JPH08325632A - 高降伏点を有する中強度ｈ形鋼の製造方法 - Google Patents
高降伏点を有する中強度ｈ形鋼の製造方法Info
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- JPH08325632A JPH08325632A JP13314595A JP13314595A JPH08325632A JP H08325632 A JPH08325632 A JP H08325632A JP 13314595 A JP13314595 A JP 13314595A JP 13314595 A JP13314595 A JP 13314595A JP H08325632 A JPH08325632 A JP H08325632A
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Abstract
(57)【要約】
【目 的】 引張強さ50〜60kgf/mm2 級の中強度Ｈ形鋼
において、特に45〜50kgf/mm2 の高降伏点が安定して得
られるＨ形鋼の製造方法を提供することを目的とする。 【構 成】 適量のＮｂ及びＴｉを含有する鋼素材を、
1000℃以上1200℃以下の温度範囲で加熱し、オーステナ
イト未再結晶温度域における累積圧下率を５％以上、25
％以下として圧延を行った後常温まで冷却し、その後Ａ
ｃ1 点以下の400℃以上550 ℃未満の温度域で調質加熱
する。
において、特に45〜50kgf/mm2 の高降伏点が安定して得
られるＨ形鋼の製造方法を提供することを目的とする。 【構 成】 適量のＮｂ及びＴｉを含有する鋼素材を、
1000℃以上1200℃以下の温度範囲で加熱し、オーステナ
イト未再結晶温度域における累積圧下率を５％以上、25
％以下として圧延を行った後常温まで冷却し、その後Ａ
ｃ1 点以下の400℃以上550 ℃未満の温度域で調質加熱
する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、構造用鋼として、建築
用材、橋梁用材などの幅広い用途をもつ、Ｈ形鋼の製造
方法に関し、特に高降伏点を有する中強度Ｈ形鋼の製造
方法に関するものである。
用材、橋梁用材などの幅広い用途をもつ、Ｈ形鋼の製造
方法に関し、特に高降伏点を有する中強度Ｈ形鋼の製造
方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】建築や土木などの分野で用いられる各種
構造物用鋼材は、一般構造用圧延鋼材（ＪＩＳ Ｇ 31
01）及び溶接構造用圧延鋼材（ＪＩＳ Ｇ 3106）の熱
間圧延Ｈ形鋼などが広く利用されている。このような鋼
種をベースとして、用途に適合する機械的性質を満たす
圧延Ｈ形鋼は、連続鋳造あるいは分塊圧延によるスラグ
やビームブランクを素材として、熱間圧延により製造さ
れ、圧延のままの材質で使用されるのが一般的である。
他方、昨今の建築物の高層化にともない使用鋼材が軽量
化するにつれて、降伏点40〜50kgf/mm2 、引張強さ50〜
60kgf/mm2 級の中強度Ｈ形鋼の用途が拡大しつつある。
こうした中強度Ｈ形鋼が要求された場合、通常の化学成
分組成と圧延条件の組み合わせによるのでは所望の強度
と靭性が得難いため、強化合金元素の添加及び熱間圧延
後の焼きならし処理が行われていた。しかし、焼きなら
しによる強度低下を補償できるだけの合金元素の添加は
必然的に化学成分変更を伴うからコストアップをもたら
し、かつ炭素当量が高くなるため靭性や溶接性にとって
は好ましくないという問題があった。そこで、これに代
わる製造技術として、合金元素の添加は溶接性を損なわ
ない程度に止め、鋼材の強度並びに靭性を制御圧延ある
いは制御冷却等のオンライン加工熱処理によって所望値
の範囲内に作り込むことが行われるようになった。例え
ば特開平6-240350号公報には、Nb含有鋼を用いてＡｒ3
点以上で熱間圧延を終え、その後の空冷途上に水冷によ
