CN103987866A - 高强度极厚h型钢 - Google Patents

高强度极厚h型钢 Download PDF

Info

Publication number
CN103987866A
CN103987866A CN201280056107.7A CN201280056107A CN103987866A CN 103987866 A CN103987866 A CN 103987866A CN 201280056107 A CN201280056107 A CN 201280056107A CN 103987866 A CN103987866 A CN 103987866A
Authority
CN
China
Prior art keywords
content
toughness
wing
steel
rolling
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.)
Granted
Application number
CN201280056107.7A
Other languages
English (en)
Other versions
CN103987866B (zh
Inventor
市川和利
沟口昌毅
光安和章
杉山博一
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Family has litigation
First worldwide family litigation filed litigation Critical https://patents.darts-ip.com/?family=48612536&utm_source=google_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=CN103987866(A) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Application filed by Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Publication of CN103987866A publication Critical patent/CN103987866A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN103987866B publication Critical patent/CN103987866B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Abstract

本发明的H型钢具有下述的成分组成：含有C、Si、Mn、Cu、Ni、V、Al、Ti、B、N、O，进而含有Mo和Nb中的至少之一，由下述式(1)求出的Ceq为0.37～0.50，翼缘的板厚为100～150mm，在距离所述翼缘的外侧表面为所述翼缘的板厚的1/4的深度位置处的贝氏体的面积率为60％以上，式(1)中，C、Mn、Mo、V、Ni、Cu是各元素的含量。Ceq＝C+Mn/6+(Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15 式(1)

