WO2000006789A1 - Acier profile lamine a resistance et tenacite elevees et procede de production correspondant - Google Patents

Acier profile lamine a resistance et tenacite elevees et procede de production correspondant Download PDF

Info

Publication number
WO2000006789A1
WO2000006789A1 PCT/JP1999/004078 JP9904078W WO0006789A1 WO 2000006789 A1 WO2000006789 A1 WO 2000006789A1 JP 9904078 W JP9904078 W JP 9904078W WO 0006789 A1 WO0006789 A1 WO 0006789A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
rolling
strength
less
mpa
section steel
Prior art date
Application number
PCT/JP1999/004078
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Kouichi Yamamoto
Hironori Satoh
Suguru Yoshida
Hirokazu Sugiyama
Hiroyuki Hasegawa
Original Assignee
Nippon Steel Corporation
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel Corporation filed Critical Nippon Steel Corporation
Priority to DE69911732T priority Critical patent/DE69911732T2/de
Priority to US09/509,956 priority patent/US6364967B1/en
Priority to EP99933158A priority patent/EP1026275B1/en
Publication of WO2000006789A1 publication Critical patent/WO2000006789A1/ja

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/0068—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for particular articles not mentioned below
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
    • C21D7/13—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by hot working

Definitions

  • the present invention relates to a high-tensile-strength rolled steel having excellent toughness used as a structural member of a building and a method for producing the same.
  • extra-thick H-beams Due to the increasing height of buildings and stricter safety standards, steel materials used for pillars, especially H-beams with large plate thicknesses (hereinafter referred to as extra-thick H-beams), have Higher strength, higher toughness and lower yield ratio are required.
  • heat treatment such as normalizing treatment has been performed after the end of rolling.
  • the addition of heat treatment resulted in significant cost increases such as energy costs and a decrease in production efficiency, and there was a problem with economics. To solve this problem, it was necessary to develop pieces and manufacturing methods using new alloy designs to obtain high-performance material properties.
  • TM CP Thermo — Mechanical-Control 1 Process
  • M * the high carbon island martensite
  • H10-1487835 discloses that low carbon and low nitrogen, small addition of Nb, V, and Mo, and fine dispersion of Ti oxide and TiN are used.
  • a method for producing high-strength and rolled section steel by accelerated cooling controlled rolling has been proposed, but the use of low C and the use of TMCP has led to increased production costs and complicated production processes. Inviting.
  • the high-concentration elemental segregation zone and the stretched MnS in this case are the drawing value in the thickness direction.
  • the toughness is remarkably reduced, and lamella cracking may occur during welding.
  • Another challenge is to prevent the production of MnS that has an effect. As described above, it is difficult for the conventional technology to manufacture the desired highly reliable, high-strength and high-toughness rolled section steel online and provide it at low cost. Disclosure of the invention
  • the present invention makes it possible to produce a high-tensile-rolled section steel at a low cost without performing a conventional heat treatment such as a normalizing process, and has a high strength and excellent toughness used for structural members of a building.
  • An object of the present invention is to provide a 0 MPa class rolled section steel and a method for producing the same.
  • the feature of the present invention differs from the conventional idea in that Ti is added, and fine Ti oxide and TiN produced by this are finely dispersed, and a low carbon veneite structure is obtained by adding microalloy. This is the point of realizing a high-strength and high-toughness rolled section steel by making the structure finer due to the formation of steel.
  • the feature of the TMCP adopted is that it can efficiently reduce the grain size of the structure even during hot rolling under light pressure in the shape steel rolling, which replaces the large rolling under pressure performed on thick steel plates. Water cooling, and rolling and water cooling are repeated.
  • the present invention manufactures a piece from which a microstructure of low carbon veneite with a small M * content can be obtained, and uses this piece to perform an efficient TMCP in rolling a section steel to have high strength and high toughness. It is characterized by producing shaped steel.
  • the Ti flakes are finely dispersed in Ti crystallization and TiN are finely dispersed by adding Ti in the flakes in order to reduce the grain size during rolling.
  • alloying elements that ensure strength and toughness are added, and the production is further reduced to an extremely low B.
  • the flakes are rolled and shaped to produce a shaped steel.
  • the steel material is water-cooled between hot rolling passes to give a temperature difference between the surface layer and the inside of the steel material, thereby reducing the lightness. Even under rolling conditions, it enhances rolling penetration into the higher-temperature steel material, and introduces working dislocations, which serve as nuclei for the formation of payinite, within grains, and increases the number of nuclei generated.
  • the microstructure can be refined and the efficiency can be improved. The above-mentioned problem has been solved based on the finding that it is possible to produce a controlled rolled steel bar at a low production cost.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • the balance consists of Fe and inevitable impurities, and has a chemical composition in which B is limited to 0.003% or less and A1 content to 0.05% or less among the impurities,
  • the area ratio of payites in the microstructure is within 40%, and the balance is
  • the high carbon island martensite has an area ratio of 5% or less, and has a tensile strength of 590 MPa or more, a yield strength or 0.2% High-strength, high-toughness rolled section steel with mechanical properties of Charpy impact absorption energy of 47 J or more at ° C
  • C a 0.001 to 0.003%, contains one or more of the above, and the balance consists of Fe and unavoidable impurities.
  • the balance is made of bright perlite and high-carbon island-like martensite, and the area ratio of the high-carbon island-like martensite is 5% or less.
  • the rolling process should be performed at a flange surface temperature of 950 ° C or less and a thickness ratio of 10% or more in the rolling process.
  • the section steel is cooled to a temperature range of 700 to 400 ° C at a cooling rate within the range of 0.1 l ° C to 5 ° CZs, and then allowed to cool.
  • the flange surface temperature of the section steel shall be 950 ° C or less, and rolling shall be performed by 10% or more in terms of thickness ratio.
  • the steel section is cooled to a temperature range of 700 to 400 ° C at a cooling rate within the range of 0.1 ° C to 5 ° C / s.
  • V 0.004 to 0.10%
  • the balance consists of Fe and inevitable impurities, and has a chemical composition in which B is limited to 0.003% or less and A1 content is limited to 0.05% or less, among the impurities, It is characterized in that a cross-sectional shape combining two or more types of plates is manufactured by hot rolling with a plate thickness in the range of 15 to 80 faces and a plate thickness ratio in the range of 0.5 to 2.0.
  • High-strength, high-toughness rolled type with mechanical properties of tensile strength of 590 MPa or more, yield strength or 0.2% resistance of 440 MPa or more, and shock absorption energy at 0 ° C of 47 J or more. steel.
  • FIG. 1 is a schematic view of an example of an apparatus arrangement for implementing the method of the present invention.
  • Fig. 2 is a diagram showing the cross-sectional shape of the H-section steel and the sampling position of the mechanical test piece.
  • Higher steel strength can be achieved by (1) refining ferrite crystals, (2) solid solution strengthening by alloying elements, dispersion strengthening by hardened phases, and (3) precipitation strengthening by fine precipitates.
  • Higher toughness can be achieved by: 4 miniaturization of crystals;
  • the toughness is reduced by increasing the strength of steel, and it is necessary to contradict high strength and toughness.
  • the only metallurgical factor that satisfies both at the same time is crystal refinement.
  • the feature of the present invention is that in the steelmaking process, high strength and high strength are achieved by the dispersion of fine Mg oxide and TiN by adding Mg and the refinement of microstructure by low carbon bainite microstructure based on microalloying alloy design. It achieves toughness.
  • the surface of the flange is water-cooled between hot rolling passes, and the rolling step is repeated at the time of reheating, whereby a rolling reduction effect is achieved at the center of the flange with a large thickness.
  • the effect of TMCP to refine the structure is also enhanced in this part, and the refinement of the structure improves the mechanical properties of the base material in each part of the H-section steel, and reduces the dispersion and achieves homogeneity. That is what you do.
  • C is added to strengthen the steel. If it is less than 0.02%, the strength required for structural steel cannot be obtained, and if it exceeds 0.06%, the base metal is not added.
  • the lower limit was set to 0.02% and the upper limit was set to 0.06% because the toughness of the material, weld cracking resistance, and heat affected zone (hereinafter abbreviated as HAZ) toughness were significantly reduced.
  • S i is necessary for securing the strength of the base metal, preliminary deoxidation of molten steel, etc.
  • the content exceeds 0.25%, high-carbon island-like martensite is formed in the hardened structure of the base metal and HAZ, and the toughness of the base metal and the welded joint is significantly reduced. If the content is less than 0.05%, preliminary deoxidation of the molten steel cannot be sufficiently performed, so that the Si content is limited to a range of 0.05 to 0.25%.
  • Mn must be added in an amount of 1.2% or more to ensure the strength of the base metal, but the upper limit was set to 2.0% from the allowable concentration for the toughness and cracking properties of the base metal and welds.
  • the precipitation of the Cu phase in ⁇ is less than 0.3%, it is within the solid solubility limit of Cu in ⁇ , and since precipitation does not occur, strengthening by Cu precipitation cannot be obtained. If the content is 1.2% or more, the precipitation strengthening is saturated, so the Cu content is limited to 0.3 to 1.2%.
  • Ni is an extremely effective element for improving the toughness of the base material. To achieve this effect, the Ni content must be 0.1% or more. However, the addition of more than 2.0% increases the alloy cost and is not economical, so the upper limit was set to 2.0%.
  • Ti controls the generation of M * by precipitating Ti N and reducing solid solution N.
  • the finely precipitated TiN also contributes to the refinement of the y phase.
  • the effect of these Tis is to refine the structure and improve the strength and toughness. Therefore, if the amount is less than 0.05%, the amount of TiN deposited is insufficient, and these effects cannot be exhibited. Therefore, the lower limit of the Ti amount is set to 0.05%. However, if it exceeds 0.025%, excessive Ti precipitates TiC, and the precipitation hardening deteriorates the toughness of the base metal and the weld heat affected zone, so that it is limited to 0.025% or less. .
  • Nb is added for the purpose of increasing hardenability and increasing strength. To achieve this effect, the Nb content needs to be at least 0.01%. However, if it exceeds 0.10%, the precipitation amount of Nb carbonitride increases and the effect of solid solution Nb saturates, so the content was limited to 0.10% or less.
  • V vanadium carbonitride
  • the V content must be at least 0.04%.
  • excessive addition of V causes hardening of the weld and higher yield point of the base metal, so the upper limit of the content was set to 0.10%.
  • N forms a solid solution in ⁇ and increases the strength, but in the upper bainite structure, ⁇ * is generated and the toughness is degraded, so the solid solution ⁇ must be reduced as much as possible.
  • ⁇ in the present invention combines with T i to cause fine precipitation of Ti N in the steel to reduce solid solution N, and then suppresses crystal grain growth due to T i N, resulting in a structure refinement effect. It is added for the purpose of exerting the effect. Therefore, for the manifestation of this effect, if the N content is less than 0.04%, the precipitation amount of T i N is insufficient, and if the N content is more than 0.09%, the precipitation amount is sufficient. Since N precipitates and impairs toughness, the N content is limited to 0.04 to 0.009%.
  • the amounts of P and S contained as unavoidable impurities are not particularly limited, but they cause weld cracking and decrease in toughness due to solidification segregation. Therefore, the P and S contents should be reduced as much as possible. It is desirable to limit it to less than 0.02%.
