JPS62253721A - Production of thin-walled h-shape steel having excellent toughness and strength - Google Patents
Production of thin-walled h-shape steel having excellent toughness and strengthInfo
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Abstract
Description
【発明の詳細な説明】 〔発明の技術分野〕 この発明はH型鋼の製造方法に関するものである。[Detailed description of the invention] [Technical field of invention] This invention relates to a method for manufacturing H-shaped steel.
最近の建設業界では、ウェブの厚みの小さいH型鋼を使
用する傾向が高まっている。その理由は、軽量化のもた
らすメリットが多大であることによる。In recent years, there has been a growing trend in the construction industry to use H-beam steel with a small web thickness. The reason for this is that the benefits of weight reduction are enormous.
このようなウェブの厚みの小さいH型鋼を使用すること
に、設計上の問題点はない。そこで最近では、フランジ
の厚み(tr) とウェブの厚み(tw)との比、す
なわちtF/1wが2.0〜4.5以上で、且つ、ウェ
ブ厚み(tw)の薄いH型鋼の要求が高まっている。There are no design problems in using such H-beam steel with a small web thickness. Therefore, recently there has been a demand for H-beam steel with a ratio of flange thickness (tr) to web thickness (tw), that is, tF/1w, of 2.0 to 4.5 or more and a thin web thickness (tw). It's increasing.
しかしながら、H型鋼を圧延によシ製造するに際し、フ
ランジの厚み(tF) とウェブの厚み(tw)との
比、即ちtF/1w の値が大きく、且つ、ウェブ(t
w)の厚みが小さい場合には、ウェブに、′ウェブ波と
呼ばれる歪が発生する問題がある。この歪が大きい場合
には、製品として使用することは不可能である。前記ウ
ェブ波が発生する機構は次に述べる通シである。即ち、
フランジとウェブとの厚みが異なる場合には、熱間圧延
時におけるフランジとウェブとの圧延温度、および圧延
終了後の冷却速度が異なる。この差異のために、フラン
ジには引張りが、そして、ウェブには圧縮の残留応力が
生じる。前記残留応力は、フランジの厚み(tF)とウ
ェブの厚み(tw)との比、即ちtF/1wが大きいほ
ど大きくなる。けだし、フランジとウェブとの、圧延温
度および冷却速度の差が大きいためである。このために
、ウェブの厚みが小さい場合に、ウェブ全体の強度が、
発生する応力に耐え切れなくなるとウェブ波が発生する
。一般に、ウェブ波の発生は、フランジの厚み(tF)
がウェブの厚み(tw) の1.5倍以上で、且つ、
ウェブの厚み(tw) が151!1以下の形状のH
型鋼に多く発生する。However, when manufacturing H-shaped steel by rolling, the ratio of the flange thickness (tF) to the web thickness (tw), that is, the value of tF/1w, is large, and the web (t
If the thickness of w) is small, there is a problem that distortion called 'web waves' occurs in the web. If this distortion is large, it is impossible to use it as a product. The mechanism by which the web waves are generated is as follows. That is,
When the thickness of the flange and the web are different, the rolling temperature of the flange and the web during hot rolling and the cooling rate after rolling are different. This difference creates tensile residual stresses in the flange and compressive residual stresses in the web. The residual stress increases as the ratio between the flange thickness (tF) and the web thickness (tw), ie, tF/1w, increases. This is because there is a large difference in rolling temperature and cooling rate between the flange and the web. For this reason, when the web thickness is small, the overall strength of the web is
Web waves occur when the generated stress cannot be withstood. Generally, the generation of web waves is determined by the thickness of the flange (tF)
is 1.5 times or more the thickness of the web (tw), and
H with a web thickness (tw) of 151!1 or less
It often occurs in shaped steel.
従来から、フランジの厚み(tF)がウェブの厚み(t
w) の1.5倍以上で、且つ、ウェブの厚み(tw
)が15鵡以下のH型鋼の製造に際しては、ウェブ波の
発生を防止するために種々の対策がとられており、その
1つとしてフランジの水冷処理が行なわれている。しか
しながら、この方法の場合においてもフランジとウェブ
との材質が不均一になるという問題がある。即ち、所要
強度(40K’i / mn? 。Traditionally, the thickness of the flange (tF) is the thickness of the web (t
w) 1.5 times or more, and the thickness of the web (tw
) is 15 or less, various measures are taken to prevent the occurrence of web waves, one of which is water cooling of the flange. However, even in the case of this method, there is a problem that the materials of the flange and the web are non-uniform. That is, the required strength (40K'i/mn?).
または、50 Ky/mm”) を与える成分組成を
有する従来の鋼種を用いてH型鋼、を圧延し、ウェブ波
が生じないように、フランジ水冷を実施すると、フラン
ジの強度が大幅に上昇する。従って、フランジとウェブ
とでその材質特性に相違が生じ、さらにフランジの表層
部に硬化組織が生ずる等の問題があった。Alternatively, if an H-type steel is rolled using a conventional steel type having a chemical composition that gives a strength of 50 Ky/mm" and the flange is water-cooled to prevent web waves from forming, the strength of the flange is significantly increased. Therefore, there are problems such as differences in material properties between the flange and the web, and the formation of a hardened structure in the surface layer of the flange.