Description

高强度极厚H型钢
技术领域
本发明涉及一种用于建筑建造物的结构部件等的韧性优良的高强度极厚H型钢。本申请以2011年12月15日在日本申请的特愿2011-274279号为基础主张优先权，并将其内容援用于此。
背景技术
建筑结构物、特别是超高层化的建筑物需要使用壁厚为100mm以上的H型钢(以下称作极厚H型钢)。就这种极厚H型钢而言，由于安全基准的严格化等，除了要求高强度化之外还要求韧性提高等高性能化。迄今为止提出了添加了大量的Cu、Nb、V和Mo且抑制了岛状马氏体生成的轧制型钢(例如参照专利文献1)。
另外，H型钢的形状是特异的，因而在万能轧制中轧制条件(温度、压下率)受到限制。因此，特别是在极厚H型钢的腹板(web)、翼缘(flange)、圆角(fillet)的各部位，终轧温度、压下率、冷却速度容易产生差异。其结果是，极厚H型钢会发生强度、延展性、韧性的偏差，根据部位的不同，有可能不满足焊接结构用轧制钢材(JIS G3106)等的标准。
特别是在将通过连续铸造得到的铸坯进行热轧来制造极厚H型钢时，难以通过晶粒的微细化来确保韧性。这是因为连续铸造设备能够制造的铸坯的最大厚度有限制，轧制的压下比不足。进而，如果为了通过轧制来提高制品的尺寸精度而在高温下实施轧制，则板厚较厚的翼缘部的轧制温度变高，冷却速度变慢。其结果是，在翼缘部，晶粒粗大化，特别是韧性容易下降。
针对上述问题，提出了通过使Ti系氧化物分散于钢中而生成晶粒内铁素体来使晶粒微细化的方法(例如参照专利文献2)。另外，还提出了除了通过Ti氧化物和TiN的微细分散以外还通过温度控制轧制和加速冷却来制造高强度并且韧性优良的轧制型钢的方法(例如参照专利文献3～5)。另外，还提出了通过将碳的含量抑制得较低来改善韧性的制造方法(例如专利文献6)。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平9-194985号公报
专利文献2：日本特开平5-263182号公报
专利文献3：日本特开平10-147835号公报
专利文献4：日本特开2000-54060号公报
专利文献5：日本特开2001-3136号公报
专利文献6：国际公开2011-065479
发明内容
发明要解决的问题
可是，在制造翼缘厚为100mm以上的极厚H型钢时，热轧后，即使进行加速冷却也难以提高冷却速度，强度和韧性的确保变难。另外，H型钢由于形状是特异的，所以与钢板相比，需要在高温下进行热轧，组织的微细化是困难的。本发明是鉴于上述实际情况而完成的，提供一种强度和韧性优良的高强度极厚H型钢。
解决问题的手段
本发明的要旨如下所述。
(1)本发明的一个方案是一种H型钢，其具有下述的成分组成：以质量％计含有：C：0.09～0.15％、Si：0.07～0.50％、Mn：0.80～2.00％、Cu：0.04～0.40％、Ni：0.04～0.40％、V：0.01～0.10％、Al：0.005～0.040％、Ti：0.001～0.025％、B：0.0003～0.0012％、N：0.001～0.0090％、O：0.0005～0.0035％，进而含有Mo：0.02～0.35％和Nb：0.01～0.08％中的至少之一，P被限制为0.03％以下，S被限制为0.02％以下，剩余部分包含F和不可避免的杂质，由下述式(A)求出的Ceq为0.37～0.50，翼缘的板厚为100～150mm，在距离所述翼缘的外侧表面为所述翼缘的板厚的1/4的深度位置处的贝氏体的面积率为60％以上。
Ceq＝C+Mn/6+(Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15    式(A)
(2)根据上述(1)所述的H型钢，还可以是，所述成分组成以质量％计进一步含有Cr：0.20％以下，由下述式(B)求出的Ceq为0.37～0.50。
Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15    式(B)
(3)根据上述(1)或(2)所述的H型钢，还可以是，屈服强度或0.2％条件屈服强度(产生0.2％残余变形的应力值)为450MPa以上，拉伸强度为550MPa以上。
发明效果
根据本发明，可以获得翼缘厚为100～150mm、屈服强度或0.2％条件屈服强度为450MPa以上、拉伸强度为550MPa以上的高强度极厚H型钢。本发明的高强度极厚H型钢由于能够在不添加大量的合金和进行制钢负荷较大的极低碳化的情况下来制造，因此可以降低制造成本、缩短工期，从而实现大幅度的成本削减。因此，能够在不损害经济性的情况下提高大型建造物的可靠性等，产业上的贡献极为显著。
附图说明
图1是表示本发明的一个实施方式的H型钢的制造装置的一个例子的图。
图2是说明试验片采取位置A的图。
具体实施方式
为了提高强度和韧性，理想的是提高淬透性而抑制铁素体的生成，确保贝氏体。本发明者们基于下述事实对能够同时提高强度和韧性的最适合的成分组成进行了研究：即使在将翼缘厚为100mm以上的极厚H型钢进行了热轧、然后进行了加速冷却的情况下，翼缘的1/4的部位的冷却速度也在15℃/s以下。结果得到了如下认识：如果同时添加少量的Mo、Nb中的之一或两者和微量的B，则能够利用协同效果来显著提高淬透性，通过在热轧后进行加速冷却，能够抑制铁素体的生成，确保强度和韧性。
另外，本发明者们还得到了如下认识：如果将碳当量Ceq设定为适当的范围，并同时含有少量的Mo、Nb中的之一或两者和微量的B，则即使不含大量的合金，也能够显著提高淬透性。进而，如果将这种成分组成的钢进行热轧，并通过水冷等实施加速冷却来制造极厚H型钢，则从奥氏体晶界相变的铁素体的生成得到抑制，贝氏体的面积率变为60％以上，能够在不损害韧性的情况下提高高强度。
以下，对根据上述的认识而完成的本发明的一个实施方式的H型钢进行说明。
首先，对本实施方式的H型钢的成分组成进行说明。以下，表示成分含量的“％”只要没有特别说明，就是指“质量％”。
C：0.09％～0.15％
C是对钢的强化有效的元素，将其含量的下限值设定为0.09％以上。优选的是含有0.10％以上的C。另一方面，C含量如果超过0.15％，则生成碳化物，韧性下降，因此将C含量的上限设定为0.15％以下。为了进一步提高韧性，优选将C含量的上限设定为0.14％以下。
Si：0.07％～0.50％
Si是脱氧元素，还有助于强度的提高，因此将Si含量的下限设定为0.07％以上。为了提高强度，优选含有0.10％以上的Si，更优选含有0.20％以上的Si。另一方面，为了抑制岛状马氏体的生成，提高韧性，将Si含量的上限设定为0.50％以下。为了确保韧性，Si含量的上限优选为0.35％以下，更优选为0.30％以下。
Mn：0.80％～2.00％
Mn能够提高淬透性并生成贝氏体，确保强度，因此其含量为0.80％以上。为了提高强度，优选将Mn含量设定为1.00％以上，更优选为1.30％以上。另一方面，如果含有超过2.00％的Mn，则会损害韧性、断裂性等。因此，将Mn含量的上限设定为2.00％以下。Mn含量的优选上限为1.80％以下，更优选为1.60％以下。
Cu：0.04％～0.40％
Cu是提高淬透性、通过析出强化而有助于钢材的强化的元素。如果含有0.04％以上的Cu，则轧制时，在铁素体生成的温度区域的冷却期间，在铁素体的位错上会析出Cu相，强度上升。Cu含量优选为0.10％以上。另一方面，如果含有超过0.40％的Cu含量，则强度变得过剩，低温韧性下降。因此，将Cu含量的上限设定为0.40％以下。优选将Cu含量的上限设定为0.30％以下，更优选设定为0.25％以下。
Ni：0.04％～0.40％