る制御冷却を挿入することにより、降伏点38〜45kgf/mm
2 、引張強さ54〜60kgf/mm2 及び衝撃破面遷移温度-25
〜-35 ℃のＨ形鋼が製造できることが開示されている。
構造物用鋼材は、一般構造用圧延鋼材（ＪＩＳ Ｇ 31
01）及び溶接構造用圧延鋼材（ＪＩＳ Ｇ 3106）の熱
間圧延Ｈ形鋼などが広く利用されている。このような鋼
種をベースとして、用途に適合する機械的性質を満たす
圧延Ｈ形鋼は、連続鋳造あるいは分塊圧延によるスラグ
やビームブランクを素材として、熱間圧延により製造さ
れ、圧延のままの材質で使用されるのが一般的である。
他方、昨今の建築物の高層化にともない使用鋼材が軽量
化するにつれて、降伏点40〜50kgf/mm2 、引張強さ50〜
60kgf/mm2 級の中強度Ｈ形鋼の用途が拡大しつつある。
こうした中強度Ｈ形鋼が要求された場合、通常の化学成
分組成と圧延条件の組み合わせによるのでは所望の強度
と靭性が得難いため、強化合金元素の添加及び熱間圧延
後の焼きならし処理が行われていた。しかし、焼きなら
しによる強度低下を補償できるだけの合金元素の添加は
必然的に化学成分変更を伴うからコストアップをもたら
し、かつ炭素当量が高くなるため靭性や溶接性にとって
は好ましくないという問題があった。そこで、これに代
わる製造技術として、合金元素の添加は溶接性を損なわ
ない程度に止め、鋼材の強度並びに靭性を制御圧延ある
いは制御冷却等のオンライン加工熱処理によって所望値
の範囲内に作り込むことが行われるようになった。例え
ば特開平6-240350号公報には、Nb含有鋼を用いてＡｒ3
点以上で熱間圧延を終え、その後の空冷途上に水冷によ
る制御冷却を挿入することにより、降伏点38〜45kgf/mm
2 、引張強さ54〜60kgf/mm2 及び衝撃破面遷移温度-25
〜-35 ℃のＨ形鋼が製造できることが開示されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、特開平
6-240350号公報に開示されるような方法では、降伏点45
〜50kgf/mm2 の範囲のＨ形鋼を安定して製造するには不
十分である。同公報によれば、制御冷却開始温度を高め
ると降伏点は上昇するが、引張強さが65kgf/mm2を超え
てしまい、高くなり過ぎる。
6-240350号公報に開示されるような方法では、降伏点45
〜50kgf/mm2 の範囲のＨ形鋼を安定して製造するには不
十分である。同公報によれば、制御冷却開始温度を高め
ると降伏点は上昇するが、引張強さが65kgf/mm2を超え
てしまい、高くなり過ぎる。
【０００４】そこで、本発明は、引張強さ50〜60kgf/mm
2 級の中強度Ｈ形鋼において、特に45〜50kgf/mm2 の高
降伏点が安定して得られるＨ形鋼の製造方法を提供する
ことを目的とする。
2 級の中強度Ｈ形鋼において、特に45〜50kgf/mm2 の高
降伏点が安定して得られるＨ形鋼の製造方法を提供する
ことを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明は、Ｃ：0.10wt％
以上、0.17wt％以下、Si：0.10wt％以上、0.60wt％以
下、Mn：0.50wt％以上、1.60wt％以下、Nb：0.010 wt％
以上、0.050 wt％以下、Ti：0.010 wt％以上、0.030 wt
％以下、Al：0.015 wt％以上、0.050 wt％以下、及び
Ｎ：0.0020wt％以上、0.0080wt％以下、を含有し、残部
がFe及び不可避的不純物からなる鋼素材を、1000℃以上
1200℃以下の温度範囲で加熱し、オーステナイト未再結
晶温度域における累積圧下率を５％以上、25％以下とし
て圧延を行った後常温まで冷却し、その後Ａｃ1 点以下
の400 ℃以上550 ℃未満の温度域で調質加熱することを
特徴とする高降伏点を有する中強度Ｈ形鋼の製造方法で
ある。
以上、0.17wt％以下、Si：0.10wt％以上、0.60wt％以