従ってこの発明の目的は、ウェブの厚みが20鵡以下で
、且つ、フランジの厚みがウェブの厚みの1.5倍以上
である、靭性および強度が優れ、且つ、フランジおよび
ウェブが共に均質な、薄肉H型鋼を製造するための方法
を提供することにある。Therefore, the object of the present invention is to provide a web having a thickness of 20 mm or less, a flange thickness of 1.5 times or more of the web thickness, excellent toughness and strength, and both the flange and the web being homogeneous. An object of the present invention is to provide a method for manufacturing thin-walled H-shaped steel.
この発明は、ウェブの厚みが201EI以下で、且つ、
フランジの厚みがウェブの厚みの1.5倍以上であるH
型鋼を圧延によって製造する薄肉H型鋼の製造方法にお
いて、
C: 0.01〜O@13wt、%、
Si : 0.05〜0.90 wt、%、Mh:
0.05〜0.50 wt、%、P : 0.030
wt.S以下、
S : 0.030wt、1以下、
5olAl: 0.005〜0.500wt、%、Fe
および不可避不純物:残部、
または、上記成分に加えて、
Nb : 0.005〜0.100wt、%、または
、上記成分に加えて、
V : 0.100wt.チ以下、
Cu : 0.25wt.S以下、
Cr : 0.25wt、S以下、
Ni : 0.25wt、S以下、
Mo : 0.25wt、S以下、
からなる群のうち少なくとも1種、
または、上記成分に加えて、
Nb:0.05〜0.100畦]、
および、
V : 0.100wt.S以下、
Cu : 0.25wt、S以下、
Cr : 0.25wt、S以下、
Ni : 0.25Wt−S以下、
Mo : 0.25wt、1以下、
からなる群のうち少なくとも1種、
からなる鋼片をウェブの圧延仕上シ温度を730℃以上
とし、且つ、フランジの圧延仕上り温度を前記ウェブの
圧延仕上シ温度よりも130℃以上高い温度とし、そし
て、ウェブの合計圧下率が800℃以下の温度において
30チ以上である条件で前記鋼片を圧延し、次いで、直
ちにフランジを5℃〜35℃/secの冷却速度で強制
冷却し、そして400℃〜650℃で冷却を停止し、次
いで、自然冷却することに特徴を有するものである。In this invention, the thickness of the web is 201EI or less, and
H where the thickness of the flange is 1.5 times or more the thickness of the web
In the manufacturing method of thin-walled H-shaped steel, in which the shaped steel is manufactured by rolling, C: 0.01 to O@13wt, %, Si: 0.05 to 0.90 wt, %, Mh:
0.05-0.50 wt, %, P: 0.030
wt. S or less, S: 0.030wt, 1 or less, 5olAl: 0.005-0.500wt, %, Fe
and unavoidable impurities: remainder, or in addition to the above components, Nb: 0.005 to 0.100 wt.%, or in addition to the above components, V: 0.100 wt. Below, Cu: 0.25wt. S or less, Cr: 0.25wt, S or less, Ni: 0.25wt, S or less, Mo: 0.25wt, S or less, or in addition to the above components, Nb: 0 .05 to 0.100 wt.], and V: 0.100wt. S or less, Cu: 0.25wt, S or less, Cr: 0.25wt, S or less, Ni: 0.25Wt-S or less, Mo: 0.25wt, 1 or less, at least one member of the group consisting of: The rolling finishing temperature of the web of the steel billet is 730°C or more, the rolling finishing temperature of the flange is 130°C or more higher than the rolling finishing temperature of the web, and the total rolling reduction of the web is 800°C or less. The steel billet is rolled at a temperature of 30°C or more, then the flange is immediately forcedly cooled at a cooling rate of 5°C to 35°C/sec, and the cooling is stopped at 400°C to 650°C, and then , which is characterized by natural cooling.
次にこの発明の方法を詳細に説明する。 Next, the method of this invention will be explained in detail.
本発明者等はウェブの厚みが2011B以下で、且つ、
フランジの厚みがウェブの厚みの1.5倍以上であるH
型鋼を製造するに当シ、靭性および強度が優れ、フラン
ジおよびウェブが共に均質なH型鋼を得る方法について
鋭意研究を重ねた。その結果、次の知見を得た。即ち、
フランジとウェブとの圧延仕上シ温度に差をつけ、フラ
ンジの圧延仕上シ温度を変態点以上とし、ウェブの圧延
仕上シ温度を変態点以下とし、そして、鋼の変態温度を
800℃から860℃の範囲内とし、且つ、フランジと
クエプとの圧延仕上り温度差を130℃以上とし、圧延
後フランジのみを所定の冷却速度で強制冷却すれば、強
度および靭性に優れ、フランジおよびウェブが共に均質
なH型鋼を製造することができる。The present inventors have determined that the thickness of the web is 2011B or less, and
H where the thickness of the flange is 1.5 times or more the thickness of the web
In order to manufacture shape steel, we have conducted extensive research on a method to obtain H-shape steel that has excellent toughness and strength, and has a homogeneous flange and web. As a result, we obtained the following knowledge. That is,
A difference is made between the rolling finishing temperatures of the flange and the web, the rolling finishing temperature of the flange is set above the transformation point, the rolling finishing temperature of the web is set below the transformation point, and the transformation temperature of the steel is set from 800°C to 860°C. If the rolling finish temperature difference between the flange and the web is 130°C or more, and only the flange is forcedly cooled at a prescribed cooling rate after rolling, it will have excellent strength and toughness, and both the flange and the web will be homogeneous. H-shaped steel can be manufactured.
