JP2647313B2

JP2647313B2 - 含オキサイド系降伏点制御圧延形鋼およびその製造方法

Info

Publication number: JP2647313B2
Application number: JP27185392A
Authority: JP
Inventors: 広一山本; 卓吉田
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1992-10-09
Filing date: 1992-10-09
Publication date: 1997-08-27
Anticipated expiration: 2012-08-27
Also published as: JPH06122942A

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、建造物の構造部材とし
て用いられる形鋼の降伏点範囲を保証した耐震性能に優
れた含オキサイド系制御圧延形鋼およびその製造方法に
係わるものである。

【０００２】

【従来の技術】建築物の超高層化、大スパン化とそれに
ともなう耐震性などの安全基準の厳格化から、梁用に用
いられる、薄手サイズのＨ形鋼にも一層の高強度化、高
靭性化、低降伏比化が求められている。最近は、これら
に加え、構造物部材の設計強度と実際の強度の差を少な
くし、より信頼性を高めるために、降伏点の上限を規定
した、狭幅ＹＰ鋼が求められている。このような要求特
性を満たすために、厚鋼板分野では鉄鋼協会講演集、CA
MP-ISIJ Vol.４(1991)758pに示されているように、圧延
終了後に焼準及び焼き戻しなどの熱処理を施すことが行
われた。形鋼においても、このような処理を施せば材質
特性は満たすことが可能であるが、熱処理の付加は熱処
理コストと生産効率の低下、あるいはＨ形鋼のように、
フランジとウェブの肉厚比が２〜３倍になる形状を有す
る部材では、後熱処理時にウェブとフランジ間の熱膨張
差による応力の発生によりウェブの変形を生じるなど、
経済性と形状性能の低下とに問題がある。

【０００３】一般に、フランジを有する形鋼、例えばＨ
形鋼をユニバーサル圧延により製造すると、圧延造形上
の制約およびその形状の特異性からウエブ、フランジ、
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、靭性
のバラツキが発生し、例えば溶接構造用圧延鋼材(JISG3
106) 等の基準に満たない部位が生じる。また、最近、
ウェブ厚がフランジ厚に比し約１／３とした、薄肉ウェ
ブ化し軽量化した高断面性能を有する外法一定Ｈ形鋼が
開発された。この中で特にウェブ厚１２mm以下の薄手サ
イズの製造にはウェブとフランジ間の熱膨張差からの応
力によるウェブ波を防止するため、フランジを強制冷却
している。このような製造条件では必然的に低温仕上げ
となり、組織が細粒化し高降伏点になり、要求値の範囲
のＪＩＳで規定されたＹＰの最低値＋１００N/mm²以内
を満たせない難点があった。

【０００４】これらの課題を解決するためには圧延まま
で高性能の材質特性を得られるように、新しい合金設計
と製造法の組み合わせによる鋼材の開発が必要となっ
た。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】上記の課題を解決する
ためには、薄手材の製造条件から必然的に低温圧延とな
り、フェライトが細粒化し、降伏点を上昇させるが、こ
のようなプロセス条件においてもフェライトが細粒化し
ない方法を開発する必要がある。本発明は製鋼工程にお
いて溶鋼の溶存酸素量の制御と出鋼直前に微量Ａl を添
加する脱酸元素の添加手順とにより、鋼中にＡl , Ｔi
, Ｍn , Ｓi の元素より構成される複酸化物粒子を分
散させ、凝固時と凝固後の緩冷却によって析出物の優先
析出サイトとして機能する活性な複酸化物を疎に析出さ
せ、ＭｎＳ、ＴｉＮ等を冷却途上で付着させるとともに
粗大化させ、これらの分散からの粒界のピンニング作用
による細粒化効果を排除するものである。この方法を用
いれば、上述したような薄手形鋼特有の圧延条件下にお
いても、オーステナイトを粗粒化し、変態後のフェライ
トの粗粒化を達成し、降伏点を低下させ、目的の降伏点
制御形鋼をオンラインで製造し安価に提供することが可
能になる。