Ni是用于提高钢材的强度和韧性的极其有效的元素。特别是，为了提高韧性，要将Ni含量设定为0.04％以上。Ni含量优选为0.10％以上。另一方面，含有超过0.40％的Ni时，会导致合金成本的上升。因此，将Ni含量的上限设定为0.40％以下。优选将Ni含量的上限设定为0.30％以下，更优选为0.25％以下。
V：0.01％～0.10％
V会生成碳氮化物，有助于组织的微细化和析出强化，因此其含量为0.01％以上。优选含有0.05％以上的V。可是，如果过剩地含有V，则有可能因析出物的粗大化而损害韧性，所以将V含量的上限设定为0.10％以下。优选将V含量的上限设定为0.08％以下。
Al：0.005％～0.040％
Al是脱氧元素，其含量为0.005％以上。优选含有0.010％以上的Al，更优选含有0.020％以上的Al。另一方面，为了防止粗大的氧化物的生成，要将Al含量的上限设定为0.040％以下。另外，Al含量的减少还对抑制岛状马氏体的生成有效，优选将Al含量的上限设定为0.030％以下。
Ti：0.001％～0.025％
Ti是形成氮化物的元素，微细的TiN有助于晶体粒径的微细化，因此其含量为0.001％以上。进而，为了用Ti固定N，并确保固溶B以提高淬透性，优选含有0.010％以上的Ti。另一方面，Ti含量如果超过0.025％，则会生成粗大的TiN，损害韧性。因此，将Ti含量的上限设定为0.025％以下。另外，为了抑制TiC的析出，抑制因析出强化而引起的韧性下降，优选将Ti含量的上限设定为0.020％以下。
B：0.0003％～0.0012％
B是通过微量含有来提高淬透性并形成对韧性提高有效的贝氏体的元素，所以需要含有0.0003％以上的B。优选含有0.0004％以上的B，更优选含有0.0005％以上的B。另一方面，如果含有超过0.0012％的B，则会生成岛状马氏体，韧性显著下降，因此B的含量设定为0.0012％以下。B含量优选设定为0.0010％以下，更优选为0.0007％以下。
进而，本实施方式的H型钢的成分组成还含有Mo、Nb中的之一或两者。
Mo：0.02％～0.35％
Mo是固溶于钢中而提高淬透性的元素，有助于强度的提高。特别是，有助于强度提高的B与少量的Mo的协同效果显著，将Mo含量的下限设定为0.02％以上。优选含有0.04％以上的Mo。可是，即使含有超过0.35％的Mo，也会析出Mo碳化物(Mo2C)，由固溶Mo所带来的淬透性提高的效果也达到饱和，因此将Mo含量的上限设定为0.35％以下。Mo含量的上限优选为0.20％以下，更优选为0.10％以下。
Nb：0.01％～0.08％
Nb与Mo同样是提高淬透性的元素。特别是Nb与B组合地含有时，即使Nb为少量，其提高淬透性的效果也显著，因此将Nb含量的下限设定为0.01％以上。为了提高强度，优选将Nb含量设定为0.02％以上。另一方面，如果含有超过0.08％的Nb，则会析出粗大的Nb碳氮化物，有可能损害韧性，因此将Nb含量的上限设定为0.08％以下。为了提高韧性，优选将Nb含量设定为0.07％以下。更优选将Nb含量的上限设定为0.05％以下。
Mo+Nb：0.43％以下
Mo+Nb的上限值设定为各元素的上限值的组合的0.43％以下。Mo+Nb的上限值如果超过0.43％，则淬透性的提高效果达到饱和。因此，Mo+Nb的上限值为0.43％，优选为0.30％，更优选为0.15％。
N：0.001％～0.0090％
N会生成微细的TiN而使晶粒微细化，因此含量的下限设定为0.001％以上。N含量的优选下限为0.0020％以上，更优选为0.0030％以上。另一方面，N含量如果超过0.0090％，则会生成粗大的TiN而使韧性下降，因此将N含量的上限设定为0.0090％以下。另外，N含量如果增加，则有可能生成岛状马氏体，韧性变差，因此优选将N含量设定为0.0050％以下。
O：0.0005％～0.0035％
O是杂质，为了抑制氧化物的生成而确保韧性，将O含量的上限设定为0.0035％以下。为了提高HAZ韧性，优选将O含量设定为0.0015％以下。如果要想将O含量设定为低于0.0005％，则制造成本就会变高，因此O含量优选为0.0005％以上。为了利用由氧化物产生的钉扎效应来抑制HAZ的粒径的粗大化，优选将O含量设定为0.0008％以上。
P：0.03％以下
S：0.02％以下
有关作为不可避免的杂质含有的P、S，由于会因凝固偏析而引起焊接开裂、韧性下降，因此应该尽量减少它们的含量。P含量优选被限制为0.03％以下，更优选的上限为0.02％以下。另外，S含量优选被限制为0.02％以下，更优选被限制为0.01％以下。P、S的下限值没有特别限定，均为超过0％即可。不过，考虑到用于减小P、S的下限值而产生的成本，各自的下限也可以设定为0.0001％以上。
Ceq：0.37～0.50
为了提高淬透性，生成贝氏体，将碳当量Ceq设定为0.37～0.50。Ceq如果低于0.37，则贝氏体的生成变得不充分，强度下降。优选将Ceq设定为0.38以上，更优选设定为0.39以上。另一方面，Ceq如果超过0.50，则强度变得过高，韧性下降。优选将Ceq设定为0.46以下，更优选设定为0.44以下。
Ceq是淬透性的指标，由下式(1)求出。
Ceq＝C+Mn/6+(Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15    式(1)
另外，含有后述的Cr时的Ceq由下式(2)求出。
Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15    式(2)
其中，C、Mn、Cr、Mo、V、Ni、Cu是各元素的含量。
Cr：0.20％以下
Cr是提高淬透性的元素，能够作为用于提高强度的选择性元素来含有。Cr含量优选为0.01％以上，更优选Cr含量为0.05％以上。可是，如果含有超过0.20％的Cr，则有可能生成碳化物，损害韧性，因此将Cr含量的上限设定为0.20％以下。
Cr由于是作为选择性元素来含有，所以下限值没有特别限定，为0％。剩余部分：Fe和不可避免的杂质
含有以上元素的H型钢中，以Fe为主成分的剩余部分还可以在不阻碍本发明的特性的范围内含有制造过程等中不可避免地混入的杂质。
下面，对本实施方式的极厚H型钢的显微组织进行说明。在为极厚H型钢的情况下由于表层的冷却速度快，中心有偏析的影响，所以要在可评价翼缘的厚度方向的平均的组织的部位即翼缘厚的1/4的位置(即，距离翼缘的外侧表面为翼缘厚的1/4的深度位置)处，进行显微组织的观察和贝氏体的面积率的测定。本实施方式的极厚H型钢的显微组织主要是强度和韧性优良的贝氏体，剩余部分是铁素体、珠光体、岛状马氏体中的1种或2种以上。金属组织可以通过光学显微镜的观察来判别。
贝氏体有助于强度的上升和组织的微细化。可是，距离翼缘表面为翼缘厚的1/4的位置处的贝氏体的面积率低于60％时，强度变得不充分。因此，贝氏体的面积率设定为60％以上、优选为70％以上、更优选为80％以上、进一步优选为90％以上。为了提高韧性，优选增加贝氏体的面积率，所以上限没有限定，也可以为100％。显微组织的面积率是按照下述方法来算出：使用在200倍下拍摄的组织照片，将测定点配置成边长为50μm的格子状，在300个测定点处判别组织，以各组织的粒子数量的比例来算出显微组织的面积率。
本实施方式的H型钢的翼缘的板厚设定为超过100mm、或100mm～150mm。这是因为建筑结构物所使用的H型钢要求板厚为100mm以上的强度构件的缘故，但如果H型钢的翼缘的板厚超过150mm，则无法获得充分的冷却速度，所以将其上限设定为150mm。H型钢的腹板的板厚没有特别规定，但与翼缘同样，优选为100～150mm。
