JP3468072B2 - 低降伏比形鋼の製造方法 - Google Patents
低降伏比形鋼の製造方法Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、高層建築物などの
鉄鋼構造物に用いられる低降伏比形鋼の製造方法に関す
る。
鉄鋼構造物に用いられる低降伏比形鋼の製造方法に関す
る。
【０００２】
【従来の技術】今日の高層建築物には、巨大地震に見舞
われた時、柱・梁部材の塑性変形により地震エネルギー
を吸収させ、大崩壊を回避するという人的安全性を重視
した限界状態設計法が適用される。したがって、限界状
態設計法で使用される柱・梁部材には、高い塑性変形能
の目安として降伏比（ＹＲ）が低いこと、つまり低降伏
比が望まれ、降伏比が低い材料ほど塑性変形能が優れて
いると言われている。
われた時、柱・梁部材の塑性変形により地震エネルギー
を吸収させ、大崩壊を回避するという人的安全性を重視
した限界状態設計法が適用される。したがって、限界状
態設計法で使用される柱・梁部材には、高い塑性変形能
の目安として降伏比（ＹＲ）が低いこと、つまり低降伏
比が望まれ、降伏比が低い材料ほど塑性変形能が優れて
いると言われている。
【０００３】この建築構造の設計サイドからのＹＲに対
する要望としては、塑性変形の観点から強度を確保でき
る範囲で可能な限り低い方が好ましく、５９０Ｎ／ｍｍ
2 級の場合でＹＲの許容範囲としては８０％以下として
いるものの、７５％が目標値として挙げられている。低
降伏比化については、一般的に焼入れと焼戻し処理の間
に二相域に加熱する中間熱処理を施す方法等に代表され
るように、軟質相としてのフェライトと硬質相としての
ベイナイトあるいはマルテンサイトを混在させたフェラ
イト＋硬質相組織により達成されることが知られてい
る。このフェライト＋硬質相組織を得るための従来技術
としては、上述した焼入れ−二相域焼入れ−焼戻し処理
する方法や、熱間圧延後フェライトとオーステナイトの
二相域まで待機した後加速冷却する方法などが挙げられ
るが、これらの技術では複雑な熱処理工程の必要や焼き
入れ開始までの待機時間の長期化による生産性の低下が
避けられない。
する要望としては、塑性変形の観点から強度を確保でき
る範囲で可能な限り低い方が好ましく、５９０Ｎ／ｍｍ
2 級の場合でＹＲの許容範囲としては８０％以下として
いるものの、７５％が目標値として挙げられている。低
降伏比化については、一般的に焼入れと焼戻し処理の間
に二相域に加熱する中間熱処理を施す方法等に代表され
るように、軟質相としてのフェライトと硬質相としての
ベイナイトあるいはマルテンサイトを混在させたフェラ
イト＋硬質相組織により達成されることが知られてい
る。このフェライト＋硬質相組織を得るための従来技術
としては、上述した焼入れ−二相域焼入れ−焼戻し処理
する方法や、熱間圧延後フェライトとオーステナイトの
二相域まで待機した後加速冷却する方法などが挙げられ
るが、これらの技術では複雑な熱処理工程の必要や焼き
入れ開始までの待機時間の長期化による生産性の低下が
避けられない。
【０００４】これを回避する方法として、鋼板に関して
は特公平７−７４３７９号公報や特開平５−２７１７６
１号公報の技術が開示されている。特公平７−７４３７
９号公報、特開平５−２７１７６１号公報とも、熱間圧
延後にＡｒ3 −２０℃以下、Ａｒ3 −１００℃以上まで
予備冷却を行った後鋼板表面がＡｒ3 −１００℃以上に
復熱させ、再び１５℃／秒を超える冷却速度で４００〜
６００℃まで冷却するというものである。
は特公平７−７４３７９号公報や特開平５−２７１７６
１号公報の技術が開示されている。特公平７−７４３７
９号公報、特開平５−２７１７６１号公報とも、熱間圧
延後にＡｒ3 −２０℃以下、Ａｒ3 −１００℃以上まで
予備冷却を行った後鋼板表面がＡｒ3 −１００℃以上に
復熱させ、再び１５℃／秒を超える冷却速度で４００〜
６００℃まで冷却するというものである。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、特公平
７−７４３７９号公報、特開平５−２７１７６１号公報
には冷却間の復熱時間についての規定がないため、低降
伏比に適した組織に制御し難く、低降伏比鋼の製造安定
性の低下は避けられない。また、形鋼の製造における水
冷設備は一般には鋼板の水冷設備に比べ冷却能力が劣
り、１５℃／秒を超える冷却速度で冷却することは難し
い。従って、このような高冷却速度を用いなくても、低
降伏比形鋼を生産性を損なうことなく安価にかつ大量に
製造し得る技術が必要となっている。本発明の目的は、
高層建築物などに用いる降伏比が７５％以下の形鋼を安
価で大量に安定して製造できる、低降伏比形鋼の製造方
法を提供することにある。
７−７４３７９号公報、特開平５−２７１７６１号公報
には冷却間の復熱時間についての規定がないため、低降
伏比に適した組織に制御し難く、低降伏比鋼の製造安定
