JP2002212632A - 低降伏比高靭性耐火ｈ形鋼の製造方法 - Google Patents
低降伏比高靭性耐火ｈ形鋼の製造方法Info
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- JP2002212632A JP2002212632A JP2001008175A JP2001008175A JP2002212632A JP 2002212632 A JP2002212632 A JP 2002212632A JP 2001008175 A JP2001008175 A JP 2001008175A JP 2001008175 A JP2001008175 A JP 2001008175A JP 2002212632 A JP2002212632 A JP 2002212632A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 Ｈ形鋼の各部位において均一な機械的特性を
有する低降伏点比高靭性耐火Ｈ形鋼の製造方法を提供す
る。 【解決手段】 未再結晶温度域での圧延温度履歴をフラ
ンジとフィレット、ウェブの３点間で近接化させるため
に、予備脱酸処理によって、溶存酸素濃度調整後さらに
Ｔｉ添加した鋼片を素材とし、未再結晶温度域での総圧
下率および仕上げ温度の部位間差、各部位における仕上
温度を制御すること等により、均一な機械的特性を有す
る低降伏点比高靭性耐火Ｈ形鋼を製造する。
有する低降伏点比高靭性耐火Ｈ形鋼の製造方法を提供す
る。 【解決手段】 未再結晶温度域での圧延温度履歴をフラ
ンジとフィレット、ウェブの３点間で近接化させるため
に、予備脱酸処理によって、溶存酸素濃度調整後さらに
Ｔｉ添加した鋼片を素材とし、未再結晶温度域での総圧
下率および仕上げ温度の部位間差、各部位における仕上
温度を制御すること等により、均一な機械的特性を有す
る低降伏点比高靭性耐火Ｈ形鋼を製造する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、建築構造用部材と
して用いられる低降伏点比かつ靭性の優れた耐火Ｈ形鋼
の製造方法に関するものである。
して用いられる低降伏点比かつ靭性の優れた耐火Ｈ形鋼
の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】昭和６２年３月制定の「新耐火設計法」
に基づき、高温設計強度を確保し、建築構造物に使用さ
れる鋼材の耐火被覆の不要化または低減を可能とする耐
火鋼材が提供されている。このような動向に対応して、
これまでに特開平４−８３８２１号公報、特開平４−１
０７２４０号公報、特開平４−２７９２４７号公報、特
開平５−１０５９４７号公報、特開平６−１００９２４
号公報等に開示された先行技術により耐火Ｈ形鋼の製造
を可能としてきた。
に基づき、高温設計強度を確保し、建築構造物に使用さ
れる鋼材の耐火被覆の不要化または低減を可能とする耐
火鋼材が提供されている。このような動向に対応して、
これまでに特開平４−８３８２１号公報、特開平４−１
０７２４０号公報、特開平４−２７９２４７号公報、特
開平５−１０５９４７号公報、特開平６−１００９２４
号公報等に開示された先行技術により耐火Ｈ形鋼の製造
を可能としてきた。
【０００３】耐火機能を備えたＨ形鋼を製造する際のポ
イントは鋼材断面内での機械特性の部位間の変動を低減
させることである。しかし、Ｈ形鋼をブレークダウン工
程での孔型圧延により粗形鋼片形状に造形した後、ユニ
バーサル圧延機およびエッジャ圧延機による熱間圧延で
製造する従来のプロセスの場合、ウェブと１／４フラン
ジ、フィレット間での圧延温度が大きく異なる傾向にあ
る。
イントは鋼材断面内での機械特性の部位間の変動を低減
させることである。しかし、Ｈ形鋼をブレークダウン工
程での孔型圧延により粗形鋼片形状に造形した後、ユニ
バーサル圧延機およびエッジャ圧延機による熱間圧延で
製造する従来のプロセスの場合、ウェブと１／４フラン
ジ、フィレット間での圧延温度が大きく異なる傾向にあ
る。
【０００４】具体的には従来プロセスではブレークダウ
ン工程において、平パス圧延と称する孔型によるウェブ
の単独圧延工程を経ていたが、ウェブの単独圧延に伴な
うウェブ厚みの早い段階での減少により、以降の工程で
のウェブ温度降下が顕著となり、ウェブが他の部位と比
較して低温域での圧延加工を余儀なくされていた。ま
た、フランジ部のなかでフランジとウェブが結合するフ
ィレット部は、他のフランジ部と比較して圧延加工によ
る歪量は小さい上に高温域での加工を強いらされる。以
上によりＨ断面部位はフィレット、１／４フランジ、ウ
ェブの３点間で仕上げ温度差にして１５０℃程度の差異
が発生する場合がある。
ン工程において、平パス圧延と称する孔型によるウェブ
の単独圧延工程を経ていたが、ウェブの単独圧延に伴な
うウェブ厚みの早い段階での減少により、以降の工程で
のウェブ温度降下が顕著となり、ウェブが他の部位と比
較して低温域での圧延加工を余儀なくされていた。ま
た、フランジ部のなかでフランジとウェブが結合するフ
ィレット部は、他のフランジ部と比較して圧延加工によ
る歪量は小さい上に高温域での加工を強いらされる。以
上によりＨ断面部位はフィレット、１／４フランジ、ウ
ェブの３点間で仕上げ温度差にして１５０℃程度の差異
が発生する場合がある。
【０００５】この圧延温度履歴の差は断面各部位におけ
る機械特性を発生させる原因となる。例えば、図１中の
「Ｃｒ−Ｍｏ系におけるばらつき」の範囲に示されるよ
うに、フィレット（図中の１／２Ｆに相当）、１／４フ
ランジ（同１／４Ｆに相当）、ウェブ（同１／２Ｗに相
当）の各圧延仕上げ温度範囲で多大な機械特性差が発生
する。
る機械特性を発生させる原因となる。例えば、図１中の
「Ｃｒ−Ｍｏ系におけるばらつき」の範囲に示されるよ
うに、フィレット（図中の１／２Ｆに相当）、１／４フ
ランジ（同１／４Ｆに相当）、ウェブ（同１／２Ｗに相
当）の各圧延仕上げ温度範囲で多大な機械特性差が発生
する。
【０００６】この断面部位間の圧延温度履歴差に起因す
る機械特性の違いを解消させるために、これまでに上述
