JPH03249149A - 耐火性及び靭性の優れたｈ形鋼並びにその製造方法 - Google Patents
耐火性及び靭性の優れたｈ形鋼並びにその製造方法Info
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- JPH03249149A JPH03249149A JP4568090A JP4568090A JPH03249149A JP H03249149 A JPH03249149 A JP H03249149A JP 4568090 A JP4568090 A JP 4568090A JP 4568090 A JP4568090 A JP 4568090A JP H03249149 A JPH03249149 A JP H03249149A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
（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耐火性、
靭性の優れたＨ形鋼並びにその製造方法に関する。
靭性の優れたＨ形鋼並びにその製造方法に関する。
（従来の技術）
建築物の超高層化、建築設計技術の高度化などから、耐
火設計の見直しが建設省総合プロジェクトにより行われ
、昭和６２年３月に「新耐火設計法」が制定された。こ
の規定により、旧法令による火災時に鋼材の温度を３５
０℃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。
火設計の見直しが建設省総合プロジェクトにより行われ
、昭和６２年３月に「新耐火設計法」が制定された。こ
の規定により、旧法令による火災時に鋼材の温度を３５
０℃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６００″Ｃでの設計高温強度を確保できる場合は、
それに見合い耐火被覆を削減できるようになった。
それに見合い耐火被覆を削減できるようになった。
このような動向に対応し、本発明者等は先に特願昭６３
−１４３７４０号の耐火性の優れた建築用低降伏比鋼お
よび鋼材並びにその製造方法を提案した。
−１４３７４０号の耐火性の優れた建築用低降伏比鋼お
よび鋼材並びにその製造方法を提案した。
この技術の要旨は、６００℃で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兼ね合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。
％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兼ね合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。
（発明が解決しようとする課題）
本発明者等は、前述の先願技術によって製造された鋼材
を、各種の形鋼、特に厳しい圧延造形上の制約と独特な
形状を有するＨ形鋼の素材に適用することを試みた結果
、ウェブ、フランジ、フィレットの各部位で、圧延仕上
げ温度、圧下率、冷却速度に差を生じ、常温・高温強度
、延性、靭性がばらつき、規準に満たない部位が生じた
。
を、各種の形鋼、特に厳しい圧延造形上の制約と独特な
形状を有するＨ形鋼の素材に適用することを試みた結果
、ウェブ、フランジ、フィレットの各部位で、圧延仕上
げ温度、圧下率、冷却速度に差を生じ、常温・高温強度
、延性、靭性がばらつき、規準に満たない部位が生じた
。
本発明の目的は、上記の課題を解決するために、高温強
度特性、材質特性に対し圧延仕上げ温度。
度特性、材質特性に対し圧延仕上げ温度。
圧延圧下比、鋼板厚（冷却速度）依存性が少なく、かつ
経済的な耐火性に優れたＨ形鋼並びにその製造方法を提
供することにある。
経済的な耐火性に優れたＨ形鋼並びにその製造方法を提
供することにある。
（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、その要旨を下記ア〜工項に示す。
あり、その要旨を下記ア〜工項に示す。
７０重量％で、Ｃ： ０．０５〜０．２０％、 Ｓｉ
： ０．０５〜０．５０％、 Ｍｎ ： ０．４〜
２．０％、 Ｍｏ： ０．３〜０．７％。
： ０．０５〜０．５０％、 Ｍｎ ： ０．４〜
２．０％、 Ｍｏ： ０．３〜０．７％。
Ｖ ： ０．０５〜０．２０％、 Ｎ ： ０．００