性の低下は避けられない。また、形鋼の製造における水
冷設備は一般には鋼板の水冷設備に比べ冷却能力が劣
り、１５℃／秒を超える冷却速度で冷却することは難し
い。従って、このような高冷却速度を用いなくても、低
降伏比形鋼を生産性を損なうことなく安価にかつ大量に
製造し得る技術が必要となっている。本発明の目的は、
高層建築物などに用いる降伏比が７５％以下の形鋼を安
価で大量に安定して製造できる、低降伏比形鋼の製造方
法を提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】前記課題を解決し目的を
達成するため、本発明は以下に示す手段を用いている。 （１）本発明の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．０４〜
０．１８％と、Ｓｉ：０．０５〜０．５％と、Ｍｎ：
０．６〜１．７％と、Ｐ≦０．０５％と、Ｓ≦０．０１
％と、Ａｌ≦０．０８％と、Ｎ≦０．００８％とを含有
し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる形鋼を製造
する方法において、鋼を１０００℃以上に加熱後、Ａｒ
3以上の温度域において減面率が５０％以上の熱間圧延
を行う工程と、熱間圧延された鋼材をＡｒ3以上からＡ
ｒ3−１００℃〜Ａｒ3−２０℃の温度域まで１℃／秒以
上の冷却速度で加速冷却し、待機温度：Ｔ（℃）＝Ａｒ
3−１００℃〜Ａｒ3−２０℃において下記（１）式を満
たす待機時間：ｔ（秒）の待機を行う工程と、フランジ
厚さ：ｈ（ｍｍ）の鋼材を４００〜６００℃の温度域ま
で、下記（２）式を満たす冷却速度：ｖ（℃／秒）で加
速冷却し、引張強度が４９０Ｎ／ｍｍ 2 以上で、かつ降
伏比が７５％以下の低降伏比形鋼とする工程と、を備え
たことを特徴とする低降伏比形鋼の製造方法である。
達成するため、本発明は以下に示す手段を用いている。 （１）本発明の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．０４〜
０．１８％と、Ｓｉ：０．０５〜０．５％と、Ｍｎ：
０．６〜１．７％と、Ｐ≦０．０５％と、Ｓ≦０．０１
％と、Ａｌ≦０．０８％と、Ｎ≦０．００８％とを含有
し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる形鋼を製造
する方法において、鋼を１０００℃以上に加熱後、Ａｒ
3以上の温度域において減面率が５０％以上の熱間圧延
を行う工程と、熱間圧延された鋼材をＡｒ3以上からＡ
ｒ3−１００℃〜Ａｒ3−２０℃の温度域まで１℃／秒以
上の冷却速度で加速冷却し、待機温度：Ｔ（℃）＝Ａｒ
3−１００℃〜Ａｒ3−２０℃において下記（１）式を満
たす待機時間：ｔ（秒）の待機を行う工程と、フランジ
厚さ：ｈ（ｍｍ）の鋼材を４００〜６００℃の温度域ま
で、下記（２）式を満たす冷却速度：ｖ（℃／秒）で加
速冷却し、引張強度が４９０Ｎ／ｍｍ 2 以上で、かつ降
伏比が７５％以下の低降伏比形鋼とする工程と、を備え
たことを特徴とする低降伏比形鋼の製造方法である。
【０００７】１０ 1.2-0.01×ΔT
≦ｔ≦１５０秒 …（１）
但し、ΔＴ＝Ａｒ3（℃）−Ｔ（℃）
０．９−０．４ｌｏｇｈ≦ｌｏｇｖ≦２．６−０．９ｌ
ｏｇｈ …（２） 但し、ｈ：フランジ厚さ（ｍｍ） （２）本発明の製造方法は、鋼成分として、重量％でさ
らに、Ｃｕ：０．０５〜１％、Ｎｉ：０．０５〜０．８
％、Ｃｒ：０．０５〜１％、Ｍｏ：０．０１〜１％、Ｎ
ｂ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．００５〜０．１％
及びＴｉ：０．００５〜０．０３％の群から選択された
１種または２種以上を含有することを特徴とする、上記
（１）に記載の低降伏比形鋼の製造方法である。
ｏｇｈ …（２） 但し、ｈ：フランジ厚さ（ｍｍ） （２）本発明の製造方法は、鋼成分として、重量％でさ
らに、Ｃｕ：０．０５〜１％、Ｎｉ：０．０５〜０．８
％、Ｃｒ：０．０５〜１％、Ｍｏ：０．０１〜１％、Ｎ
ｂ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．００５〜０．１％
及びＴｉ：０．００５〜０．０３％の群から選択された
１種または２種以上を含有することを特徴とする、上記
（１）に記載の低降伏比形鋼の製造方法である。
【０００８】
【発明の実施の形態】本発明者らは、圧延後長時間の待
機及び熱処理することなく、低降伏比形鋼を製造する技
術を得るため、鋼材の強度、降伏比に及ぼす待機温度と
待機時間、さらに待機後の冷却速度の影響について鋭意
検討した結果、以下の知見を得るに至った。図１は、
０．１４Ｃ−０．２５Ｓｉ−１．２Ｍｎ鋼を１２５０℃
に加熱し、減面率８０％の圧下を加え、Ａｒ3点(７７１
℃)より高い９００℃でフランジ厚さ２０ｍｍのＨ形鋼
に圧延し、その後２℃／秒で所定の温度まで冷却、保持
し、さらに５５０℃まで冷却した場合の引張特性（引張