下、Mn：0.50wt％以上、1.60wt％以下、Nb：0.010 wt％
以上、0.050 wt％以下、Ti：0.010 wt％以上、0.030 wt
％以下、Al：0.015 wt％以上、0.050 wt％以下、及び
Ｎ：0.0020wt％以上、0.0080wt％以下、を含有し、残部
がFe及び不可避的不純物からなる鋼素材を、1000℃以上
1200℃以下の温度範囲で加熱し、オーステナイト未再結
晶温度域における累積圧下率を５％以上、25％以下とし
て圧延を行った後常温まで冷却し、その後Ａｃ1 点以下
の400 ℃以上550 ℃未満の温度域で調質加熱することを
特徴とする高降伏点を有する中強度Ｈ形鋼の製造方法で
ある。
【０００６】
【作用】本発明は、ＮｂとＴｉを含有する鋼素材に軽度
の制御圧延を施して細粒フェライト中にＮｂとＴｉが分
散固溶した状態をつくり、圧延後にＡｃ1 以下の適正温
度範囲で加熱調質することにより、Ｎｂ及びＴｉの炭窒
化物が微細に整合析出してフェライトを強化する結果、
高降伏点を有する中強度Ｈ形鋼が得られるという本発明
者が得た知見に基づいてなされたものである。
の制御圧延を施して細粒フェライト中にＮｂとＴｉが分
散固溶した状態をつくり、圧延後にＡｃ1 以下の適正温
度範囲で加熱調質することにより、Ｎｂ及びＴｉの炭窒
化物が微細に整合析出してフェライトを強化する結果、
高降伏点を有する中強度Ｈ形鋼が得られるという本発明
者が得た知見に基づいてなされたものである。
【０００７】以下に本発明における鋼の化学成分範囲と
製造条件の限定理由を述べる。 Ｃ ：強度及び靭性の付与を目的とするが、0.10wt％未
満ではそれらの効果が得られないため下限を0.10wt％と
する。一方0.17wt％を超えると溶接性及び靭性が劣化す
るため、上限を0.17wt％とする。 Ｓｉ：脱酸剤としての役割に加えて、強度と靭性に作用
する成分であるが、0.10wt％未満ではそれらの効果が得
られず、逆に0.60wt％を超えると靭性が劣化する。従っ
て下限を0.10wt％、上限を0.60wt％とする。
製造条件の限定理由を述べる。 Ｃ ：強度及び靭性の付与を目的とするが、0.10wt％未
満ではそれらの効果が得られないため下限を0.10wt％と
する。一方0.17wt％を超えると溶接性及び靭性が劣化す
るため、上限を0.17wt％とする。 Ｓｉ：脱酸剤としての役割に加えて、強度と靭性に作用
する成分であるが、0.10wt％未満ではそれらの効果が得
られず、逆に0.60wt％を超えると靭性が劣化する。従っ
て下限を0.10wt％、上限を0.60wt％とする。
【０００８】Ｍｎ：強度及び靭性の付与に不可欠な元素
であり、靭性確保のためには0.50wt％を必要とするが、
1.60wt％を超えるとかえって靭性が劣化するとともに溶
接性も劣化する。従って下限を0.50wt％、上限を1.60wt
％とする。 Ｎｂ：加熱時に鋼中に固溶して、圧延の間に炭窒化物と
して析出しオーステナイト粒の再結晶を遅らせオーステ
ナイト粒を微細化する。また圧延後のＡｃ1 点以下での
再加熱時に、さらに微細な炭窒化物として析出し、フェ
ライトの降伏点を上昇させる。この効果を発揮させるた
めに、少なくとも0.010 wt％を必要とするが、0.050 wt
％を超えると溶接部の靭性が劣化する。従って下限を0.
010 wt％、上限を0.050 wt％とする。
であり、靭性確保のためには0.50wt％を必要とするが、
1.60wt％を超えるとかえって靭性が劣化するとともに溶
接性も劣化する。従って下限を0.50wt％、上限を1.60wt
％とする。 Ｎｂ：加熱時に鋼中に固溶して、圧延の間に炭窒化物と
して析出しオーステナイト粒の再結晶を遅らせオーステ
ナイト粒を微細化する。また圧延後のＡｃ1 点以下での
再加熱時に、さらに微細な炭窒化物として析出し、フェ
ライトの降伏点を上昇させる。この効果を発揮させるた
めに、少なくとも0.010 wt％を必要とするが、0.050 wt
％を超えると溶接部の靭性が劣化する。従って下限を0.
