JP2000054060A - 高強度高靱性圧延形鋼とその製造方法 - Google Patents
高強度高靱性圧延形鋼とその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 建造物の構造部材に用いる高強度で靱性の優
れた５９０MPa 級圧延形鋼およびその高張力圧延形鋼の
製造方法を提供する。 【解決手段】 焼入性を上昇させる合金での高強度化と
Ｔｉ添加によってＴｉ酸化物およびＴｉＮの微細分散に
よる組織微細化と、Ｃｕ添加による析出強化と、加えて
温度制御圧延或いは冷却制御などによる微細ベイナイト
組織化により、引張強度５９０MPa 以上、降伏強度また
は０．２％耐力４４０MPa 以上、０℃でのシャルピー衝
撃吸収エネルギーが４７Ｊ以上の機械的特性を有する高
強度で靱性に優れた圧延形鋼とその製造方法。
れた５９０MPa 級圧延形鋼およびその高張力圧延形鋼の
製造方法を提供する。 【解決手段】 焼入性を上昇させる合金での高強度化と
Ｔｉ添加によってＴｉ酸化物およびＴｉＮの微細分散に
よる組織微細化と、Ｃｕ添加による析出強化と、加えて
温度制御圧延或いは冷却制御などによる微細ベイナイト
組織化により、引張強度５９０MPa 以上、降伏強度また
は０．２％耐力４４０MPa 以上、０℃でのシャルピー衝
撃吸収エネルギーが４７Ｊ以上の機械的特性を有する高
強度で靱性に優れた圧延形鋼とその製造方法。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】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。
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。
【０００２】
【従来の技術】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
処理の付加はエネルギー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鋳片と製造法の開発が必要とな
った。
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
処理の付加はエネルギー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鋳片と製造法の開発が必要とな
った。
【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
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、靱性のバラツキが発生し、
例えば溶接構造用圧延鋼材（ＪＩＳ Ｇ３１０６）等の
規準に満たない部位が生じる。特に極厚Ｈ形鋼を連続鋳
造鋳片を素材として圧延製造する場合には、連続鋳造設
備での製造可能な鋳片最大厚みに限界があり、造形に必
要な十分な鋳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。
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、靱性のバラツキが発生し、
例えば溶接構造用圧延鋼材（ＪＩＳ Ｇ３１０６）等の
規準に満たない部位が生じる。特に極厚Ｈ形鋼を連続鋳
造鋳片を素材として圧延製造する場合には、連続鋳造設
備での製造可能な鋳片最大厚みに限界があり、造形に必
要な十分な鋳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。
【０００４】圧延プロセスでの組織微細化法として、Ｔ
ＭＣＰ（Ｔｈｅｒｍｏ−Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ−Ｃｏｎ
ｔｒｏｌｌ Ｐｒｏｃｅｓｓ）があるが、形鋼圧延で
は、圧延条件に制限があるので、鋼板でのＴＭＣＰ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ＶＮ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６２−５０５４８号公報、特公
昭６２−５４８６２号公報の技術が提案されている。し
かし、これらの方法を５９０MPa 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
ベイナイ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
クリアーすることは困難であるという問題があった。ま
た、特開平１０−１４７８３５号公報においては、低炭
素化−低窒素化とＮｂ，Ｖ，Ｍｏの微量添加および、Ｔ
ｉ酸化物およびＴｉＮ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ＴＭＣＰ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。
ＭＣＰ（Ｔｈｅｒｍｏ−Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ−Ｃｏｎ
ｔｒｏｌｌ Ｐｒｏｃｅｓｓ）があるが、形鋼圧延で
は、圧延条件に制限があるので、鋼板でのＴＭＣＰ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ＶＮ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６２−５０５４８号公報、特公
昭６２−５４８６２号公報の技術が提案されている。し
かし、これらの方法を５９０MPa 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
ベイナイ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
クリアーすることは困難であるという問題があった。ま
た、特開平１０−１４７８３５号公報においては、低炭
素化−低窒素化とＮｂ，Ｖ，Ｍｏの微量添加および、Ｔ
ｉ酸化物およびＴｉＮ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ＴＭＣＰ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。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】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
ベイ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γ粒径を細粒化するために製鋼過程
において、鋳片中に予めＴｉ−Ｏを微細晶出させ、これ
を核にＴｉＮ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ロイの微量添
加した鋳片を製造する必要がある。また、Ｈ形鋼のフラ
ンジとウェブの結合部のフィレット部はＣＣ鋳片の中心
偏析帯と一致し、この偏析帯内のＭｎＳ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Ｍｎ
Ｓは板厚方向の絞り値・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ＭｎＳ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。
ためには、圧延形鋼においてＭ＊生成量の少ない低炭素
ベイ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γ粒径を細粒化するために製鋼過程
において、鋳片中に予めＴｉ−Ｏを微細晶出させ、これ
を核にＴｉＮ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ロイの微量添
加した鋳片を製造する必要がある。また、Ｈ形鋼のフラ
ンジとウェブの結合部のフィレット部はＣＣ鋳片の中心
偏析帯と一致し、この偏析帯内のＭｎＳ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Ｍｎ
Ｓは板厚方向の絞り値・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ＭｎＳ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。
【０００６】本発明は、従来の焼準処理などの熱処理を
施すことなく、低コスト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
５９０MPa 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。
