JPH0790474A - 含酸化物分散鋳片及びその鋳片による靱性の優れた圧延形鋼の製造方法 - Google Patents
含酸化物分散鋳片及びその鋳片による靱性の優れた圧延形鋼の製造方法Info
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- JPH0790474A JPH0790474A JP23998593A JP23998593A JPH0790474A JP H0790474 A JPH0790474 A JP H0790474A JP 23998593 A JP23998593 A JP 23998593A JP 23998593 A JP23998593 A JP 23998593A JP H0790474 A JPH0790474 A JP H0790474A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 建造物の構造部材に用いる靱性の優れたＨ形
鋼、Ｉ形鋼等のフランジを有する形鋼をＡｌ−Ｃａ−Ｔ
ｉ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】 Ｎｉ−Ａｌ−Ｃａ合金等の添加と鋳込み後の
冷却速度の制御によりＡｌ−Ｃａ−Ｔｉ系複合酸化物を
晶出分散させた鋳片と、この鋳片を用い、粒内フェライ
トの生成の促進と加速冷却型制御圧延とにより、靱性の
優れた圧延形鋼を製造する。
鋼、Ｉ形鋼等のフランジを有する形鋼をＡｌ−Ｃａ−Ｔ
ｉ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】 Ｎｉ−Ａｌ−Ｃａ合金等の添加と鋳込み後の
冷却速度の制御によりＡｌ−Ｃａ−Ｔｉ系複合酸化物を
晶出分散させた鋳片と、この鋳片を用い、粒内フェライ
トの生成の促進と加速冷却型制御圧延とにより、靱性の
優れた圧延形鋼を製造する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、建造物の製造部材とし
て用いられる靱性の優れた材質制御圧延形鋼を提供する
ための含酸化物分散鋳片及びその鋳片を素材とする靱性
の優れた圧延形鋼の製造方法に係わるものである。
て用いられる靱性の優れた材質制御圧延形鋼を提供する
ための含酸化物分散鋳片及びその鋳片を素材とする靱性
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、新しい合金設計による鋳片と製造法の開発が
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、新しい合金設計による鋳片と製造法の開発が
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ェブ、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、部位間に強度、延性、靱性
のバラツキが発生し、例えば溶接構造用圧延鋼材（ＪＩ
ＳＧ３１０６）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。
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ェブ、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、部位間に強度、延性、靱性
のバラツキが発生し、例えば溶接構造用圧延鋼材（ＪＩ
ＳＧ３１０６）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。
【０００４】ＴＭＣＰによる細粒化法があるが、造形上
の制約から形鋼圧延は鋼板の製造法のような熱間圧延時
に大圧下はできない。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もたらす微細なＡｌ
−Ｃａ−Ｔｉ系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 Ｏ
3 を浮上分離する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個数
を低減するかに主題がおかれていた。
の制約から形鋼圧延は鋼板の製造法のような熱間圧延時
に大圧下はできない。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もたらす微細なＡｌ
−Ｃａ−Ｔｉ系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 Ｏ
3 を浮上分離する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個数
を低減するかに主題がおかれていた。
【０００５】本発明は従来の発想とは異なり、製鋼過程
における脱酸材の選択、その添加順序及び凝固過程の制
御により生成する酸化物の組成とサイズ、分散密度を制
御し、異相析出の優先析出サイトとし活用する点にあ
る。即ち、粒内フェライト変態核として機能する微細な
複合酸化物を析出させ、圧延工程に負荷をかけないで組
織の微細化を可能にすることである。加えて採用したＴ
ＭＣＰの特徴は強圧下圧延に代わる軽圧下の熱間圧延に
おいても効率的に組織の細粒化が可能なように圧延パス
間で水冷し、圧延と水冷を繰り返す方法にある。
における脱酸材の選択、その添加順序及び凝固過程の制
