JPH05263182A - 靭性の優れた低合金圧延形鋼の製造方法 - Google Patents
靭性の優れた低合金圧延形鋼の製造方法Info
- Publication number
- JPH05263182A JPH05263182A JP5816692A JP5816692A JPH05263182A JP H05263182 A JPH05263182 A JP H05263182A JP 5816692 A JP5816692 A JP 5816692A JP 5816692 A JP5816692 A JP 5816692A JP H05263182 A JPH05263182 A JP H05263182A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- rolling
- steel
- toughness
- slab
- dissolved oxygen
- 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.)
- Granted
Links
Abstract
(57)【要約】
【目的】 建造物の構造部材に用いる靭性の優れたＨ形
鋼・Ｉ形鋼等のフランジを有する形鋼を低合金化しオン
ラインで製造する。 【構成】 製鋼工程での予備脱酸により溶鋼の酸素濃度
を制御し所定の成分鋼とした後、Ｔｉ脱酸する製鋼法
と、中間圧延パス間水冷と、仕上げ圧延終了後の加速冷
却の組合せ処理により組織の微細化と低合金化を図り、
強度・靭性を向上させる。
鋼・Ｉ形鋼等のフランジを有する形鋼を低合金化しオン
ラインで製造する。 【構成】 製鋼工程での予備脱酸により溶鋼の酸素濃度
を制御し所定の成分鋼とした後、Ｔｉ脱酸する製鋼法
と、中間圧延パス間水冷と、仕上げ圧延終了後の加速冷
却の組合せ処理により組織の微細化と低合金化を図り、
強度・靭性を向上させる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、建造物の構造部材とし
て用いられる靭性の優れた低合金圧延形鋼の製造法に関
するものである。
て用いられる靭性の優れた低合金圧延形鋼の製造法に関
するものである。
【０００２】
【従来の技術】建造物の超高層化、安全規準の厳格化な
どから、柱用に用いられる鋼材、例えば板厚の大きなサ
イズのＨ形鋼（以下、極厚Ｈ形鋼と称す）には、一層の
高強度化、高靭性化、低降伏比化が求められている。こ
のような要求特性を満たすために、従来は圧延終了後に
焼準処理などの熱処理を施すことが行われた。熱処理の
付加は熱処理コストと生産効率の低下など大幅なコスト
上昇を招き、経済性に問題があった。この課題を解決す
るためには圧延ままで高性能の材質特性を得られるよう
に、新しい合金設計、製造法の開発が必要となった。
どから、柱用に用いられる鋼材、例えば板厚の大きなサ
イズのＨ形鋼（以下、極厚Ｈ形鋼と称す）には、一層の
高強度化、高靭性化、低降伏比化が求められている。こ
のような要求特性を満たすために、従来は圧延終了後に
焼準処理などの熱処理を施すことが行われた。熱処理の
付加は熱処理コストと生産効率の低下など大幅なコスト
上昇を招き、経済性に問題があった。この課題を解決す
るためには圧延ままで高性能の材質特性を得られるよう
に、新しい合金設計、製造法の開発が必要となった。
【０００３】一般に、フランジを有する形鋼、例えばＨ
形鋼をユニバーサル圧延により製造すると、圧延造形上
の制約およびその形状の特異性からウェブ、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。その結果、部位間に強度、延性、靭性
のバラつきが発生し、例えば溶接構造用圧延鋼材（ＪＩ
Ｓ Ｇ３１０６）等の規準に満たない部位が生じる。特
に極厚Ｈ形鋼を連続鋳造スラブを素材とし圧延する場合
には連続鋳造設備で製造可能なスラブ最大厚みに限界が
あるため、低圧下比となる。さらに、圧延造形上の寸法
精度の制約から板厚の厚いフランジ部は高温圧延とな
り、圧延終了後の鋼材冷却は徐冷となって、ミクロ組織
は粗粒化する。
形鋼をユニバーサル圧延により製造すると、圧延造形上
の制約およびその形状の特異性からウェブ、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。その結果、部位間に強度、延性、靭性
のバラつきが発生し、例えば溶接構造用圧延鋼材（ＪＩ
Ｓ Ｇ３１０６）等の規準に満たない部位が生じる。特
に極厚Ｈ形鋼を連続鋳造スラブを素材とし圧延する場合
には連続鋳造設備で製造可能なスラブ最大厚みに限界が
あるため、低圧下比となる。さらに、圧延造形上の寸法
精度の制約から板厚の厚いフランジ部は高温圧延とな
り、圧延終了後の鋼材冷却は徐冷となって、ミクロ組織
は粗粒化する。
【０００４】ＴＭＣＰによる細粒化法も周知であるが、
造形上の制約から形鋼圧延では鋼板の製造法の大圧下は
できない。また、厚鋼板分野ではＶＮの析出効果を利用
し高強度・高靭性鋼を製造する、例えば特公昭６２−５
０５４８号公報、特公昭６２−５４８６２号公報の技術
が提案されている。しかしながら、この従来法では溶鋼
の脱酸を一般的なＡｌ脱酸処理で行っているため粒内フ
ェライト生成核として、組織の細粒化に効果を示す微細
な複合酸化物が生成せず、組織の細粒化が十分ではなか
った。即ち、従来のＡｌ脱酸は溶製過程の初期段階でＡ
ｌ添加し、溶鋼の脱酸と生成したＡｌ2 Ｏ3 を浮上分離
し高清浄化を目的にしていた。即ち、従来は如何に溶鋼
の酸素濃度を下げ、鋼中の一次脱酸酸化物数を減らすか
に重点が置かれていた。
造形上の制約から形鋼圧延では鋼板の製造法の大圧下は
できない。また、厚鋼板分野ではＶＮの析出効果を利用
し高強度・高靭性鋼を製造する、例えば特公昭６２−５
０５４８号公報、特公昭６２−５４８６２号公報の技術
が提案されている。しかしながら、この従来法では溶鋼
の脱酸を一般的なＡｌ脱酸処理で行っているため粒内フ
ェライト生成核として、組織の細粒化に効果を示す微細
な複合酸化物が生成せず、組織の細粒化が十分ではなか
った。即ち、従来のＡｌ脱酸は溶製過程の初期段階でＡ
ｌ添加し、溶鋼の脱酸と生成したＡｌ2 Ｏ3 を浮上分離
し高清浄化を目的にしていた。即ち、従来は如何に溶鋼
の酸素濃度を下げ、鋼中の一次脱酸酸化物数を減らすか
に重点が置かれていた。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記の課題
を解決するために、製鋼、圧延および圧延後の冷却まで
の工程を総合的に対象とした新規な製造手段により、圧
延ままで組織を細粒化し、強度・靭性の優れた低合金圧
