JP2962629B2 - 超音波探傷試験における内部特性の優れた耐火形鋼の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、建造物の構造部材とし
て用いられる超音波探傷試験における内部特性（以下、
ＵＴ特性という）の優れた耐火形鋼の製造方法に係わる
ものである。

【０００２】

【従来の技術】建築物の安全基準の厳格化等により梁お
よび柱用に用いられる代表的な形鋼であるＨ形鋼には、
一層の高機能化が求められている。その一例として耐火
設計の見直しが建設省総合プロジェクトより行われ、昭
和６３年３月に「新耐火設計法」が制定されたように旧
法令による火災時に鋼材の温度を３５０℃以下にするよ
うに耐火被覆するとした制限が解除され、鋼材の高温強
度と建築物の実荷重とのかねあいにより、それに適合す
る耐火被覆方法を決定できるようになった。即ち、６０
０℃での設計高温強度を確保できる場合にはそれに見合
い耐火被覆を削減できるようになった。

【０００３】このような動向に対応し、先に特開平２−
７７５２３号公報の耐火性の優れた建築用低降伏点比鋼
および鋼材並びにその製造方法が提案されている。この
先願発明の要旨は６００℃の降伏点が常温時の７０％以
上となるようにＭo , Ｎb を添加し高温強度を向上させ
たものである。鋼材の設計高温強度を６００℃に設定し
たのは、合金元素による鋼材費の上昇とそれによる耐火
被覆施工費とのかねあいから最も経済的であるという知
見に基づいたものである。

【０００４】この耐火鋼材を従来は圧延終了後、大気中
に放冷して製造しているが、フランジを有する形鋼、特
にＨ形鋼を製造する場合フィレット部においてしばしば
超音波探傷による内部欠陥（以下、ＵＴ欠陥という）が
出現していた。これに対し、本発明ではＵＴ欠陥を解消
させるために従来の発想とは異なり、冷却過程の冶金的
現象に着目し、徐冷することにより自己焼き戻し効果を
採り入れた点に特徴がある。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】一般にフランジを有す
る形鋼、例えばＨ形鋼を連続鋳造スラブを素材としてユ
ニバーサル熱間圧延で製造すると、フィレット部におい
てＵＴ特性が著しく悪化する。この理由は、連続鋳造ス
ラブを素材とするユニバーサル圧延では素材中心偏析部
が圧延中に集積され、マクロ偏析が出現していない部位
を圧延した場合よりもＰ、Ｓ等の不純物元素がフェライ
ト結晶粒界に濃化し、脆くなるためである。その結果、
例えば、溶接構造用圧延鋼材（ＪＩＳ Ｇ３１０６）等
の基準に満たない部位が生じる。特に耐火性に優れた鋼
は前述の先願発明に見られるようにＭo 等の焼入れ性を
向上させる元素が含有するので、フィレット部ではベイ
ナイトや島状マルテンサイトを生成し、一般鋼よりも一
層ＵＴ特性が低下する。その結果、例えば、前記ＪＩＳ
規格等の基準に満たない部位が生じるものである。

【０００６】この偏析の集積に対する対策については、
例えば、特開平２−４６９６０号公報、特開平２−１５
８５７号公報等にみられるように、素材製造段階の連続
鋳造時に、中心のマクロ偏析の生成そのものを抑制する
方法があるが、いずれも連続鋳造設備に特殊な圧下装置
の設置が必要なため、製造コストの上昇等、経済性に問
題があった。

【０００７】本発明は生産効率を低下させずに、効率的
に圧延ままでＵＴ欠陥を軽減させ、安価で経済的なＵＴ
特性の優れた耐火形鋼の製造方法を提供することを目的
とする。

【０００８】

【課題を解決するための手段】本発明は、上記の課題を
解決するためになされたものであり、その特徴点は製鋼
過程において適正な脱酸処理を行い、溶鋼の清浄化、溶
存酸素濃度調整、合金元素のうちＡl の添加順序の変更
等により、Ａl 添加量の制御を行い、鋼中に多数の微細
な複合酸化物を分散させることにより粒内フェライトを
生成させ、ミクロ組織を細粒化し、さらに、圧延後の冷
却工程において徐冷却させることにある。即ち、本発明
は従来の粗圧延前の鋳片を一定温度・時間で焼準処理す
る手段に比較して、格別な設備を必要とせず経済的で効
率良く適正な焼準処理を行うものである。