した先行技術を適用して解決してきた。すなわち、これ
らの先行技術の特徴は、Ｔｉオキサイド等のフェライト
粒内変態核を分散させ、粒内変態を促進させることによ
る熱間圧延におけるミクロ組織形成の仕上げ温度依存性
を低減し、ミクロ組織微細均一化および機械特性の均質
化を実現した点にある。この方法はオキサイドメタラジ
ーと称され、図１に示すように、圧延仕上げ温度の違い
に関わらず比較的安定した機械特性を得ることが可能と
なったものの、断面内の材質偏差を完全に解消するまで
には至っていない。
る機械特性の違いを解消させるために、これまでに上述
した先行技術を適用して解決してきた。すなわち、これ
らの先行技術の特徴は、Ｔｉオキサイド等のフェライト
粒内変態核を分散させ、粒内変態を促進させることによ
る熱間圧延におけるミクロ組織形成の仕上げ温度依存性
を低減し、ミクロ組織微細均一化および機械特性の均質
化を実現した点にある。この方法はオキサイドメタラジ
ーと称され、図１に示すように、圧延仕上げ温度の違い
に関わらず比較的安定した機械特性を得ることが可能と
なったものの、断面内の材質偏差を完全に解消するまで
には至っていない。
【０００７】一方、Ｈ断面部位間の材質特性差を解消す
るために、鋼板を溶接して製造する所謂、溶接Ｈ形鋼が
あるが、圧延Ｈ形鋼と比較して製造工程を多く抱えてお
り生産効率が低いこと、および、溶接施工時の溶接欠陥
等不良が発生する危険性があること、溶接部の機械特性
が低下すること等の理由により、必ずしも圧延Ｈ形鋼よ
りも材質信頼性が高いとは云いきれない。
るために、鋼板を溶接して製造する所謂、溶接Ｈ形鋼が
あるが、圧延Ｈ形鋼と比較して製造工程を多く抱えてお
り生産効率が低いこと、および、溶接施工時の溶接欠陥
等不良が発生する危険性があること、溶接部の機械特性
が低下すること等の理由により、必ずしも圧延Ｈ形鋼よ
りも材質信頼性が高いとは云いきれない。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上述した各種
問題点を解決し、熱間圧延で製造する低降伏点比高靭性
耐火Ｈ形鋼を従来と比較して二次脱酸工程での溶存酸素
濃度およびＴｉ濃度調整を不要とした省プロセスで効率
良く製造できる方法を提供するものである。
問題点を解決し、熱間圧延で製造する低降伏点比高靭性
耐火Ｈ形鋼を従来と比較して二次脱酸工程での溶存酸素
濃度およびＴｉ濃度調整を不要とした省プロセスで効率
良く製造できる方法を提供するものである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明は前述の課題を解
決するためになされたものであり、その要旨は以下のと
おりである。 （１）質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％，Ｓｉ：
０．０５〜０．５０％，Ｍｎ：０．４〜２．０％，Ｍ
ｏ：０．３〜０．７％，Ｖ：０．０５〜０．２０％，
Ｎ：０．００４〜０．０１２％，Ａｌ：０．００５％以
下を含み残部がＦｅおよび不可避不純物からなる溶鋼を
予備脱酸処理によって、溶存酸素濃度［０％］を０．０
０３〜０．０１５％に調整後、さらにＴｉ添加し、該Ｔ
ｉ濃度［Ｔｉ％］が０．００５〜０．０２５％で、かつ
溶鋼の溶存酸素濃度［０％］に対し、−０．００６≦
［Ｔｉ％］−２［０％］≦０．００８の関係を満たす鋼
片を１１００〜１３００℃に再加熱後、熱間圧延を行な
い、１／４フランジ、フィレット、１／２ウェブ、３点
間の圧延仕上げ温度の最大温度差が５０℃以内で仕上げ
圧延することを特徴とする低降伏点比高靭性耐火Ｈ形鋼
の製造方法。 （２）質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％，Ｓｉ：
０．０５〜０．５０％，Ｍｎ：０．４〜２．０％，Ｍ
ｏ：０．３〜０．７％，Ｖ：０．０５〜０．２０％，
Ｎ：０．００４〜０．０１２％，Ｎｂ：０．００５〜
０．０３５％，Ａｌ：０．００５％以下を含み残部がＦ
ｅおよび不可避不純物からなる溶鋼を予備脱酸処理によ
って、溶存酸素濃度［０％］を０．００３〜０．０１５
％に調整後、さらにＴｉ添加し、該Ｔｉ濃度［Ｔｉ％］
が０．００５〜０．０２５％で、かつ溶鋼の溶存酸素濃
度［０％］に対し、−０．００６≦［Ｔｉ％］−２［０
％］≦０．００８の関係を満たす鋼片を１１００〜１３
００℃に再加熱後、熱間圧延を開始し、鋼材表面温度が
９５０℃以下での総圧下率がフランジ、ウェブいずれも
６０％以上であることに加えて、１／４フランジ、フィ
レット、１／２ウェブの圧延仕上げ温度の最大温度差が
５０℃以内で仕上げ圧延することを特徴とする低降伏点
比高靭性耐火Ｈ形鋼の製造方法。 （３）更に、１／４フランジ、フィレット、１／２ウェ
ブの圧延仕上げ温度をいずれも８００〜８６０℃の範囲
とすること、仕上げ圧延工程の圧延終了後に５００℃ま
での平均冷却速度がフランジ厚さに応じて０．５〜２０
℃／ｓで水冷による加速冷却を行なうこと、のいずれか
または双方を適用して製造することを特徴とする上記
（１）または（２）に記載の低降伏点比高靭性耐火Ｈ形
鋼の製造方法。 （４）前記鋼片が、質量％で、さらにＣｒ≦０．７％，
Ｎｉ≦１．０％，Ｃｕ≦１．０％，Ｎｂ≦０．０３５％
の１種または２種以上を含むことを特徴とする上記
（１）記載の低降伏点比高靭性耐火Ｈ形鋼の製造方法。 （５）前記鋼片が、質量％で、さらにＣｒ≦０．７％，
Ｎｉ≦１．０％，Ｃｕ≦１．０％の１種または２種以上
を含むことを特徴とする上記（２）記載の低降伏点比高
靭性耐火Ｈ形鋼の製造方法。
決するためになされたものであり、その要旨は以下のと
おりである。 （１）質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％，Ｓｉ：
０．０５〜０．５０％，Ｍｎ：０．４〜２．０％，Ｍ
ｏ：０．３〜０．７％，Ｖ：０．０５〜０．２０％，
Ｎ：０．００４〜０．０１２％，Ａｌ：０．００５％以
下を含み残部がＦｅおよび不可避不純物からなる溶鋼を
予備脱酸処理によって、溶存酸素濃度［０％］を０．０
０３〜０．０１５％に調整後、さらにＴｉ添加し、該Ｔ
