JP2579841B2 - 圧延ままで耐火性及び靱性の優れた粒内フェライト系形鋼の製造方法 - Google Patents
圧延ままで耐火性及び靱性の優れた粒内フェライト系形鋼の製造方法Info
- Publication number
- JP2579841B2 JP2579841B2 JP3043855A JP4385591A JP2579841B2 JP 2579841 B2 JP2579841 B2 JP 2579841B2 JP 3043855 A JP3043855 A JP 3043855A JP 4385591 A JP4385591 A JP 4385591A JP 2579841 B2 JP2579841 B2 JP 2579841B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- toughness
- weight
- intragranular
- steel
- molten steel
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Lifetime
Links
Landscapes
- Continuous Casting (AREA)
- Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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、靱性の優れた圧延形鋼の製造方法
に関するものである。
て用いられる耐火性、靱性の優れた圧延形鋼の製造方法
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
制限は解除され、鋼材の高温強度と建築物の実荷重との
兼ね合いにより、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
制限は解除され、鋼材の高温強度と建築物の実荷重との
兼ね合いにより、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号公報で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号公報で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】
【発明が解決しようとする課題】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、圧延造形上の制約およびその固有の形状からウ
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。その結果、強度、
延性、靱性がバラツキ、例えば溶接構造用圧延鋼材（Ｊ
ＩＳ Ｇ３１０６）等の基準に満たない部位が生じる。
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、圧延造形上の制約およびその固有の形状からウ
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。その結果、強度、
延性、靱性がバラツキ、例えば溶接構造用圧延鋼材（Ｊ
ＩＳ Ｇ３１０６）等の基準に満たない部位が生じる。
【０００５】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、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、
基準に満たない部位が生じた。本発明は、上記の課題を
解決するために、製鋼工程において適正な予備脱酸処理
を行い、溶鋼の高清浄化、溶存酸素濃度の制御と凝固直
前に脱酸元素をモールド添加する方法により多数の微細
な酸化物を分散させ、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、ミクロ組織を細
粒化し、高温強度特性、材質特性に対し圧延仕上げ温
度、圧延圧下比、鋼板厚（冷却速度）依存性が少なく、
材質特性に優れた安価で経済的な耐火性、靱性に優れた
圧延形鋼を提供することを目的とするものである。
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、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、
基準に満たない部位が生じた。本発明は、上記の課題を
解決するために、製鋼工程において適正な予備脱酸処理
を行い、溶鋼の高清浄化、溶存酸素濃度の制御と凝固直
前に脱酸元素をモールド添加する方法により多数の微細
な酸化物を分散させ、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、ミクロ組織を細
粒化し、高温強度特性、材質特性に対し圧延仕上げ温
度、圧延圧下比、鋼板厚（冷却速度）依存性が少なく、
材質特性に優れた安価で経済的な耐火性、靱性に優れた
圧延形鋼を提供することを目的とするものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明は、前述の問題を
解決するためになされたものであり、その要旨とすると
ころは下記のとおりである。 （１）溶鉄に真空脱ガス処理に加え脱酸元素Ａｌ，Ｓ
ｉ，Ｃａ，Ｍｇの単独かそれらの合金併用添加による予
備脱酸処理を施し、溶存酸素を重量％で０．００３〜
０．０１５％に溶製後、合金添加により、重量％でＣ：
０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｎ：０．４〜２．０％、Ｍｏ：０．３〜０．７％、
Ｖ：０．０５〜０．２０％、Ｎ：０．００６〜０．０１
５％、Ａｌ≦０．００５％を含み、残部がＦｅ及び不可
避不純物からなる溶鋼に調整し、さらに連続鋳造モール
ド内で該溶鋼にＴｉ−Ｃｕ、Ｔｉ−Ｎｉ、Ｔｉ−Ｆｅ合
金のいずれかを連続添加して最終脱酸し、Ｔｉ含有量が
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％の