延形鋼を提供すること、即ち、製造工程においてフェラ
イトの核生成サイトを増加させ、核生成したフェライト
の成長を抑制し細粒化する手段を提供することを目的と
する。
を解決するために、製鋼、圧延および圧延後の冷却まで
の工程を総合的に対象とした新規な製造手段により、圧
延ままで組織を細粒化し、強度・靭性の優れた低合金圧
延形鋼を提供すること、即ち、製造工程においてフェラ
イトの核生成サイトを増加させ、核生成したフェライト
の成長を抑制し細粒化する手段を提供することを目的と
する。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、 重量％でＣ：０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：０．０
５〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜１．８％、Ｎ：０．０
０３〜０．０１２％、Ａｌ≦０．００５％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を重量％で０．００３〜０．０１５
％に調整後さらに、チタン脱酸し、該チタン含有量が重
量％で０．００５〜０．０２５％で、かつ溶鋼の溶存酸
素［Ｏ％］に対し−０．００６≦［Ｔｉ％］−２［Ｏ
％］≦０．００８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に圧延を開
始し、中間圧延工程のパス間で鋼材表層部の温度をＡｒ
3 −２０℃以下・Ａｒ3 −１００℃以上に水冷し、その
復熱過程で少なくとも１回以上圧延し、最終仕上げ圧延
後に１〜３０℃／Ｓの冷却速度で６００〜４００℃まで
冷却する靭性の優れた低合金圧延形鋼の製造方法およ
び、 重量％でＣ：０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：０．０
５〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜１．８％、Ｎ：０．０
０３〜０．０１２％、Ａｌ≦０．００５％を含み、加え
てＶ≦０．２０％、Ｃｒ≦０．７％、Ｍｏ≦０．３％、
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
を重量％で０．００３〜０．０１５％に調整後さらに、
チタン脱酸し、該チタン含有量が重量％で０．００５〜
０．０２５％で、かつ溶鋼の溶存酸素［Ｏ％］に対し−
０．００６≦［Ｔｉ％］−２［Ｏ％］≦０．００８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に圧延を開始し、中間圧延工程の
パス間で鋼材表層部の温度をＡｒ3 −２０℃以下・Ａｒ
3 −１００℃以上に水冷し、その復熱過程で少なくとも
１回以上圧延し、最終仕上げ圧延後に１〜３０℃／Ｓの
冷却速度で６００〜４００℃まで冷却する靭性の優れた
低合金圧延形鋼の製造方法にある。
５〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜１．８％、Ｎ：０．０
０３〜０．０１２％、Ａｌ≦０．００５％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を重量％で０．００３〜０．０１５
％に調整後さらに、チタン脱酸し、該チタン含有量が重
量％で０．００５〜０．０２５％で、かつ溶鋼の溶存酸
素［Ｏ％］に対し−０．００６≦［Ｔｉ％］−２［Ｏ
％］≦０．００８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に圧延を開
始し、中間圧延工程のパス間で鋼材表層部の温度をＡｒ
3 −２０℃以下・Ａｒ3 −１００℃以上に水冷し、その
復熱過程で少なくとも１回以上圧延し、最終仕上げ圧延
後に１〜３０℃／Ｓの冷却速度で６００〜４００℃まで
冷却する靭性の優れた低合金圧延形鋼の製造方法およ
び、 重量％でＣ：０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：０．０
５〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜１．８％、Ｎ：０．０
０３〜０．０１２％、Ａｌ≦０．００５％を含み、加え
てＶ≦０．２０％、Ｃｒ≦０．７％、Ｍｏ≦０．３％、
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
を重量％で０．００３〜０．０１５％に調整後さらに、
チタン脱酸し、該チタン含有量が重量％で０．００５〜
０．０２５％で、かつ溶鋼の溶存酸素［Ｏ％］に対し−
０．００６≦［Ｔｉ％］−２［Ｏ％］≦０．００８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に圧延を開始し、中間圧延工程の
パス間で鋼材表層部の温度をＡｒ3 −２０℃以下・Ａｒ
3 −１００℃以上に水冷し、その復熱過程で少なくとも
１回以上圧延し、最終仕上げ圧延後に１〜３０℃／Ｓの
冷却速度で６００〜４００℃まで冷却する靭性の優れた
低合金圧延形鋼の製造方法にある。
【０００７】本発明は、組織を細粒化するために、製鋼
過程において適正な脱酸処理を行い、溶鋼の高清浄化、
溶存酸素濃度の制御と最後にチタン脱酸することによ
り、粒内フェライト生成核として働く微細な複合酸化物
を鋼中に多数分散させ、更に熱間圧延パス間で水冷する
ことにより、鋼板の表層部と内部に温度差を与え、低圧
下条件下においても、より高温の内層部への圧下浸透を
高め、粒内フェライト生成核となる加工転位を導入し、
粒内フェライト生成核を増加させるものである。加え
て、圧延後のγ／α変態温度域を冷却制御することによ
り、その核生成させたフェライトの成長を抑制させ、ミ
クロ組織の細粒化を可能とし、高能率で製造コストの安
価な形鋼の製造を可能とするものである。
過程において適正な脱酸処理を行い、溶鋼の高清浄化、
溶存酸素濃度の制御と最後にチタン脱酸することによ
り、粒内フェライト生成核として働く微細な複合酸化物
を鋼中に多数分散させ、更に熱間圧延パス間で水冷する
ことにより、鋼板の表層部と内部に温度差を与え、低圧
下条件下においても、より高温の内層部への圧下浸透を
高め、粒内フェライト生成核となる加工転位を導入し、
粒内フェライト生成核を増加させるものである。加え
て、圧延後のγ／α変態温度域を冷却制御することによ
り、その核生成させたフェライトの成長を抑制させ、ミ
クロ組織の細粒化を可能とし、高能率で製造コストの安
価な形鋼の製造を可能とするものである。
【０００８】
