎ，Ｐ等の低減と粒内フェライト生成が不十分
で細粒化できないため、１／２Ｆ部の靱性が目標値のｖ
Ｅ−１０≧４７Ｊをクリアーできない。比較鋼の鋼９〜
鋼１１と鋼Ｂ１は通常のＡｌ脱酸でＣａ，Ｍｇ，ＲＥＭ
が添加されておらず、Ａｌ系の複合酸化物個数が不足
し、１／２Ｆ部の絞り値と衝撃値が目標を達成できな
い。鋼１２、鋼Ｂ３、鋼Ｂ４は低Ｓであるので、１／２
Ｆ部の絞り値は目標を満たすが、１／２Ｆ部の衝撃値が
目標を達成できない。鋼１１はＡｌ添加量は満たしてい
るが、Ｃａ，Ｍｇ，ＲＥＭが添加されておらず、安定な
アルミナのみとなり、活性なＡｌ系複合酸化物が生成で
きないために１／２Ｆ部の絞り値と衝撃値が目標を達成
できない。加えて、鋼１１と鋼Ｂ２は圧延中水冷工程が
付加されていず、圧延後の加速冷却の冷却速度も小さく
降伏点がＳＭ４９０のＹＰ＝３２５〜４０５Ｎ／mm2 の
下限以下となる。
による鋼１〜７、鋼Ａｌ〜Ａ５は、目標の降伏点範囲が
ＪＩＳ規格の下限値＋８０Ｎ／mm2 内のＳＭ４９０では
ＹＰ＝３２５〜４０５Ｎ／mm2 、ＳＭ５２０ではＹＰ＝
３３５〜４１５Ｎ／mm2 、ＳＭ５７０ではＹＰ＝４３０
〜５１０Ｎ／mm2 に制御され、しかも、降伏比（ＹＰ／
ＴＳ）も０．８以下の低ＹＲ値を満たし、抗張力（前記
ＪＩＳＧ３１０６）と−１０℃でのシャルピー衝撃値４
７（Ｊ）以上を十分に満たしている。一方、比較鋼の鋼
８と鋼Ｂ２はＡｌとＣａが添加されており組成は本発明
を満たすので１／２Ｆ部の絞り値の目標値２５％以上を
超えるが、凝固後の冷却速度が０．３℃／ｓで、冷却速
度範囲以下となり、Ａｌ系複合酸化物個数が不足し、母
相の固溶Ｎ，Ｐ等の低減と粒内フェライト生成が不十分
で細粒化できないため、１／２Ｆ部の靱性が目標値のｖ
Ｅ−１０≧４７Ｊをクリアーできない。比較鋼の鋼９〜
鋼１１と鋼Ｂ１は通常のＡｌ脱酸でＣａ，Ｍｇ，ＲＥＭ
が添加されておらず、Ａｌ系の複合酸化物個数が不足
し、１／２Ｆ部の絞り値と衝撃値が目標を達成できな
い。鋼１２、鋼Ｂ３、鋼Ｂ４は低Ｓであるので、１／２
Ｆ部の絞り値は目標を満たすが、１／２Ｆ部の衝撃値が
目標を達成できない。鋼１１はＡｌ添加量は満たしてい
るが、Ｃａ，Ｍｇ，ＲＥＭが添加されておらず、安定な
アルミナのみとなり、活性なＡｌ系複合酸化物が生成で
きないために１／２Ｆ部の絞り値と衝撃値が目標を達成
できない。加えて、鋼１１と鋼Ｂ２は圧延中水冷工程が
付加されていず、圧延後の加速冷却の冷却速度も小さく
降伏点がＳＭ４９０のＹＰ＝３２５〜４０５Ｎ／mm2 の
下限以下となる。
【００３３】即ち、本発明の要件が総て満たされた時
に、表５，６、表７，８に示される鋼１〜７、鋼Ａ１〜
Ａ５のように、圧延形鋼の狭幅降伏点、低降伏比と耐ラ
メラティア特性と高靱性を有する信頼性の高い高強度高
靱性形鋼が圧延ままで製造可能となる。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５，６、表７，８に示される鋼１〜７、鋼Ａ１〜
Ａ５のように、圧延形鋼の狭幅降伏点、低降伏比と耐ラ
メラティア特性と高靱性を有する信頼性の高い高強度高
靱性形鋼が圧延ままで製造可能となる。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。
【００３４】
【発明の効果】本発明による鋳片と制御圧延法を適用し
た圧延形鋼は、建築用形鋼に要求される狭幅降伏点、低
降伏比と耐ラメラティア特性を達成でき、信頼性の高い
高強度高靱性形鋼がインラインで安価に製造と可能とな
り、大型鋼構造物用の鋼材の信頼性向上への寄与は極め
て大きい。
た圧延形鋼は、建築用形鋼に要求される狭幅降伏点、低
降伏比と耐ラメラティア特性を達成でき、信頼性の高い
高強度高靱性形鋼がインラインで安価に製造と可能とな
り、大型鋼構造物用の鋼材の信頼性向上への寄与は極め
て大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明法を実施する装置配置例の略図である。
【図２】Ｈ形鋼の断面形状および機械試験片の採取位置
を示す図である。
を示す図である。
１…Ｈ形鋼 ２…フランジ ３…ウェブ ４…中間圧延機 ５ａ…中間圧延機前後面の水冷装置 ５ｂ…仕上げ圧延機後面冷却装置 ６…仕上げ圧延機