鋳片に鋳造し、その際該鋳片は粒内フェライト核となる
Ｔｉ系酸化物及びＳｉ・Ｍｎ系酸化物粒子を分散含有し
てなり、該鋳片を１１００〜１３００℃の温度域に再加
熱後、熱間圧延を行い７５０〜１０５０℃の温度範囲で
圧延を終了し、かくして前記圧延条件下において前記酸
化物粒子を核にしたＭｎＳ、ＴｉＮ、ＶＮの複合析出に
よるオーステナイト粒内からの粒内フェライトの生成に
よりミクロ組織の細粒化を行わせることを特徴とする圧
延ままで耐火性及び靱性の優れた粒内フェライト系形鋼
の製造方法。
解決するためになされたものであり、その要旨とすると
ころは下記のとおりである。 （１）溶鉄に真空脱ガス処理に加え脱酸元素Ａｌ，Ｓ
ｉ，Ｃａ，Ｍｇの単独かそれらの合金併用添加による予
備脱酸処理を施し、溶存酸素を重量％で０．００３〜
０．０１５％に溶製後、合金添加により、重量％でＣ：
０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｎ：０．４〜２．０％、Ｍｏ：０．３〜０．７％、
Ｖ：０．０５〜０．２０％、Ｎ：０．００６〜０．０１
５％、Ａｌ≦０．００５％を含み、残部がＦｅ及び不可
避不純物からなる溶鋼に調整し、さらに連続鋳造モール
ド内で該溶鋼にＴｉ−Ｃｕ、Ｔｉ−Ｎｉ、Ｔｉ−Ｆｅ合
金のいずれかを連続添加して最終脱酸し、Ｔｉ含有量が
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％の
鋳片に鋳造し、その際該鋳片は粒内フェライト核となる
Ｔｉ系酸化物及びＳｉ・Ｍｎ系酸化物粒子を分散含有し
てなり、該鋳片を１１００〜１３００℃の温度域に再加
熱後、熱間圧延を行い７５０〜１０５０℃の温度範囲で
圧延を終了し、かくして前記圧延条件下において前記酸
化物粒子を核にしたＭｎＳ、ＴｉＮ、ＶＮの複合析出に
よるオーステナイト粒内からの粒内フェライトの生成に
よりミクロ組織の細粒化を行わせることを特徴とする圧
延ままで耐火性及び靱性の優れた粒内フェライト系形鋼
の製造方法。
【０００７】（２）溶鉄に真空脱ガス処理に加え脱酸元
素Ａｌ，Ｓｉ，Ｃａ，Ｍｇの単独かそれらの合金併用添
加による予備脱酸処理を施し、溶存酸素を重量％で０．
００３〜０．０１５％に溶製後、合金添加により、重量
％でＣ：０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．
５０％、Ｍｎ：０．４〜２．０％、Ｍｏ：０．３〜０．
７％、Ｖ：０．０５〜０．２０％、Ｎ：０．００６〜
０．０１５％、Ａｌ≦０．００５％を含み、加えてＣｒ
≦０．７％、Ｎｉ≦１．０％、Ｎｂ≦０．０５％、Ｃｕ
≦１．０％の１種または２種以上を含み、残部がＦｅ及
び不可避不純物からなる溶鋼に調整し、さらに連続鋳造
モールド内で該溶鋼にＴｉ−Ｃｕ、Ｔｉ−Ｎｉ、Ｔｉ−
Ｆｅ合金のいずれかを連続添加して最終脱酸し、Ｔｉ含
有量が溶鋼の溶存酸素〔Ｏ％〕に対し−０．００６≦
〔Ｔｉ％〕−２〔Ｏ％〕≦０．００８の関係を満たす重
量％の鋳片に鋳造し、その際該鋳片は粒内フェライト核
となるＴｉ系酸化物及びＳｉ・Ｍｎ系酸化物粒子を分散
含有してなり、該鋳片を１１００〜１３００℃の温度域
に再加熱後、熱間圧延を行い７５０〜１０５０℃の温度
範囲で圧延を終了し、かくして前記圧延条件下において
前記酸化物粒子を核にしたＭｎＳ、ＴｉＮ、ＶＮの複合
析出によるオーステナイト粒内からの粒内フェライトの
生成によりミクロ組織の細粒化を行わせることを特徴と
する圧延ままで耐火性及び靱性の優れた粒内フェライト
系形鋼の製造方法。
素Ａｌ，Ｓｉ，Ｃａ，Ｍｇの単独かそれらの合金併用添
加による予備脱酸処理を施し、溶存酸素を重量％で０．
００３〜０．０１５％に溶製後、合金添加により、重量
％でＣ：０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．
５０％、Ｍｎ：０．４〜２．０％、Ｍｏ：０．３〜０．
７％、Ｖ：０．０５〜０．２０％、Ｎ：０．００６〜
０．０１５％、Ａｌ≦０．００５％を含み、加えてＣｒ
≦０．７％、Ｎｉ≦１．０％、Ｎｂ≦０．０５％、Ｃｕ
≦１．０％の１種または２種以上を含み、残部がＦｅ及
び不可避不純物からなる溶鋼に調整し、さらに連続鋳造
モールド内で該溶鋼にＴｉ−Ｃｕ、Ｔｉ−Ｎｉ、Ｔｉ−
Ｆｅ合金のいずれかを連続添加して最終脱酸し、Ｔｉ含
有量が溶鋼の溶存酸素〔Ｏ％〕に対し−０．００６≦
〔Ｔｉ％〕−２〔Ｏ％〕≦０．００８の関係を満たす重
量％の鋳片に鋳造し、その際該鋳片は粒内フェライト核
となるＴｉ系酸化物及びＳｉ・Ｍｎ系酸化物粒子を分散
含有してなり、該鋳片を１１００〜１３００℃の温度域
に再加熱後、熱間圧延を行い７５０〜１０５０℃の温度
範囲で圧延を終了し、かくして前記圧延条件下において
前記酸化物粒子を核にしたＭｎＳ、ＴｉＮ、ＶＮの複合
析出によるオーステナイト粒内からの粒内フェライトの
生成によりミクロ組織の細粒化を行わせることを特徴と
する圧延ままで耐火性及び靱性の優れた粒内フェライト
系形鋼の製造方法。
【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。
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。
【０００９】一般に高温強度の上昇はＭｏ、Ｃｒ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、Ｃ
ｒの添加は著しく焼入れ性を上げ、母材のフェライト＋
パーライト組織をベーナイト組織化し易くする。ベーナ
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ェブ、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、各部位によりベー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、基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。