施すことなく、低コスト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
５９０MPa 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。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明の特徴は従来の発
想とは異なり、Ｔｉを添加し、これにより生成させた微
細Ｔｉ酸化物とＴｉＮの微細分散およびマイクロアロイ
の添加による低炭素ベイ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靱性の圧延形鋼を実現し
た点にある。
想とは異なり、Ｔｉを添加し、これにより生成させた微
細Ｔｉ酸化物とＴｉＮの微細分散およびマイクロアロイ
の添加による低炭素ベイ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靱性の圧延形鋼を実現し
た点にある。
【０００８】加えて採用したＴＭＣＰ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ベイナイト
の微細組織が得られる鋳片を鋳造し、この鋳片を用い、
形鋼圧延において効率的なＴＭＣＰ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。
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ベイナイト
の微細組織が得られる鋳片を鋳造し、この鋳片を用い、
形鋼圧延において効率的なＴＭＣＰ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。
【０００９】その鋳片は、製鋼過程において、圧延加熱
時のγ細粒化を目的に、鋳片内にＴｉ添加により微細Ｔ
ｉ−Ｏの晶出とＴｉＮ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、この鋳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、γ粒内でのベ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
γ／α変態温度域を冷却制御することにより、その核生
成させたベイナイトの成長を抑制する方法によればミク
ロ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。
時のγ細粒化を目的に、鋳片内にＴｉ添加により微細Ｔ
ｉ−Ｏの晶出とＴｉＮ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、この鋳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、γ粒内でのベ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
γ／α変態温度域を冷却制御することにより、その核生
成させたベイナイトの成長を抑制する方法によればミク
ロ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。
【００１０】（１）重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０６
％、Ｓｉ：０．０５〜０．２５％、Ｍｎ：１．２〜２．
０％、Ｃｕ：０．３〜１．２％、Ｎｉ：０．１〜２．０
％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｎｂ：０．０１
〜０．１０％、Ｖ：０．０４〜０．１０％、Ｎ：０．０
０４〜０．００９％、Ｏ：０．００２〜０．００４％、
を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、該不
純物のうちＢを０．０００３％以下およびＡｌ含有量を
０．００５％以下に制限した化学組成を有し、かつミク
ロ組織中のベイナイトの面積率が４０％以内で、残部が
フェライト・パーライトおよび高炭素島状マルテンサイ
トからなり、該高炭素島状マルテンサイトの面積率が５
％以下であることを特徴とする引張強度５９０MPa 以
上、降伏強度または０．２％耐力４４０MPa 以上、０℃
でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが４７Ｊ以上の機械
特性を有する高強度高靱性圧延形鋼。
％、Ｓｉ：０．０５〜０．２５％、Ｍｎ：１．２〜２．
０％、Ｃｕ：０．３〜１．２％、Ｎｉ：０．１〜２．０
％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｎｂ：０．０１
〜０．１０％、Ｖ：０．０４〜０．１０％、Ｎ：０．０
０４〜０．００９％、Ｏ：０．００２〜０．００４％、
を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、該不
純物のうちＢを０．０００３％以下およびＡｌ含有量を
０．００５％以下に制限した化学組成を有し、かつミク
ロ組織中のベイナイトの面積率が４０％以内で、残部が
フェライト・パーライトおよび高炭素島状マルテンサイ
トからなり、該高炭素島状マルテンサイトの面積率が５
％以下であることを特徴とする引張強度５９０MPa 以
上、降伏強度または０．２％耐力４４０MPa 以上、０℃
でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが４７Ｊ以上の機械
特性を有する高強度高靱性圧延形鋼。
【００１１】（２）重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０６
％、Ｓｉ：０．０５〜０．２５％、Ｍｎ：１．２〜２．
０％、Ｃｕ：０．３〜１．２％、Ｔｉ：０．００５〜
０．０２５％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｖ：０．
０４〜０．１０％、Ｎ：０．００４〜０．００９％、
Ｏ：０．００２〜０．００４％、およびＣｒ：０．１〜
１．０％，Ｎｉ：０．１〜２．０％，Ｍｏ：０．０５〜
０．４０％，Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％，Ｃ
ａ：０．００１〜０．００３％のうちいずれか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
なり、該不純物のうちＢを０．０００３％以下およびＡ
ｌ含有量を０．００５％以下に制限した化学組成を有
し、かつミクロ組織中のベイナイトの面積率が４０％以
内で、残部がフェライト・パーライトおよび高炭素島状
マルテンサイトからなり、該高炭素島状マルテンサイト
の面積率が５％以下であることを特徴とする引張強度５
９０MPa 以上、降伏強度または０．２％耐力４４０MPa
以上、０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが４７Ｊ
以上の機械特性を有する高強度高靱性圧延形鋼。
％、Ｓｉ：０．０５〜０．２５％、Ｍｎ：１．２〜２．
０％、Ｃｕ：０．３〜１．２％、Ｔｉ：０．００５〜
０．０２５％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｖ：０．
０４〜０．１０％、Ｎ：０．００４〜０．００９％、
Ｏ：０．００２〜０．００４％、およびＣｒ：０．１〜
１．０％，Ｎｉ：０．１〜２．０％，Ｍｏ：０．０５〜
０．４０％，Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％，Ｃ
ａ：０．００１〜０．００３％のうちいずれか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
なり、該不純物のうちＢを０．０００３％以下およびＡ
ｌ含有量を０．００５％以下に制限した化学組成を有
し、かつミクロ組織中のベイナイトの面積率が４０％以
内で、残部がフェライト・パーライトおよび高炭素島状
マルテンサイトからなり、該高炭素島状マルテンサイト
の面積率が５％以下であることを特徴とする引張強度５
９０MPa 以上、降伏強度または０．２％耐力４４０MPa
以上、０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが４７Ｊ
以上の機械特性を有する高強度高靱性圧延形鋼。
【００１２】（３）重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０６
％、Ｓｉ：０．０５〜０．２５％、Ｍｎ：１．２〜２．
０％、Ｃｕ：０．３〜１．２％、Ｎｉ：０．１〜２．０