この発明において、鋼の化学成分組成を、上述のように
限定した理由を以下に述べる。In this invention, the reason why the chemical composition of the steel is limited as described above will be described below.
C:
Cには、鋼の強度を向上させる作用がある。しかしなが
らCが0.01wt、1未満では、降伏強度(YS)≧
32にり/mtr?および引張強度(TS)≧40Kq
/mrr?が得られない。一方、Cが0.13wt%を
超えると、変態温度が低くなシすぎて変態温度(T)2
800℃を満足できず、さらにフランジ表層部の硬度が
高くなる問題が生じる。従って、Cの含有量は帆01〜
0.13wt% とすべきである。C: C has the effect of improving the strength of steel. However, if C is 0.01wt or less than 1, yield strength (YS)≧
32 Niri/mtr? and tensile strength (TS)≧40Kq
/mrr? is not obtained. On the other hand, when C exceeds 0.13 wt%, the transformation temperature is too low and the transformation temperature (T)2
The problem arises that the temperature of 800° C. cannot be satisfied and that the hardness of the flange surface layer increases. Therefore, the content of C is 01~
It should be 0.13wt%.
Mn:
M、nはCと同様に、鋼の強度を向上させる作用がある
。しかしながら、MnがQ、Q5wt%未満では、降伏
強度(ys)≧32 Ky/mrr?および引張強度(
TS)≧40 Kq/ mtf?が得られない。一方、
M、が0.50wt%を超えると、変態温度が低くなシ
過ぎ、変態温度(T)2800℃を満足できない問題が
生ずる。従って、Mnの含有量は、0.05〜0.50
wt%とすべきで、ある。Mn: Like C, M and n have the effect of improving the strength of steel. However, if Mn is less than Q, Q5wt%, yield strength (ys) ≧32 Ky/mrr? and tensile strength (
TS) ≧40 Kq/mtf? is not obtained. on the other hand,
If M exceeds 0.50 wt%, the problem arises that the transformation temperature is too low and the transformation temperature (T) of 2800°C cannot be satisfied. Therefore, the Mn content is 0.05 to 0.50
It should be wt%.
Si :
Siは脱酸剤として有効な元素である。しかしながら、
Siの含有量が0.05wt%未満では、上記作用に所
望の効果が得られず、一方、Siの含有量が0.90w
t%を超えると鋼の清浄性が悪くな、る問題が生ずる。Si: Si is an element effective as a deoxidizing agent. however,
When the Si content is less than 0.05wt%, the desired effect cannot be obtained in the above action, while on the other hand, when the Si content is less than 0.90w
If it exceeds t%, a problem arises in that the cleanliness of the steel deteriorates.
従って、Siの含有量は、0.05〜0.9゜wt%に
すべきである。Therefore, the Si content should be between 0.05 and 0.9 wt%.
BOl、)dl :
5o11.Mは、Siと同様に、脱酸剤として有効な元
素であシ、且つ、鋼中ONの固定、および、鋼の変態温
度(T)2800℃を確保する作用を有している。しか
しながら、Sol、Mの含有量が0.005 wtチ未
満では、上述した作用に所望の効果が得られず、一方、
0.500wt% を超えると、鋼の清浄性が悪くな
るとともに、鋼に表面疵が発生する恐れが生じる問題が
ある。従って、BOl、Mの含有量は0.005wt%
〜0.500wt%とすべきである。BOl,)dl: 5o11. Like Si, M is an effective element as a deoxidizing agent and has the function of fixing ON in the steel and ensuring the transformation temperature (T) of the steel of 2800°C. However, if the content of Sol and M is less than 0.005 wt, the desired effects described above cannot be obtained;
If it exceeds 0.500 wt%, there is a problem in that the cleanliness of the steel deteriorates and there is a risk that surface flaws will occur in the steel. Therefore, the content of BOl, M is 0.005wt%
It should be ~0.500 wt%.
P :
Pの含有量が0.030wt%を超えると、偏析が発生
する恐れがある。従って、Pの含有量は、0.030w
t%以下とすべきである。P: If the P content exceeds 0.030 wt%, segregation may occur. Therefore, the content of P is 0.030w
It should be less than t%.
S:
Sの含有量が0.030wt% を超えると、偏析が発
生する恐れがある。従って、Sの含有量は、0.030
wt%以下とすべきである。S: If the S content exceeds 0.030 wt%, segregation may occur. Therefore, the S content is 0.030
It should be less than wt%.
Nb:
Nbには、鋼の強度をよシ向上させ、鋼に36Kfmr
r?以上の降伏強度と50に97mrr?以上の引張強
度を付与する作用がある。しかしながら、Nbがo、o
oswt%未満では、上記作用に所望の効果が得られず
、一方、0.100wt% を超えてもより以上の効
果が得られず、且つ、コスト高となる。従って、Nbの
含有量はo、oos〜0.109wt%とすべきである
。Nb: Nb improves the strength of steel and adds 36Kfmr to steel.
r? Yield strength of more than 50 to 97 mrr? It has the effect of imparting the above tensile strength. However, Nb is o, o
If the content is less than 0.100 wt%, the desired effect cannot be obtained. On the other hand, if it exceeds 0.100 wt%, no further effect can be obtained, and the cost increases. Therefore, the Nb content should be between o, oos and 0.109 wt%.