有关翼缘/腹板的板厚比，假设通过热轧来制造H型钢的情况，优选设定为0.5～2.0。翼缘/腹板的板厚比如果超过2.0，则腹板有可能变形为波浪状的形状。另一方面，翼缘/腹板的板厚比如果低于0.5，则翼缘有可能变形为波浪状的形状。
机械特性的目标值是，常温的屈服强度或0.2％条件屈服强度为450MPa以上、拉伸强度为550MPa以上。另外，21℃下的夏比吸收能为54J以上。强度如果过高，则有可能损害韧性，因此优选的是，常温的屈服强度或0.2％条件屈服强度为500MPa以下、拉伸强度为680MPa以下。
特别是，H型钢需要在高温下实施轧制，与制造钢板的情况相比，难以确保强度、韧性。特别是，在由板坯或异型坯形状的坯料制造极厚H型钢时，翼缘和圆角部(翼缘与腹板结合的部位)的加工量都难以确保，细粒化困难。
下面，对本实施方式的H型钢的优选的制造方法进行说明。
在制钢工序中，如上所述地调整钢水的化学成分后，进行铸造，得到钢坯。从生产率的观点出发，铸造优选连续铸造。另外，从生产率的观点出发，钢坯的厚度优选设定为200mm以上，如果考虑偏析的减少、热轧中的加热温度的均质性等，钢坯的厚度优选为350mm以下。
接着，加热钢坯，进行热轧。钢坯的加热温度没有特别规定，优选为1100～1350℃。加热温度如果低于1100℃，则耐变形性增高。为了使Nb等形成碳化物、氮化物的元素充分固溶，优选将再加热温度的下限设定为1150℃以上。特别是，当板厚较薄时，累积压下率变大，因此优选加热至1200℃以上。另一方面，如果加热温度为高于1350℃的高温，则作为坯料的钢坯的表面的氧化铁皮液化，有可能损伤加热炉内部。为了抑制组织的粗大化，优选将加热温度的上限设定为1300℃以下。
在热轧的终轧中，优选进行受控轧制。受控轧制是控制轧制温度、压下率的制造方法。在终轧中，优选实施1个道次以上的道次间水冷轧制加工。道次间水冷轧制加工是例如通过浸水冷却或喷射冷却来进行水冷、在再加热过程中进行轧制的制造方法。另外，也可以采用下述制造工艺，即所谓两次热轧：一次轧制后冷却至500℃以下，然后再次加热至1100～1350℃，然后进行二次轧制。在两次热轧中，由于热轧中的塑性变形量少，轧制工序中的温度的下降也变小，所以能够将加热温度设定得较低。
热轧的终轧优选是在加热钢坯后在翼缘的表面温度为930℃以下进行1个道次以上的轧制。这是因为通过热轧，能够促进加工再结晶，使奥氏体细粒化，提高韧性和强度。此外，根据钢坯的厚度和制品的厚度，在终轧之前也可以进行粗轧。
终轧过程中，优选将1个道次以上设定为道次间水冷轧制。道次间水冷轧制是将翼缘表面温度冷却至700℃以下后用再加热过程进行轧制的方法。道次间水冷轧制是通过轧制道次间的水冷来对翼缘的表层部和内部赋予温度差并进行轧制的方法。道次间水冷轧制即使在压下率较小的情况下也能够将加工应变导入至板厚的内部。另外，通过水冷来使轧制温度在短时间内下降，也可以提高生产率。
下面，对用于制造本实施方式的H型钢的冷却速度进行说明。为了获得高的强度，终轧后，通过来自翼缘表面的水冷(加速冷却)来对距离翼缘表面为翼缘厚的1/4的位置处赋予规定的冷却速度是有效的。优选按照使距离翼缘表面为翼缘厚的1/4的位置处的800℃至500℃的冷却速度为2.2～15℃/s的方式进行加速冷却。冷却速度低于2.2℃/s时，有可能无法得到所需要的淬透性组织。另外，为了获得超过15℃/s的冷却速度，需要过大的冷却设备，设备费用成为问题，是不经济的。
实施例
熔炼具有表1所示的成分组成的钢，通过连续铸造来制造厚度为240～300mm的钢坯。钢的熔炼在转炉中进行，一次脱氧，添加合金来调整成分，根据需要进真空脱气处理。将所得到的钢坯进行加热，进行热轧，制造H型钢。表1所示的成分是对从制造后的H型钢上采取的试样进行化学分析来求出的。
[表1]
空栏是指有意地未添加的元素。
下划线是指在本发明的范围之外。
H型钢的制造工序如图1所示。热轧是使用一系列万能轧制装置来进行。当将热轧设定为道次间水冷轧制时，轧制道次间的水冷是使用在中间万能轧制机(中间轧制机)1的前面及后面设置的水冷装置2a，进行翼缘外侧面的喷射冷却和反向轧制。受控轧制后的加速冷却是按照如下方式进行：在用万能终轧机(终轧机)3完成终轧后，通过后面设置的冷却装置(水冷装置)2b对翼缘外侧面进行水冷。制造条件示于表2中。
[表2]
P：珠光体、MA：岛状马氏体、F：铁素体
图2是说明试验片采取位置A的图。如该图2所示，试验片采取位置A位于H型钢4的距离翼缘5的外侧表面为板厚t2的1/4的深度部位((t2/4))并且位于翼缘的宽度全长B的1/4部位(B/4)。从该试验片采取位置A采取试验片，测定了机械特性。t1为腹板的板厚，H为高度。此外，求出这些部位的特性是因为判断图2的试验片采取位置A表示H型钢的平均机械特性。拉伸试验是根据JIS Z2241(2011)来进行，当显示屈服行为时，求出屈服点作为YS，当不显示屈服行为时，求出0.2％条件屈服强度作为YS。夏比冲击试验是根据JIS Z2242(2011)在21℃下进行。
另外，从机械特性测定中使用的试验片采取位置A上采取试样，用光学显微镜观察金属组织，测定贝氏体的面积率。另外，确定剩余组织的种类。
结果示于表2中。表2的YS是常温的屈服点或0.2％条件屈服强度。机械特性的目标值是，常温的屈服强度或0.2％条件屈服强度(YS)为450MPa以上、拉伸强度(TS)为550MPa以上。另外，21℃下的夏比吸收能(vE21)为54J以上。
如表2所示，本发明的实施例1～14B的YS和TS分别满足作为目标下限值的450MPa和550MPa以上。另外，21℃下的夏比吸收能为54J以上，充分满足目标。
另一方面，如表2所示，比较例15是由于C含量较多因而韧性下降的例子，比较例18是由于Si含量较多因而韧性下降的例子，比较例21是由于Cr含量较多因而韧性下降的例子。另一方面，比较例16中C含量较少、比较例17中Si含量较少，因而贝氏体的面积率减少，强度下降。另外，比较例19是Mn含量过剩的例子，比较例20是Ceq过大的例子，因而强度变高，韧性下降。比较例22由于V含量过剩，因而通过粗大的析出物使得韧性下降。
比较例23是由于Al含量过剩因而韧性下降的例子，比较例24是由于Ti含量过剩因而韧性下降的例子，比较例25是由于N含量过剩因而韧性下降的例子，比较例26是由于O含量过剩因而韧性下降的例子。
比较例27是B含量较多、由岛状马氏体引起韧性下降的例子。
比较例28是由于Mo含量较多因而生成粗大的析出物、韧性下降的例子，比较例29是由于Nb含量较多因而生成粗大的析出物、韧性下降的例子。
比较例33是Ceq过小的例子，比较例30是Mo含量较少而且还不含有Nb的例子，比较例31是不含有Mo和Nb的例子，比较例32是B含量较少的例子。它们均是贝氏体的面积率减少、强度下降。
产业上的可利用性
根据本发明，可以获得翼缘厚为100～150mm、屈服强度或0.2％条件屈服强度为450MPa以上、拉伸强度为550MPa以上的高强度极厚H型钢。本发明的高强度极厚H型钢由于能够在不添加大量的合金和进行制钢负荷较大的极低碳化的情况下来制造，因此可以降低制造成本、缩短工期，从而实现大幅度的成本削减。因此，能够在不损害经济性的情况下提高大型建造物的可靠性等，产业上的贡献极为显著。
符号说明
1  中间轧制机              2a 中间轧制机前面及后面的水冷装置
2b 终轧机后面的冷却装置    3  终轧机        4  H型钢
5  翼缘                    6  腹板          B  翼缘的宽度全长
H  高度                    t1 腹板的板厚    t2 翼缘的板厚

