JPH06100924A - 耐火性及び靱性の優れた制御圧延形鋼の製造方法 - Google Patents
耐火性及び靱性の優れた制御圧延形鋼の製造方法Info
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- JPH06100924A JPH06100924A JP4254941A JP25494192A JPH06100924A JP H06100924 A JPH06100924 A JP H06100924A JP 4254941 A JP4254941 A JP 4254941A JP 25494192 A JP25494192 A JP 25494192A JP H06100924 A JPH06100924 A JP H06100924A
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- C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
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- C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 建造物の構造部材に用いる耐火性と靱性の優
れたＨ形鋼、Ｉ形鋼等のフランジを有する形鋼を新製鋼
法と加速冷却制御圧延によりオンラインで製造する。 【構造】 製鋼工程での予備脱酸により溶鋼の酸素濃度
を制御し所定の成分鋼とした後、Ｔｉ脱酸する製鋼法、
圧延パス間水冷と圧延後の加速冷却の組合せ処理によ
り、組織の微細化と低合金化を達成し、常温・高温強
度、靱性を向上させる。
れたＨ形鋼、Ｉ形鋼等のフランジを有する形鋼を新製鋼
法と加速冷却制御圧延によりオンラインで製造する。 【構造】 製鋼工程での予備脱酸により溶鋼の酸素濃度
を制御し所定の成分鋼とした後、Ｔｉ脱酸する製鋼法、
圧延パス間水冷と圧延後の加速冷却の組合せ処理によ
り、組織の微細化と低合金化を達成し、常温・高温強
度、靱性を向上させる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、建造物の構造部材とし
て用いられる耐火性、靱性の優れた制御圧延形鋼の製造
法に関するものである。
て用いられる耐火性、靱性の優れた制御圧延形鋼の製造
法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】建築物の超高層化、建築設計技術の高度
化などから耐火設計の見直しが建設省総合プロジェクト
により行われ、昭和６２年３月に「新耐火設計法」が制
定された。この規定により、旧法令による火災時に鋼材
の温度を３５０℃以下にするように耐火被覆するとした
制限が解除され、鋼材の高温強度と建築物の実荷重との
かねあいにより、それに適合する耐火被覆方法を決定で
きるようになった。即ち６００℃での設計高温強度を確
保できる場合はそれに見合い耐火被覆を削減できるよう
になった。
化などから耐火設計の見直しが建設省総合プロジェクト
により行われ、昭和６２年３月に「新耐火設計法」が制
定された。この規定により、旧法令による火災時に鋼材
の温度を３５０℃以下にするように耐火被覆するとした
制限が解除され、鋼材の高温強度と建築物の実荷重との
かねあいにより、それに適合する耐火被覆方法を決定で
きるようになった。即ち６００℃での設計高温強度を確
保できる場合はそれに見合い耐火被覆を削減できるよう
になった。
【０００３】このような動向に対応し、先に特開平２−
７７５２３号公報の耐火性の優れた建築用低降伏比鋼お
よび鋼材並びにその製造方法が提案されている。この先
願発明の要旨は６００℃での降伏点が常温時の７０％以
上となるようにＭｏ、Ｎｂを添加し高温強度を向上させ
たものである。鋼材の設計高温強度を６００℃に設定し
たのは、合金元素による鋼材費の上昇とそれによる耐火
被覆施工費との兼ね合いから最も経済的であるという知
見に基づいたものである。
７７５２３号公報の耐火性の優れた建築用低降伏比鋼お
よび鋼材並びにその製造方法が提案されている。この先
願発明の要旨は６００℃での降伏点が常温時の７０％以
上となるようにＭｏ、Ｎｂを添加し高温強度を向上させ
たものである。鋼材の設計高温強度を６００℃に設定し
たのは、合金元素による鋼材費の上昇とそれによる耐火
被覆施工費との兼ね合いから最も経済的であるという知
見に基づいたものである。
【０００４】また、従来は鋼のＡｌ脱酸は溶製過程の初
期段階でＡｌ添加され、溶鋼の脱酸と生成したＡｌ2 Ｏ
3 を浮上分離し、高清浄化することを目的にしていた。
即ち、如何に溶鋼の酸素濃度を下げ、鋼中の一次脱酸酸
化物数を減らすかに主題がおかれていた。本発明は従来
の発想とは異なり、脱酸過程を制御することにより粒内
フェライト変態核として有能な微細な複合酸化物を析出
させ利用する点に特徴がある。
期段階でＡｌ添加され、溶鋼の脱酸と生成したＡｌ2 Ｏ
3 を浮上分離し、高清浄化することを目的にしていた。
即ち、如何に溶鋼の酸素濃度を下げ、鋼中の一次脱酸酸
化物数を減らすかに主題がおかれていた。本発明は従来
の発想とは異なり、脱酸過程を制御することにより粒内
フェライト変態核として有能な微細な複合酸化物を析出
させ利用する点に特徴がある。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明者等は前述の先
願技術によって製造された鋼材を各種の形鋼、特に複雑
な形状から厳しい圧延造形上の制約を有するＨ形鋼の素
材に適用することを試みた結果、ウエブ、フランジ、フ
ィレットの各部位での圧延仕上げ温度、圧下率、冷却速
度の差から、部位により組織、特にベイナイト割合が著
しく異なり、常温・高温強度、延性、靱性がバラツキ、
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た。