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、Ｃ
ｒの添加は著しく焼入れ性を上げ、母材のフェライト＋
パーライト組織をベーナイト組織化し易くする。ベーナ
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ェブ、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、各部位によりベー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、基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。
【００１０】本発明の特徴は、溶鋼の溶存酸素量の制御
と、脱酸元素の添加手順の選択により、鋼中に分散させ
たＴｉ系酸化物、Ｓｉ・Ｍｎ系酸化物などの酸化物粒子
を核にしたＭｎＳ、ＴｉＮとＶＮの複合析出によるオー
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
活用し、形鋼の各部位のベーナイトとフェライトの組織
割合の変化を少なくし、母材の機械特性の均一化を達成
したことと、高温強度をＶ炭窒化物による析出強化によ
り向上させたところにある。
と、脱酸元素の添加手順の選択により、鋼中に分散させ
たＴｉ系酸化物、Ｓｉ・Ｍｎ系酸化物などの酸化物粒子
を核にしたＭｎＳ、ＴｉＮとＶＮの複合析出によるオー
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
活用し、形鋼の各部位のベーナイトとフェライトの組織
割合の変化を少なくし、母材の機械特性の均一化を達成
したことと、高温強度をＶ炭窒化物による析出強化によ
り向上させたところにある。
【００１１】溶接熱影響部（以下ＨＡＺと称す）は鉄の
融点直下の高温に加熱され、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Ｔｉ
酸化物、Ｓｉ・Ｍｎ酸化物などの酸化物粒子は針状の粒
内フェライト生成機能に優れ、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。
融点直下の高温に加熱され、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Ｔｉ
酸化物、Ｓｉ・Ｍｎ酸化物などの酸化物粒子は針状の粒
内フェライト生成機能に優れ、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。
【００１２】次に本発明の対象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、耐溶接割れ性、Ｈ
ＡＺ靱性などを著しく低下させるので上限を０．２０％
とした。
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、耐溶接割れ性、Ｈ
ＡＺ靱性などを著しく低下させるので上限を０．２０％
とした。
【００１３】次に、Ｓｉは母材の強度確保、Ｓｉ系酸化
物の生成などに必要であるが、０．５０％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０．０５〜０．５０％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、耐割れ性などの許容できる範囲で上
限を２．０％とした。
物の生成などに必要であるが、０．５０％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０．０５〜０．５０％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、耐割れ性などの許容できる範囲で上
限を２．０％とした。
【００１４】Ａｌは強力な脱酸元素であり、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Ｔ
ｉ系酸化物、Ｓｉ・Ｍｎ系酸化物などが形成されず、靱
性の低下がもたらされることと、過剰の固溶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
の析出量を低減させるため０．００５％以下に限定し
た。
％を超えて含有すると粒内フェライト変態を促進するＴ
ｉ系酸化物、Ｓｉ・Ｍｎ系酸化物などが形成されず、靱
性の低下がもたらされることと、過剰の固溶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
の析出量を低減させるため０．００５％以下に限定し
た。
【００１５】ＮはＶＮの析出には極めて重要な元素であ
り、０．００６％未満ではＶＮの析出量が不足し、粒内
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０．００６％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、連続鋳造時に鋼片に表面割れを生じさせるため
０．０１５％以下に限定した。
り、０．００６％未満ではＶＮの析出量が不足し、粒内
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０．００６％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、連続鋳造時に鋼片に表面割れを生じさせるため
０．０１５％以下に限定した。
【００１６】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％超では焼入れ性が上昇しすぎて母材靱性、ＨＡＺ靱
性が劣化するため、０．３〜０．７％に限定した。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極めて重要であり、０．０５％未
