JP2001323320A - 圧延ｈ形鋼の製造方法 - Google Patents
圧延ｈ形鋼の製造方法Info
- Publication number
- JP2001323320A JP2001323320A JP2000138511A JP2000138511A JP2001323320A JP 2001323320 A JP2001323320 A JP 2001323320A JP 2000138511 A JP2000138511 A JP 2000138511A JP 2000138511 A JP2000138511 A JP 2000138511A JP 2001323320 A JP2001323320 A JP 2001323320A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- rolled
- cooling
- rolling
- 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.)
- Pending
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 フィレット部靭性に優れる圧延Ｈ形鋼の製造
方法を提供する。 【解決手段】 mass％で、Ｃ：０．０５〜０．１８％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．６〜１．６％、
Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｖ：０．
０５％以下、Ｔｉ：０．１５％以下、Ｎ：０．００６％
以下を含有し、炭素当量（Ｃｅｑ．）が０．４４％以
下、２Ｖ＋１．５Ｔｉが０．３％以下とした鋼を、１１
００℃以上１３５０℃以下に加熱し、フィレット部にお
ける累積圧下率が１１００℃以下で２０％以上となるよ
うに熱間圧延し、８００℃以上１０００℃以下で熱間圧
延を終了し、フィレット部における冷却速度が０．５℃
／ｓ以上５℃／ｓ以下となるようにフランジ内外面を制
御冷却し、冷却停止温度をＭｓ点以上Ａｒ 3−２００℃
以下とし、その後放冷することを特徴とする圧延Ｈ形鋼
の製造方法。
方法を提供する。 【解決手段】 mass％で、Ｃ：０．０５〜０．１８％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．６〜１．６％、
Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｖ：０．
０５％以下、Ｔｉ：０．１５％以下、Ｎ：０．００６％
以下を含有し、炭素当量（Ｃｅｑ．）が０．４４％以
下、２Ｖ＋１．５Ｔｉが０．３％以下とした鋼を、１１
００℃以上１３５０℃以下に加熱し、フィレット部にお
ける累積圧下率が１１００℃以下で２０％以上となるよ
うに熱間圧延し、８００℃以上１０００℃以下で熱間圧
延を終了し、フィレット部における冷却速度が０．５℃
／ｓ以上５℃／ｓ以下となるようにフランジ内外面を制
御冷却し、冷却停止温度をＭｓ点以上Ａｒ 3−２００℃
以下とし、その後放冷することを特徴とする圧延Ｈ形鋼
の製造方法。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は建築構造用圧延鋼材
として要求されるＪＩＳ Ｇ３１３６ ＳＮ４９０Ｂ，
Ｃ以上の高強度を有する建築構造用鋼材であって、フィ
レット部靭性に優れる圧延Ｈ形鋼に関する。
として要求されるＪＩＳ Ｇ３１３６ ＳＮ４９０Ｂ，
Ｃ以上の高強度を有する建築構造用鋼材であって、フィ
レット部靭性に優れる圧延Ｈ形鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】鉄骨構造の高層建築物の柱材には、耐震
設計の観点から低降伏比、狭ＹＰレンジ高靭性の鋼材が
要求される。このような設計手法を用いた高層建築物に
用いられる柱材には、各断面方向毎の断面係数の変化が
少ないボックス柱、鋼管を用いた円柱、温間もしくは冷
間で加工されたコラム柱が主として用いられている。し
かし、ボックス柱の場合は角溶接の施工に技術が要求さ
れること、円柱の場合は梁材と接続するための仕口部の
加工が複雑となること、厚肉コラム柱の場合はコーナー
部の低降伏比を満足するような成形を行うための成形コ
ストが高いこと等の問題がある。従って、材料費、施工
費等を含めたトータルコストを削減できる柱材が求めら
れている。
設計の観点から低降伏比、狭ＹＰレンジ高靭性の鋼材が
要求される。このような設計手法を用いた高層建築物に
用いられる柱材には、各断面方向毎の断面係数の変化が
少ないボックス柱、鋼管を用いた円柱、温間もしくは冷
間で加工されたコラム柱が主として用いられている。し
かし、ボックス柱の場合は角溶接の施工に技術が要求さ
れること、円柱の場合は梁材と接続するための仕口部の
加工が複雑となること、厚肉コラム柱の場合はコーナー
部の低降伏比を満足するような成形を行うための成形コ
ストが高いこと等の問題がある。従って、材料費、施工
費等を含めたトータルコストを削減できる柱材が求めら
れている。
【０００３】圧延Ｈ形鋼の場合は断面係数はＨ方向とＩ
方向で異なるが、圧延ままで柱としての基本形状を有し
ているので、コラムのような曲げ加工、ボックス柱のよ
うな溶接施工を行う必要が無いこと、梁材を取り付ける
仕口部が炭酸ガス溶接のみで簡便に施工できること等の
利点が多い。また断面係数の違いは設計段階で考慮でき
るため実用上の問題も無い。以上の点から靭性の良好な
圧延Ｈ形鋼の製造を可能とすることにより、今後柱材と
しての需要拡大が見込まれる。
方向で異なるが、圧延ままで柱としての基本形状を有し
ているので、コラムのような曲げ加工、ボックス柱のよ
うな溶接施工を行う必要が無いこと、梁材を取り付ける
仕口部が炭酸ガス溶接のみで簡便に施工できること等の
利点が多い。また断面係数の違いは設計段階で考慮でき
るため実用上の問題も無い。以上の点から靭性の良好な
圧延Ｈ形鋼の製造を可能とすることにより、今後柱材と
しての需要拡大が見込まれる。
【０００４】図４に圧延Ｈ形鋼の基本的な形状と各部位
の名称を示す。圧延Ｈ形鋼では、フランジとウエブの入
隅に対応するフィレット部が他の部位と比較して相対的
に厚いため、圧延終了温度が高く、冷却速度も遅くなる
ことにより、組織が粗くなり靭性が劣ることが問題であ
った。
の名称を示す。圧延Ｈ形鋼では、フランジとウエブの入
隅に対応するフィレット部が他の部位と比較して相対的
に厚いため、圧延終了温度が高く、冷却速度も遅くなる
ことにより、組織が粗くなり靭性が劣ることが問題であ
った。
【０００５】これらの問題を解決することを目的とした
技術が特公昭６０−４３４１２号公報、特許第２８６５
８４３号公報、特開平１０−６０５７６号公報に開示さ
れている。
技術が特公昭６０−４３４１２号公報、特許第２８６５
８４３号公報、特開平１０−６０５７６号公報に開示さ
れている。
【０００６】これらのうち特公昭６０−４３４１２号公
報に記載の技術は、熱間圧延後のＨ形鋼のフィレット部
を冷却速度２０〜２００℃／ｓで強制冷却しその後の復
熱による自己焼戻効果によりフィレット部靭性の向上を
図るものであるが、結晶粒の細粒化を制御冷却のみで行
うため、強度、靭性の向上には限度があること、またフ
ィレット部のみを選択的に冷却するものであるために、
本製造方法をフランジ厚３２ｍｍ以上の極厚圧延Ｈ形鋼
に適用すると反り等を生じて形状制御の観点からも好ま
しくない。特許第２８６５８４３号公報に記載の技術
は、フィレット部のみの選択的な冷却後にウエブ高さを
１０ｍｍ以上縮幅する挟圧圧延を行うものであるが、フ
ランジ厚３２ｍｍ以上の柱材に適した極厚圧延Ｈ形鋼の
分野では、圧延条件は主として形状を整え、寸法精度を
満足するように決定されており、フィレット部の選択的
な冷却の後に圧延を行うことは、圧延温度が低下し圧延
材料の熱間変形抵抗が増大するためミル能力上圧延が困
難となる。特開平１０−６０５７６号公報に記載の技術
はＶ、Ｎの添加量を増大して微細析出物を増加し、この
析出物により組織の微細化を図るものであるが、析出物
の増加は溶接性の劣化を引き起こすため好ましくない。
報に記載の技術は、熱間圧延後のＨ形鋼のフィレット部
を冷却速度２０〜２００℃／ｓで強制冷却しその後の復
熱による自己焼戻効果によりフィレット部靭性の向上を
図るものであるが、結晶粒の細粒化を制御冷却のみで行
うため、強度、靭性の向上には限度があること、またフ
ィレット部のみを選択的に冷却するものであるために、
本製造方法をフランジ厚３２ｍｍ以上の極厚圧延Ｈ形鋼
に適用すると反り等を生じて形状制御の観点からも好ま
しくない。特許第２８６５８４３号公報に記載の技術