７０〜０．０１５０％、 Ａｊｌ！＜ ０．００５％
、残部がＦｅおよび不可避不純物の組成でなる耐火性及
び靭性の優れたＨ形鋼。
７０〜０．０１５０％、 Ａｊｌ！＜ ０．００５％
、残部がＦｅおよび不可避不純物の組成でなる耐火性及
び靭性の優れたＨ形鋼。
イ、溶鉄を予備脱酸により溶存酸素を重量％で０．００
３〜０．０２０％に溶製し、合金添加により重量％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％。
３〜０．０２０％に溶製し、合金添加により重量％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 ： ０．００７０〜０．０１５０％、 ＡＩｌ＜
０．００５％、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる
鋼片とし、該鋼片を１１００〜１３００℃の温度域に再
加熱後、熱間塑性加工を８５０〜１０５０℃の温度範囲
で終了する耐火性及び靭性の優れたＨ形鋼の製造方法。
０．００５％、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる
鋼片とし、該鋼片を１１００〜１３００℃の温度域に再
加熱後、熱間塑性加工を８５０〜１０５０℃の温度範囲
で終了する耐火性及び靭性の優れたＨ形鋼の製造方法。
つ０重量％で、Ｃ： ０．０５〜０．２０％、 Ｓｉ
： ０．０５〜０．５０％、 Ｍｎ： ０．４〜２．０
％、 Ｍｏ： ０．３〜０．７％。
： ０．０５〜０．５０％、 Ｍｎ： ０．４〜２．０
％、 Ｍｏ： ０．３〜０．７％。
Ｖ ： ０．０５〜０．２０％、 Ｎ ： ０．００７
０〜０．０１５０％、 Ａｌ＜ ０．００５％、加え
てＣｒ＜ ０．７％、 Ｎｉ＜ １．０％、 Ｎｂ＜０
．０５％、 Ｃｕ＜ １．０％、 Ｃａ ： ０．０
０１〜０．００５％の１種または２種を含み、残部がＦ
ｅおよび不可避不純物の組成でなる耐火性及び靭性の優
れたＨ形鋼。
０〜０．０１５０％、 Ａｌ＜ ０．００５％、加え
てＣｒ＜ ０．７％、 Ｎｉ＜ １．０％、 Ｎｂ＜０
．０５％、 Ｃｕ＜ １．０％、 Ｃａ ： ０．０
０１〜０．００５％の１種または２種を含み、残部がＦ
ｅおよび不可避不純物の組成でなる耐火性及び靭性の優
れたＨ形鋼。
工、溶鉄を予備脱酸により溶存酸素を重量％で０．００
３〜０．０２０％に溶製し、合金添加により重量％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％。
３〜０．０２０％に溶製し、合金添加により重量％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 ： ０．００７０〜０．０１５０％、 ＡＩｌ＜
０．００５％、加えてＣｒ＜ ０．７％、 Ｎｉ＜１
．０％、 Ｎｂ＜０．０５％、 Ｃｕ＜ １．０％、
Ｃａ ： ０．００１〜０．００５％の１種または２種
を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼片と
し、該鋼片を１１００〜１３００℃の温度域に再加熱後
、熱間塑性加工を８５０〜１０５０℃の温度範囲で終了
する耐火性及び靭性の優れたＨ形鋼の製造方法。
０．００５％、加えてＣｒ＜ ０．７％、 Ｎｉ＜１
．０％、 Ｎｂ＜０．０５％、 Ｃｕ＜ １．０％、
Ｃａ ： ０．００１〜０．００５％の１種または２種
を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼片と
し、該鋼片を１１００〜１３００℃の温度域に再加熱後
、熱間塑性加工を８５０〜１０５０℃の温度範囲で終了
する耐火性及び靭性の優れたＨ形鋼の製造方法。
（作 用）
以下、本発明について詳細に説明する。
鋼材の高温強度は、鉄の融点のほぼ％の温度の７００℃
以下では常温で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、
■硬化相による分散強化、■微細析出物による析出強化
等によって支配される。
以下では常温で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、
■硬化相による分散強化、■微細析出物による析出強化
等によって支配される。
一般に高温強度の上昇には、Ｍｏ、 Ｃｒの添加による