強度、降伏比（ＹＲ））を示す。図１に示すように、待
機温度：Ｔ（℃）＝Ａｒ3−１００℃〜Ａｒ3−２０℃に
おいて１０ 1.2-0.01×ΔT ≦ｔ≦１５０秒（ΔＴ＝Ａｒ
3−Ｔ）待機することにより引張強度が４９０Ｎ／ｍｍ2
以上（強度確保）で、かつ降伏比が７５％以下となるこ
とが明らかである。
機及び熱処理することなく、低降伏比形鋼を製造する技
術を得るため、鋼材の強度、降伏比に及ぼす待機温度と
待機時間、さらに待機後の冷却速度の影響について鋭意
検討した結果、以下の知見を得るに至った。図１は、
０．１４Ｃ−０．２５Ｓｉ−１．２Ｍｎ鋼を１２５０℃
に加熱し、減面率８０％の圧下を加え、Ａｒ3点(７７１
℃)より高い９００℃でフランジ厚さ２０ｍｍのＨ形鋼
に圧延し、その後２℃／秒で所定の温度まで冷却、保持
し、さらに５５０℃まで冷却した場合の引張特性（引張
強度、降伏比（ＹＲ））を示す。図１に示すように、待
機温度：Ｔ（℃）＝Ａｒ3−１００℃〜Ａｒ3−２０℃に
おいて１０ 1.2-0.01×ΔT ≦ｔ≦１５０秒（ΔＴ＝Ａｒ
3−Ｔ）待機することにより引張強度が４９０Ｎ／ｍｍ2
以上（強度確保）で、かつ降伏比が７５％以下となるこ
とが明らかである。
【０００９】図２は、０．１４Ｃ−０．２５Ｓｉ−１．
４Ｍｎ−０．０４Ｖ鋼を１２８０℃に加熱し、Ａｒ3 点
（７５７℃）より高い９５０℃で、フランジ厚さ（ｈ）
１６ｍｍ、４０ｍｍ、１００ｍｍのＨ形鋼に圧延し、そ
の後１．２℃／秒で７００℃まで冷却し、２０秒保持
後、種々の冷却速度で５００℃まで冷却した場合の引張
特性を示す。図２に示されるように形鋼においてｌｏｇ
ｖ≧０．９−０．４ｌｏｇｈとすることにより降伏比が
７５％以下となることが明らかである。
４Ｍｎ−０．０４Ｖ鋼を１２８０℃に加熱し、Ａｒ3 点
（７５７℃）より高い９５０℃で、フランジ厚さ（ｈ）
１６ｍｍ、４０ｍｍ、１００ｍｍのＨ形鋼に圧延し、そ
の後１．２℃／秒で７００℃まで冷却し、２０秒保持
後、種々の冷却速度で５００℃まで冷却した場合の引張
特性を示す。図２に示されるように形鋼においてｌｏｇ
ｖ≧０．９−０．４ｌｏｇｈとすることにより降伏比が
７５％以下となることが明らかである。
【００１０】以上の知見に基づき、本発明者らは、特定
量の化学成分を有する鋼に施す熱間圧延条件及び加速冷
却条件（２段冷却時の待機温度、待機時間と２段目の冷
却速度を含む）を一定範囲内に制御するようにして、鋼
組織をフェライト＋ベイナイトの混合組織とし、圧延ま
まで４９０Ｎ／ｍｍ2 以上の引張強度と７５％以下の低
降伏比を達成できる低降伏比形鋼の製造方法を見出し、
本発明を完成させた。
量の化学成分を有する鋼に施す熱間圧延条件及び加速冷
却条件（２段冷却時の待機温度、待機時間と２段目の冷
却速度を含む）を一定範囲内に制御するようにして、鋼
組織をフェライト＋ベイナイトの混合組織とし、圧延ま
まで４９０Ｎ／ｍｍ2 以上の引張強度と７５％以下の低
降伏比を達成できる低降伏比形鋼の製造方法を見出し、
本発明を完成させた。
【００１１】すなわち、本発明は、鋼組成及び製造条件
を下記範囲に限定することにより、高層建築物などに用
いる降伏比が７５％以下の形鋼を安価で大量に安定して
製造できる、低降伏比形鋼の製造方法を提供することが
できる。以下に本発明の成分添加理由、成分限定理由、
及び製造条件の限定理由について説明する。
を下記範囲に限定することにより、高層建築物などに用
いる降伏比が７５％以下の形鋼を安価で大量に安定して
製造できる、低降伏比形鋼の製造方法を提供することが
できる。以下に本発明の成分添加理由、成分限定理由、
及び製造条件の限定理由について説明する。
【００１２】（１）成分組成範囲
Ｃ：０．０４〜０．１８％
Ｃは、鋼の強度を確保するために０．０４％以上添加す
るが、０．１８％を超えて多量に含有させると靭性ある
いは溶接性が劣化するため、その範囲は０．０４〜０．
１８％である。
るが、０．１８％を超えて多量に含有させると靭性ある
いは溶接性が劣化するため、その範囲は０．０４〜０．
１８％である。
【００１３】Ｓｉ：０．０５〜０．５％
Ｓｉは、脱酸のために鋼に必然的に含まれる元素であ
り、低降伏比確保の観点からその含有量は０．０５％以
上であるが、Ｓｉ含有量が０．５％を超えるとＨＡＺ
（熱影響部）靭性及び溶接性の観点から好ましくない影
響を及ぼすため、その範囲は０．０５〜０．５％であ
る。
り、低降伏比確保の観点からその含有量は０．０５％以
上であるが、Ｓｉ含有量が０．５％を超えるとＨＡＺ
（熱影響部）靭性及び溶接性の観点から好ましくない影
響を及ぼすため、その範囲は０．０５〜０．５％であ
る。
【００１４】Ｍｎ：０．６〜１．７％
Ｍｎは、鋼材の強度・靭性の向上ならびにＦｅＳの生成
抑制のため０．６％以上は必要であるが、１．７％を超
える多量の添加は鋼の焼入れ性の増加を引き起こし、溶
接時に硬化層が出現して割れ感受性が高くなるため、そ
の範囲は０．６〜１．７％である。 Ｐ≦０．０５％、Ｓ≦０．０１％ Ｐ、Ｓは、鋼中に混入する不純物として不可避的に存在
