高生產率和高強度的軋制的h－型鋼及其製備方法
2023-07-07 21:49:11 1
專利名稱：高生產率和高強度的軋制的h－型鋼及其製備方法
技術領域：
本發明涉及軋制的H-型鋼產品(H-型鋼)，每件該產品中質量上的變化很小，該產品之間的質量上的變化也很小，而每件產品都有高的強度和韌性。本發明還涉及製造H-型鋼的方法。
在多種工業領域，如建築、船舶構件、造船，貯罐、民用工程和建築機械中使用H-型鋼。長期以來，人們一直努力改進H-型鋼的特性以便獲得更高的強度和韌性。尤其是近年來，需求一種H-型鋼，其沿厚度方向具有均勻的特性，而且在產品之間具有相同的H-型鋼特性。
此外，隨著高層建築和建築技術的發展，已有報導，很多建築設計能在大地震時吸收因建築物變形而產生的振動能，從而防止建築物倒塌(如見Iron and steel(鐵和鋼)，1988,No.6,pp.11-21)。按照這種建築設計，使建築物的骨架(框架構件)在地震時以預定的方式倒塌，從而防止建築物本身因形成該骨架的材料的塑性而倒塌。
按上述的建築設計，建築物的骨架在地震時按設計者的意願以預定的方式倒塌。即，該建築物的設計者必須知道構成該建築物的每根立柱和橫梁的鋼材的屈服強度。因此，用於構成每根立柱和橫梁的鋼材如H-型鋼具有如下的特性是絕對重要的，這特性是每根立柱和橫梁的特性是均勻的，而且鋼材之間的特性也是均勻的。換言之，如果H-型鋼的特點是該產品本身內部不均勻，產品之間的特性不同，則將發生某些問題。
但對某些用於市政工程、建築和造船的鋼產品，這些鋼產品應有高的強度和韌性。因此，這些鋼產品通常是用諸如公知的ThermoMechanical Controlled Process(熱機控制工藝)(TMCP法)的控制軋制和控制冷卻的方法生產的。
但，當用TMCP法生產厚約40mm的鋼產品時，在軋制處理後進行的冷卻過程中，沿給定的鋼產品厚度方向，冷卻速率各處不同，而且鋼產品之間的冷卻速率也不同。結果在最終獲得的鋼產品中，其結構是各處不均勻，而且鋼產品間的顯微結構也不同。沿該產品的厚度方向給定鋼產品的材料質量各處不同，而且一件鋼產品與另一件的材料質量也不同。
此外，當欲提交每種鋼產品的淬透性時，作為可焊性指標的焊接裂紋敏感指數(下文簡稱為Pcm)將不合需要地提高。即，存在這樣的問題每個焊接熱影響區(下文簡稱為「HAZ」)的韌性將變差。
過去主要用包括重加熱、淬火和回火，以最終獲得回火馬氏體結構的工藝生產抗拉強度大於570MPa的鋼。但，包括重加熱、淬火和回火的工藝是過於昂貴了。
為解決上述問題，一直推薦各種改進了的鋼產品，即在每件鋼產品中質量變化小，在多個鋼產品間質量變化也小的鋼產品，而它還能抑制HAZ的韌性惡化。
還一下推薦各種改進的用於製造這種鋼產品的方法。在日本未審專利申請No.8-144019、9-310117、10-72620中公開了這些鋼產品及製備方法。在這些文獻中所公開的技術，無論鋼的冷卻速度如何，該鋼都以貝氏體為其主要的顯微結構。
實際上，公開於上述文獻中的技術都基於新近發現的事實，這些事實表明由於被冷卻的鋼件中冷卻速率各處不同而使顯微結構發生改變，從而使得鋼產品在質量上出現變化。因此，上述的技術一直試圖通過設計改進的鋼的成分來解決上述問題，所述的鋼成分對於不需考慮冷卻速率的任何改變而能防止顯微結構發生變化是有效的。一直有這樣的報導，這樣的技術是如此確立的，即將適量的元素態的B加到含碳量極低的鋼中，或高Mn鋼中，以使之能獲得以貝氏體為主相的顯微結構，並且其組成與冷卻過程中的冷卻速率無關，因而獲得如下的鋼產品，即每個鋼產品中和不同的鋼產品之間質量上幾乎無變化。此外，上述技術還力圖降低C含量，以便降低Pcm，從而改善每件鋼產品的可焊接性。
