JPH06122943A - 降伏点制御圧延形鋼およびその製造方法 - Google Patents
降伏点制御圧延形鋼およびその製造方法Info
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- JPH06122943A JPH06122943A JP4271940A JP27194092A JPH06122943A JP H06122943 A JPH06122943 A JP H06122943A JP 4271940 A JP4271940 A JP 4271940A JP 27194092 A JP27194092 A JP 27194092A JP H06122943 A JPH06122943 A JP H06122943A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 建造物の構造部材に用いる降伏点を狭い範囲
に制御した、信頼性の高いＨ形鋼、Ｉ形鋼等のフランジ
を有する薄手の圧延形鋼を新たな製鋼手段と凝固時の緩
冷却により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、
凝固時の緩冷却により、酸化物と複合析出物の個数を低
減し、低温圧延によるフェライトの細粒化を抑制し、低
降伏点化とその制御を行う。
に制御した、信頼性の高いＨ形鋼、Ｉ形鋼等のフランジ
を有する薄手の圧延形鋼を新たな製鋼手段と凝固時の緩
冷却により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、
凝固時の緩冷却により、酸化物と複合析出物の個数を低
減し、低温圧延によるフェライトの細粒化を抑制し、低
降伏点化とその制御を行う。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、建造物の構造部材とし
て用いられる形鋼の降伏点範囲を保証した耐震性能に優
れた制御圧延形鋼およびその製造方法に係わるものであ
る。
て用いられる形鋼の降伏点範囲を保証した耐震性能に優
れた制御圧延形鋼およびその製造方法に係わるものであ
る。
【０００２】
【従来の技術】建築物の超高層化、大スパン化とそれに
ともなう耐震性などの安全規準の厳格化から、梁用に用
いられる、薄手サイズのＨ形鋼にも一層の高強度化、高
靭性化、低降伏化比が求められている。最近は、これら
に加え、構造物部材の設計強度と実際の強度の差を少な
くし、より信頼性を高めるために、降伏点の上限を規定
した、狭幅ＹＰ鋼が求められている。このような要求特
性を満たすために、厚鋼板分野では鉄鋼協会講演集、Ｃ
ＡＭＰ−ＩＳＩＪ Ｖｏ１．４（１９９１）７５８頁に
示されているように、圧延終了後に焼準及び焼き戻しな
どの熱処理を施すことが行われた。形鋼においても、こ
のような処理を施せば材質特性は満たすことが可能であ
るが、熱処理の付加は熱処理コストと生産効率の低下、
あるいはＨ形鋼のように、フランジとウェブの肉厚比が
２〜３倍になる形状を有する部材では、後熱処理時にウ
ェブとフランジ間の熱膨張差による応力の発生によりウ
ェブの変形を生じるなど、経済性と形状性能の低下とに
問題がある。
ともなう耐震性などの安全規準の厳格化から、梁用に用
いられる、薄手サイズのＨ形鋼にも一層の高強度化、高
靭性化、低降伏化比が求められている。最近は、これら
に加え、構造物部材の設計強度と実際の強度の差を少な
くし、より信頼性を高めるために、降伏点の上限を規定
した、狭幅ＹＰ鋼が求められている。このような要求特
性を満たすために、厚鋼板分野では鉄鋼協会講演集、Ｃ
ＡＭＰ−ＩＳＩＪ Ｖｏ１．４（１９９１）７５８頁に
示されているように、圧延終了後に焼準及び焼き戻しな
どの熱処理を施すことが行われた。形鋼においても、こ
のような処理を施せば材質特性は満たすことが可能であ
るが、熱処理の付加は熱処理コストと生産効率の低下、
あるいはＨ形鋼のように、フランジとウェブの肉厚比が
２〜３倍になる形状を有する部材では、後熱処理時にウ
ェブとフランジ間の熱膨張差による応力の発生によりウ
ェブの変形を生じるなど、経済性と形状性能の低下とに
問題がある。
【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
ＳＧ３１０６）等の規準に満たない部位が生じる。ま
た、最近、ウェブ厚がフランジ厚に比し約１／３とし
た、薄肉ウェブ化し軽量化した高断面性能を有する外法
一定Ｈ形鋼が開発された。この中で特にウェブ厚１２ｍ
ｍ以下の薄手サイズの製造にはウェブとフランジ間の熱
膨張差からの応力によるウェブ波を防止するため、フラ
ンジを強制冷却している。このような製造条件では必然
的に低温仕上げとなり、組織が細粒化し高降伏点化し、
要求値の範囲のＪＩＳで規定されたＹＰの最低値＋１０
０Ｎ／ｍｍ2 以内を満たせない難点があった。
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
ＳＧ３１０６）等の規準に満たない部位が生じる。ま
た、最近、ウェブ厚がフランジ厚に比し約１／３とし
た、薄肉ウェブ化し軽量化した高断面性能を有する外法
一定Ｈ形鋼が開発された。この中で特にウェブ厚１２ｍ
ｍ以下の薄手サイズの製造にはウェブとフランジ間の熱
膨張差からの応力によるウェブ波を防止するため、フラ