Claims (3)

1.一种H型钢，其特征在于，具有下述的成分组成：
以质量％计含有：C：0.09～0.15％、Si：0.07～0.50％、Mn：0.80～2.00％、Cu：0.04～0.40％、Ni：0.04～0.40％、V：0.01～0.10％、Al：0.005～0.040％、Ti：0.001～0.025％、B：0.0003～0.0012％、N：0.001～0.0090％、O：0.0005～0.0035％，进而含有Mo：0.02～0.35％和Nb：0.01～0.08％中的至少之一，P被限制为0.03％以下，S被限制为0.02％以下，剩余部分包含F和不可避免的杂质，由下述式(1)求出的Ceq为0.37～0.50，
翼缘的板厚为100～150mm，
在距离所述翼缘的外侧表面为所述翼缘的板厚的1/4的深度位置处的贝氏体的面积率为60％以上，
Ceq＝C+Mn/6+(Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15    式(1)。
2.根据权利要求1所述的H型钢，其特征在于，所述成分组成以质量％计进一步含有Cr：0.20％以下，由下述式(2)求出的Ceq为0.37～0.50，
Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15    式(2)。
3.根据权利要求1或2所述的H型钢，其特征在于，屈服强度或0.2％条件屈服强度为450MPa以上，拉伸强度为550MPa以上。
CN201280056107.7A 2011-12-15 2012-12-11 高强度极厚h型钢 Active CN103987866B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2011274279 2011-12-15
JP2011-274279 2011-12-15
PCT/JP2012/082043 WO2013089089A1 (ja) 2011-12-15 2012-12-11 高強度極厚ｈ形鋼