■、(:u、Cr、Ni 、Mo:
V、 Cu 、 Cr 、 Ni 、Moは、そ′れぞ
れ鋼O強度を向上させる作用がある。しかしながら、■
の含有量が0.100wt%を超えても、よシ以上の効
果が得られず、かえって、硬度が高くなシ過ぎる問題が
生ずる。Cu 、 Cr 、 Ni 、 Moのそれぞ
れの含有量が0.25wt%を超えると、■と同様に、
より以上の効果が得られず、かえって、硬度が高くなシ
過・ぎる問題が生ずる。従って、■は0.100wt%
以下、Cuは0.25wt%以下、Crは0.25wt
%以下、Niは帆25wt%以下、MOは0.25 w
t% 以下とすべきであ゛る。■, (: u, Cr, Ni, Mo: V, Cu, Cr, Ni, Mo each has the effect of improving the steel O strength. However, ■
Even if the content exceeds 0.100 wt%, no better effect can be obtained, and on the contrary, the problem of too high hardness occurs. If the content of each of Cu, Cr, Ni, and Mo exceeds 0.25 wt%, as in ■,
No better effect can be obtained, and on the contrary, the problem arises that the hardness is too high. Therefore, ■ is 0.100wt%
Below, Cu is 0.25wt% or less, Cr is 0.25wt%
% or less, Ni is less than 25wt%, MO is 0.25w
It should be less than t%.
また、V p Cu + Cr r Nl + Moは
、 2種以上含有させることができる。しかしながら、
前記含有量の合計が0 、50 wt %を超えると、
鋼の変態温度が低くなる問題が生ずる。従って、V、C
u、Cr、Ni。Moreover, two or more types of V p Cu + Cr r Nl + Mo can be contained. however,
When the total content exceeds 0.50 wt%,
A problem arises in that the transformation temperature of the steel becomes low. Therefore, V, C
u, Cr, Ni.
MOのうちの少なくとも2種以上を含有させる場合の合
計量は、0.50wt%以下とすることが望ましい。When at least two or more types of MO are contained, the total amount is preferably 0.50 wt% or less.
次に、圧延および冷却条件を限定した理由を以下に述べ
る。Next, the reason for limiting the rolling and cooling conditions will be described below.
本発明の方法によシ、ウェブの厚み20mm以下、フラ
ンジの厚みがウェブの厚みの1.5倍以上のH型鋼を製
造するためには、ウェブの圧延仕上り温度を730℃か
ら変態点未満の間の温度とし、且つ、フランジの圧延仕
上υ温度を前記ウェブの仕上シ温度よりも130℃以上
高く、且つ、変態点以上の温度とし、そして、ウェブの
合計圧下率が800℃以下の温度において30%以上で
ある条件で圧延を行なわなければならない。In order to produce H-beam steel with a web thickness of 20 mm or less and a flange thickness of 1.5 times or more than the web thickness by the method of the present invention, the finishing temperature of the web must be adjusted from 730°C to below the transformation point. at a temperature between Rolling must be carried out under conditions of 30% or more.
ウェブの圧延仕上シ温度を、730℃から変態点未満の
温度とした理由は、次の通シである。即ち、ウェブの圧
延仕上シ温度を変態点未満の温度としたことによシ、ウ
ェブは変態後に圧下が行なわれる。従って、前述した基
本成分組成の鋼、または前述した基本成分組成に、Vが
o、ioowt%以下、Cuが0.25 wt%以下、
Crが0.25wt%以下、Niが0.25wt%以下
、MOがQJ5wt%以下からなる群のうち少なくとも
1種を含有する鋼においては、フェライトの再結晶が進
行し、微細組織となって40Kg/m−以上、の引張シ
強度と良好な靭性を得ることができる。また前述した基
本成分組成に0.005〜0.100wt%のNbを含
有し、または、更に、■が0.100wt%以下、Cu
が0.25wt%以下、Crが0.25wt%以下、N
iが帆25W′t% 以下、MOが0.25 wt%以
下からなる群のうち少なくとも1種を含有する鋼におい
ては、未再結晶オーステナイトおよびフェライト組成の
状態で圧延されることによシ、50Ky/ mrr?以
上の引張・シ強度と、より良好な靭性を得ることができ
る。前記温度が730℃未満では、圧延機に負担がかか
シ、効率的な圧延を行なうことができない。The reason why the rolling finishing temperature of the web was set from 730° C. to a temperature below the transformation point is as follows. That is, by setting the rolling finishing temperature of the web to a temperature below the transformation point, the web is rolled down after transformation. Therefore, in the steel having the above-mentioned basic composition, or in the above-mentioned basic composition, V is o,ioowt% or less, Cu is 0.25wt% or less,
In steel containing at least one of the group consisting of Cr of 0.25 wt% or less, Ni of 0.25 wt% or less, and MO of QJ5 wt% or less, ferrite recrystallization progresses, forming a fine structure and weighing 40 kg. A tensile strength of /m or more and good toughness can be obtained. In addition, the basic component composition described above contains 0.005 to 0.100 wt% of Nb, or in addition, ■ is 0.100 wt% or less, Cu
is 0.25wt% or less, Cr is 0.25wt% or less, N
In steel containing at least one member of the group consisting of i = 25 W't% or less and MO = 0.25 wt% or less, by being rolled in a state of unrecrystallized austenite and ferrite composition, 50Ky/mrr? It is possible to obtain higher tensile and tensile strength and better toughness. If the temperature is less than 730°C, the rolling mill will be burdened and efficient rolling will not be possible.