【０００９】本発明の要旨は、(1) 溶鋼に予備脱酸処理
を行い、溶存酸素を重量％で０．００３〜０．０１５％
に溶製後、合金添加により、重量％でＣ：０．０４〜
０．２％、Ｓi : ０．０５〜０．５０％、Ｍn : ０．４
〜２．０％、Ｍo : ０．３〜０．７％、Ｖ：０．０５〜
０．２０％、Ｎ：０．００４〜０．０１５％、Ｔi :
０．００５〜０．０２５％を含み、残部がＦe 及び不可
避不純物からなる溶鋼に調整し、さらに金属アルミニウ
ムあるいはフェロアルミニウムの添加により脱酸し、該
Ａl 含有量が重量％で０．００５〜０．０１５％で、か
つ溶鋼の溶存酸素〔Ｏ％〕に対し、−０．００４≦〔Ａ
l ％〕−１．１〔Ｏ％〕≦０．００６の関係を満たす鋳
片に鋳造し、該鋳片を１１００〜１３００℃の温度域に
再加熱後、ユルバーサル圧延法で熱間圧延を実施し、７
５０〜１０５０℃の温度範囲で圧延を終了した後、圧延
終了後に４００〜６５０℃までの冷却速度を０．０１℃
／ｓ〜０．３０℃／ｓの範囲内で冷却して製造するＵＴ
特性の優れた耐火形鋼の製造方法であり、さらには、
(2) 溶鋼に予備脱酸処理を行い、溶存酸素を重量％で
０．００３〜０．０１５％に溶製後、合金添加により、
重量％でＣ：０．０４〜０．２％、Ｓi : ０．０５〜
０．５０％、Ｍn : ０．４〜２．０％、Ｍo : ０．３〜
０．７％、Ｖ：０．０５〜０．２０％、Ｎ：０．００４
〜０．０１５％、Ｔi : ０．００５〜０．０２５％を含
み、加えてＣr ≦０．７％、Ｎi ≦１．０％、Ｎb ≦
０．０５％、Ｃu ≦１．０％の１種または２種以上を含
み、残部がＦe 及び不可避不純物からなる溶鋼に調整
し、さらに金属アルミニウムあるいはフェロアルミニウ
ムの添加により脱酸し、該Ａl 含有量が重量％で０．０
０５〜０．０１５％で、かつ溶鋼の溶存酸素〔Ｏ％〕に
対し、−０．００４≦〔Ａl ％〕−１．１〔Ｏ％〕≦
０．００６の関係を満たす鋳片に鋳造し、該鋳片を１１
００〜１３００℃の温度域に再加熱後、ユニバーサル圧
延法で熱間圧延を実施し、７５０℃〜１０５０℃の温度
範囲で圧延を終了した後、圧延終了後に４００℃〜６５
０℃までの冷却速度を０．０１℃／ｓ〜０．３０℃／ｓ
の範囲内で冷却して製造するＵＴ特性の優れた耐火形鋼
の製造方法にある。

【００１０】

【作用】以下、本発明の作用を実施例に基づき詳細に説
明する。鋼材の高温強度は鉄の融点のほぼ 1／2 の温度
の７００℃以下では常温の強化機構とほぼ同様であり、
フェライト結晶粒径の微細化、合金元素による固溶
体強化、硬化層による分散強化、微細析出物による
析出強化等によって支配される。一般にＭo 、Ｃr の添
加により析出強化することと転位の消失抑制による高温
での軟化抵抗を高めることにより達成されている。しか
しＭo 、Ｃr の添加は著しく焼入れ性を上げ、母材のフ
ェライト＋パーライト組織をベイナイト組織に変化させ
る。ベイナイト組織を生成し易い成分系鋼を圧延Ｈ形鋼
に適用した場合は、特に圧延工程で素材である連続鋳造
スラブの中心偏析部が集積されるように加工されるフィ
レット部において上記Ｍo 、Ｃr が濃化し、ベイナイト
および島状マルテンサイト組織分率が著しく高くなる。
その結果として特に靱性が低下し、内部で割れが発生
し、ＵＴ欠陥等が出現する。