但，日本未審專利申請No.8-144019、9-310117、和10-72620中所公開的技術主要涉及翼緣厚度大於50mm的H-型鋼及厚度為50mm或更厚的厚鋼板(假設在軋後需要熱處理)。確實，上述技術適用於製造翼緣厚度較薄的H-型鋼。但當想要提高生產鋼時的生產率和經濟效益時，這些技術尚需改進，以便改進每一鋼產品的組成、改進某些相關的製造方法，從而有可能使每一鋼產品獲得高強度和高韌性。藉助於這種進一步的改進，就可能使有上述薄度尺寸的H-型鋼通過軋制處理獲得從結構的軋制細化而得利的細的鋼結構。
近年來，具有上述薄度尺寸的H-型鋼作為防地震材料得到日益增長的應用。即，直至現在，一直要求具有上述薄度尺寸的H-型鋼應具有更高的強度和韌性，而且可以低的成本製造。
本發明的目的在於提供一種改進的軋制H-型鋼，它具有大的抗拉強度、高的強度和韌性。
本發明另一目的在於提供一種用於製造具有高生產率和高強度的改進的軋制H-型鋼的方法，該H-型鋼可用比常規合金元素價廉的合金組分生產，從而可以低廉的成本生產該鋼產品。
即，本發明的實施方案提供了抗拉強度為500-700MPa的高生產率和高強度的軋制H-型鋼，該鋼含(％重量)0.014-0.05％的C、0.1-1.0％的Si、1.0-1.8％的Mn、0.030％或更少的P、0.020％或更少的S、0.1％或更少的Al、0.0003-0.0040％的B、0.006％或更少的N、0.03-0.1％的Nb、0.005-0.04％的Ti及餘量為Fe及不可避免的雜質。本發明的實施方案的高生產率和高強度的軋制H-型鋼還可含0.0005-0.0100％(重量)的Ca，而且其翼緣部分的厚度為40mm或更小。
本發明還提供一種用於製造該高生產率和高強度的軋制H-型鋼的方法，在各實施方案中，該H-型鋼的抗拉強度為500-700MPa。該方法包括使原料鋼經受重加熱處理、然後開坯、萬能粗軋、萬能精軋，從而獲得該H-型鋼。
該原料鋼可含上述組分及餘量為Fe和不可避免的雜質。在各實施方案中，重加熱溫度為1150-1320℃。在各實施方案中，萬能粗軋時的，在950℃或更低的軋制溫度下的累計壓縮比為至少5％，而每條加工帶換向很快。按照各實施方案，在萬能精軋時，軋制溫度為750℃或更高。按本發明方法的實施方案，在萬能粗軋時在換向作業時的總停頓時間設為120秒或更短，在950℃或更低的軋制溫度下的累積壓縮比為50％或更小。另外，按各實施方案，產品在萬能粗軋和萬能精軋之間和在萬能精軋之後進行空冷。
圖1是展示抗拉強度(TS)和C含量間關係是曲線，它表明只加Nb時的效果、只加Ti時的效果及加Nb和Ti時的效果。
圖2是展示韌性(vEo)與C含量間關係的曲線，它表明只加Nb時的效果，只加Ti時的效果及加Nb和Ti時的效果。
本發明人對H-型鋼的成分及其製造方法進行了反覆探索。
(1)為得到抗拉強度範圍大，即500-750MPa的材料，在包括Cr、Ni、Mo、V、Ti、Nb和Cu的多種增強元素中，應將Cr、Ni、Mo、V和Cu的加入量應儘可能控制得小，同時應加Ti和Nb兩者。