御により生成する酸化物の組成とサイズ、分散密度を制
御し、異相析出の優先析出サイトとし活用する点にあ
る。即ち、粒内フェライト変態核として機能する微細な
複合酸化物を析出させ、圧延工程に負荷をかけないで組
織の微細化を可能にすることである。加えて採用したＴ
ＭＣＰの特徴は強圧下圧延に代わる軽圧下の熱間圧延に
おいても効率的に組織の細粒化が可能なように圧延パス
間で水冷し、圧延と水冷を繰り返す方法にある。
【０００６】
【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
粒内フェライトと異相析出の優先析出核として機能する
Ａｌ−Ｃａ−Ｔｉ系複合酸化物を晶出分散させた鋳片を
製造する必要がある。その他に、Ｈ形鋼のフランジとウ
ェブの結合部のフィレット部は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
時にラメラテイ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
粒内フェライトと異相析出の優先析出核として機能する
Ａｌ−Ｃａ−Ｔｉ系複合酸化物を晶出分散させた鋳片を
製造する必要がある。その他に、Ｈ形鋼のフランジとウ
ェブの結合部のフィレット部は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
時にラメラテイ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。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明は、組織を細粒化
することを目的とし、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、溶存酸素濃度の規制、Ｎｉ
−Ａｌ（５〜２０％）−Ｃａ（５〜２０％）合金を最後
に添加する添加順序とＡｌとＣａ添加量の限定を行い、
粒内フェライト生成核として機能する微細な複合酸化物
を多数分散させた鋳片を得ることと、前記鋳片を熱間
圧延パス間で水冷することにより、鋼板の表層部と内部
に温度差を与え、軽圧下条件においても、より高温の内
部への圧下浸透を高め、粒内フェライト生成核となる加
工転位を導入し、粒内フェライト生成核を増加させ、加
えて、圧延後のγ／α変態温度域を冷却制御することに
より、その核生成させたフェライトの粒成長を抑制する
手段によってミクロ組織を細粒化し、高能率で製造コス
トの安価な制御圧延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、
することを目的とし、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、溶存酸素濃度の規制、Ｎｉ
−Ａｌ（５〜２０％）−Ｃａ（５〜２０％）合金を最後
に添加する添加順序とＡｌとＣａ添加量の限定を行い、
粒内フェライト生成核として機能する微細な複合酸化物
を多数分散させた鋳片を得ることと、前記鋳片を熱間
圧延パス間で水冷することにより、鋼板の表層部と内部
に温度差を与え、軽圧下条件においても、より高温の内
部への圧下浸透を高め、粒内フェライト生成核となる加
工転位を導入し、粒内フェライト生成核を増加させ、加
えて、圧延後のγ／α変態温度域を冷却制御することに
より、その核生成させたフェライトの粒成長を抑制する
手段によってミクロ組織を細粒化し、高能率で製造コス
トの安価な制御圧延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、
【０００８】 重量％でＣ：０．０４〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜１．８
％、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０．００３〜０．０
１５％に調整後さらに、Ｎｉ−Ａｌ−Ｃａ合金を添加し
重量％でＡｌ：０．００５〜０．０１５％，Ｃａ：０．
００１〜０．０１０％，Ｎｉ：０．１〜２．０％に成分
調整した溶鋼を鋳込み、９００℃まで冷却速度０．５〜
２０℃／ｓで冷却し、鋳片内に大きさ３μｍ以下のＡｌ
−Ｃａ−Ｔｉ系複合酸化物を２０個／mm2以上含有する
靱性の優れた圧延形鋼用の含酸化物分散鋳片。
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜１．８
％、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０．００３〜０．０
１５％に調整後さらに、Ｎｉ−Ａｌ−Ｃａ合金を添加し
重量％でＡｌ：０．００５〜０．０１５％，Ｃａ：０．
００１〜０．０１０％，Ｎｉ：０．１〜２．０％に成分
調整した溶鋼を鋳込み、９００℃まで冷却速度０．５〜
２０℃／ｓで冷却し、鋳片内に大きさ３μｍ以下のＡｌ
−Ｃａ−Ｔｉ系複合酸化物を２０個／mm2以上含有する
靱性の優れた圧延形鋼用の含酸化物分散鋳片。
【０００９】 重量％でＣ：０．０４〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜１．８
％、Ｖ：０．０５〜０．２０％、Ｎ：０．００４〜０．
０１５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％を含み、加