ンジを強制冷却している。このような製造条件では必然
的に低温仕上げとなり、組織が細粒化し高降伏点化し、
要求値の範囲のＪＩＳで規定されたＹＰの最低値＋１０
０Ｎ／ｍｍ2 以内を満たせない難点があった。
【０００４】これらの課題を解決するために圧延ままで
高性能の材質特性を得られるように、新しい合金設計と
製造法の組み合わせによる鋼材の開発が必要となった。
高性能の材質特性を得られるように、新しい合金設計と
製造法の組み合わせによる鋼材の開発が必要となった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】上記の課題を解決する
ためには、薄手材の製造条件から必然的に低温圧延とな
り、フェライトが細粒化し、降伏点を上昇させるが、こ
のようなプロセス条件においても、フェライトが細粒化
しない方法を開発する必要がある。本発明は脱酸過程に
おいてＡｌ脱酸に代わる適正なＴｉ脱酸処理を行い、鋼
中にＴｉ系複酸化物を分散させ、凝固時と凝固後を緩冷
却することにより析出物の優先析出サイトとして機能す
る活性なＴｉ系複酸化物を疎に析出させ、ＭｎＳ,Ｔｉ
Ｎ等を冷却途上で付着させるとともに粗大化させ、これ
らの分散からの粒界のピンニング作用による細粒化効果
を排除するものである。この方法を用いれば、上述した
ような薄手形鋼特有の圧延条件下においても、オーステ
ナイトを粗粒化し、変態後のフェライトの粗粒化を達成
し、降伏点を低下させ、問題の降伏点制御形鋼をオンラ
インで製造し安価に提供することが可能になる。
ためには、薄手材の製造条件から必然的に低温圧延とな
り、フェライトが細粒化し、降伏点を上昇させるが、こ
のようなプロセス条件においても、フェライトが細粒化
しない方法を開発する必要がある。本発明は脱酸過程に
おいてＡｌ脱酸に代わる適正なＴｉ脱酸処理を行い、鋼
中にＴｉ系複酸化物を分散させ、凝固時と凝固後を緩冷
却することにより析出物の優先析出サイトとして機能す
る活性なＴｉ系複酸化物を疎に析出させ、ＭｎＳ,Ｔｉ
Ｎ等を冷却途上で付着させるとともに粗大化させ、これ
らの分散からの粒界のピンニング作用による細粒化効果
を排除するものである。この方法を用いれば、上述した
ような薄手形鋼特有の圧延条件下においても、オーステ
ナイトを粗粒化し、変態後のフェライトの粗粒化を達成
し、降伏点を低下させ、問題の降伏点制御形鋼をオンラ
インで製造し安価に提供することが可能になる。
【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：０．４〜２．０％, Ｔｉ：０．
００５〜０．０２５％, Ｎ≦０．００４％, Ｓ≦０．０
１％, Ａｌ＜０．００５％を含み、残部がＦｅおよび不
可避不純物からなるとともにＴｉ酸化物とＭｎＳ, Ｔｉ
Ｎの複合析出物を２０個／ｍｍ2 以下に分散した降伏点
制御圧延形鋼、 重量％でＣ：０．０４〜０．２０％, Ｓｉ：０．０
５〜０．５０％, Ｍｎ：０．４〜２．０％, Ｔｉ：０．
００５〜０．０２５％, Ｎ≦０．００４％, Ｓ≦０．０
１％, Ａｌ＜０．００５％を含み、加えてＶ≦０．２０
％, Ｃｒ≦０．７％, Ｍｏ≦０．３％, Ｎｂ≦０．０５
％, Ｍｏ≦０．３％、Ｎｉ≦１．０％,Ｃｕ≦１．０％,
Ｃａ≦０．００３％, ＲＥＭ≦０．０１０％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
らなるとともにＴｉ酸化物とＭｎＳ, ＴｉＮの複合析出
物を２０個／ｍｍ2 以下に分散した降伏点制御圧延形
鋼、 重量％でＣ：０．０４〜０．２０％, Ｓｉ：０．０
５〜０．５０％, Ｍｎ：０．４〜２．０％, Ｎ≦０．０
０４％, Ｓ≦０．０１％, 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〔０％〕に対し−０．００６≦〔Ｔｉ％〕−２
〔０％〕≦０．００８の関係を満たす溶鋼を鋳造し、鋳
片の凝固温度から９００℃間を０．０５〜０．５℃／se
c の冷却速度で冷却し、鋼中にＴｉ酸化物とＭｎＳ, Ｔ
ｉＮの複合析出物を２０個／ｍｍ2 以下に分散させた該
鋳片を１１００〜１３００℃の温度域に再加熱後に圧延
を開始し、９００℃以下で全圧下量で２０％以上圧下す
る降伏点制御圧延形鋼の製造方法、 重量％でＣ：０．０４〜０．２０％, Ｓｉ：０．０
５〜０．５０％, Ｍｎ：０．４〜２．０％, Ｎ≦０．０
０４％、Ｓ≦０．０１％, Ａｌ＜０．００５％を含み、
加えてＶ≦０．２０％, Ｃｒ≦０．７％, Ｍｏ≦０．３
％, Ｎｂ≦０．０５％, Ｍｏ≦０．３％, Ｎｉ≦１．０
％, Ｃｕ≦１．０％, Ｃａ≦０．００３％, ＲＥＭ≦
０．０１０％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
〔０％〕に対し−０．００６≦〔Ｔｉ％〕−２〔０％〕
≦０．００８の関係を満たす溶鋼を鋳造し、鋳片の凝固
温度から９００℃間を０．０５〜０．５℃／sec の冷却
速度で冷却し、鋼中にＴｉ酸化物とＭｎＳ, ＴｉＮの複
合析出物を２０個／ｍｍ2 以下に分散させた該鋳片を１
１００〜１３００℃の温度域に再加熱後に圧延を開始
し、９００℃以下で２０％以上圧下する降伏点制御圧延
形鋼の製造方法にある。
５〜０．５０％、Ｍｎ：０．４〜２．０％, Ｔｉ：０．
００５〜０．０２５％, Ｎ≦０．００４％, Ｓ≦０．０
１％, Ａｌ＜０．００５％を含み、残部がＦｅおよび不
