JP2000054067A - 耐候性および耐疲労特性に優れた圧延鋼材およびその製造方法 - Google Patents
耐候性および耐疲労特性に優れた圧延鋼材およびその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 海塩粒子の飛散による鋼の腐食および継手部
疲労が懸念される海浜および融雪塩使用地区に施設され
る橋梁、鉄塔などの鋼構造物部材として使用される耐候
性および耐疲労特性に優れた圧延鋼材を低コストで、し
かも簡易な製造方法で提供する。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．０２〜０．２０％を
含有し、更に微量Ｎｉ，ＣｕおよびＭｏを必須元素とし
て添加した建築用鋼材であって、Ｎｉ／Ｃｕの濃度比が
０．８以上、鋼材表面の内部酸化層が２μｍ以下、前記
内部酸化層上に厚さ２μｍ以上のＮｉ，Ｃｕ，Ｍｏの濃
化層を有することを特徴とする耐候性および耐疲労特性
に優れた圧延鋼材。
疲労が懸念される海浜および融雪塩使用地区に施設され
る橋梁、鉄塔などの鋼構造物部材として使用される耐候
性および耐疲労特性に優れた圧延鋼材を低コストで、し
かも簡易な製造方法で提供する。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．０２〜０．２０％を
含有し、更に微量Ｎｉ，ＣｕおよびＭｏを必須元素とし
て添加した建築用鋼材であって、Ｎｉ／Ｃｕの濃度比が
０．８以上、鋼材表面の内部酸化層が２μｍ以下、前記
内部酸化層上に厚さ２μｍ以上のＮｉ，Ｃｕ，Ｍｏの濃
化層を有することを特徴とする耐候性および耐疲労特性
に優れた圧延鋼材。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、海塩粒子の飛散に
よる鋼の腐食および継手部疲労が懸念される海浜および
融雪塩使用地区に施設される橋梁、鉄塔などの鋼構造物
部材として使用される耐候性および耐疲労特性に優れた
圧延鋼材およびその製造方法に関するものである。
よる鋼の腐食および継手部疲労が懸念される海浜および
融雪塩使用地区に施設される橋梁、鉄塔などの鋼構造物
部材として使用される耐候性および耐疲労特性に優れた
圧延鋼材およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】橋梁、鉄塔などの鋼構造物の耐用年数
は、鋼の腐食と疲労によって決定されるが、防食と疲労
により著しい長寿命化が可能となる。しかし、現状の耐
候性鋼と言えども、塩素濃度の高い海浜近接地域や融雪
塩使用地区では無被服での防食は困難であり、定期的な
塗装、メッキなどの防食処理を施すことが必須となって
いる。また、溶接継手部などの接合部には長期間の車走
行時の振動により金属疲労が発生し、大規模な補修作業
は必要になってくるという問題がある。
は、鋼の腐食と疲労によって決定されるが、防食と疲労
により著しい長寿命化が可能となる。しかし、現状の耐
候性鋼と言えども、塩素濃度の高い海浜近接地域や融雪
塩使用地区では無被服での防食は困難であり、定期的な
塗装、メッキなどの防食処理を施すことが必須となって
いる。また、溶接継手部などの接合部には長期間の車走
行時の振動により金属疲労が発生し、大規模な補修作業
は必要になってくるという問題がある。
【０００３】図１に日本における炭素鋼および耐候性鋼
の大気暴露試験の結果を示す。このデータは、特に腐食
の大きい臨海工業地帯における前記大気暴露試験結果で
あり、１０年間の長期にわたる試験期間において、大気
中のＳＯX 濃度の上昇に伴い、その腐食量としての目安
となる板厚減少量が、炭素鋼の場合には片面当たりの板
厚減少量が０．５ｍｍにまで達しているのに対し、耐候
性鋼においては、０．２ｍｍ以下という優れた結果を示
しており、この種の鋼材のニーズが益々増加しており、
更なる改善が求められている。
の大気暴露試験の結果を示す。このデータは、特に腐食
の大きい臨海工業地帯における前記大気暴露試験結果で
あり、１０年間の長期にわたる試験期間において、大気
中のＳＯX 濃度の上昇に伴い、その腐食量としての目安
となる板厚減少量が、炭素鋼の場合には片面当たりの板
厚減少量が０．５ｍｍにまで達しているのに対し、耐候
性鋼においては、０．２ｍｍ以下という優れた結果を示
しており、この種の鋼材のニーズが益々増加しており、
更なる改善が求められている。
【０００４】これらの問題を解決するために種々の提案
がなされている。その代表的な例として、特開平８−１
３４５８７号公報および特開平９−１６５６４７号公報
には、Ｃ：０．１５％以下を含有し、更にＭｎ、Ｎｉ、
Ｍｏ等の強化元素を添加しＮｉ＋３Ｍｏ≧１．２％、或
いはＮｉ＋Ｃｕ＋３Ｍｏ≧１．２％、Ｃｅｑ：０．５以
下に調整した耐候性に優れた溶接構造用鋼が開示されて
いる。また、特開平８−２７７４３９号公報には、ラス
状フェライトとセメンタイトからなる鋼で、面積率０．
５％以上５％以下の変態ままのマルテンサイトを含む金
属組織とすることで高疲労強度を有する溶接熱影響部が
開示されている。更に、特開平９−２４９９１５号公報
には、Ｍｎ，ＴｉおよびＢを適量添加することによって
組織を冷却速度に依存することなく、ベイナイト単相と
し、またこの組織によって組織の強化を図ると共に、Ｃ
ｕの析出および固溶強化に利用することで、引っ張り強
さを高めて耐疲労性を向上させ、更に、未再結晶の低温
域或いは２相域の温度範囲で圧下率３０％以上の圧延を
施すことで疲労限を上昇させることが開示されている。
がなされている。その代表的な例として、特開平８−１
３４５８７号公報および特開平９−１６５６４７号公報
には、Ｃ：０．１５％以下を含有し、更にＭｎ、Ｎｉ、
Ｍｏ等の強化元素を添加しＮｉ＋３Ｍｏ≧１．２％、或
いはＮｉ＋Ｃｕ＋３Ｍｏ≧１．２％、Ｃｅｑ：０．５以
下に調整した耐候性に優れた溶接構造用鋼が開示されて
いる。また、特開平８−２７７４３９号公報には、ラス
状フェライトとセメンタイトからなる鋼で、面積率０．
５％以上５％以下の変態ままのマルテンサイトを含む金
属組織とすることで高疲労強度を有する溶接熱影響部が
開示されている。更に、特開平９−２４９９１５号公報
には、Ｍｎ，ＴｉおよびＢを適量添加することによって