【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。鋼の高強度化はフェライト結晶の細粒化、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達成される。また、高靭
性化は結晶の細粒化、母相（フェライト）の固溶Ｎ，Ｃ
の低減、破壊の発生起点となる硬化相の高炭素マルテン
サイト及び粗大な酸化物・析出物の低減と微細化等によ
り達成される。
明する。鋼の高強度化はフェライト結晶の細粒化、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達成される。また、高靭
性化は結晶の細粒化、母相（フェライト）の固溶Ｎ，Ｃ
の低減、破壊の発生起点となる硬化相の高炭素マルテン
サイト及び粗大な酸化物・析出物の低減と微細化等によ
り達成される。
【０００９】一般的には鋼の高強度化により靭性は低下
し、高強度化と高靭性化は相反する対処が必要である。
両者を同時に満たす冶金因子は唯一、結晶の細粒化であ
る。
し、高強度化と高靭性化は相反する対処が必要である。
両者を同時に満たす冶金因子は唯一、結晶の細粒化であ
る。
【００１０】本発明の特徴は、製鋼工程において、溶鋼
の溶存酸素量の制御と強脱酸元素Ａｌ，Ｃａ等での脱酸
をせず、弱脱酸元素のＴｉにより適正な脱酸処理を行
い、微細なＴｉ系酸化物を鋼中に多数分散させること
と、熱間圧延工程において熱間圧延パス間で水冷と復熱
時に圧延することを繰り返すこと、の両処理により粒内
フェライト生成核を増加させ、加えて圧延後の冷却を制
御し、そのフェライトの成長を抑制し、ミクロ組織の細
粒化を行い圧延ままで母材の高強度化と高靭性化を達成
するものである。
の溶存酸素量の制御と強脱酸元素Ａｌ，Ｃａ等での脱酸
をせず、弱脱酸元素のＴｉにより適正な脱酸処理を行
い、微細なＴｉ系酸化物を鋼中に多数分散させること
と、熱間圧延工程において熱間圧延パス間で水冷と復熱
時に圧延することを繰り返すこと、の両処理により粒内
フェライト生成核を増加させ、加えて圧延後の冷却を制
御し、そのフェライトの成長を抑制し、ミクロ組織の細
粒化を行い圧延ままで母材の高強度化と高靭性化を達成
するものである。
【００１１】次に本発明形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、０．０４％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、母材靭性、耐溶接割れ性、溶接熱
影響部靭性などを著しく低下させるので下限を０．０４
％、上限を０．２０％とした。
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、０．０４％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、母材靭性、耐溶接割れ性、溶接熱
影響部靭性などを著しく低下させるので下限を０．０４
％、上限を０．２０％とした。
【００１２】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、０．５０％を超えるとＨＡＺ
組織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０．０５〜０．５０％の範囲に限定した。
脱酸などに必要であるが、０．５０％を超えるとＨＡＺ
組織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０．０５〜０．５０％の範囲に限定した。
【００１３】Ｍｎは母材の強度、靭性の確保には０．５
％以上の添加が必要であるが、溶接部の靭性、割れ性な
どの許容できる範囲で上限を１．８％とした。
％以上の添加が必要であるが、溶接部の靭性、割れ性な
どの許容できる範囲で上限を１．８％とした。
【００１４】ＮはＴｉＮやＶＮの析出には極めて重要な
元素であり、０．００３％未満ではＴｉＮ，ＶＮの析出
量が不足し、析出強化と粒内フェライト組織の十分な生
成量が得られないため０．００３％以上とした。含有量
が０．０１２％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０．０１２％以
下に限定した。
元素であり、０．００３％未満ではＴｉＮ，ＶＮの析出
量が不足し、析出強化と粒内フェライト組織の十分な生
成量が得られないため０．００３％以上とした。含有量
が０．０１２％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０．０１２％以
下に限定した。
【００１５】Ｔｉは脱酸材とし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る効果と
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靭性を向上
させる。従って、０．００５％以下では酸化物中のＴｉ
含有量が不足し、粒内フェライト生成核としての作用が
低下するためＴｉ量の下限値を０．００５％以上とし
た。しかし０．０２５％を超えると、過剰なＴｉはＴｉ
Ｃを生成し、析出硬化を生じ溶接熱影響部の靭性を著し
く低下させるためこれ未満に限定した。なお、Ｔｉ含有
量を溶鋼の溶存酸素［Ｏ％］に対し−０．００６≦［Ｔ
ｉ％］−２［Ｏ％］≦０．００８の関係を満たす重量％
とするという制限を与えたのは、この関係式において重
量％でＴｉが［Ｏ］濃度に対し過剰である場合は過剰な
Ｔｉが必要以上のＴｉＮを生成し、鋳片割れや母材靭性
を損なうためであり、重量％でＴｉ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Ｔｉ系酸化物
の個数が必要数の４０個／ｍｍ2 を超えなくなるため、
このように限定した。Ａｌは強力な脱酸元素であり、
０．００５％を超えて含有すると粒内フェライト変態を
促進するＴｉ系酸化物、Ｍｎ・Ｓｉ系酸化物などが形成
されず、靭性の低下がもたらされるため０．００５％以
下に限定した。
せ、圧延時に粒内フェライトの生成を促進させる効果と
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靭性を向上
させる。従って、０．００５％以下では酸化物中のＴｉ
含有量が不足し、粒内フェライト生成核としての作用が
低下するためＴｉ量の下限値を０．００５％以上とし
た。しかし０．０２５％を超えると、過剰なＴｉはＴｉ
Ｃを生成し、析出硬化を生じ溶接熱影響部の靭性を著し
く低下させるためこれ未満に限定した。なお、Ｔｉ含有
量を溶鋼の溶存酸素［Ｏ％］に対し−０．００６≦［Ｔ
