JP2003155520A - 圧延ｈ形鋼の製造方法 - Google Patents
圧延ｈ形鋼の製造方法Info
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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】 Ｍｏ：０．０２〜０．５０％、Ｎｂ：
０．００１〜０．０７０％、Ｖ：０．００５〜０．１０
％を含有し、炭素当量（Ｃｅｑ．）が０．４４％以下、
２Ｎｂ＋Ｖが０．２０％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．ｍ
２］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。
方法を提供する。 【解決手段】 Ｍｏ：０．０２〜０．５０％、Ｎｂ：
０．００１〜０．０７０％、Ｖ：０．００５〜０．１０
％を含有し、炭素当量（Ｃｅｑ．）が０．４４％以下、
２Ｎｂ＋Ｖが０．２０％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．ｍ
２］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。
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５７０ＭＰａ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５７０ＭＰａ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レンジで高靭性の鋼材
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。
設計の観点から低降伏比、狭ＹＰレンジで高靭性の鋼材
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。
【０００３】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。また、Ｊ
ＩＳ Ｇ ３１３６ 建築構造用圧延鋼材では引張強さ
４９０ＭＰａ級までしか規定されていないが、鋼材重量
の増加を抑制する観点から、引張強さ５７０ＭＰａ級、
５９０ＭＰａ級等の更に高強度の鋼材が望まれている。
ルコストを削減できる柱材が求められている。また、Ｊ
ＩＳ Ｇ ３１３６ 建築構造用圧延鋼材では引張強さ
４９０ＭＰａ級までしか規定されていないが、鋼材重量
の増加を抑制する観点から、引張強さ５７０ＭＰａ級、
５９０ＭＰａ級等の更に高強度の鋼材が望まれている。
【０００４】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やボックス柱のよ
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
利点が多く、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ので、靭性の良好な圧延Ｈ形鋼の
製造が可能となれば、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やボックス柱のよ
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
利点が多く、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ので、靭性の良好な圧延Ｈ形鋼の
製造が可能となれば、今後柱材としての需要拡大が見込
まれる。
【０００５】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。従来、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。従来、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。
【０００６】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。
【０００７】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
熱による自己焼戻し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、反り等を生じやすく形状制御の観点
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
力上圧延は困難となる。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
熱による自己焼戻し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、反り等を生じやすく形状制御の観点
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
力上圧延は困難となる。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。
【０００８】
【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。ま
た、引張強度４９０ＭＰａ級以上の更に高強度の圧延Ｈ
形鋼においても溶接性に関しては４０ｍｍ以下の４９０
ＭＰａ級鋼と同等であることが望まれていることから、
多量の合金元素を添加することは炭素当量（Ｃｅｑ．）
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、また、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、更には、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。ま
た、引張強度４９０ＭＰａ級以上の更に高強度の圧延Ｈ
形鋼においても溶接性に関しては４０ｍｍ以下の４９０
ＭＰａ級鋼と同等であることが望まれていることから、
多量の合金元素を添加することは炭素当量（Ｃｅｑ．）
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、また、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、更には、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。
【０００９】本発明はこのような問題に鑑みなされたも
ので、ＪＩＳ Ｇ ３１３６建築構造用圧延鋼材ＳＮ４
９０Ｂ，ＳＮ４９０Ｃを超える引張強度５７０ＭＰａ以
上の高強度圧延Ｈ形鋼の製造方法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、溶接性は４９０ＭＰａ級鋼と同等で、更にフィレッ
ト部靭性に優れた圧延Ｈ形鋼の製造方法を知見するに至
った。
ので、ＪＩＳ Ｇ ３１３６建築構造用圧延鋼材ＳＮ４
９０Ｂ，ＳＮ４９０Ｃを超える引張強度５７０ＭＰａ以
上の高強度圧延Ｈ形鋼の製造方法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、溶接性は４９０ＭＰａ級鋼と同等で、更にフィレッ