フランジの圧延仕上り温度を、ウェブの仕上シ温度より
も130℃以上高い温度で且つ変態点以上の温度とした
理由は、次の通シである。即ち、フランジの圧延仕上シ
温度をウェブの圧延仕上り温度よりも130℃以上高い
温度としたことによシ、フランジの圧延仕上シ温度は変
態点以上の温度となり、変態開始前にフランジの圧延が
終了する。従って、前述した基本成分組成の鋼、または
前述した基本成分組成に、■が0.100wt%以下、
CuがQ、25wt%以下、(’rが0.25wt%以
下、Niが0.25wt%以下、MOが0.25wt%
以下からなる群Aa、ン爪之)1−J1極也Δ女ネ2偏
W七11八イ糾圧延中における再結晶オーステナイト粒
の粗大化が抑制され、且つ、炭化物が均一に分散される
ことによシ、フランジにウェブと同等以上の強度および
良好な靭性を付与することができる。また前述した基本
成分組成に帆005〜0.100wt%のNbを含有し
、または、更に、■が0.100wt%以下、Cuが0
.25 wt%以下、Crが帆25 wt%以下、Ni
が0.25wt%以下、MOが帆25wt係以下からな
る群のうち少なくとも1種を含有する鋼においては、同
様に圧延中における再結晶オーステナイト粒の粗大化が
抑制され、且つ、Nbによυ、50 Kq/ mtr?
以上の引張シ強度と良好な靭性を得ることができる。The reason why the finishing rolling temperature of the flange was set to be 130° C. or more higher than the finishing temperature of the web and a temperature higher than the transformation point is as follows. In other words, by setting the flange finishing temperature to 130°C or more higher than the web finishing temperature, the flange finishing temperature becomes a temperature higher than the transformation point, and the rolling of the flange is completed before the start of transformation. finish. Therefore, in the steel having the above-mentioned basic composition, or in the above-mentioned basic composition, ■ is 0.100 wt% or less,
Cu is Q, 25 wt% or less, ('r is 0.25 wt% or less, Ni is 0.25 wt% or less, MO is 0.25 wt%
Group Aa consisting of the following: 1-J1 Polar Δ Female 2 Bilateral W 711 Eight Coarseening of recrystallized austenite grains during rolling is suppressed, and carbides are uniformly dispersed. As a result, it is possible to provide the flange with strength equal to or higher than that of the web and good toughness. In addition, the basic component composition described above contains Nb of 005 to 0.100 wt%, or in addition, ■ is 0.100 wt% or less and Cu is 0.
.. 25 wt% or less, Cr is 25 wt% or less, Ni
In steel containing at least one member of the group consisting of 0.25 wt% or less and MO of 25 wt% or less, coarsening of recrystallized austenite grains during rolling is similarly suppressed, and υ , 50 Kq/mtr?
The above tensile strength and good toughness can be obtained.
フランジとウェブとの圧延仕上シ温度差が130℃未満
では、フランジの圧延仕上り温度が変態点以下となり、
変態開始後にフランジが強制冷却されるおそれが生ずる
。従って、フランジに所望の強度および靭性を付与する
ことができない。If the rolling finish temperature difference between the flange and the web is less than 130°C, the rolling finish temperature of the flange will be below the transformation point,
There is a risk that the flange will be forcedly cooled after the transformation begins. Therefore, the desired strength and toughness cannot be imparted to the flange.
上記により、フランジの圧延仕上シ温度の下限値は−8
60℃、L4リーこの温度が変態温度の上限値となる。Based on the above, the lower limit of the rolling finish temperature of the flange is -8
60°C, L4 Lee This temperature is the upper limit of the transformation temperature.
変態温度の上限値が860℃を超えると、フランジの冷
却開始温度が変態開始後となる場合が生じフランジの強
度を十分に確保することができなくなる。変態温度の下
限値は8oo℃である。前記下限値が800℃未満では
、ウェブの強度および靭性を確保するために、更に仕上
多温度を低下させることが必要となシ、圧延機に負担が
かかる問題が生ずる。ウェブの合計圧下率゛は800℃
以上の温度において30%以上でなければならない。ウ
ェブの合計圧下率が800℃以上の温度において30%
未満であると、ウェブの厚みが201B以下で、且つ、
フランジの厚みがウェブの厚みの185倍であるH型鋼
を効率よく圧延することができない。If the upper limit of the transformation temperature exceeds 860° C., the temperature at which cooling of the flange starts may occur after the start of transformation, making it impossible to ensure sufficient strength of the flange. The lower limit of the transformation temperature is 8oo°C. If the lower limit is less than 800° C., it is necessary to further lower the finishing temperature in order to ensure the strength and toughness of the web, which poses a problem of placing a burden on the rolling mill. The total reduction rate of the web is 800℃
It must be 30% or more at the above temperature. The total rolling reduction of the web is 30% at temperatures of 800°C or higher.
If the thickness is less than 201B, the thickness of the web is 201B or less, and
H-shaped steel whose flange thickness is 185 times the web thickness cannot be efficiently rolled.
次に、冷却条件について述べる。Next, the cooling conditions will be described.