％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｎｂ：０．０１
〜０．１０％、Ｖ：０．０４〜０．１０％、Ｎ：０．０
０４〜０．００９％、Ｏ：０．００２〜０．００４％、
を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、該不
純物のうちＢを０．０００３％以下およびＡｌ含有量を
０．００５％以下に制限した化学組成を有する鋳片を１
１００〜１３００℃の温度域に加熱した後に圧延を開始
し、 圧延工程で形鋼のフランジ表面温度が９５０℃以下
で厚み比にして１０％以上圧延加工をおこなうこと、 圧延工程で形鋼のフランジ表面を７００℃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、 圧延終了後に形鋼のフランジ平均温度が０．１℃〜
５℃／ｓの範囲内の冷却速度で７００〜４００℃の温度
域に冷却した後に放冷すること、 形鋼のフランジ平均温度が４００℃以下まで一旦冷
却された後、４００〜５００℃の温度域まで再び加熱
し、１５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５９０MPa 以上、降伏強度または０．
２％耐力４４０MPa 以上、０℃でのシャルピー衝撃吸収
エネルギーが４７Ｊ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。
％、Ｓｉ：０．０５〜０．２５％、Ｍｎ：１．２〜２．
０％、Ｃｕ：０．３〜１．２％、Ｎｉ：０．１〜２．０
％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｎｂ：０．０１
〜０．１０％、Ｖ：０．０４〜０．１０％、Ｎ：０．０
０４〜０．００９％、Ｏ：０．００２〜０．００４％、
を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、該不
純物のうちＢを０．０００３％以下およびＡｌ含有量を
０．００５％以下に制限した化学組成を有する鋳片を１
１００〜１３００℃の温度域に加熱した後に圧延を開始
し、 圧延工程で形鋼のフランジ表面温度が９５０℃以下
で厚み比にして１０％以上圧延加工をおこなうこと、 圧延工程で形鋼のフランジ表面を７００℃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、 圧延終了後に形鋼のフランジ平均温度が０．１℃〜
５℃／ｓの範囲内の冷却速度で７００〜４００℃の温度
域に冷却した後に放冷すること、 形鋼のフランジ平均温度が４００℃以下まで一旦冷
却された後、４００〜５００℃の温度域まで再び加熱
し、１５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５９０MPa 以上、降伏強度または０．
２％耐力４４０MPa 以上、０℃でのシャルピー衝撃吸収
エネルギーが４７Ｊ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。
【００１３】（４）重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０６
％、Ｓｉ：０．０５〜０．２５％、Ｍｎ：１．２〜２．
０％、Ｃｕ：０．３〜１．２％、Ｔｉ：０．００５〜
０．０２５％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｖ：０．
０４〜０．１０％、Ｎ：０．００４〜０．００９％、
Ｏ：０．００２〜０．００４％、およびＣｒ：０．１〜
１．０％，Ｎｉ：０．１〜２．０％，Ｍｏ：０．０５〜
０．４０％，Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％，Ｃ
ａ：０．００１〜０．００３％のうちいずれか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
なり、該当不純物のうちＢを０．０００３％以下および
Ａｌ含有量を０．００５％以下に制限した化学組成を有
する鋳片を１１００〜１３００℃の温度域に加熱した後
に圧延を開始し、 圧延工程で形鋼のフランジ表面温度が９５０℃以下
で厚み比にして１０％以上圧延加工をおこなうこと、 圧延工程で形鋼のフランジ表面を７００℃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、 圧延終了後に形鋼のフランジ平均温度が０．１℃〜
５℃／ｓの範囲内の冷却速度で７００〜４００℃の温度
域に冷却した後に放冷すること、 形鋼のフランジ平均温度が４００℃以下まで一旦冷
却された後、４００〜５００℃の温度域まで再び加熱
し、１５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５９０MPa 以上、降伏強度または０．
２％耐力４４０MPa 以上、０℃でのシャルピー衝撃吸収
エネルギーが４７Ｊ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。
％、Ｓｉ：０．０５〜０．２５％、Ｍｎ：１．２〜２．
０％、Ｃｕ：０．３〜１．２％、Ｔｉ：０．００５〜
０．０２５％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｖ：０．
０４〜０．１０％、Ｎ：０．００４〜０．００９％、
Ｏ：０．００２〜０．００４％、およびＣｒ：０．１〜
１．０％，Ｎｉ：０．１〜２．０％，Ｍｏ：０．０５〜
０．４０％，Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％，Ｃ
ａ：０．００１〜０．００３％のうちいずれか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
なり、該当不純物のうちＢを０．０００３％以下および
Ａｌ含有量を０．００５％以下に制限した化学組成を有
する鋳片を１１００〜１３００℃の温度域に加熱した後
に圧延を開始し、 圧延工程で形鋼のフランジ表面温度が９５０℃以下
で厚み比にして１０％以上圧延加工をおこなうこと、 圧延工程で形鋼のフランジ表面を７００℃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、 圧延終了後に形鋼のフランジ平均温度が０．１℃〜
５℃／ｓの範囲内の冷却速度で７００〜４００℃の温度
域に冷却した後に放冷すること、 形鋼のフランジ平均温度が４００℃以下まで一旦冷
却された後、４００〜５００℃の温度域まで再び加熱
し、１５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５９０MPa 以上、降伏強度または０．
２％耐力４４０MPa 以上、０℃でのシャルピー衝撃吸収
エネルギーが４７Ｊ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。
【００１４】（５）重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０６
％、Ｓｉ：０．０５〜０．２５％、Ｍｎ：１．２〜２．
０％、Ｃｕ：０．３〜１．２％、Ｎｉ：０．１〜２．０
％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｎｂ：０．０１
〜０．１０％、Ｖ：０．０４〜０．１０％、Ｎ：０．０
０４〜０．００９％、Ｏ：０．００２〜０．００４％、
を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、該当
不純物のうちＢを０．０００３％以下およびＡｌ含有量
を０．００５％以下に制限した化学組成を有し、板厚が
１５〜８０mm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５９０MPa 以上、
降伏強度または０．２％耐力４４０MPa 以上、０℃での
シャルピー衝撃吸収エネルギーが４７Ｊ以上の機械特性
を有する高強度高靱性圧延形鋼。
％、Ｓｉ：０．０５〜０．２５％、Ｍｎ：１．２〜２．
０％、Ｃｕ：０．３〜１．２％、Ｎｉ：０．１〜２．０
％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｎｂ：０．０１
〜０．１０％、Ｖ：０．０４〜０．１０％、Ｎ：０．０
０４〜０．００９％、Ｏ：０．００２〜０．００４％、
を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、該当
不純物のうちＢを０．０００３％以下およびＡｌ含有量
を０．００５％以下に制限した化学組成を有し、板厚が
１５〜８０mm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５９０MPa 以上、