【０００６】

【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、重量％でＣ：0.04〜0.20％、Si：0.05〜0.50％、Mn：
0.4〜2.0%、Ti： 0.005〜0.025%、Ｎ≦0.004%、Ｓ≦0.
01％、Al： 0.005〜0.015%を含み、残部がＦeおよび不
可避不純物からなるとともにＴi ・Ａl 系複酸化物とＭ
ｎＳ、ＴｉＮとの複合析出物を２０個／mm²以下に分散
した含オキサイド系降伏点制御圧延形鋼、重量％でＣ：0.04〜0.20％、Si：0.05〜0.50％、Mn：
0.4〜2.0%、Ti： 0.005〜0.025%、Ｎ≦0.004%、Ｓ≦0.
01％、Al： 0.005〜0.015%を含み、加えてＶ≦0.20％、
Cr≦0.7%、Nb≦0.05％、Mo≦0.3%、Ni≦0.1%、Cu≦1.0
%、Ca≦0.003%、REM≦0.010%の１種または２種以上を含
み、残部がＦe および不可避不純物からなるとともにＴ
i ・Ａl 系複酸化物とＭｎＳ、ＴｉＮとの複合析出物を
２０個／mm²以下に分散した含オキサイド系降伏点制御
圧延形鋼、重量％でＣ：0.04〜0.20％、Si：0.05〜0.50％、Mn：
0.4〜2.0%、Ti： 0.005〜0.025%、Ｎ≦0.004%、Ｓ≦0.
01％を含み、残部がＦe および不可避不純物からなる溶
鋼を、予備脱酸処理によって、溶存酸素を重量％で 0.0
03〜0.015%に調整後さらに、金属アルミもしくはフェロ
アルミの添加により脱酸し、該Ａl 含有量が重量％で
0.005〜0.015%で、かつ溶鋼の溶存酸素〔Ｏ％〕に対し-
0.004≦〔Al％〕-1.1〔Ｏ％〕≦0.006 の関係を満たす
鋳片に鋳造後、該鋳片を凝固温度から９００℃間を0.05
〜0.5 ℃/secの冷却速度で冷却し、鋼中にＴi ・Ａl 系
複酸化物とＭｎＳ、ＴｉＮとの複合析出物を２０個／mm
²以下に分散させた該鋳片を１１００〜１３００℃の温
度域に再加熱後に圧延を開始し、９００℃以下で２０％
以上圧下する制御圧延により製造する含オキサイド系降
伏点制御圧延形鋼の製造方法、重量％でＣ：0.04〜0.20％、Si：0.05〜0.50％、Mn：
0.4〜2.0%、Ti： 0.005〜0.025%、Ｎ≦0.004%、Ｓ≦0.
01％を含み、加えてＶ≦0.20％、Cr≦0.7%、Nb≦0.05
％、Mo≦0.3%、Ni≦0.1%、Cu≦1.0%、Ca≦0.003%、 REM
≦0.010%の１種または２種以上を含み、残部がＦe およ
び不可避不純物からなる溶鋼を、予備脱酸処理によっ
て、溶存酸素を重量％で 0.003〜0.015%に調整後さら
に、金属アルミもしくはフェロアルミの添加により脱酸
し、該Ａl 含有量が重量％で 0.005〜0.015%で、かつ溶
鋼の溶存酸素〔Ｏ％〕に対し-0.004≦〔Al％〕-1.1〔Ｏ
％〕≦0.006 の関係を満たす鋳片に鋳造後、該鋳片を凝
固温度から９００℃間を0.05〜0.5 ℃/secの冷却速度で
冷却し、鋼中にＴi ・Ａl 系複酸化物とＭｎＳ、ＴｉＮ
との複合析出物を２０個／mm²以下に分散させた該鋳片
を１１００〜１３００℃の温度域に再加熱後に圧延を開
始し、９００℃以下で２０％以上圧下する制御圧延によ
り製造する含オキサイド系降伏点制御圧延形鋼の製造方
法にある。