可避不純物からなるとともにＴｉ酸化物とＭｎＳ, Ｔｉ
Ｎの複合析出物を２０個／ｍｍ2 以下に分散した降伏点
制御圧延形鋼、 重量％でＣ：０．０４〜０．２０％, Ｓｉ：０．０
５〜０．５０％, Ｍｎ：０．４〜２．０％, Ｔｉ：０．
００５〜０．０２５％, Ｎ≦０．００４％, Ｓ≦０．０
１％, Ａｌ＜０．００５％を含み、加えてＶ≦０．２０
％, Ｃｒ≦０．７％, Ｍｏ≦０．３％, Ｎｂ≦０．０５
％, Ｍｏ≦０．３％、Ｎｉ≦１．０％,Ｃｕ≦１．０％,
Ｃａ≦０．００３％, ＲＥＭ≦０．０１０％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
らなるとともにＴｉ酸化物とＭｎＳ, ＴｉＮの複合析出
物を２０個／ｍｍ2 以下に分散した降伏点制御圧延形
鋼、 重量％でＣ：０．０４〜０．２０％, Ｓｉ：０．０
５〜０．５０％, Ｍｎ：０．４〜２．０％, Ｎ≦０．０
０４％, Ｓ≦０．０１％, 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〔０％〕に対し−０．００６≦〔Ｔｉ％〕−２
〔０％〕≦０．００８の関係を満たす溶鋼を鋳造し、鋳
片の凝固温度から９００℃間を０．０５〜０．５℃／se
c の冷却速度で冷却し、鋼中にＴｉ酸化物とＭｎＳ, Ｔ
ｉＮの複合析出物を２０個／ｍｍ2 以下に分散させた該
鋳片を１１００〜１３００℃の温度域に再加熱後に圧延
を開始し、９００℃以下で全圧下量で２０％以上圧下す
る降伏点制御圧延形鋼の製造方法、 重量％でＣ：０．０４〜０．２０％, Ｓｉ：０．０
５〜０．５０％, Ｍｎ：０．４〜２．０％, Ｎ≦０．０
０４％、Ｓ≦０．０１％, Ａｌ＜０．００５％を含み、
加えてＶ≦０．２０％, Ｃｒ≦０．７％, Ｍｏ≦０．３
％, Ｎｂ≦０．０５％, Ｍｏ≦０．３％, Ｎｉ≦１．０
％, Ｃｕ≦１．０％, Ｃａ≦０．００３％, ＲＥＭ≦
０．０１０％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
〔０％〕に対し−０．００６≦〔Ｔｉ％〕−２〔０％〕
≦０．００８の関係を満たす溶鋼を鋳造し、鋳片の凝固
温度から９００℃間を０．０５〜０．５℃／sec の冷却
速度で冷却し、鋼中にＴｉ酸化物とＭｎＳ, ＴｉＮの複
合析出物を２０個／ｍｍ2 以下に分散させた該鋳片を１
１００〜１３００℃の温度域に再加熱後に圧延を開始
し、９００℃以下で２０％以上圧下する降伏点制御圧延
形鋼の製造方法にある。
【０００７】
【作用】以下、本発明について詳細に説明する。鋼材の
降伏強度は一般に下記（１）式で示される。 σy ＝σi ＋ｋ・ｄ-1/2 …………（１）式 但し、 σy ：降伏応力 σi ：パイエルス＋固溶体＋析出＋転位相互作用応力 ｄ：フェライト粒径 ｋ：定数 σi 項は鋼材の強度レベルにより合金設計された成分で
ほぼ決定されるため、自由度が少ない。したがって、プ
ロセスによる降伏強度の制御はフェライト粒径の制御が
主眼となる。
降伏強度は一般に下記（１）式で示される。 σy ＝σi ＋ｋ・ｄ-1/2 …………（１）式 但し、 σy ：降伏応力 σi ：パイエルス＋固溶体＋析出＋転位相互作用応力 ｄ：フェライト粒径 ｋ：定数 σi 項は鋼材の強度レベルにより合金設計された成分で
ほぼ決定されるため、自由度が少ない。したがって、プ
ロセスによる降伏強度の制御はフェライト粒径の制御が
主眼となる。
【０００８】また、フェライト（α）粒径は、γ／α変
態のα核生成サイト数とその成長速度により決定され、
変態直前のオースナイト（γ）粒径、制御圧延冷却
（ＴＭＣＰ）に代表される加工熱処理による加工歪量と
冷却速度、析出物の分散に支配される。本発明は以上
の原理から、の効果は大きいが製造条件から決定さ
れ、特に薄手材ではウェブ波防止から圧延温度、冷却条
件の変更は困難であり、とによるαの粗粒化の可能
性を検討した。それは、従来はあまり注目されていなか
った、ＭｎＳ, ＡｌＮ, ＴｉＮらの分散粒子がγの細粒
化やαの核生成サイトとして作用し、αの細粒化に寄与
しているのが判明したので、これらの総個数の低減を製
鋼過程の制御による新しい概念の導入により検討した。
態のα核生成サイト数とその成長速度により決定され、
変態直前のオースナイト（γ）粒径、制御圧延冷却
（ＴＭＣＰ）に代表される加工熱処理による加工歪量と
冷却速度、析出物の分散に支配される。本発明は以上
の原理から、の効果は大きいが製造条件から決定さ
れ、特に薄手材ではウェブ波防止から圧延温度、冷却条
件の変更は困難であり、とによるαの粗粒化の可能
性を検討した。それは、従来はあまり注目されていなか
った、ＭｎＳ, ＡｌＮ, ＴｉＮらの分散粒子がγの細粒
化やαの核生成サイトとして作用し、αの細粒化に寄与
しているのが判明したので、これらの総個数の低減を製
鋼過程の制御による新しい概念の導入により検討した。
【０００９】なお、結晶粒径と析出物粒子の分散度との
関係は下記（２）式で示される。 Ｒ＝３／４・ｒ／Ｆ ………… （２）式 但し、 Ｒ：結晶粒径 ｒ：粒子半径 Ｆ：粒子の体積分率 析出物粒子の体積分率が一定であれば、結晶粒径は析出
物粒子半径に比例する。したがって、本開発の目標であ
る結晶粒径の粗粒化には粒子の体積分率（Ｆ）を下げる
ため、ＭｎＳ, ＡｌＮ, ＴｉＮをできる限り低減するこ
とと、加えて粒子を凝集、複合粗粒化（ｒ）し析出物の