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN103987866A true CN103987866A (zh) 2014-08-13
CN103987866B CN103987866B (zh) 2016-11-09

Family

ID=48612536

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201280056107.7A Active CN103987866B (zh) 2011-12-15 2012-12-11 高强度极厚h型钢

Country Status (5)

Country Link
US (1) US9863022B2 (zh)
EP (1) EP2792761B1 (zh)
JP (1) JP5565531B2 (zh)
CN (1) CN103987866B (zh)
WO (1) WO2013089089A1 (zh)

Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN105586534A (zh) * 2016-02-22 2016-05-18 山东钢铁股份有限公司 一种特厚低韧脆转变温度的热轧h型钢及其生产方法
CN107109561A (zh) * 2014-11-18 2017-08-29 杰富意钢铁株式会社 材质均匀性优良的厚壁高韧性高张力钢板及其制造方法
CN107557662A (zh) * 2016-06-30 2018-01-09 鞍钢股份有限公司 调质型800MPa级低成本易焊接厚钢板及其生产方法
CN108411191A (zh) * 2018-03-02 2018-08-17 山东钢铁股份有限公司 一种正火轧制屈服强度500MPa级H型钢及其制备方法
CN111304516A (zh) * 2020-03-05 2020-06-19 中天钢铁集团有限公司 一种高强度高低温冲击韧性吊钩用非调质钢及生产工艺
CN112517634A (zh) * 2020-10-20 2021-03-19 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种生产低成本355MPa热轧H型钢的工艺
WO2022095761A1 (zh) 2020-11-04 2022-05-12 马鞍山钢铁股份有限公司 一种超厚规格热轧h型钢及其生产方法

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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
EP3133181B1 (en) * 2014-04-15 2020-08-12 Nippon Steel Corporation H-section steel and method of producing
JP6489139B2 (ja) * 2016-03-09 2019-03-27 Ｊｆｅスチール株式会社 非調質低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法ならびに形鋼および構造体
WO2019122949A1 (en) * 2017-12-18 2019-06-27 Arcelormittal Steel section having a thickness of at least 100mm and method of manufacturing the same