は、フィレット部のみの選択的な冷却後にウエブ高さを
１０ｍｍ以上縮幅する挟圧圧延を行うものであるが、フ
ランジ厚３２ｍｍ以上の柱材に適した極厚圧延Ｈ形鋼の
分野では、圧延条件は主として形状を整え、寸法精度を
満足するように決定されており、フィレット部の選択的
な冷却の後に圧延を行うことは、圧延温度が低下し圧延
材料の熱間変形抵抗が増大するためミル能力上圧延が困
難となる。特開平１０−６０５７６号公報に記載の技術
はＶ、Ｎの添加量を増大して微細析出物を増加し、この
析出物により組織の微細化を図るものであるが、析出物
の増加は溶接性の劣化を引き起こすため好ましくない。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】従来、建築構造用圧延
鋼材は溶接性を考慮する必要があり、ＪＩＳ Ｇ ３１
３６に規定されるように、板厚４０ｍｍ以下では炭素当
量（Ｃｅｑ．）は０．４４％以下、板厚４０ｍｍ超え１
００ｍｍまでは０．４６％以下とする必要がある。従っ
て、多量の合金元素を添加することは炭素当量（Ｃｅ
ｑ．）の増大を生じるため、合金元素の添加による強度
上昇には限界があること、Ｈ形鋼の圧延においては、圧
延荷重と寸法精度の観点から圧延温度を著しく低下させ
て制御圧延を行うことは困難であること、Ｈ形鋼はフラ
ンジとウエブの厚さが異なるので特定部位のみを選択的
に極端な強制冷却を行うことはウエブの座屈、フランジ
の反り、曲がり等の変形が発生するという問題があっ
た。
鋼材は溶接性を考慮する必要があり、ＪＩＳ Ｇ ３１
３６に規定されるように、板厚４０ｍｍ以下では炭素当
量（Ｃｅｑ．）は０．４４％以下、板厚４０ｍｍ超え１
００ｍｍまでは０．４６％以下とする必要がある。従っ
て、多量の合金元素を添加することは炭素当量（Ｃｅ
ｑ．）の増大を生じるため、合金元素の添加による強度
上昇には限界があること、Ｈ形鋼の圧延においては、圧
延荷重と寸法精度の観点から圧延温度を著しく低下させ
て制御圧延を行うことは困難であること、Ｈ形鋼はフラ
ンジとウエブの厚さが異なるので特定部位のみを選択的
に極端な強制冷却を行うことはウエブの座屈、フランジ
の反り、曲がり等の変形が発生するという問題があっ
た。
【０００８】本発明はこのような問題に鑑みなされたも
ので、ＪＩＳ Ｇ ３１３６における溶接性を満たす観
点から炭素当量（Ｃｅｑ．）を０．４４以下に抑えた化
学成分の最適化と圧延可能範囲における制御圧延、圧延
後の制御冷却により耐震性に優れるＳＮ４９０Ｂ，ＳＮ
４９０Ｃに相当する鋼材もしくはそれ以上の高強度鋼材
の圧延Ｈ形鋼の製造方法とを発明者等は鋭意検討し、合
金元素と圧延・冷却条件の最適化を図ることによりフィ
レット部靭性に優れた極厚圧延Ｈ形鋼の製造方法を知見
するに至った。
ので、ＪＩＳ Ｇ ３１３６における溶接性を満たす観
点から炭素当量（Ｃｅｑ．）を０．４４以下に抑えた化
学成分の最適化と圧延可能範囲における制御圧延、圧延
後の制御冷却により耐震性に優れるＳＮ４９０Ｂ，ＳＮ
４９０Ｃに相当する鋼材もしくはそれ以上の高強度鋼材
の圧延Ｈ形鋼の製造方法とを発明者等は鋭意検討し、合
金元素と圧延・冷却条件の最適化を図ることによりフィ
レット部靭性に優れた極厚圧延Ｈ形鋼の製造方法を知見
するに至った。
【０００９】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決するため
の本発明の特徴は以下の通りである。 （１）mass％で、Ｃ：０．０５〜０．１８％、Ｓｉ：
０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．６〜１．６％、Ｐ：
０．０２％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｖ：０．０５
％以下、Ｔｉ：０．１５％以下、Ｎ：０．００６％以下
を含有し、炭素当量（Ｃｅｑ．）が０．４４％以下、２
Ｖ＋１．５Ｔｉが０．３％以下とした鋼を、１１００℃
以上１３５０℃以下に加熱し、フィレット部における累
積圧下率が１１００℃以下で２０％以上となるように熱
間圧延し、８００℃以上１０００℃以下で熱間圧延を終
了し、フィレット部における冷却速度が０．５℃／ｓ以
上５℃／ｓ以下となるようにフランジ内外面を制御冷却
し、冷却停止温度をＭｓ点以上Ａｒ3−２００℃以下と
し、その後放冷することを特徴とする圧延Ｈ形鋼の製造
方法を提供する。 Ms(℃)=539-423xC%-30.4xMn%-17.7xNi%-12.1xCr%-7.5xM
o% Ar3(℃)=910-310xC%-80xMn%-20xCu%-15xCr%-55xNi%-80x
Mo%
の本発明の特徴は以下の通りである。 （１）mass％で、Ｃ：０．０５〜０．１８％、Ｓｉ：
０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．６〜１．６％、Ｐ：
０．０２％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｖ：０．０５
％以下、Ｔｉ：０．１５％以下、Ｎ：０．００６％以下
を含有し、炭素当量（Ｃｅｑ．）が０．４４％以下、２
Ｖ＋１．５Ｔｉが０．３％以下とした鋼を、１１００℃
以上１３５０℃以下に加熱し、フィレット部における累
積圧下率が１１００℃以下で２０％以上となるように熱
間圧延し、８００℃以上１０００℃以下で熱間圧延を終
了し、フィレット部における冷却速度が０．５℃／ｓ以
上５℃／ｓ以下となるようにフランジ内外面を制御冷却
し、冷却停止温度をＭｓ点以上Ａｒ3−２００℃以下と
し、その後放冷することを特徴とする圧延Ｈ形鋼の製造
方法を提供する。 Ms(℃)=539-423xC%-30.4xMn%-17.7xNi%-12.1xCr%-7.5xM
o% Ar3(℃)=910-310xC%-80xMn%-20xCu%-15xCr%-55xNi%-80x
Mo%
【００１０】（２） mass％で、Ｃ：０．０５〜０．１
８％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．６〜１．
６％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１５％以下、
Ｖ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．１５％以下、Ｎ：０．
００６％以下を含有し、炭素当量（Ｃｅｑ．）が０．４
４％以下、２Ｖ＋１．５Ｔｉが０．３％以下とした鋼
を、１１００℃以上１３５０℃以下に加熱し、フィレッ
ト部における累積圧下率が１１００℃以下で２０％以上
となるように熱間圧延し、８００℃以上１０００℃以下
で熱間圧延を終了し、フランジ内外面を水量密度５００
［ｌ／ｍｉｎ．ｍ2］以上，水量密度比（内面水量密度
／外面水量密度）０．３以上１．２以下として制御冷却
し、冷却停止温度をＭｓ点以上Ａｒ3−２００℃以下と
し、その後放冷することを特徴とする圧延Ｈ形鋼の製造
方法を提供する。 Ms(℃)=539-423xC%-30.4xMn%-17.7xNi%-12.1xCr%-7.5xM
o% Ar3(℃)=910-310xC%-80xMn%-20xCu%-15xCr%-55xNi%-80x
Mo%
８％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．６〜１．
６％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１５％以下、
Ｖ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．１５％以下、Ｎ：０．
００６％以下を含有し、炭素当量（Ｃｅｑ．）が０．４
４％以下、２Ｖ＋１．５Ｔｉが０．３％以下とした鋼
を、１１００℃以上１３５０℃以下に加熱し、フィレッ
ト部における累積圧下率が１１００℃以下で２０％以上
となるように熱間圧延し、８００℃以上１０００℃以下
で熱間圧延を終了し、フランジ内外面を水量密度５００
［ｌ／ｍｉｎ．ｍ2］以上，水量密度比（内面水量密度
／外面水量密度）０．３以上１．２以下として制御冷却
し、冷却停止温度をＭｓ点以上Ａｒ3−２００℃以下と
し、その後放冷することを特徴とする圧延Ｈ形鋼の製造
方法を提供する。 Ms(℃)=539-423xC%-30.4xMn%-17.7xNi%-12.1xCr%-7.5xM
o% Ar3(℃)=910-310xC%-80xMn%-20xCu%-15xCr%-55xNi%-80x
Mo%
【００１１】（３）Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５
％以下、Ｃｒ：０．１％以下、Ｍｏ：０．５％以下の一