願技術によって製造された鋼材を各種の形鋼、特に複雑
な形状から厳しい圧延造形上の制約を有するＨ形鋼の素
材に適用することを試みた結果、ウエブ、フランジ、フ
ィレットの各部位での圧延仕上げ温度、圧下率、冷却速
度の差から、部位により組織、特にベイナイト割合が著
しく異なり、常温・高温強度、延性、靱性がバラツキ、
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た。
【０００６】本発明は、上記の課題を解決するために、
ミクロ組織の細粒化を製鋼と圧延工程を工夫することに
より達成し、材質特性に優れた安価で経済的な耐火性、
靱性に優れた制御圧延形鋼の製造手段を提供することに
ある。
ミクロ組織の細粒化を製鋼と圧延工程を工夫することに
より達成し、材質特性に優れた安価で経済的な耐火性、
靱性に優れた制御圧延形鋼の製造手段を提供することに
ある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明は、前述の課題を
解決するために、Ａｌ脱酸に代わる適正なＴｉ脱酸処理
を行い、鋼中に多数の微細な複合酸化物を分散させるこ
とにより、上述したような形鋼特有の圧延条件下におい
ても、オーステナイト粒内から粒内フェライト（以下、
ＩＧＦと称す）を生成させる、ミクロ組織の細粒化と、
加えて、圧延中のパス間で水冷することによる、鋼片内
部への圧下浸透効果による細粒化とＴＭＣＰの高能率化
により達成したものである。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％、Ｍｏ：０．３
〜０．７％、Ｎ：０．００３〜０．０１５％、Ａｌ＜
０．００５％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、チタン脱
酸し、該チタン含有量が重量％で０．００５〜０．０２
５％で、かつ溶鋼の溶存酸素〔Ｏ％〕に対し−０．００
６≦〔Ｔｉ％〕−２〔Ｏ％〕≦０．００８の関係を満た
す鋳片に鋳造し、該鋳片を１１００〜１３００℃の温度
域に再加熱後に圧延を開始し、圧延工程で鋼片の平均温
度を７００℃以下に水冷し、パス間の復熱過程で圧延す
る工程を一回以上繰り返し圧延し、圧延終了後に１〜３
０℃／Ｓの冷却速度で６５０〜４００℃まで冷却するこ
とを特徴とする耐火性及び靱性の優れた制御圧延形鋼の
製造方法および、 重量％でＣ：０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５
〜０．５０％、Ｍｎ：０．４〜２．０％、Ｍｏ：０．３
〜０．７％、Ｎ：０．００３〜０．０１５％、Ａｌ＜
０．００５％を含み、加えてＶ≦０．２０％、Ｃｒ≦
０．７％、Ｎｂ≦０．０５％、Ｎｉ≦１．０％、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、
チタン脱酸し、該チタン含有量が重量％で０．００５〜
０．０２５％で、かつ溶鋼の溶存酸素〔Ｏ％〕に対し−
０．００６≦〔Ｔｉ％〕−２〔Ｏ％〕≦０．００８の関
係を満たす鋳片に鋳造し、該鋳片を１１００〜１３００
℃の温度域に再加熱後に圧延を開始し、圧延工程で鋼片
の平均温度を７００℃以下に水冷し、パス間の復熱過程
で圧延する工程を一回以上繰り返し圧延し、圧延終了後
に１〜３０℃／Ｓの冷却速度で６５０〜４００℃まで冷
却することを特徴とする耐火性及び靱性の優れた制御圧
延形鋼の製造方法にある。
解決するために、Ａｌ脱酸に代わる適正なＴｉ脱酸処理
を行い、鋼中に多数の微細な複合酸化物を分散させるこ
とにより、上述したような形鋼特有の圧延条件下におい
ても、オーステナイト粒内から粒内フェライト（以下、
ＩＧＦと称す）を生成させる、ミクロ組織の細粒化と、
加えて、圧延中のパス間で水冷することによる、鋼片内
部への圧下浸透効果による細粒化とＴＭＣＰの高能率化
により達成したものである。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％、Ｍｏ：０．３
〜０．７％、Ｎ：０．００３〜０．０１５％、Ａｌ＜
０．００５％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、チタン脱
酸し、該チタン含有量が重量％で０．００５〜０．０２
５％で、かつ溶鋼の溶存酸素〔Ｏ％〕に対し−０．００
６≦〔Ｔｉ％〕−２〔Ｏ％〕≦０．００８の関係を満た
す鋳片に鋳造し、該鋳片を１１００〜１３００℃の温度
域に再加熱後に圧延を開始し、圧延工程で鋼片の平均温
度を７００℃以下に水冷し、パス間の復熱過程で圧延す
る工程を一回以上繰り返し圧延し、圧延終了後に１〜３
０℃／Ｓの冷却速度で６５０〜４００℃まで冷却するこ
とを特徴とする耐火性及び靱性の優れた制御圧延形鋼の
製造方法および、 重量％でＣ：０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５
〜０．５０％、Ｍｎ：０．４〜２．０％、Ｍｏ：０．３
〜０．７％、Ｎ：０．００３〜０．０１５％、Ａｌ＜
０．００５％を含み、加えてＶ≦０．２０％、Ｃｒ≦
０．７％、Ｎｂ≦０．０５％、Ｎｉ≦１．０％、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、
チタン脱酸し、該チタン含有量が重量％で０．００５〜
０．０２５％で、かつ溶鋼の溶存酸素〔Ｏ％〕に対し−
０．００６≦〔Ｔｉ％〕−２〔Ｏ％〕≦０．００８の関
係を満たす鋳片に鋳造し、該鋳片を１１００〜１３００
℃の温度域に再加熱後に圧延を開始し、圧延工程で鋼片
の平均温度を７００℃以下に水冷し、パス間の復熱過程
で圧延する工程を一回以上繰り返し圧延し、圧延終了後
に１〜３０℃／Ｓの冷却速度で６５０〜４００℃まで冷
却することを特徴とする耐火性及び靱性の優れた制御圧
延形鋼の製造方法にある。
【０００８】
【作用】以下、本発明について詳細に説明する。鋼材の