  • B increases hardenability by adding a small amount and contributes to an increase in strength.
  • containing more than 0.003% of B generates M * in the upper bainite structure and significantly lowers the toughness. It was limited to 0.003% or less as a pure substance.
  • a 1 is set to 0.005% or less is that A 1 is a strong deoxidizing element, and if the content exceeds 0.05%, generation of Ti 10 is inhibited, and Because of the inability to disperse, A 1 was also limited to 0.005% or less as an impurity.
  • the Cr, Ni, Mo, Mg, and Ca may be changed. It can contain at least one of them.
  • the Cr content must be 0.1% or more.
  • an excessive addition exceeding 1.0% is harmful from the viewpoint of toughness and hardenability, so the upper limit was set to 1.0%.
  • Mo is an element effective for securing the base material strength. To achieve this effect, the Mo content needs to be 0.05% or more. However, if it exceeds 0.4%, Mo carbide (Mo 2 C) precipitates and the effect of improving hardenability as solid solution 0 saturates, so it was limited to 0.4% or less.
  • the Mg alloys used for Mg addition are S i —M g—A 1 and N i -M g.
  • the reason for using Mg alloy is to reduce the Mg content by alloying, to suppress the deoxidation reaction when adding to molten steel, to ensure the safety when adding and to improve the Mg yield. It is.
  • Mg is also a strong deoxidizing element that limits Mg to 0.0005 to 0.005%, and crystallized Mg oxide is easily floated and separated in molten steel. Therefore, even if it is added in excess of 0.05%, the yield is not further increased, so the upper limit is set to 0.05%.
  • the lower limit is set to 0.0005%.
  • Mg-based oxide here is mainly described as Mg0, but it has not been analyzed by electron microscopy. According to this study, this oxide forms a complex oxide with T i, a small amount of A 1, and Ca contained as an impurity.
  • the reason for limiting Ca to 0.001 to 0.003% is that Ca is a strong deoxidizing element, and the crystallized Ca oxide easily floats in the molten steel and becomes slag. Therefore, even if added in excess of 0.003%, the yield does not exceed this, so the upper limit was made 0.003%. If the content is less than 0.001%, the desired Ca dispersion density is insufficient, so the lower limit is set to 0.001%.
  • the rolled section steel of the present invention has an area ratio of payite in the microstructure of 4 mm in order to simultaneously secure a tensile strength and toughness of 590 MPa (60 kgf / mm 2 ) class.
  • a tensile strength and toughness of 590 MPa (60 kgf / mm 2 ) class.
  • 590 MPa 60 kgf / mm 2
  • the area ratio of the payinite in the microstructure is 40% or less, and the balance is composed of the light partite and the high carbon island-like martensite.
  • the area ratio of the high carbon island-like martensite is low.
  • the reason why the concentration is set to 5% or less is that if any of the area ratio of bainite and the area ratio of high-carbon island-like martensite exceeds the upper limit, the toughness deteriorates, so the concentration is limited to the upper limit or lower. .
  • the above micro organization can be realized by the method of the present invention. That is, the piece having the above chemical composition is reheated to a temperature range of 110 to 130 ° C.
  • the reason for limiting the reheating temperature to this temperature range is that the production of shaped steel by hot working requires heating of 110 ° C or more to facilitate plastic deformation, and V, Nb, etc.
  • the lower limit of the reheating temperature was set to 1100 because it was necessary to sufficiently dissolve these elements.
  • the upper limit was set to 130 ° C from the heating furnace performance and economy.
  • the rolling process should be performed at a flange surface temperature of 950 ° C or less and a thickness ratio of 10% or more in the rolling process.
  • the section steel is cooled to a temperature range of 700 to 400 ° C at a cooling rate within the range of 0.1 to 5 ° CZs, and then allowed to cool.
  • the steel is once cooled to an average flange temperature of 400 ° C or less, it is heated again to a temperature range of 400 to 500 ° C, held for 15 minutes to 5 hours, and It is preferable to cool and manufacture at least one or a combination of a plurality of processes.
  • the (2) piece heated as described above is subjected to rolling in a rolling process with a flange surface temperature of less than 950 ° C and a thickness ratio of 10% or more in the rolling process.
  • a rolling process with a flange surface temperature of less than 950 ° C and a thickness ratio of 10% or more in the rolling process.
  • the reason why the rolling is performed so that the average rolling temperature of the flange is 950 ° C or less and the total rolling reduction is 10% or more is that the rolling at a temperature higher than this is the effect of grain refinement by controlled rolling. This cannot be expected, and the grain refining effect is small when the total reduction at a temperature of 950 ° C or less is 10% or less.
  • water cooling is performed between hot rolling passes.
  • the surface temperature of the flange is cooled to 700 ° C or less by water cooling, and the reheating process between the next rolling passes is performed.
  • the reason for performing the water-cooling and rolling cycle at least once is that the water-cooling between the rolling passes creates a temperature difference between the surface layer and the inside of the flange, resulting in internal deformation even under light rolling conditions.
  • the purpose of this is to achieve low-temperature rolling in a short time by water cooling and achieve efficient TMCP.
  • Rolling in the recuperation process after cooling the flange surface temperature to 700 ° C or lower is performed to suppress and soften the surface by quenching and hardening due to accelerated cooling after finish rolling.
  • the reason is hula If the surface temperature of the nozzle is cooled to 700 ° C or less, the ⁇ / ⁇ transformation temperature is temporarily cut off, and the surface layer reheats to the temperature by the next rolling, and the rolling is performed in the two-phase coexisting temperature range of ⁇ /. ⁇ Form a mixed structure of fine grain and processed fine ⁇ . Thereby, the hardenability of the surface layer can be significantly reduced, and the hardening of the surface layer caused by accelerated cooling can be prevented.
  • cooling was continued at 700 to 400 ° C at a cooling rate of 0.1 to 5 ° CZs, and then allowed to cool. This is because the nucleation of light and grain growth are suppressed, and the bainite structure is refined to obtain high strength and high toughness.
  • accelerated cooling is stopped at 700 to 400 ° C. If the cooling is stopped at a temperature exceeding ° 100 ° C, a part of the surface layer becomes more than Ar 1 point and the Remaining, this alpha phase transforms into light with the coexisting lights as nuclei, and furthermore, the lights grow and coarsen, so the stop temperature of accelerated cooling was set to 700 ° C or less.
  • the stop temperature of accelerated cooling was limited to 700 to 400 ° C.
  • the average flange temperature of the section steel is cooled to 400 ° C or less, it is heated again to a temperature range of 400 ° C to 500 ° C for 15 minutes to 5 hours.
  • the reason for keeping the temperature and cooling it again is that the steel material once cooled can be heated and held in a heat treatment furnace capable of controlling the temperature to about 500 ° C.
  • the reason for carrying out this manufacturing method is that high-carbon island-like martensite existing in the microstructure as it is rolled is heated again to 400 to 500 ° C to obtain the island-like shape.
  • Matrix C in martensite The purpose is to disperse it into the groundwater and decompose the island-like martensite. As a result, the area ratio of the island-like martensite can be reduced, and the toughness can be improved.
  • the process (2) can cover all sizes with the most efficiency and low cost.
  • the production methods (1) and (3) impair production efficiency, they are effective in improving their mechanical properties.
  • (2) is a process intended for offline use, and it is possible to obtain the target product without using any of the processes (1), (2) and (3).
  • the section steel according to the present invention has a cross-sectional shape in which two or more types of plates are combined within a thickness of 15 to 80 mm and a thickness ratio of 0.5 to 2.0.
  • the reason that the hot rolled steel sheet is manufactured by hot rolling is because the steel material used for pillars is mainly H-section steel with a large thickness, so the maximum sheet thickness is 8 mm. It was set to 0 mm. Steel materials with a plate thickness of more than 80 mm have an extremely large number of multi-layers during welding, resulting in poor workability.
  • the lower limit of the plate thickness was set to 15 dragons because the required strength of the column material can be secured from the plate thickness of 15 sq.m. .
  • the plate thickness ratio is limited to 0.5 to 2.0 for the following two reasons.
  • the flange / web thickness ratio exceeds 2.0, it is caused by the nib seat layer phenomenon due to the draw ratio difference and the cooling rate difference after hot rolling.
  • the upper limit of the sheet thickness ratio was set to 2.0 because the plastic deformation of the web causes a shape defect called so-called web wave in which the web is deformed into a wavy shape.
  • the thickness of the web of the H-column is an important factor to suppress the deformation of the H-column beam-to-beam joint of the building structure.
  • the H-columns have a thickness ratio greater than the flange thickness, and that the thickness ratio be less than 0.5.
  • the lower limit of the sheet thickness ratio was set to 0.5 because shape defects due to wavy flanges occur due to the same phenomenon as canism.
  • the thickness ratio in the present invention may be either the thickness ratio of flange / web, or the thickness ratio of Ebenoflange.
  • the prototype steel was melted in the converter, the alloy was added, pre-deoxidation was performed, the oxygen concentration of the molten steel was adjusted, and then Ti and Mg alloys were added sequentially. It was formed into a piece having a thickness of 300 mm.
  • the cooling of the piece was controlled by selecting the amount of water in the secondary cooling zone below the mold and the removal speed of the piece.
  • the piece was heated at 1300 ° C. and rolled into an H-section steel with a universal rolling installation row shown in FIG. 1, although illustration of the rough rolling step is omitted.
  • Water cooling between the rolling passes is provided with water cooling devices 5a before and after the intermediate universal rolling mill 4, and the spray cooling and reverse rolling of the flange outer surface are repeated.
  • the accelerated cooling after rolling is performed by the finishing universal rolling mill 6.
  • the mixture was cooled by water cooling. Also, depending on the type of steel, the outside of the flange was spray-cooled by a cooling device 5b installed on the rear surface after the end of rolling, if necessary.
  • the mechanical properties are shown in Fig. 2, where the center of the flange thickness t2 of the flange 2 of the H-section steel 1 with the flange 2 and the flange 3 (12 t2) (1 t of the total flange width (B)) From the Z4, 1/2 width (1Z4B, 1Z2B), it was determined using the collected test pieces. The characteristics of these locations were determined as follows: The flange 1 / 4F section shows the average mechanical properties of the H-section steel, and the flange 1Z2F section has the lowest properties. , These two places This is because it was judged that the mechanical test characteristics of the H-section steel could be represented. Table 1 shows the chemical component values of the steel of the present invention.
  • Table 2 shows the methods for producing the steels of the present invention shown in Table 1, the mechanical test characteristic values of these H-section steels, the area of the payout, and M *. It is well known that the rolling heating temperature was adjusted to 1300 ° C, which generally reduces the heating temperature to 7 grains and improves mechanical test characteristics. Is considered to indicate the lowest value of the mechanical characteristics, and it was determined that this value could represent the mechanical test characteristics at a lower heating temperature. As shown in Table 2, all of the rolled steel bars manufactured according to the present invention had a tensile strength of 590 MPa or more, a yield strength or a 0.2% proof stress of at least 44 MPa, and a Charpy steel at 0 ° C. It exhibited mechanical properties of impact absorption energy of 47 J or more.
  • the flange surface temperature of the section steel was 950 ° C or less, and the rolling process was performed at a thickness ratio of 10% or more.
  • the flakes designed by the alloy according to the present invention and the rolled section to which the controlled rolling method is applied have sufficient strength even at the flange plate thickness of 1/2 and the width of 12 parts where mechanical test characteristics are the least guaranteed.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Description