満ではＶＮの析出量が不十分であり、０．２０％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、０．０５〜０．２０％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％超では焼入れ性が上昇しすぎて母材靱性、ＨＡＺ靱
性が劣化するため、０．３〜０．７％に限定した。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極めて重要であり、０．０５％未
満ではＶＮの析出量が不十分であり、０．２０％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、０．０５〜０．２０％に限定した。
【００１７】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。以上が本発明の対象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、Ｃｒ、Ｎｉ、
Ｎｂ、Ｃｕ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。以上が本発明の対象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、Ｃｒ、Ｎｉ、
Ｎｂ、Ｃｕの１種または２種以上を含有することができ
る。
【００１８】まず、Ｎｉは母材の強靱性を高める極めて
有効な元素であるが、１．０％を超える添加は合金コス
トを増加させて経済的でないので、上限を１．０％とし
た。Ｃｒは焼き入れ性の向上と析出硬化により、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。
有効な元素であるが、１．０％を超える添加は合金コス
トを増加させて経済的でないので、上限を１．０％とし
た。Ｃｒは焼き入れ性の向上と析出硬化により、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。
【００１９】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。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、耐溶接割れ性、熱間加工割れなどを考慮し
て、上限を１．０％とした。溶鉄の真空脱ガス処理およ
びＡｌ、Ｓｉ、Ｃａ、Ｍｇの金属かそれらの合金併用添
加による予備脱酸処理は、溶鉄を高清浄化すると同時
に、溶存酸素を重量％で０．００３〜０．０１５％に制
御するために極めて重要な処理である。
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。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、耐溶接割れ性、熱間加工割れなどを考慮し
て、上限を１．０％とした。溶鉄の真空脱ガス処理およ
びＡｌ、Ｓｉ、Ｃａ、Ｍｇの金属かそれらの合金併用添
加による予備脱酸処理は、溶鉄を高清浄化すると同時
に、溶存酸素を重量％で０．００３〜０．０１５％に制
御するために極めて重要な処理である。
【００２０】溶鉄の高清浄化が不十分で溶鋼中に粗大な
酸化物が残存すると、それを核生成サイトとして、Ｔｉ
合金のモールド添加により生成する粒内フェライト生成
に効果を持つ微細な二次脱酸酸化物が付着、凝集して粗
大酸化物を生成し、その個数の減少と粗大酸化物により
靱性低下をもたらす。さらに予備脱酸後の〔Ｏ〕濃度が
０．００３％未満では粒内フェライト変態を促進するＴ
ｉ系酸化物などの粒内フェライト生成核が減少し、細粒
化ができず、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、溶鋼中及
び凝固時に酸化物が粗粒化して脆性破壊の起点となり、
靱性を低下させる。そのため、予備脱酸後の〔Ｏ〕濃度
を重量％で０．００３〜０．０１５％に限定した。
酸化物が残存すると、それを核生成サイトとして、Ｔｉ
合金のモールド添加により生成する粒内フェライト生成
に効果を持つ微細な二次脱酸酸化物が付着、凝集して粗
大酸化物を生成し、その個数の減少と粗大酸化物により
靱性低下をもたらす。さらに予備脱酸後の〔Ｏ〕濃度が
０．００３％未満では粒内フェライト変態を促進するＴ
ｉ系酸化物などの粒内フェライト生成核が減少し、細粒
化ができず、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、溶鋼中及
び凝固時に酸化物が粗粒化して脆性破壊の起点となり、
靱性を低下させる。そのため、予備脱酸後の〔Ｏ〕濃度
を重量％で０．００３〜０．０１５％に限定した。
【００２１】なお、予備脱酸処理に真空脱ガスおよびＡ
ｌ、Ｓｉ、Ｃａ、Ｍｇ等による脱酸を選択したのは、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、また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、除去し易いた
め、溶鋼の清浄化に極めて効果的であることから採用し
た。
ｌ、Ｓｉ、Ｃａ、Ｍｇ等による脱酸を選択したのは、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、また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、除去し易いた
め、溶鋼の清浄化に極めて効果的であることから採用し
た。
【００２２】Ｔｉを最終脱酸としてモールド添加するの
は、鋳片内に微細なＴｉ系酸化物を均一分散析出させる
ための処理である。なぜならば、溶鋼段階で析出する一
次脱酸酸化物は凝集粗大化し易いため、Ｔｉ添加後、で
きる限り短時間に出鋼、凝固させる必要がある。それに
は連続鋳造においてＴｉをモールド添加する方法が最も
有効なためである。
は、鋳片内に微細なＴｉ系酸化物を均一分散析出させる
ための処理である。なぜならば、溶鋼段階で析出する一
次脱酸酸化物は凝集粗大化し易いため、Ｔｉ添加後、で
きる限り短時間に出鋼、凝固させる必要がある。それに