降伏強度または０．２％耐力４４０MPa 以上、０℃での
シャルピー衝撃吸収エネルギーが４７Ｊ以上の機械特性
を有する高強度高靱性圧延形鋼。
【００１５】（６）重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０６
％、Ｓｉ：０．０５〜０．２５％、Ｍｎ：１．２〜２．
０％、Ｃｕ：０．３〜１．２％、Ｔｉ：０．００５〜
０．０２５％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｖ：０．
０４〜０．１０％、Ｎ：０．００４〜０．００９％、
Ｏ：０．００２〜０．００４％、およびＣｒ：０．１〜
１．０％，Ｎｉ：０．１〜２．０％，Ｍｏ：０．０５〜
０．４０％，Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％，Ｃ
ａ：０．００１〜０．００３％のうちいずれか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
なり、該当不純物のうちＢを０．０００３％以下および
Ａｌ含有量を０．００５％以下に制限した化学組成を有
し、板厚が１５〜８０mm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５９０
MPa 以上、降伏強度または０．２％耐力４４０MPa 以
上、０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが４７Ｊ以
上の機械特性を有する高強度高靱性圧延形鋼。
％、Ｓｉ：０．０５〜０．２５％、Ｍｎ：１．２〜２．
０％、Ｃｕ：０．３〜１．２％、Ｔｉ：０．００５〜
０．０２５％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｖ：０．
０４〜０．１０％、Ｎ：０．００４〜０．００９％、
Ｏ：０．００２〜０．００４％、およびＣｒ：０．１〜
１．０％，Ｎｉ：０．１〜２．０％，Ｍｏ：０．０５〜
０．４０％，Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％，Ｃ
ａ：０．００１〜０．００３％のうちいずれか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
なり、該当不純物のうちＢを０．０００３％以下および
Ａｌ含有量を０．００５％以下に制限した化学組成を有
し、板厚が１５〜８０mm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５９０
MPa 以上、降伏強度または０．２％耐力４４０MPa 以
上、０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが４７Ｊ以
上の機械特性を有する高強度高靱性圧延形鋼。
【００１６】
【発明の実施の形態】以下、本発明について詳細に説明
する。鋼の高強度化はフェライト結晶の微細化、合
金元素による固溶体強化、硬化相による分散強化、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、結晶の微細化、母相（フェライト）の
固溶Ｎ，Ｃの低減、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。
する。鋼の高強度化はフェライト結晶の微細化、合
金元素による固溶体強化、硬化相による分散強化、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、結晶の微細化、母相（フェライト）の
固溶Ｎ，Ｃの低減、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。
【００１７】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、Ｍｇ添加によ
る微細Ｍｇ酸化物とＴｉＮの分散およびマイクロアロイ
ング合金設計に基づく低炭素ベイ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。
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、Ｍｇ添加によ
る微細Ｍｇ酸化物とＴｉＮの分散およびマイクロアロイ
ング合金設計に基づく低炭素ベイ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。
【００１８】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板厚
中心部に圧下浸透効果を付与し、この部位においてもＴ
ＭＣＰ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。
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板厚
中心部に圧下浸透効果を付与し、この部位においてもＴ
ＭＣＰ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。
【００１９】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。まず、Ｃは鋼を強化するため
に添加するもので、０．０２％未満では構造用鋼として
必要な強度が得られず、また、０．０６％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
ＡＺと略記）靱性などを著しく低下させるので、下限を
０．０２％、上限を０．０６％とした。
限定理由について述べる。まず、Ｃは鋼を強化するため
に添加するもので、０．０２％未満では構造用鋼として
必要な強度が得られず、また、０．０６％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
ＡＺと略記）靱性などを著しく低下させるので、下限を
０．０２％、上限を０．０６％とした。
【００２０】次に、Ｓｉは母材の強度確保、溶鋼の予備
脱酸などに必要であるが、０．２５％を超えると母材お
よびＨＡＺ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、０．０５％未満では溶鋼の予備脱酸が十分に
できないためＳｉ含有量を０．０５〜０．２５％の範囲
に限定した。
脱酸などに必要であるが、０．２５％を超えると母材お
よびＨＡＺ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、０．０５％未満では溶鋼の予備脱酸が十分に
できないためＳｉ含有量を０．０５〜０．２５％の範囲
に限定した。
【００２１】Ｍｎ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。Ｃｕ
はα温度域での保持および緩冷却によりα相中の転位上
にＣｕ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Ｃｕ相の析出は
０．３％未満ではα中でのＣｕの固溶限内であり、析出
が生じないためＣｕ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Ｃｕ０．
３〜１．２％に限定した。
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。Ｃｕ
はα温度域での保持および緩冷却によりα相中の転位上
にＣｕ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Ｃｕ相の析出は
０．３％未満ではα中でのＣｕの固溶限内であり、析出
が生じないためＣｕ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Ｃｕ０．
３〜１．２％に限定した。
【００２２】Ｎｉ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Ｎｉ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。ＴｉはＴｉＮ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ＴｉＮ
はγ相の微細化にも寄与する。これらのＴｉ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、
０．００５％未満ではＴｉＮの析出量が不足し、これら
の効果を発現し得ないためＴｉ量の下限値を０．００５
％とした。しかし、０．０２５％を超えると過剰なＴｉ
はＴｉＣ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０．０２５％以下に制
限した。