【００１１】本発明の特徴はベイナイトあるいは島状マ
ルテンサイト中に過飽和に固溶したＣを圧延終了後４０
０〜６５０℃の温度域で徐冷することにより、安定炭化
物として析出させ、靱性の低下を抑制させることから、
内部での割れを防止し、優れたＵＴ特性を有するところ
にある。つぎに本発明が対象とする基本成分範囲の限定
理由について述べる。

【００１２】まず、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０．０４％未満では、構造用鋼
として必要な強度が得られず、また０．２０％を超える
過剰の添加は、母材靱性、耐溶接割れ性、溶接熱影響部
靱性等を著しく低下させるので、下限を０．０４％、上
限を０．２０％とした。Ｓi は母材の強度確保、溶鋼の
予備脱酸等に必要であるが０．５０％を超えると溶接熱
影響部内に硬化組織の高炭素マルテンサイトを生成し、
溶接継手部靱性を著しく低下させる。また、０．０５％
未満では必要な溶鋼の予備脱酸ができないため、Ｓi 含
有量を０．０５％〜０．５０％の範囲に限定した。

【００１３】Ｍn は母材の強度、靱性の確保には０．４
％以上の添加が必要であるが、溶接部の靱性、割れ性等
の許容できる範囲内で上限を２．０％とした。ＮはＶＮ
の析出には極めて重要な元素であるが、０．００３％未
満ではＶＮの析出量が不足し、フェライト組織の充分な
生成量が得られず、６００℃の高温強度も確保できない
ため０．００３％を下限とした。他方０．０１５％を超
えると母材靱性が劣化し、連続鋳造時に鋼片に表面割れ
が生じるため０．０１５％を上限とした。

【００１４】Ｍo は母材強度および高温強度の確保に有
効な元素であるが、０．３％未満ではＶＮの析出強化と
の複合作用によっても充分な高温強度が確保できず、
０．７％を超えると焼入れ性が上昇しすぎて母材靱性、
溶接熱影響部靱性が劣化するため０．３〜０．７％に制
限した。Ｔi は脱酸材としてＴi 系酸化物を生成させ、
圧延時に粒内フェライトの生成を促進させ、また微細な
ＴｉＮを析出させ、オーステナイトの細粒化と粒内フェ
ライトの生成を促進し、母材及び溶接部の靱性を向上さ
せる効果があるが、０．００５％未満では酸化物中のＴ
i 含有量が不足し、粒内フェライト生成核としての作用
が低下し、他方０．０２５％を超えると過剰なＴi はＴ
ｉＣを生成し、析出硬化を生じ溶接熱影響部の靱性を著
しく低下させるため０．００５〜０．２５％に制限し
た。

【００１５】不可避不純物として含有するＰ，Ｓはその
量について特に限定しないが、凝固時のマクロ偏析によ
り溶接割れや靱性の低下が生じるので、極力低減すべき
であり、また、本発明でＰ，Ｓ量が、目的とする量まで
低減できるのは、それぞれ０．０２％未満である。以上
が本発明の対象となる鋼の基本成分であるが、母材強度
の上昇及び靱性向上の目的で、Ｖ、Ｃr 、Ｎi 、Ｎb 、
Ｃu 、の１種または２種以上を含有することができる。

【００１６】まず、ＶはＶＮとして粒内フェライト組織
の生成とその微粒化、高温強度の確保のために極めて重
要であるが、０．０２％超では析出物が過剰になり、母
材靱性の溶接熱影響部靱性が劣化するため上限を０．０
２％に制限した。Ｎi は、母材の強靱性を高める極めて
有効な元素であるが、１．０％超の添加は合金コストを
増加させ経済的でないので上限を１．０％とした。

【００１７】Ｃr は焼入れ性を向上させ、母材の強化、
高温強化に有効である。しかし、０．７％を超える過剰
の添加は、靱性及び硬化性の観点から有害となるため上
限を０．７％とした。Ｎb は母材の強靱化には有効であ
るが、０．０５％を超える過剰の添加は靱性及び硬化性
の観点から有害となるため上限を０．０５％とした。