ト部靭性に優れた圧延Ｈ形鋼の製造方法を知見するに至
った。
【００１０】
【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。
の本発明の特徴は以下の通りである。
【００１１】（１）mass％で、Ｃ：０．０５〜０．１０
％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．６〜１．
６％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｍ
ｏ：０．０２〜０．５０％、Ｎｂ：０．００１〜０．０
７０％、Ｖ：０．００５〜０．１０％、Ｎ：０．００６
％以下を含有し、炭素当量（Ｃｅｑ．）が０．４４％以
下、２Ｎｂ＋Ｖが０．２０％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／ｍｉ
ｎ．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%-7.5xMo% Ar3(℃)=910-310xC%-80xMn%-20xCu%-15xCr%-55xNi%-80xMo% （２） mass％で、Ｃ：０．０５〜０．１０％、Ｓｉ：
０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．６〜１．６％、Ｐ：
０．０２％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｍｏ：０．０
２〜０．５０％、Ｎｂ：０．００１〜０．０７０％、
Ｖ：０．００５〜０．１０％、Ｎ：０．００６％以下を
含有し、炭素当量（Ｃｅｑ．）が０．４４％以下、２Ｎ
ｂ＋Ｖが０．２０％以下とした鋼を、１１００℃以上１
３５０℃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%-7.5xMo% Ar3(℃)=910-310xC%-80xMn%-20xCu%-15xCr%-55xNi%-80 xMo% （３）Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃ
ｒ：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。
％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．６〜１．
６％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｍ
ｏ：０．０２〜０．５０％、Ｎｂ：０．００１〜０．０
７０％、Ｖ：０．００５〜０．１０％、Ｎ：０．００６
％以下を含有し、炭素当量（Ｃｅｑ．）が０．４４％以
下、２Ｎｂ＋Ｖが０．２０％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／ｍｉ
ｎ．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%-7.5xMo% Ar3(℃)=910-310xC%-80xMn%-20xCu%-15xCr%-55xNi%-80xMo% （２） mass％で、Ｃ：０．０５〜０．１０％、Ｓｉ：
０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．６〜１．６％、Ｐ：
０．０２％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｍｏ：０．０
２〜０．５０％、Ｎｂ：０．００１〜０．０７０％、
Ｖ：０．００５〜０．１０％、Ｎ：０．００６％以下を
含有し、炭素当量（Ｃｅｑ．）が０．４４％以下、２Ｎ
ｂ＋Ｖが０．２０％以下とした鋼を、１１００℃以上１
３５０℃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%-7.5xMo% Ar3(℃)=910-310xC%-80xMn%-20xCu%-15xCr%-55xNi%-80 xMo% （３）Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃ
ｒ：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。
説明する。
【００１３】本願の第一の発明は特定の成分の鋼を、１
１００℃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。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。
１００℃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。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。
【００１４】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、また引張強度５７０Ｍ
Ｐａ級以上では、Ｃ量が０．１０％を超えると靭性と溶
接性が劣化する。従って、Ｃ量は０．０５〜０．１０％
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、また引張強度５７０Ｍ
Ｐａ級以上では、Ｃ量が０．１０％を超えると靭性と溶
接性が劣化する。従って、Ｃ量は０．０５〜０．１０％
とする。
【００１５】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％以上の添加が必要であるが、０．５０％を超えて
添加した場合は強度上昇が飽和するだけでなく溶接性を
損なう。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％以上の添加が必要であるが、０．５０％を超えて
添加した場合は強度上昇が飽和するだけでなく溶接性を
損なう。従ってＳｉ量は０．０５〜０．５０％とする。
【００１６】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。
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。
【００１７】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。
【００１８】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。
【００１９】Ｍｏは鋼の強度確保に有効な元素であり、
高強度化のためには０．０２％以上の添加が必要となる
が、０．５０％を超えて添加すると溶接性と靭性を損な
う。従って、Ｍｏ量は０．０２〜０．５０％とする。
高強度化のためには０．０２％以上の添加が必要となる
が、０．５０％を超えて添加すると溶接性と靭性を損な
う。従って、Ｍｏ量は０．０２〜０．５０％とする。
【００２０】Ｎｂは微量添加により強度の上昇に有効な
元素であるが、０．００１％未満ではその効果が得られ
ず、０．０７０％を超えて添加すると、粗大なＮｂの炭
窒化物が生成し靭性が劣化する。従って、Ｎｂ量は０．
００１〜０．０７０％とする。
元素であるが、０．００１％未満ではその効果が得られ
ず、０．０７０％を超えて添加すると、粗大なＮｂの炭