は連続鋳造においてＴｉをモールド添加する方法が最も
有効なためである。
【００２３】この処理の添加剤にＴｉ−Ｃｕ、Ｔｉ−Ｎ
ｉ、Ｔｉ−Ｆｅ合金を選択したのは、連続鋳造のモール
ドで溶鋼中に、できる限り短時間に添加したＴｉを均一
拡散させる必要があり、それには融点の低いＴｉ合金が
有効なことと、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｆｅは材質特性にほとんど
影響を及ぼさない金属のためである。その各々の合金の
主組成は重量％でＴｉ：３０〜６０％、残部はＣｕ、Ｔ
ｉ：３０〜８０％、残部はＮｉ、Ｔｉ：４０〜７５％、
残部はＦｅからなるもので、何れも純Ｔｉに比べ低融点
の合金である。添加はこれらの合金をワイヤーもしくは
粒状に加工し、連続してモールド添加すればよい。
ｉ、Ｔｉ−Ｆｅ合金を選択したのは、連続鋳造のモール
ドで溶鋼中に、できる限り短時間に添加したＴｉを均一
拡散させる必要があり、それには融点の低いＴｉ合金が
有効なことと、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｆｅは材質特性にほとんど
影響を及ぼさない金属のためである。その各々の合金の
主組成は重量％でＴｉ：３０〜６０％、残部はＣｕ、Ｔ
ｉ：３０〜８０％、残部はＮｉ、Ｔｉ：４０〜７５％、
残部はＦｅからなるもので、何れも純Ｔｉに比べ低融点
の合金である。添加はこれらの合金をワイヤーもしくは
粒状に加工し、連続してモールド添加すればよい。
【００２４】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、本発明の特徴であるＶＮの析出量を低減さ
せ、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系酸化物及びＳｉ・Ｍｎ系
酸化物個数の総計が必要数の４０個／mm2 を超えなくな
るため限定したものである。
％〕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、本発明の特徴であるＶＮの析出量を低減さ
せ、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系酸化物及びＳｉ・Ｍｎ系
酸化物個数の総計が必要数の４０個／mm2 を超えなくな
るため限定したものである。
【００２５】再加熱温度を１１００〜１３００℃の温度
域に規制したのは、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，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１３００℃とした。
域に規制したのは、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，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１３００℃とした。
【００２６】熱間加工終了温度を７５０〜１０５０℃と
したのは、低温圧延ほど靱性は向上するが、形鋼の造形
上７５０℃未満での加工は困難であり、また１０５０℃
超での加工は粗粒組織を生成し、靱性が低下するためで
ある。以下に実施例によりさらに本発明の効果を示す。
したのは、低温圧延ほど靱性は向上するが、形鋼の造形
上７５０℃未満での加工は困難であり、また１０５０℃
超での加工は粗粒組織を生成し、靱性が低下するためで
ある。以下に実施例によりさらに本発明の効果を示す。
【００２７】
【実施例】試作形鋼は転炉溶製し、真空脱ガス処理後、
Ａｌ，Ｓｉ，Ｃａ，Ｍｇの合金を添加して予備脱酸処理
を行い、さらに連続鋳造のモールドでＴｉ合金を連続的
に添加し、２５０〜３００mm厚鋳片に鋳造した後、圧延
造形によりフランジ厚み毎に表１に示す種々の寸法のＨ
形鋼を製造した。
Ａｌ，Ｓｉ，Ｃａ，Ｍｇの合金を添加して予備脱酸処理
を行い、さらに連続鋳造のモールドでＴｉ合金を連続的
に添加し、２５０〜３００mm厚鋳片に鋳造した後、圧延
造形によりフランジ厚み毎に表１に示す種々の寸法のＨ
形鋼を製造した。
【００２８】機械特性は図１に示すフランジ２の板厚ｔ
2 の中心部（１／２・ｔ2 ）でフランジ幅全長Ｂの１／
４、１／２幅（１／４Ｂ，１／２Ｂ）から試験片を採取
して求めた。溶接継手シャルピー試験片は図２、図３に
示すフランジの板厚中心部（１／２・ｔ2 ）で幅全長の
１／４幅（１／４Ｂ）から採取した。なお、これらの箇
所の特性を求めたのはフランジ１／４Ｆ部はＨ形鋼のほ
ぼ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ため、この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。
2 の中心部（１／２・ｔ2 ）でフランジ幅全長Ｂの１／
４、１／２幅（１／４Ｂ，１／２Ｂ）から試験片を採取
して求めた。溶接継手シャルピー試験片は図２、図３に
示すフランジの板厚中心部（１／２・ｔ2 ）で幅全長の
１／４幅（１／４Ｂ）から採取した。なお、これらの箇
所の特性を求めたのはフランジ１／４Ｆ部はＨ形鋼のほ
ぼ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ため、この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。
【００２９】溶接部の靱性はレ型開先（図２）およびＫ
型開先（図３）による多層潜孤溶接を行い、２mmＶノッ
チシャルピー試験により評価した。溶接は電流７００
Ａ，電圧３２Ｖ，溶接速度３０cm／min ，入熱量４５kJ
／cmの１電極潜孤溶接である。表２、表３（表２つづ
き）は試作鋼の化学成分、表４、表５（表４のつづき）
は圧延条件および機械試験特性を示す。なお、圧延加熱
温度は１２８０℃に揃えた。その理由は、一般的に加熱
温度の低下により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。
型開先（図３）による多層潜孤溶接を行い、２mmＶノッ