ｉ％］−２［Ｏ％］≦０．００８の関係を満たす重量％
とするという制限を与えたのは、この関係式において重
量％でＴｉが［Ｏ］濃度に対し過剰である場合は過剰な
Ｔｉが必要以上のＴｉＮを生成し、鋳片割れや母材靭性
を損なうためであり、重量％でＴｉ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Ｔｉ系酸化物
の個数が必要数の４０個／ｍｍ2 を超えなくなるため、
このように限定した。Ａｌは強力な脱酸元素であり、
０．００５％を超えて含有すると粒内フェライト変態を
促進するＴｉ系酸化物、Ｍｎ・Ｓｉ系酸化物などが形成
されず、靭性の低下がもたらされるため０．００５％以
下に限定した。
【００１６】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、
靭性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％未満である。
量について特に限定しないが凝固偏析による溶接割れ、
靭性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％未満である。
【００１７】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、Ｖ，Ｃ
ｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｎｉ，Ｃｕ、の１種または２種以上を
含有することができる。まず、ＶはＶＮとして粒内フェ
ライト組織の生成による細粒化、析出強化による高強度
化のために重要な元素であるが、０．２０％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０．２０％
以下に限定した。
強度の上昇、および母材の靭性向上の目的で、Ｖ，Ｃ
ｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｎｉ，Ｃｕ、の１種または２種以上を
含有することができる。まず、ＶはＶＮとして粒内フェ
ライト組織の生成による細粒化、析出強化による高強度
化のために重要な元素であるが、０．２０％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０．２０％
以下に限定した。
【００１８】Ｃｒは焼き入れ性の向上により、母材の強
化に有効である。しかし０．７％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。
化に有効である。しかし０．７％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。
【００１９】Ｍｏは母材強度の確保に有効な元素である
が、高価であるため０．３％以下に限定した。
が、高価であるため０．３％以下に限定した。
【００２０】Ｎｂは母材の強靭化に有効であるが０．０
５％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％以下とした。
５％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％以下とした。
【００２１】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％を超える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。
な元素であるが、１．０％を超える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。
【００２２】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、熱間加工割れを促進するため、上限を１．０％とし
た。
あるが、応力除去焼鈍による焼き戻し脆性、溶接割れ
性、熱間加工割れを促進するため、上限を１．０％とし
た。
【００２３】次に、上記の成分でなる溶鋼を予備脱酸処
理により溶存酸素を制御する。溶存酸素の制御は溶鋼を
高清浄化すると同時に鋳片内に微細な複合酸化物を生成
させるために極めて重要である。溶存酸素を重量％で
０．００３〜０．０１５％の範囲に制御する理由は、予
備脱酸後の［Ｏ］濃度が０．００３％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、細粒化できず靭性を向上できない。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起点となり、靭性を低
下させるための予備脱酸後の［Ｏ］濃度を重量％で０．
００３〜０．０１５％に限定した。上記の予備脱酸処理
は真空脱ガス、Ａｌ，Ｓｉ，Ｃａ，Ｍｇ脱酸により行っ
た。その理由は真空脱ガス処理は直接溶鋼中の酸素をガ
スおよびＣＯガスとして除去し、Ａｌ，Ｓｉ，Ｃａ，Ｍ
ｇなど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である。
理により溶存酸素を制御する。溶存酸素の制御は溶鋼を
高清浄化すると同時に鋳片内に微細な複合酸化物を生成
させるために極めて重要である。溶存酸素を重量％で
０．００３〜０．０１５％の範囲に制御する理由は、予
備脱酸後の［Ｏ］濃度が０．００３％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、細粒化できず靭性を向上できない。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起点となり、靭性を低
下させるための予備脱酸後の［Ｏ］濃度を重量％で０．
００３〜０．０１５％に限定した。上記の予備脱酸処理
は真空脱ガス、Ａｌ，Ｓｉ，Ｃａ，Ｍｇ脱酸により行っ
た。その理由は真空脱ガス処理は直接溶鋼中の酸素をガ
スおよびＣＯガスとして除去し、Ａｌ，Ｓｉ，Ｃａ，Ｍ
ｇなど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である。
【００２４】上記の処理を経た鋳片は次に１１００〜１
３００℃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、且つＶ，Ｎｂなど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。
３００℃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、且つＶ，Ｎｂなど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。