するが、Ｐの低減は粒界破壊の防止に有効であり、Ｓの
低減は溶接熱影響部の水素割れ防止に有効であるため、
Ｐ、Ｓの含有範囲はそれぞれ０．０５％以下、０．０１
％以下である。
抑制のため０．６％以上は必要であるが、１．７％を超
える多量の添加は鋼の焼入れ性の増加を引き起こし、溶
接時に硬化層が出現して割れ感受性が高くなるため、そ
の範囲は０．６〜１．７％である。 Ｐ≦０．０５％、Ｓ≦０．０１％ Ｐ、Ｓは、鋼中に混入する不純物として不可避的に存在
するが、Ｐの低減は粒界破壊の防止に有効であり、Ｓの
低減は溶接熱影響部の水素割れ防止に有効であるため、
Ｐ、Ｓの含有範囲はそれぞれ０．０５％以下、０．０１
％以下である。
【００１５】Ａｌ≦０．０８％
Ａｌは、脱酸上鋼に含まれる元素であるが、多量に含有
させると鋼の清浄度を悪くし、溶接部の靭性劣化を招く
ため、その範囲は０．０８％以下である。
させると鋼の清浄度を悪くし、溶接部の靭性劣化を招く
ため、その範囲は０．０８％以下である。
【００１６】Ｎ≦０．００８％
Ｎは、鋼中に含まれる不可避的な不純物元素であるが、
Ｎ量が多くなるとＨＡＺ靭性の劣化や連続鋳造スラブキ
ズの発生を助長するため、その範囲は０．００８％以下
である。
Ｎ量が多くなるとＨＡＺ靭性の劣化や連続鋳造スラブキ
ズの発生を助長するため、その範囲は０．００８％以下
である。
【００１７】本発明は以上を基本成分とし、以下の選択
成分群の１種または２種以上を添加してもよい。 （選択成分群） Ｃｕ：０．０５〜１％ Ｃｕは、強度上昇及び靭性改善に非常に有効な元素であ
るが、含有量が０．０５％未満では十分な効果が発揮さ
れず、１％を超えると析出硬化が著しくまた鋼材表面に
割れが生じやすいため、Ｃｕを添加する場合には、その
範囲は０．０５〜１％である。
成分群の１種または２種以上を添加してもよい。 （選択成分群） Ｃｕ：０．０５〜１％ Ｃｕは、強度上昇及び靭性改善に非常に有効な元素であ
るが、含有量が０．０５％未満では十分な効果が発揮さ
れず、１％を超えると析出硬化が著しくまた鋼材表面に
割れが生じやすいため、Ｃｕを添加する場合には、その
範囲は０．０５〜１％である。
【００１８】Ｎｉ：０．０５〜０．８％
Ｎｉは、母材の強度ならびに靭性を向上させる効果を有
するが、その含有量が０．０５％未満では十分な効果が
得られず、０．８％を超える添加はコストアップにつな
がるため、Ｎｉを添加する場合には、その範囲は０．０
５〜０．８％である。 Ｃｒ：０．０５〜１％ Ｃｒは、焼入性向上に有効な元素であるが、その含有量
が０．０５％未満では効果が小さく、１％を超えると溶
接性やＨＡＺ靭性を劣化させるため、Ｃｒを添加する場
合には、その範囲は０．０５〜１％である。 Ｍｏ：０．０１〜１％ Ｍｏは、焼入性を高めるとともに焼戻し軟化抵抗を高
め、強度上昇に有効であるが、その含有量が０．０１％
未満ではその効果が十分に発揮されず、１％を超えると
溶接性を劣化させるとともに炭化物の析出により降伏比
が上昇するため、Ｍｏを添加する場合にはその範囲は
０．０１〜１％である。
するが、その含有量が０．０５％未満では十分な効果が
得られず、０．８％を超える添加はコストアップにつな
がるため、Ｎｉを添加する場合には、その範囲は０．０
５〜０．８％である。 Ｃｒ：０．０５〜１％ Ｃｒは、焼入性向上に有効な元素であるが、その含有量
が０．０５％未満では効果が小さく、１％を超えると溶
接性やＨＡＺ靭性を劣化させるため、Ｃｒを添加する場
合には、その範囲は０．０５〜１％である。 Ｍｏ：０．０１〜１％ Ｍｏは、焼入性を高めるとともに焼戻し軟化抵抗を高
め、強度上昇に有効であるが、その含有量が０．０１％
未満ではその効果が十分に発揮されず、１％を超えると
溶接性を劣化させるとともに炭化物の析出により降伏比
が上昇するため、Ｍｏを添加する場合にはその範囲は
０．０１〜１％である。
【００１９】Ｎｂ：０．００５〜０．１％
Ｎｂは、微細炭窒化物の析出効果により強度上昇、靭性
向上に有効に作用する元素であるが、その含有量が０．
００５％未満では効果が発揮されず、０．１％超えの添
加は過度の析出効果により降伏比低下の妨げになるた
め、Ｎｂを添加する場合には、その範囲は０．００５〜
０．１％である。
向上に有効に作用する元素であるが、その含有量が０．
００５％未満では効果が発揮されず、０．１％超えの添
加は過度の析出効果により降伏比低下の妨げになるた
め、Ｎｂを添加する場合には、その範囲は０．００５〜
０．１％である。
【００２０】Ｖ：０．００５〜０．１％
Ｖは、少量の添加により焼入性を向上させ、焼戻し軟化
抵抗を高める元素であるが、その含有量が０．００５％
未満ではその効果が十分に発揮されず、０．１％を超え
て添加すると溶接性を劣化させるため、Ｖを添加する場
合にはその範囲は０．００５〜０．１％である。
抵抗を高める元素であるが、その含有量が０．００５％
未満ではその効果が十分に発揮されず、０．１％を超え
て添加すると溶接性を劣化させるため、Ｖを添加する場