【０００７】

【作用】以下、本発明について詳細に説明する。鋼材の降伏強度は一般に下記 (1)式で示される。 σ_y＝σ_i＋κ・ｄ^-1/2 ─────────（1)式但し、 σ_y: 降伏応力 σ_i: パイエルス＋固溶体＋析出＋転位相互作用応力 d : フェライト粒径 κ : 定数 σ_i項は鋼材の強度レベルにより合金設計された成分で
ほぼ決定されるため、自由度が少ない。したがって、プ
ロセスによる降伏強度の制御はフェライト粒径の制御が
主眼となる。

【０００８】また、フェライト（α）粒径は、γ／α変
態のα核生成サイト数とその成長速度により決定され、
変態直前のオーステナイト（γ）粒径、制御圧延冷
却（TMCP) に代表される加工熱処理による加工歪量と冷
却速度、析出物の分散に支配される。本発明は以上の
原理から、の効果は大きいが製造条件から決定され、
特に薄手材ではウエブ波防止から圧延温度、冷却条件の
変更は困難であり、とによるαの粗粒化の可能性を
検討した。それは、従来はあまり注目されていなかっ
た、ＭｎＳ、ＡｌＮ、ＴｉＮらの分散粒子がγの細粒化
やαの核生成サイトとして作用し、αの細粒化に寄与し
ているのが判明したので、これらの総個数の低減を製鋼
過程の制御による新しい概念の導入により検討した。

【０００９】なお、結晶粒径と析出物粒子の分散度との
関係は下記 (2)式で示される。Ｒ＝3/4 ・r/F ────────────（2)式但し、Ｒ: 結晶粒径ｒ: 粒子半径Ｆ: 粒子の体積分率析出物粒子の体積分率が一定であれば、結晶粒径は析出
物粒子半径に比例する。したがって、本発明の目標であ
る結晶粒径の粗粒化には粒子の体積分率（Ｆ）を下げる
ために、ＭｎＳ、ＡｌＮ、ＴｉＮをできる限り低減する
ことと、加えて粒子を凝集、複合粗粒化（ｒ）し析出物
の総個数を減じることである。

【００１０】これら原理の実現化を本発明の特徴であ
る、製鋼過程において、析出物の析出サイトとして優先
的な機能を有するＴi ・Ａl 系複酸化物を鋼中に生成さ
せ、これらを凝固時、その後を緩冷却するたとにより、
個数の低減と同時にＭｎＳ、ＴｉＮ等を冷却途上で付着
させるとともに粗大化させ、析出物の総個数の低減を達
成した。これによりオーステナイトの粗粒化とフェライ
トの核生成を低減させ、薄手形鋼特有の低温圧延＋加速
冷却条件下においても、αの粗粒化を達成し、降伏点の
制御をオンラインで可能にしたものである。

【００１１】次に本発明鋼の基本成分範囲の限定理由に
ついて述べる。Ｃは鋼の強度を向上させる有効な成分と
して、添加するもので、0.04％未満では構造用鋼として
必要な強度が得られず、また、0.20％を超える過剰の添
加は、母材靭性、溶接割れ性、ＨＡＺ靭性などを著しく
低下させるので、上限を0.20％とした。

【００１２】Ｓi は母材の強度確保、予備脱酸などに必
要であるが、0.5%を超えると熱処理組織内に硬化組織の
高炭素マルテンサイトを生成し、靭性を著しく低下させ
る。また、0.05％未満では脱酸が不十分となりＳi 含有
量をこの範囲に制限した。Ｍn は母材の強度、靭性の確
保には0.4%以上の添加が必要であるが、溶接部の靭性、
割れ性などの許容できる範囲で上限を2.0%とした。