【００１８】Ｃu は母材の強化、耐候性に有効な元素で
あるが、応力除去焼鈍による焼戻し脆性、溶接割れ、熱
間加工割れなどを考慮して、上限を１．０％とした。溶
鋼の予備脱酸処理を行い、溶存酸素を重量％で０．００
３〜０．０１５％に制御するのは、溶鋼を高清浄化する
と同時に鋳片内に微細な酸化物を分散させるために極め
て重要だからである。予備脱酸後の〔Ｏ〕濃度が０．０
０３％未満では粒内フェライト変態を促進する粒内フェ
ライト生成核の複合酸化物が減少し、細粒化できないた
め靱性は向上できない。一方、０．０１５％を超える場
合は、他の条件を満たしていても、酸化物が粗粒化し、
脆性破壊の発生起点となり、靱性を低下させる。以上の
理由により、予備脱酸後の〔Ｏ〕濃度を０．００３〜
０．０１５％に限定した。

【００１９】なお、予備脱酸処理は真空脱ガスとＡl 、
Ｓi 、Ｚr 、Ｃa 、Ｍg 脱酸の１種あるいは２種以上の
組合わせで行った。その理由は真空ガス処理は直接溶鋼
中の酸素をガス及びＣＯガスとして除去し、Ａl 、Ｓi
、Ｚr 、Ｃa 、Ｍg 等の強脱酸により生成する酸化物
系介在物は浮上し除去しやすいため、溶鋼の清浄化に極
めて効果的だからである。

【００２０】Ａl は強力な脱酸元素であるが、０．０１
５％超の含有は粒内フェライト変態を促進する複合酸化
物が形成されず、靱性の低下がもたらされることと、過
剰の固溶Ａl はＮと化合しＡｌＮを形成し、本発明鋼の
特徴であるＶＮの析出量を低減させるため０．０１５％
以下に制限し、一方、０．００５％未満では目的の複合
酸化物が生成できないため、０．００５〜０．０１５％
に制限した。

【００２１】さらに溶鋼のＡl 含有量〔Ａl ％〕を溶鋼
の溶存酸素〔Ｏ％〕に対し−０．００４≦〔Ａl ％〕−
１．１〔Ｏ％〕≦０．００６％の関係を満たすように制
限したのは、この関係において重量％でＡl が〔Ｏ〕濃
度に対し過剰である場合は複合酸化物の生成数が減少
し、粒内フェライト生成核としては無効なＡl₂Ｏ₃ を多
数生成して組織の細粒化ができず靱性が低下し、重量％
でＡl が〔Ｏ〕濃度に対し過小である場合は粒内フェラ
イト核となる複合酸化物が著しく減少するため組織の細
粒化ができず靱性が低下するためである。Ａl の添加順
序を最後とするのは製鋼の初期段階で添加した場合には
Ａl は脱酸力が強く、粒内フェライト生成核としては無
効なＡl₂Ｏ₃ を生成し、浮上し易いためと、低融点の複
合酸化物ができにくいためである。

【００２２】上記の製造方法で溶製した溶鋼を連続鋳造
機により鋳片に製造した後、１１００〜１３００℃の温
度域に再加熱する。この温度域に再加熱温度を限定した
のは、熱間加工による形鋼の製造には塑性変形を容易に
するため１１００℃以上の加熱が必要であり、また、加
熱炉の性能、経済性から上限を１３００℃とした。加熱
した鋼材は、粗圧延、中間圧延、仕上圧延の各工程によ
って圧延成形を行う。圧延終了温度を７５０〜１０５０
℃としたのは、低温圧延ほど靱性は向上するが、形鋼の
造形上７５０℃未満での加工は困難であり、また１０５
０℃を超えての加工は粗粒組織を生成して靱性が低下す
るためである。