種以上を更に含有する請求項１又は請求項２記載の圧延
Ｈ形鋼の製造方法を提供する。
％以下、Ｃｒ：０．１％以下、Ｍｏ：０．５％以下の一
種以上を更に含有する請求項１又は請求項２記載の圧延
Ｈ形鋼の製造方法を提供する。
【００１２】
【発明の実施の形態】以下、本発明の詳細と限定理由を
説明する。本願の第一の発明は特定の成分の鋼を、１１
００℃以上１３５０℃以下に加熱し、フィレット部にお
ける累積圧下率が１１００℃以下で２０％以上となるよ
うに熱間圧延し、８００℃以上１０００℃以下で熱間圧
延を終了し、フィレット部における冷却速度が０．５℃
／ｓ以上５℃／ｓ以下となるようにフランジ内外面を制
御冷却し、冷却停止温度をＭｓ点以上Ａｒ3−２００℃
以下とし、その後放冷する圧延Ｈ形鋼の製造方法であ
る。以下、この発明における成分条件と各製造条件の限
定理由について説明する。尚、以下に示す成分に関する
％は、mass％を意味する。
説明する。本願の第一の発明は特定の成分の鋼を、１１
００℃以上１３５０℃以下に加熱し、フィレット部にお
ける累積圧下率が１１００℃以下で２０％以上となるよ
うに熱間圧延し、８００℃以上１０００℃以下で熱間圧
延を終了し、フィレット部における冷却速度が０．５℃
／ｓ以上５℃／ｓ以下となるようにフランジ内外面を制
御冷却し、冷却停止温度をＭｓ点以上Ａｒ3−２００℃
以下とし、その後放冷する圧延Ｈ形鋼の製造方法であ
る。以下、この発明における成分条件と各製造条件の限
定理由について説明する。尚、以下に示す成分に関する
％は、mass％を意味する。
【００１３】Ｃは鋼の強度を安定して確保するために有
効な元素である。しかし、０．０５％未満では必要とす
る強度を得ることが困難であり、０．１８％を超えると
溶接性が劣化する。従って、Ｃ量は０．０５〜０．１８
％とする。
効な元素である。しかし、０．０５％未満では必要とす
る強度を得ることが困難であり、０．１８％を超えると
溶接性が劣化する。従って、Ｃ量は０．０５〜０．１８
％とする。
【００１４】Ｓｉは脱酸材として用いられるが強度上昇
にも有効な元素である。脱酸のためには少なくとも０．
０５％未満では必要とする強度を得ることが困難であ
り、また０．１８％を超えると溶接性が劣化する。従っ
てＳｉ量は０．０５〜０．５０％とする。
にも有効な元素である。脱酸のためには少なくとも０．
０５％未満では必要とする強度を得ることが困難であ
り、また０．１８％を超えると溶接性が劣化する。従っ
てＳｉ量は０．０５〜０．５０％とする。
【００１５】Ｍｎは鋼の強度向上に有効な元素であり、
特に高強度化のためには０．６０％以上の添加が必要で
あるが、１．６０％を超えて添加すると溶接性を損なう
だけでなく偏析部が著しく硬化するために靭性を損な
う。従ってＭｎ量は０．６０〜１．６０％とする。また
上記観点からして、より好ましくは、０．０６％〜１．
５０％である。
特に高強度化のためには０．６０％以上の添加が必要で
あるが、１．６０％を超えて添加すると溶接性を損なう
だけでなく偏析部が著しく硬化するために靭性を損な
う。従ってＭｎ量は０．６０〜１．６０％とする。また
上記観点からして、より好ましくは、０．０６％〜１．
５０％である。
【００１６】Ｐは０．０２％を超えると靭性を劣化させ
る。従ってＰ量は０．０２％以下とした。
る。従ってＰ量は０．０２％以下とした。
【００１７】Ｓは主に介在物の形態で鋼中に存在するが
０．０１５％を超えると介在物が著しく増加し脆化を生
ずるのでＳ量は０．０１５％以下とした。
０．０１５％を超えると介在物が著しく増加し脆化を生
ずるのでＳ量は０．０１５％以下とした。
【００１８】Ｖは微量添加により常温・高温強度の上昇
に有効であるが、０．０５％を超えると粗大なＶ炭窒化
物が生成し靭性が劣化する。従ってＶ量は０．０５％以
下とする。
に有効であるが、０．０５％を超えると粗大なＶ炭窒化
物が生成し靭性が劣化する。従ってＶ量は０．０５％以
下とする。
【００１９】表１に示す成分の鋼を用いて、１２８０℃
に加熱し、フィレット部の累積圧下率が１１００℃以下
３２％となる熱間圧延を行い、９５０℃で圧延を終了
し、フィレット部の冷却速度が４℃／ｓとなるようにフ
ランジ内外面を制御冷却し４００℃で冷却を停止後、放
冷してフランジ厚６５ｍｍの圧延Ｈ形鋼を製造して、Ｖ
添加に伴うフィレット部の材質変化を調べた。その結果
を図２に示す。
に加熱し、フィレット部の累積圧下率が１１００℃以下
３２％となる熱間圧延を行い、９５０℃で圧延を終了
し、フィレット部の冷却速度が４℃／ｓとなるようにフ
ランジ内外面を制御冷却し４００℃で冷却を停止後、放
冷してフランジ厚６５ｍｍの圧延Ｈ形鋼を製造して、Ｖ
添加に伴うフィレット部の材質変化を調べた。その結果
を図２に示す。
【００２０】
【表１】
【００２１】図２中ＹＳは引張試験における降伏強度を
ＴＳは同じく引張強度をｖＥ0はシャルピー衝撃試験の
０℃における吸収エネルギの最低値を示す。これによる
とＶ添加量が０．０５％を超えると０℃における吸収エ
ネルギの最低値が建築用柱材として必要なＪＩＳＧ３１
３６ ＳＮ４９０Ｃに規定する２７Ｊを満足しなくなる
ことがわかる。従って、Ｖ添加量は０．０５％以下とす
る必要がある。
ＴＳは同じく引張強度をｖＥ0はシャルピー衝撃試験の
０℃における吸収エネルギの最低値を示す。これによる
とＶ添加量が０．０５％を超えると０℃における吸収エ
ネルギの最低値が建築用柱材として必要なＪＩＳＧ３１
３６ ＳＮ４９０Ｃに規定する２７Ｊを満足しなくなる
ことがわかる。従って、Ｖ添加量は０．０５％以下とす
る必要がある。
【００２２】ＴｉはＴｉＮ、ＴｉＣを形成し加熱時のオ
ーステナイト粒を微細化し靭性向上に効果があるが、
０．１５％を超えると粗大なＴｉＮ、ＴｉＣを形成し靭
性を劣化させる。従ってＴｉ量は０．１５％以下とす
る。
ーステナイト粒を微細化し靭性向上に効果があるが、
０．１５％を超えると粗大なＴｉＮ、ＴｉＣを形成し靭
性を劣化させる。従ってＴｉ量は０．１５％以下とす
る。
【００２３】表２に示す成分の鋼を用いて、１２６０℃
に加熱し、フィレット部の累積圧下率が１１００℃以下
３３％となる熱間圧延を行い、８５０℃で圧延を終了し
フィレット部の冷却速度が３．７℃／ｓとなるようにフ
ランジ内外面を制御冷却し４２０℃で冷却を停止後、放
冷してフランジ厚８０ｍｍの圧延Ｈ形鋼を製造して、Ｔ
ｉ添加に伴うフィレット部のシャルピー衝撃試験の０℃
における吸収エネルギの最低値の変化を調べた。その結
果を図３に示す。
に加熱し、フィレット部の累積圧下率が１１００℃以下
３３％となる熱間圧延を行い、８５０℃で圧延を終了し
フィレット部の冷却速度が３．７℃／ｓとなるようにフ
ランジ内外面を制御冷却し４２０℃で冷却を停止後、放
冷してフランジ厚８０ｍｍの圧延Ｈ形鋼を製造して、Ｔ
ｉ添加に伴うフィレット部のシャルピー衝撃試験の０℃
における吸収エネルギの最低値の変化を調べた。その結
果を図３に示す。
【００２４】
【表２】
【００２５】Ｔｉ添加量が０．１５％を超えると加熱粒
径はこまかいものの、粗大なＴｉ化合物が分散するため
に吸収エネルギの最低値は上記した規格値２７Ｊを満た
さなくなる。また、Ｔｉ添加量が０．１５％以下であっ
ても２Ｖ＋１．５Ｔｉが０．３％を超える鋼（図３黒
丸）は析出物が粗大になるため吸収エネルギの最低値は
２７Ｊを下回っている。一方Ｔｉ添加量が０．１５％以
下で２Ｖ＋１．５Ｔｉが０．３％以下を満たす鋼はいず
れも靭性が２７Ｊを上回わっている。
径はこまかいものの、粗大なＴｉ化合物が分散するため
に吸収エネルギの最低値は上記した規格値２７Ｊを満た
さなくなる。また、Ｔｉ添加量が０．１５％以下であっ
ても２Ｖ＋１．５Ｔｉが０．３％を超える鋼（図３黒
丸）は析出物が粗大になるため吸収エネルギの最低値は
２７Ｊを下回っている。一方Ｔｉ添加量が０．１５％以
下で２Ｖ＋１．５Ｔｉが０．３％以下を満たす鋼はいず
れも靭性が２７Ｊを上回わっている。
【００２６】Ｎは固溶、もしくはＶ、Ｔｉとの窒化物の
形成により強度、靭性に影響を及ぼすが多量に添加する
と時効硬化を生じるため靭性の劣化をひきおこす。従っ
て、Ｎ量は０．００６％以下とする。
形成により強度、靭性に影響を及ぼすが多量に添加する
と時効硬化を生じるため靭性の劣化をひきおこす。従っ
て、Ｎ量は０．００６％以下とする。
【００２７】Ｖ、Ｔｉは各々単独でＣ、Ｎと結合して炭
窒化物を形成し、強度、靭性に影響を及ぼすが多量に添
加した場合は複合効果も認められる。特に２Ｖ＋１．５
Ｔｉが０．３％を超えると粗いＴｉＮを核としてＶＣ、
ＶＮが複合析出し、粗大な複合炭窒化物となり靭性の劣
化を生じる。従って２Ｖ＋１．５Ｔｉ量は０．３％以下
とする。
窒化物を形成し、強度、靭性に影響を及ぼすが多量に添