(2)在用於處理上述材料(1)的原材料組分的軋制過程中，若同時滿足下列要求(a)和(b)，則可獲得這樣的鋼產品其結構主要包含貝氏體，而且它具有高強度和足夠的韌性(a)在萬能粗軋過程中，在950℃或更低的軋制溫度下的累積壓縮比為5％或更高。
(b)萬能精軋時所採用的溫度為至少750℃。
(3)在上述軋制過程中，若同時滿足下列要求(c)和(d)，則可進一步提高製造H-型鋼的生產率(c)在萬能粗軋時，使加工帶材在通過中快速反向。
(d)在萬能粗軋和萬能精軋之間及在萬能精軋之後，該鋼產品進行空冷。
事實上，本發明是在上述要求(1)-(3)的基礎上完成的。
按照本發明，下面的詳細陳述解釋了為何該H-型鋼中所含的各組分最好落在上述範圍內。
C:0.014-0.05％(重量)為抑制熱影響區(HAZ)晶界開裂，該鋼產品中的C含量應為至少0.014％(重量)。若C含量大於0.05％(重量)，則基體材料的韌性受損，而且焊接裂紋敏感性還變大，從而使可焊接性變差。此外，由於形成島狀馬氏體，使HAZ的韌性地變差。因此，該鋼產品中的C含量在0.014-0.05％(重量)的範圍內。Si:0.1-1.0％(重量)Si是有用的元素，它能在鋼中形成固溶體，從而提高鋼產品的強度。在本發明中，以0.1％(重量)的量加Si。若Si含量大於1.0％(重量)，則使HAZ的韌性變差。因此，Si含量應在0.1-1.0％(重量)的範圍內。Mn:1.0-1.8％(重量)在低C的鋼產品中可含Mn，以便使鋼產品穩定地獲得貝氏體結構。按本發明，以1.0％(重量)或更高的量加Mn。若加Mn量大於1.8％(重量)，則使所需的可焊接性變差。因此，Mn含量應在1.0-1.8％(重量)的範圍內。P:0.030％(重量)或更低P引起向γ晶界偏析，從而使晶界強度下降。因此，P的加入最好應控制在極小的範圍內。尤其是出於保證HAZ的韌性的需要，P含量的上限應為0.030％(重量)。S:0.020％(重量)或更低S使含Nb和Ti的鋼產品的高溫延展性下降，並在連鑄過程中促使表面裂紋。此外，加S形成MnS，從而使基體材料的韌性下降。因此，S含量的上限以0.020％(重量)為好，更好是0.01％(重量)。Al:0.1％(重量)或更低Al主要作脫氧劑使用。但，若以大於0.1％(重量)的量加Al，則不僅不可能取得更高的脫氧效果，而且這種過量的鋁含量還使基體材料的韌性及HAZ的韌性變差。因此，Al含量最好為0.1％(重量)或更低。B:0.0003-0.0040％(重量)B可有效地用於提高鋼材的淬透性，從而穩定地獲得貝氏體結構。但，若B含量小於0.0003％(重量)，則難以取得所需的效果。若B含量大於0.0040％(重量)，則不可能進一步提高淬透性。這樣高的B含量還使基體材料和HAZ的韌性變差。因此，B含量最好在0.0003-0.0040％(重量)的範圍內。N:0.006％(重量)或更小若N含量量過大，B將形成BN，這就不可能保證有足夠的游離B存在。因此，N含量最好為0.006％(重量)或更少。
此外，Nb和Ti在本發明中主要作增強元素使用。Nb和Ti可用於有效地提高鋼產品的強度而對可焊接性沒有不利影響。還有，與其它增強元素相比，Nb和Ti可以極小的添加量提供較好的強度改進效果。因此，對於降低鋼產品的製造成本而言，Ti和Nb是合格的增強元素。
為探索加Nb和Ti如何影響鋼產品的強度和韌性，進行了一些實驗。實驗方法陳述於下。