【００２５】加熱した鋼材は粗圧延、中間圧延、仕上げ
圧延の各工程によって圧延造形するが、本発明法の圧延
工程における特徴は、中間圧延工程において圧延パス間
で鋼片表層部の温度をＡｒ3 −２０℃以下・Ａｒ3 −１
００℃以上に冷却し、鋼材表面が復熱する過程で熱間圧
延を行うことを少なくとも中間圧延工程で１回以上行う
ことである。これは圧延パス間の水冷により、鋼片の表
層部と内部の温度差を付与し、低圧下条件においても内
部への加工を浸透させるためと、低温圧延を短時間で効
率的に行うためである。復熱圧延のパス回数は被圧延材
の厚みの大きさ、例えばＨ形鋼の場合ではフランジの厚
みに応じ、厚みが大きい場合には複数回行う。ここで、
鋼片表層部の温度をＡｒ3 −２０℃以下・Ａｒ3 −１０
０℃以上に限定し冷却する理由は、圧延に引き続き加速
冷却するため、通常のγ温度域からの冷却では表層部に
焼きが入り硬化相を生成し、加工性を損ねるためであ
る。この温度範囲内に冷却すれば、一旦γ／α変態温度
を切り、次の圧延までに表層部は復熱昇温し、二相共存
温度域での加工となって焼き入性を著しく低減でき、加
速冷却による表面層の硬化を防止できる。中間圧延工程
の後、仕上げ圧延工程で最終製品とするが、本発明では
最終仕上げ圧延が終了した後に、１〜３０℃／Ｓの冷却
速度で６００〜４００℃まで鋼材を冷却する。
圧延の各工程によって圧延造形するが、本発明法の圧延
工程における特徴は、中間圧延工程において圧延パス間
で鋼片表層部の温度をＡｒ3 −２０℃以下・Ａｒ3 −１
００℃以上に冷却し、鋼材表面が復熱する過程で熱間圧
延を行うことを少なくとも中間圧延工程で１回以上行う
ことである。これは圧延パス間の水冷により、鋼片の表
層部と内部の温度差を付与し、低圧下条件においても内
部への加工を浸透させるためと、低温圧延を短時間で効
率的に行うためである。復熱圧延のパス回数は被圧延材
の厚みの大きさ、例えばＨ形鋼の場合ではフランジの厚
みに応じ、厚みが大きい場合には複数回行う。ここで、
鋼片表層部の温度をＡｒ3 −２０℃以下・Ａｒ3 −１０
０℃以上に限定し冷却する理由は、圧延に引き続き加速
冷却するため、通常のγ温度域からの冷却では表層部に
焼きが入り硬化相を生成し、加工性を損ねるためであ
る。この温度範囲内に冷却すれば、一旦γ／α変態温度
を切り、次の圧延までに表層部は復熱昇温し、二相共存
温度域での加工となって焼き入性を著しく低減でき、加
速冷却による表面層の硬化を防止できる。中間圧延工程
の後、仕上げ圧延工程で最終製品とするが、本発明では
最終仕上げ圧延が終了した後に、１〜３０℃／Ｓの冷却
速度で６００〜４００℃まで鋼材を冷却する。
【００２６】このいわゆる加速冷却によりフェライトの
粒成長の抑制とパーライト及びベイナイト組織比率を増
加させ、低合金で目標の強度が得られる。６００〜４０
０℃で加速冷却を停止するのは、６００℃超の加速冷却
ではＡｒ１点以上となり、一部γ相が残存しフェライト
の粒成長の抑制とパーライト及びベイナイト組織比率を
増加させることができないためである。また、４００℃
未満の冷却では、その後の放冷によりフェライト相に過
飽和に固溶しているＣ，Ｎを炭化物、窒化物として析出
させることができず、フェライト相の延性が低下するた
め、この温度範囲に限定した。
粒成長の抑制とパーライト及びベイナイト組織比率を増
加させ、低合金で目標の強度が得られる。６００〜４０
０℃で加速冷却を停止するのは、６００℃超の加速冷却
ではＡｒ１点以上となり、一部γ相が残存しフェライト
の粒成長の抑制とパーライト及びベイナイト組織比率を
増加させることができないためである。また、４００℃
未満の冷却では、その後の放冷によりフェライト相に過
飽和に固溶しているＣ，Ｎを炭化物、窒化物として析出
させることができず、フェライト相の延性が低下するた
め、この温度範囲に限定した。
【００２７】
【実施例】試作形鋼は転炉溶製し、合金を添加後、予備
脱酸処理を行い、溶鋼の酸素濃度を測定し、その量に見
合ったＴｉ量を添加し連続鋳造により２５０〜３００ｍ
ｍ厚鋳片に鋳造した後、図１に示すユニバーサル圧延装
置列でＨ形鋼に圧延した。粗圧延工程の図示は省略して
いるが、中間ユニバーサル圧延機４の前後に水冷装置５
ａを設け、圧延パス間水冷はフランジ内外面のスプレー
冷却とリバース圧延の繰り返しにより行い、仕上げユニ
バーサル圧延機６で圧延を終了した後、この仕上げユニ
バーサル圧延機の後面に設けた冷却装置５ｂによって製
品のフランジ、ウェブに対してスプレーによる加速冷却
を行った。
脱酸処理を行い、溶鋼の酸素濃度を測定し、その量に見
合ったＴｉ量を添加し連続鋳造により２５０〜３００ｍ
ｍ厚鋳片に鋳造した後、図１に示すユニバーサル圧延装
置列でＨ形鋼に圧延した。粗圧延工程の図示は省略して
いるが、中間ユニバーサル圧延機４の前後に水冷装置５
ａを設け、圧延パス間水冷はフランジ内外面のスプレー
冷却とリバース圧延の繰り返しにより行い、仕上げユニ
バーサル圧延機６で圧延を終了した後、この仕上げユニ
バーサル圧延機の後面に設けた冷却装置５ｂによって製
品のフランジ、ウェブに対してスプレーによる加速冷却
を行った。
【００２８】機械特性は図２に示すＨ形鋼１のフランジ
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）か
ら、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、これらの箇所の特性を求
めたのはフランジ１／４Ｆ部とウェブ１／２ｗ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１／２Ｆ部はその特性が最も低下するので、これ
ら３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。
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）か
ら、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、これらの箇所の特性を求
めたのはフランジ１／４Ｆ部とウェブ１／２ｗ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１／２Ｆ部はその特性が最も低下するので、これ
ら３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。
【００２９】表１は、試作鋼の化学成分値を示し、表２
は圧延と加速冷却条件に対する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、一般的に