加した場合は複合効果も認められる。特に２Ｖ＋１．５
Ｔｉが０．３％を超えると粗いＴｉＮを核としてＶＣ、
ＶＮが複合析出し、粗大な複合炭窒化物となり靭性の劣
化を生じる。従って２Ｖ＋１．５Ｔｉ量は０．３％以下
とする。
【００２８】本発明では上記した基本成分に加えて、必
要に応じてＣｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏの内一種又は二種以
上を添加することができる。
要に応じてＣｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏの内一種又は二種以
上を添加することができる。
【００２９】Ｃｕは強度上昇に有効な元素であるが、
０．５％を超える添加はコスト上昇、板厚方向強度の不
均一の増大、表面疵の発生等を生じるので０．５％以下
（但し、無添加の場合を含む）とする。
０．５％を超える添加はコスト上昇、板厚方向強度の不
均一の増大、表面疵の発生等を生じるので０．５％以下
（但し、無添加の場合を含む）とする。
【００３０】Ｎｉは強度上昇と共に靭性向上にも有効な
元素であるが、０．５％以上の添加は溶接性を損なうだ
けでなく、高価な元素であるので経済性も損なわれるた
め０．５％以下（但し、無添加の場合を含む）とする。
なおＮｉ添加による効果を適切に得るためには０．２０
％以上とするのが良い。
元素であるが、０．５％以上の添加は溶接性を損なうだ
けでなく、高価な元素であるので経済性も損なわれるた
め０．５％以下（但し、無添加の場合を含む）とする。
なおＮｉ添加による効果を適切に得るためには０．２０
％以上とするのが良い。
【００３１】Ｃｒは強度上昇に有効な元素であるが、
０．１％を超える添加は溶接性の劣化原因となるので
０．１％以下（但し、無添加の場合を含む）とする。な
おＣｒ添加による効果を適切に得るためには０．０５％
以上とするのが良い。
０．１％を超える添加は溶接性の劣化原因となるので
０．１％以下（但し、無添加の場合を含む）とする。な
おＣｒ添加による効果を適切に得るためには０．０５％
以上とするのが良い。
【００３２】Ｍｏは鋼の強度特性の向上に有効な元素で
あるが、０．５％を超えると溶接特性を劣化させるの
で、０．５％以下（但し、無添加の場合を含む）とす
る。なおＭｏ添加による効果を適切に得るためには０．
０５％以上とするのが良い。
あるが、０．５％を超えると溶接特性を劣化させるの
で、０．５％以下（但し、無添加の場合を含む）とす
る。なおＭｏ添加による効果を適切に得るためには０．
０５％以上とするのが良い。
【００３３】ＪＩＳ Ｇ３１３６建築構造用圧延鋼材の
うちＳＮ４９０Ｂ，ＳＮ４９０Ｃでは炭素当量（Ｃｅ
ｑ．）の上限は板厚４０ｍｍ以下では０．４４％以下、
板厚４０ｍｍ超え１００ｍｍまでは０．４６％と規定さ
れている。しかし本発明ではフランジ厚３２ｍｍ以上の
圧延Ｈ形鋼すべてに適用できる成分組成とするために炭
素当量（Ｃｅｑ．）は０．４４％以下とする。以下、製
造条件について説明する。
うちＳＮ４９０Ｂ，ＳＮ４９０Ｃでは炭素当量（Ｃｅ
ｑ．）の上限は板厚４０ｍｍ以下では０．４４％以下、
板厚４０ｍｍ超え１００ｍｍまでは０．４６％と規定さ
れている。しかし本発明ではフランジ厚３２ｍｍ以上の
圧延Ｈ形鋼すべてに適用できる成分組成とするために炭
素当量（Ｃｅｑ．）は０．４４％以下とする。以下、製
造条件について説明する。
【００３４】フランジ厚が３２ｍｍ以上の極厚圧延Ｈ形
鋼を製造する場合、薄物（フランジ厚３２ｍｍ以下）の
圧延に比較して圧延パス回数が増大し圧延中の温度降下
も大きくなるので圧延時の圧延変形抵抗をなるべく小さ
くし、寸法精度も高くする観点からは圧延用素材の加熱
温度は高温にするほど圧延機にかかる負荷は減少され
る。しかし、圧延用素材の加熱温度が１３５０℃を超え
ると圧延用素材のγ粒径が著しく粗大化し、建築構造用
鋼材として必要な靭性の確保が困難となる。又加熱炉の
炉体の損傷も大きくなる。一方圧延用素材の加熱温度が
１１００℃未満では圧延時の温度降下が大きく製品の靭
性は優れるが圧延変形抵抗が増大するため製品の寸法精
度が低下する。そこで熱間圧延での加熱温度は１１００
〜１３５０℃とする。
鋼を製造する場合、薄物（フランジ厚３２ｍｍ以下）の
圧延に比較して圧延パス回数が増大し圧延中の温度降下
も大きくなるので圧延時の圧延変形抵抗をなるべく小さ
くし、寸法精度も高くする観点からは圧延用素材の加熱
温度は高温にするほど圧延機にかかる負荷は減少され
る。しかし、圧延用素材の加熱温度が１３５０℃を超え
ると圧延用素材のγ粒径が著しく粗大化し、建築構造用
鋼材として必要な靭性の確保が困難となる。又加熱炉の
炉体の損傷も大きくなる。一方圧延用素材の加熱温度が
１１００℃未満では圧延時の温度降下が大きく製品の靭
性は優れるが圧延変形抵抗が増大するため製品の寸法精
度が低下する。そこで熱間圧延での加熱温度は１１００
〜１３５０℃とする。
【００３５】フランジ厚の薄い圧延Ｈ形鋼で製品の強度
・靭性を共に向上させるには、γ再結晶域圧延によるγ
粒径の微細化と共に未再結晶γ域圧延もおこないγ粒を
伸長させ、α核生成サイトを増加してα粒を微細化する
という手法が取り得る。しかし、フランジ厚が３２ｍｍ
以上の極厚圧延Ｈ形鋼の製造では寸法精度の観点から未
再結晶γ域圧延が困難となるので、フィレット部の靭性
を確保するためにはγ再結晶域圧延において、１１００
℃以下におけるフィレット部の累積圧下率を２０％以上
とする必要がある。フィレット部の累積圧下率が２０％
未満ではγ粒径が粗大となり、α粒径も粗大なものとな
り靭性の向上が図れない。従って、熱間圧延でのフィレ
ット部の累積圧下率は１１００℃以下２０％以上とす
る。
・靭性を共に向上させるには、γ再結晶域圧延によるγ
粒径の微細化と共に未再結晶γ域圧延もおこないγ粒を
伸長させ、α核生成サイトを増加してα粒を微細化する
という手法が取り得る。しかし、フランジ厚が３２ｍｍ
以上の極厚圧延Ｈ形鋼の製造では寸法精度の観点から未
再結晶γ域圧延が困難となるので、フィレット部の靭性
を確保するためにはγ再結晶域圧延において、１１００
℃以下におけるフィレット部の累積圧下率を２０％以上
とする必要がある。フィレット部の累積圧下率が２０％
未満ではγ粒径が粗大となり、α粒径も粗大なものとな
り靭性の向上が図れない。従って、熱間圧延でのフィレ
ット部の累積圧下率は１１００℃以下２０％以上とす
る。
【００３６】表３に示す成分の鋼を用いて、１２３０℃
に加熱し、フィレット部の累積圧下率を１１００℃以下
で３〜５０％まで変化させて熱間圧延を行い、９１０℃
で圧延を終了し、フィレット部の冷却速度が４．２℃／
ｓとなるようにフランジ内外面を制御冷却し、４４０℃
で冷却を停止後、放冷してフランジ厚６５ｍｍの圧延Ｈ
形鋼を製造した。
に加熱し、フィレット部の累積圧下率を１１００℃以下
で３〜５０％まで変化させて熱間圧延を行い、９１０℃
で圧延を終了し、フィレット部の冷却速度が４．２℃／
ｓとなるようにフランジ内外面を制御冷却し、４４０℃
で冷却を停止後、放冷してフランジ厚６５ｍｍの圧延Ｈ
形鋼を製造した。
【００３７】
【表３】
【００３８】フィレット部の１１００℃以下における累
積圧下率とフィレット部のシャルピー衝撃試験の０℃に
おける吸収エネルギの最低値との関係を図１に示す。こ
れによれば累積圧下率が２０％以上あれば十分な靭性値
が得られることがわかる。尚、フィレット部の圧下率と
は、Ｈ形鋼のフィレット部分の断面積の変化（減面率）
を意味する。
積圧下率とフィレット部のシャルピー衝撃試験の０℃に
おける吸収エネルギの最低値との関係を図１に示す。こ
れによれば累積圧下率が２０％以上あれば十分な靭性値
が得られることがわかる。尚、フィレット部の圧下率と
は、Ｈ形鋼のフィレット部分の断面積の変化（減面率）
を意味する。
【００３９】熱間圧延終了温度を８００℃未満にすると
ミクロ組織が細粒化されフランジ厚が薄い圧延Ｈ形鋼で
は高強度、高靭性化が可能であるが、フランジ厚が３２
ｍｍ以上の極厚圧延Ｈ形鋼においては８００℃未満の低
温圧延では圧延変形抵抗が著しく増大し、圧延機への負
荷が増大するとともに製品の寸法精度の向上も難しい。
従って、圧延終了温度は８００℃以上とする。一方圧延
終了温度が１０００℃超えの高温の場合は圧延により再
結晶したγ粒が直ちに成長粗大化し靭性が著しく劣化す
る。よって、熱間圧延終了温度は８００℃以上１０００
℃以下とする。
ミクロ組織が細粒化されフランジ厚が薄い圧延Ｈ形鋼で
は高強度、高靭性化が可能であるが、フランジ厚が３２
ｍｍ以上の極厚圧延Ｈ形鋼においては８００℃未満の低
温圧延では圧延変形抵抗が著しく増大し、圧延機への負
荷が増大するとともに製品の寸法精度の向上も難しい。
従って、圧延終了温度は８００℃以上とする。一方圧延