【００２３】熱間圧延後に４００〜６５０℃までの温度
域での平均冷却速度を０．０１〜０．３０℃／ｓとした
のはフィレット部内に存在する偏析集積部のベイナイト
あるいは島状マルテンサイト組織中に過飽和に固溶し、
靱性およびＵＴ特性を阻害する、Ｃ、Ｎを徐冷却により
冷却過程で焼戻しさせることにより炭化物、窒化物とし
て析出させ、上記材質特性を向上させるためである。平
均冷却速度が０．０１℃／ｓ未満では、充分に炭化物
化、窒化物化が進行し、ＵＴ特性は充分に改善されるも
のの生産効率に支障をきたすため下限値を０．０１℃／
ｓとし、０．３０℃／ｓ超では炭化物化、窒化物化が不
充分でＵＴ特性の改善効果は小さいため上限値を０．３
０℃／ｓとした。

【００２４】

【実施例】試作形鋼は転炉溶製し、成分調整後、連続鋳
造により２４０mm〜３００mm厚鋳片に鋳造した後、図１
に示すレイアウトの加熱炉１で加熱し、粗圧延機２で粗
圧延した後、引き続いて、第１中間圧延機３、第２中間
圧延機４、仕上圧延機５で所定の寸法のＨ形鋼となるま
で成形を行う。圧延後の冷却速度は冷却床６またはオフ
ライン７において鋼材間隔を調整して冷却するかあるい
は保冷用のカバーにて鋼材を覆いつつ冷却することによ
り４００〜６５０℃間の冷却速度を０．０１〜０．３０
℃／ｓに調整する。

【００２５】機械特性は、図２に示すＨ形鋼８のフラン
ジ９の板厚ｔ₂ の中心部（1/2 t₂)でフランジ幅全長
（Ｂ）の１／４幅（１／４Ｂ）、１／２幅（１／２Ｂ）
から、及び、ウェブ１０の中心部で、ウェブ高さの１／
２部（１／２Ｈ）から試験片を採取して求めた。なお、
これらの箇所の特性を求めたのは、フランジ１／４Ｂ部
とウェブ１／２Ｈ部はフランジ部とウェブ部の各々の平
均的な機械特性を示し、フランジ１／２ＢはＵＴ特性が
最も低下するフィレット部１１に相当するので、これら
３箇所によりＨ形鋼の機械試験特性およびＵＴ特性を代
表できるとしたためである。ここで、超音波探傷試験に
ついては、ＪＩＳでは特に定められていないが、例え
ば、感度 STB-N1 100%＋1.5dB の条件でＵＴエコー最大
高さが３０％以上である場合は実用上有害であるとみな
し、３０％未満であれば実用上問題ないとみなす。

【００２６】表１は、試作鋼の化学成分値を示し、表２
は圧延と冷却条件に対する機械試験特性を示す。

【００２７】

【表１】

【００２８】

【表２】

【００２９】なお、加熱温度を１２８０℃に揃えたの
は、一般的に加熱温度の低減によって、機械特性を向上
させることは周知であり、高温加熱条件は機械特性の最
低値を示すと推定され、この値がそれ以下の加熱温度で
の特性を代表できると判断したためである。表２に示す
ように本発明による鋼１〜６は、目標の母材強度（前記
JIS G3106)と０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー値
４７（Ｊ）以上を充分に満たしなおかつフランジ１／２
部でのＵＴ欠陥に関してはエコー最大高さが３０％未満
であり、問題ない。一方、比較鋼の鋼７は、圧延終了後
４００〜６５０℃間の平均冷却速度は０．３１℃／ｓで
あるが、母材強度は規格を満たすものの、フィレット部
に相当するフランジの板厚１／２で幅１／２部ではＵＴ
エコー最大高さが４１％検出されており有害である。鋼
８は、フランジ板厚が２４mmで鋼７のフランジ板厚３５
mmよりも１１mm薄いサイズで圧延終了後４００〜６５０
℃間の平均冷却速度は１．２１℃／ｓであるが、フラン
ジの板厚１／２で幅１／２部でＵＴエコー最大高さが３
２％となり有害である。さらに鋼９では、フランジの板
厚が６０mmと厚く、圧延終了後４００〜６５０℃間の平
均冷却速度は０．７０℃／ｓであるが、フランジの板厚
１／２で幅１／２部のＵＴエコー最大高さが６０％とな
り、ＵＴ欠陥はさらに顕著となる。