明 細 書 高強度高靱性圧延形鋼とその製造方法 技術分野
本発明は、 建造物の構造部材と して用いられる靱性の優れた高張 力圧延形鋼およびその製造方法に係わる ものである。 背景技術
建築物の超高層化、 安全基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。 熱処理の付加はェ ネルギ一コス 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。 この問題を解決するために、 高性能の材質特 性が得られるような新しい合金設計による铸片と製造法の開発が必 要となった。
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、 圧延造形上からの圧延条件 （温度、 圧下率） の制限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 （ J I S G 3 1 0 6 ) 等の規準に満たない部位が 生じる。 特に極厚 H形鋼を連続铸造铸片を素材と して圧延製造する 場合には、 連続铸造設備での製造可能な铸片最大厚みに限界があり 、 造形に必要な十分な铸片断面積が得られないため、 その圧延は低 圧下比圧延となる。 さ らに、 圧延造形により製品の寸法精度を得る ために高温圧延を指向するので板厚の厚いフラ ンジ部は高温圧延と なり、 圧延終了後の鋼材冷却も徐冷となる。 その結果、 ミ ク ロ組織 は粗粒化し、 強度 * 靱性が低下する。
圧延プロセスでの組織微細化法と して、 TM C P (T h e r m o — M e c h a n i c a l - C o n t r o l 1 P r o c e s s ) 力く あるが、 形鋼圧延では、 圧延条件に制限があるので、 鋼板での TM C Pのような低温 · 大圧下圧延の適用は困難である。 また、 厚鋼板 分野では V N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 6 2 — 5 0 5 4 8号公報、 特公昭 6 2 — 5 4 8 6 2号公 報の技術が提案されている。 しかし、 これらの方法を 5 9 0 MPa 級 の製造に適用 した場合には、 高濃度の固溶 Nを含有するこ とから、 生成するべイナィ ト組織内に高炭素島状マルテンサイ ト （以降 M* と称する） を生成し、 靱性が著しく低下して規格値をク リア一する ことは困難であるという問題があった。 また、 特開平 1 0 — 1 4 7 8 3 5号公報においては、 低炭素化一低窒素化と N b， V, M oの 微量添加および、 T i酸化物および T i Nの微細分散による組織微 細化へ加え、 加速冷却型制御圧延による高強度 · 圧延形鋼の製造法 が提案されているが、 低 C化と TM C Pの採用による製造コス トの 上昇や製造工程の複雑化を招いている。
前記の問題を解決するためには、 圧延形鋼において M *生成量の 少ない低炭素べィナイ トを生成させ組織を微細化する必要がある。 それには圧延加熱時のァ粒径を細粒化するために製鋼過程において 、 铸片中に予め T i 一 0を微細晶出させ、 これを核に T i Nを微細 析出させ、 加えて、 低炭素化するために、 微量で高強度が得られる マイ ク ロア口ィの微量添加した铸片を製造する必要がある。 また、 H形鋼のフラ ンジとゥ ヱブの結合部のフィ レ ツ ト部は C C铸片の中 心偏析帯と一致し、 この偏析帯内の M n Sは圧延により著し く 延伸 する。 ここでの高濃度の元素偏析帯と延伸 M n Sは扳厚方向の絞り 値 . 靱性を著し く低下させ、 さ らに溶接時にラメ ラティ ア割れを生 じさせる場合もあり、 この有害な作用を持つ M n Sの生成を阻止す ること も大きな課題である。 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。 発明の開示
本発明は、 従来の焼準処理などの熱処理を施すこ となく 、 低コス 卜で高張力圧延形鋼の製造を可能と し、 建造物の構造部材に用いる 高強度で靱性の優れた 5 9 0 MPa 級圧延形鋼およびその製造方法を 提供することを目的とする。
本発明の特徴は従来の発想とは異なり、 T i を添加し、 これによ り生成させた微細 T i 酸化物と T i Nの微細分散およびマイ クロア ロイの添加による低炭素べィナイ ト組織の生成とによる組織の微細 化により高強度でかつ高靭性の圧延形鋼を実現した点にある。
加えて採用 した T M C Pの特徴は厚鋼板で実施されている大圧下 圧延に代わる形鋼圧延での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。
本発明は、 M *含有量の少ない低炭素べィナイ 卜の微細組織が得 られる铸片を铸造し、 この铸片を用い、 形鋼圧延において効率的な T M C Pを行い高強度かつ高靱性を有する形鋼を製造することを特 徴と している。
その铸片は、 製鋼過程において、 圧延加熱時のァ細粒化を目的に 、 铸片内に T i 添加により微細 T i一 0の晶出と T i Nを微細分散 させ、 加えて、 圧延後の組織内の M *低減を狙い、 強度と靱性を確 保する合金元素を添加し、 さ らに極低 B化を行ない製造する。
次いで、 この铸片を圧延造形し形鋼を製造するが、 この圧延形鋼 圧延プロセスでは、 熱間圧延パス間で鋼材を水冷することにより、 鋼材の表層部と内部に温度差を与え、 軽圧下条件下においても、 よ り高温の鋼材内部への圧下浸透を高め、 ァ粒内でのペイナイ ト生成 核となる加工転位を導入し、 その生成核を増加させる。 加えて、 圧 延後の ァ Zな変態温度域を冷却制御することにより、 その核生成さ せたペイナイ 卜の成長を抑制する方法によればミ ク 口組織の微細化 ができ、 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、 以下のとおりである。
( 1 ) 重量％で、
C ： 0 0 2 0 0 6 %、
S i 0 0 5 0 . 2 5 %、
M n 1 2 2 0 %、
C u 0 3 1 2 %、
N i 0 1 2 0 %、
T i 0 0 0 5 0 . 0 2 5 %、
N b 0 0 1 0 . 1 0 %、
V ： 0 0 4 0 1 0 %、
N ： 0 0 0 4 0 . 0 0 9 % ,
O ： 0 0 0 2 0 . 0 0 4 %、
を含み、 残部が F eおよび不可避不純物からなり、 該不純物のうち Bを 0 . 0 0 0 3 %以下および A 1 含有量を 0 . 0 0 5 %以下に制 限した化学組成を有し、 かつミ ク ロ組織中のペイナイ 卜の面積率が 4 0 %以内で、 残部がフ ヱライ ト ' パーライ トおよび高炭素島状マ ルテンサイ 卜からなり、 該高炭素島状マルテンサイ 卜の面積率が 5 %以下であるこ とを特徴とする引張強度 5 9 0 MPa 以上、 降伏強度 または 0 . 2 %耐カ 4 4 0 MPa 以上、 0 °Cでのシ ャルピー衝撃吸収 エネルギーが 4 7 J以上の機械特性を有する高強度高靱性圧延形鋼
( 2 )
し ： 0 0 2 0 0 0
D ノ 、
S i ： 0 0 5 0 . 2 5 %、
M n ： 1 2 2 0 % 、
C u ： 0 3 1 2 % 、
T i ： 0 0 0 5 0 . 0 2 5 %、
N b ： 0 0 1 0 . 1 0 %、
V ： 0 0 4 0 1 0 % 、
N ： 0 0 0 4 0 . 0 0 9 %、
0 ： 0 0 0 2 0 ， 0 0 4 %、
および C r : 0 . 卜 1 . 0 %， N i : 0 . 1 〜 2 . 0 %, M o : 0 . 0 5〜 0 . 4 0 %, M g : 0 . 0 0 0 5〜 0 . 0 0 5 0 %, C a : 0 . 0 0 1 〜 0 . 0 0 3 %のう ちいずれか 1 種または 2種以上 を含み、 残部が F eおよび不可避不純物からなり、 該不純物のうち Bを 0 . 0 0 0 3 %以下および A 1 含有量を 0 . 0 0 5 %以下に制 限した化学組成を有し、 かつミ ク ロ組織中のペイナイ 卜の面積率が 4 0 %以内で、 残部がフ ヱライ ト · パーライ トおよび高炭素島状マ ルテンサイ 卜からなり、 該高炭素島状マルテ ンサイ 卜の面積率が 5 %以下であるこ とを特徴とする引張強度 5 9 0 MPa 以上、 降伏強度 または 0 . 2 %耐カ 4 4 0 MPa 以上、 0 °Cでのシ ャルピー衝撃吸収 エネルギーが 4 7 J以上の機械特性を有する高強度高靱性圧延形鋼 ( 3 ) 重量％で、
C ： 0 0 2 0 0 6 %ヽ
S i 0 0 5 0 . 2 5 %、
M n 1 2 2 0 %、
C u 0 3 1 2 %、
〜
N i 0 1 2 0 %、
Λ r
1 o c 0/
l υ 1) U ϋ U . U
N b 0 0 1 0 . 1 0 %、
V ： 0 0 4 0 1 0 %
N ： 0 0 0 4 0 . 0 0 9 %、