組織を冷却速度に依存することなく、ベイナイト単相と
し、またこの組織によって組織の強化を図ると共に、Ｃ
ｕの析出および固溶強化に利用することで、引っ張り強
さを高めて耐疲労性を向上させ、更に、未再結晶の低温
域或いは２相域の温度範囲で圧下率３０％以上の圧延を
施すことで疲労限を上昇させることが開示されている。
【０００５】しかしながら、これら先行例のいずれの技
術においても塩素濃度の高い海浜近接地域や融雪塩使用
地区では無被服での使用に耐えることができず、依然と
して溶接継手部などの接合部には長期間の車走行時の振
動により金属疲労が発生し、定期的な大規模な補修作業
が必要とされていた。
術においても塩素濃度の高い海浜近接地域や融雪塩使用
地区では無被服での使用に耐えることができず、依然と
して溶接継手部などの接合部には長期間の車走行時の振
動により金属疲労が発生し、定期的な大規模な補修作業
が必要とされていた。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記問題を
解決すべくなされたもので、海塩粒子の飛散による鋼の
腐食および継手部疲労が懸念される海浜および融雪塩使
用地区に施設される橋梁、鉄塔などの鋼構造物部材とし
て使用される鋼材において、耐候性および耐疲労特性に
優れた圧延鋼材およびその製造方法を提供することを目
的とするものである。
解決すべくなされたもので、海塩粒子の飛散による鋼の
腐食および継手部疲労が懸念される海浜および融雪塩使
用地区に施設される橋梁、鉄塔などの鋼構造物部材とし
て使用される鋼材において、耐候性および耐疲労特性に
優れた圧延鋼材およびその製造方法を提供することを目
的とするものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明は、上述の海塩粒
子の飛散による鋼の腐食および継手部疲労が懸念される
海浜および融雪塩使用地区に施設される橋梁、鉄塔など
の鋼構造物部材として使用される鋼材において、腐食を
起点として作用する内部酸化層の生成を抑制し、粒界酸
化を防止するために、Ｎｉ，Ｃｕ，Ｍｏを微量添加し、
Ｎｉ／Ｃｕの濃度比を調整し、更に、鋼材表面の内部酸
化層の厚み、内部酸化層上に形成されるＮｉ，Ｃｕ，Ｍ
ｏの濃化層の厚み、これらの元素濃度の総量を制御する
ことにより耐候性と耐疲労特性に優れた圧延鋼材を開発
することに成功したものであり、その要旨は次の通りで
ある。
子の飛散による鋼の腐食および継手部疲労が懸念される
海浜および融雪塩使用地区に施設される橋梁、鉄塔など
の鋼構造物部材として使用される鋼材において、腐食を
起点として作用する内部酸化層の生成を抑制し、粒界酸
化を防止するために、Ｎｉ，Ｃｕ，Ｍｏを微量添加し、
Ｎｉ／Ｃｕの濃度比を調整し、更に、鋼材表面の内部酸
化層の厚み、内部酸化層上に形成されるＮｉ，Ｃｕ，Ｍ
ｏの濃化層の厚み、これらの元素濃度の総量を制御する
ことにより耐候性と耐疲労特性に優れた圧延鋼材を開発
することに成功したものであり、その要旨は次の通りで
ある。
【０００８】１）重量％で、Ｃ：０．０２〜０．２０％
を含有し、更に微量Ｎｉ，ＣｕおよびＭｏを必須元素と
して添加した建築用鋼材であって、Ｎｉ／Ｃｕの濃度比
が０．８以上、鋼材表面の内部酸化層が２μｍ以下、前
記内部酸化層上に厚さ２μｍ以上のＮｉ，Ｃｕ，Ｍｏの
濃化層を有することを特徴とする耐候性および耐疲労特
性に優れた圧延鋼材。
を含有し、更に微量Ｎｉ，ＣｕおよびＭｏを必須元素と
して添加した建築用鋼材であって、Ｎｉ／Ｃｕの濃度比
が０．８以上、鋼材表面の内部酸化層が２μｍ以下、前
記内部酸化層上に厚さ２μｍ以上のＮｉ，Ｃｕ，Ｍｏの
濃化層を有することを特徴とする耐候性および耐疲労特
性に優れた圧延鋼材。
【０００９】２）重量％で、Ｃ ：０．０２〜０．２０
％、Ｍｎ：≦０．１％、Ｓｉ：≦０．１％、Ｃｒ：≦
０．１％、Ａｌ：≦０．１％、Ｔｉ：≦０．１％、Ｎ
ｉ：０．８〜３．０％、Ｃｕ：０．８〜２．０％、Ｍ
ｏ：０．４〜０．７％、Ｎ ：０．００１〜０．０１
％、Ｐ ：≦０．１％、Ｓ ：≦０．００６％、を含有
し、かつＮｉ／Ｃｕの濃度比が０．８以上であり、残部
がＦｅおよび不可避的不純物からなり、更に、鋼材表面
の内部酸化層が２μｍ以下で、前記内部酸化層上に厚さ
２μｍ以上のＮｉ，Ｃｕ，Ｍｏの濃化層を有し、これら
の元素濃度の総量が７．０重量％以上であることを特徴
とする耐候性および耐疲労特性に優れた圧延鋼材。
％、Ｍｎ：≦０．１％、Ｓｉ：≦０．１％、Ｃｒ：≦
０．１％、Ａｌ：≦０．１％、Ｔｉ：≦０．１％、Ｎ
ｉ：０．８〜３．０％、Ｃｕ：０．８〜２．０％、Ｍ
ｏ：０．４〜０．７％、Ｎ ：０．００１〜０．０１
％、Ｐ ：≦０．１％、Ｓ ：≦０．００６％、を含有
し、かつＮｉ／Ｃｕの濃度比が０．８以上であり、残部
がＦｅおよび不可避的不純物からなり、更に、鋼材表面
の内部酸化層が２μｍ以下で、前記内部酸化層上に厚さ
２μｍ以上のＮｉ，Ｃｕ，Ｍｏの濃化層を有し、これら
の元素濃度の総量が７．０重量％以上であることを特徴
とする耐候性および耐疲労特性に優れた圧延鋼材。
【００１０】３）更に、重量％で、Ｎｂ：０．００５〜
０．１０％、Ｖ：０．０１〜０．２０％、Ｂ：０．００
０３〜０．００３０％のいずれか１種または２種以上、
更に必要に応じて、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０
％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１０％、ＲＥＭ：０．
０００５〜０．０１０％のいずれか１種または２種以上
を含有することを特徴とする上記２）記載の耐候性およ
び耐疲労特性に優れた圧延鋼材。
０．１０％、Ｖ：０．０１〜０．２０％、Ｂ：０．００
０３〜０．００３０％のいずれか１種または２種以上、
更に必要に応じて、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０
％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１０％、ＲＥＭ：０．
０００５〜０．０１０％のいずれか１種または２種以上
を含有することを特徴とする上記２）記載の耐候性およ
び耐疲労特性に優れた圧延鋼材。