総個数を減じることである。
関係は下記（２）式で示される。 Ｒ＝３／４・ｒ／Ｆ ………… （２）式 但し、 Ｒ：結晶粒径 ｒ：粒子半径 Ｆ：粒子の体積分率 析出物粒子の体積分率が一定であれば、結晶粒径は析出
物粒子半径に比例する。したがって、本開発の目標であ
る結晶粒径の粗粒化には粒子の体積分率（Ｆ）を下げる
ため、ＭｎＳ, ＡｌＮ, ＴｉＮをできる限り低減するこ
とと、加えて粒子を凝集、複合粗粒化（ｒ）し析出物の
総個数を減じることである。
【００１０】これら原理の実現化を本発明の特徴であ
る、製鋼過程においてＡｌ脱酸に代わる適正なＴｉ脱酸
処理を行い、ＡｌＮの低減と鋼中へのＴｉ系複合酸化物
の生成を行い、つづいて、凝固時と凝固後を緩冷却する
ことにより活性な優先析出サイトとして機能するＴｉ系
酸化物を疎に析出させ、ＭｎＳ, ＴｉＮ等を冷却途上で
付着させるとともに粗大化させることにより達成した。
これによりオーステナイトの粗粒化とフェライトの核生
成を低減させ、薄手形鋼特有の低温圧延＋加速冷却条件
下においても、αの粗粒化を達成し、降伏点の制御をイ
ンラインで可能にしたものである。
る、製鋼過程においてＡｌ脱酸に代わる適正なＴｉ脱酸
処理を行い、ＡｌＮの低減と鋼中へのＴｉ系複合酸化物
の生成を行い、つづいて、凝固時と凝固後を緩冷却する
ことにより活性な優先析出サイトとして機能するＴｉ系
酸化物を疎に析出させ、ＭｎＳ, ＴｉＮ等を冷却途上で
付着させるとともに粗大化させることにより達成した。
これによりオーステナイトの粗粒化とフェライトの核生
成を低減させ、薄手形鋼特有の低温圧延＋加速冷却条件
下においても、αの粗粒化を達成し、降伏点の制御をイ
ンラインで可能にしたものである。
【００１１】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。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、０．０２％を超える
過剰の添加は、母材靭性、溶接割れ性、ＨＡＺ靭性など
を著しく低下させるので、上限を０．２０％とした。
ついて述べる。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、０．０４％未満では構造用鋼と
して必要な強度が得られず、また、０．０２％を超える
過剰の添加は、母材靭性、溶接割れ性、ＨＡＺ靭性など
を著しく低下させるので、上限を０．２０％とした。
【００１２】Ｓｉは母材の強度確保、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を生成し、靭性を著しく低下
させる。また、０．０５％未満では脱酸が不十分となり
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、割れ性などの許容できる範囲で上限を２．
０％とした。
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を生成し、靭性を著しく低下
させる。また、０．０５％未満では脱酸が不十分となり
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、割れ性などの許容できる範囲で上限を２．
０％とした。
【００１３】ＮはＴｉＮ，ＡｌＮを析出しγの細粒化と
フェライトへの固溶により降伏強度を高めるので、０．
００４％以下に制限した。ＳはＭｎＳを析出し、γの細
粒化と粒内フェライト核として作用するので、できるだ
け低減するのが望ましいが、０．０１％以下では、Ｔｉ
酸化物に付着させ凝集可能であり、０．０１％を超える
と単独でＭｎＳが析出し、析出個数が急激に増大するた
め０．０１％以下に制限した。
フェライトへの固溶により降伏強度を高めるので、０．
００４％以下に制限した。ＳはＭｎＳを析出し、γの細
粒化と粒内フェライト核として作用するので、できるだ
け低減するのが望ましいが、０．０１％以下では、Ｔｉ
酸化物に付着させ凝集可能であり、０．０１％を超える
と単独でＭｎＳが析出し、析出個数が急激に増大するた
め０．０１％以下に制限した。
【００１４】Ａｌは強力な脱酸元素であり、０．００５
％以上を含有するとＭｎＳ，ＴｉＮの優先析出サイトと
して作用するＴｉ系酸化物が形成されず、これらの付着
凝集ができず、また過剰なＡｌはＡｌＮを生成し、αを
細粒化するので、０．００５％未満に限定した。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％に調整するのは、０．００３％未満では
Ｔｉ脱酸によりＴｉ系酸化物を生成させることができ
ず、０．０１５％を超えると、粗大な酸化物を生成し靭
性を著しく損ねるため、この範囲に限定した。
％以上を含有するとＭｎＳ，ＴｉＮの優先析出サイトと
して作用するＴｉ系酸化物が形成されず、これらの付着
凝集ができず、また過剰なＡｌはＡｌＮを生成し、αを
細粒化するので、０．００５％未満に限定した。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％に調整するのは、０．００３％未満では
Ｔｉ脱酸によりＴｉ系酸化物を生成させることができ
ず、０．０１５％を超えると、粗大な酸化物を生成し靭
性を著しく損ねるため、この範囲に限定した。
【００１５】Ｔｉは脱酸材としてＴｉ系酸化物を生成さ