【００１３】Ｔi は脱酸材としてＡl ・Ｔi 系複酸化物
を生成させるために必要な元素であり、0.005%未満では
複酸化物は著しく減少し効果をもたないため、Ｔi 量の
下限値を0.005%以上とした。しかし0.025%を超えると過
剰なＴi はＴｉＮ, ＴｉＣを生成し、細粒化と析出硬化
を生じ、降伏点を上昇させ、同時に溶接熱影響部の靭性
をも著しく低下させるため0.025%以下に制限した。

【００１４】ＮはＴｉＮ, ＡｌＮを析出しγの細粒化と
フェライトへの固溶により降伏強度を高めるので、0.00
4%以下に制限した。ＳはＭｎＳを析出し、γの細粒化と
粒内フェライト核として作用するので、できるだけ低減
するのが望ましいが、0.01％以下では、Ｔi 酸化物に付
着させ凝集可能であり、0.01％を超えると単独でＭｎＳ
が析出し、析出個数が急激に増大するため0.01％以下に
制限した。

【００１５】上記の成分でなる溶鋼を予備脱酸処理によ
り溶存酸素を制御する。溶存酸素の制御は溶鋼を高清浄
化すると同時に、次の脱酸工程で、鋳片内に活性なＡl
・Ｔi 系複酸化物を生成させるためである。溶存酸素を
重量％で 0.003〜0.015%の範囲に調整する理由は、予備
脱酸後の〔Ｏ〕濃度が0.003%未満ではＡl ・Ｔi 系複酸
化物を生成できず、0.015%を超える場合は、他の条件を
満たしていても、複酸化物が粗粒化し脆性破壊の起点と
なり、靭性を低下させるために予備脱酸後の〔Ｏ〕濃度
を重量％で 0.003〜0.015%に限定した。

【００１６】次に微量Ａl を添加し、鋳造を行い製鋼工
程を終了する。但し、Ａl は強力な脱酸元素であり、0.
015%超の含有はＭｎＳ、ＴｉＮ等の優先析出サイトとな
る複酸化物が生成されず、また、過剰の固溶Ａl はＮと
化合しＡｌＮを生成し、αを細粒化させるため0.015%以
下に限定した。0.005%未満では目的のＡl を含有する複
酸化物が生成できないため、0.005%以上とした。かつ溶
鋼の溶存酸素〔Ｏ％〕に対しＡl 量を重量％で、-0.004
≦〔Al％〕-1.1〔Ｏ％〕≦0.006 の関係を満たすように
限定したのは、この関係式において重量％でＡl が
〔Ｏ〕濃度に対し過剰である場合はＭｎＳ，ＴｉＮ等の
優先析出サイトとなる複酸化物の生成数が減少し、代わ
りに析出核として無効なＡl₂Ｏ₃を多数生成し、αの粗
粒化ができないためである。重量％でＡl が〔Ｏ〕濃度
に対し過小である場合は析出に有効な複酸化物が著しく
減少するため、このように限定した。なお、Ａl を製鋼
過程の後期に添加する理由はＡl は脱酸力が強く安定な
Ａl₂Ｏ₃を生成し、目的の低融点の複酸化物が生成しに
くいためである。

【００１７】不可避不純物として含有するＰはその量に
ついて特に限定しないが凝固偏析による溶接割れ、靭性
などの低下を生じるので、極力低減すべきであり、望ま
しくはＰ量は0.02％未満である。以上が本発明鋼の基本
成分であるが、母材強度の上昇、および母材の靭性向上
の目的で、Ｖ、Ｃr 、Ｍo 、Ｎb 、Ｎi 、Ｃu 、Ｃa 、
ＲＥＭの１種または２種以上を含有することができる。