【００１１】４）更に、上記成分を有し、Ｎｉ／Ｃｕの
濃度比が０．８以上に調整した鋳片を１１００〜１３０
０℃の温度域に再加熱した後に熱延を開始し、９５０℃
以下の累積圧下率が４０％以上となる圧延を行い、９０
０℃以上で熱延を終了し、熱延ままで鋼材表面の内部酸
化層が２μｍ以下で、前記内部酸化層上に厚さ２μｍ以
上のＮｉ，Ｃｕ，Ｍｏの濃化層を有し、これらの元素濃
度の総量が７．０重量％以上であることを特徴とする耐
候性および耐疲労特性に優れた圧延鋼材の製造方法。
濃度比が０．８以上に調整した鋳片を１１００〜１３０
０℃の温度域に再加熱した後に熱延を開始し、９５０℃
以下の累積圧下率が４０％以上となる圧延を行い、９０
０℃以上で熱延を終了し、熱延ままで鋼材表面の内部酸
化層が２μｍ以下で、前記内部酸化層上に厚さ２μｍ以
上のＮｉ，Ｃｕ，Ｍｏの濃化層を有し、これらの元素濃
度の総量が７．０重量％以上であることを特徴とする耐
候性および耐疲労特性に優れた圧延鋼材の製造方法。
【００１２】
【発明の実施の形態】本発明者らは、４００〜７００Ｍ
Ｐａ級のＨ形鋼の粒界酸化のメカニズムを鋭意研究を重
ねた結果、内部酸化層と強化元素として添加されるＮ
ｉ，Ｃｕ，Ｍｏ等の微量元素が大きく影響していること
が判明した。すなわち、地鉄表層部に形成される内部酸
化層は、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｆｅの単独および複合した
酸化物、すなわち、ＦｅとＭｎＯ，ＳｉＯ等の粒子とが
混合した脱合金層で形成されていることが分かり、これ
らの元素が空気中の酸素と結合してファイヤライト（２
ＳｉＯ2 ＦｅＯ）を生成し、これが腐食の起点となって
粒界酸化が発生すること、また、Ｍｎの存在によりＭｎ
Ｓが生成して孔食の起点となって耐候性を著しく阻害す
ることも判明した。
Ｐａ級のＨ形鋼の粒界酸化のメカニズムを鋭意研究を重
ねた結果、内部酸化層と強化元素として添加されるＮ
ｉ，Ｃｕ，Ｍｏ等の微量元素が大きく影響していること
が判明した。すなわち、地鉄表層部に形成される内部酸
化層は、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｆｅの単独および複合した
酸化物、すなわち、ＦｅとＭｎＯ，ＳｉＯ等の粒子とが
混合した脱合金層で形成されていることが分かり、これ
らの元素が空気中の酸素と結合してファイヤライト（２
ＳｉＯ2 ＦｅＯ）を生成し、これが腐食の起点となって
粒界酸化が発生すること、また、Ｍｎの存在によりＭｎ
Ｓが生成して孔食の起点となって耐候性を著しく阻害す
ることも判明した。
【００１３】そこで、耐候性を向上させるための種々の
要因を検討し、前述の内部酸化層の生成を抑制するため
には、鉄（ＦｅＯ）より酸化し易いＳｉ，Ｍｎ，Ｃｒの
それぞれの量を低減させることによって腐食に起点とし
て作用する内部酸化層の生成を著しく抑制することがで
きる。図２ａに通常の高張力Ｈ形鋼に含有されるＳｉ，
Ｍｎ，Ｃｒの量（Ｓｉ：０．３５％、Ｍｎ：１．３％、
Ｃｒ：０．３％）を低減させない場合の内部酸化層の生
成状態を示した。一方、図２ｂには本発明によるＳｉ，
Ｍｎ，Ｃｒの量（Ｓｉ：０．０５％、Ｍｎ：０．０４
％、Ｃｒ：０．０１％）を低減した場合の内部酸化層の
生成状態を示した。図２ｂから明らかなように、Ｓｉ，
Ｍｎ，Ｃｒの量を低減した本発明鋼においては内部酸化
層が２μｍ以下と厚みが極端に薄くなっていることがわ
かる。更に、本発明においては前述したように、Ｍｎの
量も低減しているために、孔食の起点となり耐候性を著
しく阻害するＭｎＳの生成が少ないために、耐孔食性お
よび耐候性に優れた高張力Ｈ形鋼が得られる。また、本
発明においては含有Ｓ量の低減に加え、Ｃａ，Ｍｇ，Ｒ
ＥＭを添加することで硫化物生成により固溶Ｓ量も併せ
て低減可能になるものである。
要因を検討し、前述の内部酸化層の生成を抑制するため
には、鉄（ＦｅＯ）より酸化し易いＳｉ，Ｍｎ，Ｃｒの
それぞれの量を低減させることによって腐食に起点とし
て作用する内部酸化層の生成を著しく抑制することがで
きる。図２ａに通常の高張力Ｈ形鋼に含有されるＳｉ，
Ｍｎ，Ｃｒの量（Ｓｉ：０．３５％、Ｍｎ：１．３％、
Ｃｒ：０．３％）を低減させない場合の内部酸化層の生
成状態を示した。一方、図２ｂには本発明によるＳｉ，
Ｍｎ，Ｃｒの量（Ｓｉ：０．０５％、Ｍｎ：０．０４
％、Ｃｒ：０．０１％）を低減した場合の内部酸化層の
生成状態を示した。図２ｂから明らかなように、Ｓｉ，
Ｍｎ，Ｃｒの量を低減した本発明鋼においては内部酸化
層が２μｍ以下と厚みが極端に薄くなっていることがわ
かる。更に、本発明においては前述したように、Ｍｎの
量も低減しているために、孔食の起点となり耐候性を著
しく阻害するＭｎＳの生成が少ないために、耐孔食性お
よび耐候性に優れた高張力Ｈ形鋼が得られる。また、本
発明においては含有Ｓ量の低減に加え、Ｃａ，Ｍｇ，Ｒ
ＥＭを添加することで硫化物生成により固溶Ｓ量も併せ
て低減可能になるものである。
【００１４】更に、本発明においては、前述の耐候性向
上の要因を製造プロセスの観点から探索し、Ｎｉ，Ｃ
ｕ，Ｍｏが添加された高張力Ｈ形鋼の場合には、内部酸
化層上にＮｉ，Ｃｕ，Ｍｏの濃化層が形成され、その濃
化層形成量がスラブ加熱温度の高低に非常に左右される
ことを知見し、特に、スラブ加熱が１１００℃〜１３０
０℃、好ましくは１３００℃で４．５時間、という高温
で行われる場合には図３ｂに示すように、前述のＮｉ，
Ｃｕ，Ｍｏの濃化層が２μｍ以上の厚みで形成されてい
ることも知見した。一方、従来のような１１００℃以下
という低温スラブ加熱の場合では、図３ａに示すよう
に、前記濃化層は、生成されないか、生成しても極めて
薄い濃化層であることが分かり、このために、腐食およ
び孔食深さも抑制され、安定錆の生成速度上昇効果によ
る耐候性向上が図れるものである。
上の要因を製造プロセスの観点から探索し、Ｎｉ，Ｃ
ｕ，Ｍｏが添加された高張力Ｈ形鋼の場合には、内部酸
化層上にＮｉ，Ｃｕ，Ｍｏの濃化層が形成され、その濃
化層形成量がスラブ加熱温度の高低に非常に左右される
ことを知見し、特に、スラブ加熱が１１００℃〜１３０
０℃、好ましくは１３００℃で４．５時間、という高温
で行われる場合には図３ｂに示すように、前述のＮｉ，