えてＭｏ：０．３％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｃｕ：
１．０％以下、Ｎｂ：０．０５％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、Ｎｉ−Ａｌ−Ｃａ合金を添加し重
量％でＡｌ：０．００５〜０．０１５％，Ｃａ：０．０
０１〜０．０１０％，Ｎｉ：０．１〜２．０％に成分調
整した溶鋼を鋳込み、９００℃まで冷却速度０．５〜２
０℃／ｓで冷却し、鋳片内に大きさ３μｍ以下のＡｌ−
Ｃａ−Ｔｉ系複合酸化物を２０個／mm2 以上含有する靱
性の優れた圧延形鋼用の含酸化物分散鋳片。
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜１．８
％、Ｖ：０．０５〜０．２０％、Ｎ：０．００４〜０．
０１５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％を含み、加
えてＭｏ：０．３％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｃｕ：
１．０％以下、Ｎｂ：０．０５％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、Ｎｉ−Ａｌ−Ｃａ合金を添加し重
量％でＡｌ：０．００５〜０．０１５％，Ｃａ：０．０
０１〜０．０１０％，Ｎｉ：０．１〜２．０％に成分調
整した溶鋼を鋳込み、９００℃まで冷却速度０．５〜２
０℃／ｓで冷却し、鋳片内に大きさ３μｍ以下のＡｌ−
Ｃａ−Ｔｉ系複合酸化物を２０個／mm2 以上含有する靱
性の優れた圧延形鋼用の含酸化物分散鋳片。
【００１０】 前記項の鋳片を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１〜２０℃／ｓの冷却速度で６５０〜４００℃まで
冷却し放冷する靱性の優れた圧延形鋼の製造方法。 前記項の鋳片を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１〜２０
℃／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靱性の優れた圧延形鋼の製造方
法、にある。
℃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１〜２０℃／ｓの冷却速度で６５０〜４００℃まで
冷却し放冷する靱性の優れた圧延形鋼の製造方法。 前記項の鋳片を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１〜２０
℃／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靱性の優れた圧延形鋼の製造方
法、にある。
【００１１】
【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、高靱性化
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、高靱性化
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。
【００１２】一般的には鋼の高強度化により靱性は低下
し、高強度化と高靱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、製鋼工程において、脱酸の制御、
凝固後の冷却速度を規制し、鋳片に粒内フェライト生成
核として機能する多数の微細な複合酸化物を分散させた
鋳片を得ることと、それを素材とし熱間圧延工程におい
て、熱間圧延パス間で水冷し、その復熱時に圧延するこ
とを繰り返すことにより粒内フェライト生成核を増加さ
せ、加えて圧延後に加速冷却を行い、そのフェライトの
成長を抑制し、ミクロ組織の細粒化を行う、インライン
圧延プロセスにより母材の高強度化と高靱性化を達成す
るものである。
し、高強度化と高靱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、製鋼工程において、脱酸の制御、
凝固後の冷却速度を規制し、鋳片に粒内フェライト生成
核として機能する多数の微細な複合酸化物を分散させた
鋳片を得ることと、それを素材とし熱間圧延工程におい
て、熱間圧延パス間で水冷し、その復熱時に圧延するこ
とを繰り返すことにより粒内フェライト生成核を増加さ
せ、加えて圧延後に加速冷却を行い、そのフェライトの
成長を抑制し、ミクロ組織の細粒化を行う、インライン
圧延プロセスにより母材の高強度化と高靱性化を達成す
るものである。
【００１３】次に本発明形鋼の成分範囲と制御条件の限
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、０．２
０％を越える過剰の添加は、母材靱性、耐溶接割れ性、
溶接熱影響部靱性などを著しく低下させるので、下限を
０．０４％、上限を０．２０％とした。
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、０．２
０％を越える過剰の添加は、母材靱性、耐溶接割れ性、
溶接熱影響部靱性などを著しく低下させるので、下限を
０．０４％、上限を０．２０％とした。
【００１４】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