この発明においては、圧延終了後、直ちに7ランジに対
して5〜b
が施される。冷却速度が、5〜b
は、フランジに対しウェブと同等の強度および靭性を付
与することができない。一方、冷却速度が35℃/Se
Cを超えると、強度が上シすぎて靭性が劣化し、フラン
ジ表層部での硬度上昇が著しくなシ、さらに、ウェブと
フランジとの材質が不均一となる問題が生ずる。従って
、フランジの冷却速度は5℃/8ec〜35℃/see
とすべきである。In this invention, steps 5 to b are applied to the 7 lunges immediately after the rolling is completed. When the cooling rate is 5 to b, it is not possible to impart the same strength and toughness to the flange as the web. On the other hand, the cooling rate is 35℃/Se
If C is exceeded, the strength will be too high, the toughness will deteriorate, the hardness will increase significantly at the surface layer of the flange, and further problems will occur such that the materials of the web and the flange become non-uniform. Therefore, the cooling rate of the flange is 5℃/8ec~35℃/see
Should be.
冷却停止温度は、400〜650℃とすべきである。冷
却停止温度が650℃を超えると、強度および靭性の向
上が得られず、一方、冷却停止温度が400℃未満では
、フランジ表層部での硬度上昇が著しくなる問題が生ず
る。The cooling stop temperature should be 400-650°C. If the cooling stop temperature exceeds 650°C, no improvement in strength and toughness will be obtained, while if the cooling stop temperature is less than 400°C, a problem arises in that the hardness of the flange surface layer increases significantly.
次に、この発明を実施例によシ更に説明する。 Next, the present invention will be further explained using examples.
第1表に示す本発明の範囲内の成分組成を有する鋼片点
1〜7を調製した。次いで鋼片点1〜7の各々を115
0℃に加熱後通常の方法で圧延し、フランジの厚み(t
F)が20鵡、ウェブの厚み(tw)が12態、(tF
/1w= 1.67 )のH型鋼に圧延した。Steel slabs 1 to 7 having compositions within the range of the present invention shown in Table 1 were prepared. Next, each of the steel billet points 1 to 7 was
After heating to 0°C, it is rolled in the usual manner and the thickness of the flange (t
F) is 20 mm, web thickness (tw) is 12 states, (tF
/1w=1.67).
圧延仕上り温度は、フランジ(TF)は900℃、ウェ
ブ(TW)は760℃とした。圧延終了後直ちにフラン
ジを水冷によシ強制冷却した。冷却開始温度は880℃
、冷却停止温度は600 ’Cとし、この間の冷却速度
は20℃/ See 、または、10 ’C/ sea
とした。その結果、第1表に併せて示したように、
何れも所期の変態点が得られた。The rolling finishing temperature was 900°C for the flange (TF) and 760°C for the web (TW). Immediately after rolling was completed, the flange was forcibly cooled by water cooling. Cooling start temperature is 880℃
, the cooling stop temperature is 600'C, and the cooling rate during this time is 20'C/sea, or 10'C/sea.
And so. As a result, as shown in Table 1,
In both cases, the desired metamorphosis point was obtained.
次いで、上述のようにして得られた、・41〜7の成分
組成を有するH型鋼の各々のフランジおよびウェブから
引張試験片(断面9φ、グーソレングス(GL)32鵡
)および衝撃試験片(V切欠き2鵡、断面10111’
X10鵡)を採取し、これらの試験片の各々について、
引張試験および衝撃試験を行った。第2表にその試験結
果を示す。第2表に示すようにフランジおよびウェブが
共にほぼ均一で、且つ、良好な強度および靭性が得られ
、同時にウェブ波および残留応力の発生は完全に防止さ
れた。次に、第1表に示す、本発明鋼AIの鋼片を使用
し、本発明の方法によυ製造したフランジの厚み(tF
)が17m5.ウェブの厚み(tw)が11鵡、ウェブ
の高さが600襲、フランジの幅が200mの寸法のH
型鋼と、第3表に示す化学成分組成の従来の機械構造用
炭素鋼鋼材(S24C)を第2表
YS:降伏強度 EL:伸び vTs:破面遷移温度T
S:引張強度 RA:絞り WEB:シェルフエネ
ルギー使用し、従来技術によシ製造したH型鋼とのフラ
ンジの硬度分布を比較した。第1図はその比較結果を示
す図である。第1図に示すように、本発明の鋼墓1は均
一な硬度分布を示している。これに対して従来鋼の硬度
分布は極めて不均一であった。Next, tensile test specimens (cross section 9φ, goose length (GL) 32 cm) and impact test specimens (V-cut Notch 2, cross section 10111'
x10 parrots), and for each of these test pieces,
Tensile and impact tests were conducted. Table 2 shows the test results. As shown in Table 2, both the flange and the web were substantially uniform, and good strength and toughness were obtained, while at the same time the generation of web waves and residual stress was completely prevented. Next, the thickness (tF
) is 17m5. H with dimensions of web thickness (tw) of 11 m, web height of 600 m, and flange width of 200 m.
Type steel and conventional mechanical structural carbon steel (S24C) with the chemical composition shown in Table 3 are shown in Table 2 YS: Yield strength EL: Elongation vTs: Fracture transition temperature T
S: Tensile strength RA: Reduction of area WEB: Shelf energy was used to compare the hardness distribution of the flange with H-shaped steel manufactured by conventional technology. FIG. 1 is a diagram showing the comparison results. As shown in FIG. 1, the steel grave 1 of the present invention exhibits a uniform hardness distribution. In contrast, the hardness distribution of conventional steels was extremely uneven.