【００１８】Ｖ、Ｃr 、Ｍo 、Ｎb 、Ｎi 、Ｃu は母材
の強度を保証するための強化元素として添加するもので
あり、Ｖ≦0.20％、Cr≦0.7%、Nb≦0.05％、Mo≦0.3%、
Ni≦0.1%、Cu≦1.0%の各々上限を示したのは、強化能と
経済性とのバランスからこのように制限した。Ｃa とＲ
ＥＭは熱間圧延時にＭｎＳの延伸により生じるＵＳＴ欠
陥、靭性低下を防止する目的で添加するものである。理
由はＭｎＳに代わり、高温変形能の小さいCa-O-S或いは
REM-O-Sの球状の硫化酸化物を生成させ、圧延によって
もＭｎＳのように延伸しないように介在物の性状と形状
制御を行うことである。しかし、重量％でＣa が0.003%
を、ＲＥＭで0.01％を超えて添加すると各々のCa-O-S、
REM-O-S は多量に、しかも粗大介在物となり、母材及
び、溶接部の靭性悪化をもたらすので重量％でＣa は0.
003%以下に、ＲＥＭは0.01％以下に制限した。

【００１９】次に、これらの成分の溶鋼を鋳片の凝固温
度から９００℃間を0.05〜0.5 ℃/secの冷却速度で冷却
するとしたのは、鋼中のＡl ・Ｔi 系複酸化物の個数を
２０個／mm²以下にするここと、先に生成させたＡl ・
Ｔi 系複酸化物にＭｎＳ、ＴｉＮをこの範囲の冷却速度
で冷却することにより付着凝集させるためである。すな
わち、冷却速度が 0.5℃/sec未満では複合析出物を２０
個／mm²以下に分散させるには十分な条件であるが、連
続鋳造時の鋳片のブレイークアウトの危険など操業上の
困難さから 0.5℃/sec以上に限定した。また、 0.5℃/s
ecを超える冷却速度ではＡl ・Ｔi 系複酸化物が微細析
出し、個数が２０個／mm²を超えるため0.5℃/sec以下
に限定した。

【００２０】なお、鋼中のＡl ・Ｔi 系複酸化物とＭｎ
Ｓ、ＴｉＮの複合析出物を２０個／mm²以下に分散させ
るとしたのは、２０個／mm²を超えると、粒内フェライ
トの生成と、γの細粒化が生じ、目的の降伏点化ができ
ないためである。上記の処理を経た鋳片は次に１１００
〜１３００℃の温度域に再加熱する。この温度域に再加
熱温度を限定したのは、熱間加工による形鋼の製造には
塑性変形を容易にするため１１００℃以上の加熱が必要
であり、その上限は加熱炉の性能、経済性から１３００
℃とした。

【００２１】加熱した鋼材は粗圧延、中間圧延、仕上げ
圧延の各工程により圧延造形され、中間圧延機におい
て、リバース圧延し、同時に圧延前後でフランジ部を水
冷し、ウェブとの温度差を縮小させるためと、制御圧延
による靭性向上のために、９００℃以下で総圧下量２０
％以上の圧延が必要であり、圧延条件にこのような制限
を与えた。なお、圧延終了後、必要に応じ、フランジ水
冷を行う場合もある。

【００２２】

【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、溶鋼の酸素濃度を測定し、その量に見
合ったＡl 量を添加し連続鋳造により２５０〜３００mm
厚鋳片に鋳造した後、粗圧延工程の図示は省略している
が、図１に示すユニバーサル圧延装置列でＨ形鋼に圧延
した。なお、鋳造後の冷却速度はスラブの冷却帯の水量
と鋳片の引き抜き速度の選択により制御した。

【００２３】フランジ外面水冷は中間圧延機４の前後に
水冷装置５ａを設け、圧延パス間でのスプレー冷却とリ
バース圧延の繰り返しと仕上げユニバーサル圧延機６で
圧延を終了した後、仕上げユニバーサル圧延機の後面に
設けた冷却装置５ｂでスプレー冷却した。機械特性は図
２に示すフランジ２の板厚ｔ₂の中心部 (1/2t₂)でフラ
ンジ幅全長(B) の1/4, 1/2幅 (1/4B, 1/2B) から、ウェ
ブ３の板厚中心部でウエブ高さの1/2Hから試験片を採集
し求めた。なお、これらの箇所の特性を求めたのはフラ
ンジ1/4F部とウェブ1/2W部はフランジ部とウェブ部の各
々の平均的な機械特性を示し、フランジ1/2F部はその特
性が最も低下するので、これら三箇所によりＨ形鋼の機
械試験特性を代表できるとしたためである。