析出強化と、転位の消失軽減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
の添加は著しく焼き入れ性を上げ、母材のフェライト＋
パーライト組織をベーナイト組織化し易（なる、ベーナ
イト組織を生成し易い成分をＨ形鋼に適応した場合は、
その独特な形状からウェブ、フランジ、フィレットの各
部位で、圧延仕上げ温度、圧下率、冷却速度に差を生じ
るため、各部位によりベーナイト組織割合が大きく変化
する。その結果として、常温・高温強度、延性、１ｌＪ
Ｊ性がばらつき、基準に満たない部位が生じる。
析出強化と、転位の消失軽減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
の添加は著しく焼き入れ性を上げ、母材のフェライト＋
パーライト組織をベーナイト組織化し易（なる、ベーナ
イト組織を生成し易い成分をＨ形鋼に適応した場合は、
その独特な形状からウェブ、フランジ、フィレットの各
部位で、圧延仕上げ温度、圧下率、冷却速度に差を生じ
るため、各部位によりベーナイト組織割合が大きく変化
する。その結果として、常温・高温強度、延性、１ｌＪ
Ｊ性がばらつき、基準に満たない部位が生じる。
本発明の特徴は、Ｈ形鋼の各部位でのベーナイトとフェ
ライトの組織割合の変化を少なくするために、ＶＮの析
出によるオーステナイトからフェライト変態の促進効果
と、高温での析出効果を最大限に活用するところにある
。
ライトの組織割合の変化を少なくするために、ＶＮの析
出によるオーステナイトからフェライト変態の促進効果
と、高温での析出効果を最大限に活用するところにある
。
次に本発明鋼の基本成分範囲の限定理由について述べる
。
。
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、０．０５％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
、母材靭性、溶接割れ性、溶接熱影響部（以下ＨＡＺと
称す）靭性などを著しく低下させるので、上限を０．２
０％とした。
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、また０、２０％を超える過剰の添加は
、母材靭性、溶接割れ性、溶接熱影響部（以下ＨＡＺと
称す）靭性などを著しく低下させるので、上限を０．２
０％とした。
次に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、０．５％を超えると熱処理組織内に硬化組
織の高炭素マルテンサイト（以下Ｍ＊と称す）を生成し
、靭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含有量をこ
の範囲に制限した。
要であるが、０．５％を超えると熱処理組織内に硬化組
織の高炭素マルテンサイト（以下Ｍ＊と称す）を生成し
、靭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含有量をこ
の範囲に制限した。
Ｍｎは、母材の強度、靭性の確保には０．４％以上の添
加が必要であるが、溶接部の靭性２割れ性などの許容で
きる範囲で上限を２．０％とした。
加が必要であるが、溶接部の靭性２割れ性などの許容で
きる範囲で上限を２．０％とした。
ＡＩｌは強力な脱酸元素であり、０．００５％以上の添
加はフェライト変態を促進するマンガン・シリコン酸化
物などが形成されず、靭性の低下がもたらされるのと、
過剰の固溶Ａｉ、はＮと化合しＡｌＮを形成し、発明鋼
の特徴であるＶＮの析出量を低減させるため、０．００
５％未満に制限した。
加はフェライト変態を促進するマンガン・シリコン酸化
物などが形成されず、靭性の低下がもたらされるのと、
過剰の固溶Ａｉ、はＮと化合しＡｌＮを形成し、発明鋼
の特徴であるＶＮの析出量を低減させるため、０．００
５％未満に制限した。
ＮはＶＮの析出には極めて重要な元素であり、０．００
７％未満ではＶＮの析出量が不足し、フェライト組織の
十分な生成量が得られず、また６００℃での高温強度も
確保できないため、０．００７％以上とした。含有量が
０．０１５％を超えると母材靭性を低下させ、連続鋳造
時の鋼片の表面割れを生じさせるため、０．０１５％以
下に制限した。
７％未満ではＶＮの析出量が不足し、フェライト組織の
十分な生成量が得られず、また６００℃での高温強度も