終了温度が１０００℃超えの高温の場合は圧延により再
結晶したγ粒が直ちに成長粗大化し靭性が著しく劣化す
る。よって、熱間圧延終了温度は８００℃以上１０００
℃以下とする。
【００４０】建築構造用圧延Ｈ形鋼ではフランジ厚８０
ｍｍの場合、熱間圧延後の放冷によりフィレット部の冷
却速度は０．１７℃／ｓとなる。本冷却速度ではミクロ
組織が粗いフェライト主体の組織となり高靭性が得られ
ない。従って、熱間圧延後の冷却速度は０．５℃／ｓ以
上の冷却速度とすることにより靭性に優れたミクロ組織
が得られる。一方フランジ厚８０ｍｍの圧延Ｈ形鋼のフ
ィレット部の理想的な水冷における熱間圧延後の冷却速
度はほぼ５℃／ｓとなる。よって、冷却速度は０．５℃
／ｓ以上５℃／ｓ以下とする。
ｍｍの場合、熱間圧延後の放冷によりフィレット部の冷
却速度は０．１７℃／ｓとなる。本冷却速度ではミクロ
組織が粗いフェライト主体の組織となり高靭性が得られ
ない。従って、熱間圧延後の冷却速度は０．５℃／ｓ以
上の冷却速度とすることにより靭性に優れたミクロ組織
が得られる。一方フランジ厚８０ｍｍの圧延Ｈ形鋼のフ
ィレット部の理想的な水冷における熱間圧延後の冷却速
度はほぼ５℃／ｓとなる。よって、冷却速度は０．５℃
／ｓ以上５℃／ｓ以下とする。
【００４１】フィレット部の冷却方法はフィレット部の
みを選択的に冷却するとフランジに反りが生じ製品形状
の観点から好ましくないのでフランジ内外面を冷却する
ものとする。ここで、フィレット部における冷却速度と
はフィレット部内部、好ましくはフィレット部中心部又
は、その近傍での冷却速度をいう。
みを選択的に冷却するとフランジに反りが生じ製品形状
の観点から好ましくないのでフランジ内外面を冷却する
ものとする。ここで、フィレット部における冷却速度と
はフィレット部内部、好ましくはフィレット部中心部又
は、その近傍での冷却速度をいう。
【００４２】熱間圧延後の冷却における冷却停止温度が
Ｍｓ点未満ではマルテンサイトが生成し建築構造用圧延
鋼材として必要な靭性が確保できない。一方、Ａｒ3−
２００℃以上では微細なフェライトもしくはベイナイト
組織に加えて粗いフェライトが生成するため十分な高強
度、高靭性が得られない。従って、冷却停止温度はＭｓ
点以上Ａｒ3−２００℃以下とする。
Ｍｓ点未満ではマルテンサイトが生成し建築構造用圧延
鋼材として必要な靭性が確保できない。一方、Ａｒ3−
２００℃以上では微細なフェライトもしくはベイナイト
組織に加えて粗いフェライトが生成するため十分な高強
度、高靭性が得られない。従って、冷却停止温度はＭｓ
点以上Ａｒ3−２００℃以下とする。
【００４３】なお、Ｍｓ点とＡｒ3点は下記式により計
算により温度を求めたものである。 Ms(℃)=539-423xC%-30.4xMn%-17.7xNi%-12.1xCr%-7.5xM
o% Ar3(℃)=910-310xC%-80xMn%-20xCu%-15xCr%-55xNi%-80x
Mo%
算により温度を求めたものである。 Ms(℃)=539-423xC%-30.4xMn%-17.7xNi%-12.1xCr%-7.5xM
o% Ar3(℃)=910-310xC%-80xMn%-20xCu%-15xCr%-55xNi%-80x
Mo%
【００４４】次に、本願第二の発明は、特定の成分の鋼
を１１００℃以上１３５０℃以下に加熱し、フィレット
部における累積圧下率が１１００℃以下で２０％以上と
なるように熱間圧延し、８００℃以上１０００℃以下で
熱間圧延を終了し、フランジ内外面を水量密度５００
［ｌ／ｍｉｎ．ｍ2］以上，水量密度比（内面水量密度
／外面水量密度）０．３以上１．２以下として制御冷却
し、冷却停止温度をＭｓ点以上Ａｒ3−２００℃以下と
し、その後放冷する圧延Ｈ形鋼の製造方法である。
を１１００℃以上１３５０℃以下に加熱し、フィレット
部における累積圧下率が１１００℃以下で２０％以上と
なるように熱間圧延し、８００℃以上１０００℃以下で
熱間圧延を終了し、フランジ内外面を水量密度５００
［ｌ／ｍｉｎ．ｍ2］以上，水量密度比（内面水量密度
／外面水量密度）０．３以上１．２以下として制御冷却
し、冷却停止温度をＭｓ点以上Ａｒ3−２００℃以下と
し、その後放冷する圧延Ｈ形鋼の製造方法である。
【００４５】上記第一の発明の製造方法では熱間圧延終
了後のフィレット部の制御冷却条件を冷却速度により管
理するものであるが、この第二の発明では冷却時のフラ
ンジ内外面での水量密度と水量密度比により制御冷却条
件を管理するものであり、このような方法によっても上
述した第一の発明と同等な効果が得られることがわかっ
た。
了後のフィレット部の制御冷却条件を冷却速度により管
理するものであるが、この第二の発明では冷却時のフラ
ンジ内外面での水量密度と水量密度比により制御冷却条
件を管理するものであり、このような方法によっても上
述した第一の発明と同等な効果が得られることがわかっ
た。
【００４６】以下、この発明における鋼の成分条件と各
製造条件の限定理由について説明する。
製造条件の限定理由について説明する。
【００４７】鋼のＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ｖ，Ｔｉ，
Ｎ，２Ｖ＋１．５Ｔｉ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ．炭素
当量（Ｃｅｑ．）の限定理由に関しては先に述べた第一
の発明と同様であるが、Ｖ、Ｔｉについて図６，図７、
表４，表５にもとづいて説明する。
Ｎ，２Ｖ＋１．５Ｔｉ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ．炭素
当量（Ｃｅｑ．）の限定理由に関しては先に述べた第一
の発明と同様であるが、Ｖ、Ｔｉについて図６，図７、
表４，表５にもとづいて説明する。
【００４８】表４に示す成分の鋼を用いて、１２８０℃
に加熱し、フィレット部の累積圧下率が１１００℃以下
３２％となる熱間圧延を行い、９５０℃で圧延を終了し
フランジ外面からは８００［ｌ／ｍｉｎ．ｍ2］の水量
密度で、フランジ内面からは６５０［ｌ／ｍｉｎ．
ｍ2］の水量密度でフランジ全面を制御冷却し、４００
℃で冷却を停止後、放冷してフランジ厚６５ｍｍの圧延
Ｈ形鋼を製造して、Ｖ添加に伴うフィレット部の材質変
化を調べた。その結果を図６に示す。
に加熱し、フィレット部の累積圧下率が１１００℃以下
３２％となる熱間圧延を行い、９５０℃で圧延を終了し
フランジ外面からは８００［ｌ／ｍｉｎ．ｍ2］の水量
密度で、フランジ内面からは６５０［ｌ／ｍｉｎ．
ｍ2］の水量密度でフランジ全面を制御冷却し、４００
℃で冷却を停止後、放冷してフランジ厚６５ｍｍの圧延
Ｈ形鋼を製造して、Ｖ添加に伴うフィレット部の材質変
化を調べた。その結果を図６に示す。
【００４９】
【表４】
【００５０】図中ＹＳは引張試験における降伏強度をＴ
Ｓは同じく引張強度をｖＥ0はシャルピー衝撃試験の０
℃における吸収エネルギの最低値を示す。これによると
Ｖ添加量が０．０５％を超えると０℃における吸収エネ
ルギの最低値が建築用柱材として必要なＪＩＳＧ３１３
６ ＳＮ４９０Ｃに規定する２７Ｊを満足しなくなるこ
とがわかる。従って、Ｖ添加量は０．０５％以下とする
必要がある。
Ｓは同じく引張強度をｖＥ0はシャルピー衝撃試験の０
℃における吸収エネルギの最低値を示す。これによると
Ｖ添加量が０．０５％を超えると０℃における吸収エネ
ルギの最低値が建築用柱材として必要なＪＩＳＧ３１３
６ ＳＮ４９０Ｃに規定する２７Ｊを満足しなくなるこ
とがわかる。従って、Ｖ添加量は０．０５％以下とする
必要がある。
【００５１】表５に示す成分の鋼を用いて、１２６０℃
に加熱し、フィレット部の累積圧下率が１１００℃以下
３３％となる熱間圧延を行い、８５０℃で圧延を終了し
フランジ内外面からそれぞれ９００［ｌ／ｍｉｎ．
ｍ2］の水量密度でフランジ内外面を制御冷却し、４２
０℃で冷却を停止後、放冷してフランジ厚８０ｍｍの圧
延Ｈ形鋼を製造して、Ｔｉ添加に伴うフィレット部のシ
ャルピー衝撃試験の０℃における吸収エネルギの最低値
の変化を調べた。その結果を図７に示す。
に加熱し、フィレット部の累積圧下率が１１００℃以下
３３％となる熱間圧延を行い、８５０℃で圧延を終了し
フランジ内外面からそれぞれ９００［ｌ／ｍｉｎ．
ｍ2］の水量密度でフランジ内外面を制御冷却し、４２
０℃で冷却を停止後、放冷してフランジ厚８０ｍｍの圧
延Ｈ形鋼を製造して、Ｔｉ添加に伴うフィレット部のシ
ャルピー衝撃試験の０℃における吸収エネルギの最低値
の変化を調べた。その結果を図７に示す。
【００５２】
【表５】
【００５３】Ｔｉ添加量が０．１５％を超えると加熱粒
径は細かいものの、粗大なＴｉ化合物が分散するために