窒化物が生成し靭性が劣化する。従って、Ｎｂ量は０．
００１〜０．０７０％とする。
【００２１】表１に示す炭素当量０．４４％以下で、Ｎ
ｂ添加量を広範囲に変化させた鋼を用いて１２８０℃に
加熱し、１１００℃以下でフィレット部の累積圧下率が
３２％となる熱間圧延を行い、９５０℃で熱間圧延を終
了し、フランジ外面からは８００［ｌ／ｍｉｎ．ｍ２］
の水量密度、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、Ｎｂ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１に示す。
ｂ添加量を広範囲に変化させた鋼を用いて１２８０℃に
加熱し、１１００℃以下でフィレット部の累積圧下率が
３２％となる熱間圧延を行い、９５０℃で熱間圧延を終
了し、フランジ外面からは８００［ｌ／ｍｉｎ．ｍ２］
の水量密度、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、Ｎｂ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１に示す。
【００２２】
【表１】
【００２３】図１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 ｍｉｎ．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。Ｎｂ添加量が０．００１％未満では引張強度５７
０ＭＰａが得られず、Ｎｂ添加量が０．０７％を超える
と靭性が劣化し、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は建築用柱用鋼材として必要なＳＮ
規格の０℃における衝撃吸収エネルギー２７Ｊ以上を満
足しなくなる。従って、Ｎｂ量は０．００１〜０．０７
％とする必要がある。
を、ＴＳは同じく引張強度を、ｖＥ０ ｍｉｎ．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。Ｎｂ添加量が０．００１％未満では引張強度５７
０ＭＰａが得られず、Ｎｂ添加量が０．０７％を超える
と靭性が劣化し、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は建築用柱用鋼材として必要なＳＮ
規格の０℃における衝撃吸収エネルギー２７Ｊ以上を満
足しなくなる。従って、Ｎｂ量は０．００１〜０．０７
％とする必要がある。
【００２４】Ｖの添加は鋼材の強度の上昇に有効であ
り、高強度化のためには０．００５％以上の添加が必要
であるが、０．１０％を超えると溶接性劣化の原因とな
る。従って、Ｖ量は０．００５〜０．１０％とする。
り、高強度化のためには０．００５％以上の添加が必要
であるが、０．１０％を超えると溶接性劣化の原因とな
る。従って、Ｖ量は０．００５〜０．１０％とする。
【００２５】次に、表２に示す炭素当量０．４４％以下
で、Ｖ添加量を変化させた鋼を用いて１２６０℃に加熱
し、１１００℃以下でフィレット部の累積圧下率が３３
％となる熱間圧延を行い、８５０℃で熱間圧延を終了
し、フランジ外面からは９００［ｌ／ｍｉｎ．ｍ２］の
水量密度、フランジ内面からも９００［ｌ／ｍｉｎ．ｍ
２］の水量密度でフランジ全面を制御冷却し、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、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。
で、Ｖ添加量を変化させた鋼を用いて１２６０℃に加熱
し、１１００℃以下でフィレット部の累積圧下率が３３
％となる熱間圧延を行い、８５０℃で熱間圧延を終了
し、フランジ外面からは９００［ｌ／ｍｉｎ．ｍ２］の
水量密度、フランジ内面からも９００［ｌ／ｍｉｎ．ｍ
２］の水量密度でフランジ全面を制御冷却し、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、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。
【００２６】
【表２】
【００２７】Ｖ添加量が０．００５％未満では引張強度
５７０ＭＰａが得られず、Ｖ添加量が０．１０％を超え
ると粗大なＶの化合物が分散するためシャルピー衝撃試
験の０℃における吸収エネルギの最低値は２７Ｊ未満と
なる。一方、Ｖ添加量が０．１０％以下の鋼であっても
２Ｎｂ＋Ｖが０．２０％を超える鋼（図２△印）は析出
物が粗大になるため衝撃吸収エネルギーは基準値を下ま
っわている。一方、Ｎｂ、Ｖの単独の添加量が本発明の
範囲を満たし、且つ２Ｎｂ＋Ｖが０．２０％以下を満足
する鋼はいずれも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が２７Ｊ以上を示している。
５７０ＭＰａが得られず、Ｖ添加量が０．１０％を超え
ると粗大なＶの化合物が分散するためシャルピー衝撃試
験の０℃における吸収エネルギの最低値は２７Ｊ未満と
なる。一方、Ｖ添加量が０．１０％以下の鋼であっても
２Ｎｂ＋Ｖが０．２０％を超える鋼（図２△印）は析出
物が粗大になるため衝撃吸収エネルギーは基準値を下ま
っわている。一方、Ｎｂ、Ｖの単独の添加量が本発明の
範囲を満たし、且つ２Ｎｂ＋Ｖが０．２０％以下を満足
する鋼はいずれも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が２７Ｊ以上を示している。
【００２８】Ｎｂ、Ｖは上記したように各々単独でＣ、
Ｎと結合して炭窒化物を形成し、鋼材の強度、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２Ｎｂ＋Ｖ量が０．２０％を超える場合は粗
いＮｂＣ、ＮｂＮ、ＶＣ、ＶＮ等が複合析出し、粗大な
複合炭窒化物となり靭性が劣化する。従って、２Ｎｂ＋
Ｖ量は０．２０％以下とする。
Ｎと結合して炭窒化物を形成し、鋼材の強度、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２Ｎｂ＋Ｖ量が０．２０％を超える場合は粗
いＮｂＣ、ＮｂＮ、ＶＣ、ＶＮ等が複合析出し、粗大な
複合炭窒化物となり靭性が劣化する。従って、２Ｎｂ＋
Ｖ量は０．２０％以下とする。
【００２９】Ｎは固溶、もしくはＮｂ、Ｖ、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。
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。
【００３０】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，Ｔｉ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，Ｔｉの内一種又は二種以
上を添加することができる。
【００３１】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。なおＣｕ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。
０．５％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。なおＣｕ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】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０．０５
％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０．０５
％以上とするのが良い。
【００３３】Ｃｒは強度上昇に有効な元素であるが、
０．１％を超える点か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０．０２％
以上とするのが良い。
０．１％を超える点か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０．０２％
以上とするのが良い。
【００３４】ＴｉはＴｉＮ、ＴｉＣを形成し、加熱時の
オーステナイト粒を微細化する効果を有し、靭性向上に
効果がある。しかし、０．１％を超えて添加すると粗い
ＴｉＮ、ＴｉＣが形成し靭性の劣化を生じる。従って、
Ｔｉ量は０．１％以下（但し、無添加の場合を含む）と
する。なおＴｉ添加による効果を適切に得るためには
０．０２％以上とするのが良い。
オーステナイト粒を微細化する効果を有し、靭性向上に
効果がある。しかし、０．１％を超えて添加すると粗い
ＴｉＮ、ＴｉＣが形成し靭性の劣化を生じる。従って、
Ｔｉ量は０．１％以下（但し、無添加の場合を含む）と
する。なおＴｉ添加による効果を適切に得るためには
０．０２％以上とするのが良い。
【００３５】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以上で
引張強さ５７０ＭＰａ級以上の圧延Ｈ形鋼であるが、溶
接性に関してはＳＮ４９０Ｂ、ＳＮ４９０Ｃ級鋼と同等
としているため炭素当量（Ｃｅｑ．）は０．４４％以下
とする。
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以上で
引張強さ５７０ＭＰａ級以上の圧延Ｈ形鋼であるが、溶
接性に関してはＳＮ４９０Ｂ、ＳＮ４９０Ｃ級鋼と同等
としているため炭素当量（Ｃｅｑ．）は０．４４％以下
とする。
【００３６】以下、製造条件について説明する。極厚圧
延Ｈ形鋼を製造する場合、熱間圧延時の圧延変形抵抗を
なるべく小さくし、寸法精度を高くする観点からは圧延
用素材の加熱温度は高温にして圧延終了温度を高くする
ことが望ましい。しかし、圧延用素材の加熱温度が１３
５０℃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。
延Ｈ形鋼を製造する場合、熱間圧延時の圧延変形抵抗を
なるべく小さくし、寸法精度を高くする観点からは圧延
用素材の加熱温度は高温にして圧延終了温度を高くする
ことが望ましい。しかし、圧延用素材の加熱温度が１３
５０℃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。
【００３７】フランジ厚の薄いＨ形鋼及び厚鋼板では製
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を取り得る。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制御の観
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、１
１００℃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。一方、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。尚、フィレット部の圧下率とはフィレッ
ト部分の断面積の変化（減面率）をいう。
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を取り得る。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制御の観
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、１
１００℃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。一方、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。尚、フィレット部の圧下率とはフィレッ
ト部分の断面積の変化（減面率）をいう。
【００３８】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℃
で圧延を終了しフランジ外面からは１２００［ｌ／ｍｉ
ｎ．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。
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℃
で圧延を終了しフランジ外面からは１２００［ｌ／ｍｉ
ｎ．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。
【００３９】
【表３】
【００４０】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３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３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。
【００４１】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圧延Ｈ形鋼の高強度、高靭性化
が可能であるが、フランジ厚が３２ｍｍ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圧延Ｈ形鋼の高強度、高靭性化
が可能であるが、フランジ厚が３２ｍｍ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。
【００４２】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。
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。
【００４３】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。
【００４４】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。なお、Ｍｓ点とＡ
ｒ３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%-7.5xMo% Ar3(℃)=910-310xC%-80xMn%-20xCu%-15xCr%-55xNi%-80xMo% 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、フィレット部における冷却速度が０．５℃／ｓ以
上１０℃／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。
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。なお、Ｍｓ点とＡ
ｒ３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%-7.5xMo% Ar3(℃)=910-310xC%-80xMn%-20xCu%-15xCr%-55xNi%-80xMo% 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、フィレット部における冷却速度が０．５℃／ｓ以
上１０℃／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。
【００４５】上記第一の発明の製造方法では熱間圧延終
了後の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るが、この第
二の発明では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るが、この第
二の発明では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，Ｍｏ，Ｎ，
Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｔｉ，炭素当量（Ｃｅｑ．），Ｎｂ
＋Ｖ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、Ｎｂ，Ｖについて図５，図６、表９，表１０
にもとづいて説明する。
Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｔｉ，炭素当量（Ｃｅｑ．），Ｎｂ
＋Ｖ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、Ｎｂ，Ｖについて図５，図６、表９，表１０
にもとづいて説明する。
【００４８】表９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℃で熱間圧延を終
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、Ｎｂ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５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℃で熱間圧延を終
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、Ｎｂ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５に示す。
【００４９】
【表９】
【００５０】図５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 ｍｉｎ．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Ｎｂ添加量が０．００１％未満では引張強
度５７０ＭＰａが得られず、Ｎｂ添加量が０．０７％を
超えると靭性が劣化し、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は建築用柱鋼材として必要な
ＳＮ規格の０℃における衝撃吸収エネルギー２７Ｊ以上
を満足しなくなる。従って、Ｎｂ量は０．００１〜０．
０７％とする必要がある。
ＴＳは同じく引張強度をｖＥ０ ｍｉｎ．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Ｎｂ添加量が０．００１％未満では引張強
度５７０ＭＰａが得られず、Ｎｂ添加量が０．０７％を
超えると靭性が劣化し、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は建築用柱鋼材として必要な
ＳＮ規格の０℃における衝撃吸収エネルギー２７Ｊ以上
を満足しなくなる。従って、Ｎｂ量は０．００１〜０．
０７％とする必要がある。
【００５１】表１０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℃で熱間圧延を
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、Ｖ添加に伴うフィレット部の材質変化をを調
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３３％となる熱間圧延を行い、８５０℃で熱間圧延を
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、Ｖ添加に伴うフィレット部の材質変化をを調
べた。その結果を図６に示す。
【００５２】
【表１０】
【００５３】Ｖ添加量が０．００５％未満では引張強度
５７０ＭＰａが得られず、Ｖ添加量が０．１０％を超え
ると粗大なＶの化合物が分散するためシャルピー衝撃試
験の０℃における吸収エネルギーの最低値は２７Ｊ未満
となる。一方、Ｖ添加量が０．１０％以下の鋼であって
も２Ｎｂ＋Ｖが０．２０％を超える鋼（図６△印）は析
出物が粗大になるため０℃における吸収エネルギーは基
準値を下回っている。一方、Ｎｂ、Ｖの単独の添加量が
本発明の範囲を満たし、且つ、２Ｎｂ＋Ｖが０．２０％
以下を満足する鋼はいずれもシャルピー衝撃試験の０℃
における吸収エネルギーの最低値が２７Ｊ以上を示して
いる。
５７０ＭＰａが得られず、Ｖ添加量が０．１０％を超え
ると粗大なＶの化合物が分散するためシャルピー衝撃試
験の０℃における吸収エネルギーの最低値は２７Ｊ未満
となる。一方、Ｖ添加量が０．１０％以下の鋼であって
も２Ｎｂ＋Ｖが０．２０％を超える鋼（図６△印）は析
出物が粗大になるため０℃における吸収エネルギーは基
準値を下回っている。一方、Ｎｂ、Ｖの単独の添加量が
本発明の範囲を満たし、且つ、２Ｎｂ＋Ｖが０．２０％
以下を満足する鋼はいずれもシャルピー衝撃試験の０℃
における吸収エネルギーの最低値が２７Ｊ以上を示して
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７、表１１にもとづいて説明する。表１１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。
て図７、表１１にもとづいて説明する。表１１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。
【００５６】
【表１１】
【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７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７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。
ように、この第二の発明では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。
【００５９】熱間圧延後の冷却速度は０．５℃／ｓ未満
ではフィレット部が粗いフェライトを有する組織となり
高強度、高靭性が得られない。冷却速度が１０℃／ｓ超
えの強冷却では、フランジ内外面から冷却しても形状を
制御することが困難となる。よって冷却速度は０．５℃
／ｓ以上１０℃／ｓ以下とする。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。
ではフィレット部が粗いフェライトを有する組織となり
高強度、高靭性が得られない。冷却速度が１０℃／ｓ超
えの強冷却では、フランジ内外面から冷却しても形状を
制御することが困難となる。よって冷却速度は０．５℃
／ｓ以上１０℃／ｓ以下とする。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。
【００６０】
【実施例】以下に本発明の具体的実施例について説明す
る。
る。
【００６１】（実施例１）表４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６５ｍｍ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９１０℃の条件で圧延し、圧延終了後フランジ
外面からは１０００［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。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５に評価試験結果を示す。
鋼１〜１１を供試鋼としてフランジ厚６５ｍｍ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９１０℃の条件で圧延し、圧延終了後フランジ
外面からは１０００［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。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５に評価試験結果を示す。
【００６２】
【表４】
【００６３】
【表５】
【００６４】表５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，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、Ｎｂ量が高い鋼７、Ｖ量が高い鋼９、Ｍｏ量が高い
鋼１０はいずれも０℃での吸収エネルギが低い値となっ
ている。２Ｎｂ＋Ｖが０．２０％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，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、Ｎｂ量が高い鋼７、Ｖ量が高い鋼９、Ｍｏ量が高い
鋼１０はいずれも０℃での吸収エネルギが低い値となっ
ている。２Ｎｂ＋Ｖが０．２０％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６に示す成分組成の鋼１２
を用いて表７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８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７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８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６】
【００６７】
【表７】
【００６８】
【表８】
【００６９】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１１
７５℃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、比較例Ｈは水量密度比が
０．３未満と低いため、いずれも反りが著しく大きく、
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１１
７５℃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、比較例Ｈは水量密度比が
０．３未満と低いため、いずれも反りが著しく大きく、
形状不良となっている。
【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６０ｍｍ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。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１
３にその評価試験結果を示す。
る鋼１〜１１を供試鋼としてフランジ厚６０ｍｍ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。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１
３にその評価試験結果を示す。
【００７１】
【表１２】
【００７２】
【表１３】
【００７３】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、Ｎｂ量が高い鋼７、
Ｖ量が高い鋼９、Ｍｏ量が高い鋼１０は何れも０℃での
吸収エネルギが低い値となっている。２Ｎｂ＋Ｖが０．
２０％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。 （実施例４）表１４に示す成分組成の鋼１２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、冷却速度、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。
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、Ｎｂ量が高い鋼７、
Ｖ量が高い鋼９、Ｍｏ量が高い鋼１０は何れも０℃での
吸収エネルギが低い値となっている。２Ｎｂ＋Ｖが０．
２０％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。 （実施例４）表１４に示す成分組成の鋼１２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、冷却速度、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。
【００７４】
【表１４】
【００７５】
【表１５】
【００７６】
【表１６】
【００７７】本発明Ｂ，Ｄ，Ｆ，Ｈ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は冷却速
度が遅いため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１１８０℃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７００℃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１５０℃と低いために靭性が劣っている。
比較例Ｊは冷却速度が速すぎてＨ形鋼としての形状精度
が著しく悪くなっている。
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は冷却速
度が遅いため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１１８０℃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７００℃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１５０℃と低いために靭性が劣っている。
比較例Ｊは冷却速度が速すぎてＨ形鋼としての形状精度
が著しく悪くなっている。
【００７８】
【発明の効果】本発明によれば圧延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３２ｍｍ以
上の耐震性、耐火性を兼ね備えた圧延Ｈ形鋼の製造が可
能となる。
部の強度、靭性が優れているのでフランジ厚３２ｍｍ以
上の耐震性、耐火性を兼ね備えた圧延Ｈ形鋼の製造が可
能となる。
【図１】Ｎｂ量とフィレット部の機械的特性の関係を示
す図
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】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】Ｎｂ量とフィレット部の機械的特性の関係を示
す図
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】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
─────────────────────────────────────────────────────
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 38/58 Ｃ２２Ｃ 38/58
Ｂ２１Ｂ 108:04 Ｂ２１Ｂ 108:04
(72)発明者 前田 尚史
東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日
本鋼管株式会社内
Ｆターム(参考） 4E002 AC03 BC05 BD07 CA20
4K032 AA04 AA11 AA16 AA19 AA21
AA22 AA23 AA27 AA29 AA31
AA35 AA36 CA02 CA03 CC03
CC04 CD06
Claims (3)
- 【請求項１】 mass％で、Ｃ：０．０５〜０．１０％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．６〜１．６
％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｍ
ｏ：０．０２〜０．５０％、Ｎｂ：０．００１〜０．０
７０％、Ｖ：０．００５〜０．１０％、Ｎ：０．００６
％以下を含有し、炭素当量（Ｃｅｑ．）が０．４４％以
下、２Ｎｂ＋Ｖが０．２０％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／ｍｉ
ｎ．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%-7.5xMo% Ar3(℃)=910-310xC%-80xMn%-20xCu%-15xCr%-55xNi%-80xMo% - 【請求項２】 mass％で、Ｃ：０．０５〜０．１０％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．６〜１．６
％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｍ
ｏ：０．０２〜０．５０％、Ｎｂ：０．００１〜０．０
７０％、Ｖ：０．００５〜０．１０％、Ｎ：０．００６
％以下を含有し、炭素当量（Ｃｅｑ．）が０．４４％以
下、２Ｎｂ＋Ｖが０．２０％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１０℃／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%-7.5xMo% Ar3(℃)=910-310xC%-80xMn%-20xCu%-15xCr%-55xNi%-80xMo% - 【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、Ｔｉ：０．
０５％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 |
|---|---|---|---|
| JP2001350677A JP2003155520A (ja) | 2001-11-15 | 2001-11-15 | 圧延ｈ形鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001350677A JP2003155520A (ja) | 2001-11-15 | 2001-11-15 | 圧延ｈ形鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003155520A true JP2003155520A (ja) | 2003-05-30 |
Family
ID=19163127
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001350677A Pending JP2003155520A (ja) | 2001-11-15 | 2001-11-15 | 圧延ｈ形鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2003155520A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN112410665A (zh) * | 2020-11-10 | 2021-02-26 | 马鞍山钢铁股份有限公司 | 一种抑制晶粒长大的厚重热轧h型钢及其生产方法 |
| CN115094308A (zh) * | 2022-06-02 | 2022-09-23 | 包头钢铁（集团）有限责任公司 | 一种无微合金元素低成本小规格q355b热轧h型钢及其生产方法 |
-
2001
- 2001-11-15 JP JP2001350677A patent/JP2003155520A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN112410665A (zh) * | 2020-11-10 | 2021-02-26 | 马鞍山钢铁股份有限公司 | 一种抑制晶粒长大的厚重热轧h型钢及其生产方法 |
| CN115094308A (zh) * | 2022-06-02 | 2022-09-23 | 包头钢铁（集团）有限责任公司 | 一种无微合金元素低成本小规格q355b热轧h型钢及其生产方法 |
| CN115094308B (zh) * | 2022-06-02 | 2023-06-23 | 包头钢铁（集团）有限责任公司 | 一种无微合金元素低成本小规格q355b热轧h型钢及其生产方法 |
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Effective date: 20040712 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 |
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Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20040831 |