確保できないため、０．００７％以上とした。含有量が
０．０１５％を超えると母材靭性を低下させ、連続鋳造
時の鋼片の表面割れを生じさせるため、０．０１５％以
下に制限した。
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。０．３％未満では、ＶＮの析出強度との複合作用
によっても十分な高温強度が確保できず、０．７％を超
えると焼き入れ性が上昇しすぎ母材靭性、ＨＡＺ靭性が
劣化するため、０．３〜０．７％に制限した。
ある。０．３％未満では、ＶＮの析出強度との複合作用
によっても十分な高温強度が確保できず、０．７％を超
えると焼き入れ性が上昇しすぎ母材靭性、ＨＡＺ靭性が
劣化するため、０．３〜０．７％に制限した。
ＶはＶＮとしてフェライト組織の生成とその細粒化、高
温強度の確保のために極めて重要であり、０．０５％未
満ではＶＮの析出量が不十分であり、０．２％を超える
と析出量が過剰になり母材靭性が低下するため、０．０
５〜０．２％に制限した。
温強度の確保のために極めて重要であり、０．０５％未
満ではＶＮの析出量が不十分であり、０．２％を超える
と析出量が過剰になり母材靭性が低下するため、０．０
５〜０．２％に制限した。
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、凝固偏析による溶接割れ性、靭性な
どの低下を生じるので極力低減すべきであり、望ましく
はＰ、Ｓ量はそれぞれ０．０２％、 ０．０２％以下で
ある。
特に限定しないが、凝固偏析による溶接割れ性、靭性な
どの低下を生じるので極力低減すべきであり、望ましく
はＰ、Ｓ量はそれぞれ０．０２％、 ０．０２％以下で
ある。
以上が本発明鋼の基本成分であるが、母材強度の上昇お
よび母材の靭性向上の目的で、Ｃｒ、 Ｎｉ、Ｎｂ、
Ｃｕ、 Ｃａの１種または２種以上を含有することがで
きる。
よび母材の靭性向上の目的で、Ｃｒ、 Ｎｉ、Ｎｂ、
Ｃｕ、 Ｃａの１種または２種以上を含有することがで
きる。
まずＮｉは、母材の強靭性を高める極めて有効な元素で
あるが、１．０％を超す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。
あるが、１．０％を超す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。
Ｃｒは、焼き入れ性の向上と析出硬化により母材の強化
、高温強化に有効である。しかし上限を超える過剰の添
加は、靭性および硬化性の観点から有害となるため、上
限を０．７％とした。
、高温強化に有効である。しかし上限を超える過剰の添
加は、靭性およ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、母材の強靭化に有効であるが上限を超える過剰
の添加は、靭性及び硬化性の観点から有害となるため、
０．０５％未満とした。
の添加は、靭性及び硬化性の観点から有害となるため、
０．０５％未満とした。
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き戻し脆性、溶接割れ性、熱間加工
割れなどを考慮して、上限を１．０％とした。
力除去焼鈍による焼き戻し脆性、溶接割れ性、熱間加工
割れなどを考慮して、上限を１．０％とした。
Ｃａは、脱酸材としての効果と硫化物（ＭｎＳ）を細分
化し、母材の延性、靭性を向上させ、異方性を抑制する
効果を持つ。しかし０．００１％未満では効果がなく、
０．００５％を超えると粗大なＣａ硫化酸化物を生成し
、延性、靭性を低下させるので、Ｃａ量を０．００１〜
０．００５％とした。
化し、母材の延性、靭性を向上させ、異方性を抑制する
効果を持つ。しかし０．００１％未満では効果がなく、
０．００５％を超えると粗大なＣａ硫化酸化物を生成し
、延性、靭性を低下させるので、Ｃａ量を０．００１〜
０．００５％とした。
本発明Ｈ形鋼を製造するに際し、溶鉄を予備脱酸により
溶存酸素を重量％で０．００３〜０．０２０％に溶製し
た後、合金添加により成分調整するのは、脱酸前の［０
１濃度が０．００３未満では、フェライト変態を促進す
るマンガン・シリコン酸化物などのフェライト生成核が
減少し、靭性を向上できない。
溶存酸素を重量％で０．００３〜０．０２０％に溶製し
た後、合金添加により成分調整するのは、脱酸前の［０
１濃度が０．００３未満では、フェライト変態を促進す