【００２４】表１および表２には、試作鋼の化学成分
値、脱酸時の溶存酸素濃度と溶存酸素に対する残存Ａl
量との関係および、凝固時の冷却速度を示す。

【００２５】

【表１】

【００２６】

【表２】

【００２７】表３および表４には、圧延条件とフランジ
水冷の有無などの製造条件に対する、Ｈ形鋼の各部の機
械試験特性を示す。なお、圧延加熱温度を１２８０℃に
揃えたのは、一般的に加熱温度の低減は機械特性を向上
させることは周知であり、高温加熱条件は機械特性の最
低値を示すと推定され、この値がそれ以下の加熱温度で
の特性を代表できると判断したためである。

【００２８】

【表３】

【００２９】

【表４】

【００３０】表３に示すように、本発明による鋼１〜８
は、目標の SM400ではYP=245〜345N/mm²、 SM490ではYP
=324〜424N/mm²、 SM570ではYP=461〜561N/mm²のＪＩＳ
規格の下限値＋１００Ｎ/mm²の範囲内に制御され、しか
も、降伏比(YP/TS) も 0.8以下の低YR値を満たし、抗張
力（前記ＪＩＳ３１０６）と−５℃でのシャルピー値４
７(J) 以上を十分に満たしている。一方、表４に示すよ
うに、比較鋼の鋼９、１１、１３は通常のＡl 脱酸し、
本発明の製鋼過程での、溶鋼の酸素濃度の制御と微量Ａ
l 脱酸がなされておらず、Ａl ・Ｔi 系酸化物が生成し
ていないためと、通常の連続鋳造条件で製造し、緩冷却
していないために、ＭｎＳ等の析出物が微細分散し、フ
ェライトの細粒化をまねき、目標のＹＰのＪＩＳ規格の
下限値＋１００Ｎ/mm²の範囲を超え、降伏比(YP/TS) も
0.8以下を満足しない。また、比較鋼の鋼１０、１２、
１４は本発明の製鋼過程での、溶鋼の酸素濃度の制御と
微量Ａl 脱酸は行われているものの、凝固時の冷却速度
が 0.5℃/secを超えたため、酸化物と複合析出物個数が
２０個／mm²以上となり、目標のＹＰのＪＩＳ規格の下
限値＋１００Ｎ/mm²の範囲を超え、降伏比も 0.8以下を
満足しない。

【００３１】即ち、本発明の要件が総て満たされた時
に、表３に示される形鋼１〜８のように、薄手サイズの
圧延形鋼の低温圧延による高降伏点化を抑制し、建材用
構造部材に求められる機械特性を満たす、圧延ままでの
形鋼の製造が可能になる。なお、本発明が対象とする圧
延形鋼は上記実施例のＨ形鋼に限らずＩ形鋼、山形鋼、
溝形鋼、不等辺不等厚山形鋼等のフランジを有する形鋼
にも適用できることは勿論である。

【００３２】

【発明の効果】本発明による圧延形鋼は低温圧延条件に
おいても降伏点をＪＩＳ規格の下限値＋１００Ｎ/mm²の
範囲に制御し、狭幅降伏点と低降伏比化を達成できる、
建築用形鋼の能率的な製造がインラインで可能になり、
大型構造物の信頼性の向上、経済性等の産業上の効果は
極めて顕著なものがある。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明方法を実施する装置配置例の略図であ
る。