第3表
〔発明の効果〕
以上述べたように、この発明の方法によれば、ウェブの
厚みが小さく、且つ、フランジとの厚み比が大きいにも
かかわらず、材質が均一で、ウェブ波の発生することの
ない良質なH型鋼が製造できるので、建設業界を初めと
して多くの産業分野で利用されることが期待される等産
業と優れた効果を有している。Table 3 [Effects of the Invention] As described above, according to the method of the present invention, even though the web thickness is small and the thickness ratio to the flange is large, the material is uniform and the web waves are Since it is possible to manufacture high-quality H-beam steel that does not generate heat, it has excellent industrial effects and is expected to be used in many industrial fields, including the construction industry.
図面はフランジの厚みが17鵡、ウェブの厚み11語、
ウェブの高さが600鵡、フランジの幅が20018の
H型鋼を、本発明の方法にょシ製造した場合と、機械構
造用炭素鋼鋼材(824C)を用いて従来技術にょシ製
造した場合とにおいて、フランジの硬度分布を比較して
示した図である。In the drawing, the flange thickness is 17 mm, the web thickness is 11 mm,
In the case where an H-shaped steel with a web height of 600mm and a flange width of 20018mm was manufactured using the method of the present invention, and when it was manufactured using the conventional method using carbon steel for machine structures (824C). , is a diagram showing a comparison of the hardness distribution of flanges.
Claims (4)
の厚みがウェブの厚みの1.5倍以上であるH型鋼を圧
延によって製造する薄肉H型鋼の製造方法において、 C:0.01〜0.13wt.%、 Si:0.05〜0.90wt.%、 Mn:0.05〜0.50wt.%、 P:0.030wt.%以下、 S:0.030wt.%以下、 solAl:0.005〜0.500wt.%、Feお
よび不可避不純物:残部、 からなる鋼片をウェブの圧延仕上り温度を730℃以上
とし、且つ、フランジの圧延仕上り温度を前記ウェブの
圧延仕上り温度よりも130℃以上高い温度とし、そし
て、ウェブの合計圧下率が800℃以下の温度において
30%以上である条件で前記鋼片を圧延し、次いで、直
ちにフランジを5℃〜35℃/secの冷却速度で強制
冷却し、そして400℃〜650℃で冷却を停止し、次
いで、自然冷却することを特徴とする靭性および強度の
優れた薄肉H型鋼の製造方法。(1) In a method for manufacturing a thin H-shaped steel by rolling an H-shaped steel whose web thickness is 20 mm or less and whose flange thickness is 1.5 times or more the web thickness, C: 0.01 to 0. .13wt. %, Si: 0.05-0.90wt. %, Mn: 0.05-0.50wt. %, P: 0.030wt. % or less, S: 0.030wt. % or less, solAl: 0.005 to 0.500wt. %, Fe and unavoidable impurities: the balance, the rolling finish temperature of the web is set to 730 ° C. or higher, and the rolling finish temperature of the flange is set to a temperature higher than the rolling finish temperature of the web by 130 ° C. or more, and The steel billet is rolled under the condition that the total rolling reduction of the web is 30% or more at a temperature of 800°C or less, and then the flange is immediately forcedly cooled at a cooling rate of 5°C to 35°C/sec, and A method for manufacturing a thin-walled H-shaped steel with excellent toughness and strength, characterized by stopping cooling at 650°C and then cooling naturally.
の厚みがウェブの厚みの1.5倍以上であるH型鋼を圧
延によって製造する薄肉H型鋼の製造方法において、 C:0.01〜0.13wt.%、 Si:0.05〜0.90wt.%、 Mn:0.05〜0.50wt.%、 P:0.030wt.%以下、 S:0.030wt.%以下、 solAl:0.005〜0.500wt.%、を含有
し、さらに、 V:0.100wt.%以下、 Cu:0.25wt.%以下、 Cr:0.25wt.%以下、 Ni:0.25wt.%以下、 Mo:0.25wt.%以下、 からなる群のうち少なくとも1種を含有し、Feおよび
不可避不純物:残部、 からなる鋼片をウェブの圧延仕上り温度を730℃以上
とし、且つ、フランジの圧延仕上り温度を前記ウェブの
圧延仕上り温度よりも130℃以上高い温度とし、そし
て、ウェブの合計圧下率が800℃以下の温度において
30%以上である条件で前記鋼片を圧延し、次いで、直
ちにフランジを5℃〜35℃/secの冷却速度で強制
冷却し、そして、400℃〜650℃で冷却を停止し、
次いで、自然冷却することを特徴とする靭性および強度
の優れた薄肉H型鋼の製造方法。(2) In a method for producing a thin H-shaped steel by rolling an H-shaped steel whose web thickness is 20 mm or less and whose flange thickness is 1.5 times or more the web thickness, C: 0.01 to 0. .13wt. %, Si: 0.05-0.90wt. %, Mn: 0.05-0.50wt. %, P: 0.030wt. % or less, S: 0.030wt. % or less, solAl: 0.005 to 0.500wt. %, and further contains V: 0.100wt. % or less, Cu: 0.25wt. % or less, Cr: 0.25wt. % or less, Ni: 0.25wt. % or less, Mo: 0.25wt. % or less, containing at least one member of the group consisting of Fe and unavoidable impurities. The steel billet is rolled at a temperature 130°C or more higher than the finishing temperature and the total rolling reduction of the web is 30% or more at a temperature of 800°C or less, and then the flange is immediately rolled at 5°C to 35°C/ Forced cooling at a cooling rate of sec, and stopping cooling at 400°C to 650°C,
Next, a method for producing a thin-walled H-shaped steel with excellent toughness and strength, which is characterized by natural cooling.