高温強度は鉄の融点のほぼ１／２の温度の７００℃以下
では常温での強化機構とほぼ同様であり、フェライト
結晶粒径の微細化、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
よって支配される。一般に高温強度の上昇にはＭｏ、Ｃ
ｒの添加による析出強化と転位の消失抑制による高温で
の軟化抵抗を高めることにより達成されている。しかし
Ｍｏ、Ｃｒの添加は著しく焼き入れ性を上げ、母材のフ
ェライト＋パーライト組織をベイナイト組織に変化させ
る。ベイナイト組織を生成し易い成分系鋼を圧延形鋼に
適応した場合は、その特異な形状からウエブ、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ため、各部位によりベイナイト組
織割合が大きく変化する。その結果として常温・高温強
度、延性、靱性がバラツキ、規準に満たない部位が生じ
る。加えて、これらの元素の添加により溶接部を著しく
硬化させ、靱性を低下させる。
高温強度は鉄の融点のほぼ１／２の温度の７００℃以下
では常温での強化機構とほぼ同様であり、フェライト
結晶粒径の微細化、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
よって支配される。一般に高温強度の上昇にはＭｏ、Ｃ
ｒの添加による析出強化と転位の消失抑制による高温で
の軟化抵抗を高めることにより達成されている。しかし
Ｍｏ、Ｃｒの添加は著しく焼き入れ性を上げ、母材のフ
ェライト＋パーライト組織をベイナイト組織に変化させ
る。ベイナイト組織を生成し易い成分系鋼を圧延形鋼に
適応した場合は、その特異な形状からウエブ、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ため、各部位によりベイナイト組
織割合が大きく変化する。その結果として常温・高温強
度、延性、靱性がバラツキ、規準に満たない部位が生じ
る。加えて、これらの元素の添加により溶接部を著しく
硬化させ、靱性を低下させる。
【０００９】本発明の特徴は、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、鋼中に分散析出させたＴｉ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌ
元素より構成される複合酸化物粒子を核にしたＭｎＳ、
ＴｉＮとＶＮの複合析出物を分散析出させることによ
り、加熱圧延時のオーステナイト粒内からの粒内フェラ
イト変態の促進効果を利用し、Ｈ形鋼の各部位のベイナ
イトとフェライトの組織割合の変化を少なくし、母材の
機械特性の向上と均一化を達成したことと、Ｖ炭窒化物
の析出強化により高温強度を上昇させたところにある。
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、鋼中に分散析出させたＴｉ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌ
元素より構成される複合酸化物粒子を核にしたＭｎＳ、
ＴｉＮとＶＮの複合析出物を分散析出させることによ
り、加熱圧延時のオーステナイト粒内からの粒内フェラ
イト変態の促進効果を利用し、Ｈ形鋼の各部位のベイナ
イトとフェライトの組織割合の変化を少なくし、母材の
機械特性の向上と均一化を達成したことと、Ｖ炭窒化物
の析出強化により高温強度を上昇させたところにある。
【００１０】溶接熱影響部（以下ＨＡＺと称す）は鉄の
融点直下の温度に加熱され、オーステナイト粒の著しい
粗粒化を生じ、その結果、組織の粗粒化を招き、靱性を
著しく低下させる。本発明により鋼中に分散させた複合
酸化物粒子は針状の粒内フェライト生成機能に優れ、Ｈ
ＡＺ部においても熱安定性に優れ、溶接冷却時に、これ
を核に粒内フェライト組織を生成し組織を著しく微細化
し靱性を向上させる特徴を有している。
融点直下の温度に加熱され、オーステナイト粒の著しい
粗粒化を生じ、その結果、組織の粗粒化を招き、靱性を
著しく低下させる。本発明により鋼中に分散させた複合
酸化物粒子は針状の粒内フェライト生成機能に優れ、Ｈ
ＡＺ部においても熱安定性に優れ、溶接冷却時に、これ
を核に粒内フェライト組織を生成し組織を著しく微細化
し靱性を向上させる特徴を有している。
【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。まず、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、母材靱性、溶接割れ性、ＨＡＺ靱
性などを著しく低下させるので、上限を０．２０％とし
た。
ついて述べる。まず、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、母材靱性、溶接割れ性、ＨＡＺ靱
性などを著しく低下させるので、上限を０．２０％とし
た。
【００１２】次に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、靱性を著しく
低下させる。また、０．０５％未満では必要なＳｉ系酸
化物が生成できないため、Ｓｉ含有量をこの範囲に限定
した。Ｍｎは母材の強度、靱性の確保には０．４％以上
の添加が必要であるが、溶接部の靱性、割れ性などの許
容できる範囲で上限を２．０％とした。
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、靱性を著しく
低下させる。また、０．０５％未満では必要なＳｉ系酸
化物が生成できないため、Ｓｉ含有量をこの範囲に限定
した。Ｍｎは母材の強度、靱性の確保には０．４％以上
の添加が必要であるが、溶接部の靱性、割れ性などの許
容できる範囲で上限を２．０％とした。
【００１３】Ａｌは強力な脱酸剤であり、０．００５％
を超えて含有すると粒内フェライト変態を促進するＴｉ