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000080440A (ja) * 1998-08-31 2000-03-21 Kawasaki Steel Corp 高強度冷延薄鋼板およびその製造方法
CN101541994A (zh) * 2006-11-30 2009-09-23 新日本制铁株式会社 低温韧性优异的高强度管线管用焊接钢管及其制造方法
JP2011106006A (ja) * 2009-11-19 2011-06-02 Sumitomo Metal Ind Ltd 鋼と圧延鋼材の製造方法

Family Cites Families (36)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CA1320110C (en) * 1988-06-13 1993-07-13 Hiroshi Tamehiro Process for manufacturing building construction steel having excellent fire resistance and low yield ratio, and construction steel material
US4997217A (en) 1990-05-10 1991-03-05 Mine Safety Appliances Company Breathing mask-hose coupling
JP2579841B2 (ja) 1991-03-08 1997-02-12 新日本製鐵株式会社 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
JP2607796B2 (ja) 1992-03-16 1997-05-07 新日本製鐵株式会社 靭性の優れた低合金圧延形鋼の製造方法
JP3181448B2 (ja) 1993-09-27 2001-07-03 新日本製鐵株式会社 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
US5743972A (en) 1995-08-29 1998-04-28 Kawasaki Steel Corporation Heavy-wall structural steel and method
JP3412997B2 (ja) 1996-01-17 2003-06-03 新日本製鐵株式会社 高張力圧延鋼材及びその製造方法
JP3507258B2 (ja) 1996-11-15 2004-03-15 新日本製鐵株式会社 ５９０ＭＰａ級圧延形鋼およびその製造方法
JP3507259B2 (ja) 1996-11-15 2004-03-15 新日本製鐵株式会社 ５９０ＭＰａ級圧延形鋼およびその製造方法
JP3863647B2 (ja) 1997-10-24 2006-12-27 新日本製鐵株式会社 トンネル支保工用ｈ形鋼およびその製造方法
JP3509603B2 (ja) 1998-03-05 2004-03-22 Ｊｆｅスチール株式会社 靱性に優れた降伏強さが３２５ＭＰａ以上の極厚Ｈ形鋼
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
US6258181B1 (en) * 1998-08-05 2001-07-10 Nippon Steel Corporation Structural steel excellent in wear resistance and fatigue resistance property and method of producing the same
JP2000328174A (ja) 1999-05-14 2000-11-28 Nippon Steel Corp フィレット部靭性および耐ｕｔ欠陥特性の優れたｈ形鋼およびその製造方法
JP4464486B2 (ja) 1999-06-22 2010-05-19 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
JP4054139B2 (ja) 1999-06-30 2008-02-27 新日本製鐵株式会社 耐火性と溶接熱影響部靭性に優れた鋼材とその製造方法
JP4264179B2 (ja) 2000-03-13 2009-05-13 新日本製鐵株式会社 加熱時のオーステナイト粒が小さい低炭素鋼連続鋳造鋳片
JP2001279323A (ja) 2000-03-30 2001-10-10 Nkk Corp 材質均一性に優れた圧延耐火形鋼の製造方法
TW541342B (en) 2000-04-04 2003-07-11 Nippon Steel Corp Hot rolled h-shap steel having an uniform microstruture and mechanical properties
JP3782645B2 (ja) 2000-06-20 2006-06-07 新日本製鐵株式会社 超大入熱溶接用高張力鋼
JP3502842B2 (ja) 2001-03-01 2004-03-02 新日本製鐵株式会社 低ＹＲ特性ならびに超大入熱溶接継手靭性に優れた６００ＭＰａ級鋼
JP2002309338A (ja) 2001-04-11 2002-10-23 Nippon Steel Corp 超大入熱溶接用高張力鋼
JP3863413B2 (ja) * 2001-11-22 2006-12-27 株式会社神戸製鋼所 高靭性高張力非調質厚鋼板およびその製造方法
US7416617B2 (en) 2002-10-01 2008-08-26 Sumitomo Metal Industries, Ltd. High strength seamless steel pipe excellent in hydrogen-induced cracking resistance
JP4329583B2 (ja) 2004-03-17 2009-09-09 Ｊｆｅスチール株式会社 耐震性に優れた低降伏比ｈ形鋼およびその製造方法
JP3960341B2 (ja) 2005-05-17 2007-08-15 住友金属工業株式会社 熱加工制御型５９０ＭＰａ級Ｈ形鋼及びその製造方法
JP4506985B2 (ja) * 2006-04-06 2010-07-21 住友金属工業株式会社 極厚鋼材及びその製造方法
EP2305850B1 (en) 2008-07-30 2013-11-27 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength thick steel products excellent in toughness and weldability, high-strength ultra-thick h shape steel and processes for manufacturing both
CN101397627B (zh) 2008-10-31 2010-12-22 莱芜钢铁股份有限公司 一种耐火耐候抗震钢及其生产方法
CN101407893B (zh) 2008-11-25 2011-04-06 武汉钢铁(集团)公司 一种高强度大线能量焊接耐火抗震建筑用钢及其生产方法
JP4855553B2 (ja) 2009-11-27 2012-01-18 新日本製鐵株式会社 高強度極厚ｈ形鋼及びその製造方法
JP5471523B2 (ja) 2010-01-29 2014-04-16 新日鐵住金株式会社 靱性に優れた高強度極厚ｈ形鋼およびその製造方法
JP5425702B2 (ja) 2010-02-05 2014-02-26 株式会社神戸製鋼所 落重特性に優れた高強度厚鋼板
JP2011202210A (ja) 2010-03-24 2011-10-13 Nippon Steel Corp 耐再熱脆化性及び低温靭性に優れた耐火鋼材並びにその製造方法
JP2011246806A (ja) 2010-04-30 2011-12-08 Nippon Steel Corp 電子ビーム溶接継手及び電子ビーム溶接用鋼材とその製造方法
JP5760519B2 (ja) 2011-03-03 2015-08-12 Ｊｆｅスチール株式会社 靭性に優れる圧延ｈ形鋼およびその製造方法