Claims (8)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ：０．０４〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、 Ｍｎ：０．４〜２．０％、 Ｐ：０．０２％以下、 Ｓ：０．０１５％以下、 Ｎ：０．００５％以下 Ａｌ：０．１１〜０．３０％の組成の溶鋼に、０．００
１％≦Ｃａ＋Ｍｇ＋ＲＥＭ≦０．０３０％を含有するよ
うにＣａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、Ｒ
ＥＭ：０．０１％以下のいずれかの１種または２種以上
を添加し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる溶鋼
に溶製し、溶鋼の凝固温度から９００℃間を０．６〜２
０℃／Ｓの冷却速度で冷却、鋳造し、鋳片中にＡｌ−Ｃ
ａ系複合酸化物、Ａｌ−Ｍｇ系複合酸化物、Ａｌ−ＲＥ
Ｍ系複合酸化物、Ａｌ−Ｃａ−Ｍｇ系複合酸化物、Ａｌ
−Ｃａ−ＲＥＭ系複合酸化物、Ａｌ−Ｍｇ−ＲＥＭ系複
合酸化物およびＡｌ−Ｃａ−Ｍｇ−ＲＥＭ系複合酸化物
の総数が２０個／mm2 以上晶出分散させたことを特徴と
する高靱性高強度鋼用鋳片。 - 【請求項２】 重量％で Ｃ：０．０４〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、 Ｍｎ：０．４〜２．０％、 Ｐ：０．０２％以下、 Ｓ：０．０１５％以下、 Ｎ：０．００５％以下 Ａｌ：０．１１〜０．３０％の組成の溶鋼に、０．００
１％≦Ｃａ＋Ｍｇ＋ＲＥＭ≦０．０３０％を含有するよ
うにＣａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、Ｒ
ＥＭ：０．０１％以下のいずれかの１種または２種以上
を添加し、加えてＮｂ：０．０５％以下、Ｖ：０．１％
以下、Ｔｉ：０．０３％以下、Ｂ：０．００３以下のい
ずれかの１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよ
び不可避不純物からなる溶鋼に溶製し、溶鋼の凝固温度
から９００℃間を０．６〜２０℃／Ｓの冷却速度で冷
却、鋳造し、鋳片中にＡｌ−Ｃａ系複合酸化物、Ａｌ−
Ｍｇ系複合酸化物、Ａｌ−ＲＥＭ系複合酸化物、Ａｌ−
Ｃａ−Ｍｇ系複合酸化物、Ａｌ−Ｃａ−ＲＥＭ系複合酸
化物、Ａｌ−Ｍｇ−ＲＥＭ系複合酸化物およびＡｌ−Ｃ
ａ−Ｍｇ−ＲＥＭ系複合酸化物の総数が２０個／mm2 以
上晶出分散させたことを特徴とする高靱性高強度鋼用鋳
片。 - 【請求項３】 重量％で Ｃ：０．０４〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、 Ｍｎ：０．４〜２．０％、 Ｐ：０．０２％以下、 Ｓ：０．０１５％以下、 Ｎ：０．００５％以下 Ａｌ：０．１１〜０．３０％の組成の溶鋼に、０．００
１％≦Ｃａ＋Ｍｇ＋ＲＥＭ≦０．０３０％を含有するよ
うにＣａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、Ｒ
ＥＭ：０．０１％以下のいずれかの１種または２種以上
を添加し、加えてＣｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％
以下、Ｎｉ：３．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下のいず
れかの１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび
不可避不純物からなる溶鋼に溶製し、溶鋼の凝固温度か
ら９００℃間を０．６〜２０℃／Ｓの冷却速度で冷却、
鋳造し、鋳片中にＡｌ−Ｃａ系複合酸化物、Ａｌ−Ｍｇ
系複合酸化物、Ａｌ−ＲＥＭ系複合酸化物、Ａｌ−Ｃａ
−Ｍｇ系複合酸化物、Ａｌ−Ｃａ−ＲＥＭ系複合酸化
物、Ａｌ−Ｍｇ−ＲＥＭ系複合酸化物およびＡｌ−Ｃａ
−Ｍｇ−ＲＥＭ系複合酸化物の総数が２０個／mm2 以上
晶出分散させたことを特徴とする高靱性高強度鋼用鋳
片。 - 【請求項４】 重量％で Ｃ：０．０４〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、 Ｍｎ：０．４〜２．０％、 Ｐ：０．０２％以下、 Ｓ：０．０１５％以下、 Ｎ：０．００５％以下 Ａｌ：０．１１〜０．３０％の組成の溶鋼に、０．００
１％≦Ｃａ＋Ｍｇ＋ＲＥＭ≦０．０３０％を含有するよ
うにＣａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、Ｒ