系酸化物、Ｓｉ・Ｍｎ系酸化物などが形成されず、靱性
の低下をもたらすことと、過剰な固溶ＡｌはＮと化合し
てＡｌＮを形成し本発明対象鋼の特徴であるＶＮの析出
を低減させるため、０．００５％未満に限定した。Ｎは
ＶＮ、ＴｉＮの析出には極めて重要な元素であり、０．
００３％未満ではＴｉＮ、ＶＮの析出量が不足し、フェ
ライト組織の十分な生成量が得られず、また６００℃で
の高温強度も確保できないため０．００３％以上とし
た。含有量が０．０１５％を超えると母材靱性を低下さ
せ、連続鋳造時の鋼片の表面割れを生じさせるため０．
０１５％以下に制限した。
を超えて含有すると粒内フェライト変態を促進するＴｉ
系酸化物、Ｓｉ・Ｍｎ系酸化物などが形成されず、靱性
の低下をもたらすことと、過剰な固溶ＡｌはＮと化合し
てＡｌＮを形成し本発明対象鋼の特徴であるＶＮの析出
を低減させるため、０．００５％未満に限定した。Ｎは
ＶＮ、ＴｉＮの析出には極めて重要な元素であり、０．
００３％未満ではＴｉＮ、ＶＮの析出量が不足し、フェ
ライト組織の十分な生成量が得られず、また６００℃で
の高温強度も確保できないため０．００３％以上とし
た。含有量が０．０１５％を超えると母材靱性を低下さ
せ、連続鋳造時の鋼片の表面割れを生じさせるため０．
０１５％以下に制限した。
【００１４】Ｍｏは母材強度および高温強度の確保に有
効な元素である。０．３％未満ではＶＮの析出強化との
複合作用によっても十分な高温強度が確保できず、０．
７％超では焼き入れ性が上昇しすぎ母材靱性、ＨＡＺ靱
性が劣化するため０．３〜０．７％に制限した。Ｔｉは
脱酸剤としＴｉ系酸化物を生成させ、圧延時に粒内フェ
ライトの生成を促進させる効果と微細なＴｉＮを析出さ
せオーステナイトの細粒化と粒内フェライトの生成を促
進し母材及び溶接部の靱性を向上させる。従って、０．
００５％以下では酸化物中のＴｉ含有量が不足し、粒内
フェライト生成核としての作用が低下するため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ＴｉＣを生成し、析出硬化を生
じ溶接熱影響部の靱性を著しく低下させるためこれ未満
に制限した。なお、Ｔｉ含有量を溶鋼の溶存酸素〔Ｏ
％〕に対し−０．００６≦〔Ｔｉ％〕−２〔Ｏ％〕≦
０．００８の関係を満たす重量％とするという制限を与
えたのは、この関係式において重量％でＴｉが〔Ｏ〕濃
度に対し過剰である場合は過剰なＴｉが必要以上のＴｉ
Ｎを生成し、鋳片割れや母材靱性を損なうためであり、
重量％でＴｉが〔Ｏ〕濃度に対し過小である場合は粒内
フェライト核となるＴｉ系酸化物の個数が必要数の４０
個／mm 2 を超えなくなるために、このように限定した。
効な元素である。０．３％未満ではＶＮの析出強化との
複合作用によっても十分な高温強度が確保できず、０．
７％超では焼き入れ性が上昇しすぎ母材靱性、ＨＡＺ靱
性が劣化するため０．３〜０．７％に制限した。Ｔｉは
脱酸剤としＴｉ系酸化物を生成させ、圧延時に粒内フェ
ライトの生成を促進させる効果と微細なＴｉＮを析出さ
せオーステナイトの細粒化と粒内フェライトの生成を促
進し母材及び溶接部の靱性を向上させる。従って、０．
００５％以下では酸化物中のＴｉ含有量が不足し、粒内
フェライト生成核としての作用が低下するため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ＴｉＣを生成し、析出硬化を生
じ溶接熱影響部の靱性を著しく低下させるためこれ未満
に制限した。なお、Ｔｉ含有量を溶鋼の溶存酸素〔Ｏ
％〕に対し−０．００６≦〔Ｔｉ％〕−２〔Ｏ％〕≦
０．００８の関係を満たす重量％とするという制限を与
えたのは、この関係式において重量％でＴｉが〔Ｏ〕濃
度に対し過剰である場合は過剰なＴｉが必要以上のＴｉ
Ｎを生成し、鋳片割れや母材靱性を損なうためであり、
重量％でＴｉが〔Ｏ〕濃度に対し過小である場合は粒内
フェライト核となるＴｉ系酸化物の個数が必要数の４０
個／mm 2 を超えなくなるために、このように限定した。
【００１５】不可避不純物として含有するＰ、Ｓ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、
靱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，Ｓ量はそれぞれ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、
および母材の靱性向上の目的で、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｎ
ｉ、Ｃｕ、Ｃａ、ＲＥＭの１種または２種以上を含有す
ることができる。
量について特に限定しないが凝固偏析による溶接割れ、
靱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，Ｓ量はそれぞれ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、
および母材の靱性向上の目的で、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｎ
ｉ、Ｃｕ、Ｃａ、ＲＥＭの１種または２種以上を含有す
ることができる。
【００１６】まず、ＶはＶＮとして粒内フェライト組織
の生成とその細粒化、高温強度の確保のために必要であ
るが、０．２％超では析出量が過剰になり母材靱性、溶
接部靱性が低下するため０．２％以下に制限した。Ｃｒ
は焼き入れ性を向上させ、母材の強化、高温強化に有効
である。しかし上限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０．７％とし
た。
の生成とその細粒化、高温強度の確保のために必要であ
るが、０．２％超では析出量が過剰になり母材靱性、溶
接部靱性が低下するため０．２％以下に制限した。Ｃｒ
は焼き入れ性を向上させ、母材の強化、高温強化に有効