ｉ濃度［Ｔｉ％］が０．００５〜０．０２５％で、かつ
溶鋼の溶存酸素濃度［０％］に対し、−０．００６≦
［Ｔｉ％］−２［０％］≦０．００８の関係を満たす鋼
片を１１００〜１３００℃に再加熱後、熱間圧延を行な
い、１／４フランジ、フィレット、１／２ウェブ、３点
間の圧延仕上げ温度の最大温度差が５０℃以内で仕上げ
圧延することを特徴とする低降伏点比高靭性耐火Ｈ形鋼
の製造方法。 （２）質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％，Ｓｉ：
０．０５〜０．５０％，Ｍｎ：０．４〜２．０％，Ｍ
ｏ：０．３〜０．７％，Ｖ：０．０５〜０．２０％，
Ｎ：０．００４〜０．０１２％，Ｎｂ：０．００５〜
０．０３５％，Ａｌ：０．００５％以下を含み残部がＦ
ｅおよび不可避不純物からなる溶鋼を予備脱酸処理によ
って、溶存酸素濃度［０％］を０．００３〜０．０１５
％に調整後、さらにＴｉ添加し、該Ｔｉ濃度［Ｔｉ％］
が０．００５〜０．０２５％で、かつ溶鋼の溶存酸素濃
度［０％］に対し、−０．００６≦［Ｔｉ％］−２［０
％］≦０．００８の関係を満たす鋼片を１１００〜１３
００℃に再加熱後、熱間圧延を開始し、鋼材表面温度が
９５０℃以下での総圧下率がフランジ、ウェブいずれも
６０％以上であることに加えて、１／４フランジ、フィ
レット、１／２ウェブの圧延仕上げ温度の最大温度差が
５０℃以内で仕上げ圧延することを特徴とする低降伏点
比高靭性耐火Ｈ形鋼の製造方法。 （３）更に、１／４フランジ、フィレット、１／２ウェ
ブの圧延仕上げ温度をいずれも８００〜８６０℃の範囲
とすること、仕上げ圧延工程の圧延終了後に５００℃ま
での平均冷却速度がフランジ厚さに応じて０．５〜２０
℃／ｓで水冷による加速冷却を行なうこと、のいずれか
または双方を適用して製造することを特徴とする上記
（１）または（２）に記載の低降伏点比高靭性耐火Ｈ形
鋼の製造方法。 （４）前記鋼片が、質量％で、さらにＣｒ≦０．７％，
Ｎｉ≦１．０％，Ｃｕ≦１．０％，Ｎｂ≦０．０３５％
の１種または２種以上を含むことを特徴とする上記
（１）記載の低降伏点比高靭性耐火Ｈ形鋼の製造方法。 （５）前記鋼片が、質量％で、さらにＣｒ≦０．７％，
Ｎｉ≦１．０％，Ｃｕ≦１．０％の１種または２種以上
を含むことを特徴とする上記（２）記載の低降伏点比高
靭性耐火Ｈ形鋼の製造方法。
【００１０】
【発明の実施の形態】Ｈ断面部位内において圧延仕上げ
温度等の圧延温度履歴が大きく異なる場合、部位間で機
械特性差が生じる原因となる。この機械特性差はミクロ
組織形成と密接な相関性があることに起因している。す
なわち、ウェブが比較的低温大圧下の製造条件となるた
めに、フランジと比較してオーステナイト組織が細粒化
することによりフェライト変態サイトが増加し、フェラ
イトの細粒化、パーライト分率の低下等の傾向を有す
る。一方、高温域での圧延履歴を経るフィレットでは、
ウェブとは対照的にフェライト変態サイトの減少とそれ
に伴なう焼き入れ性の上昇により、フェライトが粗粒化
し一部ベイナイト組織が生成する。
温度等の圧延温度履歴が大きく異なる場合、部位間で機
械特性差が生じる原因となる。この機械特性差はミクロ
組織形成と密接な相関性があることに起因している。す
なわち、ウェブが比較的低温大圧下の製造条件となるた
めに、フランジと比較してオーステナイト組織が細粒化
することによりフェライト変態サイトが増加し、フェラ
イトの細粒化、パーライト分率の低下等の傾向を有す
る。一方、高温域での圧延履歴を経るフィレットでは、
ウェブとは対照的にフェライト変態サイトの減少とそれ
に伴なう焼き入れ性の上昇により、フェライトが粗粒化
し一部ベイナイト組織が生成する。
【００１１】このミクロ組織差は、強度・靭性に多大な
影響を及ぼす。具体的にはウェブの降伏強度上昇、フィ
レットの靭性低下等、材質格差の原因となる。また、こ
のミクロ組織格差および材質格差は、ウェブ、フランジ
間の厚み比が大きいサイズ、およびウェブ部の薄肉サイ
ズで顕著となる特徴がある。このＨ形鋼断面内のミクロ
組織差を解消させるためには、圧延・温度条件がミクロ
組織形成に及ぼす影響を軽減すること、および圧延・温
度条件を断面内で可能な限り均一化させることの２方法
のアプローチが考えられる。前者のアプローチとして代
表されるのは先述したオキサイドメタラジーである。こ
の技術を適用することにより圧延加工条件に比較的影響
されずにフェライト変態が促進されるので比較的均質な
ミクロ組織が形成される。また、後者に関しては、後述
するユニバーサルブレークダウン圧延プロセスを採用す
ることにより、従来のＨ形鋼製造プロセスよりもウェブ
の温度制御範囲が拡大し、ウェブ、フランジ間の圧延・
温度条件の格差を僅少化させることが可能となる。
影響を及ぼす。具体的にはウェブの降伏強度上昇、フィ
レットの靭性低下等、材質格差の原因となる。また、こ
のミクロ組織格差および材質格差は、ウェブ、フランジ
間の厚み比が大きいサイズ、およびウェブ部の薄肉サイ
ズで顕著となる特徴がある。このＨ形鋼断面内のミクロ
組織差を解消させるためには、圧延・温度条件がミクロ
組織形成に及ぼす影響を軽減すること、および圧延・温
度条件を断面内で可能な限り均一化させることの２方法
のアプローチが考えられる。前者のアプローチとして代
表されるのは先述したオキサイドメタラジーである。こ
の技術を適用することにより圧延加工条件に比較的影響
されずにフェライト変態が促進されるので比較的均質な
ミクロ組織が形成される。また、後者に関しては、後述
するユニバーサルブレークダウン圧延プロセスを採用す
ることにより、従来のＨ形鋼製造プロセスよりもウェブ
の温度制御範囲が拡大し、ウェブ、フランジ間の圧延・
温度条件の格差を僅少化させることが可能となる。
【００１２】以上、２つの対策を同時に適用することに
より、Ｈ形鋼断面のミクロ組織偏差は解消され、それに
伴ない材質格差も解消する。この結果、フィレット部の
靭性低下は解消され、かつウェブの降伏比（ＹＲ）は低
下することにより、低降伏点比高靭性耐火Ｈ形鋼の製造
が可能となる。Ｈ断面各部位における圧延温度履歴を近
接化させ、部位間のミクロ組織の格差を減少させる具体