元素である。この効果の発現にはＮｉ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。ＴｉはＴｉＮ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ＴｉＮ
はγ相の微細化にも寄与する。これらのＴｉ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、
０．００５％未満ではＴｉＮの析出量が不足し、これら
の効果を発現し得ないためＴｉ量の下限値を０．００５
％とした。しかし、０．０２５％を超えると過剰なＴｉ
はＴｉＣ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０．０２５％以下に制
限した。
【００２３】Ｎｂは焼入性を上昇させ強度を増加させる
目的で添加している。この効果の発現には、Ｎｂ含有量
は０．０１％以上が必要である。しかし０．１０％超で
は、Ｎｂ炭窒化物の析出量が増加し固溶Ｎｂとしての効
果が飽和するので０．１０％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０．０４％
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：０．１０％とした。
目的で添加している。この効果の発現には、Ｎｂ含有量
は０．０１％以上が必要である。しかし０．１０％超で
は、Ｎｂ炭窒化物の析出量が増加し固溶Ｎｂとしての効
果が飽和するので０．１０％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０．０４％
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：０．１０％とした。
【００２４】Ｎはα中に固溶し、強度を上昇させるが、
上部ベイナイト組織では、Ｍ＊を生成し、靱性を劣化さ
せるので、固溶Ｎはできるだけ低減する必要がある。し
かし、本発明でのＮはＴｉと化合させ鋼中にＴｉＮを微
細析出させ、固溶Ｎを低減させた上で、ＴｉＮ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
０．００４％未満ではＴｉＮの析出量が不足し、０．０
０９％超では析出量は十分となるが、粗大なＴｉＮが析
出し、靱性を損ねるのでＮ：０．００４〜０．００９％
に限定した。
上部ベイナイト組織では、Ｍ＊を生成し、靱性を劣化さ
せるので、固溶Ｎはできるだけ低減する必要がある。し
かし、本発明でのＮはＴｉと化合させ鋼中にＴｉＮを微
細析出させ、固溶Ｎを低減させた上で、ＴｉＮ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
０．００４％未満ではＴｉＮの析出量が不足し、０．０
０９％超では析出量は十分となるが、粗大なＴｉＮが析
出し、靱性を損ねるのでＮ：０．００４〜０．００９％
に限定した。
【００２５】Ｏ（酸素）はＴｉ−Ｏの生成に不可欠であ
り、それには０．００２％を超える含有が必要である
が、０．００４％を超えて含有すると、生成するＴｉ−
Ｏ粒子は粗大化し、靱性を低下させるため、Ｏ含有量を
０．００２〜０．００４％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．
００２％未満に制限することが望ましい。
り、それには０．００２％を超える含有が必要である
が、０．００４％を超えて含有すると、生成するＴｉ−
Ｏ粒子は粗大化し、靱性を低下させるため、Ｏ含有量を
０．００２〜０．００４％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．
００２％未満に制限することが望ましい。
【００２６】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、０．０００３％超のＢを含有する
と上部ベイナイト組織中に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
０．０００３％以下に制限した。Ａｌを０．００５％以
下としたのは、Ａｌは強力な脱酸元素であり、０．００
５％超の含有では、Ｔｉ−Ｏの生成が阻害され、微細な
分散ができないため、Ａｌも不純物として０．００５％
以下に制限した。
に寄与する。しかし、０．０００３％超のＢを含有する
と上部ベイナイト組織中に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
０．０００３％以下に制限した。Ａｌを０．００５％以
下としたのは、Ａｌは強力な脱酸元素であり、０．００
５％超の含有では、Ｔｉ−Ｏの生成が阻害され、微細な
分散ができないため、Ａｌも不純物として０．００５％
以下に制限した。
【００２７】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、Ｃｒ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｍｇ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Ｃｒ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。
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、Ｃｒ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｍｇ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Ｃｒ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。
【００２８】Ｍｏ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、Ｍｏ含有量は０．０５％以上
が必要である。しかし０．４％超では、Ｍｏ炭化物（Ｍ
ｏ2 Ｃ）を析出し固溶Ｍｏ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。Ｍｇ添加に使用す
るＭｇ合金はＳｉ−Ｍｇ−ＡｌおよびＮｉ−Ｍｇであ
る。Ｍｇ合金を用いた理由は合金化によりＭｇ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Ｍｇの歩留を向上させるためである。
Ｍｇを０．０００５〜０．００５％に限定するのは、Ｍ
ｇも強力な脱酸元素であり、晶出したＭｇ酸化物は溶鋼
中で容易に浮上分離されるため０．００５％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０．００
５％とした。また、０．０００５％未満では目的のＭｇ
系酸化物の分散密度が不足するため下限を０．０００５
％とした。なお、ここでのＭｇ系酸化物は、主にＭｇＯ
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Ｔｉ、微量のＡｌおよび不純物として含まれて
いるＣａなどとの複合酸化物を形成している。
る。この効果の発現には、Ｍｏ含有量は０．０５％以上
が必要である。しかし０．４％超では、Ｍｏ炭化物（Ｍ
ｏ2 Ｃ）を析出し固溶Ｍｏ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。Ｍｇ添加に使用す
るＭｇ合金はＳｉ−Ｍｇ−ＡｌおよびＮｉ−Ｍｇであ
る。Ｍｇ合金を用いた理由は合金化によりＭｇ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Ｍｇの歩留を向上させるためである。
Ｍｇを０．０００５〜０．００５％に限定するのは、Ｍ
ｇも強力な脱酸元素であり、晶出したＭｇ酸化物は溶鋼
中で容易に浮上分離されるため０．００５％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０．００
５％とした。また、０．０００５％未満では目的のＭｇ
系酸化物の分散密度が不足するため下限を０．０００５
％とした。なお、ここでのＭｇ系酸化物は、主にＭｇＯ
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Ｔｉ、微量のＡｌおよび不純物として含まれて
いるＣａなどとの複合酸化物を形成している。
【００２９】Ｃａを０．００１〜０．００３％に限定す
る理由は、Ｃａが強力な脱酸元素であり、晶出するＣａ
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、０．００３％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０．００３％とした。また０．
００１％未満では目的のＣａ分散密度が不足するため下