合にはその範囲は０．００５〜０．１％である。
【００２１】Ｔｉ：０．００５〜０．０３％
Ｔｉは、ＴｉＮの溶接ＨＡＺ部の組織粗大化を抑制して
ＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素である。０．００５％
未満のＴｉ添加ではＨＡＺ靭性向上効果が発揮されな
い。０．０３％を超えて添加すると、溶接の冷却過程で
ＴｉＣが析出し、ＨＡＺ靭性の劣化を招くため、Ｔｉを
添加する場合にはその範囲は０．００５〜０．０３％で
ある。
ＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素である。０．００５％
未満のＴｉ添加ではＨＡＺ靭性向上効果が発揮されな
い。０．０３％を超えて添加すると、溶接の冷却過程で
ＴｉＣが析出し、ＨＡＺ靭性の劣化を招くため、Ｔｉを
添加する場合にはその範囲は０．００５〜０．０３％で
ある。
【００２２】上記の成分組成範囲に調整することによ
り、高層建築物などに用いる降伏比が７５％以下の形鋼
を、圧延後の板熱処理を必要とすることなく安価で大量
に安定して得ることが可能となる。
り、高層建築物などに用いる降伏比が７５％以下の形鋼
を、圧延後の板熱処理を必要とすることなく安価で大量
に安定して得ることが可能となる。
【００２３】このような特性の鋼材は、以下の製造方法
により、製造することができる。 （２）鋼材製造工程 （製造方法）上記の成分組成範囲に調整した鋼を溶製
し、連続鋳造で得られた鋼材を１０００℃以上に加熱
後、Ａｒ3 以上の温度域において減面率が５０％以上の
熱間圧延を行い、次いでＡｒ3 −１００℃〜Ａｒ3 −２
０℃の温度域まで１℃／秒以上の冷却速度で加速冷却す
る。続いて、加速冷却された鋼材を待機温度：Ｔ（℃）
＝Ａｒ3 −１００℃〜Ａｒ3 −２０℃において下記
（１）式を満たす時間ｔ秒の待機を行った後、４００〜
６００℃の温度域まで、下記（２）式を満たす冷却速度
ｖ（℃／秒）で加速冷却を行う。
により、製造することができる。 （２）鋼材製造工程 （製造方法）上記の成分組成範囲に調整した鋼を溶製
し、連続鋳造で得られた鋼材を１０００℃以上に加熱
後、Ａｒ3 以上の温度域において減面率が５０％以上の
熱間圧延を行い、次いでＡｒ3 −１００℃〜Ａｒ3 −２
０℃の温度域まで１℃／秒以上の冷却速度で加速冷却す
る。続いて、加速冷却された鋼材を待機温度：Ｔ（℃）
＝Ａｒ3 −１００℃〜Ａｒ3 −２０℃において下記
（１）式を満たす時間ｔ秒の待機を行った後、４００〜
６００℃の温度域まで、下記（２）式を満たす冷却速度
ｖ（℃／秒）で加速冷却を行う。
【００２４】１０ 1.2-0.01×ΔT
≦ｔ≦１５０秒 …（１）
但し、ΔＴ＝Ａｒ3（℃）−Ｔ（℃）
０．９−０．４ｌｏｇｈ≦ｌｏｇｖ≦２．６−０．９ｌ
ｏｇｈ …（２） 但し、ｈ：フランジ厚さ（ｍｍ） ａ．鋼の加熱温度：１０００℃以上 鋼を１０００℃以上に加熱するのは、良好な熱間加工性
を得るためである。
ｏｇｈ …（２） 但し、ｈ：フランジ厚さ（ｍｍ） ａ．鋼の加熱温度：１０００℃以上 鋼を１０００℃以上に加熱するのは、良好な熱間加工性
を得るためである。
【００２５】ｂ．熱間圧延終了温度：Ａｒ3 以上
Ａｒ3 以上の温度域で圧延を終了させるのは、集合組織
の発達を抑制して、超音波探傷の測定精度に悪影響を及
ぼす音響異方性をなくすためである。
の発達を抑制して、超音波探傷の測定精度に悪影響を及
ぼす音響異方性をなくすためである。
【００２６】ｃ．Ａｒ3 以上の減面率：５０％以上
Ａｒ3 以上の減面率を５０％以上とするのは、加熱によ
り粗大化した組織を再結晶させ、強度と靭性を向上させ
るためである。 ｄ．待機前の加速冷却速度：１℃／秒以上 圧延終了後からＡｒ3 −１００℃〜Ａｒ3 −２０℃まで
の加速冷却速度を１℃／秒以上とするのは、圧延後から
Ａｒ3 −１００℃〜Ａｒ3 −２０℃までの加速冷却過程
においてフェライトが多量に析出することを抑えるため
である。これにより、組織が主にその後の待機中での等
温変態によって制御されることとなり、組織制御の精度
を向上させることが可能となる。 ｅ．待機温度Ｔ（℃）：Ａｒ3 −１００℃〜Ａｒ3 −２
０℃、待機時間ｔ（秒）：１０ 1.2-0.01×ΔT ≦ｔ≦１
５０秒、但し、ΔＴ＝Ａｒ3 （℃）−Ｔ（℃） 前記図１で説明したように、待機温度Ｔ（℃）を比較的
短時間でフェライトが析出するＡｒ3 −１００℃〜Ａｒ
3 −２０℃とし、待機時間を１０ 1.2-0.01×ΔT ≦ｔ≦
１５０秒（ΔＴ＝Ａｒ3 −Ｔ）とすることにより所定の
フェライト分率に制御し、その後の更なる加速冷却によ
り残りのオーステナイトを硬質のベイナイトとし最終的
にフェライト＋ベイナイト組織として降伏比≦７５％を
達成する。また、待機時間の上限は生産性を損なわない
ように１５０秒である。待機温度がＡｒ3 −２０℃より
高温になるとフェライトの生成速度が遅いため、低降伏
比に有効な十分なフェライトを得るためには多くの待機