0 ： 0 0 0 2 0 . 0 0 4
を含み、 残部が F eおよび不可避不純物からなり、 該不純物のうち Bを 0 . 0 0 0 3 %以下および A 1 含有量を 0 . 0 0 5 %以下に制 限した化学組成を有する铸片を 1 1 0 0〜 1 3 0 0 °Cの温度域に加 熱した後に圧延を開始し、
① 圧延工程で形鋼のフ ラ ンジ表面温度が 9 5 0 °C以下で厚み比 にして 1 0 %以上圧延加工をおこなう こと、
② 圧延工程で形鋼のフ ラ ンジ表面を 7 0 0 °C以下にまで水冷し 復熱過程で圧延する水冷 · 圧延サイクルを 1 回以上おこなう こと、
③ 圧延終了後に形鋼のフラ ンジ平均温度が 0 . l °C〜 5 °C Z s の範囲内の冷却速度で 7 0 0〜 4 0 0 °Cの温度域に冷却した後に放 冷すること、
④ 形鋼のフラ ンジ平均温度が 4 0 0 °C以下まで一旦冷却された 後、 4 0 0 〜 5 0 0 °Cの温度域まで再び加熱し、 1 5分〜 5 時間保 定し、 再度冷却するこ と、 の少なく とも単独も しく は複数の方法を 組み合わせることを特徵とする引張強度 5 9 0 MPa 以上、 降伏強度 または 0 . 2 %耐カ 4 4 0 MPa 以上、 0 °Cでのシ ャルビ一衝擊吸収 エネルギーが 4 7 J以上の機械特性を有する高強度高靱性圧延形鋼 の製造方法。
( 4 ) 重量％で、
C ： 0. 0 2〜 0. 0 6 %、
S i ： 0. 0 5〜 0. 2 5 %、
M n ： 1 . 2〜 2. 0 %、
C u ： 0. 3〜 1 . 2 %、
T i ： 0. 0 0 5〜 0. 0 2 5 %、
N b ： 0. 0 1〜 0. 1 0 %、
V ： 0. 0 4〜 0. 1 0 %、
N ： 0 . 0 0 4〜 0. 0 0 9 %、
0 : 0. 0 0 2〜 0. 0 0 4 %、
および C r : 0. 卜 1. 0 %， N i : 0. 卜 2. 0 %, M o : 0. 0 5〜 0. 4 0 %， M g : 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 5 0 %, C a ： 0. 0 0 1〜 0. 0 0 3 %
のうちいずれか 1 種または 2種以上を含み、 残部が F eおよび不可 避不純物からなり、 該当不純物のうち Bを 0. 0 0 0 3 %以下およ び A 1 含有量を 0. 0 0 5 %以下に制限した化学組成を有する铸片 を 1 1 0 0 ~ 1 3 0 0 °Cの温度域に加熱した後に圧延を開始し、
① 圧延工程で形鋼のフラ ンジ表面温度が 9 5 0 °C以下で厚み比 にして 1 0 %以上圧延加工をおこなう こと、
② 圧延工程で形鋼のフラ ンジ表面を Ί 0 0 °C以下にまで水冷し 復熱過程で圧延する水冷 · 圧延サイ クルを 1 回以上おこなう こ と、
③ 圧延終了後に形鋼のフラ ンジ平均温度が 0. I °C〜 5 °C/ s の範囲内の冷却速度で 7 0 0〜 4 0 0 °Cの温度域に冷却した後に放 冷するこ と、
④ 形鋼のフ ラ ンジ平均温度が 4 0 0 °C以下まで一旦冷却された 後、 4 0 0 ~ 5 0 0 °Cの温度域まで再び加熱し、 1 5分〜 5 時間保 定し、 再度冷却すること、 の少なく と も単独も し く は複数の方法を 組み合わせることを特徴とする引張強度 5 9 0 MPa 以上、 降伏強度 または 0 . 2 %耐カ 4 4 0 MPa 以上、 0 °Cでのシ ャルビ一衝撃吸収 エネルギーが 4 7 J以上の機械特性を有する高強度高靱性圧延形鋼 の製造方法。
( 5 ) 重量％で、
C ： 0 . 0 2 〜 0 . 0 6 %、
S i ： 0 . 0 5 〜 0 . 2 5 %、
M n ： 1 . 2 〜 2 . 0 %、
C u ： 0 . 3 〜 1 . 2 %、
N i ： 0 . 卜 2. 0 %
T i ： 0 . 0 0 5 〜 0 . 0 2 5 %、
N b ： 0 . 0 1 〜 0 . 1 0 %、
V ： 0 . 0 4 〜 0 . 1 0 %、
N ： 0 . 0 0 4 〜 0 . 0 0 9 %、
0 : 0 . 0 0 2 〜 0 . 0 0 4 %、
を含み、 残部が F eおよび不可避不純物からなり、 該当不純物のう ち Bを 0 . 0 0 0 3 %以下および A 1 含有量を 0 . 0 0 5 %以下に 制限した化学組成を有し、 板厚が 1 5 ~ 8 0顏の範囲内かつ板厚比 が 0 . 5 〜 2 . 0の範囲内で 2種以上の板を組み合わせた断面形状 を熱間圧延で製造することを特徴とする引張強度 5 9 0 MPa 以上、 降伏強度または 0 . 2 %耐カ 4 4 0 MPa 以上、 0 °Cでのシ ャルビ一 衝撃吸収エネルギーが 4 7 J以上の機械特性を有する高強度高靱性 圧延形鋼。
( 6 ) 重量％で、
C ： 0 . 0 2 〜 0 . 0 6 %、 S i ： 0. 0 5〜 0. 2 5 %、
M n : 1 . 2〜 2. 0 %、
C u : 0. 3〜 1 . 2 %、
T i : 0. 0 0 5〜 0. 0 2 5 %、
N b : 0. 0 卜 0. 1 0 %、
V : 0. 0 4〜 0. 1 0 %、
N : 0. 0 0 4〜 0. 0 0 9 %、
O : 0. 0 0 2〜 0. 0 0 4 %、
および C r : 0. 1 〜 1 . 0 %， N i : 0. 卜 2. 0 %, M o : 0. 0 5〜 0. 4 0 %， M g ： 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 5 0 %， C a : 0. 0 0 1 〜 0. 0 0 3 %のうちいずれか 1 種または 2種以上 を含み、 残部が F eおよび不可避不純物からなり、 該当不純物のう ち Bを 0. 0 0 0 3 %以下および A 1 含有量を 0. 0 0 5 %以下に 制限した化学組成を有し、 板厚が 1 5〜 8 0 mmの範囲内かつ板厚比 が 0. 5〜 2. 0 の範囲内で 2種以上の板を組み合わせた断面形状 を熱間圧延で製造することを特徴とする引張強度 5 9 0 MPa 以上、 降伏強度または 0. 2 %耐カ 4 4 0 MPa 以上、 0 °Cでのシャルピー 衝撃吸収エネルギーが 4 7 J以上の機械特性を有する高強度高靱性 圧延形鋼。 図面の簡単な説明
図 1 は、 本発明法を実施する装置配置例の略図である。
図 2 は、 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。 発明を実施するための最良の形態
以下、 本発明について詳細に説明する 鋼の高強度化は①フ ェ ライ ト結晶の微細化、 ②合金元素による固 溶体強化、 硬化相による分散強化、 ③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、 ④結晶の微細化、 ⑤母相
(フ ェ ライ 卜） の固溶 N , Cの低減、 ⑥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、 析出物の低減と微小 化等により達成される。
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、 結晶の微細化である。
本発明の特徴は、 製鋼工程における、 M g添加による微細 M g酸 化物と T i Nの分散およびマイ ク ロァロイ ング合金設計に基づく低 炭素べィナイ ト組織化による組織微細化により高強度 · 高靱性化を 達成する ものである。
加えて本発明では、 熱間圧延工程において、 熱間圧延パス間でフ ラ ンジ表面を水冷し、 その復熱時に圧延する工程を繰り返すことに よりフラ ンジの扳厚中心部に圧下浸透効果を付与し、 この部位にお いても T M C Pによる組織微細化効果を高め、 この組織微細化によ り H形鋼の各部位における母材の機械特性を向上させるとともにバ ラツキを低減し均質化を達成する ものである。
以下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 o
まず、 Cは鋼を強化するために添加する もので、 0 . 0 2 %未満 では構造用鋼と して必要な強度が得られず、 また、 0 . 0 6 %を超 える添加では、 母材靱性、 耐溶接割れ性、 溶接熱影響部 （以下 H A Zと略記） 靱性などを著しく低下させるので、 下限を 0 . 0 2 %、 上限を 0 . 0 6 %と した。
次に、 S i 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. 2 5 %を超えると母材および H A Zの硬化組織中に高炭素 島状マルテンサイ トを生成し、 母材および溶接継手部靱性を著しく 低下させる。 また、 0. 0 5 %未満では溶鋼の予備脱酸が十分にで きないため S i含有量を 0. 0 5〜 0. 2 5 %の範囲に限定した。