せるために必要な元素であり、０．００５％未満ではＴ
ｉ酸化物は著しく減少し効果をもたないため、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ＴｉＮ，ＴｉＣを生成し、細粒
化と析出硬化を生じ、降伏点を上昇させ、同時に溶接熱
影響部の靭性をも著しく低下させるため０．０２５％以
下に限定した。
せるために必要な元素であり、０．００５％未満ではＴ
ｉ酸化物は著しく減少し効果をもたないため、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ＴｉＮ，ＴｉＣを生成し、細粒
化と析出硬化を生じ、降伏点を上昇させ、同時に溶接熱
影響部の靭性をも著しく低下させるため０．０２５％以
下に限定した。
【００１６】なお、Ｔｉ含有量を溶鋼の溶存酸素〔０
％〕に対し−０．００６≦〔Ｔｉ％〕−２〔０％〕≦
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ＴｉＮ，ＴｉＣ
を生成し、降伏点を上昇させるためであり、重量％でＴ
ｉが〔Ｏ〕濃度に対し過小である場合は活性なＴｉ系酸
化物が生成できなくなるために、このように限定した。
％〕に対し−０．００６≦〔Ｔｉ％〕−２〔０％〕≦
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ＴｉＮ，ＴｉＣ
を生成し、降伏点を上昇させるためであり、重量％でＴ
ｉが〔Ｏ〕濃度に対し過小である場合は活性なＴｉ系酸
化物が生成できなくなるために、このように限定した。
【００１７】不可避不純物として含有するＰ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
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量は０．０２％未満である。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、Ｖ, Ｃｒ, Ｍｏ, Ｎｂ, Ｎｉ, Ｃｕ, Ｃ
ａ, ＲＥＭの１種または２種以上を含有することができ
る。
ついて特に限定しないが凝固偏析による溶接割れ、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量は０．０２％未満である。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、Ｖ, Ｃｒ, Ｍｏ, Ｎｂ, Ｎｉ, Ｃｕ, Ｃ
ａ, ＲＥＭの１種または２種以上を含有することができ
る。
【００１８】Ｖ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｎｉ，Ｃｕは母材
の強度を保証するための強化元素として添加するもので
あり、Ｖ≦０．０２０％, Ｃｒ≦０．７％, Ｎｂ≦０．
０５％, Ｍｏ≦０．３％, Ｎｉ≦１．０％, Ｃｕ≦１．
０％の各々上限を示したのは、強化能と経済性とのバラ
ンスからこのように制限した。ＣａとＲＥＭは熱間圧延
時にＭｎＳの延伸により生じるＵＳＴ欠陥、靭性低下を
防止する目的で添加するものである。理由はＭｎＳに代
わり、高温変形能の小さいＣａ−Ｏ−Ｓ或いはＲＥＭ−
Ｏ−Ｓの球状の硫化酸化物を生成させ、圧延によっても
ＭｎＳのように延伸しないように介在物の性状と形状制
御を行うことである。しかし、重量％でＣａが０．００
３％を、ＲＥＭで０．０１％を超えて添加すると各々の
Ｃａ−Ｏ−Ｓ、ＲＥＭ−Ｏ−Ｓは多量に、しかも粗大介
在物となり、母材及び、溶接部の靭性悪化をもたらすの
で重量％でＣａは０．００３％以下に、ＲＥＭは０．０
１％以下に制限した。
の強度を保証するための強化元素として添加するもので
あり、Ｖ≦０．０２０％, Ｃｒ≦０．７％, Ｎｂ≦０．
０５％, Ｍｏ≦０．３％, Ｎｉ≦１．０％, Ｃｕ≦１．
０％の各々上限を示したのは、強化能と経済性とのバラ
ンスからこのように制限した。ＣａとＲＥＭは熱間圧延
時にＭｎＳの延伸により生じるＵＳＴ欠陥、靭性低下を
防止する目的で添加するものである。理由はＭｎＳに代
わり、高温変形能の小さいＣａ−Ｏ−Ｓ或いはＲＥＭ−
Ｏ−Ｓの球状の硫化酸化物を生成させ、圧延によっても
ＭｎＳのように延伸しないように介在物の性状と形状制
御を行うことである。しかし、重量％でＣａが０．００
３％を、ＲＥＭで０．０１％を超えて添加すると各々の
Ｃａ−Ｏ−Ｓ、ＲＥＭ−Ｏ−Ｓは多量に、しかも粗大介
在物となり、母材及び、溶接部の靭性悪化をもたらすの
で重量％でＣａは０．００３％以下に、ＲＥＭは０．０
１％以下に制限した。
【００１９】次に、これらの成分の溶鋼を鋳片の凝固温
度から９００℃間を０．０５〜０．５℃／sec の冷却速
度で冷却するとしたのは、鋼中のＴｉ酸化物の個数を２
０個／ｍｍ2 以下にすることと、先に生成させたＴｉ酸
化物にＭｎＳ, ＴｉＮをこの範囲の冷却速度で冷却する
ことにより付着凝集させるためである。すなわち、冷却
速度が０．０５℃／sec 未満では複合析出物を２０個／
ｍｍ2 以下に分散させるには十分な条件ではあるが、連
続鋳造時の鋳片のブレイークアウトの危険など操業上の
困難さから０．０５℃／sec 以上に限定した。また、0.
5 ℃／sec を超える冷却速度ではＴｉ酸化物が微細化
し、個数が２０個／ｍｍ2 を超えるため０．５℃／sec
以下に限定した。