時間が必要となり生産性を損なう。一方、Ａｒ3 −１０
０℃未満となると短時間の待機においてもフェライトが
過度に生成するため、強度を確保し難くなる。
り粗大化した組織を再結晶させ、強度と靭性を向上させ
るためである。 ｄ．待機前の加速冷却速度：１℃／秒以上 圧延終了後からＡｒ3 −１００℃〜Ａｒ3 −２０℃まで
の加速冷却速度を１℃／秒以上とするのは、圧延後から
Ａｒ3 −１００℃〜Ａｒ3 −２０℃までの加速冷却過程
においてフェライトが多量に析出することを抑えるため
である。これにより、組織が主にその後の待機中での等
温変態によって制御されることとなり、組織制御の精度
を向上させることが可能となる。 ｅ．待機温度Ｔ（℃）：Ａｒ3 −１００℃〜Ａｒ3 −２
０℃、待機時間ｔ（秒）：１０ 1.2-0.01×ΔT ≦ｔ≦１
５０秒、但し、ΔＴ＝Ａｒ3 （℃）−Ｔ（℃） 前記図１で説明したように、待機温度Ｔ（℃）を比較的
短時間でフェライトが析出するＡｒ3 −１００℃〜Ａｒ
3 −２０℃とし、待機時間を１０ 1.2-0.01×ΔT ≦ｔ≦
１５０秒（ΔＴ＝Ａｒ3 −Ｔ）とすることにより所定の
フェライト分率に制御し、その後の更なる加速冷却によ
り残りのオーステナイトを硬質のベイナイトとし最終的
にフェライト＋ベイナイト組織として降伏比≦７５％を
達成する。また、待機時間の上限は生産性を損なわない
ように１５０秒である。待機温度がＡｒ3 −２０℃より
高温になるとフェライトの生成速度が遅いため、低降伏
比に有効な十分なフェライトを得るためには多くの待機
時間が必要となり生産性を損なう。一方、Ａｒ3 −１０
０℃未満となると短時間の待機においてもフェライトが
過度に生成するため、強度を確保し難くなる。
【００２７】したがって、強度確保及び低降伏比（ＹＲ
≦７５％）の観点から、待機温度Ｔ（℃）はＡｒ3 −１
００℃〜Ａｒ3 −２０℃、待機時間ｔ（秒）は１０
1.2-0.01×ΔT ≦ｔ≦１５０秒（但し、ΔＴ＝Ａｒ3
（℃）−Ｔ（℃））である。 ｆ．待機後の加速冷却速度ｖ（℃／秒）：０．９−０．
４ｌｏｇｈ≦ｌｏｇｖ≦２．６−０．９ｌｏｇｈ ここ
で、ｈ：フランジ厚さ（ｍｍ） 前記図２で説明したように、前記の成分範囲でフランジ
厚を考慮すると待機後の未変態オーステナイトから硬質
なベイナイトを得るためには、ｌｏｇｖ≧０．９−０．
４ｌｏｇｈを満たす冷却速度が必要である。工業的に一
般に用いられている水冷設備では厚さが厚くなるほど高
冷却速度が得られ難い。本発明者らが鋭意検討した結
果、０．９−０．４ｌｏｇｈ≦ｌｏｇｖ≦２．６−０．
９ｌｏｇｈ（ここで、ｈ：鋼材（フランジ）の厚さ（ｍ
ｍ））とすることにより、７５％以下の降伏比が得られ
ることが明らかとなったため、待機後の加速冷却速度は
０．９−０．４ｌｏｇｈ≦ｌｏｇｖ≦２．６−０．９ｌ
ｏｇｈ（ここで、ｈ：フランジ厚さ（ｍｍ））である。
≦７５％）の観点から、待機温度Ｔ（℃）はＡｒ3 −１
００℃〜Ａｒ3 −２０℃、待機時間ｔ（秒）は１０
1.2-0.01×ΔT ≦ｔ≦１５０秒（但し、ΔＴ＝Ａｒ3
（℃）−Ｔ（℃））である。 ｆ．待機後の加速冷却速度ｖ（℃／秒）：０．９−０．
４ｌｏｇｈ≦ｌｏｇｖ≦２．６−０．９ｌｏｇｈ ここ
で、ｈ：フランジ厚さ（ｍｍ） 前記図２で説明したように、前記の成分範囲でフランジ
厚を考慮すると待機後の未変態オーステナイトから硬質
なベイナイトを得るためには、ｌｏｇｖ≧０．９−０．
４ｌｏｇｈを満たす冷却速度が必要である。工業的に一
般に用いられている水冷設備では厚さが厚くなるほど高
冷却速度が得られ難い。本発明者らが鋭意検討した結
果、０．９−０．４ｌｏｇｈ≦ｌｏｇｖ≦２．６−０．
９ｌｏｇｈ（ここで、ｈ：鋼材（フランジ）の厚さ（ｍ
ｍ））とすることにより、７５％以下の降伏比が得られ
ることが明らかとなったため、待機後の加速冷却速度は
０．９−０．４ｌｏｇｈ≦ｌｏｇｖ≦２．６−０．９ｌ
ｏｇｈ（ここで、ｈ：フランジ厚さ（ｍｍ））である。
【００２８】ｇ．待機後の加速冷却停止温度：４００〜
６００℃ 待機後の加速冷却停止温度を４００℃未満とすると、加
速冷却時に生成した島状マルテンサイトが分解せずに残
存するため靭性が悪化する。一方、加速冷却停止温度が
６００℃超えでは、ベイナイト変態が十分進行しないた
め強度を確保することが難しくなる。
６００℃ 待機後の加速冷却停止温度を４００℃未満とすると、加
速冷却時に生成した島状マルテンサイトが分解せずに残
存するため靭性が悪化する。一方、加速冷却停止温度が
６００℃超えでは、ベイナイト変態が十分進行しないた
め強度を確保することが難しくなる。
【００２９】以上により、上記成分系と圧延・加速冷却
条件の採用により生産性を損なうことなく４９０Ｎ／ｍ
ｍ2 以上の強度と７５％以下の降伏比を確保できる。以
下に本発明の実施例を挙げ、本発明の効果を立証する。
条件の採用により生産性を損なうことなく４９０Ｎ／ｍ
ｍ2 以上の強度と７５％以下の降伏比を確保できる。以
下に本発明の実施例を挙げ、本発明の効果を立証する。