限を０．００１％とした。
る理由は、Ｃａが強力な脱酸元素であり、晶出するＣａ
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、０．００３％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０．００３％とした。また０．
００１％未満では目的のＣａ分散密度が不足するため下
限を０．００１％とした。
【００３０】本発明の圧延形鋼は、５９０MPa （６０kg
f/mm2 ）級の引張強さと靱性とを同時に確保するため
に、ミクロ組織中のベイナイトの面積率が４０％以内
で、残部がフェライト・パーライトおよび高炭素島状マ
ルテンサイトから成り、該高炭素島状マルテンサイトの
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。
f/mm2 ）級の引張強さと靱性とを同時に確保するため
に、ミクロ組織中のベイナイトの面積率が４０％以内
で、残部がフェライト・パーライトおよび高炭素島状マ
ルテンサイトから成り、該高炭素島状マルテンサイトの
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。
【００３１】ミクロ組織中のベイナイトの面積率が４０
％以内で、残部がフェライト・パーライトおよび高炭素
島状マルテンサイトからなり、該高炭素島状マルテンサ
イトの面積率が５％以下としたのは、ベイナイト面積
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。
％以内で、残部がフェライト・パーライトおよび高炭素
島状マルテンサイトからなり、該高炭素島状マルテンサ
イトの面積率が５％以下としたのは、ベイナイト面積
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。
【００３２】上記のミクロ組織は、本発明の方法によっ
て実現できる。すなわち、上記の化学組成を有する鋳片
を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、且つＶ，Ｎｂ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１１００℃
とした。その上限は加熱炉の性能、経済性から１３００
℃した。
て実現できる。すなわち、上記の化学組成を有する鋳片
を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、且つＶ，Ｎｂ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１１００℃
とした。その上限は加熱炉の性能、経済性から１３００
℃した。
【００３３】上述のように加熱された鋳片は、 圧延工程で形鋼のフランジ表面温度が９５０℃以下
で厚み比にして１０％以上圧延加工をおこなうこと、 圧延工程で形鋼のフランジ表面を７００℃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、 圧延終了後に形鋼のフランジ平均温度が０．１℃〜
５℃／ｓの範囲内の冷却速度で７００〜４００℃の温度
域に冷却した後に放冷すること、 形鋼のフランジ平均温度が４００℃以下まで一旦冷
却された後、４００〜５００℃の温度域まで再び加熱
し、１５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。
で厚み比にして１０％以上圧延加工をおこなうこと、 圧延工程で形鋼のフランジ表面を７００℃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、 圧延終了後に形鋼のフランジ平均温度が０．１℃〜
５℃／ｓの範囲内の冷却速度で７００〜４００℃の温度
域に冷却した後に放冷すること、 形鋼のフランジ平均温度が４００℃以下まで一旦冷
却された後、４００〜５００℃の温度域まで再び加熱
し、１５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。
【００３４】先ず、として、上記のように加熱された
鋳片は圧延工程で形鋼のフランジ表面温度が９５０℃以
下で厚み比にして１０％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９５０℃以下
で総圧下量が１０％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、９５０℃以下の温度での総圧下量
が１０％以下ではその細粒化効果が小さいためである。
鋳片は圧延工程で形鋼のフランジ表面温度が９５０℃以
下で厚み比にして１０％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９５０℃以下
で総圧下量が１０％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、９５０℃以下の温度での総圧下量
が１０％以下ではその細粒化効果が小さいためである。
【００３５】次に、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７００℃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
ＴＭＣＰを効率的に行うためである。フランジ表面温度
を７００℃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７００℃以下に冷却すれば一旦γ／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γ／αの二相共存温度域での加工となり、γ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。
し、圧延中に、フランジ表面温度を７００℃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
ＴＭＣＰを効率的に行うためである。フランジ表面温度
を７００℃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７００℃以下に冷却すれば一旦γ／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γ／αの二相共存温度域での加工となり、γ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。
【００３６】更にとして、圧延終了後、引続き、０．
１〜５℃／ｓの冷却速度で７００〜４００℃まで冷却し
放冷するとしたのは、加速冷却によりフェライトの核生
成・粒成長抑制およびベイ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７００
〜４００℃で停止するのは、７００℃を超える温度で停
止した場合には、表層部の一部がＡｒｌ点以上となりγ
相を残存し、このγ相が、共存するフェライトを核にフ
ェライト変態し、さらにフェライトが成長し粗粒化する
ため加速冷却の停止温度を７００℃以下とした。また、
４００℃未満の冷却では、その後の放冷中にベイナイト
相のラス間に生成する高炭素マルテンサイトが、冷却中
にセメンタイ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
トは脆性破壊の起点として作用し、靱性低下の原因とな
る。これらの理由により、加速冷却の停止温度を７００
〜４００℃に限定した。
１〜５℃／ｓの冷却速度で７００〜４００℃まで冷却し
放冷するとしたのは、加速冷却によりフェライトの核生
成・粒成長抑制およびベイ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７００
〜４００℃で停止するのは、７００℃を超える温度で停
止した場合には、表層部の一部がＡｒｌ点以上となりγ
相を残存し、このγ相が、共存するフェライトを核にフ
ェライト変態し、さらにフェライトが成長し粗粒化する
ため加速冷却の停止温度を７００℃以下とした。また、
４００℃未満の冷却では、その後の放冷中にベイナイト
相のラス間に生成する高炭素マルテンサイトが、冷却中
にセメンタイ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
トは脆性破壊の起点として作用し、靱性低下の原因とな
る。これらの理由により、加速冷却の停止温度を７００
〜４００℃に限定した。
【００３７】また、として形鋼のフランジ平均温度が
４００℃以下まで一旦冷却された後、４００〜５００℃