M nは母材の強度確保には 1 . 2 %以上の添加が必要であるが、 母材および溶接部の靱性、 割れ性などに対する許容濃度から上限を 2. 0 %と した。
C uは α温度域での保持および緩冷却により 相中の転位上に C u相を析出 し、 その析出硬化により母材の常温強度を増加させる。 ただし、 この α中での C u相の析出は 0. 3 %未満では α中での C uの固溶限内であり、 析出が生じないため C u析出による強化は得 られない。 また 1. 2 %以上ではその析出強化は飽和するので C u 0. 3〜 1. 2 %に限定した。
N i は母材の強靱性を高める極めて有効な元素である。 この効果 の発現には N i含有量は 0. 1 %以上が必要である。 しかし、 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。
T i は T i Nを析出し、 固溶 Nを低減することにより M *の生成 を制御する。 また、 微細析出した T i Nは y相の微細化にも寄与す る。 これらの T iの作用により組織を微細化し強度 · 靱性を向上さ せる。 従って、 0. 0 0 5 %未満では T i Nの析出量が不足し、 こ れらの効果を発現し得ないため T i量の下限値を 0. 0 0 5 %と し た。 しかし、 0. 0 2 5 %を超えると過剰な T i は T i Cを析出し 、 その析出硬化により母材および溶接熱影響部の靱性を劣化させる ため 0. 0 2 5 %以下に制限した。
N bは焼入性を上昇させ強度を增加させる目的で添加している。 この効果の発現には、 N b含有量は 0. 0 1 %以上が必要である。 しかし 0. 1 0 %超では、 N b炭窒化物の析出量が増加し固溶 N b と しての効果が飽和するので 0. 1 0 %以下に制限した。
Vは微量添加により圧延組織を微細化でき、 バナジン炭窒化物の 析出により強化することから低合金化でき溶接特性を向上できる。 この効果の発現には、 V含有量は 0. 0 4 %以上が必要である。 し かしながら、 V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、 含有量の上限を V ： 0. 1 0 %と した。
Nは α中に固溶し、 強度を上昇させるが、 上部べィナイ ト組織で は、 Μ*を生成し、 靱性を劣化させるので、 固溶 Νはできるだけ低 減する必要がある。 しかし、 本発明での Νは T i と化合させ鋼中に T i Nを微細析出させ、 固溶 Nを低減させた上で、 T i Nによる結 晶の粒成長を抑制し組織微細化効果を発揮させる目的で添加してい る。 従って、 この効果の発現には、 N量が 0. 0 0 4 %未満では T i Nの析出量が不足し、 0. 0 0 9 %超では析出量は十分となるが 、 粗大な T i Nが析出し、 靱性を損ねるので N ： 0. 0 0 4〜 0. 0 0 9 %に限定した。
0 (酸素） は T i — 0の生成に不可欠であり、 それには 0. 0 0 2 %を超える含有が必要であるが、 0. 0 0 4 %を超えて含有する と、 生成する T i 一◦粒子は粗大化し、 靭性を低下させるため、 0 含有量を 0. 0 0 2〜 0. 0 0 4 %に限定した。
不可避不純物と して含有する P， Sについては、 それらの量を特 に限定しないが凝固偏析による溶接割れ、 靱性低下の原因となるの で、 極力低減すべきであり P， S量はそれぞれ 0. 0 0 2 %未満に 制限するこ とが望ま しい。
Bは微量添加で焼入性を上昇させ強度増加に寄与する。 しかし、 0. 0 0 0 3 %超の Bを含有すると上部べィナイ ト組織中に M*を 生成し靱性を著しく低下させることが判明したので、 Bはむしろ不 純物と して 0. 0 0 0 3 %以下に制限した。
A 1 を 0. 0 0 5 %以下と したのは、 A 1 は強力な脱酸元素であ り、 0. 0 0 5 %超の含有では、 T i 一 0の生成が阻害され、 微細 な分散ができないため、 A 1 も不純物と して 0. 0 0 5 %以下に制 限した。
更に、 本発明による形鋼の鋼種によっては、 以上の元素に加えて 、 母材強度の上昇、 および母材の靱性向上の目的で、 C r， N i , M o , M gおよび C aのうちの少なく とも 1種を含有することがで きる。
C rは焼入性の向上により、 母材の強化に有効である。 この効果 の発現には C r含有量は 0. 1 %以上が必要である。 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。
M oは母材強度の確保に有効な元素である。 この効果の発現には 、 M o含有量は 0. 0 5 %以上が必要である。 しかし 0. 4 %超で は、 M o炭化物 （M o 2 C ) を析出し固溶 Μ 0 と しての焼入性向上 効果が飽和するので 0. 4 %以下に制限した。
M g添加に使用する M g合金は S i — M g— A 1 および N i - M gである。 M g合金を用いた理由は合金化により M g含有濃度を低 減し、 溶鋼への添加時の脱酸反応を抑制し、 添加時の安全性の確保 と M gの歩留を向上させるためである。 M gを 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 5 %に限定するのは、 M gも強力な脱酸元素であり、 晶出した M g酸化物は溶鋼中で容易に浮上分離されるため 0. 0 0 5 %を超 えて添加しても、 これ以上は歩留ま らないため上限を 0. 0 0 5 % と した。 また、 0. 0 0 0 5 %未満では目的の M g系酸化物の分散 密度が不足するため下限を 0. 0 0 0 5 %と した。 なお、 ここでの M g系酸化物は、 主に M g 0と表記しているが、 電子顕微鏡解析な どによると、 この酸化物は T i 、 微量の A 1 および不純物と して含 まれている C aなどとの複合酸化物を形成している。
C aを 0 . 0 0 1 〜 0 . 0 0 3 %に限定する理由は、 C aが強力 な脱酸元素であり、 晶出する C a酸化物は溶鋼中で容易に浮上しス ラグと して分離されるため、 0 . 0 0 3 %を超えて添加しても、 こ れ以上は歩留ま らないため、 上限を 0 . 0 0 3 %と した。 また 0 . 0 0 1 %未満では目的の C a分散密度が不足するため下限を 0 . 0 0 1 %と した。
本発明の圧延形鋼は、 5 9 0 MPa ( 6 0 kg f /mm 2 ) 級の引張強さ と靭性とを同時に確保するために、 ミ ク 口組織中のペイナイ トの面 積率が 4 0 %以内で、 残部がフ ヱライ ト · パーラィ トおよび高炭素 島状マルテンサイ 卜から成り、 該高炭素島状マルテンサイ 卜の面積 率が 5 %以下である ミ クロ組織を有することが必要である。
ミ ク ロ組織中のペイナィ 卜の面積率が 4 0 %以内で、 残部がフヱ ライ ト . パ—ライ 卜および高炭素島状マルテンサイ 卜からなり、 該 高炭素島状マルテンサイ 卜の面積率が 5 %以下と したのは、 ベイナ ィ ト面積率、 高炭素島状マルテ ンサイ ト面積率のいずれかが当該上 限値を超える場合、 靱性が劣化するため当該上限値以下の濃度範囲 に限定した。
上記の ミ ク ロ組織は、 本発明の方法によつて実現できる。 すなわ ち、 上記の化学組成を有する铸片を 1 1 0 0〜 1 3 0 0 °C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 1 1 0 0 °C以上の 加熱が必要であり、 且つ V， N b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 1 1 0 0てと した。 その上限は加 熱炉の性能、 経済性から 1 3 0 0 °Cした。
上述のように加熱された铸片は、 ① 圧延工程で形鋼のフ ラ ンジ表面温度が 9 5 0 °C以下で厚み比 にして 1 0 %以上圧延加工をおこなう こと、
② 圧延工程で形鋼のフラ ンジ表面を 7 0 0 °C以下にまで水冷し 復熱過程で圧延する水冷 ' 圧延サイ クルを 1 回以上おこなう こと、
③ 圧延終了後に形鋼のフ ラ ンジ平均温度が 0 . l °C〜 5 °C Z s の範囲内の冷却速度で 7 0 0〜 4 0 0 °Cの温度域に冷却した後に放 冷するこ と、
④ 形鋼のフラ ンジ平均温度が 4 0 0 °C以下まで一旦冷却された 後、 4 0 0 〜 5 0 0 °Cの温度域まで再び加熱し、 1 5分〜 5 時間保 定し、 再度冷却すること、 の少なく と も単独も しく は複数工程を組 み合わせて製造することが好ま しい。
先ず、 ①と して、 上記のように加熱された铸片は圧延工程で形鋼 のフ ラ ンジ表面温度が 9 5 0 °C以下で厚み比にして 1 0 %以上の圧 延加工を行う必要がある。 すなわち、 フ ラ ンジの圧延平均温度が 9 5 0 °C以下で総圧下量が 1 0 %以上になるように圧延する理由は、 これ以上での温度での圧下は制御圧延による細粒化効果は期待でき ず、 また、 9 5 0 °C以下の温度での総圧下量が 1 0 %以下ではその 細粒化効果が小さいためである。