度から９００℃間を０．０５〜０．５℃／sec の冷却速
度で冷却するとしたのは、鋼中のＴｉ酸化物の個数を２
０個／ｍｍ2 以下にすることと、先に生成させたＴｉ酸
化物にＭｎＳ, ＴｉＮをこの範囲の冷却速度で冷却する
ことにより付着凝集させるためである。すなわち、冷却
速度が０．０５℃／sec 未満では複合析出物を２０個／
ｍｍ2 以下に分散させるには十分な条件ではあるが、連
続鋳造時の鋳片のブレイークアウトの危険など操業上の
困難さから０．０５℃／sec 以上に限定した。また、0.
5 ℃／sec を超える冷却速度ではＴｉ酸化物が微細化
し、個数が２０個／ｍｍ2 を超えるため０．５℃／sec
以下に限定した。
【００２０】なお、鋼中のＴｉ酸化物とＭｎＳ、ＴｉＮ
の複合析出物を２０個／ｍｍ2 以下に分散させるとした
のは、２０個／ｍｍ2 を超えると、粒内フェライトの生
成と、γの細粒化が生じ、目的の低降伏点化ができない
ためである。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、その上限は加熱炉の性能、経済性から１３００℃と
した。
の複合析出物を２０個／ｍｍ2 以下に分散させるとした
のは、２０個／ｍｍ2 を超えると、粒内フェライトの生
成と、γの細粒化が生じ、目的の低降伏点化ができない
ためである。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、その上限は加熱炉の性能、経済性から１３００℃と
した。
【００２１】加熱した鋼材は粗圧延、中間圧延、仕上げ
圧延の各工程により圧延造形され、中間圧延機におい
て、リバース圧延し、同時に圧延前後でフランジ部を水
冷し、ウェブとの温度差を縮小させるためと、制御圧延
による靭性向上のために、９００℃以下で総圧下量２０
％以上の圧延が必要であり、圧延条件にこのような制限
を与えた。なお、圧延終了後、必要に応じフランジ水冷
を行ってもよい。
圧延の各工程により圧延造形され、中間圧延機におい
て、リバース圧延し、同時に圧延前後でフランジ部を水
冷し、ウェブとの温度差を縮小させるためと、制御圧延
による靭性向上のために、９００℃以下で総圧下量２０
％以上の圧延が必要であり、圧延条件にこのような制限
を与えた。なお、圧延終了後、必要に応じフランジ水冷
を行ってもよい。
【００２２】
【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、粗圧延工程の図示は省略してい
るが、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。なお、鋳造後の冷却速度はスラブの冷却帯の水
量と鋳片の引き抜き速度の選択により制御した。
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、粗圧延工程の図示は省略してい
るが、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。なお、鋳造後の冷却速度はスラブの冷却帯の水
量と鋳片の引き抜き速度の選択により制御した。
【００２３】フランジ外面水冷は中間圧延機４の前後に
水冷装置５ａを設け、圧延パス間でのスプレー冷却とリ
バース圧延の繰り返しと仕上げユニバーサル圧延機６で
圧延を終了した後、仕上げユニバーサル圧延機の後面に
設けた冷却装置５ｂでスプレー冷却した。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（１／４
Ｂ，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。
水冷装置５ａを設け、圧延パス間でのスプレー冷却とリ
バース圧延の繰り返しと仕上げユニバーサル圧延機６で
圧延を終了した後、仕上げユニバーサル圧延機の後面に
設けた冷却装置５ｂでスプレー冷却した。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（１／４
Ｂ，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。
【００２４】表１および表２には、試作鋼の化学成分
値、脱酸時の溶存酸素濃度と溶存酸素に対する残存Ｔｉ
量との関係および、凝固時の冷却速度を示す。
値、脱酸時の溶存酸素濃度と溶存酸素に対する残存Ｔｉ
量との関係および、凝固時の冷却速度を示す。
【００２５】
【表１】
【００２６】
【表２】
【００２７】表３および表４には、圧延条件とフランジ
水冷の有無などの製造条件に対する、Ｈ形鋼の各部の機
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。
水冷の有無などの製造条件に対する、Ｈ形鋼の各部の機
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。
【００２８】
【表３】
【００２９】
【表４】
【００３０】表３に示すように、本発明による鋼１〜８
は、目標のＳＭ４００ではＹＰ＝２４５〜３４５Ｎ／ｍ
ｍ2 ，ＳＭ４９０ではＹＰ＝３２４〜４２４Ｎ／ｍ
ｍ2 ，ＳＭ５７０ではＹＰ＝４６１〜５６１Ｎ／ｍｍ2
のＪＩＳ規格の下限値＋１００Ｎ／ｍｍ2 の範囲内に制
御され、しかも、降伏比（ＹＰ／ＴＳ）も０．８以下の