Ｃｕ，Ｍｏの濃化層が２μｍ以上の厚みで形成されてい
ることも知見した。一方、従来のような１１００℃以下
という低温スラブ加熱の場合では、図３ａに示すよう
に、前記濃化層は、生成されないか、生成しても極めて
薄い濃化層であることが分かり、このために、腐食およ
び孔食深さも抑制され、安定錆の生成速度上昇効果によ
る耐候性向上が図れるものである。
【００１５】一方、耐疲労強度という観点からみると、
前述したように、鉄（ＦｅＯ）より酸化し易いＳｉ，Ｍ
ｎ，Ｃｒのそれぞれの量を低減させることによって腐食
を起点として作用する内部酸化層の生成を著しく抑制す
ることにより、内部酸化層の生成に伴う軟化層・粒界酸
化層による疲労強度低下を防止することができる。な
お、前記粒界酸化層はノッチ効果による応力集中を生
じ、同様に疲労強度低下させる原因ともなっている。ま
た、Ｓｉ量を低減させることによって、粒界酸化ファイ
ヤライト層の生成抑制作用から疲労強度を上昇させるこ
とができる。更に、前述したような１１００℃〜１３０
０℃、好ましくは１３００℃で４．５時間、という高温
スラブ加熱により、酸化による内部酸化層上へのＮｉ，
Ｃｕ，Ｍｏの濃化層が２μｍ以上の厚みで形成されるた
め、表面層内部酸化層の軟化抑制効果によって疲労強度
が上昇する。また、この疲労強度は、降伏強度および引
張強度とほぼ直線的な関係にあるため、降伏強度および
引張強度の上昇に伴い疲労強度も上昇することになる。
前述したように、鉄（ＦｅＯ）より酸化し易いＳｉ，Ｍ
ｎ，Ｃｒのそれぞれの量を低減させることによって腐食
を起点として作用する内部酸化層の生成を著しく抑制す
ることにより、内部酸化層の生成に伴う軟化層・粒界酸
化層による疲労強度低下を防止することができる。な
お、前記粒界酸化層はノッチ効果による応力集中を生
じ、同様に疲労強度低下させる原因ともなっている。ま
た、Ｓｉ量を低減させることによって、粒界酸化ファイ
ヤライト層の生成抑制作用から疲労強度を上昇させるこ
とができる。更に、前述したような１１００℃〜１３０
０℃、好ましくは１３００℃で４．５時間、という高温
スラブ加熱により、酸化による内部酸化層上へのＮｉ，
Ｃｕ，Ｍｏの濃化層が２μｍ以上の厚みで形成されるた
め、表面層内部酸化層の軟化抑制効果によって疲労強度
が上昇する。また、この疲労強度は、降伏強度および引
張強度とほぼ直線的な関係にあるため、降伏強度および
引張強度の上昇に伴い疲労強度も上昇することになる。
【００１６】次に、本発明による耐候性および耐疲労特
性に優れた圧延鋼材の合金成分範囲とその製造方法につ
いて詳細に説明する。炭素（Ｃ）は、４００〜７００Ｍ
Ｐａ級のＨ形鋼の母材の降伏強度および引張強度を確保
するために、０．０２〜０．２０％の範囲で添加する。
珪素（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、０．１％以上の添加は、ＭｎＳｉ・Ｏ
を形成し、内部酸化層増加、および粒界酸化を促す２Ｓ
ｉＯ 2ＦｅＯを形成する傾向を強めることになるので少
ない程好ましく、上限を０．１％とする。
性に優れた圧延鋼材の合金成分範囲とその製造方法につ
いて詳細に説明する。炭素（Ｃ）は、４００〜７００Ｍ
Ｐａ級のＨ形鋼の母材の降伏強度および引張強度を確保
するために、０．０２〜０．２０％の範囲で添加する。
珪素（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、０．１％以上の添加は、ＭｎＳｉ・Ｏ
を形成し、内部酸化層増加、および粒界酸化を促す２Ｓ
ｉＯ 2ＦｅＯを形成する傾向を強めることになるので少
ない程好ましく、上限を０．１％とする。
【００１７】マンガン（Ｍｎ）は、母材の強度確保に必
要な元素であるが、母材および溶接部の靱性および割れ
性に対する許容濃度、およびＭｎＳを生成し、孔食の起
点となり耐候性を著しく阻害するため、出来るだけ少な
い方が望ましく、その上限を０．１％とする必要があ
る。クロム（Ｃｒ）は、焼き入れ性向上により母材強化
寄与する元素であるが、０．１％を超えるとＣｒ・Ｏと
なって内部酸化層を形成して腐食の起点となるため、そ
の上限を０．１％とする。
要な元素であるが、母材および溶接部の靱性および割れ
性に対する許容濃度、およびＭｎＳを生成し、孔食の起
点となり耐候性を著しく阻害するため、出来るだけ少な
い方が望ましく、その上限を０．１％とする必要があ
る。クロム（Ｃｒ）は、焼き入れ性向上により母材強化
寄与する元素であるが、０．１％を超えるとＣｒ・Ｏと
なって内部酸化層を形成して腐食の起点となるため、そ
の上限を０．１％とする。
【００１８】アルミニウム（Ａｌ）は、強力な脱酸元素
であり、脱酸と鋼の清浄化およびＡｌＮを析出させ固溶
Ｎを固定し、靱性を向上させるために０．１％を上限と
して添加される。しかし、Ｃａ，Ｍｇ，ＲＥＭ等を添加
し、これらの微細酸化物を積極的に利用する場合には、
多量のＡｌ量添加ではＣａ，Ｍｇ，ＲＥＭ等の微細酸化
物形成を阻害するために、できるだけ少ない方が好まし
い。
であり、脱酸と鋼の清浄化およびＡｌＮを析出させ固溶
Ｎを固定し、靱性を向上させるために０．１％を上限と
して添加される。しかし、Ｃａ，Ｍｇ，ＲＥＭ等を添加
し、これらの微細酸化物を積極的に利用する場合には、
多量のＡｌ量添加ではＣａ，Ｍｇ，ＲＥＭ等の微細酸化
物形成を阻害するために、できるだけ少ない方が好まし
い。
【００１９】チタン（Ｔｉ）は、ＴｉＮを析出し、固溶
Ｎを低減することにより島状マルテンサイトの生成を抑
制し、微細析出したＴｉＮはγ相の微細化に寄与する。
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。しかし、０．１％以上の過剰な添加は、Ｔ
ｉＣを析出し、その析出効果により母材および溶接熱影
響部の靱性を劣化させるので上限を０．１％とした。
Ｎを低減することにより島状マルテンサイトの生成を抑
制し、微細析出したＴｉＮはγ相の微細化に寄与する。
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。しかし、０．１％以上の過剰な添加は、Ｔ
ｉＣを析出し、その析出効果により母材および溶接熱影
響部の靱性を劣化させるので上限を０．１％とした。