ＥＭ：０．０１％以下のいずれかの１種または２種以上
を添加し、加えてＮｂ：０．０５％以下、Ｖ：０．１％
以下、Ｔｉ：０．０３％以下、Ｂ：０．００３以下のい
ずれかの１種または２種以上を含有し、さらにＣｒ：
１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｎｉ：３．０％以
下、Ｃｕ：１．０％以下のいずれかの１種または２種以
上を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる溶
鋼に溶製し、溶鋼の凝固温度から９００℃間を０．６〜
２０℃／Ｓの冷却速度で冷却、鋳造し、鋳片中にＡｌ−
Ｃａ系複合酸化物、Ａｌ−Ｍｇ系複合酸化物、Ａｌ−Ｒ
ＥＭ系複合酸化物、Ａｌ−Ｃａ−Ｍｇ系複合酸化物、Ａ
ｌ−Ｃａ−ＲＥＭ系複合酸化物、Ａｌ−Ｍｇ−ＲＥＭ系
複合酸化物およびＡｌ−Ｃａ−Ｍｇ−ＲＥＭ系複合酸化
物の総数が２０個／mm2 以上晶出分散させたことを特徴
とする高靱性高強度鋼用鋳片。 - 【請求項５】 請求項１記載の鋳片を１１００〜１３０
０℃の温度域に再加熱後に圧延を開始し、圧延工程で鋼
片表層部の温度を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
で冷却し放冷することを特徴とする高靱性高強度圧延形
鋼の製造方法。 - 【請求項６】 請求項２記載の鋳片を１１００〜１３０
０℃の温度域に再加熱後に圧延を開始し、圧延工程で鋼
片表層部の温度を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
で冷却し放冷することを特徴とする高靱性高強度圧延形
鋼の製造方法。 - 【請求項７】 請求項３記載の鋳片を１１００〜１３０
０℃の温度域に再加熱後に圧延を開始し、圧延工程で鋼
片表層部の温度を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
で冷却し放冷することを特徴とする高靱性高強度圧延形
鋼の製造方法。 - 【請求項８】 請求項４記載の鋳片を１１００〜１３０
０℃の温度域に再加熱後に圧延を開始し、圧延工程で鋼
片表層部の温度を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
で冷却し放冷することを特徴とする高靱性高強度圧延形
鋼の製造方法。
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|---|---|---|---|
| JP22615293A JP2953919B2 (ja) | 1993-09-10 | 1993-09-10 | 高靱性高強度鋼用鋳片及びその鋳片による圧延形鋼の製造方法 |
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|---|---|---|---|
| JP22615293A JP2953919B2 (ja) | 1993-09-10 | 1993-09-10 | 高靱性高強度鋼用鋳片及びその鋳片による圧延形鋼の製造方法 |
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| JP2953919B2 JP2953919B2 (ja) | 1999-09-27 |
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|---|---|---|---|
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2002040731A1 (en) * | 2000-11-17 | 2002-05-23 | Posco | STEEL PLATE TO BE PRECIPITATING TiN+CuS FOR WELDED STRUCTURES, METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME, WELDING FABRIC USING THE SAME |
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| WO2002048417A1 (en) * | 2000-12-14 | 2002-06-20 | Posco | STEEL PLATE TO BE PRECIPITATING TiN + ZrN FOR WELDED STRUCTURES, METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME AND WELDING FABRIC USING THE SAME |