の厚みがウェブの厚みの1.5倍以上であるH型鋼を圧
延によって製造する薄肉H型鋼の製造方法において、 C:0.01〜0.13wt.%、 Si:0.05〜0.90wt.%、 Mn:0.05〜0.50wt.%、 P:0.030wt.%以下、 S:0.030wt.%以下、 solAl:0.005〜0.500wt.%、Nb:
0.005〜0.100wt.%、 Feおよび不可避不純物:残部、 からなる鋼片をウェブの圧延仕上り温度を730℃以上
とし、且つ、フランジの圧延仕上り温度を前記ウェブの
圧延仕上り温度よりも130℃以上高い温度とし、そし
て、ウェブの合計圧下率が800℃以下の温度において
30%以上である条件で前記鋼片を圧延し、次いで、直
ちにフランジを5℃〜35℃/secの冷却速度で強制
冷却し、そして400℃〜650℃で冷却を停止し、次
いで、自然冷却することを特徴とする靭性および強度の
優れた薄肉H型鋼の製造方法。(3) In a method for producing a thin H-shaped steel by rolling an H-shaped steel whose web thickness is 20 mm or less and whose flange thickness is 1.5 times or more the web thickness, C: 0.01 to 0. .13wt. %, Si: 0.05-0.90wt. %, Mn: 0.05-0.50wt. %, P: 0.030wt. % or less, S: 0.030wt. % or less, solAl: 0.005 to 0.500wt. %, Nb:
0.005-0.100wt. %, Fe and unavoidable impurities: the balance, the rolling finish temperature of the web is set to 730 ° C. or more, and the rolling finish temperature of the flange is set to a temperature higher than the rolling finish temperature of the web by 130 ° C. or more, and The steel billet is rolled under the condition that the total rolling reduction of the web is 30% or more at a temperature of 800°C or less, and then the flange is immediately forcedly cooled at a cooling rate of 5°C to 35°C/sec, and A method for manufacturing a thin-walled H-shaped steel with excellent toughness and strength, characterized by stopping cooling at 650°C and then cooling naturally.
の厚みがウェブの厚みの1.5倍以上であるH型鋼を圧
延によって製造する薄肉H型鋼の製造方法において、 C:0.01〜0.13wt.%、 Si:0.05〜0.90wt.%、 Mn:0.05〜0.50wt.%、 P:0.030wt.%以下、 S:0.030wt.%以下、 solAl:0.005〜0.500wt.%、Nb:
0.005〜0.100wt.%、 を含有し、さらに、 V:0.100wt.%以下、 Cu:0.25wt.%以下、 Cr:0.25wt.%以下、 Ni:0.25wt.%以下、 Mo:0.25wt.%以下、 からなる群のうち少なくとも1種を含有し、Feおよび
不可避不純物:残部、 からなる鋼片をウェブの圧延仕上り温度を730℃以上
とし、且つ、フランジの圧延仕上り温度を前記ウェブの
圧延仕上り温度よりも130℃以上高い温度とし、そし
て、ウェブの合計圧下率が800℃以下の温度において
30%以上である条件で前記鋼片を圧延し、次いで、直
ちにフランジを5℃〜35℃/secの冷却速度で強制
冷却し、そして、400℃〜650℃で冷却を停止し、
次いで、自然冷却することを特徴とする靭性および強度
の優れた薄肉H型鋼の製造方法。(4) In a method for manufacturing a thin H-type steel by rolling an H-type steel whose web thickness is 20 mm or less and whose flange thickness is 1.5 times or more the web thickness, C: 0.01 to 0. .13wt. %, Si: 0.05-0.90wt. %, Mn: 0.05-0.50wt. %, P: 0.030wt. % or less, S: 0.030wt. % or less, solAl: 0.005 to 0.500wt. %, Nb:
0.005-0.100wt. %, and further contains V: 0.100wt. % or less, Cu: 0.25wt. % or less, Cr: 0.25wt. % or less, Ni: 0.25wt. % or less, Mo: 0.25wt. % or less, containing at least one member of the group consisting of Fe and unavoidable impurities. The steel billet is rolled at a temperature 130°C or more higher than the finishing temperature and the total rolling reduction of the web is 30% or more at a temperature of 800°C or less, and then the flange is immediately rolled at 5°C to 35°C/ Forced cooling at a cooling rate of sec, and stopping cooling at 400°C to 650°C,
Next, a method for producing a thin-walled H-shaped steel with excellent toughness and strength, which is characterized by natural cooling.
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP9591986A JPS62253721A (en) | 1986-04-26 | 1986-04-26 | Production of thin-walled h-shape steel having excellent toughness and strength |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP9591986A JPS62253721A (en) | 1986-04-26 | 1986-04-26 | Production of thin-walled h-shape steel having excellent toughness and strength |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS62253721A true JPS62253721A (en) | 1987-11-05 |
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ID=14150685
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JP9591986A Pending JPS62253721A (en) | 1986-04-26 | 1986-04-26 | Production of thin-walled h-shape steel having excellent toughness and strength |
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