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000080440A (ja) * 1998-08-31 2000-03-21 Kawasaki Steel Corp 高強度冷延薄鋼板およびその製造方法
CN101541994A (zh) * 2006-11-30 2009-09-23 新日本制铁株式会社 低温韧性优异的高强度管线管用焊接钢管及其制造方法
JP2011106006A (ja) * 2009-11-19 2011-06-02 Sumitomo Metal Ind Ltd 鋼と圧延鋼材の製造方法

Cited By (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN107109561A (zh) * 2014-11-18 2017-08-29 杰富意钢铁株式会社 材质均匀性优良的厚壁高韧性高张力钢板及其制造方法
CN107109561B (zh) * 2014-11-18 2018-12-21 杰富意钢铁株式会社 材质均匀性优良的厚壁高韧性高张力钢板及其制造方法
CN105586534A (zh) * 2016-02-22 2016-05-18 山东钢铁股份有限公司 一种特厚低韧脆转变温度的热轧h型钢及其生产方法
CN107557662A (zh) * 2016-06-30 2018-01-09 鞍钢股份有限公司 调质型800MPa级低成本易焊接厚钢板及其生产方法
CN108411191A (zh) * 2018-03-02 2018-08-17 山东钢铁股份有限公司 一种正火轧制屈服强度500MPa级H型钢及其制备方法
CN111304516A (zh) * 2020-03-05 2020-06-19 中天钢铁集团有限公司 一种高强度高低温冲击韧性吊钩用非调质钢及生产工艺
CN112517634A (zh) * 2020-10-20 2021-03-19 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种生产低成本355MPa热轧H型钢的工艺
WO2022095761A1 (zh) 2020-11-04 2022-05-12 马鞍山钢铁股份有限公司 一种超厚规格热轧h型钢及其生产方法

Also Published As

Publication number Publication date
JPWO2013089089A1 (ja) 2015-04-27
WO2013089089A1 (ja) 2013-06-20
EP2792761A1 (en) 2014-10-22
EP2792761A4 (en) 2015-06-03
CN103987866B (zh) 2016-11-09
US9863022B2 (en) 2018-01-09
JP5565531B2 (ja) 2014-08-06
US20140301889A1 (en) 2014-10-09
EP2792761B1 (en) 2017-07-05

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN103987866A (zh) 高强度极厚h型钢
JP5655984B2 (ja) Ｈ形鋼及びその製造方法
JP5079793B2 (ja) 高温特性と靭性に優れた鋼材及びその製造方法
JP6225997B2 (ja) Ｈ形鋼及びその製造方法
JP5304925B2 (ja) 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法
JP5079794B2 (ja) 高温強度、靭性に優れた鋼材並びにその製造方法
JP5151090B2 (ja) 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法
JP6354572B2 (ja) 低温用ｈ形鋼及びその製造方法
JP6183545B2 (ja) Ｈ形鋼及びその製造方法
CN107250406B (zh) 高强度冷轧钢板及其制造方法
WO2014175122A1 (ja) Ｈ形鋼及びその製造方法
JP7262288B2 (ja) 母材と溶接熱影響部の靭性に優れかつ音響異方性の小さい高強度低降伏比厚鋼板およびその製造方法
JP5181460B2 (ja) 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法
JP5034392B2 (ja) 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法
JP5181461B2 (ja) 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法
JP6421638B2 (ja) 低温用ｈ形鋼及びその製造方法
JP6354571B2 (ja) 圧延ｈ形鋼及びその製造方法
JP6390813B2 (ja) 低温用ｈ形鋼及びその製造方法
JP6662156B2 (ja) 低温用ｈ形鋼及びその製造方法
JP6295632B2 (ja) 靭性に優れた高強度ｈ形鋼

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant
CP01 Change in the name or title of a patent holder
CP01 Change in the name or title of a patent holder

Address after: Tokyo, Japan

Patentee after: Nippon Iron & Steel Corporation

Address before: Tokyo, Japan

Patentee before: Nippon Steel Corporation