接継手部靱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、靱性の確保には０．５％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
接継手部靱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、靱性の確保には０．５％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１．８％とした。
【００１５】ＶはＶＮとなり粒内フェライトの核生成に
よる細粒化と析出強化による高強度化に寄与する極めて
重要な元素であり０．０５％未満では、ＶＮの析出が不
十分で、それらの効果が得られず、０．２０％を超える
と析出量が過剰になり母材靱性が低下するための０．２
０％以下に限定した。ＮはＴｉＮやＶＮの析出には極め
て重要な元素であり、０．００４％未満ではＴｉＮ，Ｖ
Ｎの析出量が不足し、析出強化と粒内フェライト組織の
十分な生成量が得られないため０．００４％以上とし
た。含有量が０．０１５０％を超えると母材靱性を低下
させ、連続鋳造時の鋳片の表面割れを生じさせるため
０．０１５０％以下に限定した。
よる細粒化と析出強化による高強度化に寄与する極めて
重要な元素であり０．０５％未満では、ＶＮの析出が不
十分で、それらの効果が得られず、０．２０％を超える
と析出量が過剰になり母材靱性が低下するための０．２
０％以下に限定した。ＮはＴｉＮやＶＮの析出には極め
て重要な元素であり、０．００４％未満ではＴｉＮ，Ｖ
Ｎの析出量が不足し、析出強化と粒内フェライト組織の
十分な生成量が得られないため０．００４％以上とし
た。含有量が０．０１５０％を超えると母材靱性を低下
させ、連続鋳造時の鋳片の表面割れを生じさせるため
０．０１５０％以下に限定した。
【００１６】Ｔｉは鋳片にＡｌ−Ｃａ−Ｔｉ系複合酸化
物を生成し、さらに、圧延時にその粒子の外殻にＴｉＮ
を析出し、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効果によ
り母材及び溶接部の靱性を向上させる。従って、０．０
０５％以下では複合酸化物中の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
満に限定した。
物を生成し、さらに、圧延時にその粒子の外殻にＴｉＮ
を析出し、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効果によ
り母材及び溶接部の靱性を向上させる。従って、０．０
０５％以下では複合酸化物中の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
満に限定した。
【００１７】成分を調整した溶鋼を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、溶鋼の高清浄化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行うものである。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、細粒化できず靱性を向上できない。一方、０．０１
５％を超える場合は、他の条件を満たしていても、酸化
物が３μｍ以上の大きさに粗大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。
溶存酸素を重量％で０．００３〜０．０１５％に制御す
るのは、溶鋼の高清浄化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行うものである。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、細粒化できず靱性を向上できない。一方、０．０１
５％を超える場合は、他の条件を満たしていても、酸化
物が３μｍ以上の大きさに粗大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。
【００１８】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
る酸化物系介在物を浮上、除去しやすいため溶鋼の清浄
化に有効なためである。次に上述の溶鋼にＮｉ−Ａｌ−
Ｃａ合金を添加し重量％でＡｌ：０．００５〜０．０１
５％，Ｃａ：０．００１〜０．０１０％，Ｎｉ：０．１
〜２．０％に成分調整した溶鋼を鋳込み、９００℃まで
冷却速度０．５〜２０℃／ｓで冷却するのは、鋳片内に
大きさ３μｍ以下のＡｌ−Ｃａ−Ｔｉ系複合酸化物を２
０個／mm 2 以上鋳片に含有させる目的で行うものであり
順次その必要理由を以下に詳述する。
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
る酸化物系介在物を浮上、除去しやすいため溶鋼の清浄
化に有効なためである。次に上述の溶鋼にＮｉ−Ａｌ−
Ｃａ合金を添加し重量％でＡｌ：０．００５〜０．０１
５％，Ｃａ：０．００１〜０．０１０％，Ｎｉ：０．１
〜２．０％に成分調整した溶鋼を鋳込み、９００℃まで
冷却速度０．５〜２０℃／ｓで冷却するのは、鋳片内に
大きさ３μｍ以下のＡｌ−Ｃａ−Ｔｉ系複合酸化物を２
０個／mm 2 以上鋳片に含有させる目的で行うものであり
順次その必要理由を以下に詳述する。
【００１９】Ｎｉ−Ａｌ−Ｃａ合金はＡｌ：１〜２０
％，Ｃａ：１〜２０％残部がＮｉから成る合金である。