【００２０】次に、本発明ではＮｉ，Ｃｕ，Ｍｏの添加
が必須となる。これらの元素は共に高強度化元素とし
て、いずれも母材の靱性を高め、しかも内部酸化層上に
２μｍ以上のＮｉ，Ｃｕ，Ｍｏを濃化層を形成する重要
な元素である。Ｎｉの添加量は、０．８〜３．０％、Ｃ
ｕは０．８〜２．０％の範囲で添加される。Ｍｏは母材
強度および高温強度確保に有効な元素であるが、過剰な
添加はＭｏ炭化物を析出して固溶Ｍｏとして焼き入れ性
向上効果が飽和するので０．４〜０．７％の範囲で添加
する必要がある。
が必須となる。これらの元素は共に高強度化元素とし
て、いずれも母材の靱性を高め、しかも内部酸化層上に
２μｍ以上のＮｉ，Ｃｕ，Ｍｏを濃化層を形成する重要
な元素である。Ｎｉの添加量は、０．８〜３．０％、Ｃ
ｕは０．８〜２．０％の範囲で添加される。Ｍｏは母材
強度および高温強度確保に有効な元素であるが、過剰な
添加はＭｏ炭化物を析出して固溶Ｍｏとして焼き入れ性
向上効果が飽和するので０．４〜０．７％の範囲で添加
する必要がある。
【００２１】ニオブ（Ｎｂ）およびバナジウム（Ｖ）
は、焼き入性を上昇させ、強度を増加させる目的から、
Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｖ：０．０１〜０．２
０％がそれぞれ添加される。しかし、Ｎｂの場合には
０．００５％、Ｖの場合には０．２０％を超えるとＮｂ
炭窒化物或いはＶ炭窒化物の析出量が増加し、固溶Ｎｂ
或いは固溶Ｖとしての効果が飽和するためＮｂ：０．１
０％、Ｖ：０．２０％を上限とし、また、焼き入れ性、
母材の強度確保の点からは下限をＮｂ：０．００５％、
Ｖ：０．０１％とした。
は、焼き入性を上昇させ、強度を増加させる目的から、
Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｖ：０．０１〜０．２
０％がそれぞれ添加される。しかし、Ｎｂの場合には
０．００５％、Ｖの場合には０．２０％を超えるとＮｂ
炭窒化物或いはＶ炭窒化物の析出量が増加し、固溶Ｎｂ
或いは固溶Ｖとしての効果が飽和するためＮｂ：０．１
０％、Ｖ：０．２０％を上限とし、また、焼き入れ性、
母材の強度確保の点からは下限をＮｂ：０．００５％、
Ｖ：０．０１％とした。
【００２２】ボロン（Ｂ）は、鋼材の焼き入れ性に重要
な元素であり、０．０００３〜０．００３０％添加され
る。窒素（Ｎ）は、窒化物を形成し、γ粒の結晶化に寄
与するが、過剰な固溶Ｎは靱性を劣化させるのでＮの含
有量は０．００１〜０．０１０％添加される。マグネシ
ウム、Ｃａ、ＲＥＭは孔食の起点となり耐候性を低下さ
せるＭｎＳの生成を防止する目的で、より高温安定性の
高いＭｇ，Ｃａ，ＲＥＭの硫化物を形成させイオウを固
定するために添加するものである。マグネシウム（Ｍ
ｇ）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、添加時の安全確保とＭｇの
歩留まりを向上させ、更にＭｇＯの微細酸化物を生成さ
せ、これらを微細分散させることにより鋼の強度および
靱性向上に寄与させる目的で０．０００５〜０．０１０
％添加する。また、Ｃａ、ＲＥＭは、いずれもスラブ割
れ防止の目的からそれぞれ０．０００５〜０．００５
％、０．０００５〜０．０１０％の範囲で添加される。
な元素であり、０．０００３〜０．００３０％添加され
る。窒素（Ｎ）は、窒化物を形成し、γ粒の結晶化に寄
与するが、過剰な固溶Ｎは靱性を劣化させるのでＮの含
有量は０．００１〜０．０１０％添加される。マグネシ
ウム、Ｃａ、ＲＥＭは孔食の起点となり耐候性を低下さ
せるＭｎＳの生成を防止する目的で、より高温安定性の
高いＭｇ，Ｃａ，ＲＥＭの硫化物を形成させイオウを固
定するために添加するものである。マグネシウム（Ｍ
ｇ）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、添加時の安全確保とＭｇの
歩留まりを向上させ、更にＭｇＯの微細酸化物を生成さ
せ、これらを微細分散させることにより鋼の強度および
靱性向上に寄与させる目的で０．０００５〜０．０１０
％添加する。また、Ｃａ、ＲＥＭは、いずれもスラブ割
れ防止の目的からそれぞれ０．０００５〜０．００５
％、０．０００５〜０．０１０％の範囲で添加される。
【００２３】Ｎｉ／Ｃｕの濃度比を０．８以上にする理
由は、Ｃｕ添加鋼の高温加熱による表面割れを防止する
ためである。この割れは、１１００℃以上の高温加熱に
より内部酸化層上にＣｕが濃縮し、溶融Ｃｕがγ粒界に
侵入しＣｕ溶融割れを生じる。この防止には、１１００
℃以下の低温加熱をするか、Ｎｉ／Ｃｕ≧０．８のＮｉ
添加し高融点化することにより防止できる。
由は、Ｃｕ添加鋼の高温加熱による表面割れを防止する
ためである。この割れは、１１００℃以上の高温加熱に
より内部酸化層上にＣｕが濃縮し、溶融Ｃｕがγ粒界に
侵入しＣｕ溶融割れを生じる。この防止には、１１００
℃以下の低温加熱をするか、Ｎｉ／Ｃｕ≧０．８のＮｉ
添加し高融点化することにより防止できる。
【００２４】鋼材表面の内部酸化層の厚さを２μｍ以下
とする理由は、実際に、２０μｍ厚さの内部酸化層存在
はおよそ２０倍の２００μｍ深さまで表面軟化層を形成
させる。内部酸化層厚さ２μｍでは表面軟化層深さ２０
μｍとなり疲労および腐食の防止には限界の厚さである
ことから内部酸化層２μｍ以下とした。Ｎｉ，Ｃｕ，Ｍ
ｏの濃化層の厚さを２μｍ以上とする理由は、ＥＰＭＡ
での測定結果から、Ｎｉ，Ｃｕ，Ｍｏ濃化層厚さが２μ
ｍ以下では耐候性効果が小さいことが塩水噴霧試験によ
り確認されたためである。
とする理由は、実際に、２０μｍ厚さの内部酸化層存在
はおよそ２０倍の２００μｍ深さまで表面軟化層を形成
させる。内部酸化層厚さ２μｍでは表面軟化層深さ２０
μｍとなり疲労および腐食の防止には限界の厚さである
ことから内部酸化層２μｍ以下とした。Ｎｉ，Ｃｕ，Ｍ
ｏの濃化層の厚さを２μｍ以上とする理由は、ＥＰＭＡ
での測定結果から、Ｎｉ，Ｃｕ，Ｍｏ濃化層厚さが２μ
ｍ以下では耐候性効果が小さいことが塩水噴霧試験によ
り確認されたためである。
【００２５】また、Ｎｉ，Ｃｕ，Ｍｏの元素濃度の総量
を７．０重量％以上とする理由は、１２５０℃の加熱実
験によると、内部酸化層上へのＣｕ，Ｎｉの濃化度は、