るマンガン・シリコン酸化物などのフェライト生成核が
減少し、靭性を向上できない。
０．０２０％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起点となり、靭性を低下
させるため、合金添加前の溶鉄の溶存酸素を重量％で０
．００３〜０．０２０％に制限した。
も酸化物が粗粒化し脆性破壊の起点となり、靭性を低下
させるため、合金添加前の溶鉄の溶存酸素を重量％で０
．００３〜０．０２０％に制限した。
再加熱温度を１１００〜１３００℃の温度域に規制した
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、且つＶ、
Ｍｏによる高温での降伏点を増大させるには、これらの
元素を十分に固溶させる必要があるため、再加熱温度の
下限を１１００℃とした。その上限は加熱炉の性能、経
済性から１３００℃とした。
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、且つＶ、
Ｍｏによる高温での降伏点を増大させるには、これらの
元素を十分に固溶させる必要があるため、再加熱温度の
下限を１１００℃とした。その上限は加熱炉の性能、経
済性から１３００℃とした。
熱間加工終了温度を８５０〜１０５０℃としたのは、低
温圧延はど靭性は向上するが、形鋼の造形上８５０℃未
満の加工は困難であり、また１０５０℃を超えての加工
は粗粒組織を形成し靭性が低下するためである。
温圧延はど靭性は向上するが、形鋼の造形上８５０℃未
満の加工は困難であり、また１０５０℃を超えての加工
は粗粒組織を形成し靭性が低下するためである。
（実施例）
以下に実施例によりさらに本発明の効果を示す。
試作鋼は転炉溶製し、連続鋳造により２５０〜３００■
厚鋳片に鋳造した後、圧延造形によりフランジ厚さ毎に
第１表に示す種々の形状のＨ形鋼を製造した。
厚鋳片に鋳造した後、圧延造形によりフランジ厚さ毎に
第１表に示す種々の形状のＨ形鋼を製造した。
第１表 （ｇｍ＋＋）
第１図はＨ形鋼１の断面形状と機械特性を示す図面であ
り、２はフランジ、３はウェブ、４はフィレットであり
、またＨはウェブ高さ、Ｂはフランジ幅、 ｊｌ＋ ｔ
Ｚはそれぞれウェブ厚さ、フランジ厚さをあられす。
り、２はフランジ、３はウェブ、４はフィレットであり
、またＨはウェブ高さ、Ｂはフランジ幅、 ｊｌ＋ ｔ
Ｚはそれぞれウェブ厚さ、フランジ厚さをあられす。
フランジ２の板厚中心部（′／２ｔｚ）におけるフラン
ジ幅Ｂ全長のｙ４Ｂ、ｙ２Ｂから、フランジＸ下部とフ
ランジＸ下部を定め、この位置から試験片を採取した。
ジ幅Ｂ全長のｙ４Ｂ、ｙ２Ｂから、フランジＸ下部とフ
ランジＸ下部を定め、この位置から試験片を採取した。
なおこれらの箇所の特性を求めた理由は、フランジＸ下
部はＨ形鋼のほぼ平均的な機械特性を示し、フランジＸ
下部はその特性が最も低下するため、この三箇所により
Ｈ形鋼の機械試験特性を代表できるとしたためである。
部はＨ形鋼のほぼ平均的な機械特性を示し、フランジＸ
下部はその特性が最も低下するため、この三箇所により
Ｈ形鋼の機械試験特性を代表できるとしたためである。
第２表に本発明例の鋼及び比較鋼の化学成分を示し、第
３表に圧延条件及び機械試験特性を示す。
３表に圧延条件及び機械試験特性を示す。
なお圧延加熱温度を１２８０℃に揃えたのは、−船釣に
加熱温度の低下は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。
加熱温度の低下は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。
第３表に示すように、本発明例の鋼１−ＩＱは、圧延仕
上げ温度、圧下率、フランジ板厚（冷却速度）、フラン
ジの部位の変化に対して、目標の常温強度、高温強度と
０℃でのシャルピー値３．５ｋｇｆ−以上を十分に満た
している。
上げ温度、圧下率、フランジ板厚（冷却速度）、フラン
ジの部位の変化に対して、目標の常温強度、高温強度と
０℃でのシャルピー値３．５ｋｇｆ−以上を十分に満た
している。
一方比較鋼１１〜１３は、Ｎ、Ｍｏの低減、Ａｌ添加に
より６００℃での高温強度が確保できず、また鋼１４〜
１７は、常温、高温強度は満たすものの、脱酸不足によ
る０濃度の増加、Ｍｏ、 Ｓｉ、 Ｎの過剰添加により
靭性が著しく低下し、目標値を達成できない。