ＡｌかＣａ金属の単体で添加した場合には、何れも強力
な酸化物形成元素であり、安定なＡｌ2 Ｏ3 やＣａＯを
生成し目的の活性な複合酸化物（陽イオン空孔型）を生
成できない。加えてこれらを低融点、低密度であり溶鋼
への添加歩留りが低く、均質に添加ができない。これを
改善するためにＮｉ−Ａｌ−Ｃａ合金とし融点と密度を
高め、同時にＡｌ，Ｃａの濃度を低くし、酸化物生成時
の反応を抑え、安定添加を可能にした。
％，Ｃａ：１〜２０％残部がＮｉから成る合金である。
ＡｌかＣａ金属の単体で添加した場合には、何れも強力
な酸化物形成元素であり、安定なＡｌ2 Ｏ3 やＣａＯを
生成し目的の活性な複合酸化物（陽イオン空孔型）を生
成できない。加えてこれらを低融点、低密度であり溶鋼
への添加歩留りが低く、均質に添加ができない。これを
改善するためにＮｉ−Ａｌ−Ｃａ合金とし融点と密度を
高め、同時にＡｌ，Ｃａの濃度を低くし、酸化物生成時
の反応を抑え、安定添加を可能にした。
【００２０】Ａｌを０．００５〜０．０１５％に限定す
るのは、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生
成されず、靱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、ＶＮの析出量を低
減させるため０．０１５％以下に制限した。また、０．
００５％未満では目的のＡｌを含有する複合酸化物が生
成できないために０．００５％以上とした。
るのは、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生
成されず、靱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、ＶＮの析出量を低
減させるため０．０１５％以下に制限した。また、０．
００５％未満では目的のＡｌを含有する複合酸化物が生
成できないために０．００５％以上とした。
【００２１】Ｃａを０．００１〜０．０１０％に限定す
るのは、Ｃａも強力な脱酸元素であり、０．０１０％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生
成されず、粗大なＣａＯを生成し靱性、延性を低下させ
るために０．０１０％以下に制限した。また、０．００
１％未満では目的のＣａを含有する複合酸化物を生成で
きないために０．００１％以上とした。
るのは、Ｃａも強力な脱酸元素であり、０．０１０％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生
成されず、粗大なＣａＯを生成し靱性、延性を低下させ
るために０．０１０％以下に制限した。また、０．００
１％未満では目的のＣａを含有する複合酸化物を生成で
きないために０．００１％以上とした。
【００２２】Ｎｉは、母材の強靱性を高める極めて有効
な元素である２．０％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２．０％とした。下限値の
０．１％はＮｉ−Ａｌ−Ｃａ合金添加時に不可避的に含
まれることから規定されるものであり、これらからＮｉ
含有量を０．１〜２．０％に限定した。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
凝固偏析による溶接割れ、靱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。
な元素である２．０％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２．０％とした。下限値の
０．１％はＮｉ−Ａｌ−Ｃａ合金添加時に不可避的に含
まれることから規定されるものであり、これらからＮｉ
含有量を０．１〜２．０％に限定した。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
凝固偏析による溶接割れ、靱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。
【００２３】以上の成分に加えて、母材強度の上昇、お
よび母材の靱性向上の目的で、Ｍｏ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｎ
ｂ，Ｂ，の１種または２種以上を含有することができ
る。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。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１．０
％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１．０％とした。
よび母材の靱性向上の目的で、Ｍｏ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｎ
ｂ，Ｂ，の１種または２種以上を含有することができ
る。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。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１．０
％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１．０％とした。