チシャルピー試験により評価した。溶接は電流７００
Ａ，電圧３２Ｖ，溶接速度３０cm／min ，入熱量４５kJ
／cmの１電極潜孤溶接である。表２、表３（表２つづ
き）は試作鋼の化学成分、表４、表５（表４のつづき）
は圧延条件および機械試験特性を示す。なお、圧延加熱
温度は１２８０℃に揃えた。その理由は、一般的に加熱
温度の低下により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。
【００３０】表４、表５に示すように、本発明による鋼
１〜８は圧延仕上げ温度、フランジ板厚（冷却速度）の
変化に対して、目標の母材機械特性の常温強度である６
００℃での高温強度と、０℃でのシャルピー値３．５kg
f-m 以上を十分に満たしている。さらに、溶接継手・Ｈ
ＡＺ部の０℃でのシャルピー値も３．５kgf-m 以上を十
分に満たしている。一方、比較鋼の鋼９〜１２は常温強
度、高温強度は満たすものの、フランジの板厚１／２部
で幅１／２部の靱性は何れも目標の値を満足しない。そ
の原因は鋼９、１１、１２はＡｌ脱酸処理によりＴｉ添
加前の溶鋼の酸素濃度がその制限範囲の下限値を外れ、
また鋼１０はＣａ−Ｓｉ合金予備脱酸により酸素濃度は
制限範囲内にあるものの、鋼９、１１、１２と同様、Ｔ
ｉ合金のモールド添加処理を加えていないため、ＩＧＦ
核生成サイトとして働く微細酸化物＋ＭｎＳ＋ＴｉＮの
個数が不足し、ＩＧＦが生成せず、細粒化による靱性改
善ができなかったためである。
１〜８は圧延仕上げ温度、フランジ板厚（冷却速度）の
変化に対して、目標の母材機械特性の常温強度である６
００℃での高温強度と、０℃でのシャルピー値３．５kg
f-m 以上を十分に満たしている。さらに、溶接継手・Ｈ
ＡＺ部の０℃でのシャルピー値も３．５kgf-m 以上を十
分に満たしている。一方、比較鋼の鋼９〜１２は常温強
度、高温強度は満たすものの、フランジの板厚１／２部
で幅１／２部の靱性は何れも目標の値を満足しない。そ
の原因は鋼９、１１、１２はＡｌ脱酸処理によりＴｉ添
加前の溶鋼の酸素濃度がその制限範囲の下限値を外れ、
また鋼１０はＣａ−Ｓｉ合金予備脱酸により酸素濃度は
制限範囲内にあるものの、鋼９、１１、１２と同様、Ｔ
ｉ合金のモールド添加処理を加えていないため、ＩＧＦ
核生成サイトとして働く微細酸化物＋ＭｎＳ＋ＴｉＮの
個数が不足し、ＩＧＦが生成せず、細粒化による靱性改
善ができなかったためである。
【００３１】即ち、本発明の製造法の要件が総て満たさ
れた時に、表４、表５に示される形鋼１〜８のように、
圧延形鋼の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、フランジ板厚１／２、幅１／４部においても十分な
常温、高温強度と溶接ＨＡＺ靱性を持つ、耐火性および
靱性の優れた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。
れた時に、表４、表５に示される形鋼１〜８のように、
圧延形鋼の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、フランジ板厚１／２、幅１／４部においても十分な
常温、高温強度と溶接ＨＡＺ靱性を持つ、耐火性および
靱性の優れた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】
【表１】
【００３３】
【表２】
【００３４】
【表３】
【００３５】
【表４】
【００３６】
【表５】
【００３７】
【発明の効果】本発明により、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、溶接性に
優れ、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圧延形鋼の
製造が圧延ままで可能になり、施工コスト低減、工期の
短縮による大幅なコスト削減が可能になり、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。
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、溶接性に
優れ、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圧延形鋼の
製造が圧延ままで可能になり、施工コスト低減、工期の
短縮による大幅なコスト削減が可能になり、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。
【図面の簡単な説明】
【図１】図１はＨ形鋼の断面形状及び機械試験片の採取
位置を示す図である。
位置を示す図である。
【図２】図２は溶接継手部のレ型開先形状及び溶接形状
の概略図である。
の概略図である。
【図３】図３は溶接継手部のＫ型開先形状及び溶接形状
の概略図である。
の概略図である。
１ Ｈ形鋼 ２ フランジ ３ ウェブ
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１ Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１Ａ 38/14 38/14
Claims (2)
- 【請求項１】 溶鉄に真空脱ガス処理に加え脱酸元素Ａ
ｌ，Ｓｉ，Ｃａ，Ｍｇの単独かそれらの合金併用添加に
よる予備脱酸処理を施し、溶存酸素を重量％で０．００
３〜０．０１５％に溶製後、合金添加により、重量％で
Ｃ：０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０
％、Ｍｎ：０．４〜２．０％、Ｍｏ：０．３〜０．７
％、Ｖ：０．０５〜０．２０％、Ｎ：０．００６〜０．
０１５％、Ａｌ≦０．００５％を含み、残部がＦｅ及び
不可避不純物からなる溶鋼に調整し、さらに連続鋳造モ
ールド内で該溶鋼にＴｉ−Ｃｕ、Ｔｉ−Ｎｉ、Ｔｉ−Ｆ
ｅ合金のいずれかを連続添加して最終脱酸し、Ｔｉ含有
量が溶鋼の溶存酸素〔Ｏ％〕に対し−０．００６≦〔Ｔ
ｉ％〕−２〔Ｏ％〕≦０．００８の関係を満たす重量％