加熱温度の低減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。
は圧延と加速冷却条件に対する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、一般的に
加熱温度の低減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。
【００３０】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ＪＩＳＧ３１０６）と−５℃
でのシャルピー値４７（Ｊ）以上を十分に満たしてい
る。一方、比較鋼の鋼７は通常のＡｌ脱酸し、本発明の
Ｔｉ脱酸と圧延後の加速冷却処理が施されていないた
め、母材強度は規格を満たすものの、フランジの板厚１
／２で幅１／２部の靭性は目標値を満足しない。鋼８は
Ｔｉ脱酸処理のみ施されているが他の処理が施されてい
ないため、組織の細粒化が十分でなく、母材強度の規格
を満たせず、加えて、フランジの板厚１／２で幅１／２
部の靭性も目標値を満足しない。また、鋼９は本発明に
おいて加速冷却処理のみを施し、低合金化は達成できた
が、他の処理を行っていないのでフランジ部の靭性が目
標値を満たさず、さらに、圧延パス間水冷によるγ細粒
化が達成されていないので加速冷却によりフランジ表層
部は焼きが入り、外側面の表面硬さが目標のビッカース
硬さでＨｖ２４０以下を遥かに超えて、加工性の低下を
生じる。
は、目標の母材強度（前記ＪＩＳＧ３１０６）と−５℃
でのシャルピー値４７（Ｊ）以上を十分に満たしてい
る。一方、比較鋼の鋼７は通常のＡｌ脱酸し、本発明の
Ｔｉ脱酸と圧延後の加速冷却処理が施されていないた
め、母材強度は規格を満たすものの、フランジの板厚１
／２で幅１／２部の靭性は目標値を満足しない。鋼８は
Ｔｉ脱酸処理のみ施されているが他の処理が施されてい
ないため、組織の細粒化が十分でなく、母材強度の規格
を満たせず、加えて、フランジの板厚１／２で幅１／２
部の靭性も目標値を満足しない。また、鋼９は本発明に
おいて加速冷却処理のみを施し、低合金化は達成できた
が、他の処理を行っていないのでフランジ部の靭性が目
標値を満たさず、さらに、圧延パス間水冷によるγ細粒
化が達成されていないので加速冷却によりフランジ表層
部は焼きが入り、外側面の表面硬さが目標のビッカース
硬さでＨｖ２４０以下を遥かに超えて、加工性の低下を
生じる。
【００３１】即ち、本発明の要件が総て満たされた時
に、表２に示される形鋼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ランジ板厚１／２，幅
１／２部においても十分な強度を有し、優れた靭性を持
つ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実施例のＨ形鋼に限らずＩ形鋼、山
形鋼、溝形鋼、不等辺不等厚山形鋼等の他のフランジを
有する形鋼にも適用できることは勿論である。
に、表２に示される形鋼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ランジ板厚１／２，幅
１／２部においても十分な強度を有し、優れた靭性を持
つ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実施例のＨ形鋼に限らずＩ形鋼、山
形鋼、溝形鋼、不等辺不等厚山形鋼等の他のフランジを
有する形鋼にも適用できることは勿論である。
【００３２】
【表１】
【００３３】
【表２】
【００３４】
【発明の効果】本発明により圧延形鋼は機械試験特性を
最も保証しにくいフランジ板厚１／２，幅１／２部にお
いても十分な強度を有し、優れた靭性を持つ低合金圧延
形鋼の製造がオンラインで可能になり、大型建造物の信
頼性向上、安全性の確保、経済性等の産業上の効果は極
めて顕著なものがある。
最も保証しにくいフランジ板厚１／２，幅１／２部にお
いても十分な強度を有し、優れた靭性を持つ低合金圧延
形鋼の製造がオンラインで可能になり、大型建造物の信
頼性向上、安全性の確保、経済性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】本発明を実施する装置配置例の略図。
【図２】Ｈ形鋼の断面形状および機械試験片の採取位置
を示す図。
を示す図。
１…Ｈ形鋼 ２…フランジ ３…ウェブ ４…中間圧延機 ５ａ…中間圧延機前後面の水冷装置 ６…仕上げ圧延機 ５ｂ…仕上げ圧延機
後面の冷却装置
後面の冷却装置
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 小田直樹 堺市築港八幡町１番地 新日本製鐵株式会 社堺製鐵所内
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ：０．０４〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、 Ｍｎ：０．５〜１．８％、 Ｎ：０．００３〜０．０１２％、 Ａｌ≦０．００５％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を重量％で０．００３〜０．０
１５％に調整後さらに、チタン脱酸し、該チタン含有量
が重量％で０．００５〜０．０２５％で、かつ溶鋼の溶
存酸素［Ｏ％］に対し−０．００６≦［Ｔｉ％］−２
［Ｏ％］≦０．００８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に圧延
を開始し、中間圧延工程のパス間で鋼材表層部の温度を
Ａｒ3 −２０℃以下・Ａｒ3 −１００℃以上に水冷し、
その復熱過程で少なくとも１回以上圧延し、最終仕上げ
圧延後に１〜３０℃／Ｓの冷却速度で６００〜４００℃
まで冷却することを特徴とする靭性の優れた低合金圧延
形鋼の製造方法。 - 【請求項２】 重量％で Ｃ：０．０４〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、 Ｍｎ：０．５〜１．８％、 Ｎ：０．００３〜０．０１２％、 Ａｌ≦０．００５％を含み、 加えてＶ≦０．２０％、Ｃｒ≦０．７％、Ｍｏ≦０．３
％、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を重量％で０．００３〜０．０
１５％に調整後さらにチタン脱酸し、該チタン含有量が
重量％で０．００５〜０．０２５％で、かつ溶鋼の溶存
酸素［Ｏ％］に対し−０．００６≦［Ｔｉ％］−２［Ｏ
％］≦０．００８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に圧延を開