低ＹＲ値を満たし、抗張力（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、表４に示すように、比較鋼の鋼９，１
１，１３は通常のＡｌ脱酸し、本発明の製鋼過程での、
溶鋼の酸素濃度の制御とＴｉ脱酸がなされておらず、Ｔ
ｉ系酸化物が生成していないためと、通常の連続鋳造条
件で製造し、緩冷却していないために、ＭｎＳ等の析出
物が微細分散し、フェライトの細粒化をまねき、目標の
ＹＰのＪＩＳ規格の下限値＋１００Ｎ／ｍｍ2 の範囲を
超え、降伏比（ＹＰ／ＴＳ）も０．８以下を満足しな
い。また、比較鋼の鋼１０，１２，１４は本発明の製鋼
過程での、溶鋼の酸素濃度の制御とＴｉ脱酸は行われて
いるものの、凝固時の冷却速度が０．５℃／sec を超え
たため、酸化物と複合析出物個数が、２０個／ｍｍ2 以
上となり、目標のＹＰのＪＩＳ規格の下限値＋１００Ｎ
ｍｍ2 の範囲を超え、降伏比も０．８以下を満足しな
い。
は、目標のＳＭ４００ではＹＰ＝２４５〜３４５Ｎ／ｍ
ｍ2 ，ＳＭ４９０ではＹＰ＝３２４〜４２４Ｎ／ｍ
ｍ2 ，ＳＭ５７０ではＹＰ＝４６１〜５６１Ｎ／ｍｍ2
のＪＩＳ規格の下限値＋１００Ｎ／ｍｍ2 の範囲内に制
御され、しかも、降伏比（ＹＰ／ＴＳ）も０．８以下の
低ＹＲ値を満たし、抗張力（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、表４に示すように、比較鋼の鋼９，１
１，１３は通常のＡｌ脱酸し、本発明の製鋼過程での、
溶鋼の酸素濃度の制御とＴｉ脱酸がなされておらず、Ｔ
ｉ系酸化物が生成していないためと、通常の連続鋳造条
件で製造し、緩冷却していないために、ＭｎＳ等の析出
物が微細分散し、フェライトの細粒化をまねき、目標の
ＹＰのＪＩＳ規格の下限値＋１００Ｎ／ｍｍ2 の範囲を
超え、降伏比（ＹＰ／ＴＳ）も０．８以下を満足しな
い。また、比較鋼の鋼１０，１２，１４は本発明の製鋼
過程での、溶鋼の酸素濃度の制御とＴｉ脱酸は行われて
いるものの、凝固時の冷却速度が０．５℃／sec を超え
たため、酸化物と複合析出物個数が、２０個／ｍｍ2 以
上となり、目標のＹＰのＪＩＳ規格の下限値＋１００Ｎ
ｍｍ2 の範囲を超え、降伏比も０．８以下を満足しな
い。
【００３１】即ち、本発明の要件が全て満たされた時
に、表３に示される形鋼１〜８のように、薄手サイズの
圧延形鋼の低温圧延による高降伏点化を抑制し、建材用
構造部材に求められる機械特性を満たす、圧延ままでの
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３に示される形鋼１〜８のように、薄手サイズの
圧延形鋼の低温圧延による高降伏点化を抑制し、建材用
構造部材に求められる機械特性を満たす、圧延ままでの
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】
【発明の効果】本発明による圧延形鋼は低温圧延条件に
おいても降伏点をＪＩＳ規格の下限値＋１００Ｎ／ｍｍ
2 の範囲に制御し、狭幅降伏点と低降伏比化を達成でき
る、建築用形鋼の能率的な製造がインラインで可能にな
り、大型構造物の信頼性の向上、経済性等の産業上の効
果は極めて顕著なものである。
おいても降伏点をＪＩＳ規格の下限値＋１００Ｎ／ｍｍ
2 の範囲に制御し、狭幅降伏点と低降伏比化を達成でき
る、建築用形鋼の能率的な製造がインラインで可能にな
り、大型構造物の信頼性の向上、経済性等の産業上の効
果は極めて顕著なものである。
【図１】本発明法を実施する装置配置例の略図である。
【図２】Ｈ形鋼の断面形状および機械試験片の採取位置
を示す断面図である。
を示す断面図である。
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 ５ｂ…仕上げ圧延機後面冷却装置 ６…仕上げ圧延機
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ：０．０４〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、 Ｍｎ：０．４〜２．０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、 Ｎ≦０．００４％、 Ｓ≦０．０１％、 Ａｌ＜０．００５％、 を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなるととも
にＴｉ酸化物とＭｎＳ、ＴｉＮの複合析出物を２０個／
ｍｍ2 以下に分散したことを特徴とする降伏点制御圧延
形鋼。 - 【請求項２】 重量％で Ｃ：０．０４〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、 Ｍｎ：０．４〜２．０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、 Ｎ≦０．００４％、 Ｓ≦０．０１％、 Ａｌ＜０．００５％、 を含み、加えてＶ≦０．２０％、Ｃｒ≦０．７％、Ｍｏ
≦０．３％、Ｎｂ≦０．０５％、Ｍｏ≦０．３％、Ｎｉ
≦１．０％、Ｃｕ≦１．０％、Ｃａ≦０．００３％、Ｒ
ＥＭ≦０．０１０％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とともにＴｉ酸化物
とＭｎＳ、ＴｉＮの複合析出物を２０個／ｍｍ2 以下に