的方法として以下に示す方法が挙げられる。下記１）〜
６）のうち、特に１），５）が断面内での圧延温度履歴
の近接化に極めて重要なプロセスであることが今回判明
したとともに、低降伏点比高靭性耐火Ｈ形を製造するた
めにその制御範囲の定量性が明らかになった。さらに
１），５）に加え６）に示す加速冷却を実施した場合、
断面内で均質のまま機械特性を向上させること、および
ＹＲを更に低下させることが可能となる。この場合の冷
却速度は仕上げ圧延後から鋼材平均温度で５００℃まで
の平均冷却速度で０．５〜２０℃／ｓである。 １）ブレークダウン工程での平パス圧延と称する孔型に
よるウェブの単独圧延パスを廃止し、圧延初期段階での
ウェブの温度低下を抑制する。なお、このプロセスを実
現するためにはブレークダウン工程に後続するユニバー
サル圧延工程でのウェブの単独圧延パスを行なう、所謂
ユニバーサルブレークダウン圧延プロセスが必須とな
る。 ２）圧延に所要する時間を短縮し、Ｈ断面部位間の温度
格差の拡大を抑制する。なお、このプロセスを実現する
には、例えば圧延の高速化、大圧下圧延による圧延パス
回数の軽減等の対策が挙げられる。 ３）大圧下圧延を行なうことにより、１／４フランジ部
のみならずフィレット部を再結晶後のオーステナイト組
織を充分に細粒化させることにより最終的なミクロ組織
を微細化する。 ４）再結晶温度域（例えば９５０℃以上）のなかで比較
的低い温度域で圧延することにより、１／４フランジ部
のみならずフィレット部において再結晶後のオーステナ
イト組織を細粒化し最終的なミクロ組織を微細化する。
この比較的低い温度域での圧延を実現させるために、圧
延パス間で鋼材を水冷する方法が考えられる。 ５）未再結晶温度域での圧延温度履歴をフランジとフィ
レット、ウェブの３点間で近接化させる。具体的方法と
して以下のａ），ｂ）の項目を制御すれば良い。 ａ）未再結晶温度域での総圧下率の部位間差を抑制す
る。すなわち、未再結晶温度域上限（例えば本発明の成
分のうちＮｂ含有鋼において鋼材表面温度で９５０℃程
度）における板厚から製品厚までの総圧下率が６０％以
上確保できれば、圧延加工による導入歪量の部位間差は
減少する。 ｂ）仕上げ温度の部位間差を抑制する。すなわち、フラ
ンジとフィレット、ウェブ３点間の圧延仕上げ温度の部
位間差が５０℃以内に抑制できれば、ミクロ組織の部位
間差が減少する。さらに仕上げ圧延における鋼材表面温
度（以降仕上げ温度と称す）がいずれも８６０℃以下で
あれば、ミクロ組織は充分に細粒化されるが、本発明の
成分範囲において８００℃を下回ると、ミクロ組織の一
部がフェライト変態して圧延で加工フェライトを生成す
ることになり、特に靭性を低下させることになるので、
８００〜８６０℃の範囲内に圧延仕上げ温度を制御する
ことが重要である。 ６）圧延終了後水冷により加速冷却によりフェライトの
粒成長を抑制し、パーライト組織比率を増加させる。
より、Ｈ形鋼断面のミクロ組織偏差は解消され、それに
伴ない材質格差も解消する。この結果、フィレット部の
靭性低下は解消され、かつウェブの降伏比（ＹＲ）は低
下することにより、低降伏点比高靭性耐火Ｈ形鋼の製造
が可能となる。Ｈ断面各部位における圧延温度履歴を近
接化させ、部位間のミクロ組織の格差を減少させる具体
的方法として以下に示す方法が挙げられる。下記１）〜
６）のうち、特に１），５）が断面内での圧延温度履歴
の近接化に極めて重要なプロセスであることが今回判明
したとともに、低降伏点比高靭性耐火Ｈ形を製造するた
めにその制御範囲の定量性が明らかになった。さらに
１），５）に加え６）に示す加速冷却を実施した場合、
断面内で均質のまま機械特性を向上させること、および
ＹＲを更に低下させることが可能となる。この場合の冷
却速度は仕上げ圧延後から鋼材平均温度で５００℃まで
の平均冷却速度で０．５〜２０℃／ｓである。 １）ブレークダウン工程での平パス圧延と称する孔型に
よるウェブの単独圧延パスを廃止し、圧延初期段階での
ウェブの温度低下を抑制する。なお、このプロセスを実
現するためにはブレークダウン工程に後続するユニバー
サル圧延工程でのウェブの単独圧延パスを行なう、所謂
ユニバーサルブレークダウン圧延プロセスが必須とな
る。 ２）圧延に所要する時間を短縮し、Ｈ断面部位間の温度
格差の拡大を抑制する。なお、このプロセスを実現する
には、例えば圧延の高速化、大圧下圧延による圧延パス
回数の軽減等の対策が挙げられる。 ３）大圧下圧延を行なうことにより、１／４フランジ部
のみならずフィレット部を再結晶後のオーステナイト組
織を充分に細粒化させることにより最終的なミクロ組織
を微細化する。 ４）再結晶温度域（例えば９５０℃以上）のなかで比較
的低い温度域で圧延することにより、１／４フランジ部
のみならずフィレット部において再結晶後のオーステナ
イト組織を細粒化し最終的なミクロ組織を微細化する。
この比較的低い温度域での圧延を実現させるために、圧
延パス間で鋼材を水冷する方法が考えられる。 ５）未再結晶温度域での圧延温度履歴をフランジとフィ
レット、ウェブの３点間で近接化させる。具体的方法と
して以下のａ），ｂ）の項目を制御すれば良い。 ａ）未再結晶温度域での総圧下率の部位間差を抑制す
る。すなわち、未再結晶温度域上限（例えば本発明の成
分のうちＮｂ含有鋼において鋼材表面温度で９５０℃程
度）における板厚から製品厚までの総圧下率が６０％以
上確保できれば、圧延加工による導入歪量の部位間差は
減少する。 ｂ）仕上げ温度の部位間差を抑制する。すなわち、フラ
ンジとフィレット、ウェブ３点間の圧延仕上げ温度の部
位間差が５０℃以内に抑制できれば、ミクロ組織の部位
間差が減少する。さらに仕上げ圧延における鋼材表面温
度（以降仕上げ温度と称す）がいずれも８６０℃以下で
あれば、ミクロ組織は充分に細粒化されるが、本発明の
成分範囲において８００℃を下回ると、ミクロ組織の一
部がフェライト変態して圧延で加工フェライトを生成す
ることになり、特に靭性を低下させることになるので、
８００〜８６０℃の範囲内に圧延仕上げ温度を制御する
ことが重要である。 ６）圧延終了後水冷により加速冷却によりフェライトの