より６００℃での高温強度が確保できず、また鋼１４〜
１７は、常温、高温強度は満たすものの、脱酸不足によ
る０濃度の増加、Ｍｏ、 Ｓｉ、 Ｎの過剰添加により
靭性が著しく低下し、目標値を達成できない。
即ち、本発明の製造法の要件が総て満たされた時に、第
３表に示される綱１−１０のように、Ｈ形鋼の機械試験
特性が最も確保しにくいフランジ板厚％、幅各部におい
ても十分な常温、高温強度を有し、優れた靭性を持つ耐
火性、靭性の優れたＨ形鋼の製造が可能になる。
３表に示される綱１−１０のように、Ｈ形鋼の機械試験
特性が最も確保しにくいフランジ板厚％、幅各部におい
ても十分な常温、高温強度を有し、優れた靭性を持つ耐
火性、靭性の優れたＨ形鋼の製造が可能になる。
（発明の効果）
本発明によるＨ形鋼は高温特性に優れ、耐火材の被覆厚
さが従来の２０〜５０％で耐火目的を達成でき、施エコ
スト低減、工期の短縮による大幅なコスト削減が可能に
なる。また、Ｈ形鋼の機械試験特性が最も確保しにくい
フランジ板厚％９幅各部においても、十分な常温、高温
強度を有し、優れた靭性を持つＨ形鋼の製造が可能にな
り、大型建造物の信鯨性向上、安全性の確保、経済効果
等の産業上の効果は極めて顕著なものがある。
さが従来の２０〜５０％で耐火目的を達成でき、施エコ
スト低減、工期の短縮による大幅なコスト削減が可能に
なる。また、Ｈ形鋼の機械試験特性が最も確保しにくい
フランジ板厚％９幅各部においても、十分な常温、高温
強度を有し、優れた靭性を持つＨ形鋼の製造が可能にな
り、大型建造物の信鯨性向上、安全性の確保、経済効果
等の産業上の効果は極めて顕著なものがある。
第１図はＨ形鋼の断面形状と各部位の名称及び機械試験
片の採取位置を示す図面である。 １・・・Ｈ形鋼、２・・・フランジ、３・・・ウェブ、
４・・・フィレット。
片の採取位置を示す図面である。 １・・・Ｈ形鋼、２・・・フランジ、３・・・ウェブ、
４・・・フィレット。
Claims (4)
- （１）重量％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
．００７０〜０．０１５０％、Ａｌ＜０．００５％、残
部がＦｅおよび不可避不純物の組成でなる耐火性及び靭
性の優れたＨ形鋼。 - （２）溶鉄を予備脱酸により溶存酸素を重量％で０．０
０３〜０．０２０％に溶製し、合金添加により重量％で
、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５
０％、Ｍｎ：０．４〜２．０％、Ｍｏ：０．３〜０．７
％、Ｖ：０．０５〜０．２０％、Ｎ：０．００７０〜０
．０１５０％、Ａｌ＜０．００５％、残部がＦｅおよび
不可避不純物からなる鋼片とし、該鋼片を１１００〜１
３００℃の温度域に再加熱後、熱間塑性加工を８５０〜
１０５０℃の温度範囲で終了する耐火性及び靭性の優れ
たＨ形鋼の製造方法。 - （３）重量％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
．００７０〜０．０１５０％、Ａｌ＜０．００５％、加
えてＣｒ＜０．７％、Ｎｉ＜１．０％、Ｎｂ＜０．０５
％、Ｃｕ＜１．０％、Ｃａ：０．００１〜０．００５％
の１種または２種を含み、残部がＦｅおよび不可避不純
物の組成でなる耐火性及び靭性の優れたＨ形鋼。 - （４）溶鉄を予備脱酸により溶存酸素を重量％で０．０
０３〜０．０２０％に溶製し、合金添加により重量％で
、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５
０％、Ｍｎ：０．４〜２．０％、Ｍｏ：０．３〜０．７
％、Ｖ：０．０５〜０．２０％、Ｎ：０．００７０〜０
．０１５０％、Ａｌ＜０．００５％、加えてＣｒ＜０．
７％、Ｎｉ＜１．０％、Ｎｂ＜０．０５％、Ｃｕ＜１．
０％、Ｃａ：０．００１〜０．００５％の１種または２
種を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼片
とし、該鋼片を１１００〜１３００℃の温度域に再加熱
後、熱間塑性加工を８５０〜１０５０℃の温度範囲で終