およそ５〜１０倍であり、Ｍｏは２〜５倍であった。し
かも、これらの濃度の総和が７．０重量％以下では目標
の耐候性・疲労特性が達成できないためである。次に、
本発明における製造方法について説明する。
を７．０重量％以上とする理由は、１２５０℃の加熱実
験によると、内部酸化層上へのＣｕ，Ｎｉの濃化度は、
およそ５〜１０倍であり、Ｍｏは２〜５倍であった。し
かも、これらの濃度の総和が７．０重量％以下では目標
の耐候性・疲労特性が達成できないためである。次に、
本発明における製造方法について説明する。
【００２６】本発明において重要なプロセスは、スラブ
加熱温度を１１００〜１３００℃の高温スラブ加熱を行
う必要がある。これは、前述の高温スラブ加熱におい
て、高温加熱酸化により内部酸化層上へのＮｉ，Ｃｕ，
Ｍｏの濃化層を２μｍ以上の厚さで形成させるものであ
る。高温加熱酸化において、内部酸化層上へＮｉ，Ｃ
ｕ，Ｍｏが２μｍ以上濃化する理由は、これら金属の酸
化物の生成エネルギーは鉄酸化物（ＦｅＯ）より高いた
め、酸化物を生成できず内部酸化層上に取り残され濃化
するためである。
加熱温度を１１００〜１３００℃の高温スラブ加熱を行
う必要がある。これは、前述の高温スラブ加熱におい
て、高温加熱酸化により内部酸化層上へのＮｉ，Ｃｕ，
Ｍｏの濃化層を２μｍ以上の厚さで形成させるものであ
る。高温加熱酸化において、内部酸化層上へＮｉ，Ｃ
ｕ，Ｍｏが２μｍ以上濃化する理由は、これら金属の酸
化物の生成エネルギーは鉄酸化物（ＦｅＯ）より高いた
め、酸化物を生成できず内部酸化層上に取り残され濃化
するためである。
【００２７】１２５０℃加熱結果では、Ｎｉ，Ｃｕ，Ｍ
ｏの濃化層が、およそ３０μｍ厚さほど形成される。こ
れが圧延により延伸され、延伸比に対応しほぼ比例して
薄くなる。すなわち、厚さが１／１０になった場合は、
ほぼその厚さは３μｍとなる。更に、前述のように、高
温で加熱されたスラブは熱間圧延に付されるが、この熱
間圧延においては、９５０℃以下での累積圧下率が４０
％以上となる圧延を行う必要がある。
ｏの濃化層が、およそ３０μｍ厚さほど形成される。こ
れが圧延により延伸され、延伸比に対応しほぼ比例して
薄くなる。すなわち、厚さが１／１０になった場合は、
ほぼその厚さは３μｍとなる。更に、前述のように、高
温で加熱されたスラブは熱間圧延に付されるが、この熱
間圧延においては、９５０℃以下での累積圧下率が４０
％以上となる圧延を行う必要がある。
【００２８】９５０℃以下での累積圧下率が４０％以上
で熱延するのは、圧延温度と圧下条件を制御する制御圧
延により組織微細化を達成するには、オーステナイトの
再結晶・未再結晶温度域において、４０％以上の圧下を
加える必要があるためである。
で熱延するのは、圧延温度と圧下条件を制御する制御圧
延により組織微細化を達成するには、オーステナイトの
再結晶・未再結晶温度域において、４０％以上の圧下を
加える必要があるためである。
【００２９】
【実施例】＜実施例１＞試作Ｈ形鋼として、表１に示す
本発明鋼と比較鋼についての化学成分値を有する鋼を転
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、次いでＣａ，Ｍｇ合金、ＲＥＭを添
加し、連続鋳造により２５０〜３００ｍｍ厚鋳片に鋳造
した。
本発明鋼と比較鋼についての化学成分値を有する鋼を転
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、次いでＣａ，Ｍｇ合金、ＲＥＭを添
加し、連続鋳造により２５０〜３００ｍｍ厚鋳片に鋳造
した。
【００３０】
【表１】
【００３１】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。この
ようにして得た鋳片を１２８０℃の高温で加熱し、粗圧
延工程を経て図４に示すユニバーサル圧延装置列でＨ形
鋼に圧延した。この時の圧延・加速冷却条件を表２に示
した。
水量と鋳片の引き抜き速度の選択により制御した。この
ようにして得た鋳片を１２８０℃の高温で加熱し、粗圧
延工程を経て図４に示すユニバーサル圧延装置列でＨ形
鋼に圧延した。この時の圧延・加速冷却条件を表２に示
した。
【００３２】
【表２】
【００３３】この圧延で得られたＨ形鋼の機械的特性を
表３に示した。特に疲労特性については図５に示したと
おりである。図６にＨ形鋼の断面形状および機械試験片
の採取位置を示した。図６において、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（１／４Ｂ）から採取した試験片を用い前述の機
械的特性を求めた。これらの部位について機械的特性を
求めた理由は、フランジ１／４Ｆ部はＨ形鋼の平均的な
機械的特性を示し、Ｈ形鋼の機械的特性を代表できると
判断したものである。
表３に示した。特に疲労特性については図５に示したと
おりである。図６にＨ形鋼の断面形状および機械試験片
の採取位置を示した。図６において、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（１／４Ｂ）から採取した試験片を用い前述の機
械的特性を求めた。これらの部位について機械的特性を
求めた理由は、フランジ１／４Ｆ部はＨ形鋼の平均的な
機械的特性を示し、Ｈ形鋼の機械的特性を代表できると
判断したものである。
【００３４】このように、本発明による鋼組成と製造方
法の両者の条件が全て満足された時に表３および図５に
示されるＨ形鋼、すなわち、本発明鋼Ａ〜Ｄのように、
耐候性、耐疲労性能にすぐれた、高い耐久性を有する圧
延形鋼の生産が可能になる。
法の両者の条件が全て満足された時に表３および図５に
示されるＨ形鋼、すなわち、本発明鋼Ａ〜Ｄのように、
耐候性、耐疲労性能にすぐれた、高い耐久性を有する圧
延形鋼の生産が可能になる。
【００３５】
【表３】
【００３６】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。
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。
【００３７】
【発明の効果】以上述べたように、本発明は、海塩粒子
の飛散による鋼の腐食および継手部疲労が懸念される海