次に、 ②と して、 熱間圧延のパス間で水冷し、 圧延中に、 フ ラ ン ジ表面温度を 7 0 0 °C以下に水冷により冷却し、 次の圧延パス間の 復熱過程で圧延する水冷 · 圧延サイ クルを 1 回以上行う と したのは 、 圧延パス間の水冷により、 フラ ンジの表層部と内部とに温度差を 付与し、 軽圧下条件においても内部への加工歪みを浸透させるため と、 水冷によ り短時間で低温圧延を実現させ T M C Pを効率的に行 うためである。 フラ ンジ表面温度を 7 0 0 °C以下に冷却した後、 復 熱過程で圧延するのは、 仕上げ圧延後の加速冷却による表面の焼入 れ硬化を抑制し軟化させるために行う ものである。 その理由はフラ ンジ表面温度を 7 0 0 °C以下に冷却すれば一旦ァ / α変態温度を切 り、 次の圧延までに表層部は復熱昇温し、 圧延はァ / の二相共存 温度域での加工となり、 Ί細粒化と加工された微細 α との混合組織 を形成する。 これにより表層部の焼入性を著しく 低減でき、 加速冷 却により生じる表面層の硬化を防止できるからである。
更に③と して、 圧延終了後、 引続き、 0 . l 〜 5 °C Z sの冷却速 度で 7 0 0〜 4 0 0 °Cまで冷却し放冷すると したのは、 加速冷却に よりフ Xライ 卜の核生成 · 粒成長抑制およびべィナイ ト組織を微細 化し高強度 · 高靱性を得るためである。 次いで、 加速冷却を 7 0 0 〜 4 0 0 °Cで停止するのは、 Ί 0 0 °Cを超える温度で停止した場合 には、 表層部の一部が A r 1 点以上となり ァ相を残存し、 このァ相 が、 共存するフヱライ トを核にフヱライ ト変態し、 さ らにフヱライ トが成長し粗粒化するため加速冷却の停止温度を 7 0 0 °C以下と し た。 また、 4 0 0 °C未満の冷却では、 その後の放冷中にペイナイ ト 相のラス間に生成する高炭素マルテンサイ 卜が、 冷却中にセメ ンタ ィ トを析出することにより分解できず、 硬化相と して存在すること になる。 この高炭素マルテンサイ 卜は脆性破壊の起点と して作用し 、 靭性低下の原因となる。 これらの理由により、 加速冷却の停止温 度を 7 0 0〜 4 0 0 °Cに限定した。
また、 ④と して形鋼のフラ ンジ平均温度が 4 0 0 °C以下まで一旦 冷却された後、 4 0 0〜 5 0 0 °Cの温度域まで再び加熱し、 1 5分 〜 5時間保定し、 再度冷却すると したのは、 一旦冷却した鋼材に 5 0 0 °c程度まで温度制御が可能な熱処理炉で加熱保持することによ り実施することができるからである。
この製造方法を実施する理由は、 圧延ままの状態でミ ク ロ組織中 に存在する高炭素島状マルテンサイ 卜に再度 4 0 0〜 5 0 0 °Cまで 熱を加えることにより、 当該素島状マルテンサイ ト中の Cをマ ト リ クス中へ拡散させ島状マルテンサイ トを分解させるためである。 こ れにより島状マルテンサイ 卜の面積率を低減し、 靱性を向上させる ことが可能となる。
実際の形鋼の製造においては、 ②の製造方法を採用することが好 ま しい。 それは、 ②の工程が最も能率的かつ低コ ス トで全サイズを カバ一することが可能であるからである。 ①， ③の製造方法は、 生 産効率を害するものの、 その機械特性を向上させる意味においては 効果的である。 また④はオフライ ンを目的と した工程であり、 ①， ②， ③のいずれかの工程を採用しなくても、 目的とする製品を得る ことができる工程である。
また、 本発明による形鋼は、 板厚か 1 5〜 8 O mmの範囲内で、 か っ扳厚比が 0 . 5〜 2 . 0 の範囲内で 2種以上の板を組み合わせた 断面形状を熱間圧延で製造することを規定している理由は、 柱用に 用いられる鋼材には主と して板厚の大きなサイズの H形鋼が採用さ れることから、 最大の板厚みを 8 0 mmまでと した。 8 0 mmを超える 板厚みを持つ鋼材は、 溶接時に多層盛り回数が極めて大き く なり施 ェ性が低下する。 板厚の下限値を 1 5龍と したのは、 柱材と して必 要強度が確保できるのは板厚 1 5關からであり、 それ未満では必要 強度を満足させることができないためである。 加えて板厚比を 0 . 5〜 2 . 0 に限定したのは、 以下の 2つの理由による。 H形鋼を熱 間圧延で製造する場合、 フ ラ ンジ /ウェブの板厚比が 2 . 0 を越え る場合、 延伸比差によるゥニブ座層現象や熱間圧延後の冷却速度差 に起因するゥ ブの塑性変形により、 ゥ ブが波打ち状の形状に変 形するいわゆるウ ェブ波と呼ばれる形状不良が発生するため板厚比 の上限値を 2 . 0 と した。 一方、 建築構造物の H柱一梁接合部の変 形を抑制させるためには、 H柱のウェブの板厚が重要な要素であり 、 現状ではダブラープレー ト と称する鋼板で捕強されて使用されて いる実態と変形防止の観点からウェブの板厚がフラ ンジの扳厚以上 ある厚み比構成の H柱が求められていること、 板厚比が 0. 5未満 の場合は前述したウェブ波のメ カニズムと同様な現象でフラ ンジの 波打ちによる形状不良が発生するため、 板厚比の下限値を 0. 5 と した。
なお、 本発明でいう板厚比とは、 フラ ンジ /ウェブの板厚比、 も し く はゥエブノフラ ンジの扳厚比のいずれでもよい。 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、 T i， M g合金を順次添加し、 連続铸造に より 2 5 0〜 3 0 0 mm厚铸片に铸造した。 铸片の冷却はモール ド下 方の二次冷却帯の水量と铸片の引き抜き速度の選択により制御した 。 該铸片を 1 3 0 0 °Cで加熱し、 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着列で 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 5 aを設け 、 フラ ンジ外側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 て圧延し、 水冷により冷却した。 また、 必要により鋼種によっては、 圧延終了 後にその後面に設置した冷却装置 5 bでフラ ンジ外側面をスプレー 冷却した。
機械特性は図 2 に示す、 フラ ンジ 2、 ゥ ヱブ 3 を有する H形鋼 1 のフラ ンジ 2 の板厚 t 2の中心部 （ 1 2 t 2 ) でフラ ンジ幅全長 ( B ) の 1 Z 4， 1 / 2幅 （ 1 Z 4 B， 1 Z 2 B ) から、 採集した 試験片を用い求めた。 なお、 これらの箇所についての特性を求めた のは、 フラ ンジ 1 / 4 F部は H形鋼の平均的な機械特性を示し、 フ ラ ンジ 1 Z 2 F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。 表 1 に、 本発明鋼の化学成分値を示した。
表 2 には、 表 1 に示す本発明鋼の製造方法、 それらの H形鋼の機 械試験特性値、 ペイナイ 卜、 M *の面積を示す。 なお、 圧延加熱温 度を 1 3 0 0 °Cに揃えたのは、 一般的に加熱温度の低下により 7粒 は細粒化し、 機械試験特性を向上させることは周知であり、 高温加 熱条件で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 の加熱温度での機械試験特性を代表できると判断したためである。 表 2 に示したように、 本発明により製造された圧延形鋼はいずれ も引張強度 5 9 0 MPa 以上、 降伏強度または 0 . 2 %耐力 4 4 0 MP a 以上、 0 °Cでのシャルビ一衝撃吸収エネルギー 4 7 J以上の機械 的性質を示した。
さ /6Λ_7 O一61υιΙM
Figure imgf000022_0001
Ϊ 挲
表 2
Figure imgf000023_0001
註） *
① 圧延工程で形鋼のフラ ンジ表面温度が 950°C以下で厚み比 にして 10%以上圧延加工を実施。
② 圧延工程で形鋼のフラ ンジ表面を 700°C以下にまで水冷し 復熱過程で圧延する水冷 ' 圧延サイ クルを 1 回以上実施。
③ 圧延終了後に形鋼のフラ ンジ平均温度が 0. l°C〜 5 °C/ s の範囲内の冷却速度で 700〜400 °Cの温度域に冷却した後 に放冷を実施。 ④ 形鋼のフラ ンジ平均温度が 400 °C以下まで一旦冷却された 後、 400〜500 °Cの温度域まで再び加熱し、 1 5分〜 5 時間 保定し、 再度冷却を実施。 産業上の利用可能性
本発明による合金設計された铸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、 優れた靭性を持つ形鋼の製造が 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。