010 wt％、上限を0.050 wt％とする。
【０００９】Ｔｉ：Ｎｂと同様に炭窒化物を形成し、オ
ーステナイトの微細化並びに変態後のフェライトの降伏
点上昇に寄与する。Ｎｂと共同して添加すればその効果
が一層顕著になる。そのためには0.010 wt％以上の添加
を必要とするが、0.030 wt％を超えると析出物が粗大化
しその効果が発揮できなくなるとともに溶接部の靭性が
劣化する。従って下限を0.010 wt％、上限を0.030 wt％
とする。
ーステナイトの微細化並びに変態後のフェライトの降伏
点上昇に寄与する。Ｎｂと共同して添加すればその効果
が一層顕著になる。そのためには0.010 wt％以上の添加
を必要とするが、0.030 wt％を超えると析出物が粗大化
しその効果が発揮できなくなるとともに溶接部の靭性が
劣化する。従って下限を0.010 wt％、上限を0.030 wt％
とする。
【００１０】Ａｌ：脱酸剤として有効な元素であり、ま
た、鋼中のＮと結合してＡｌＮを形成することによりオ
ーステナイトを微細化し、靭性を向上させるのに有効で
ある。その効果を発揮させるためには0.015 wt％以上の
添加を必要とする。しかし0.050 wt％を超えて過剰に添
加すると靭性が劣化する。従って下限を0.015 wt％、上
限を0.050 wt％とする。
た、鋼中のＮと結合してＡｌＮを形成することによりオ
ーステナイトを微細化し、靭性を向上させるのに有効で
ある。その効果を発揮させるためには0.015 wt％以上の
添加を必要とする。しかし0.050 wt％を超えて過剰に添
加すると靭性が劣化する。従って下限を0.015 wt％、上
限を0.050 wt％とする。
【００１１】Ｎ ：ＡｌＮ及びＮｂ，Ｔｉの炭窒化物を
形成してオーステナイトを微細化し、かつＮｂ、Ｔｉの
微細炭窒化物をフェライト地に分散析出させて降伏点を
上昇させる効果をもつ。その効果が顕現するには0.0020
wt％以上が必要であるが、一方0.0080wt％を超えるとそ
の効果が飽和するのに加え溶接部の靭性が劣化する。従
って下限を0.0020wt％、上限を0.0080wt％とする。
形成してオーステナイトを微細化し、かつＮｂ、Ｔｉの
微細炭窒化物をフェライト地に分散析出させて降伏点を
上昇させる効果をもつ。その効果が顕現するには0.0020
wt％以上が必要であるが、一方0.0080wt％を超えるとそ
の効果が飽和するのに加え溶接部の靭性が劣化する。従
って下限を0.0020wt％、上限を0.0080wt％とする。
【００１２】なおＰ及びＳについては特に限定しないが
靭性及び溶接性の低下防止のためには、Ｐを0.020 wt％
以下、Ｓを0.015 wt％以下とするのが好ましい。つぎに
製造条件の限定理由について述べる。鋼素材の加熱温度
を1000℃以上1200℃以下としたのは、連鋳または分塊圧
延素材を製造した際に粗大に析出している合金成分の炭
窒化物を加熱時に再固溶させるにあたり、1000℃未満の
加熱ではそれが十分に再固溶せず粗大なまま後々まで残
存して圧延後のＨ形鋼の靭性を害するためであり、ま
た、1200℃を超えて加熱するとオーステナイトが粗大化
して、以後の未再結晶温度域圧延でも細粒化できなくな
り、圧延後のＨ形鋼の強度及び靭性の劣化をもたらすた
めである。
靭性及び溶接性の低下防止のためには、Ｐを0.020 wt％
以下、Ｓを0.015 wt％以下とするのが好ましい。つぎに
製造条件の限定理由について述べる。鋼素材の加熱温度
を1000℃以上1200℃以下としたのは、連鋳または分塊圧
延素材を製造した際に粗大に析出している合金成分の炭
窒化物を加熱時に再固溶させるにあたり、1000℃未満の
加熱ではそれが十分に再固溶せず粗大なまま後々まで残
存して圧延後のＨ形鋼の靭性を害するためであり、ま
た、1200℃を超えて加熱するとオーステナイトが粗大化
して、以後の未再結晶温度域圧延でも細粒化できなくな
り、圧延後のＨ形鋼の強度及び靭性の劣化をもたらすた
めである。
【００１３】つづいて、オーステナイト未再結晶温度域