【００３０】
【実施例】（実施例１）表１に成分を示す４９０ＭＰａ
級の本発明鋼Ａ及びＢを用い、表２に示すように圧延、
冷却条件を変えて製造した形鋼（本発明例：Ｎｏ．１，
２，６〜８，１０，１１，１３〜１６、比較例：Ｎｏ．
３〜５，９，１２）の機械的性質を調べた。表２に引張
特性（ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠のＹＳ，ＴＳ，Ｙ
Ｒ）を併記する。
級の本発明鋼Ａ及びＢを用い、表２に示すように圧延、
冷却条件を変えて製造した形鋼（本発明例：Ｎｏ．１，
２，６〜８，１０，１１，１３〜１６、比較例：Ｎｏ．
３〜５，９，１２）の機械的性質を調べた。表２に引張
特性（ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠のＹＳ，ＴＳ，Ｙ
Ｒ）を併記する。
【００３１】表２に示すように、比較例Ｎｏ．３は本発
明の待機温度を満足しないため、フェライトが過度に生
成し、目標強度（４９０ＭＰａ）を確保できない。ま
た、比較例Ｎｏ．４は待機後の冷却速度が本発明条件よ
り遅いため、比較例Ｎｏ．５は待機時間が本発明条件よ
り短いためＹＲ（降伏比）が高い。さらに、比較例Ｎ
ｏ．９は圧延後放冷したため、目標強度（４９０ＭＰ
ａ）に達せず、比較例Ｎｏ．１２は待機温度が本発明条
件より高いためフェライトが十分に生成せず、ＹＲが高
い。
明の待機温度を満足しないため、フェライトが過度に生
成し、目標強度（４９０ＭＰａ）を確保できない。ま
た、比較例Ｎｏ．４は待機後の冷却速度が本発明条件よ
り遅いため、比較例Ｎｏ．５は待機時間が本発明条件よ
り短いためＹＲ（降伏比）が高い。さらに、比較例Ｎ
ｏ．９は圧延後放冷したため、目標強度（４９０ＭＰ
ａ）に達せず、比較例Ｎｏ．１２は待機温度が本発明条
件より高いためフェライトが十分に生成せず、ＹＲが高
い。
【００３２】これに対し、本発明例：Ｎｏ．１，２，６
〜８，１０，１１，１３〜１６はいずれも本発明条件を
満たすため、４９０ＭＰａ以上の十分な引張強度（Ｔ
Ｓ）と７５％以下の降伏比（ＹＲ）を示している。
〜８，１０，１１，１３〜１６はいずれも本発明条件を
満たすため、４９０ＭＰａ以上の十分な引張強度（Ｔ
Ｓ）と７５％以下の降伏比（ＹＲ）を示している。
【００３３】
【表１】
【００３４】
【表２】
【００３５】（実施例２）表１に成分を示す４９０ＭＰ
ａ級の本発明鋼Ｃ及びＤ、５９０ＭＰａ級の本発明鋼Ｅ
を用い、表３に示すように圧延、冷却条件を変えて製造
した形鋼（本発明例：Ｎｏ．１７〜２８）の機械的性質
を調べた。表３に引張特性（ＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠
のＹＳ，ＴＳ，ＹＲ）を併記する。
ａ級の本発明鋼Ｃ及びＤ、５９０ＭＰａ級の本発明鋼Ｅ
を用い、表３に示すように圧延、冷却条件を変えて製造
した形鋼（本発明例：Ｎｏ．１７〜２８）の機械的性質
を調べた。表３に引張特性（ＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠
のＹＳ，ＴＳ，ＹＲ）を併記する。
【００３６】表３に示すように、本発明例Ｎｏ．１７〜
２４（４９０ＭＰａ級の本発明鋼Ｃ，Ｄ）はいずれも本
発明条件を満たすため、４９０ＭＰａ以上の十分な引張
強度（ＴＳ）と７５％以下の降伏比（ＹＲ）を示し、ま
た本発明例Ｎｏ．２５〜２８（５９０ＭＰａ級の本発明
鋼Ｅ）はいずれも本発明条件を満たすため、５９０ＭＰ
ａ以上の十分な引張強度（ＴＳ）と７５％以下の降伏比
（ＹＲ）を示している。
２４（４９０ＭＰａ級の本発明鋼Ｃ，Ｄ）はいずれも本
発明条件を満たすため、４９０ＭＰａ以上の十分な引張
強度（ＴＳ）と７５％以下の降伏比（ＹＲ）を示し、ま
た本発明例Ｎｏ．２５〜２８（５９０ＭＰａ級の本発明
鋼Ｅ）はいずれも本発明条件を満たすため、５９０ＭＰ
ａ以上の十分な引張強度（ＴＳ）と７５％以下の降伏比
（ＹＲ）を示している。
【００３７】
【表３】
【００３８】
【発明の効果】本発明によれば、鋼組成及び製造条件を
特定することにより、高層建築物などに使用される降伏
比が７５％以下の低降伏比形鋼を、圧延ままで製造する
ことができ、熱処理を施す必要がないため、生産性と経
済性を著しく高めることができる。
特定することにより、高層建築物などに使用される降伏
比が７５％以下の低降伏比形鋼を、圧延ままで製造する
ことができ、熱処理を施す必要がないため、生産性と経
済性を著しく高めることができる。
【図１】本発明の実施の形態に係る鋼材の強度、降伏比
に及ぼす待機温度と待機時間の影響を示した図。
に及ぼす待機温度と待機時間の影響を示した図。
【図２】本発明の実施の形態に係る鋼材の降伏比に及ぼ
す待機後の冷却速度の影響を示した図。
す待機後の冷却速度の影響を示した図。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(56)参考文献 特開 平８−20819（ＪＰ，Ａ)