粒成長を抑制し、パーライト組織比率を増加させる。
【００１３】本発明においては、前述したフェライト粒
径平均値或いはパーライト分率平均値が、１／４フラン
ジ部を基準としてミクロ組織中のフェライト粒径平均値
がフィレット部で±１５％以内であること、或いはミク
ロ組織中のパーライト分率平均値がフィレット部で±８
％以内である必要がある。ここで均一なミクロ組織の範
囲をフェライト粒径平均値で±１５％以内、パーライト
分率平均値±８％以内と限定した理由は、この範囲内で
あれば強度・靭性などの機械特性のばらつきが約±５％
以内に制御できること、すなわち、フェライト粒径平均
値、パーライト分率平均値が前述した範囲内にある場合
にほぼ均質な機械的特性が得られることを実験の結果か
ら明らかにしたものである。
径平均値或いはパーライト分率平均値が、１／４フラン
ジ部を基準としてミクロ組織中のフェライト粒径平均値
がフィレット部で±１５％以内であること、或いはミク
ロ組織中のパーライト分率平均値がフィレット部で±８
％以内である必要がある。ここで均一なミクロ組織の範
囲をフェライト粒径平均値で±１５％以内、パーライト
分率平均値±８％以内と限定した理由は、この範囲内で
あれば強度・靭性などの機械特性のばらつきが約±５％
以内に制御できること、すなわち、フェライト粒径平均
値、パーライト分率平均値が前述した範囲内にある場合
にほぼ均質な機械的特性が得られることを実験の結果か
ら明らかにしたものである。
【００１４】次ぎに本発明において化学成分を限定した
理由について述べる。なお、濃度に関しては全て質量％
を％で略記する。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、０．０５％未満では構造用鋼
として必要な強度が得られず、０．２０％を超える過剰
の添加は母材靭性、耐溶接割れ性、溶接熱影響部（ＨＡ
Ｚ）靭性等を著しく低下させる。したがってＣ濃度の限
定範囲を０．０５〜０．２０％とした。
理由について述べる。なお、濃度に関しては全て質量％
を％で略記する。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、０．０５％未満では構造用鋼
として必要な強度が得られず、０．２０％を超える過剰
の添加は母材靭性、耐溶接割れ性、溶接熱影響部（ＨＡ
Ｚ）靭性等を著しく低下させる。したがってＣ濃度の限
定範囲を０．０５〜０．２０％とした。
【００１５】Ｓｉは、脱酸元素として機能することに加
えて、母材の強度確保に必要な成分であるが、０．０５
％未満では殆ど強度向上に効果は見られず、０．５０％
以上ではＨＡＺにおいて硬化組織である高炭素島状マル
テンサイトを生成し、靭性を著しく損なう。したがって
Ｓｉ濃度の限定範囲を０．０５〜０．５０％とした。Ｍ
ｎは、母材の強度、靭性の確保のために０．４％以上の
添加が必要であり、２．０％を超える添加はＨＡＺ靭
性、耐割れ性を損なう。したがってＭｎ濃度の限定範囲
を０．４０〜２．００％とした。
えて、母材の強度確保に必要な成分であるが、０．０５
％未満では殆ど強度向上に効果は見られず、０．５０％
以上ではＨＡＺにおいて硬化組織である高炭素島状マル
テンサイトを生成し、靭性を著しく損なう。したがって
Ｓｉ濃度の限定範囲を０．０５〜０．５０％とした。Ｍ
ｎは、母材の強度、靭性の確保のために０．４％以上の
添加が必要であり、２．０％を超える添加はＨＡＺ靭
性、耐割れ性を損なう。したがってＭｎ濃度の限定範囲
を０．４０〜２．００％とした。
【００１６】Ｍｏは、母材強度および高温強度の確保に
有効な成分であり、０．３％未満では、充分な高温強度
が確保できず、０．７％では焼き入れ性が上昇しすぎて
母材靭性およびＨＡＺ靭性を損なう。したがってＭｏ濃
度の限定範囲を０．３０〜０．７０％とした。Ｎは、Ｖ
ＮおよびＮｂ（Ｃ，Ｎ）の析出に重要な成分であり、
０．００４０％未満ではＶＮの析出量が不充分であり、
０．０１２％超では母材靭性を著しく低下させる。した
がってＮ濃度の限定範囲を０．００４〜０．０１２％と
した。
有効な成分であり、０．３％未満では、充分な高温強度
が確保できず、０．７％では焼き入れ性が上昇しすぎて
母材靭性およびＨＡＺ靭性を損なう。したがってＭｏ濃
度の限定範囲を０．３０〜０．７０％とした。Ｎは、Ｖ
ＮおよびＮｂ（Ｃ，Ｎ）の析出に重要な成分であり、
０．００４０％未満ではＶＮの析出量が不充分であり、
０．０１２％超では母材靭性を著しく低下させる。した
がってＮ濃度の限定範囲を０．００４〜０．０１２％と
した。
【００１７】Ａｌは、強力な脱酸元素であるが、０．０
０５％以上含有する場合、Ｎと化合してＡｌＮを析出さ
せ本発明対象鋼の特徴であるＶＮの析出量を低減させ
る。したがって、Ａｌ濃度の限定範囲を０．００５％未
満とした。更に、本発明においては、Ｎｂ濃度を０．０
０５〜０．０３５％添加することが有効である。Ｎｂの
添加は鋼の再結晶抑制に作用することが知られており、
例えば限定範囲の中で最小量である０．００５％のＮｂ
添加の場合でも本発明での炭素当量範囲であるならば、
例えば９５０℃程度の温度域まで未再結晶温度域を上昇
することが可能であるためである。Ｎｂ濃度が０．０３
５％を超える場合、粗大なＮｂ（Ｃ，Ｎ）が分散し、母
材靭性および溶接性を阻害する場合が生じることがある
ので上限を０．０３５％とした。また、Ｎｂ濃度を０．
０３５％まで選択的に添加可能としているのは母材強度
向上のためである。
０５％以上含有する場合、Ｎと化合してＡｌＮを析出さ
せ本発明対象鋼の特徴であるＶＮの析出量を低減させ
る。したがって、Ａｌ濃度の限定範囲を０．００５％未
満とした。更に、本発明においては、Ｎｂ濃度を０．０
０５〜０．０３５％添加することが有効である。Ｎｂの
添加は鋼の再結晶抑制に作用することが知られており、
例えば限定範囲の中で最小量である０．００５％のＮｂ
添加の場合でも本発明での炭素当量範囲であるならば、
例えば９５０℃程度の温度域まで未再結晶温度域を上昇
することが可能であるためである。Ｎｂ濃度が０．０３
５％を超える場合、粗大なＮｂ（Ｃ，Ｎ）が分散し、母
材靭性および溶接性を阻害する場合が生じることがある