における累積圧下率を５％以上、25％以下として圧延を
行うようにしたのは、つぎの理由による。すなわち、オ
ーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率が５％に満
たないと、変形帯が十分導入されず、オーステナイト粒
の分割が起こらないから、そこから変態したフェライト
も微細化されない結果となって、強度並びに靭性が劣化
する。一方、オーステナイト未再結晶温度域での累積圧
下率が25％を超える圧延を行うと、炭窒化物が歪誘起さ
れて過剰に析出し、以後の再加熱において微細炭窒化物
として析出すべき固溶合金元素が消費されてしまう結
果、目的とするＨ形鋼の降伏点上昇効果が十分発揮でき
なくなる。また、そうした過剰の変形帯は圧延変形抵抗
の上昇をもたらすから、圧延機の負荷をも増大させる。
従って、オーステナイト未再結晶温度域における累積圧
下率を５％以上、25％以下として圧延を行うことに限定
した。
における累積圧下率を５％以上、25％以下として圧延を
行うようにしたのは、つぎの理由による。すなわち、オ
ーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率が５％に満
たないと、変形帯が十分導入されず、オーステナイト粒
の分割が起こらないから、そこから変態したフェライト
も微細化されない結果となって、強度並びに靭性が劣化
する。一方、オーステナイト未再結晶温度域での累積圧
下率が25％を超える圧延を行うと、炭窒化物が歪誘起さ
れて過剰に析出し、以後の再加熱において微細炭窒化物
として析出すべき固溶合金元素が消費されてしまう結
果、目的とするＨ形鋼の降伏点上昇効果が十分発揮でき
なくなる。また、そうした過剰の変形帯は圧延変形抵抗
の上昇をもたらすから、圧延機の負荷をも増大させる。
従って、オーステナイト未再結晶温度域における累積圧
下率を５％以上、25％以下として圧延を行うことに限定
した。
【００１４】さらに、圧延後常温まで冷却し、その後Ａ
ｃ1 点以下の400 ℃以上550 ℃未満の温度域で調質加熱
するとしたのは、これを行うことにより、前記圧延工程
で適量残しておいた固溶合金元素がフェライト地に数Å
程度の微細な炭窒化物として整合析出してフェライトを
強化する結果、高降伏点が得られるからである。Ａｃ 1
点からＡｃ3 点までの温度域での調質加熱では、一部オ
ーステナイトが生じることもあって上記効果は期待でき
ない。なおＡｃ3 点超えの熱処理は従来の焼きならしと
同等だから論外である。しかしながら、Ａｃ1 点以下で
調質加熱する場合でも、その温度が400 ℃未満では炭窒
化物の析出量が不足し、また550 ℃以上では炭窒化物の
析出量が飽和するとともに炭窒化物とフェライト地との
整合性が失われて強化作用が発揮できなくなる。従っ
て、圧延・冷却後の調質加熱温度を、Ａｃ1 点以下の40
0 ℃以上550 ℃未満と限定した。
ｃ1 点以下の400 ℃以上550 ℃未満の温度域で調質加熱
するとしたのは、これを行うことにより、前記圧延工程
で適量残しておいた固溶合金元素がフェライト地に数Å
程度の微細な炭窒化物として整合析出してフェライトを
強化する結果、高降伏点が得られるからである。Ａｃ 1
点からＡｃ3 点までの温度域での調質加熱では、一部オ
ーステナイトが生じることもあって上記効果は期待でき
ない。なおＡｃ3 点超えの熱処理は従来の焼きならしと
同等だから論外である。しかしながら、Ａｃ1 点以下で
調質加熱する場合でも、その温度が400 ℃未満では炭窒
化物の析出量が不足し、また550 ℃以上では炭窒化物の
析出量が飽和するとともに炭窒化物とフェライト地との
整合性が失われて強化作用が発揮できなくなる。従っ
て、圧延・冷却後の調質加熱温度を、Ａｃ1 点以下の40
0 ℃以上550 ℃未満と限定した。
【００１５】
【実施例】つぎに実施例について述べる。表１に示す成
分組成に溶製した供試鋼の鋼番Ａ〜Ｄのうち鋼番Ａ及び
Ｂは本発明の成分組成範囲にある鋼であり、また鋼番Ｃ
及びＤは比較鋼の成分組成の鋼である。これらの素材を