の鋳片に鋳造し、その際該鋳片は粒内フェライト核とな
るＴｉ系酸化物及びＳｉ・Ｍｎ系酸化物粒子を分散含有
してなり、該鋳片を１１００〜１３００℃の温度域に再
加熱後、熱間圧延を行い７５０〜１０５０℃の温度範囲
で圧延を終了し、かくして前記圧延条件下において前記
酸化物粒子を核にしたＭｎＳ、ＴｉＮ、ＶＮの複合析出
によるオーステナイト粒内からの粒内フェライトの生成
によりミクロ組織の細粒化を行わせることを特徴とする
圧延ままで耐火性及び靱性の優れた粒内フェライト系形
鋼の製造方法。 - 【請求項２】 溶鉄に真空脱ガス処理に加え脱酸元素Ａ
ｌ，Ｓｉ，Ｃａ，Ｍｇの単独かそれらの合金併用添加に
よる予備脱酸処理を施し、溶存酸素を重量％で０．００
３〜０．０１５％に溶製後、合金添加により、重量％で
Ｃ：０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０
％、Ｍｎ：０．４〜２．０％、Ｍｏ：０．３〜０．７
％、Ｖ：０．０５〜０．２０％、Ｎ：０．００６〜０．
０１５％、Ａｌ≦０．００５％を含み、加えてＣｒ≦
０．７％、Ｎｉ≦１．０％、Ｎｂ≦０．０５％、Ｃｕ≦
１．０％の１種または２種以上を含み、残部がＦｅ及び
不可避不純物からなる溶鋼に調整し、さらに連続鋳造モ
ールド内で該溶鋼にＴｉ−Ｃｕ、Ｔｉ−Ｎｉ、Ｔｉ−Ｆ
ｅ合金のいずれかを連続添加して最終脱酸し、Ｔｉ含有
量が溶鋼の溶存酸素〔Ｏ％〕に対し−０．００６≦〔Ｔ
ｉ％〕−２〔Ｏ％〕≦０．００８の関係を満たす重量％
の鋳片に鋳造し、その際該鋳片は粒内フェライト核とな
るＴｉ系酸化物及びＳｉ・Ｍｎ系酸化物粒子を分散含有
してなり、該鋳片を１１００〜１３００℃の温度域に再
加熱後、熱間圧延を行い７５０〜１０５０℃の温度範囲
で圧延を終了し、かくして前記圧延条件下において前記
酸化物粒子を核にしたＭｎＳ、ＴｉＮ、ＶＮの複合析出
によるオーステナイト粒内からの粒内フェライトの生成
によりミクロ組織の細粒化を行わせることを特徴とする
圧延ままで耐火性及び靱性の優れた粒内フェライト系形
鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3043855A JP2579841B2 (ja) | 1991-03-08 | 1991-03-08 | 圧延ままで耐火性及び靱性の優れた粒内フェライト系形鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3043855A JP2579841B2 (ja) | 1991-03-08 | 1991-03-08 | 圧延ままで耐火性及び靱性の優れた粒内フェライト系形鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04279247A JPH04279247A (ja) | 1992-10-05 |
| JP2579841B2 true JP2579841B2 (ja) | 1997-02-12 |
Family
ID=12675324
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3043855A Expired - Lifetime JP2579841B2 (ja) | 1991-03-08 | 1991-03-08 | 圧延ままで耐火性及び靱性の優れた粒内フェライト系形鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2579841B2 (ja) |
Families Citing this family (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5798004A (en) * | 1995-01-26 | 1998-08-25 | Nippon Steel Corporation | Weldable high strength steel having excellent low temperature toughness |
| JP3718348B2 (ja) | 1998-07-31 | 2005-11-24 | 新日本製鐵株式会社 | 高強度高靱性圧延形鋼とその製造方法 |
| US9863022B2 (en) | 2011-12-15 | 2018-01-09 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High-strength ultra-thick H-beam steel |
| CN104487604B (zh) | 2012-11-26 | 2016-11-02 | 新日铁住金株式会社 | H 型钢及其制造方法 |
| EP2975149B1 (en) | 2013-03-14 | 2019-05-01 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | H-shaped steel and process for manufacturing same |
| US10060002B2 (en) | 2013-12-16 | 2018-08-28 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | H-section steel and method of producing the same |
| CN104399945A (zh) * | 2014-11-14 | 2015-03-11 | 柳州市中配橡塑配件制造有限公司 | 辊形结构件的制造工艺 |
| CN106834906B (zh) * | 2017-01-10 | 2019-04-12 | 首钢京唐钢铁联合有限责任公司 | 超低碳钢的生产方法 |
| CN108893675B (zh) * | 2018-06-19 | 2020-02-18 | 山东钢铁股份有限公司 | 一种屈服强度500MPa级厚规格热轧H型钢及其制备方法 |