ので上限を０．０３５％とした。また、Ｎｂ濃度を０．
０３５％まで選択的に添加可能としているのは母材強度
向上のためである。
【００１８】また、本発明においては、上述のＮｂ以外
に選択的にＣｒ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｖの１種または２種以上
の添加が可能な成分として挙げているがそれぞれの成分
を添加する理由は以下の通りである。Ｃｒは、焼き入れ
性の向上と析出硬化により母材の常温強度および高温強
度上昇に有効な成分であるのみならず、鋼表面の粒界酸
化を抑制させることによる表面性状（平滑性）の改善に
も機能する。ただし０．７％超の添加は母材靭性および
ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼす。したがって、Ｃｒ濃度の
限定範囲を０．７％未満とした。
に選択的にＣｒ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｖの１種または２種以上
の添加が可能な成分として挙げているがそれぞれの成分
を添加する理由は以下の通りである。Ｃｒは、焼き入れ
性の向上と析出硬化により母材の常温強度および高温強
度上昇に有効な成分であるのみならず、鋼表面の粒界酸
化を抑制させることによる表面性状（平滑性）の改善に
も機能する。ただし０．７％超の添加は母材靭性および
ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼす。したがって、Ｃｒ濃度の
限定範囲を０．７％未満とした。
【００１９】Ｎｉは、母材の靭性を高めるのに有効な成
分である。ただし、過度のＮｉ添加は成分コストを著し
く上昇させるため、上限を１．０％とした。Ｃｕは、母
材の強化に有効な成分であるが、同時に焼き入れ性を上
昇させ、母材靭性およびＨＡＺ靭性を損なうことから、
Ｃｕ濃度の上限を１．０％とした。Ｖは、ＶＮとして鋼
中に析出させて粒内フェライト変態核として機能させ、
フェライト粒の細粒化させることにより強度・靭性の向
上に寄与する。０．０５％未満ではＶＮの析出量が不充
分であり、０．２０％超ではＶＮの析出量が過剰とな
り、母材靭性およびＨＡＺ靭性を損なう。したがってＶ
濃度の限定範囲を０．０５〜０．２０％とした。
分である。ただし、過度のＮｉ添加は成分コストを著し
く上昇させるため、上限を１．０％とした。Ｃｕは、母
材の強化に有効な成分であるが、同時に焼き入れ性を上
昇させ、母材靭性およびＨＡＺ靭性を損なうことから、
Ｃｕ濃度の上限を１．０％とした。Ｖは、ＶＮとして鋼
中に析出させて粒内フェライト変態核として機能させ、
フェライト粒の細粒化させることにより強度・靭性の向
上に寄与する。０．０５％未満ではＶＮの析出量が不充
分であり、０．２０％超ではＶＮの析出量が過剰とな
り、母材靭性およびＨＡＺ靭性を損なう。したがってＶ
濃度の限定範囲を０．０５〜０．２０％とした。
【００２０】
【実施例】以下に本発明を実施例に基づいて説明する。
試作鋼は転炉溶製し、連続鋳造により２４０〜３００mm
厚スラブ鋳片に鋳造した鋼片を加熱し、Ｈ形鋼に圧延し
た。熱間圧延条件としては、基本的に孔型圧延によるブ
レークダウン工程、エッジャー圧延機とユニバーサル圧
延機から構成される中間ユニバーサル圧延機群による中
間圧延工程、ユニバーサル圧延機による仕上げ圧延工程
により構成されるＨ形鋼製造方法を採用する。なお、こ
の方法の中にはＨ形鋼のウェブ高を制御するスキューロ
ール圧延工程が加えられた場合も含まれている。
試作鋼は転炉溶製し、連続鋳造により２４０〜３００mm
厚スラブ鋳片に鋳造した鋼片を加熱し、Ｈ形鋼に圧延し
た。熱間圧延条件としては、基本的に孔型圧延によるブ
レークダウン工程、エッジャー圧延機とユニバーサル圧
延機から構成される中間ユニバーサル圧延機群による中
間圧延工程、ユニバーサル圧延機による仕上げ圧延工程
により構成されるＨ形鋼製造方法を採用する。なお、こ
の方法の中にはＨ形鋼のウェブ高を制御するスキューロ
ール圧延工程が加えられた場合も含まれている。
【００２１】この圧延製造方法において、ブレークダウ
ン工程で孔底中央に突起を有し、孔底幅の異なる孔型を
複数配置した圧延ロールで鋼片の幅方向に圧延加工する
ことにより適正なフランジ幅およびウェブ高さまで成形
する。続いて、中間圧延工程においてエッジャー圧延機
でフランジ幅を、ユニバーサル圧延機でウェブ厚、フラ
ンジ厚の成形を行なう。さらに仕上げの圧延機で所定の
Ｈ形鋼サイズに成形する。
ン工程で孔底中央に突起を有し、孔底幅の異なる孔型を
複数配置した圧延ロールで鋼片の幅方向に圧延加工する
ことにより適正なフランジ幅およびウェブ高さまで成形
する。続いて、中間圧延工程においてエッジャー圧延機
でフランジ幅を、ユニバーサル圧延機でウェブ厚、フラ
ンジ厚の成形を行なう。さらに仕上げの圧延機で所定の
Ｈ形鋼サイズに成形する。
【００２２】これに対し、従来はブレークダウン工程に
おいて前記の圧延加工の後、平パス圧延と称する孔型に
よるウェブの単独圧延工程を経ていたが、ウェブの単独
圧延にともなうウェブ厚みの早い段階での減少により、
以降の工程でのウェブ温度降下が顕著となり、他の部位
と比較して低温域での圧延加工を余儀なくされていた。
また、中間圧延工程ではユニバーサル圧延機での１パス
あたりの圧下率が比較的小さいために圧延製造に要する
時間が延び、その分だけ部位による温度偏差が拡大する
ことにより、圧延温度履歴に差異が生じる原因となって
いた。
おいて前記の圧延加工の後、平パス圧延と称する孔型に
よるウェブの単独圧延工程を経ていたが、ウェブの単独
圧延にともなうウェブ厚みの早い段階での減少により、
以降の工程でのウェブ温度降下が顕著となり、他の部位
と比較して低温域での圧延加工を余儀なくされていた。
また、中間圧延工程ではユニバーサル圧延機での１パス
あたりの圧下率が比較的小さいために圧延製造に要する
時間が延び、その分だけ部位による温度偏差が拡大する
ことにより、圧延温度履歴に差異が生じる原因となって
いた。
【００２３】本実施例では、ブレークダウン工程におけ
る平パス圧延の廃止、中間圧延工程での大圧下圧延によ