首先，配製0.5％(重量)的Si、1.5％(重量)的Mn、0.015％(重量)的P、0.004％(重量)的S、0.03％(重量)的Al、0.0020％(重量)的B、0.003％(重量)的N作為基本組分。然後，熔化含不同量的C、Nb、Ti、Ca的100kg重的幾個鋼錠，從而產生厚80mm的實驗室實驗用的鋼材。再將此鋼材重加熱至1250℃的溫度，以在950℃或更低的溫度下其累積壓縮比為20％的條件熱軋此鋼材，從而得到厚度為25mm的中間產物。該鋼材徑空冷，再切成用於拉伸試驗和擺錘式衝擊試驗的若干試塊。
圖1和2是展示對每件鋼產品的抗拉強度(TS)和韌性(vEo)影響的曲線。這些影響包括同時加Nb和Ti、只加Nb和只加Ti時所產生的影響。在圖1和2中，符號○代表只加0.01 5％(重量)的Ti的影響，符號■代表只加0.06％(重量)的Nb時產生的影響，而符號●代表同時加0.015％(重量)的Ti和0.06％(重量)的Nb時的影響，符號Δ代表除0.003％(重量)的Ca之外還同時加0.015％(重量)的Ti和0.06％(重量)的Nb時的影響。但，當C含量小於0.01％(重量)時，在HAZ晶界中出現裂紋。當C含量大於0.05％(重量)時，基體材料的韌性變差。HAZ的硬度變大和可焊接性下降。
如圖1和2所示，同時加Nb和Ti與只加Nb或只加Ti相比，其TS和vEo值更為令人滿意。
因此，在本發明中，Nb和Ti作為提高鋼產品強度和韌性的有效組分被採用，其含量則定在以下範圍中。Nb:0.03-0.1％(重量)通過相變增強，Nb提高鋼產品強度。但，若Nb量小於0.03％(重量)，加Nb不能完全令人滿意。若Nb含量大於0.1％(重量)，這種過量的Nb將使基體材料和HAZ的韌性變差。因此，Nb含量最好在0.03-0.1％(重量)的範圍內。Ti:0.005-0.04％(重量)Ti具有通過形成TiN固定鋼材中的N的功能，因而可能抑制BN形成。結果，游離B量的增加，從而該游離B就能充分提供改善效果所需的淬透性。此外，因Ti還有降低γ體晶粒尺寸的功能，所以它還可用於提高基體材料的韌性。但若Ti含量小於0.005％(重量)，這麼小量的Ti難以提供所需效果。若以大於0.04％(重量)的量加Ti，與這麼大的Ti含量相應的效果未被進一步提高。因此最好使Ti含量落在0.005-0.04％(重量)的範圍內。
但出於固定鋼材中的N的需要，最好是以N量的3.4倍或更多倍的量加Ti。
還知一些能作為增強組分使用的其它元素，這包括Cr、Ni、Mo、V和Cu，但這些元素增加該鋼產品的製造成本。因此，若加這些元素，它們最好以不大於下列上限的量添加Cr:0.3％(重量)、Ni:0.2％(重量)、Mo:0.1％(重量)、V:0.02％(重量)、Cu:0.3％(重量)。
除上述優選的元素之外，為防連鑄機水口堵塞，可加Ca。但，若加Ca量小於0.0005％(重量)，則難以取得完全令人滿意的效果。若加Ca量大於0.0100％(重量)，則鋼產品難以達到足夠的清潔度，因而使該產品的韌性下降。因此，最好以0.0005-0.0100％(重量)的量加Ca。
如上所述，按本發明，在為抑制HAZ晶界開裂和提高HAZ的韌性而選定的C含量範圍內，為保證每件鋼產品有足夠的淬透性而添加Mn、B、Nb和Ti、該鋼的顯微結構主要包括貝氏體結構，從而就能使鋼產品達到高的強度。不加Cr、Ni、Mo、V和Cu，或以儘可能少的量添加每種這些元素，從而就可能降低該製造工藝的成本。