【００２４】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。Ｎｂ，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％，Ｂ：０．００３％とした。
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。Ｎｂ，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％，Ｂ：０．００３％とした。
【００２５】成分調整を終了した溶鋼を鋳込みから９０
０℃まで冷却速度０．５〜２０℃／ｓで冷却するのは、
過冷却により晶出する複合酸化物の核生成数の増加と冷
却中の成長を抑制し、その粒子の大きさを３μｍ以下に
し、個数を２０個／mm2 以上を鋳片に含有させるために
行うものである。この温度間の冷却速度が０．５℃／ｓ
未満の緩冷却では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
０．５℃／ｓ以上とした。上限を２０℃／ｓとしたの
は、現状の鋳造技術での冷却速度の限界であるからであ
る。次に、鋳片に複合酸化物が２０個／mm2 以上含む必
要がある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、Ｔ
ＭＣＰ、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の１つを制御することにあ
り、鋳片中に粒内フェライトと異相析出の優先析出サイ
トとして機能する組成のＡｌ−Ｃａ−Ｔｉ系複合酸化物
を生成させ含ませることである。この粒子の分散個数が
２０個／mm2 未満では複合酸化物粒子上に析出し粒内フ
ェライト核生成機能を発現するＴｉＮ，ＡｌＮとＶＮの
析出サイト数として不十分で粒内フェライト生成量が不
足し細粒化できないためである。なお、複合酸化物個数
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。
０℃まで冷却速度０．５〜２０℃／ｓで冷却するのは、
過冷却により晶出する複合酸化物の核生成数の増加と冷
却中の成長を抑制し、その粒子の大きさを３μｍ以下に
し、個数を２０個／mm2 以上を鋳片に含有させるために
行うものである。この温度間の冷却速度が０．５℃／ｓ
未満の緩冷却では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
０．５℃／ｓ以上とした。上限を２０℃／ｓとしたの
は、現状の鋳造技術での冷却速度の限界であるからであ
る。次に、鋳片に複合酸化物が２０個／mm2 以上含む必
要がある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、Ｔ
ＭＣＰ、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の１つを制御することにあ
り、鋳片中に粒内フェライトと異相析出の優先析出サイ
トとして機能する組成のＡｌ−Ｃａ−Ｔｉ系複合酸化物
を生成させ含ませることである。この粒子の分散個数が
２０個／mm2 未満では複合酸化物粒子上に析出し粒内フ
ェライト核生成機能を発現するＴｉＮ，ＡｌＮとＶＮの
析出サイト数として不十分で粒内フェライト生成量が不
足し細粒化できないためである。なお、複合酸化物個数
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。
【００２６】上記の処理を経た鋳片は次に１１００〜１
３００℃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構造には塑性
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。
３００℃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構造には塑性
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。
【００２７】熱間圧延のパス間で水冷し、圧延中に一回
以上、鋼片表層部の温度を７００℃以下に冷却し、その
復熱過程で熱間圧延を行う、としたのは、圧延パス間の
水冷により、鋼片の表層部と内部とに温度差を付け、軽
圧下条件においても内部への加工を浸透させるためと、
低温圧延を短時間で効率的に行うためである。鋼片表層
部の温度を７００℃以下に冷却するのは、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、この様に限定した温度範囲内に冷却すれば、一旦γ
／α変態温度以下となり、次の圧延するまでに表層部は
復熱昇温し、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硬化を防止
できる。
以上、鋼片表層部の温度を７００℃以下に冷却し、その
復熱過程で熱間圧延を行う、としたのは、圧延パス間の
水冷により、鋼片の表層部と内部とに温度差を付け、軽
圧下条件においても内部への加工を浸透させるためと、
低温圧延を短時間で効率的に行うためである。鋼片表層
部の温度を７００℃以下に冷却するのは、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、この様に限定した温度範囲内に冷却すれば、一旦γ
／α変態温度以下となり、次の圧延するまでに表層部は