る圧延製造所要時間の短縮によりミクロ組織の均一化を
実現した。例えばウェブ厚９mm、フランジ厚１２mm、ウ
ェブ高さ５００mm、フランジ幅２００mmのＨ形鋼から、
ウェブ厚４０mm、フランジ厚６０mm、ウェブ高さ５００
mm、フランジ幅５００mmの大型Ｈ形鋼を上述のプロセス
で製造した場合、表１に示すミクロ組織が得られてい
る。
る平パス圧延の廃止、中間圧延工程での大圧下圧延によ
る圧延製造所要時間の短縮によりミクロ組織の均一化を
実現した。例えばウェブ厚９mm、フランジ厚１２mm、ウ
ェブ高さ５００mm、フランジ幅２００mmのＨ形鋼から、
ウェブ厚４０mm、フランジ厚６０mm、ウェブ高さ５００
mm、フランジ幅５００mmの大型Ｈ形鋼を上述のプロセス
で製造した場合、表１に示すミクロ組織が得られてい
る。
【００２４】このようにして製造されたＨ形鋼の機械特
性は、図２に示すフランジ２の板厚ｔ２の中心部（１／
２ｔ2 ）でフランジ幅全長（Ｂ）の１／４，１／２幅
（１／４Ｂ，１／２Ｂ）およびウェブ３の板厚中心部で
ウェブ高さの１／２Ｈから試験片を採集し求めた。な
お、１／４Ｂは１／４フランジ部、１／２Ｂはフィレッ
ト部、１／２Ｈは１／２ウェブ部と称する部位に相当す
る。これらの箇所の特性を求めたのはフランジ１／４部
（１／４Ｂ）とフィレット部（１／２Ｂ）はＨ形鋼フラ
ンジ部の特性が代表できるとしたためである。なお、測
定はＣ断面で行なった。
性は、図２に示すフランジ２の板厚ｔ２の中心部（１／
２ｔ2 ）でフランジ幅全長（Ｂ）の１／４，１／２幅
（１／４Ｂ，１／２Ｂ）およびウェブ３の板厚中心部で
ウェブ高さの１／２Ｈから試験片を採集し求めた。な
お、１／４Ｂは１／４フランジ部、１／２Ｂはフィレッ
ト部、１／２Ｈは１／２ウェブ部と称する部位に相当す
る。これらの箇所の特性を求めたのはフランジ１／４部
（１／４Ｂ）とフィレット部（１／２Ｂ）はＨ形鋼フラ
ンジ部の特性が代表できるとしたためである。なお、測
定はＣ断面で行なった。
【００２５】表１は試作鋼の成分分析値を示す。表２は
各成分鋼における９５０℃以下総圧下率のＨ断面内最低
値、仕上げ温度Ｈ断面内平均値、Ｈ断面内最大仕上げ温
度差、圧延後５００℃までの平均冷却速度、常温での降
伏強度および引張強度、６００℃での降伏強度、０℃で
のシャルピー衝撃吸収エネルギー平均値（測定３点）、
該当する請求鋼を示す。比較鋼に示す条件では、本発明
鋼の請求項に規定した範囲を満足せず、そのため所望の
機械特性（靭性）に到達していない。
各成分鋼における９５０℃以下総圧下率のＨ断面内最低
値、仕上げ温度Ｈ断面内平均値、Ｈ断面内最大仕上げ温
度差、圧延後５００℃までの平均冷却速度、常温での降
伏強度および引張強度、６００℃での降伏強度、０℃で
のシャルピー衝撃吸収エネルギー平均値（測定３点）、
該当する請求鋼を示す。比較鋼に示す条件では、本発明
鋼の請求項に規定した範囲を満足せず、そのため所望の
機械特性（靭性）に到達していない。
【００２６】
【表１】
【００２７】
【表２】
【００２８】
【発明の効果】以上述べたように、本発明は特定の成分
範囲を有する鋼を用い、Ｈ形鋼断面内の仕上げ温度差を
５０℃以内に制御することに加えて、仕上げ温度を８０
０〜８６０℃以内とすること、９５０℃以下の総圧下率
で６０％以上とすること、および圧延後に最大で２０℃
／ｓまでの加速冷却を行なうこと、いずれかの組み合わ
せにより、Ｈ形鋼断面内で均質な低降伏比高靭性耐火Ｈ
形鋼の製造が可能となる。
範囲を有する鋼を用い、Ｈ形鋼断面内の仕上げ温度差を
５０℃以内に制御することに加えて、仕上げ温度を８０
０〜８６０℃以内とすること、９５０℃以下の総圧下率
で６０％以上とすること、および圧延後に最大で２０℃
／ｓまでの加速冷却を行なうこと、いずれかの組み合わ
せにより、Ｈ形鋼断面内で均質な低降伏比高靭性耐火Ｈ
形鋼の製造が可能となる。
【図１】引張強度、降伏強度の仕上温度による変化を示
す図。
す図。
【図２】Ｈ形鋼のフランジ２における板厚ｔ２の中心部
（１／２ｔ２）でフランジ幅全長（Ｂ）の１／４，１／
２幅（それぞれ１／４Ｂ，１／２Ｂ）およびウェブ３に
おける板厚中心部でウェブ高さの１／２Ｈからミクロ組
織および機械的特性を求めるための試験片採取位置を示
す図。
（１／２ｔ２）でフランジ幅全長（Ｂ）の１／４，１／
２幅（それぞれ１／４Ｂ，１／２Ｂ）およびウェブ３に
おける板厚中心部でウェブ高さの１／２Ｈからミクロ組
織および機械的特性を求めるための試験片採取位置を示
す図。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｃ 38/14 Ｂ２１Ｂ 37/00 ＢＢＬ 38/58 １３３
Claims (5)
- 【請求項１】 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％，
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％，Ｍｎ：０．４〜２．０
％，Ｍｏ：０．３〜０．７％，Ｖ：０．０５〜０．２０
％，Ｎ：０．００４〜０．０１２％，Ａｌ：０．００５
％以下を含み残部がＦｅおよび不可避不純物からなる溶
鋼を予備脱酸処理によって、溶存酸素濃度［０％］を
０．００３〜０．０１５％に調整後、さらにＴｉ添加
し、該Ｔｉ濃度［Ｔｉ％］が０．００５〜０．０２５％
で、かつ溶鋼の溶存酸素濃度［０％］に対し、−０．０
０６≦［Ｔｉ％］−２［０％］≦０．００８の関係を満
たす鋼片を１１００〜１３００℃に再加熱後、熱間圧延
を行ない、１／４フランジ、フィレット、１／２ウェ
ブ、３点間の圧延仕上げ温度の最大温度差が５０℃以内
で仕上げ圧延することを特徴とする低降伏点比高靭性耐
火Ｈ形鋼の製造方法。 - 【請求項２】 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％，
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％，Ｍｎ：０．４〜２．０
％，Ｍｏ：０．３〜０．７％，Ｖ：０．０５〜０．２０
％，Ｎ：０．００４〜０．０１２％，Ｎｂ：０．００５