表２に示すとおりの加熱−圧延条件で処理し、５０８×
４３７×５０×７５mmのＨ形鋼を得た。得られたＨ形鋼
の圧延ままの強度、靭性を測定した結果を表２に併せて
示す。
分組成に溶製した供試鋼の鋼番Ａ〜Ｄのうち鋼番Ａ及び
Ｂは本発明の成分組成範囲にある鋼であり、また鋼番Ｃ
及びＤは比較鋼の成分組成の鋼である。これらの素材を
表２に示すとおりの加熱−圧延条件で処理し、５０８×
４３７×５０×７５mmのＨ形鋼を得た。得られたＨ形鋼
の圧延ままの強度、靭性を測定した結果を表２に併せて
示す。
【００１６】
【表１】
【００１７】
【表２】
【００１８】これらのＨ形鋼から調質加熱用の小試験体
を切り出し、400 ℃〜600 ℃の温度範囲で調質加熱した
後、強度、靭性を測定した。その結果を図１に示す。こ
こに図１中のマークに付したNo. は表２の同じNo. のも
のにそれぞれ対応し、また、表２と図１とにおいて、
Ｙ．Ｐ．は降伏点を、Ｔ．Ｓ．は引張強さを、vＴrsは
衝撃破面遷移温度を、それぞれ意味する。
を切り出し、400 ℃〜600 ℃の温度範囲で調質加熱した
後、強度、靭性を測定した。その結果を図１に示す。こ
こに図１中のマークに付したNo. は表２の同じNo. のも
のにそれぞれ対応し、また、表２と図１とにおいて、
Ｙ．Ｐ．は降伏点を、Ｔ．Ｓ．は引張強さを、vＴrsは
衝撃破面遷移温度を、それぞれ意味する。
【００１９】なお、材料試験に関し、試験片はフランジ
幅1/2 部の1/4t部より圧延直角方向に採取し、引張試験
及び２mmＶノッチ衝撃試験を行った。本実施例で使用し
た圧延機、試験機、調質加熱炉などはいずれも周知の装
置である。図１に示されるように、本発明の成分組成範
囲にある鋼番Ａ及びＢを用いて本発明の範囲内の加熱・
圧延を行ったNo. １及び２について、圧延後に本発明に
適合する400 ℃以上550 ℃未満の温度範囲で調質加熱を
施したものは、降伏点45〜48kgf/mm2 、引張強さ56〜58
kgf/mm2 、 vＴrs -30〜-40 ℃を示し、強度と靭性との
バランスのとれた、高降伏点を有する中強度Ｈ形鋼が得
られた。
幅1/2 部の1/4t部より圧延直角方向に採取し、引張試験
及び２mmＶノッチ衝撃試験を行った。本実施例で使用し
た圧延機、試験機、調質加熱炉などはいずれも周知の装
置である。図１に示されるように、本発明の成分組成範
囲にある鋼番Ａ及びＢを用いて本発明の範囲内の加熱・
圧延を行ったNo. １及び２について、圧延後に本発明に
適合する400 ℃以上550 ℃未満の温度範囲で調質加熱を
施したものは、降伏点45〜48kgf/mm2 、引張強さ56〜58
kgf/mm2 、 vＴrs -30〜-40 ℃を示し、強度と靭性との
バランスのとれた、高降伏点を有する中強度Ｈ形鋼が得
られた。
【００２０】これに対し、No. １及びNo. ２で、調質加
熱温度範囲が本発明の範囲を外れたものは、降伏点が45
kgf/mm2 未満であった。また、No. ３及びNo. ４では加
熱温度が、No. ５及びNo. ６ではオーステナイト未再結
晶温度域での圧下率が、そしてNo. ７ではＮｂ及びＴｉ
含有量が、No. ８ではＴｉ含有量が、それぞれ本発明の
範囲を逸脱したので、図１に併示されるように、調質加
熱を施しても降伏点のレベルが45kgf/mm2 に達しなかっ
た。
熱温度範囲が本発明の範囲を外れたものは、降伏点が45
kgf/mm2 未満であった。また、No. ３及びNo. ４では加
熱温度が、No. ５及びNo. ６ではオーステナイト未再結
晶温度域での圧下率が、そしてNo. ７ではＮｂ及びＴｉ
含有量が、No. ８ではＴｉ含有量が、それぞれ本発明の
範囲を逸脱したので、図１に併示されるように、調質加
熱を施しても降伏点のレベルが45kgf/mm2 に達しなかっ
た。
【００２１】
【発明の効果】以上のように、本発明によれば、軽度の
制御圧延とＡｃ1 点以下の低温での調質加熱を組み合わ
せることにより、構造用鋼として用途の広い、強度・靭
性のバランスのよい高降伏点中強度Ｈ形鋼が得られる。