Claims

1 . 重量％で、
C ： 0. 0 2〜 0 0 6 %、
S i ： 0. 0 5〜 0. 2 5 %、
M n ： 1 . 2 ~ 2. 0 %、
C u ： 0. 3〜 1 . 2 %、
請
N i ： 0. 1〜 2. 0 %、
T i ： 0. 0 0 5〜0. 0 2 5 %、
の
N b ： 0. 0 1〜 0. 1 0 %、
V ： 0. 0 4〜 0. 1 0 %、
N ： 0. 0 0 4〜 0. 0 0 9 %、 囲
0 : 0. 0 0 2〜 0. 0 0 4 %、
を含み、 残部が F eおよび不可避不純物からなり、 該不純物のうち Bを 0. 0 0 0 3以下および A 1 含有量を 0. 0 0 5 %以下に制限 した化学組成を有し、 かつミ ク 口組織中のペイナイ 卜の面積率が 4 0 %以内で、 残部がフ ヱライ ト . パ一ライ トおよび高炭素島状マル テンサイ 卜からなり、 該高炭素島状マルテンサイ 卜の面積率が 5 % 以下であることを特徴とする引張強度 5 9 0 MPa 以上、 降伏強度ま たは 0. 2 %耐カ 4 4 0 MPa 以上、 0 °Cでのシャルピー衝撃吸収ェ ネルギ一が 4 7 J以上の機械特性を有する高強度高靱性圧延形鋼。
2. 重量％で、
C ： 0. 0 2〜 0. 0 6 %、
S i 0. 0 5〜 0. 2 5 %、
M n 1 . 2〜 2. 0 %、
C u 0. 3〜 1 . 2 %、
T i 0. 0 0 5 ~ 0. 0 2 5 %, N b ： 0. 0 1 〜 0. 1 0 %、
V 0 0 4〜 0. 1 0 %、
N 0 0 0 4〜 0. 0 0 9 %、
0 0 0 0 2〜 0. 0 0 4 %、
および C r : 0. 1 〜 1 . 0 %， N i : 0. 1 〜 2. 0 %, M o : 0. 0 5〜 0. 4 0 %, M g : 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 5 0 %， C a : 0. 0 0 1 〜 0. 0 0 3 %のうちいずれ力、 1 種または 2種以上 を含み、 残部が F eおよび不可避不純物からなり、 該不純物のうち Bを 0. 0 0 0 3 %以下および A 1 含有量を 0. 0 0 5 %以下に制 限した化学組成を有し、 かつミ クロ組織中のペイナイ 卜の面積率が 4 0 %以内で、 残部がフ ヱライ ト · パーラィ トおよび高炭素島状マ ルテンサイ 卜からなり、 該高炭素島状マルテンサイ 卜の面積率が 5 %以下であることを特徴とする引張強度 5 9 0 MPa 以上、 降伏強度 または 0. 2 %耐カ 4 4 0 MPa 以上、 0 °Cでのシャルビ一衝撃吸収 エネルギーが 4 7 J以上の機械特性を有する高強度高靭性圧延形鋼
3. 重量％で
C ： 0 . 0 2 0 0 6 %
S i 0. 0 5 0 . 2 5 %、
M n 1 . 2 2 0 %、
C u 0. 3 1 2 %、
N i 0. 1 2 0 %、
T i 0. 0 0 5 0. 0 2 5 %,
N b 0. 0 1 0 . 1 0 %、
V ： 0 . 0 4 0 1 0 %、
N ： 0 . 0 0 4 0 . 0 0 9 %、
0 ： 0 . 0 0 2 0 . 0 0 4 %、 を含み、 残部が F eおよび不可避不純物からなり、 該不純物のうち Bを 0. 0 0 0 3 %以下および A 1 含有量を 0. 0 0 5 %以下に制 限した化学組成を有する铸片を 1 1 0 0〜 1 3 0 0 °Cの温度域に加 熱した後に圧延を開始し、
① 圧延工程で形鋼のフラ ンジ表面温度が 9 5 0 °C以下で厚み比 にして 1 0 %以上圧延加工をおこなう こと、
② 圧延工程で形鋼のフ ラ ンジ表面を 7 0 0 °C以下にまで水冷し 復熱過程で圧延する水冷 · 圧延サイ クルを 1 回以上おこなう こと、
③ 圧延終了後に形鋼のフラ ンジ平均温度が 0. l °C〜 5 °CZ s の範囲内の冷却速度で 7 0 0〜 4 0 0 °Cの温度域に冷却した後に放 冷すること、
④ 形鋼のフラ ンジ平均温度が 4 0 0 °C以下まで一旦冷却された 後、 4 0 0〜 5 0 0 °Cの温度域まで再び加熱し、 1 5分〜 5時間保 定し、 再度冷却すること、 の少なく とも単独も し く は複数の方法を 組み合わせることを特徴とする引張強度 5 9 0 MPa 以上、 降伏強度 または 0. 2 %耐カ 4 4 0 MPa 以上、 0 °Cでのシ ャルビ一衝撃吸収 エネルギーが 4 7 J以上の機械特性を有する高強度高靱性圧延形鋼 の製造方法。
4. 重量％で、
C ： 0. 0 2〜 0. 0 6 %、
5 i ： 0. 0 5〜 0. 2 5 %、
M n : 1 . 2〜 2. 0 %、
C u ： 0. 3〜 1 . 2 %、
T i ： 0. 0 0 5〜 0. 0 2 5 %、
N b ： 0. 0 1〜 0. 1 0 %、
V ： 0. 0 4〜 0. 1 0 %、
N ： 0. 0 0 4〜 0. 0 0 9 %、 0 : 0 . 0 0 2〜 0 . 0 0 4 %、
および C r : 0 . 卜 1 . 0 %, N i ： 0. 卜 2 . 0 %, M o : 0 . 0 5〜 0 . 4 0 %, M g : 0 . 0 0 0 5 — 0 . 0 0 5 0 %, C a : 0 . 0 0 1 〜 0 . 0 0 3 %のうちいずれか 1 種または 2種以上 を含み、 残部が F eおよび不可避不純物からなり、 該不純物のう ち Bを 0 . 0 0 0 3 %以下および A 1 含有量を 0 . 0 0 5 %以下に制 限した化学組成を有する铸片を 1 1 0 0〜 1 3 0 0 °Cの温度域に加 熱した後に圧延を開始し、
① 圧延工程で形鋼のフラ ンジ表面温度が 9 5 0 °C以下で厚み比 にして 1 0 %以上圧延加工をおこなう こと、
② 圧延工程で形鋼のフラ ンジ表面を Ί 0 0 °C以下にまで水冷し 復熱過程で圧延する水冷 · 圧延サイ クルを 1 回以上おこなう こと、
③ 圧延終了後に形鋼のフラ ンジ平均温度が 0 . Ι ^ δ ^Ζε の範囲内の冷却速度で 7 0 0〜 4 0 0 °Cの温度域に冷却した後に放 冷すること、
④ 形鋼のフラ ンジ平均温度が 4 0 0 °C以下まで一旦冷却された 後、 4 0 0〜 5 0 0 °Cの温度域まで再び加熱し、 1 5分〜 5 時間保 定し、 再度冷却すること、 の少なく と も単独も し く は複数の方法を 組み合わせるこ とを特徴とする引張強度 5 9 0 MPa 以上、 降伏強度 または 0 . 2 %耐カ 4 4 0 MPa 以上、 0 °Cでのシ ャルピー衝撃吸収 エネルギーが 4 7 J以上の機械特性を有する高強度高靱性圧延形鋼 の製造方法。
5. 重量％で、
C ： 0 . 0 2〜 0. 0 6 %、
S i ： 0 . 0 5〜 0 . 2 5 %、
M n ： 1 . 2〜 2 . 0 %、
C u ： 0 . 3〜 1 . 2 %、 N i 0. 1〜 2. 0 %
T i 0. 0 0 5〜 0. 0 2 5 %、
N b 0. 0 1 〜 0. 1 0 %、
V 0. 0 4〜 0. 1 0 %、
N 0. 0 0 4〜 0. 0 0 9 %、
0 0. 0 0 2〜 0. 0 0 4 %、
を含み、 残部が F eおよび不可避不純物からなり、 該不純物のうち Bを 0. 0 0 0 3 %以下および A 1含有量を 0. 0 0 5 %以下に制 限した化学組成を有し、 板厚が 1 5〜 8 0 mmの範囲内かつ板厚比が 0. 5〜 2. 0の範囲内で 2種以上の板を組み合わせた断面形状を 熱間圧延で製造することを特徴とする引張強度 5 9 0 MPa 以上、 降 伏強度または 0. 2 %耐カ 4 4 0 MPa 以上、 0 °Cでのシャルビ一衝 撃吸収エネルギーが 4 7 J以上の機械特性を有する高強度高靱性圧 延形鋼。
6. 重量％で、
C : 0. 0 2〜 0. 0 6 %、
S i 0. 0 5〜 0. 2 5 %、
M n 1 . 2〜 2. 0 %、
C u 0. 3〜 1 . 2 %、
T i 0. 0 0 5〜 0. 0 2 5 %
N b 0. 0 1〜 0. 1 0 %、
V 0. 0 4〜 0. 1 0 %、
N 0. 0 0 4〜 0. 0 0 9 %、
0 0. 0 0 2〜 0. 0 0 4 %、
および C r : 0. 1〜 1 . 0 %， N i : 0. 卜 2. 0 %, M o : 0. 0 5〜 0. 4 0 %, M g : 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 5 0 %， C a : 0. 0 0 1〜 0. 0 0 3 %のうちいずれか 1種または 2種以上 を含み、 残部が F eおよび不可避不純物からなり、 該不純物のうち Bを 0 . 0 0 0 3 %以下および A 1 含有量を 0 . 0 0 5 %以下に制 限した化学組成を有し、 板厚が 1 5 〜 8 0 mmの範囲内かつ板厚比が 0 . 5 〜 2 . 0 の範囲内で 2種以上の板を組み合わせた断面形状を 熱間圧延で製造することを特徴とする引張強度 5 9 0 MPa 以上、 降 伏強度または 0 . 2 %耐カ 4 4 0 MPa 以上、 0 °Cでのシャルビ一衝 撃吸収エネルギ一が 4 7 J以上の機械特性を有する高強度高靱性圧 延形鋼。
PCT/JP1999/004078 1998-07-31 1999-07-29 Acier profile lamine a resistance et tenacite elevees et procede de production correspondant WO2000006789A1 (fr)

Priority Applications (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
DE69911732T DE69911732T2 (de) 1998-07-31 1999-07-29 Hochfester, hochzaeher gewalzter stahl und verfahren zu dessen herstellung
US09/509,956 US6364967B1 (en) 1998-07-31 1999-07-29 High-strength, high-toughness rolled shape steel and method of producing the same
EP99933158A EP1026275B1 (en) 1998-07-31 1999-07-29 High-strength, high-toughness rolled shape steel and production method thereof

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP10/217537 1998-07-31
JP21753798A JP3718348B2 (ja) 1998-07-31 1998-07-31 高強度高靱性圧延形鋼とその製造方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2000006789A1 true WO2000006789A1 (fr) 2000-02-10