此外，通過將上述組分調整到上述成分範圍內，就可能生產其抗拉強度在500-700MPa範圍內的鋼產品。比如，調整Nb含量可能改變貝氏體轉變的開始溫度。因此就能將每件鋼產品的強度控制在所需的水平上。
下面詳述本發明的製造方法。
用連鑄或模鑄/分鑄法將具有經調整過成分的一定量鋼水鑄成用於生產方坯或鋼梁坯的原料。然後用寬的翼緣鋼梁軋機熱軋此原料。在熱軋時，該原料先被重加熱，然後開坯，再徑萬能粗軋，從而得到其形狀與成品形狀幾乎相同的鋼產品。接著為進一步調整鋼產品的形狀再進行萬能精軋。
開坯是用開坯軋機進行的換向多道次軋制以獲得用於生產帶鋼的粗原料的過程。因此，開坯相當於用孔型軋制。於此，開坯軋機是雙-高軋機，它包括各具多個孔型的軋輥，但它未裝備任何中間輥或支承輥。鑑於軋制的負荷和扭矩，最好在1250℃的高溫下重加熱所得的原料。
萬能粗軋是用萬能粗軋機進行的，為完成換向多道次軋制，從而獲得其尺寸與成品鋼製品尺寸幾乎相同的軋制鋼材的過程。萬能粗軋機是包括垂直輥和水平輥的軋機。實踐中，垂直輥用於軋制各件H-型鋼的翼緣部，而水平輥用於軋制其腰部，這2種軋制是同時進行的。對於軋制H-型鋼而言，此過程是最重要的過程。通過控制此時的軋制過程，每件鋼產品的質量幾乎都可在此步驟時測定。
萬能精軋是一個相當於用於軋鋼板的表皮光軋過程，它通常是用於調整各種鋼產品最終形狀的一道次的過程。在實際上，萬能精軋軋機與上述的萬能粗軋機相類似，也包括垂直輥和水平棍。因每個H-型鋼材的翼緣部稍向外彎，所以在使該彎曲部位變直方面，萬能精軋是有效的。該過程中每道次的壓縮比為約5％。
在上述的軋制過程中，原料重加熱溫度需在1150-1320℃的範圍內。若重加熱溫度低於1150℃，則變形阻力不合要求地升高，因而難以保證所需的可加工性，這對於使鋼材形成所需的構形是必要的。若重加熱溫度高於1320℃，則氧化鐵皮損失加大，從而使單位產品的重加熱成本上升。此外，其初始γ晶粒變大，有可能使鋼產品韌性變差。因此原料的重加熱溫度最好在1150-1320℃的範圍內。
在萬能粗軋時，由於在多道次軋制的後一半中的降溫，軋制溫度下降直降到950℃，這是形成γ非重結晶區的溫度。此時，將軋制溫度設定為等於其寬度為H-型鋼翼緣部寬度的1/4的部位處的表面溫度。實際上，就H-型鋼的質量控制而言，若必須考慮到軋制溫度範圍，那麼萬能粗軋是最重要的處理過程。若此軋制溫度為950℃或更低，則累積壓縮比過小，因而難以使該鋼獲得所需的顯微結構，並導致韌性下降。因此，950℃或更低溫度時的累積壓縮比最好是5％或更大。儘管如此，950℃或更低溫度時的累積壓縮比可用公式(A-B)/A×100來計算，其中A為950℃或更低溫度時的軋制道次前在軋輥間的間隙長度，B代表最後道次時軋輥間的間隙長度。
實際上，950℃或更低溫度時的較大的累積壓縮比對於使基體材料獲得更高的強度和韌性而言是有效的。因此，這種較大的累積壓縮比是合乎要求的。但，就某些軋制尺寸而言，有可能使軋制延遲到950℃或更低的溫度，該溫度是形成γ非重結晶區的溫度。但若軋制時間延遲過長，生產率就會下降。此外，因在軋制延遲的地方沒有保溫設備，所以若軋制時間延遲過長，則因腰部和翼緣部的厚度不同而在其間出現溫差，並將加大此溫差。因H-型鋼的腰部薄，所以該部位的溫度通常比每個翼緣部的溫度低。當腰部和翼緣部間的溫度變大時，腰部可能變形，因此在製造過程中難以獲得高產率。因此，為獲得高生產率，在進行萬能粗軋時，要求不延遲軋制，並在短時間內完成換向作業。在萬能粗軋時，被軋鋼材在軋制過程中換向作業時的總停頓時間最好控制在120秒之內。因此，在萬能粗軋時，950℃或更低溫度時的累積壓縮比最好是定為50％或更低。