浜および融雪塩使用地区に施設される橋梁、鉄塔などの
鋼構造物部材として使用される耐候性および耐疲労特性
に優れた圧延鋼材を低コストで、しかも簡易な製造方法
で提供できることが可能になる。
の飛散による鋼の腐食および継手部疲労が懸念される海
浜および融雪塩使用地区に施設される橋梁、鉄塔などの
鋼構造物部材として使用される耐候性および耐疲労特性
に優れた圧延鋼材を低コストで、しかも簡易な製造方法
で提供できることが可能になる。
【図１】日本における炭素鋼および耐候性鋼の大気暴露
試験の結果を示す図。
試験の結果を示す図。
【図２】ａは、従来の形鋼における内部酸化層の生成状
態を示す図、ｂは本発明による内部酸化層の生成状態を
示す図。
態を示す図、ｂは本発明による内部酸化層の生成状態を
示す図。
【図３】ａは、従来の形鋼におけるＮｉ，Ｃｕ，Ｍｏの
濃化層の生成状態を示す図、ｂ，ｃは本発明によるＮ
ｉ，Ｃｕ，Ｍｏの濃化層の生成状態を示す図。
濃化層の生成状態を示す図、ｂ，ｃは本発明によるＮ
ｉ，Ｃｕ，Ｍｏの濃化層の生成状態を示す図。
【図４】本発明において使用されるユニバーサル圧延装
置列を示す図。
置列を示す図。
【図５】引張強さと疲労限の関係を示す図。
【図６】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。
を示す図。
フロントページの続き Ｆターム(参考） 4E001 CC04 QA02 4K032 AA00 AA01 AA02 AA04 AA05 AA08 AA11 AA14 AA15 AA16 AA19 AA21 AA22 AA23 AA24 AA27 AA29 AA31 AA35 AA36 AA40 BA00 CA02 CA03 CC04 CD02 CD05
Claims (7)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０２〜０．２０％を
含有し、更に微量Ｎｉ，ＣｕおよびＭｏを必須元素とし
て添加した圧延鋼材であって、Ｎｉ／Ｃｕの濃度比が
０．８以上、鋼材表面の内部酸化層が２μｍ以下、前記
内部酸化層上に厚さ２μｍ以上のＮｉ，Ｃｕ，Ｍｏの濃
化層を有することを特徴とする耐候性および耐疲労特性
に優れた圧延鋼材。 - 【請求項２】 重量％で、Ｃ ：０．０２〜０．２０
％、 Ｍｎ：≦０．１％、 Ｓｉ：≦０．１％、 Ｃｒ：≦０．１％、 Ａｌ：≦０．１％、 Ｔｉ：≦０．１％、 Ｎｉ：０．８〜３．０％、 Ｃｕ：０．８〜２．０％、 Ｍｏ：０．４〜０．７％、 Ｎ ：０．００１〜０．０１％、 Ｐ ：≦０．１％、 Ｓ ：≦０．００６％、 を含有し、かつＮｉ／Ｃｕの濃度比が０．８以上であ
り、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、更に、
鋼材表面の内部酸化層が２μｍ以下で、前記内部酸化層
上に厚さ２μｍ以上のＮｉ，Ｃｕ，Ｍｏの濃化層を有
し、これらの元素濃度の総量が７．０重量％以上である
ことを特徴とする耐候性および耐疲労特性に優れた圧延
鋼材。 - 【請求項３】 重量％で、更に、Ｎｂ：０．００５〜
０．１０％、Ｖ：０．０１〜０．２０％、Ｂ：０．００
０３〜０．００３０％のいずれか１種または２種以上を
含有することを特徴とする請求項２記載の耐候性および
耐疲労特性に優れた圧延鋼材。 - 【請求項４】 重量％で、更に、Ｃａ：０．０００５〜
０．００５０％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１０％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１０％のいずれか１種ま
たは２種以上を含有することを特徴とする請求項２また
は３記載の耐候性および耐疲労特性に優れた圧延鋼材。 - 【請求項５】 重量％で、Ｃ ：０．０２〜０．２０
％、 Ｍｎ：≦０．１％、 Ｓｉ：≦０．１％、 Ｃｒ：≦０．１％、 Ａｌ：≦０．１％、 Ｔｉ：≦０．１％、 Ｎｉ：０．８〜３．０％、 Ｃｕ：０．８〜２．０％、 Ｍｏ：０．４〜０．７％、 Ｎ ：０．００１〜０．０１％、 Ｐ ：≦０．１％、 Ｓ ：≦０．００６％、 を含有し、かつＮｉ／Ｃｕの濃度比が０．８以上であ
り、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋳片を１
１００〜１３００℃の温度域に再加熱した後に熱延を開
始し、９５０℃以下の累積圧下率が４０％以上となる圧
延を行い、９００℃以上で熱延を終了し、熱延ままで鋼
材表面の内部酸化層が２μｍ以下で、前記内部酸化層上
に厚さ２μｍ以上のＮｉ，Ｃｕ，Ｍｏの濃化層を有し、
これらの元素濃度の総量が７．０重量％以上であること
を特徴とする耐候性および耐疲労特性に優れた圧延鋼材
の製造方法。 - 【請求項６】 重量％で、更に、Ｎｂ：０．００５〜
０．１０％、Ｖ：０．０１〜０．２０％、Ｂ：０．００
０３〜０．００３０％のいずれか１種または２種以上を
含有することを特徴とする請求項４記載の耐候性および
耐疲労特性に優れた圧延鋼材の製造方法。 - 【請求項７】 重量％で、更に、Ｃａ：０．０００５〜
０．００５０％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１０％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１０％のいずれか１種ま
たは２種以上を含有することを特徴とする請求項４また
は５記載の耐候性および耐疲労特性に優れた圧延鋼材の
製造方法。
Priority Applications (7)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23238698A JP4057712B2 (ja) | 1998-08-05 | 1998-08-05 | 耐候性および耐疲労特性に優れた圧延鋼材およびその製造方法 |
| PCT/JP1999/004239 WO2000008221A1 (fr) | 1998-08-05 | 1999-08-05 | Acier lamine ayant un excellent comportement aux intemperies et une excellente resistance a la fatigue et procede de production de cet acier |