分散したことを特徴とする降伏点制御圧延形鋼。 - 【請求項３】 重量％で Ｃ：０．０４〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、 Ｍｎ：０．４〜２．０％、 Ｎ≦０．００４％、 Ｓ≦０．０１％、 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〔０％〕に対し−０．００６≦〔Ｔｉ
％〕−２〔０％〕≦０．００８の関係を満たす溶鋼を鋳
造し、鋳片の凝固温度から９００℃間を０．０５〜０．
５℃／sec の冷却速度で冷却し、鋼中にＴｉ酸化物とＭ
ｎＳ，ＴｉＮの複合析出物２０個／ｍｍ2 以下に分散さ
せた該鋳片を１１００〜１３００℃の温度域に再加熱後
に圧延を開始し、９００℃以下で全圧下量で２０％以上
圧下することを特徴とする降伏点制御圧延形鋼の製造方
法。 - 【請求項４】 重量％で Ｃ：０．０４〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、 Ｍｎ：０．４〜２．０％、 Ｎ≦０．００４％、 Ｓ≦０．０１％、 Ａｌ＜０．００５％、を含み、 加えてＶ≦０．２０％, Ｃｒ≦０．７％, Ｍｏ≦０．３
％, Ｎｂ≦０．０５％,Ｍｏ≦０．３％, Ｎｉ≦１．０
％, Ｃｕ≦１．０％, Ｃａ≦０．００３％, ＲＥＭ≦
０．０１０％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
〔０％〕に対し−０．００６≦〔Ｔｉ％〕−２〔０％〕
≦０．００８の関係を満たす溶鋼を鋳造し、鋳片の凝固
温度から９００℃間を０．０５〜０．５℃／sec の冷却
速度で冷却し、鋼中にＴｉ酸化物とＭｎＳ, ＴｉＮの複
合析出物を２０個／ｍｍ2 以下に分散させた該鋳片を１
１００〜１３００℃の温度域に再加熱後に圧延を開始
し、９００℃以下で２０％以上圧下することを特徴とす
る降伏点制御圧延形鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27194092A JP2647314B2 (ja) | 1992-10-09 | 1992-10-09 | 降伏点制御圧延形鋼およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27194092A JP2647314B2 (ja) | 1992-10-09 | 1992-10-09 | 降伏点制御圧延形鋼およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06122943A true JPH06122943A (ja) | 1994-05-06 |
| JP2647314B2 JP2647314B2 (ja) | 1997-08-27 |
Family
ID=17506961
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP27194092A Expired - Lifetime JP2647314B2 (ja) | 1992-10-09 | 1992-10-09 | 降伏点制御圧延形鋼およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2647314B2 (ja) |
Cited By (7)
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| JP2007084912A (ja) * | 2005-08-22 | 2007-04-05 | Nippon Steel Corp | 溶接性と溶接熱影響部靱性の優れた６０キロ鋼およびその製造方法 |
| JP2008169429A (ja) * | 2007-01-11 | 2008-07-24 | Nippon Steel Corp | 溶接熱影響部のｃｔｏｄが優れた鋼およびその製造方法 |
| WO2012070353A1 (ja) * | 2010-11-22 | 2012-05-31 | 新日本製鐵株式会社 | 電子ビーム溶接継手及び電子ビーム溶接用鋼材とその製造方法 |
| US8623154B2 (en) | 2010-04-30 | 2014-01-07 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Electron-beam welded joint, steel for electron-beam welding, and manufacturing method |
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| US10500817B2 (en) | 2010-04-30 | 2019-12-10 | Nippon Steel Corporation | Electron-beam welded joint, steel for electron-beam welding, and method of manufacturing the same |
-
1992
- 1992-10-09 JP JP27194092A patent/JP2647314B2/ja not_active Expired - Lifetime
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