萬能精軋在750℃或更高的溫度下進行。若此軋制溫度低於750℃,H-型鋼的表面質量則變差(如出現表面缺陷)，而且鋼產品的形狀質量也變差(如直角度不夠正確)。
此外，在萬能粗軋和萬能精軋間及在萬能粗軋之後進行的冷卻工藝最好是以空冷處理。此外，為防止H-型鋼的翼緣部和腿部的溫差加大，可實施水冷處理以冷卻翼緣部，這作為在萬能粗軋和萬能精軋之間的一步驟。可供選擇的是，可在萬能精軋之後進行水冷處理。但，當採用水冷系統時，難以在H-型鋼左、右兩側保證溫度均勻。由於沿軋制方向出現彎曲和扭曲，使得在鋼產品通過軋機時出現問題，因而降低了所希望的生產率。即，當冷卻每件H-型鋼的翼緣部時，控制冷卻溫度是重要的。因此，在萬能粗軋和萬能精軋之間和在萬能精軋之後進行的冷卻工藝最好是空冷。
雖然不限制按上述方法製得的H-型鋼的尺寸，但最好將其翼緣部厚度設定為40mm或更小。優選此厚度的理由將於下文陳述。
即，若鋼產品或H-型鋼的翼緣厚度大於40mm，則總的軋制壓縮比下降，冷軋速率僅因這種厚度的加大而下降。因此需要補償因總壓縮比和冷卻速率下降而引起的強度和韌性的下降。換言之，則需要設計某些相應的組分，考慮通常包括在已知工藝中的特定的軋制和冷卻工藝。
通過從1/4翼緣寬度和1/4翼緣厚度的部位，以與軋制方向平行的方向取得JIS No.4拉伸試樣和JIS No.4衝擊試樣以檢測上述方法獲得的各種H-型鋼。以此方法探討各種H-型鋼的機械性能。
為評價每種H-型鋼的HAZ韌性，從1/4翼緣厚度的部位取重現加熱周期試樣，從而進行模擬HAZ的加熱周期處理。再取擺錘式衝擊試樣以測量0℃時的擺錘式衝擊吸收功。本文的加熱周期包括(1)將鋼產品加熱到1400℃,(2)冷卻該鋼產品，以在300秒內將其溫度從800℃降到500℃。在(1)和(2)之後進行重加熱，直到鋼產品溫度達到700℃為止，該溫度低於Ar1點。本文中的(1)相當於以500kJ/cm的附加熱量進行焊接時加於焊接段的加熱周期(下文簡稱為「BOND段」)，(2)相當於當以500kJ/cm的附加熱量進行焊接時加於被重加熱的BOND段的加熱周期。
在上述實驗中所得的結果列於表3中。
表1
表2
表3
*最大硬度試驗的焊道長度=20mm
如從表3可知，按本發明實施例所得的每種H-型鋼均有好的生產率、高達500MPa或更高的抗拉強度、優良的BOND段的韌性、及優良的重加熱BOND段的韌性。此外，沿H-型鋼的翼緣和腰部的厚度方向探索了該H-型鋼的硬度。結果發現，鋼產品間的硬度差別很小，因而呈現了均勻的硬度分布。
與本發明的實施例相反，多個含C量不在本發明範圍內的對比例(鋼K和鋼P)表明BOND段的韌性低而其硬度卻高得多。即，存在一些涉及HAZ韌性和可焊接性的問題。此外，就不含Ti的鋼L、不含Nb的鋼M及含大量N的鋼N而言，發現其強度和韌性變差。此外就Nb含量超出其上限的鋼O而言，其基體材料和HAZ的韌性都變差。
因此，就本發明而言，有可能以極低的成本和極高的生產率生產軋制H-型鋼，其在每件鋼產品中基本上無質量變化，或甚至無質量變化，並在鋼產品之間基本上無材料質量差別或甚至沒有一點差別，從而提供了每件都有高於常規H-型鋼的強度和韌性，並具有優良可焊接性的改進的H-型鋼。