吸収エネルギの最低値は上記した規格値２７Ｊを満たさ
なくなる。また、Ｔｉ添加量が０．１５％以下であって
も２Ｖ＋１．５Ｔｉが０．３％を超える鋼（図７黒丸）
は析出物が粗大になるため吸収エネルギの最低値は２７
Ｊを下回っている。一方Ｔｉ添加量が０．１５％以下で
２Ｖ＋１．５Ｔｉが０．３％以下を満たす鋼はいずれも
靭性が２７Ｊを上回わっている。
径は細かいものの、粗大なＴｉ化合物が分散するために
吸収エネルギの最低値は上記した規格値２７Ｊを満たさ
なくなる。また、Ｔｉ添加量が０．１５％以下であって
も２Ｖ＋１．５Ｔｉが０．３％を超える鋼（図７黒丸）
は析出物が粗大になるため吸収エネルギの最低値は２７
Ｊを下回っている。一方Ｔｉ添加量が０．１５％以下で
２Ｖ＋１．５Ｔｉが０．３％以下を満たす鋼はいずれも
靭性が２７Ｊを上回わっている。
【００５４】次に、製造条件については、熱間圧延加熱
温度、フィレット部の累積圧下率、熱間圧延終了温度、
冷却停止温度の限定理由は、先述した第一の発明と同様
である。
温度、フィレット部の累積圧下率、熱間圧延終了温度、
冷却停止温度の限定理由は、先述した第一の発明と同様
である。
【００５５】ここで、フィレット部の累積圧下率につい
て図５、表６にもとづいて説明する。表６に示す成分の
鋼を用いて、１２３０℃に加熱し、フィレット部の累積
圧下率が１１００℃以下３〜５０％まで変化させて熱間
圧延を行い、９１０℃で圧延を終了し、フランジ外面か
らは１２００［ｌ／ｍｉｎ．ｍ2］の水量密度で、フラ
ンジ内面からは８００［ｌ／ｍｉｎ．ｍ2］の水量密度
でフランジ内外を制御冷却し、４４０℃で冷却を停止
後、放冷してフランジ厚６５ｍｍの圧延Ｈ形鋼を製造し
た。
て図５、表６にもとづいて説明する。表６に示す成分の
鋼を用いて、１２３０℃に加熱し、フィレット部の累積
圧下率が１１００℃以下３〜５０％まで変化させて熱間
圧延を行い、９１０℃で圧延を終了し、フランジ外面か
らは１２００［ｌ／ｍｉｎ．ｍ2］の水量密度で、フラ
ンジ内面からは８００［ｌ／ｍｉｎ．ｍ2］の水量密度
でフランジ内外を制御冷却し、４４０℃で冷却を停止
後、放冷してフランジ厚６５ｍｍの圧延Ｈ形鋼を製造し
た。
【００５６】
【表６】
【００５７】フィレット部の１１００℃以下における累
積圧下率とフィレット部のシャルピー衝撃試験の０℃に
おける吸収エネルギの最低値との関係を図５に示す。こ
れによれば累積圧下率が２０％以上あれば十分な靭性値
が得られることがわかる。
積圧下率とフィレット部のシャルピー衝撃試験の０℃に
おける吸収エネルギの最低値との関係を図５に示す。こ
れによれば累積圧下率が２０％以上あれば十分な靭性値
が得られることがわかる。
【００５８】次に、制御冷却条件については先に述べた
ように、この第二の発明では水量密度と水量密度比の管
理を行う。
ように、この第二の発明では水量密度と水量密度比の管
理を行う。
【００５９】フランジ厚３２ｍｍ以上の圧延Ｈ形鋼では
冷却時の水量密度が５００［ｌ／ｍｉｎ．ｍ2］未満の
場合、圧延Ｈ形鋼と冷却水との接触面における沸騰形態
が膜沸騰となり均一な冷却が困難となる。圧延Ｈ形鋼と
冷却水との接触面における沸騰形態を核沸騰として均一
な冷却を得るためにはフランジ外面、内面のいずれから
も５００［ｌ／ｍｉｎ．ｍ2］以上の水量密度で冷却す
ることが必要である。従って、冷却時の水量密度はフラ
ンジ外面、内面のいずれからも５００［ｌ／ｍｉｎ．ｍ
2］以上とする。尚、フランジ内外面冷却時の水量密度
は平均値をいう。従って、本発明の方法には、フランジ
内外面の冷却の均一性を考慮して、フランジ脚先部を直
接水冷しない場合やフランジ内外面の上下方向に水量密
度差をつける場合も含まれる。
冷却時の水量密度が５００［ｌ／ｍｉｎ．ｍ2］未満の
場合、圧延Ｈ形鋼と冷却水との接触面における沸騰形態
が膜沸騰となり均一な冷却が困難となる。圧延Ｈ形鋼と
冷却水との接触面における沸騰形態を核沸騰として均一
な冷却を得るためにはフランジ外面、内面のいずれから
も５００［ｌ／ｍｉｎ．ｍ2］以上の水量密度で冷却す
ることが必要である。従って、冷却時の水量密度はフラ
ンジ外面、内面のいずれからも５００［ｌ／ｍｉｎ．ｍ
2］以上とする。尚、フランジ内外面冷却時の水量密度
は平均値をいう。従って、本発明の方法には、フランジ
内外面の冷却の均一性を考慮して、フランジ脚先部を直
接水冷しない場合やフランジ内外面の上下方向に水量密
度差をつける場合も含まれる。
【００６０】次に、フランジ外面のみ、フランジ内面の
みを選択的に冷却した場合はフランジに著しい反りが発
生し形状不良となりやすい。また、フランジ内外面から
冷却を行った場合はフランジ内面とフランジ外面の水量
密度比（内面水量密度／外面水量密度）が０．３未満で
は内面からの冷却が弱すぎるため、冷却後にフランジが
外側に大きく反ってしまい形状不良を生じる。同様に水
量密度比が１．２を超える場合は冷却後にフランジが内
側に大きく反るため形状不良となる。従って、良好な形
状を得るためにフランジ内面とフランジ外面の水量密度
比は０．３以上１．２以下とする。
みを選択的に冷却した場合はフランジに著しい反りが発
生し形状不良となりやすい。また、フランジ内外面から
冷却を行った場合はフランジ内面とフランジ外面の水量
密度比（内面水量密度／外面水量密度）が０．３未満で
は内面からの冷却が弱すぎるため、冷却後にフランジが
外側に大きく反ってしまい形状不良を生じる。同様に水
量密度比が１．２を超える場合は冷却後にフランジが内
側に大きく反るため形状不良となる。従って、良好な形
状を得るためにフランジ内面とフランジ外面の水量密度
比は０．３以上１．２以下とする。
【００６１】
【実施例】以下に本発明の具体的実施例について説明す
る。 （実施例１）表７に示す成分組成を有する鋼１〜１１を
供試鋼としてフランジ厚６０ｍｍの極厚圧延Ｈ形鋼を製
造した。各鋼種とも加熱、圧延、冷却条件は同一として
成分組成の影響を確認した。即ち、加熱温度１２７０
℃、累積圧下率１１００℃以下２９％、圧延終了温度９
０５℃の条件で圧延し、圧延終了後フランジ全面を冷却
しフィレット部における冷却速度は３．２℃／ｓとし
た。冷却停止温度は５００℃である。強度、靭性に関す
る評価試験は図 ４に示すＨ形鋼のフィッレト部中心か
ら圧延長手方向に試験片を採取して行った。表８に評価
試験結果を示す。
る。 （実施例１）表７に示す成分組成を有する鋼１〜１１を
供試鋼としてフランジ厚６０ｍｍの極厚圧延Ｈ形鋼を製
造した。各鋼種とも加熱、圧延、冷却条件は同一として
成分組成の影響を確認した。即ち、加熱温度１２７０
℃、累積圧下率１１００℃以下２９％、圧延終了温度９
０５℃の条件で圧延し、圧延終了後フランジ全面を冷却
しフィレット部における冷却速度は３．２℃／ｓとし
た。冷却停止温度は５００℃である。強度、靭性に関す
る評価試験は図 ４に示すＨ形鋼のフィッレト部中心か
ら圧延長手方向に試験片を採取して行った。表８に評価
試験結果を示す。
【００６２】
【表７】
【００６３】
【表８】
【００６４】表８で０．２％ＰＳ、ＴＳ、ＹＲはそれぞ
れ引張試験における０．２％耐力、引張強度、降伏比を
表す。ｖＥ0ｍｉｎ．はシャルピー衝撃試験の０℃での
吸収エネルギの最小値を示す。本発明の鋼４，５，６，
８，１０は何れも成分組成が本発明の範囲にあるので強
度、靭性とも良好な値が得られた。一方、比較例の鋼１
はＣ量が高いために０℃での吸収エネルギが低く、鋼２
はＣ量が低いために強度が不足している。Ｍｎ量が高い
鋼３、Ｖ量が高い鋼７、Ｔｉ量が高い鋼９はいずれも０
℃での吸収エネルギが低い値となっている。２Ｖ＋１．
５Ｔｉが０．３０％を超える鋼１１は強度は高い値が得
られているが０℃での吸収エネルギが低い値となってい
る。
れ引張試験における０．２％耐力、引張強度、降伏比を
表す。ｖＥ0ｍｉｎ．はシャルピー衝撃試験の０℃での
吸収エネルギの最小値を示す。本発明の鋼４，５，６，
８，１０は何れも成分組成が本発明の範囲にあるので強
度、靭性とも良好な値が得られた。一方、比較例の鋼１
はＣ量が高いために０℃での吸収エネルギが低く、鋼２
はＣ量が低いために強度が不足している。Ｍｎ量が高い
鋼３、Ｖ量が高い鋼７、Ｔｉ量が高い鋼９はいずれも０
℃での吸収エネルギが低い値となっている。２Ｖ＋１．
５Ｔｉが０．３０％を超える鋼１１は強度は高い値が得
られているが０℃での吸収エネルギが低い値となってい
る。
【００６５】（実施例２）表９に示す成分組成の鋼１２
を用いて表１０に示すように加熱温度、１１００℃以下
での累積圧下率、圧延終了温度、冷却速度、冷却停止温
度を変化させた場合の材質特性への影響を調査した。そ
の評価結果を表１１に示す。試験片の採取位置は実施例
１の場合と同様である。
を用いて表１０に示すように加熱温度、１１００℃以下