復熱昇温し、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硬化を防止
できる。
【００２８】また、圧延終了後、引続き、１〜２０℃／
Ｓの冷却速度で６５０〜４００℃まで冷却し終了すると
したのは、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し、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℃超の加速冷却ではＡｒ 1
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、６００℃以下とした、また、４
００℃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。
Ｓの冷却速度で６５０〜４００℃まで冷却し終了すると
したのは、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し、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℃超の加速冷却ではＡｒ 1
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、６００℃以下とした、また、４
００℃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。
【００２９】
【実施例】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、溶鋼の酸素濃度を調整後、Ｎｉ−Ａｌ
−Ｃａ合金を添加し、連続鋳造により２５０〜３００mm
厚鋳片に鋳造した。鋳片の冷却はモールド下方の二次冷
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。該鋳片を加熱し、粗圧延工程の図示は省略するが、
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。圧延パス間水冷は中間ユニバーサル圧延機４の前後
に水冷装置５ａを設け、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
却は仕上げユニバーサル圧延機６で圧延終了後にその後
面に設置した冷却装置５ｂでフランジ、ウェブをスプレ
ー冷却した。
脱酸処理を行い、溶鋼の酸素濃度を調整後、Ｎｉ−Ａｌ
−Ｃａ合金を添加し、連続鋳造により２５０〜３００mm
厚鋳片に鋳造した。鋳片の冷却はモールド下方の二次冷
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。該鋳片を加熱し、粗圧延工程の図示は省略するが、
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。圧延パス間水冷は中間ユニバーサル圧延機４の前後
に水冷装置５ａを設け、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
却は仕上げユニバーサル圧延機６で圧延終了後にその後
面に設置した冷却装置５ｂでフランジ、ウェブをスプレ
ー冷却した。
【００３０】機械特性は図２に示す。Ｈ形鋼１のフラン
ジ２の板厚ｔ2 の中心部（１／２ｔ 2 ）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、これらの２箇所によりＨ形鋼の機械試験特
性を代表できると判断したためである。
ジ２の板厚ｔ2 の中心部（１／２ｔ 2 ）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、これらの２箇所によりＨ形鋼の機械試験特
性を代表できると判断したためである。
【００３１】
【表１】
【００３２】
【表２】
【００３３】
【表３】
【００３４】
【表４】
【００３５】表１および２は、試作鋼の化学成分値、鋳
込み後の冷却速度及び鋳片中のＡｌ−Ｃａ−Ｔｉ系複合
酸化物個数を示す。表３および４は圧延と加速冷却条件
及び製品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。
込み後の冷却速度及び鋳片中のＡｌ−Ｃａ−Ｔｉ系複合
酸化物個数を示す。表３および４は圧延と加速冷却条件
及び製品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。
【００３６】
【表５】
【００３７】
【表６】
【００３８】
【表７】
【００３９】表５および６、表７に示すように、本発明
による鋼１〜７、鋼Ａ１〜Ａ６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は成分とＮｉ−Ａｌ−Ｃａ合金添加及び圧延
条件も満たしているが鋳込み後の冷却速度が緩冷却であ
るのでＡｌ−Ｃａ−Ｔｉ系複合酸化物個数が不足し粒内
フェライトの生成が不十分であるために１／２Ｆ部のシ
ャルピー値が目標のｖＥ−１０≧４７Ｊをクリアーでき
ない。９〜１１は通常のＡｌキルド処理をしておりＡｌ
量が本発明の制限を超え、Ｃａも添加されていないの、
Ａｌ−Ｃａ−Ｔｉ系複合酸化物が生成されないために１
／２Ｆ部の衝撃値が目標を達成できない。
による鋼１〜７、鋼Ａ１〜Ａ６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は成分とＮｉ−Ａｌ−Ｃａ合金添加及び圧延