權利要求
1．一種軋制的H-型鋼，它含有(重量％)C:0.014-0.05％，Si:0.1-1.0％，Mn:1.0-1.8％，P:0.030％或更少，S:0.020％或更少，Al:0.1％或更少，B:0.0003-0.0040％，N:0.006％或更少，Nb:0.03-0.1％，Ti:0.005-0.04％，及餘量為Fe及不可避免的雜質，其中該H-型鋼的抗拉強度為500-700MPa。
2．權利要求1的軋制的H-型鋼，其中還含0.0005-0.0100％(重量)的Ca。
3．權利要求1的軋制的H-型鋼，其中包括厚度為40mm或更小的翼緣部。
4．權利要求2的軋制的H-型鋼，其中包括厚度為40mm或更小的翼緣部。
5．一種製造軋制的H-型鋼的方法，它包括將模製的鋼原材料重加熱到1150-1320℃的溫度；使該模製的鋼原材料經受開坯、萬能粗軋和萬能精軋，該原料鋼材含(％重量)C:0.014-0.05％，Si:0.1-1.0％，Mn:1.0-1.8％，P:0.030％或更少，S:0.020％或更少，Al:0.1％或更少，B:0.0003-0.0040％，N:0.006％或更少，Nb:0.03-0.1％，Ti:0.005-0.04％，及餘量為Fe及不可避免的雜質；其中，在萬能粗軋時，950℃或更低溫度時的累積壓縮比為5％或更大，而每一加工的帶鋼換向很快；其中，在萬能精軋時，軋制溫度為至少750℃。
6．權利要求5的製造軋制的H-型鋼的方法，其中萬能粗軋時，軋制過程中的換向作業的停頓時期為120秒或更短。
7．權利要求6的製造軋制的H-型鋼的方法，其中萬能粗軋中在950℃或更低溫度時的累積壓縮比為50％或更小。
8．權利要求5的製造軋制的H-型鋼的方法，其中在萬能粗軋和萬能精軋之間及在萬能精軋之後，空冷模製的原料。
9．權利要求6的製造軋制的H-型鋼的方法，其中在萬能粗軋和萬能精軋之間及在萬能精軋之後，空冷該模製的鋼原材料。
10．權利要求7的製造軋制的H-型鋼的方法，其中在萬能粗軋和萬能精軋之間及在萬能精軋之後，空冷該模製的鋼原材料。
11．權利要求5的製造軋制的H-型鋼的方法，其中該鋼原材料還含0.0005-0.0100％(重量)的Ca。
12．權利要求6的製造軋制的H-型鋼的方法，其中該鋼原材料還含0.0005-0.0100％(重量)的Ca。
13．權利要求7的製造軋制的H-型鋼的方法，其中該鋼原材料還含0.0005-0.0100％(重量)的Ca。
14．權利要求8的生產軋制的H-型鋼的方法，其中該鋼原材料還含0.0005-0.0100％(重量)的Ca。
全文摘要
本文涉及具有高的強度和韌性,並能用比常規產品更便宜的合金組分生產的,及以高生產率製造的軋制的H－型鋼。還涉及製造該H－型鋼的方法。該軋制的H－型鋼含0.03—0.1%(重量)的Nb及0.005—0.04%(重量)的Ti。該方法包括,在950℃或更低溫度下其累積壓縮比為5%或更大,而且換向作業進行得很快的萬能粗軋過程;及軋制溫度為750℃或更高的萬能精軋過程。在萬能粗軋時,950℃或更低的軋制溫度下的累積壓縮比為50%或更小。
文檔編號C22C38/14GK1288972SQ00126340
公開日2001年3月28日 申請日期2000年9月7日 優先權日1999年9月7日
發明者木村達己, 川端文丸, 天野虔一 申請人:川崎制鐵株式會社