である。しかし上限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０．７％とし
た。
【００１７】Ｎｂは母材の強靱化に有効であるが上限を
超える過剰の添加は、靱性及び硬化性の観点から有害と
なるため０．０５％以下とした。Ｎｉは、母材の強靱化
を高める極めて有効な元素であるが、１．０％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
１．０％とした。Ｃｕは母材の強化、耐候性に有効な元
素であるが、応力除去焼鈍による焼き戻し脆性、溶接割
れ性、熱間加工割れなどを考慮して上限を１．０％とし
た。
超える過剰の添加は、靱性及び硬化性の観点から有害と
なるため０．０５％以下とした。Ｎｉは、母材の強靱化
を高める極めて有効な元素であるが、１．０％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
１．０％とした。Ｃｕは母材の強化、耐候性に有効な元
素であるが、応力除去焼鈍による焼き戻し脆性、溶接割
れ性、熱間加工割れなどを考慮して上限を１．０％とし
た。
【００１８】ＣａとＲＥＭは熱間圧延時にＭｎＳの延伸
により生じるＵＳＴ欠陥、靱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、Ｒ
ＥＭ−Ｏ−Ｓは多量に、しかも粗大介在物となり、母材
及び、溶接部の靱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。
により生じるＵＳＴ欠陥、靱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、Ｒ
ＥＭ−Ｏ−Ｓは多量に、しかも粗大介在物となり、母材
及び、溶接部の靱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、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鋳片内に微細な酸化物を分散させ
るために極めて重要なものである。溶存酸素を重量％で
０．００３〜０．０１５％の範囲に制御する理由は、予
備脱酸後の〔Ｏ〕濃度が０．００３％未満では粒内フェ
ライト変態を促進する粒内フェライト生成核の複合酸化
物が減少し、細粒化できず靱性を向上できない。一方、
０．０１５％を超える場合は、他の条件を満たしていて
も、酸化物が粗粒化し脆性破壊の起点となり、靱性を低
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。
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鋳片内に微細な酸化物を分散させ
るために極めて重要なものである。溶存酸素を重量％で
０．００３〜０．０１５％の範囲に制御する理由は、予
備脱酸後の〔Ｏ〕濃度が０．００３％未満では粒内フェ
ライト変態を促進する粒内フェライト生成核の複合酸化
物が減少し、細粒化できず靱性を向上できない。一方、
０．０１５％を超える場合は、他の条件を満たしていて
も、酸化物が粗粒化し脆性破壊の起点となり、靱性を低
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。
【００２０】上記の予備脱酸処理は真空脱ガス、Ａｌ、
Ｓｉ、Ｃａ、Ｍｇ脱酸により行った。その理由は真空脱
ガス処理は直接溶鋼中の酸素をガスおよびＣＯガスとし
て除去し、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃａ、Ｍｇなどの強脱酸により
生成する酸化物系介在物は浮上、除去しやすいため溶鋼
の清浄化に極めて効果的なためである。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に１１
００℃以上の加熱が必要であり、且つＶ、Ｍｏによる高
温での降伏点を増大させるには、これらの元素を十分に
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１３０
０℃とした。
Ｓｉ、Ｃａ、Ｍｇ脱酸により行った。その理由は真空脱
ガス処理は直接溶鋼中の酸素をガスおよびＣＯガスとし
て除去し、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃａ、Ｍｇなどの強脱酸により
生成する酸化物系介在物は浮上、除去しやすいため溶鋼
の清浄化に極めて効果的なためである。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に１１
００℃以上の加熱が必要であり、且つＶ、Ｍｏによる高
温での降伏点を増大させるには、これらの元素を十分に
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１３０
０℃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るが、本発明法の圧延
工程における特徴は、中間圧延機において、圧延パス間
で、鋼片の平均温度を７００℃以下に冷却し、鋼材表面
が復熱する過程で熱間圧延を行うことを少なくとも中間
圧延工程で１回以上行うことである。これは圧延パス間
の水冷により、鋼片の表層部から内部にかけ温度勾配を
付与し、低圧下条件においても内部への加工を浸透させ
るためと、低温圧延により生じるパス間待ち時間を短縮
し、効率的に行うためである。水冷と復熱圧延の繰り返
し数は被圧延材の厚みの大きさ、例えばＨ形鋼の場合で
はフランジの厚みに応じ、厚みが大きい場合には複数回
行う。ここで鋼片の平均温度を７００℃以下に限定し冷
却する理由は、圧延に引き続き加速冷却するため、通常
のγ温度域からの冷却では表層部に焼きが入り、硬化相
を生成し、加工性を損ねるためである。即ち７００℃以