始し、中間圧延工程のパス間で鋼材表層部の温度をＡｒ
3 −２０℃以下・Ａｒ3 −１００℃以上に水冷し、その
復熱過程で少なくとも１回以上圧延し、最終仕上げ圧延
後に１〜３０℃／Ｓの冷却速度で６００〜４００℃まで
冷却することを特徴とする靭性の優れた低合金圧延形鋼
の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5816692A JP2607796B2 (ja) | 1992-03-16 | 1992-03-16 | 靭性の優れた低合金圧延形鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5816692A JP2607796B2 (ja) | 1992-03-16 | 1992-03-16 | 靭性の優れた低合金圧延形鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05263182A true JPH05263182A (ja) | 1993-10-12 |
| JP2607796B2 JP2607796B2 (ja) | 1997-05-07 |
Family
ID=13076415
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5816692A Expired - Fee Related JP2607796B2 (ja) | 1992-03-16 | 1992-03-16 | 靭性の優れた低合金圧延形鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2607796B2 (ja) |
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2014080818A1 (ja) | 2012-11-26 | 2014-05-30 | 新日鐵住金株式会社 | Ｈ形鋼及びその製造方法 |
| WO2014142060A1 (ja) | 2013-03-14 | 2014-09-18 | 新日鐵住金株式会社 | Ｈ形鋼及びその製造方法 |
| JP2015093278A (ja) * | 2013-11-08 | 2015-05-18 | 新日鐵住金株式会社 | Ｔｉ脱酸鋼の連続鋳造方法 |
| WO2015093321A1 (ja) | 2013-12-16 | 2015-06-25 | 新日鐵住金株式会社 | Ｈ形鋼及びその製造方法 |
| KR20160132929A (ko) | 2014-04-15 | 2016-11-21 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | H형강 및 그 제조 방법 |
| US9863022B2 (en) | 2011-12-15 | 2018-01-09 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High-strength ultra-thick H-beam steel |
| KR20180102175A (ko) | 2016-03-02 | 2018-09-14 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 저온용 h형강 및 그 제조 방법 |
| CN113699441A (zh) * | 2021-07-29 | 2021-11-26 | 马鞍山钢铁股份有限公司 | 一种低温冲击韧性良好的翼缘超厚热轧h型钢及其生产方法 |
| CN115418459A (zh) * | 2022-08-26 | 2022-12-02 | 河钢股份有限公司 | 一种钢板的生产方法 |
-
1992
- 1992-03-16 JP JP5816692A patent/JP2607796B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (17)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US9863022B2 (en) | 2011-12-15 | 2018-01-09 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High-strength ultra-thick H-beam steel |
| US9482005B2 (en) | 2012-11-26 | 2016-11-01 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | H-Section steel |
| WO2014080818A1 (ja) | 2012-11-26 | 2014-05-30 | 新日鐵住金株式会社 | Ｈ形鋼及びその製造方法 |
| US9834931B2 (en) | 2013-03-14 | 2017-12-05 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | H-section steel and method of producing the same |
| WO2014142060A1 (ja) | 2013-03-14 | 2014-09-18 | 新日鐵住金株式会社 | Ｈ形鋼及びその製造方法 |
| JP2015093278A (ja) * | 2013-11-08 | 2015-05-18 | 新日鐵住金株式会社 | Ｔｉ脱酸鋼の連続鋳造方法 |
| US10060002B2 (en) | 2013-12-16 | 2018-08-28 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | H-section steel and method of producing the same |
| EP3085803A4 (en) * | 2013-12-16 | 2017-08-16 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | H-shaped steel and method for producing same |
| JPWO2015093321A1 (ja) * | 2013-12-16 | 2017-03-16 | 新日鐵住金株式会社 | Ｈ形鋼及びその製造方法 |
| WO2015093321A1 (ja) | 2013-12-16 | 2015-06-25 | 新日鐵住金株式会社 | Ｈ形鋼及びその製造方法 |