での累積圧下率、圧延終了温度、冷却速度、冷却停止温
度を変化させた場合の材質特性への影響を調査した。そ
の評価結果を表１１に示す。試験片の採取位置は実施例
１の場合と同様である。
【００６６】
【表９】
【００６７】
【表１０】
【００６８】
【表１１】
【００６９】本発明の範囲にあるＢ，Ｄ，Ｆ，Ｈ，Ｊは
強度、靭性とも優れた特性が得られた。比較例であるＡ
は加熱温度が１４００℃と高く靭性の低下が著しく、比
較例Ｃは１１００℃以下の累積圧下率が２０％に満たな
いために比較例Ａと同様に低い靭性値を示している。比
較例Ｅは圧延終了温度が１１７５℃と高く組織が粗くな
り靭性劣化を生じている。比較例Ｇは圧延終了温度が７
２０℃と低いためにＨ形鋼としての形状精度が著しく悪
い。比較例Ｉは冷却停止温度が２００℃と低いために靭
性が劣っている。
強度、靭性とも優れた特性が得られた。比較例であるＡ
は加熱温度が１４００℃と高く靭性の低下が著しく、比
較例Ｃは１１００℃以下の累積圧下率が２０％に満たな
いために比較例Ａと同様に低い靭性値を示している。比
較例Ｅは圧延終了温度が１１７５℃と高く組織が粗くな
り靭性劣化を生じている。比較例Ｇは圧延終了温度が７
２０℃と低いためにＨ形鋼としての形状精度が著しく悪
い。比較例Ｉは冷却停止温度が２００℃と低いために靭
性が劣っている。
【００７０】（実施例３）表１２に示す化学組成を有す
る鋼１〜１１を供試鋼としてフランジ厚６５ｍｍの圧延
Ｈ形鋼を製造した。製造条件は加熱温度１２７０℃で加
熱し、累積圧下率１１００℃以下２９％、圧延終了温度
９０５℃で圧延し、圧延終了後フランジ外面からは１０
００［ｌ／ｍｉｎ．ｍ2］、フランジ内面からは７５０
［ｌ／ｍｉｎ．ｍ2］の水量密度でフランジ内外面から
冷却し、冷却停止温度は４９０℃とした。
る鋼１〜１１を供試鋼としてフランジ厚６５ｍｍの圧延
Ｈ形鋼を製造した。製造条件は加熱温度１２７０℃で加
熱し、累積圧下率１１００℃以下２９％、圧延終了温度
９０５℃で圧延し、圧延終了後フランジ外面からは１０
００［ｌ／ｍｉｎ．ｍ2］、フランジ内面からは７５０
［ｌ／ｍｉｎ．ｍ2］の水量密度でフランジ内外面から
冷却し、冷却停止温度は４９０℃とした。
【００７１】材質評価用の引張試験片、衝撃試験片は図
４示すフィレット部中央から圧延長手方向に採取した。
表１３にその評価結果を示す。
４示すフィレット部中央から圧延長手方向に採取した。
表１３にその評価結果を示す。
【００７２】
【表１２】
【００７３】
【表１３】
【００７４】表１３で０．２％ＰＳは引張試験における
０．２％耐力を、ＴＳは同じく引張強度を、ＹＲは降伏
比を表す。ｖＥ0ｍｉｎ．はＶノッチシャルピー衝撃試
験における０℃での吸収エネルギの最低値を表す。本発
明鋼４，５，６，８，１０は何れも成分組成、製造条件
が本発明の範囲にあるので強度、靭性ともに良好な値が
得られている。一方、比較例の鋼１はＣ量が高いために
０℃での吸収エネルギが低く、鋼２はＣ量が低いために
強度が不足している。Ｍｎ量が高い鋼３、Ｖ量が高い鋼
７、Ｔｉ量が高い鋼９は何れも０℃での吸収エネルギが
低い値となっている。２Ｖ＋１．５Ｔｉが０．３％を超
える鋼１１は強度は高い値が得られているが０℃での吸
収エネルギが低い値となった。
０．２％耐力を、ＴＳは同じく引張強度を、ＹＲは降伏
比を表す。ｖＥ0ｍｉｎ．はＶノッチシャルピー衝撃試
験における０℃での吸収エネルギの最低値を表す。本発
明鋼４，５，６，８，１０は何れも成分組成、製造条件
が本発明の範囲にあるので強度、靭性ともに良好な値が
得られている。一方、比較例の鋼１はＣ量が高いために
０℃での吸収エネルギが低く、鋼２はＣ量が低いために
強度が不足している。Ｍｎ量が高い鋼３、Ｖ量が高い鋼
７、Ｔｉ量が高い鋼９は何れも０℃での吸収エネルギが
低い値となっている。２Ｖ＋１．５Ｔｉが０．３％を超
える鋼１１は強度は高い値が得られているが０℃での吸
収エネルギが低い値となった。
【００７５】（実施例４）表１４に示す成分組成の鋼１
２を用いて表１５に示すように加熱温度、１１００℃以
下での累積圧下率、圧延終了温度、水量密度、冷却停止
温度を変化させた場合の材質特性、製品形状への影響を
調査した。その評価結果を表１６に示す。試験片の採取
位置は実施例３の場合と同様である。
２を用いて表１５に示すように加熱温度、１１００℃以
下での累積圧下率、圧延終了温度、水量密度、冷却停止
温度を変化させた場合の材質特性、製品形状への影響を
調査した。その評価結果を表１６に示す。試験片の採取
位置は実施例３の場合と同様である。
【００７６】
【表１４】
【００７７】
【表１５】
【００７８】
【表１６】
【００７９】本発明Ｆ，Ｊは何れも成分組成、製造条件
が本発明の範囲にあるので強度、靭性ともに優れた値が
得られている。一方，比較例であるＡは加熱温度が１４
００℃と高く靭性の低下が著しく、比較例Ｃは１１００
℃以下の累積圧下率が２０％に満たないために比較例Ａ
と同様に低い靭性値を示している。比較例Ｅは圧延終了
温度が１１７５℃と高く組織が粗くなり靭性劣化を生じ
ている。比較例Ｇは圧延終了温度が７２０℃と低いため
にＨ形鋼としての形状精度が著しく悪い。比較例Ｉは冷
却停止温度が２００℃と低いために靭性が劣っている。
比較例Ｂはフランジ外面の水量密度が低いため、比較例
Ｄはフランジ内面の水量密度が低いために反りが著しく
大きく、形状不良を生じている。比較例Ｈは水量密度は
本発明の範囲内であるが、水量密度比が０．３未満であ
るためにフランジに反りが生じて形状不良となってい
る。
が本発明の範囲にあるので強度、靭性ともに優れた値が
得られている。一方，比較例であるＡは加熱温度が１４
００℃と高く靭性の低下が著しく、比較例Ｃは１１００
℃以下の累積圧下率が２０％に満たないために比較例Ａ
と同様に低い靭性値を示している。比較例Ｅは圧延終了
温度が１１７５℃と高く組織が粗くなり靭性劣化を生じ
ている。比較例Ｇは圧延終了温度が７２０℃と低いため
にＨ形鋼としての形状精度が著しく悪い。比較例Ｉは冷
却停止温度が２００℃と低いために靭性が劣っている。
比較例Ｂはフランジ外面の水量密度が低いため、比較例
Ｄはフランジ内面の水量密度が低いために反りが著しく
大きく、形状不良を生じている。比較例Ｈは水量密度は
本発明の範囲内であるが、水量密度比が０．３未満であ
るためにフランジに反りが生じて形状不良となってい
る。
【００８０】
【発明の効果】本発明によれば極厚圧延Ｈ形鋼のフィレ
ット部の強度、靭性が優れているのでフランジ厚３２ｍ
ｍ以上の耐震性、耐火性を兼ね備えた極厚圧延Ｈ形鋼の
製造が可能となる。
ット部の強度、靭性が優れているのでフランジ厚３２ｍ
ｍ以上の耐震性、耐火性を兼ね備えた極厚圧延Ｈ形鋼の
製造が可能となる。
【図１】圧延温度１１００℃以下の累積圧下率とフィレ
ット部靭性の関係を示す図
ット部靭性の関係を示す図
【図２】Ｖ量とフィレット部の機械的特性の関係を示す
図
図
【図３】Ｔｉ量とフィレット部の靭性の関係を示す図
【図４】圧延Ｈ形鋼の基本的形状と各部位の名称を示す
図
図
【図５】圧延温度１１００℃以下の累積圧下率とフィレ
ット部靭性の関係を示す図
ット部靭性の関係を示す図
【図６】Ｖ量とフィレット部の機械的特性の関係を示す
図
図
【図７】Ｔｉ量とフィレット部の靭性の関係を示す図
Claims (3)
- 【請求項１】 mass％で、Ｃ：０．０５〜０．１８％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．６〜１．６％、
Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｖ：０．
０５％以下、Ｔｉ：０．１５％以下、Ｎ：０．００６％
以下を含有し、炭素当量（Ｃｅｑ．）が０．４４％以
下、２Ｖ＋１．５Ｔｉが０．３％以下とした鋼を、１１
００℃以上１３５０℃以下に加熱し、フィレット部にお
ける累積圧下率が１１００℃以下で２０％以上となるよ
うに熱間圧延し、８００℃以上１０００℃以下で熱間圧
延を終了し、フィレット部における冷却速度が０．５℃
／ｓ以上５℃／ｓ以下となるようにフランジ内外面を制
御冷却し、冷却停止温度をＭｓ点以上Ａｒ3−２００℃
以下とし、その後放冷することを特徴とする圧延Ｈ形鋼
の製造方法。 Ms(℃)=539-423xC%-30.4xMn%-17.7xNi%-12.1xCr%-7.5xM
o% Ar3(℃)=910-310xC%-80xMn%-20xCu%-15xCr%-55xNi%-80x
Mo% - 【請求項２】 mass％で、Ｃ：０．０５〜０．１８％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．６〜１．６％、
Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｖ：０．