下に冷却すれば、一旦γ／α変態温度を切り、次の圧延
するまでに表層部は復熱昇温し、低温γかγ／α二相共
存温度域での加工となり、焼き入性を著しく低減でき、
加速冷却による表面層の焼き入れ硬化を防止できる。
圧延の各工程により圧延造形されるが、本発明法の圧延
工程における特徴は、中間圧延機において、圧延パス間
で、鋼片の平均温度を７００℃以下に冷却し、鋼材表面
が復熱する過程で熱間圧延を行うことを少なくとも中間
圧延工程で１回以上行うことである。これは圧延パス間
の水冷により、鋼片の表層部から内部にかけ温度勾配を
付与し、低圧下条件においても内部への加工を浸透させ
るためと、低温圧延により生じるパス間待ち時間を短縮
し、効率的に行うためである。水冷と復熱圧延の繰り返
し数は被圧延材の厚みの大きさ、例えばＨ形鋼の場合で
はフランジの厚みに応じ、厚みが大きい場合には複数回
行う。ここで鋼片の平均温度を７００℃以下に限定し冷
却する理由は、圧延に引き続き加速冷却するため、通常
のγ温度域からの冷却では表層部に焼きが入り、硬化相
を生成し、加工性を損ねるためである。即ち７００℃以
下に冷却すれば、一旦γ／α変態温度を切り、次の圧延
するまでに表層部は復熱昇温し、低温γかγ／α二相共
存温度域での加工となり、焼き入性を著しく低減でき、
加速冷却による表面層の焼き入れ硬化を防止できる。
【００２２】また、圧延終了後に引続き、１〜３０℃／
Ｓの冷却速度で６５０〜４００℃まで冷却し終了すると
したのは、通常のスプレー水冷で制御可能な範囲は１〜
３０℃／Ｓの冷却速度の加速冷却であり、この冷却速度
範囲でフェライトの粒成長の抑制とパーライト及びベイ
ナイト組織比率を増加させ、低合金で目標の強度を得る
ためであり、６５０〜４００℃で加速冷却を停止するの
は、６５０℃超での加速冷却の停止では、Ａｒ1 点以上
となり、一部γ相が残存し、フェライトの粒成長の抑制
とパーライト及びベイナイト組織比率を増加させること
ができないため、６５０℃以下とした。また、４００℃
未満の冷却では、その後の放冷によりフェライト相に過
飽和に固溶しているＣ、Ｎを炭化物、窒化物として析出
させることができず、フェライト相の延性が低下するた
め、この温度範囲に限定した。
Ｓの冷却速度で６５０〜４００℃まで冷却し終了すると
したのは、通常のスプレー水冷で制御可能な範囲は１〜
３０℃／Ｓの冷却速度の加速冷却であり、この冷却速度
範囲でフェライトの粒成長の抑制とパーライト及びベイ
ナイト組織比率を増加させ、低合金で目標の強度を得る
ためであり、６５０〜４００℃で加速冷却を停止するの
は、６５０℃超での加速冷却の停止では、Ａｒ1 点以上
となり、一部γ相が残存し、フェライトの粒成長の抑制
とパーライト及びベイナイト組織比率を増加させること
ができないため、６５０℃以下とした。また、４００℃
未満の冷却では、その後の放冷によりフェライト相に過
飽和に固溶しているＣ、Ｎを炭化物、窒化物として析出
させることができず、フェライト相の延性が低下するた
め、この温度範囲に限定した。
【００２３】
【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Ｔｉ量を添加し連続鋳造により２５０〜３００mm
厚鋳片に鋳造した後、図１に示す、粗圧延とユニバーサ
ル圧延により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の前後面でのフランジ内外面のスプ
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圧延機の後面でフランジ、ウエブを
スプレー冷却した。
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Ｔｉ量を添加し連続鋳造により２５０〜３００mm
厚鋳片に鋳造した後、図１に示す、粗圧延とユニバーサ
ル圧延により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の前後面でのフランジ内外面のスプ
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圧延機の後面でフランジ、ウエブを
スプレー冷却した。
【００２４】機械特性は図２に示すフランジ２の板厚ｔ
2 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、ウエブ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部とウエブ１／２ｗ部はフランジ部とウエ
ブ部の各々の平均的な機械特性を示し、フランジ１／２
Ｆ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。
2 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、ウエブ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部とウエブ１／２ｗ部はフランジ部とウエ
ブ部の各々の平均的な機械特性を示し、フランジ１／２
Ｆ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。
【００２５】
【表１】
【００２６】
【表２】
【００２７】表１および表２は、試作鋼の化学成分値を
示し、表３および表４は圧延と加速冷却条件に対する機
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。
示し、表３および表４は圧延と加速冷却条件に対する機
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および表４に示すように、本発明によ
る鋼１〜６は、目標の６００℃における高温強度および
母材強度（前記ＪＩＳＧ３１０６）と−５℃でのシャル
ピー値４７（Ｊ）以上を十分に満たしている。一方、比