【図２】Ｈ形鋼の断面形状および機械試験片の採取位置
を示す断面図である。

【符号の説明】

１…Ｈ形鋼２…フランジ３…ウェブ４…中間圧延機５ａ…中間圧延機前後面の水冷装置５ｂ…仕上げ圧延機後面冷却装置６…仕上げ圧延機

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％でＣ：0.04〜0.20％、 Si：0.05〜0.50％、 Mn： 0.4〜2.0%、 Ti： 0.005〜0.025%、Ｎ≦0.004%、Ｓ≦0.01％、 Al： 0.005〜0.015% を含み、残部がＦe および不可避不純物からなるととも
にＴi ・Ａl 系複酸化物とＭｎＳ、ＴｉＮとの複合析出
物を２０個／mm²以下に分散したことを特徴とする含オ
キサイド系降伏点制御圧延形鋼。
【請求項２】重量％でＣ：0.04〜0.20％、 Si：0.05〜0.50％、 Mn： 0.4〜2.0%、 Ti： 0.005〜0.025%、Ｎ≦0.004%、Ｓ≦0.01％、 Al： 0.005〜0.015% を含み、加えてＶ≦0.20％、Cr≦0.7%、Nb≦0.05％、Mo
≦0.3%、Ni≦0.1%、Cu≦1.0%、Ca≦0.003%、 REM≦0.01
0%の１種または２種以上を含み、残部がＦe および不可
避不純物からなるとともにＴi ・Ａl 系複酸化物とＭｎ
Ｓ、ＴｉＮとの複合析出物を２０個／mm²以下に分散し
たことを特徴とする含オキサイド系降伏点制御圧延形
鋼。
【請求項３】重量％でＣ：0.04〜0.20％、 Si：0.05〜0.50％、 Mn： 0.4〜2.0%、 Ti： 0.005〜0.025%、Ｎ≦0.004%、Ｓ≦0.01％を含み、残部がＦe および不可避不純物からなる溶鋼
を、予備脱酸処理によって、溶存酸素を重量％で 0.003
〜0.015%に調整後さらに、金属アルミもしくはフェロア
ルミの添加により脱酸し、該Ａl 含有量が重量％で 0.0
05〜0.015%で、かつ溶鋼の溶存酸素〔Ｏ％〕に対し-0.0
04≦〔Al％〕-1.1〔Ｏ％〕≦0.006 の関係を満たす鋳片
に鋳造後、該鋳片を凝固温度から９００℃間を0.05〜0.
5 ℃/secの冷却速度で冷却し、鋼中にＴi ・Ａl 系複酸
化物とＭｎＳ、ＴｉＮとの複合析出物を２０個／mm²以
下に分散させた該鋳片を１１００〜１３００℃の温度域
に再加熱後に圧延を開始し、９００℃以下で２０％以上
圧下することを特徴とする含オキサイド系降伏点制御圧
延形鋼の製造方法。
【請求項４】重量％でＣ：0.04〜0.20％、 Si：0.05〜0.50％、 Mn： 0.4〜2.0%、 Ti： 0.005〜0.025%、Ｎ≦0.004%、Ｓ≦0.01％を含み、加えてＶ≦0.20％、Cr≦0.7%、Nb≦0.05％、Mo
≦0.3%、Ni≦0.1%、Cu≦1.0%、Ca≦0.003%、 REM≦0.01
0%の１種または２種以上を含み、残部がＦe および不可
避不純物からなる溶鋼を、予備脱酸処理によって、溶存
酸素を重量％で 0.003〜0.015%に調整後さらに、金属ア
ルミもしくはフェロアルミの添加により脱酸し、該Ａl
含有量が重量％で 0.005〜0.015%で、かつ溶鋼の溶存酸
素〔Ｏ％〕に対し-0.004≦〔Al％〕-1.1〔Ｏ％〕≦0.00
6 の関係を満たす鋳片に鋳造後、該鋳片を凝固温度から
９００℃間を0.05〜0.5 ℃/secの冷却速度で冷却し、鋼
中にＴi ・Ａl 系複酸化物とＭｎＳ、ＴｉＮとの複合析
出物を２０個／mm²以下に分散させた該鋳片を１１００
〜１３００℃の温度域に再加熱後に圧延を開始し、９０
０℃以下で２０％以上圧下することを特徴とする含オキ
サイド系降伏点制御圧延形鋼の製造方法。