特開 平６−240350（ＪＰ，Ａ)
特開 平３−191020（ＪＰ，Ａ)
特開 昭52−14517（ＪＰ，Ａ)
特公 平７−74379（ＪＰ，Ｂ２)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C21D 8/00 - 8/10,9/00
B21B 1/08
C22C 38/00 - 38/60
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０４〜０．１８％
と、Ｓｉ：０．０５〜０．５％と、Ｍｎ：０．６〜１．
７％と、Ｐ≦０．０５％と、Ｓ≦０．０１％と、Ａｌ≦
０．０８％と、Ｎ≦０．００８％とを含有し、残部がＦ
ｅ及び不可避的不純物からなる形鋼を製造する方法にお
いて、 鋼を１０００℃以上に加熱後、Ａｒ3以上の温度域にお
いて減面率が５０％以上の熱間圧延を行う工程と、 熱間圧延された鋼材をＡｒ3以上からＡｒ3−１００℃〜
Ａｒ3−２０℃の温度域まで１℃／秒以上の冷却速度で
加速冷却し、待機温度：Ｔ（℃）＝Ａｒ3−１００℃〜
Ａｒ3−２０℃において下記（１）式を満たす待機時
間：ｔ（秒）の待機を行う工程と、フランジ厚さ：ｈ（ｍｍ）の鋼材 を４００〜６００℃の
温度域まで、下記（２）式を満たす冷却速度：ｖ（℃／
秒）で加速冷却し、引張強度が４９０Ｎ／ｍｍ 2 以上
で、かつ降伏比が７５％以下の低降伏比形鋼とする工程
と、を備えたことを特徴とする低降伏比形鋼の製造方
法。１０ 1.2-0.01×ΔT ≦ｔ≦１５０秒 …（１） 但し、ΔＴ＝Ａｒ3（℃）−Ｔ（℃） ０．９−０．４ｌｏｇｈ≦ｌｏｇｖ≦２．６−０．９ｌ
ｏｇｈ …（２） 但し、ｈ：フランジ厚さ（ｍｍ） - 【請求項２】 鋼成分として、重量％でさらに、Ｃｕ：
０．０５〜１％、Ｎｉ：０．０５〜０．８％、Ｃｒ：
０．０５〜１％、Ｍｏ：０．０１〜１％、Ｎｂ：０．０
０５〜０．１％、Ｖ：０．００５〜０．１％及びＴｉ：
０．００５〜０．０３％の群から選択された１種または
２種以上を含有することを特徴とする、請求項１に記載
の低降伏比形鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP34515697A JP3468072B2 (ja) | 1997-12-15 | 1997-12-15 | 低降伏比形鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP34515697A JP3468072B2 (ja) | 1997-12-15 | 1997-12-15 | 低降伏比形鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11172328A JPH11172328A (ja) | 1999-06-29 |
| JP3468072B2 true JP3468072B2 (ja) | 2003-11-17 |
Family
ID=18374671
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP34515697A Expired - Fee Related JP3468072B2 (ja) | 1997-12-15 | 1997-12-15 | 低降伏比形鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3468072B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6706125B2 (en) | 2000-04-24 | 2004-03-16 | Jfe Steel Corporation | Linear shape steel excellent in joint fatigue characteristics and production method therefor |
| 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 |
| EP3572547A4 (en) | 2018-03-23 | 2020-07-29 | Nippon Steel Corporation | H-SHAPED ROLLED STEEL AND ITS MANUFACTURING PROCESS |
| CN110923585B (zh) * | 2019-11-18 | 2021-01-15 | 阳春新钢铁有限责任公司 | 一种500MPa热轧耐火钢筋及其制造方法 |
-
1997
- 1997-12-15 JP JP34515697A patent/JP3468072B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH11172328A (ja) | 1999-06-29 |
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