較鋼の鋼７、８、９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Ｔｉ脱酸による、微
細酸化物の分散がなされていないためと圧延中と圧延後
の加速冷却処理が施されていないため、母材の常温強度
と高温強度は規格を満たすものの、組織の細粒化と低合
金化ができないため、靱性が低下し、特にフランジの板
厚１／２で幅１／２部の靱性は目標値を満足しない。な
お、本発明は圧延後の加速冷却処理により、フランジ表
層部に焼きが入り、硬化し、加工性を損なう現象を圧延
パス間水冷によるγ細粒化により防止しており、フラン
ジ外側面の表面硬さが目標のビッカース硬さでＨｖ２４
０以下を達成している。
る鋼１〜６は、目標の６００℃における高温強度および
母材強度（前記ＪＩＳＧ３１０６）と−５℃でのシャル
ピー値４７（Ｊ）以上を十分に満たしている。一方、比
較鋼の鋼７、８、９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Ｔｉ脱酸による、微
細酸化物の分散がなされていないためと圧延中と圧延後
の加速冷却処理が施されていないため、母材の常温強度
と高温強度は規格を満たすものの、組織の細粒化と低合
金化ができないため、靱性が低下し、特にフランジの板
厚１／２で幅１／２部の靱性は目標値を満足しない。な
お、本発明は圧延後の加速冷却処理により、フランジ表
層部に焼きが入り、硬化し、加工性を損なう現象を圧延
パス間水冷によるγ細粒化により防止しており、フラン
ジ外側面の表面硬さが目標のビッカース硬さでＨｖ２４
０以下を達成している。
【００３１】即ち、本発明の要件が総て満たされた時
に、表３および表４に示される形鋼１〜６のように、圧
延形鋼の機械試験特性を最も満たしにくいフランジ板厚
１／２、幅１／２部においても常温と６００℃における
十分な強度を有する、耐火性と靱性の優れた材質特性を
持つ圧延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。
に、表３および表４に示される形鋼１〜６のように、圧
延形鋼の機械試験特性を最も満たしにくいフランジ板厚
１／２、幅１／２部においても常温と６００℃における
十分な強度を有する、耐火性と靱性の優れた材質特性を
持つ圧延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、靱性を有し、高温特性、耐火材の被
覆厚さが従来の２０〜５０％で耐火目的を達成できる、
優れた耐火性及び靱性を持つ制御冷却圧延形鋼の能率的
な製造がインラインで可能になり、施工コスト低減、工
期の短縮による大幅なコスト削減が図られ、大型建造物
の信頼性向上、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がある。
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、靱性を有し、高温特性、耐火材の被
覆厚さが従来の２０〜５０％で耐火目的を達成できる、
優れた耐火性及び靱性を持つ制御冷却圧延形鋼の能率的
な製造がインラインで可能になり、施工コスト低減、工
期の短縮による大幅なコスト削減が図られ、大型建造物
の信頼性向上、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がある。
【図１】本発明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
を示す図である。
を示す図である。
１…Ｈ形鋼 ２…フランジ ３…ウエブ 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.5 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/12
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ：０．０４〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、 Ｍｎ：０．４〜２．０％、 Ｍｏ：０．３〜０．７％、 Ｎ：０．００３〜０．０１５％、 Ａｌ＜０．００５％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０．００３〜０．０
１５％に調整後さらに、チタン脱酸し、該チタン含有量
が重量％で０．００５〜０．０２５％で、かつ溶鋼の溶
存酸素〔Ｏ％〕に対し−０．００６≦〔Ｔｉ％〕−２
〔Ｏ％〕≦０．００８の関係を満たす鋳片に鋳造し、該
鋳片を１１００〜１３００℃の温度域に再加熱後に圧延
を開始し、圧延工程で鋼片の平均温度を７００℃以下に
水冷し、パス間の復熱過程で圧延する工程を一回以上繰
り返し圧延し、圧延終了後に１〜３０℃／Ｓの冷却速度
で６５０〜４００℃まで冷却することを特徴とする耐火
性及び靱性の優れた制御圧延形鋼の製造方法。 - 【請求項２】 重量％で Ｃ：０．０４〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、 Ｍｎ：０．４〜２．０％、 Ｍｏ：０．３〜０．７％、 Ｎ：０．００３〜０．０１５％、 Ａｌ＜０．００５％を含み、 加えてＶ≦０．２０％、Ｃｒ≦０．７％、Ｎｂ≦０．０
５％、Ｎｉ≦１．０％、Ｃｕ≦１．０％、Ｃａ≦０．０
０３％、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、チタン脱酸し、該チタン
含有量が重量％で０．００５〜０．０２５％で、かつ溶
鋼の溶存酸素〔Ｏ％〕に対し−０．００６≦〔Ｔｉ％〕
−２〔Ｏ％〕≦０．００８の関係を満たす鋳片に鋳造
し、該鋳片を１１００〜１３００℃の温度域に再加熱後
に圧延を開始し、圧延工程で鋼片の平均温度を７００℃
以下に水冷し、パス間の復熱過程で圧延する工程を一回
以上繰り返し圧延し、圧延終了後に１〜３０℃／Ｓの冷