Family

ID=16705816

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP1999/004078 WO2000006789A1 (fr) 1998-07-31 1999-07-29 Acier profile lamine a resistance et tenacite elevees et procede de production correspondant

Country Status (5)

Country Link
US (1) US6364967B1 (ja)
EP (1) EP1026275B1 (ja)
JP (1) JP3718348B2 (ja)
DE (1) DE69911732T2 (ja)
WO (1) WO2000006789A1 (ja)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP1164204A1 (en) * 2000-06-12 2001-12-19 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Cu precipitation strengthened steel and method for producing the same
CN114574762A (zh) * 2022-03-04 2022-06-03 马鞍山钢铁股份有限公司 一种在高废钢比下冶炼的高强韧耐蚀水下采油树阀体用钢及其热处理方法和生产方法

Families Citing this family (23)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE60138204D1 (de) * 2000-09-12 2009-05-14 Jfe Steel Corp Ultra hochfestes kaltgewalztes stahlblech und sein herstellungsverfahren
JP4317499B2 (ja) * 2003-10-03 2009-08-19 新日本製鐵株式会社 音響異方性が小さく溶接性に優れる引張強さ５７０ＭＰａ級以上の高張力鋼板およびその製造方法
JP2006063443A (ja) * 2004-07-28 2006-03-09 Nippon Steel Corp 耐火性に優れたｈ形鋼およびその製造方法
JP4954507B2 (ja) * 2004-07-28 2012-06-20 新日本製鐵株式会社 耐火性に優れたｈ形鋼およびその製造方法
US10071416B2 (en) * 2005-10-20 2018-09-11 Nucor Corporation High strength thin cast strip product and method for making the same
JP4226626B2 (ja) 2005-11-09 2009-02-18 新日本製鐵株式会社 音響異方性が小さく溶接性に優れる、板厚中心部も含めて降伏応力４５０ＭＰａ以上かつ引張強さ５７０ＭＰａ以上の高張力鋼板およびその製造方法
JP4648843B2 (ja) * 2006-01-27 2011-03-09 新日本製鐵株式会社 耐火性に優れたｈ形鋼およびその製造方法
JP4072191B1 (ja) * 2006-09-04 2008-04-09 新日本製鐵株式会社 高温強度、靭性及び耐再熱脆化特性に優れた耐火鋼材並びにその製造方法
JP4309946B2 (ja) * 2007-03-05 2009-08-05 新日本製鐵株式会社 脆性き裂伝播停止特性に優れた厚手高強度鋼板およびその製造方法
KR101139605B1 (ko) * 2007-04-06 2012-04-27 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 고온 특성과 인성이 우수한 강재 및 그 제조 방법
KR101263924B1 (ko) * 2008-07-30 2013-05-10 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 인성과 용접성이 우수한 고강도 후강재 및 고강도 극후 ｈ형강과 그 제조 방법
SG177550A1 (en) * 2009-07-09 2012-02-28 Nippon Steel Corp Rolled h-section steel
BRPI0924925B1 (pt) * 2009-10-28 2017-11-21 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel sheet for drive pipes and production methods of the same
WO2011065479A1 (ja) * 2009-11-27 2011-06-03 新日本製鐵株式会社 高強度極厚ｈ形鋼及びその製造方法
WO2011100798A1 (en) 2010-02-20 2011-08-25 Bluescope Steel Limited Nitriding of niobium steel and product made thereby
KR101167389B1 (ko) 2010-02-26 2012-07-19 현대제철 주식회사 구조용 강재 및 그 제조방법
EP2792761B1 (en) 2011-12-15 2017-07-05 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength extra-thick steel h-beam
US9482005B2 (en) 2012-11-26 2016-11-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation H-Section steel
JP5867651B2 (ja) 2013-03-14 2016-02-24 新日鐵住金株式会社 Ｈ形鋼及びその製造方法
JP6281326B2 (ja) * 2014-03-06 2018-02-21 新日鐵住金株式会社 鋼の連続鋳造方法
US10280476B2 (en) 2014-04-15 2019-05-07 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation H-section steel and method of producing the same
JP6354572B2 (ja) * 2014-10-27 2018-07-11 新日鐵住金株式会社 低温用ｈ形鋼及びその製造方法
JP6276163B2 (ja) * 2014-10-31 2018-02-07 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0941080A (ja) * 1995-07-31 1997-02-10 Nippon Steel Corp 低降伏比を有する低温靭性に優れた溶接性高強度鋼
JPH10147835A (ja) * 1996-11-15 1998-06-02 Nippon Steel Corp ５９０ＭＰａ級圧延形鋼およびその製造方法
JPH10147834A (ja) * 1996-11-15 1998-06-02 Nippon Steel Corp ５９０ＭＰａ級圧延形鋼およびその製造方法

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2579841B2 (ja) * 1991-03-08 1997-02-12 新日本製鐵株式会社 圧延ままで耐火性及び靱性の優れた粒内フェライト系形鋼の製造方法
JPH06254862A (ja) 1992-04-22 1994-09-13 Janome Sewing Mach Co Ltd セラミツク型の製造方法
JPH06250548A (ja) 1993-02-24 1994-09-09 Star Micronics Co Ltd 加熱定着装置
JPH07252586A (ja) 1994-01-21 1995-10-03 Nippon Steel Corp 多層盛溶接熱影響部のｃｔｏｄおよび大入熱溶接熱影響部靭性に優れた溶接構造用鋼
JP3397271B2 (ja) 1995-04-14 2003-04-14 新日本製鐵株式会社 耐火用圧延形鋼およびその製造方法
JP3064865B2 (ja) 1995-05-26 2000-07-12 住友金属工業株式会社 耐ｈｉｃ性の優れた高強度高靱性鋼の製造法
US5743972A (en) * 1995-08-29 1998-04-28 Kawasaki Steel Corporation Heavy-wall structural steel and method

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0941080A (ja) * 1995-07-31 1997-02-10 Nippon Steel Corp 低降伏比を有する低温靭性に優れた溶接性高強度鋼
JPH10147835A (ja) * 1996-11-15 1998-06-02 Nippon Steel Corp ５９０ＭＰａ級圧延形鋼およびその製造方法
JPH10147834A (ja) * 1996-11-15 1998-06-02 Nippon Steel Corp ５９０ＭＰａ級圧延形鋼およびその製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP1026275A4 *

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP1164204A1 (en) * 2000-06-12 2001-12-19 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Cu precipitation strengthened steel and method for producing the same
CN114574762A (zh) * 2022-03-04 2022-06-03 马鞍山钢铁股份有限公司 一种在高废钢比下冶炼的高强韧耐蚀水下采油树阀体用钢及其热处理方法和生产方法
CN114574762B (zh) * 2022-03-04 2022-11-08 马鞍山钢铁股份有限公司 一种在高废钢比下冶炼的高强韧耐蚀水下采油树阀体用钢及其热处理方法和生产方法

Also Published As

Publication number Publication date
EP1026275A4 (en) 2001-01-17
JP2000054060A (ja) 2000-02-22
DE69911732D1 (de) 2003-11-06
JP3718348B2 (ja) 2005-11-24
DE69911732T2 (de) 2004-08-05
US6364967B1 (en) 2002-04-02
EP1026275B1 (en) 2003-10-01
EP1026275A1 (en) 2000-08-09

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2000006789A1 (fr) Acier profile lamine a resistance et tenacite elevees et procede de production correspondant
KR101563929B1 (ko) 낮은 용접 크렉 감도와 800ＭＰａ의 항복 강도를 갖는 강판 및 그 제조 방법
JP7219882B6 (ja) 圧力容器用鋼材及びその製造方法
CN109536846B (zh) 屈服强度700MPa级高韧性热轧钢板及其制造方法
JP4946512B2 (ja) 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法
CN111187990A (zh) 一种屈服强度500MPa级热轧H型钢及其生产方法
JP4464486B2 (ja) 高強度高靱性圧延形鋼とその製造方法
JPH06100923A (ja) 含オキサイド系耐火用形鋼の制御圧延による製造方法
JP5181461B2 (ja) 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法
JP3507258B2 (ja) ５９０ＭＰａ級圧延形鋼およびその製造方法
JP3507259B2 (ja) ５９０ＭＰａ級圧延形鋼およびその製造方法
JP3397271B2 (ja) 耐火用圧延形鋼およびその製造方法
JPH10204572A (ja) ７００℃耐火圧延形鋼およびその製造方法
JP3412997B2 (ja) 高張力圧延鋼材及びその製造方法
JP6295632B2 (ja) 靭性に優れた高強度ｈ形鋼
JP2953919B2 (ja) 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
JP3241199B2 (ja) 酸化物粒子分散鋳片及びその鋳片を素材とする靭性の優れた圧延形鋼の製造方法
JP3181448B2 (ja) 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
JP3472017B2 (ja) 耐火圧延形鋼およびその製造方法
JP3285732B2 (ja) 耐火用圧延形鋼およびその製造方法
JP3403300B2 (ja) ５９０ＭＰａ級圧延形鋼およびその製造方法
JP3426425B2 (ja) 耐火圧延形鋼用鋳片およびそれを素材とする耐火用圧延形鋼の製造方法
JP2000054065A (ja) 溶接熱影響部靱性に優れた溶接用高張力鋼材とその製造方法
CN114134414B (zh) 一种低屈强比高韧性钢及其制备方法
JPH09111397A (ja) ５９０Ｎ／ｍｍ２級形鋼用鋳片及びそれを素材とする高張力圧延形鋼の製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
AK Designated states

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): US

AL Designated countries for regional patents

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): AT BE CH CY DE DK ES FI FR GB GR IE IT LU MC NL PT SE

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 1999933158

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 09509956

Country of ref document: US

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application
WWP Wipo information: published in national office

Ref document number: 1999933158

Country of ref document: EP

WWG Wipo information: grant in national office

Ref document number: 1999933158

Country of ref document: EP