条件も満たしているが鋳込み後の冷却速度が緩冷却であ
るのでＡｌ−Ｃａ−Ｔｉ系複合酸化物個数が不足し粒内
フェライトの生成が不十分であるために１／２Ｆ部のシ
ャルピー値が目標のｖＥ−１０≧４７Ｊをクリアーでき
ない。９〜１１は通常のＡｌキルド処理をしておりＡｌ
量が本発明の制限を超え、Ｃａも添加されていないの、
Ａｌ−Ｃａ−Ｔｉ系複合酸化物が生成されないために１
／２Ｆ部の衝撃値が目標を達成できない。
【００４０】加えて、鋼１０と鋼Ｂ２は圧延中水冷が施
されていないので低温圧延されずフェライト細粒化がで
きず降伏点が低下し規格値の下限以下となる。即ち、本
発明の要件が総て満たされた時に、表５および６、表７
に示される鋼１〜７、鋼Ａ１〜Ａ６のように、圧延形鋼
の狭幅降伏点及び高靱性を有する信頼性の高い高靱性形
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。
されていないので低温圧延されずフェライト細粒化がで
きず降伏点が低下し規格値の下限以下となる。即ち、本
発明の要件が総て満たされた時に、表５および６、表７
に示される鋼１〜７、鋼Ａ１〜Ａ６のように、圧延形鋼
の狭幅降伏点及び高靱性を有する信頼性の高い高靱性形
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。
【００４１】
【発明の効果】本発明による鋳片と制御圧延法を適用し
た圧延形鋼は機械試験特性の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、
優れた靱性を持つ形鋼の製造が圧延ままで可能となり、
大型鋼構造物の信頼性の向上、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である。
た圧延形鋼は機械試験特性の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、
優れた靱性を持つ形鋼の製造が圧延ままで可能となり、
大型鋼構造物の信頼性の向上、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である。
【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 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
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/14 // Ｃ２１Ｄ 9/00 １０２ Ｂ 9352−4Ｋ
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ：０．０４〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、 Ｍｎ：０．５〜１．８％、 Ｖ：０．０５〜０．２０％、 Ｎ：０．００４〜０．０１５０％、 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、Ｎｉ−Ａｌ−Ｃａ合金を添加し重量％でＡ
ｌ：０．００５〜０．０１５％，Ｃａ：０．００１〜
０．０１０％，Ｎｉ：０．１〜２．０％に成分調整した
溶鋼を鋳込み、９００℃まで冷却速度０．５〜２０℃／
ｓで冷却し、鋳片内に大きさ３μｍ以下のＡｌ−Ｃａ−
Ｔｉ系複合酸化物を２０個／mm2 以上含有することを特
徴とする靱性の優れた圧延形鋼用の含酸化物分散鋳片。 - 【請求項２】 重量％で Ｃ：０．０４〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、 Ｍｎ：０．５〜１．８％、 Ｖ：０．０５〜０．２０％、 Ｎ：０．００４〜０．０１５％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％を含み、加えてＭｏ：
０．３％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以
下、Ｎｂ：０．０５％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、Ｎｉ−Ａｌ−Ｃａ合金を添加し重量％でＡ
ｌ：０．００５〜０．０１５％，Ｃａ：０．００１〜
０．０１０％，Ｎｉ：０．１〜２．０％に成分調整した
溶鋼を鋳込み、９００℃まで冷却速度０．５〜２０℃／
ｓで冷却し、鋳片内に大きさ３μｍ以下のＡｌ−Ｃａ−
Ｔｉ系複合酸化物を２０個／mm 2 以上含有することを特
徴とする靱性の優れた圧延形鋼用の含酸化物分散鋳片。 - 【請求項３】 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１〜２０℃／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靱性の優れた圧延形
鋼の製造方法。 - 【請求項４】 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１〜２０℃／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靱性の優れた圧延形
鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
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