却速度で６５０〜４００℃まで冷却することを特徴とす
る耐火性及び靱性の優れた制御圧延形鋼の製造方法。
Priority Applications (8)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4254941A JP2760713B2 (ja) | 1992-09-24 | 1992-09-24 | 耐火性及び靱性の優れた制御圧延形鋼の製造方法 |
| US08/124,097 US5421920A (en) | 1992-09-24 | 1993-09-20 | Process for producing rolled shape steel material having high strength, high toughness, and excellent fire resistance |
| DE69330326T DE69330326T2 (de) | 1992-09-24 | 1993-09-21 | Formstahl hoher Festigkeit, Zähigkeit und Hitzebeständigkeit und Formstahlherstellungsverfahren durch Walzen |
| EP93115211A EP0589424B1 (en) | 1992-09-24 | 1993-09-21 | Shape steel material having high strength, high toughness and excellent fire resistance and process for producing rolled shape steel of said material |
| KR93019208A KR960009174B1 (en) | 1992-09-24 | 1993-09-21 | Process for porducing rolled shape steel material having high strength high toughness and excellent fire resistance |
| CA002106616A CA2106616C (en) | 1992-09-24 | 1993-09-21 | Shape steel material having high strength, high toughness and excellent fire resistance and process for producing rolled shape steel of said material |
| CN93119843A CN1035779C (zh) | 1992-09-24 | 1993-09-24 | 用作具有高强度高韧性和极好耐火性型钢材料的铸坯及生产该铸坯的轧制型钢的方法 |
| US08/721,774 US5985051A (en) | 1992-09-24 | 1996-09-25 | Shape steel material having high strength, high toughness and excellent fire resistance and process for producing rolled shape steel of said material |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4254941A JP2760713B2 (ja) | 1992-09-24 | 1992-09-24 | 耐火性及び靱性の優れた制御圧延形鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06100924A true JPH06100924A (ja) | 1994-04-12 |
| JP2760713B2 JP2760713B2 (ja) | 1998-06-04 |
Family
ID=17271988
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4254941A Expired - Lifetime JP2760713B2 (ja) | 1992-09-24 | 1992-09-24 | 耐火性及び靱性の優れた制御圧延形鋼の製造方法 |
Country Status (7)
| Country | Link |
|---|---|
| US (2) | US5421920A (ja) |
| EP (1) | EP0589424B1 (ja) |
| JP (1) | JP2760713B2 (ja) |
| KR (1) | KR960009174B1 (ja) |
| CN (1) | CN1035779C (ja) |
| CA (1) | CA2106616C (ja) |
| DE (1) | DE69330326T2 (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002212632A (ja) * | 2001-01-16 | 2002-07-31 | Nippon Steel Corp | 低降伏比高靭性耐火ｈ形鋼の製造方法 |
| JP2012180584A (ja) * | 2011-03-03 | 2012-09-20 | Jfe Steel Corp | 靭性に優れる圧延ｈ形鋼およびその製造方法 |
| JP2015093278A (ja) * | 2013-11-08 | 2015-05-18 | 新日鐵住金株式会社 | Ｔｉ脱酸鋼の連続鋳造方法 |
| WO2015093321A1 (ja) * | 2013-12-16 | 2015-06-25 | 新日鐵住金株式会社 | Ｈ形鋼及びその製造方法 |
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