| JP2003293083A (ja) * | 2002-04-01 | 2003-10-15 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 熱延鋼板並びに熱延鋼板及び冷延鋼板の製造方法 |
| KR100635074B1 (ko) * | 1999-12-28 | 2006-10-16 | 주식회사 포스코 | 조대 석출물에 의한 고강도 고인성 열연강판 제조방법 |
-
1993
- 1993-09-10 JP JP22615293A patent/JP2953919B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100635074B1 (ko) * | 1999-12-28 | 2006-10-16 | 주식회사 포스코 | 조대 석출물에 의한 고강도 고인성 열연강판 제조방법 |
| WO2002040731A1 (en) * | 2000-11-17 | 2002-05-23 | Posco | STEEL PLATE TO BE PRECIPITATING TiN+CuS FOR WELDED STRUCTURES, METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME, WELDING FABRIC USING THE SAME |
| US6686061B2 (en) | 2000-11-17 | 2004-02-03 | Posco | Steel plate having TiN+CuS precipitates for welded structures, method for manufacturing same and welded structure made therefrom |
| WO2002044436A1 (en) * | 2000-12-01 | 2002-06-06 | Posco | Steel plate to be precipitating tin+mns for welded structures, method for manufacturing the same and welding fabric using the same |
| US6946038B2 (en) | 2000-12-01 | 2005-09-20 | Posco | Steel plate having Tin+MnS precipitates for welded structures, method for manufacturing same and welded structure |
| WO2002048417A1 (en) * | 2000-12-14 | 2002-06-20 | Posco | STEEL PLATE TO BE PRECIPITATING TiN + ZrN FOR WELDED STRUCTURES, METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME AND WELDING FABRIC USING THE SAME |
| US6966955B2 (en) | 2000-12-14 | 2005-11-22 | Posco | Steel plate having TiN+ZrN precipitates for welded structures, method for manufacturing same and welded structure made therefrom |
| JP2003293083A (ja) * | 2002-04-01 | 2003-10-15 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 熱延鋼板並びに熱延鋼板及び冷延鋼板の製造方法 |
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| JP2953919B2 (ja) | 1999-09-27 |
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