なお、圧延ままでは降伏点が低く成形加工が容易なた
め、その状態で成形加工しておき、その後必要に応じて
調質加熱して高降伏点を得るという用途にも適用でき
る。
制御圧延とＡｃ1 点以下の低温での調質加熱を組み合わ
せることにより、構造用鋼として用途の広い、強度・靭
性のバランスのよい高降伏点中強度Ｈ形鋼が得られる。
なお、圧延ままでは降伏点が低く成形加工が容易なた
め、その状態で成形加工しておき、その後必要に応じて
調質加熱して高降伏点を得るという用途にも適用でき
る。
【図１】Ｈ形鋼の機械的性質と調質加熱温度との関係を
示すグラフ。
示すグラフ。
Claims (1)
- 【請求項１】 Ｃ：0.10wt％以上、0.17wt％以下、 Si：0.10wt％以上、0.60wt％以下、 Mn：0.50wt％以上、1.60wt％以下、 Nb：0.010 wt％以上、0.050 wt％以下、 Ti：0.010 wt％以上、0.030 wt％以下、 Al：0.015 wt％以上、0.050 wt％以下、及び Ｎ：0.0020wt％以上、0.0080wt％以下、を含有し、残部
がFe及び不可避的不純物からなる鋼素材を、1000℃以上
1200℃以下の温度範囲で加熱し、オーステナイト未再結
晶温度域における累積圧下率を５％以上、25％以下とし
て圧延を行った後常温まで冷却し、その後Ａｃ1 点以下
の400 ℃以上550 ℃未満の温度域で調質加熱することを
特徴とする高降伏点を有する中強度Ｈ形鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13314595A JPH08325632A (ja) | 1995-05-31 | 1995-05-31 | 高降伏点を有する中強度ｈ形鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13314595A JPH08325632A (ja) | 1995-05-31 | 1995-05-31 | 高降伏点を有する中強度ｈ形鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08325632A true JPH08325632A (ja) | 1996-12-10 |
Family
ID=15097791
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP13314595A Pending JPH08325632A (ja) | 1995-05-31 | 1995-05-31 | 高降伏点を有する中強度ｈ形鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08325632A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100544722B1 (ko) * | 2001-12-24 | 2006-01-24 | 주식회사 포스코 | 용접성과 인성이 우수한 비조질 고장력강의 제조방법 |
| CN117467894A (zh) * | 2023-11-27 | 2024-01-30 | 马鞍山钢铁股份有限公司 | 一种460MPa级特厚热轧H型钢及其生产方法 |
-
1995
- 1995-05-31 JP JP13314595A patent/JPH08325632A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100544722B1 (ko) * | 2001-12-24 | 2006-01-24 | 주식회사 포스코 | 용접성과 인성이 우수한 비조질 고장력강의 제조방법 |
| CN117467894A (zh) * | 2023-11-27 | 2024-01-30 | 马鞍山钢铁股份有限公司 | 一种460MPa级特厚热轧H型钢及其生产方法 |
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