【００３０】即ち、本発明の要件が全て満たされた時
に、表２に示される鋼１〜６のように、圧延形鋼の機械
試験特性を最も満たしにくいフィレット部においても充
分な強度を有し、ＵＴ特性を有する圧延形鋼の製造が可
能になる。なお、本発明が対象とする圧延形鋼は、上記
のＨ形鋼のみならず、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。

【００３１】

【発明の効果】本発明により、ＵＴ欠陥が発生しやすい
フィレット部においても優れたＵＴ特性を有する形鋼
が、効率的に製造可能となり、大型建造物の信頼性向
上、安全性確保、経済性の向上等の産業上の効果は極め
て顕著なものがある。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明法を実施する装置配置列例の説明略図で
ある。

【図２】Ｈ形鋼の断面形状を示し、各部位の名称と機械
試験片の採取位置を示す図である。

【符号の説明】

１…加熱炉 ２…粗圧延機 ３…第１中間圧延機 ４…第２中間圧延機 ５…仕上圧延機 ６…冷却床 ７…オフライン ８…Ｈ形鋼 ９…フランジ １０…ウェブ １１…フィレット部

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 芝田 雅文 大阪府堺市築港八幡町１番地 新日本製 鐵株式会社堺製鐵所内 (56)参考文献 特開 平５−105947（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−271754（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−141552（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−157117（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−305918（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁶，ＤＢ名) C21D 8/00 C21D 9/00 102

Claims (2)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で Ｃ : ０．０４〜０．２０％、 Ｓi : ０．０５〜０．５０％、 Ｍn : ０．４〜２．０％、 Ｍo : ０．３〜０．７％、 Ｎ : ０．００３〜０．０１５％、 Ｔi : ０．００５〜０．０２５％ を含み、残部がＦe 、及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を重量％で０．００３〜
   ０．０１５％に調整後、さらに金属アルミもしくはフェ
   ロアルミの添加により脱酸し、該Ａl 含有量が重量％で
   ０．００５〜０．０１５％で、かつ溶鋼の溶存酸素〔Ｏ
   ％〕に対し、−０．００４≦〔Ａl ％〕−１．１〔Ｏ
   ％〕≦０．００６の関係を満たす鋳片に連続鋳造で鋳造
   し、該鋳片を１１００〜１３００℃の温度域に再加熱後
   に圧延を開始し、７５０〜１０５０℃の温度範囲で圧延
   を終了させ、圧延終了後に４００〜６５０℃までの冷却
   速度を０．０１℃／ｓ〜０．３０℃／ｓの範囲内で冷却
   して製造することを特徴とする超音波探傷試験における
   内部特性の優れた耐火形鋼の製造方法。
2. 【請求項２】 重量％で Ｃ : ０．０４〜０．２０％、 Ｓi : ０．０５〜０．５０％、 Ｍn : ０．４〜２．０％、 Ｍo : ０．３〜０．７％、 Ｎ : ０．００３〜０．０１５％、 Ｔi : ０．００５〜０．０２５％ を含み、加えてＶ≦０．２０％、Ｃr ≦０．７％、Ｎb
   ≦０．０５％、Ｎi ≦１．０％、Ｃu ≦１．０％の１種
   または２種以上を含み、残部がＦe 、及び不可避不純物
   からなる溶鋼を予備脱酸処理によって溶存酸素を重量％
   で０．００３〜０．０１５％に調整後、さらに金属アル
   ミもしくはフェロアルミの添加により脱酸し、該Ａl 含
   有量が重量％で０．００５〜０．０１５％で、かつ溶鋼
   の溶存酸素〔Ｏ％〕に対し、−０．００４≦〔Ａl ％〕
   −１．１〔Ｏ％〕≦０．００６の関係を満たす鋳片に連
   続鋳造で鋳造し、該鋳片を１１００〜１３００℃の温度
   域に再加熱後に圧延を開始し、７５０〜１０５０℃の温
   度範囲で圧延を終了させ、圧延終了後に４００〜６５０
   ℃までの冷却速度を０．０１℃／ｓ〜０．３０℃／ｓの
   範囲内で冷却して製造することを特徴とする超音波探傷
   試験における内部特性の優れた耐火形鋼の製造方法。