〜０．０３５％，Ａｌ：０．００５％以下を含み残部が
Ｆｅおよび不可避不純物からなる溶鋼を予備脱酸処理に
よって、溶存酸素濃度［０％］を０．００３〜０．０１
５％に調整後、さらにＴｉ添加し、該Ｔｉ濃度［Ｔｉ
％］が０．００５〜０．０２５％で、かつ溶鋼の溶存酸
素濃度［０％］に対し、−０．００６≦［Ｔｉ％］−２
［０％］≦０．００８の関係を満たす鋼片を１１００〜
１３００℃に再加熱後、熱間圧延を開始し、鋼材表面温
度が９５０℃以下での総圧下率がフランジ、ウェブいず
れも６０％以上であることに加えて、１／４フランジ、
フィレット、１／２ウェブの圧延仕上げ温度の最大温度
差が５０℃以内で仕上げ圧延することを特徴とする低降
伏点比高靭性耐火Ｈ形鋼の製造方法。 - 【請求項３】 更に、１／４フランジ、フィレット、１
／２ウェブの圧延仕上げ温度をいずれも８００〜８６０
℃の範囲とすること、仕上げ圧延工程の圧延終了後に５
００℃までの平均冷却速度がフランジ厚さに応じて０．
５〜２０℃／ｓで水冷による加速冷却を行なうこと、の
いずれかまたは双方を適用して製造することを特徴とす
る請求項１または２に記載の低降伏点比高靭性耐火Ｈ形
鋼の製造方法。 - 【請求項４】 前記鋼片が、質量％で、さらにＣｒ≦
０．７％，Ｎｉ≦１．０％，Ｃｕ≦１．０％，Ｎｂ≦
０．０３５％の１種または２種以上を含むことを特徴と
する請求項１記載の低降伏点比高靭性耐火Ｈ形鋼の製造
方法。 - 【請求項５】 前記鋼片が、質量％で、さらにＣｒ≦
０．７％，Ｎｉ≦１．０％，Ｃｕ≦１．０％の１種また
は２種以上を含むことを特徴とする請求項２記載の低降
伏点比高靭性耐火Ｈ形鋼の製造方法。
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001008175A JP4837171B2 (ja) | 2001-01-16 | 2001-01-16 | 低降伏比高靭性耐火ｈ形鋼の製造方法 |
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|---|---|---|---|
| JP2001008175A JP4837171B2 (ja) | 2001-01-16 | 2001-01-16 | 低降伏比高靭性耐火ｈ形鋼の製造方法 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002212632A true JP2002212632A (ja) | 2002-07-31 |
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|---|---|
| JP (1) | JP4837171B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2008126944A1 (ja) * | 2007-04-11 | 2008-10-23 | Nippon Steel Corporation | 高温強度、靭性に優れた鋼材並びにその製造方法 |
| WO2008126910A1 (ja) | 2007-04-06 | 2008-10-23 | Nippon Steel Corporation | 高温特性と靱性に優れた鋼材及びその製造方法 |
| EP3085803A4 (en) * | 2013-12-16 | 2017-08-16 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | H-shaped steel and method for producing same |
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|---|---|---|---|---|
| JPH0483821A (ja) * | 1990-07-27 | 1992-03-17 | Nippon Steel Corp | 耐火性及び溶接部靭性の優れたｈ形鋼の製造方法 |
| JPH06100924A (ja) * | 1992-09-24 | 1994-04-12 | Nippon Steel Corp | 耐火性及び靱性の優れた制御圧延形鋼の製造方法 |
| JPH09137218A (ja) * | 1995-11-13 | 1997-05-27 | Kawasaki Steel Corp | 建築構造用ｈ形鋼の製造方法 |
-
2001
- 2001-01-16 JP JP2001008175A patent/JP4837171B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| CN101652495B (zh) * | 2007-04-06 | 2011-06-08 | 新日本制铁株式会社 | 高温特性和韧性优良的钢材及其制造方法 |
| US9023158B2 (en) | 2007-04-06 | 2015-05-05 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel material superior in high temperature characteristics and toughness and method of production of same |
| WO2008126944A1 (ja) * | 2007-04-11 | 2008-10-23 | Nippon Steel Corporation | 高温強度、靭性に優れた鋼材並びにその製造方法 |
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| US10060002B2 (en) | 2013-12-16 | 2018-08-28 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | H-section steel and method of producing the same |
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