の温度域まで再び加熱し、１５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５００℃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トに再度４００〜５００℃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トの
面積率を低減し、靱性を向上させることが可能となる。
４００℃以下まで一旦冷却された後、４００〜５００℃
の温度域まで再び加熱し、１５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５００℃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トに再度４００〜５００℃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トの
面積率を低減し、靱性を向上させることが可能となる。
【００３８】実際の形鋼の製造においては、の製造方
法を採用することが好ましい。それは、の工程が最も
能率的かつ低コストで全サイズをカバーすることが可能
であるからである。，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。またはオフラインを目的とした工程で
あり、，，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。
法を採用することが好ましい。それは、の工程が最も
能率的かつ低コストで全サイズをカバーすることが可能
であるからである。，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。またはオフラインを目的とした工程で
あり、，，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。
【００３９】また、本発明による形鋼は、板厚か１５〜
８０mmの範囲内で、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８０mmまでとした。８０
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工性が低下する。板厚の下限値を
１５mmとしたのは、柱材として必要強度が確保できるの
は板厚１５mm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、延伸比差によるウェブ座
層現象や熱間圧延後の冷却速度差に起因するウェブの塑
性変形により、ウェ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−梁
接合部の変形を抑制させるためには、Ｈ柱のウエブの板
厚が重要な要素であり、現状ではダブラープレートと称
する鋼板で補強されて使用されている実態と変形防止の
観点からウエブの板厚がフランジの板厚以上ある厚み比
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エ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。
８０mmの範囲内で、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８０mmまでとした。８０
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工性が低下する。板厚の下限値を
１５mmとしたのは、柱材として必要強度が確保できるの
は板厚１５mm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、延伸比差によるウェブ座
層現象や熱間圧延後の冷却速度差に起因するウェブの塑
性変形により、ウェ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−梁
接合部の変形を抑制させるためには、Ｈ柱のウエブの板
厚が重要な要素であり、現状ではダブラープレートと称
する鋼板で補強されて使用されている実態と変形防止の
観点からウエブの板厚がフランジの板厚以上ある厚み比
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エ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。
【００４０】なお、本発明でいう板厚比とは、フランジ
／ウエブの板厚比、もしくはウエブ／フランジの板厚比
のいずれでもよい。
／ウエブの板厚比、もしくはウエブ／フランジの板厚比
のいずれでもよい。
【００４１】
【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、Ｔｉ，Ｍｇ
合金を順次添加し、連続鋳造により２５０〜３００mm厚
鋳片に鋳造した。鋳片の冷却はモールド下方の二次冷却
帯の水量と鋳片の引き抜き速度の選択により制御した。
該鋳片を１３００℃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５ａ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５ｂでフラン
ジ外側面をスプレー冷却した。
脱酸処理を行い、溶鋼の酸素濃度を調整後、Ｔｉ，Ｍｇ
合金を順次添加し、連続鋳造により２５０〜３００mm厚
鋳片に鋳造した。鋳片の冷却はモールド下方の二次冷却
帯の水量と鋳片の引き抜き速度の選択により制御した。
該鋳片を１３００℃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５ａ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５ｂでフラン
ジ外側面をスプレー冷却した。
【００４２】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、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１／４Ｆ部はＨ形鋼の平均
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。
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、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１／４Ｆ部はＨ形鋼の平均
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。
【００４３】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、ベイナイト、Ｍ＊の面積を示
す。なお、圧延加熱温度を１３００℃に揃えたのは、一
般的に加熱温度の低下によりγ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、ベイナイト、Ｍ＊の面積を示
す。なお、圧延加熱温度を１３００℃に揃えたのは、一
般的に加熱温度の低下によりγ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。
【００４４】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５９０MPa 以上、降伏
強度または０．２％耐力４４０MPa 以上、０℃でのシャ
ルピー衝撃吸収エネルギー４７Ｊ以上の機械的性質を示
した。
れた圧延形鋼はいずれも引張強度５９０MPa 以上、降伏
強度または０．２％耐力４４０MPa 以上、０℃でのシャ
ルピー衝撃吸収エネルギー４７Ｊ以上の機械的性質を示
した。
【００４５】
【表１】
【００４６】
【表２】
【００４７】
【発明の効果】本発明による合金設計された鋳片と制御
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、優れた靱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。
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、優れた靱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。
【図１】図１は、本発明法を実施する装置配置例の略図
である。
である。
【図２】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。
採取位置を示す図である。
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