Family Cites Families (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6179745A (ja) * | 1984-09-28 | 1986-04-23 | Nippon Steel Corp | 溶接継手熱影響部靭性のすぐれた鋼材の製造法 |
| JPH01191765A (ja) * | 1988-01-26 | 1989-08-01 | Nippon Steel Corp | 微細粒チタン酸化物、硫化物を分散した溶接部靭性の優れた低温用高張力鋼 |
| JPH0277523A (ja) * | 1988-06-13 | 1990-03-16 | Nippon Steel Corp | 耐火性の優れた建築用低降伏比鋼材の製造方法およびその鋼材を用いた建築用鋼材料 |
| JPH0642979B2 (ja) * | 1989-02-20 | 1994-06-08 | 新日本製鐵株式会社 | チタン酸化物を含有する溶接・低温用高張力鋼の製造法 |
-
1991
- 1991-03-08 JP JP3043855A patent/JP2579841B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH04279247A (ja) | 1992-10-05 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP2760713B2 (ja) | 耐火性及び靱性の優れた制御圧延形鋼の製造方法 | |
| JP2661845B2 (ja) | 含オキサイド系耐火用形鋼の制御圧延による製造方法 | |
| JP2579841B2 (ja) | 圧延ままで耐火性及び靱性の優れた粒内フェライト系形鋼の製造方法 | |
| JPH0765097B2 (ja) | 耐火性及び溶接部靭性の優れたｈ形鋼の製造方法 | |
| JP2607796B2 (ja) | 靭性の優れた低合金圧延形鋼の製造方法 | |
| JP2579842B2 (ja) | 圧延ままで靱性に優れ、かつ溶接部靱性に優れた粒内フェライト系形鋼の製造方法 | |
| JP2596853B2 (ja) | 圧延ままで母材靱性に優れると共に、溶接部靱性に優れた粒内フエライト系形鋼の製造方法 | |
| JP2601961B2 (ja) | 靭性の優れた圧延形鋼の製造方法 | |
| JP3397271B2 (ja) | 耐火用圧延形鋼およびその製造方法 | |
| JP3241199B2 (ja) | 酸化物粒子分散鋳片及びその鋳片を素材とする靭性の優れた圧延形鋼の製造方法 | |
| JP3181448B2 (ja) | 含酸化物分散鋳片及びその鋳片による靱性の優れた圧延形鋼の製造方法 | |
| JP3107698B2 (ja) | 強度・靱性および耐火性の優れたフランジを有する形鋼の製造方法 | |
| JP3472017B2 (ja) | 耐火圧延形鋼およびその製造方法 | |
| JP3285732B2 (ja) | 耐火用圧延形鋼およびその製造方法 | |
| JP3426425B2 (ja) | 耐火圧延形鋼用鋳片およびそれを素材とする耐火用圧延形鋼の製造方法 | |
| JPH03249149A (ja) | 耐火性及び靭性の優れたｈ形鋼並びにその製造方法 | |
| JP3107695B2 (ja) | 強度・靱性および溶接性の優れたフランジを有する形鋼の製造方法 | |
| JPH0790473A (ja) | 耐火用含酸化物鋳片及びその鋳片による耐火用圧延形鋼の製造方法 | |
| JP3241198B2 (ja) | 耐火用酸化物粒子分散鋳片及びこの鋳片を素材とした耐火用圧延形鋼の製造方法 | |
| JP2936235B2 (ja) | 靭性の優れた圧延形鋼およびその製造方法 | |
| JP2834500B2 (ja) | 抵温靭性の優れた高張力鋼板の製造法 | |
| JP3107696B2 (ja) | 強度・靱性および耐火性の優れたフランジを有する形鋼の製造方法 | |
| JP3285731B2 (ja) | 耐火用圧延形鋼およびその製造方法 | |
| JPH05105947A (ja) | 耐火性及び靱性の優れた圧延形鋼の製造方法 | |
| JPH0776724A (ja) | 靭性の優れた形鋼の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 19960730 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20071107 Year of fee payment: 11 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20081107 Year of fee payment: 12 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20081107 Year of fee payment: 12 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20091107 Year of fee payment: 13 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20101107 Year of fee payment: 14 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20101107 Year of fee payment: 14 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20111107 Year of fee payment: 15 |
|
| EXPY | Cancellation because of completion of term | ||
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20111107 Year of fee payment: 15 |