０５％以下、Ｔｉ：０．１５％以下、Ｎ：０．００６％
以下を含有し、炭素当量（Ｃｅｑ．）が０．４４％以
下、２Ｖ＋１．５Ｔｉが０．３％以下とした鋼を、１１
００℃以上１３５０℃以下に加熱し、フィレット部にお
ける累積圧下率が１１００℃以下で２０％以上となるよ
うに熱間圧延し、８００℃以上１０００℃以下で熱間圧
延を終了し、フランジ内外面を水量密度５００［ｌ／ｍ
ｉｎ．ｍ2］以上，水量密度比（内面水量密度／外面水
量密度）０．３以上１．２以下として制御冷却し、冷却
停止温度をＭｓ点以上Ａｒ3−２００℃以下とし、その
後放冷することを特徴とする圧延Ｈ形鋼の製造方法。 Ms(℃)=539-423xC%-30.4xMn%-17.7xNi%-12.1xCr%-7.5xM
o% Ar3(℃)=910-310xC%-80xMn%-20xCu%-15xCr%-55xNi%-80x
Mo% - 【請求項３】 熱間圧延する鋼がＣｕ：０．５％以下、
Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．１％以下、Ｍｏ：０．
５％以下の一種以上を更に含有することを特徴とする請
求項１又は請求項２記載の圧延Ｈ形鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000138511A JP2001323320A (ja) | 2000-05-11 | 2000-05-11 | 圧延ｈ形鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000138511A JP2001323320A (ja) | 2000-05-11 | 2000-05-11 | 圧延ｈ形鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001323320A true JP2001323320A (ja) | 2001-11-22 |
Family
ID=18646105
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000138511A Pending JP2001323320A (ja) | 2000-05-11 | 2000-05-11 | 圧延ｈ形鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2001323320A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007197794A (ja) * | 2006-01-27 | 2007-08-09 | Nippon Steel Corp | 耐火性に優れたｈ形鋼およびその製造方法 |
| CN105714201A (zh) * | 2016-04-15 | 2016-06-29 | 山东钢铁股份有限公司 | 一种热轧h型钢及其制备方法 |
| JP2022027236A (ja) * | 2020-07-31 | 2022-02-10 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 突起付きｈ形鋼およびその製造方法 |
-
2000
- 2000-05-11 JP JP2000138511A patent/JP2001323320A/ja active Pending
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007197794A (ja) * | 2006-01-27 | 2007-08-09 | Nippon Steel Corp | 耐火性に優れたｈ形鋼およびその製造方法 |
| JP4648843B2 (ja) * | 2006-01-27 | 2011-03-09 | 新日本製鐵株式会社 | 耐火性に優れたｈ形鋼およびその製造方法 |
| CN105714201A (zh) * | 2016-04-15 | 2016-06-29 | 山东钢铁股份有限公司 | 一种热轧h型钢及其制备方法 |
| JP2022027236A (ja) * | 2020-07-31 | 2022-02-10 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 突起付きｈ形鋼およびその製造方法 |
| JP7347361B2 (ja) | 2020-07-31 | 2023-09-20 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 突起付きｈ形鋼およびその製造方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US6007644A (en) | Heavy-wall H-shaped steel having high toughness and yield strength and process for making steel | |
| JP6693606B1 (ja) | 角形鋼管およびその製造方法並びに建築構造物 | |
| JP2008261046A (ja) | 溶接性および塑性変形能に優れた高張力鋼材、並びに冷間成形鋼管 | |
| JP6874913B2 (ja) | 角形鋼管およびその製造方法ならびに建築構造物 | |
| 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 | |
| JP6813140B1 (ja) | 角形鋼管およびその製造方法、並びに建築構造物 | |
| JP3433614B2 (ja) | 強度、靱性、溶接性および耐震性に優れた極厚ｈ形鋼およびその製造方法 | |
| JP6354571B2 (ja) | 圧延ｈ形鋼及びその製造方法 | |
| JP2006144087A (ja) | ウエブ薄肉高強度ｈ形鋼及びその製造方法 | |
| JP3646512B2 (ja) | 材質ばらつきが少なくかつ溶接部低温靱性に優れた高強度高靱性鋼材およびその製造方法 | |
| WO2023053837A1 (ja) | 角形鋼管およびその製造方法、熱延鋼板およびその製造方法、並びに建築構造物 | |
| JP2007277629A (ja) | 極厚鋼材及びその製造方法 | |
| JPH05125438A (ja) | 低降伏比高張力鋼の製造方法 | |
| JP2001323320A (ja) | 圧延ｈ形鋼の製造方法 | |
| JP3293378B2 (ja) | 耐火性を有し溶接性に優れ、板厚方向の強度変化の少ないフランジ厚さ８０ｍｍ以上の建築向け高強度極厚圧延Ｈ形鋼の製造方法 | |
| JP4273787B2 (ja) | フィレット部の靭性の高い高パス間温度多層盛り溶接用ｈ形鋼及びその製造方法 | |
| JPH1068016A (ja) | 極厚ｈ形鋼の製造方法 | |
| JP3559455B2 (ja) | 低降伏比型耐火用鋼材及び鋼管並びにそれらの製造方法 | |
| TW202219280A (zh) | 方形鋼管及其製造方法以及建築結構物 | |
| JP3852279B2 (ja) | 耐震性に優れた圧延ｈ形鋼の製造方法 | |
| JP2017186594A (ja) | 低温用ｈ形鋼及びその製造方法 | |
| JP2001247930A (ja) | 耐震性および耐火性に優れた圧延形鋼とその製造方法 | |
| JP2000096136A (ja) | 耐震性、耐火性を兼ね備えた極厚圧延ｈ形鋼の製造方法 | |
| JP2003155520A (ja) | 圧延ｈ形鋼の製造方法 | |
| JP2002363642A (ja) | 低降伏比で靭性に優れた圧延ｈ形鋼の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| RD01 | Notification of change of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7421 Effective date: 20060921 |
|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20070301 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20090610 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20090908 |
|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20100112 |