| EP99935074A EP1026276B1 (en) | 1998-08-05 | 1999-08-05 | Rolled steel product excellent in weatherability and fatigue resisting characteristic and method of production thereof |
| DE69943076T DE69943076D1 (de) | 1998-08-05 | 1999-08-05 | Gewalztes stahlprodukt mit hervorragender witterungsbeständigkeit und ermüdungsverhalten und verfahren zur herstellung dieses produktes |
| US09/509,929 US6258181B1 (en) | 1998-08-05 | 1999-08-05 | Structural steel excellent in wear resistance and fatigue resistance property and method of producing the same |
| KR1020007003608A KR100361472B1 (ko) | 1998-08-05 | 1999-08-05 | 내마모성과 내피로특성이 우수한 구조용 강 및 그 제조 방법 |
| CA002305775A CA2305775A1 (en) | 1998-08-05 | 1999-08-05 | Structural steel excellent in wear resistance and fatigue resistance property and method of producing the same |
Applications Claiming Priority (1)
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|---|---|---|---|
| JP23238698A JP4057712B2 (ja) | 1998-08-05 | 1998-08-05 | 耐候性および耐疲労特性に優れた圧延鋼材およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000054067A true JP2000054067A (ja) | 2000-02-22 |
| JP4057712B2 JP4057712B2 (ja) | 2008-03-05 |
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ID=16938431
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|---|---|---|---|
| JP23238698A Expired - Fee Related JP4057712B2 (ja) | 1998-08-05 | 1998-08-05 | 耐候性および耐疲労特性に優れた圧延鋼材およびその製造方法 |
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|---|---|
| JP (1) | JP4057712B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006348378A (ja) * | 2005-05-17 | 2006-12-28 | Nippon Steel Corp | 耐火性に優れた高強度極厚ｈ形鋼およびその製造方法 |
| KR101518578B1 (ko) | 2013-09-10 | 2015-05-07 | 주식회사 포스코 | 내마모성 및 표면품질이 우수한 황산 및 염산 복합내식용 강판 및 그 제조방법 |
| CN116162855A (zh) * | 2023-02-28 | 2023-05-26 | 马鞍山钢铁股份有限公司 | 一种600MPa级厚规格含磷热轧耐候钢板及其制造方法 |
-
1998
- 1998-08-05 JP JP23238698A patent/JP4057712B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006348378A (ja) * | 2005-05-17 | 2006-12-28 | Nippon Steel Corp | 耐火性に優れた高強度極厚ｈ形鋼およびその製造方法 |
| JP4482527B2 (ja) * | 2005-05-17 | 2010-06-16 | 新日本製鐵株式会社 | 耐火性に優れた高強度極厚ｈ形鋼およびその製造方法 |
| KR101518578B1 (ko) | 2013-09-10 | 2015-05-07 | 주식회사 포스코 | 내마모성 및 표면품질이 우수한 황산 및 염산 복합내식용 강판 및 그 제조방법 |
| US10196704B2 (en) | 2013-09-10 | 2019-02-05 | Posco | Steel for resistance to complex corrosion from hydrochloric acid and sulfuric acid, having excellent wear resistance and surface qualities |
| CN116162855A (zh) * | 2023-02-28 | 2023-05-26 | 马鞍山钢铁股份有限公司 | 一种600MPa级厚规格含磷热轧耐候钢板及其制造方法 |
| CN116162855B (zh) * | 2023-02-28 | 2024-01-30 | 马鞍山钢铁股份有限公司 | 一种600MPa级厚规格含磷热轧耐候钢板及其制造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
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