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｃ 38/58 Ｃ２２Ｃ 38/58 (72)発明者 吉田 卓 大阪府堺市築港八幡町１番地 新日本製鐵 株式会社堺製鐵所内 (72)発明者 杉山 博一 大阪府堺市築港八幡町１番地 新日本製鐵 株式会社堺製鐵所内 (72)発明者 長谷川 博行 東京都千代田区大手町２−６−３ 新日本 製鐵株式会社内 Ｆターム(参考） 4K032 AA00 AA01 AA02 AA04 AA08 AA11 AA14 AA15 AA16 AA19 AA21 AA22 AA23 AA24 AA26 AA27 AA29 AA31 AA35 AA36 BA00 CA02 CA03 CB02 CD01 CD02 CD05 CD06 CF01
Claims (6)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：０．０２〜０．０６％、 Ｓｉ：０．０５〜０．２５％、 Ｍｎ：１．２〜２．０％、 Ｃｕ：０．３〜１．２％、 Ｎｉ：０．１〜２．０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、 Ｖ：０．０４〜０．１０％、 Ｎ：０．００４〜０．００９％、 Ｏ：０．００２〜０．００４％、 を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、該不
純物のうちＢを０．０００３以下およびＡｌ含有量を
０．００５％以下に制限した化学組成を有し、かつミク
ロ組織中のベイナイトの面積率が４０％以内で、残部が
フェライト・パーライトおよび高炭素島状マルテンサイ
トからなり、該高炭素島状マルテンサイトの面積率が５
％以下であることを特徴とする引張強度５９０MPa 以
上、降伏強度または０．２％耐力４４０MPa 以上、０℃
でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが４７Ｊ以上の機械
特性を有する高強度高靱性圧延形鋼。 - 【請求項２】 重量％で、 Ｃ：０．０２〜０．０６％、 Ｓｉ：０．０５〜０．２５％、 Ｍｎ：１．２〜２．０％、 Ｃｕ：０．３〜１．２％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、 Ｖ：０．０４〜０．１０％、 Ｎ：０．００４〜０．００９％、 Ｏ：０．００２〜０．００４％、 およびＣｒ：０．１〜１．０％，Ｎｉ：０．１〜２．０
％，Ｍｏ：０．０５〜０．４０％，Ｍｇ：０．０００５
〜０．００５０％，Ｃａ：０．００１〜０．００３％の
うちいずれか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り、該不純物のうちＢを０．０
００３％以下およびＡｌ含有量を０．００５％以下に制
限した化学組成を有し、かつミクロ組織中のベイナイト
の面積率が４０％以内で、残部がフェライト・パーライ
トおよび高炭素島状マルテンサイトからなり、該高炭素
島状マルテンサイトの面積率が５％以下であることを特
徴とする引張強度５９０MPa 以上、降伏強度または０．
２％耐力４４０MPa 以上、０℃でのシャルピー衝撃吸収
エネルギーが４７Ｊ以上の機械特性を有する高強度高靱
性圧延形鋼。 - 【請求項３】 重量％で、 Ｃ：０．０２〜０．０６％、 Ｓｉ：０．０５〜０．２５％、 Ｍｎ：１．２〜２．０％、 Ｃｕ：０．３〜１．２％、 Ｎｉ：０．１〜２．０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、 Ｖ：０．０４〜０．１０％、 Ｎ：０．００４〜０．００９％、 Ｏ：０．００２〜０．００４％、 を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、該不
純物のうちＢを０．０００３％以下およびＡｌ含有量を
０．００５％以下に制限した化学組成を有する鋳片を１
１００〜１３００℃の温度域に加熱した後に圧延を開始
し、 圧延工程で形鋼のフランジ表面温度が９５０℃以下
で厚み比にして１０％以上圧延加工をおこなうこと、 圧延工程で形鋼のフランジ表面を７００℃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、 圧延終了後に形鋼のフランジ平均温度が０．１℃〜
５℃／ｓの範囲内の冷却速度で７００〜４００℃の温度
域に冷却した後に放冷すること、 形鋼のフランジ平均温度が４００℃以下まで一旦冷
却された後、４００〜５００℃の温度域まで再び加熱
し、１５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５９０MPa 以上、降伏強度または０．
２％耐力４４０MPa 以上、０℃でのシャルピー衝撃吸収
エネルギーが４７Ｊ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。 - 【請求項４】 重量％で、 Ｃ：０．０２〜０．０６％、 Ｓｉ：０．０５〜０．２５％、 Ｍｎ：１．２〜２．０％、 Ｃｕ：０．３〜１．２％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、 Ｖ：０．０４〜０．１０％、 Ｎ：０．００４〜０．００９％、 Ｏ：０．００２〜０．００４％、 およびＣｒ：０．１〜１．０％，Ｎｉ：０．１〜２．０
％，Ｍｏ：０．０５〜０．４０％，Ｍｇ：０．０００５
〜０．００５０％，Ｃａ：０．００１〜０．００３％の
うちいずれか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り、該不純物のうちＢを０．０
００３％以下およびＡｌ含有量を０．００５％以下に制
限した化学組成を有する鋳片を１１００〜１３００℃の
温度域に加熱した後に圧延を開始し、 圧延工程で形鋼のフランジ表面温度が９５０℃以下
で厚み比にして１０％以上圧延加工をおこなうこと、 圧延工程で形鋼のフランジ表面を７００℃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、 圧延終了後に形鋼のフランジ平均温度が０．１℃〜
５℃／ｓの範囲内の冷却速度で７００〜４００℃の温度
域に冷却した後に放冷すること、 形鋼のフランジ平均温度が４００℃以下まで一旦冷
却された後、４００〜５００℃の温度域まで再び加熱
し、１５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５９０MPa 以上、降伏強度または０．
２％耐力４４０MPa 以上、０℃でのシャルピー衝撃吸収
エネルギーが４７Ｊ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。 - 【請求項５】 重量％で、 Ｃ：０．０２〜０．０６％、 Ｓｉ：０．０５〜０．２５％、 Ｍｎ：１．２〜２．０％、 Ｃｕ：０．３〜１．２％、 Ｎｉ：０．１〜２．０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、 Ｖ：０．０４〜０．１０％、 Ｎ：０．００４〜０．００９％、 Ｏ：０．００２〜０．００４％、 を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、該不
純物のうちＢを０．０００３％以下およびＡｌ含有量を
０．００５％以下に制限した化学組成を有し、板厚が１
５〜８０mm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５９０MPa 以上、降
伏強度または０．２％耐力４４０MPa 以上、０℃でのシ
ャルピー衝撃吸収エネルギーが４７Ｊ以上の機械特性を
有する高強度高靱性圧延形鋼。 - 【請求項６】 重量％で、 Ｃ：０．０２〜０．０６％、 Ｓｉ：０．０５〜０．２５％、 Ｍｎ：１．２〜２．０％、 Ｃｕ：０．３〜１．２％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、 Ｖ：０．０４〜０．１０％、 Ｎ：０．００４〜０．００９％、 Ｏ：０．００２〜０．００４％、 およびＣｒ：０．１〜１．０％，Ｎｉ：０．１〜２．０
％，Ｍｏ：０．０５〜０．４０％，Ｍｇ：０．０００５
〜０．００５０％，Ｃａ：０．００１〜０．００３％の
うちいずれか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り、該不純物のうちＢを０．０
００３％以下およびＡｌ含有量を０．００５％以下に制
限した化学組成を有し、板厚が１５〜８０mm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５９０MPa 以上、降伏強度または０．２％
耐力４４０MPa 以上、０℃でのシャルピー衝撃吸収エネ
ルギーが４７Ｊ以上の機械特性を有する高強度高靱性圧
延形鋼。
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