了する耐火性及び靭性の優れたＨ形鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2045680A JPH0737657B2 (ja) | 1990-02-28 | 1990-02-28 | 耐火性及び靭性の優れたｈ形鋼並びにその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2045680A JPH0737657B2 (ja) | 1990-02-28 | 1990-02-28 | 耐火性及び靭性の優れたｈ形鋼並びにその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03249149A true JPH03249149A (ja) | 1991-11-07 |
| JPH0737657B2 JPH0737657B2 (ja) | 1995-04-26 |
Family
ID=12726108
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2045680A Expired - Lifetime JPH0737657B2 (ja) | 1990-02-28 | 1990-02-28 | 耐火性及び靭性の優れたｈ形鋼並びにその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0737657B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH08176728A (ja) * | 1994-12-28 | 1996-07-09 | Japan Casting & Forging Corp | 耐火性および強度・靭性の優れた鋳鋼およびその 製造法 |
| KR101639167B1 (ko) * | 2015-09-22 | 2016-07-12 | 현대제철 주식회사 | 형강 및 그 제조 방법 |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN106498291B (zh) * | 2016-10-13 | 2018-02-13 | 南京创贝高速传动机械有限公司 | 一种齿轮箱内表面用的耐腐蚀金属涂层 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS53144413A (en) * | 1977-05-24 | 1978-12-15 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Method of producing steel with greater yield strength at normal to medium temperature |
| JPH0387332A (ja) * | 1989-08-30 | 1991-04-12 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | 高強度低合金耐熱鋼の製造方法 |
-
1990
- 1990-02-28 JP JP2045680A patent/JPH0737657B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS53144413A (en) * | 1977-05-24 | 1978-12-15 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Method of producing steel with greater yield strength at normal to medium temperature |
| JPH0387332A (ja) * | 1989-08-30 | 1991-04-12 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | 高強度低合金耐熱鋼の製造方法 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH08176728A (ja) * | 1994-12-28 | 1996-07-09 | Japan Casting & Forging Corp | 耐火性および強度・靭性の優れた鋳鋼およびその 製造法 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0737657B2 (ja) | 1995-04-26 |
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