| KR20160132929A (ko) | 2014-04-15 | 2016-11-21 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | H형강 및 그 제조 방법 |
| US10280476B2 (en) | 2014-04-15 | 2019-05-07 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | H-section steel and method of producing the same |
| KR20180102175A (ko) | 2016-03-02 | 2018-09-14 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 저온용 h형강 및 그 제조 방법 |
| US10900099B2 (en) | 2016-03-02 | 2021-01-26 | Nippon Steel Corporation | Steel H-shape for low temperature service and manufacturing method therefor |
| CN113699441A (zh) * | 2021-07-29 | 2021-11-26 | 马鞍山钢铁股份有限公司 | 一种低温冲击韧性良好的翼缘超厚热轧h型钢及其生产方法 |
| CN115418459A (zh) * | 2022-08-26 | 2022-12-02 | 河钢股份有限公司 | 一种钢板的生产方法 |
| CN115418459B (zh) * | 2022-08-26 | 2024-03-22 | 河钢股份有限公司 | 一种钢板的生产方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2607796B2 (ja) | 1997-05-07 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP2760713B2 (ja) | 耐火性及び靱性の優れた制御圧延形鋼の製造方法 | |
| JP3718348B2 (ja) | 高強度高靱性圧延形鋼とその製造方法 | |
| JP2661845B2 (ja) | 含オキサイド系耐火用形鋼の制御圧延による製造方法 | |
| JP4464486B2 (ja) | 高強度高靱性圧延形鋼とその製造方法 | |
| JP2607796B2 (ja) | 靭性の優れた低合金圧延形鋼の製造方法 | |
| JP2647314B2 (ja) | 降伏点制御圧延形鋼およびその製造方法 | |
| JP3412997B2 (ja) | 高張力圧延鋼材及びその製造方法 | |
| JP3181448B2 (ja) | 含酸化物分散鋳片及びその鋳片による靱性の優れた圧延形鋼の製造方法 | |
| JP2703162B2 (ja) | 電子ビーム溶接部の靱性に優れた溶接構造用厚鋼板およびその製造方法 | |
| JPH10204572A (ja) | ７００℃耐火圧延形鋼およびその製造方法 | |
| JP3004155B2 (ja) | 靭性の優れた形鋼の製造方法 | |
| JP3107697B2 (ja) | 強度・靱性および溶接性の優れたフランジを有する形鋼の製造方法 | |
| JP2601961B2 (ja) | 靭性の優れた圧延形鋼の製造方法 | |
| JP3004154B2 (ja) | 靭性の優れた形鋼の製造方法 | |
| JPH10147835A (ja) | ５９０ＭＰａ級圧延形鋼およびその製造方法 | |
| JP2543282B2 (ja) | 靭性の優れた制御圧延形鋼の製造方法 | |
| JP3241199B2 (ja) | 酸化物粒子分散鋳片及びその鋳片を素材とする靭性の優れた圧延形鋼の製造方法 | |
| JP3107698B2 (ja) | 強度・靱性および耐火性の優れたフランジを有する形鋼の製造方法 | |
| JP3107695B2 (ja) | 強度・靱性および溶接性の優れたフランジを有する形鋼の製造方法 | |
| JP2647313B2 (ja) | 含オキサイド系降伏点制御圧延形鋼およびその製造方法 | |
| JPH04279248A (ja) | 圧延ままで靱性に優れ、かつ溶接部靱性に優れた粒内フェライト系形鋼の製造方法 | |
| JP3502809B2 (ja) | 靭性の優れた鋼材の製造方法 | |
| JPH08283902A (ja) | 耐火用圧延形鋼およびその製造方法 | |
| JP2962629B2 (ja) | 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 | |
| JP3107696B2 (ja) | 強度・靱性および耐火性の優れたフランジを有する形鋼の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 19961203 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080213 Year of fee payment: 11 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090213 Year of fee payment: 12 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090213 Year of fee payment: 12 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100213 Year of fee payment: 13 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100213 Year of fee payment: 13 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110213 Year of fee payment: 14 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110213 Year of fee payment: 14 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120213 Year of fee payment: 15 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |