JPH0995731A - 低温用建築向け鋼材の製造方法 - Google Patents
低温用建築向け鋼材の製造方法Info
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- JPH0995731A JPH0995731A JP25517695A JP25517695A JPH0995731A JP H0995731 A JPH0995731 A JP H0995731A JP 25517695 A JP25517695 A JP 25517695A JP 25517695 A JP25517695 A JP 25517695A JP H0995731 A JPH0995731 A JP H0995731A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】安定した低温靱性と低温（−２０℃〜−６０
℃）で低ＹＲ（≦８０％）を有し、低温で新耐震設計を
可能にする低降伏比建築向け鋼材を提供する 【解決手段】酸素含有量が３０ｐｐｍ以下の鉄基合金を
オーステナイト域で熱間圧延後、Ａｒ3 点経過後から４
００℃以下まで水冷し、その後Ａｃ1 以下の温度で焼き
戻し処理して、主たる組織をフェライトとベイナイトと
焼もどしマルテンサイトの混合組織にすることを特徴と
する低温で低降伏比を有する低温用建築向け鋼材の製造
方法
℃）で低ＹＲ（≦８０％）を有し、低温で新耐震設計を
可能にする低降伏比建築向け鋼材を提供する 【解決手段】酸素含有量が３０ｐｐｍ以下の鉄基合金を
オーステナイト域で熱間圧延後、Ａｒ3 点経過後から４
００℃以下まで水冷し、その後Ａｃ1 以下の温度で焼き
戻し処理して、主たる組織をフェライトとベイナイトと
焼もどしマルテンサイトの混合組織にすることを特徴と
する低温で低降伏比を有する低温用建築向け鋼材の製造
方法
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、新耐震設計法で設
計される建築分野において、低温倉庫など使用環境温度
が低温となる建築物に用いられる低温用建築向け鋼材の
製造方法に関する。
計される建築分野において、低温倉庫など使用環境温度
が低温となる建築物に用いられる低温用建築向け鋼材の
製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】昭和５６年に改正施行された建築物の耐
震設計法は、それまでの構造体各部に生ずる応力度を鋼
材の降伏点以内に留めるという弾性設計に変えて、鋼材
が降伏後、最大強さに達するまでの塑性域での変形能力
を活用して、地震入力エネルギーを吸収させ、建物の耐
震安全性を確保しようとするものである。このことか
ら、新耐震設計法が適用される建築物の鋼材は、降伏後
の変形性能を表すパラメーターである降伏比（ＹＲ）が
低いこと、すなわち低降伏比が求められるようになっ
た。
震設計法は、それまでの構造体各部に生ずる応力度を鋼
材の降伏点以内に留めるという弾性設計に変えて、鋼材
が降伏後、最大強さに達するまでの塑性域での変形能力
を活用して、地震入力エネルギーを吸収させ、建物の耐
震安全性を確保しようとするものである。このことか
ら、新耐震設計法が適用される建築物の鋼材は、降伏後
の変形性能を表すパラメーターである降伏比（ＹＲ）が
低いこと、すなわち低降伏比が求められるようになっ
た。
【０００３】ＴＳ５００ＭＰａ級の鋼材は、熱間圧延を
再結晶域で仕上げ、組織の粗粒化を図り低降伏比を確保
している。また、ＴＳ６００ＭＰａ級あるいはそれ以上
の高強度鋼では、フェライト−オーステナイトの２相域
から焼入することで、フェライトとベイナイトあるいは
マルテンサイトの２相組織にすることで低降伏比を確保
している。
再結晶域で仕上げ、組織の粗粒化を図り低降伏比を確保
している。また、ＴＳ６００ＭＰａ級あるいはそれ以上
の高強度鋼では、フェライト−オーステナイトの２相域
から焼入することで、フェライトとベイナイトあるいは
マルテンサイトの２相組織にすることで低降伏比を確保
している。
【０００４】オフィスや住居用の建築物、いわゆるビル
は常温で使用されるため、上述の新耐震設計も常温を前
提になされている。したがって、従来の低降伏比鋼も常
温（０〜３０℃）でのＹＲ値が８０％以下あるいは７５
％以下になるように製造されている。
は常温で使用されるため、上述の新耐震設計も常温を前
提になされている。したがって、従来の低降伏比鋼も常
温（０〜３０℃）でのＹＲ値が８０％以下あるいは７５
％以下になるように製造されている。
【０００５】建築物の中には、寒冷地の建物や低温用倉
庫のように使用温度が低温（−２０℃〜−６０℃）であ
るような建築物がある。例えば、まぐろ用低温倉庫は−
５５℃で使用される。そのような低温用建築物に新耐震
設計法を適用し耐震安全性を確保するためには良好な低
温靱性と、低温で低降伏比を示す鋼材が必要となる。
庫のように使用温度が低温（−２０℃〜−６０℃）であ
るような建築物がある。例えば、まぐろ用低温倉庫は−
５５℃で使用される。そのような低温用建築物に新耐震
設計法を適用し耐震安全性を確保するためには良好な低
温靱性と、低温で低降伏比を示す鋼材が必要となる。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】そこで、本発明者らは
従来の低降伏比鋼の低温での引張特性並びに靱性につい
て検討した。多くの低降伏比鋼は上述したように低降伏
比を得るために粗粒であり、そのため低温靱性が低く、
たとえば−５５℃使用の低温用倉庫には使用できないこ
とがわかった。低温靱性に優れた低降伏比鋼に関する発
明として、特開平２−１９７５２２号公報や特開平５−
２１４４０号公報が開示されている。両公報とも靱性は
−５５℃使用の低温用倉庫には適用可能なほど優れたデ
ータが示されているが、低温のＹＲ値は示されていな
い。そこで、本発明者は両公報の記載に沿って試作した
鋼の低温引張特性について調べると、たとえば−５５℃
ではＹＲが８０％以上になってしまうことが判明した。
また、靱性に関しても、必ずしも良い値ばかりではなく
大きくばらつく結果となった。
従来の低降伏比鋼の低温での引張特性並びに靱性につい
て検討した。多くの低降伏比鋼は上述したように低降伏
比を得るために粗粒であり、そのため低温靱性が低く、
たとえば−５５℃使用の低温用倉庫には使用できないこ
とがわかった。低温靱性に優れた低降伏比鋼に関する発
明として、特開平２−１９７５２２号公報や特開平５−
２１４４０号公報が開示されている。両公報とも靱性は
−５５℃使用の低温用倉庫には適用可能なほど優れたデ
ータが示されているが、低温のＹＲ値は示されていな
い。そこで、本発明者は両公報の記載に沿って試作した
鋼の低温引張特性について調べると、たとえば−５５℃
ではＹＲが８０％以上になってしまうことが判明した。
また、靱性に関しても、必ずしも良い値ばかりではなく
大きくばらつく結果となった。
【０００７】従って本発明の目的は、安定した低温靱性
と低温（−２０℃〜−６０℃）で低ＹＲ（≦８０％）を
有し、低温で新耐震設計を可能にする低降伏比建築向け
鋼材を提供するものである。
と低温（−２０℃〜−６０℃）で低ＹＲ（≦８０％）を
有し、低温で新耐震設計を可能にする低降伏比建築向け
鋼材を提供するものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するため
に、第１の発明は、酸素含有量が３０ｐｐｍ以下の鉄基
合金をオーステナイト域で熱間圧延後、Ａｒ3 点経過後
から４００℃以下まで水冷し、その後Ａｃ1 以下の温度
で焼き戻し処理して、主たる組織をフェライトとベイナ
イトと焼もどしマルテンサイトの混合組織にすることを
特徴とする低温で低降伏比を有する低温用建築向け鋼材
の製造方法である。
に、第１の発明は、酸素含有量が３０ｐｐｍ以下の鉄基
合金をオーステナイト域で熱間圧延後、Ａｒ3 点経過後
から４００℃以下まで水冷し、その後Ａｃ1 以下の温度
で焼き戻し処理して、主たる組織をフェライトとベイナ
イトと焼もどしマルテンサイトの混合組織にすることを
特徴とする低温で低降伏比を有する低温用建築向け鋼材
の製造方法である。
【０００９】第２の発明は、重量％で、Ｃ：０．０４〜
０．１６％、Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、Ｍｎ：０．
６〜１．７％、Ａｌ：０．００１〜０．０６％、Ｎ≦３
０ｐｐｍ、Ｏ≦３０ｐｐｍ、残部がＦｅおよび不可避的
不純物からなる鋼を、オーステナイト域で熱間圧延後、
Ａｒ3 点経過後から４００℃以下まで水冷し、その後Ａ
ｃ1 以下の温度で焼き戻し処理することを特徴とする、
低温靱性に優れかつ低温でも低降伏比を有する低温用建
築向け鋼材の製造方法である。
０．１６％、Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、Ｍｎ：０．
６〜１．７％、Ａｌ：０．００１〜０．０６％、Ｎ≦３
０ｐｐｍ、Ｏ≦３０ｐｐｍ、残部がＦｅおよび不可避的
不純物からなる鋼を、オーステナイト域で熱間圧延後、
Ａｒ3 点経過後から４００℃以下まで水冷し、その後Ａ
ｃ1 以下の温度で焼き戻し処理することを特徴とする、
低温靱性に優れかつ低温でも低降伏比を有する低温用建
築向け鋼材の製造方法である。
【００１０】第３の発明は、重量％で、Ｃ：０．０４〜
０．１６％、Ｓｉ：０．０５〜０．４％、Ｍｎ：０．６
〜１．７％、Ａｌ：０．００１〜０．０６％、Ｎ：≦３
０ｐｐｍ、Ｏ：≦３０ｐｐｍに加えて、Ｔｉ：０．００
５〜０．０１５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０４％、
Ｖ：０．００５〜０．１％、Ｃｕ：０．０５〜０．６
％、Ｎｉ：０．０５〜０．６％、Ｃｒ：０．０５〜１．
０％、Ｍｏ：０．０２〜０．６％の内、１種または２種
以上、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼をオ
ーステナイト域で熱間圧延後、Ａｒ３点経過後から４０
０℃以下まで水冷し、その後Ａｃ1 以下の温度で焼き戻
し処理することを特徴とする、低温靱性に優れかつ低温
でも低降伏比を有する低温用建築向け鋼材の製造方法で
ある。
０．１６％、Ｓｉ：０．０５〜０．４％、Ｍｎ：０．６
〜１．７％、Ａｌ：０．００１〜０．０６％、Ｎ：≦３
０ｐｐｍ、Ｏ：≦３０ｐｐｍに加えて、Ｔｉ：０．００
５〜０．０１５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０４％、
Ｖ：０．００５〜０．１％、Ｃｕ：０．０５〜０．６
％、Ｎｉ：０．０５〜０．６％、Ｃｒ：０．０５〜１．
０％、Ｍｏ：０．０２〜０．６％の内、１種または２種
以上、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼をオ
ーステナイト域で熱間圧延後、Ａｒ３点経過後から４０
０℃以下まで水冷し、その後Ａｃ1 以下の温度で焼き戻
し処理することを特徴とする、低温靱性に優れかつ低温
でも低降伏比を有する低温用建築向け鋼材の製造方法で
ある。
【００１１】第４の発明は、さらにＰ≦０．０１５％、
Ｓ≦０．００２％に規制し、Ｃａ：Ｃａ／Ｓで０．５以
上２．０以下と、ＲＥＭ：０．００５〜０．０２％との
少なくともいずれか一方が添加された超大入熱溶接のＨ
ＡＺ割れ感受性の低い低温靱性に優れかつ低温でも低降
伏比を有する低温用建築向け鋼材の製造方法である。
Ｓ≦０．００２％に規制し、Ｃａ：Ｃａ／Ｓで０．５以
上２．０以下と、ＲＥＭ：０．００５〜０．０２％との
少なくともいずれか一方が添加された超大入熱溶接のＨ
ＡＺ割れ感受性の低い低温靱性に優れかつ低温でも低降
伏比を有する低温用建築向け鋼材の製造方法である。
【００１２】以下本発明を詳細に説明する。まず本発明
方法で得られる鋼材は、酸素含有量が３０ｐｐｍ以下で
あり、主たる組織がフェライトとベイナイトと焼きもど
しマルテンサイトとの混合組織とすることにより、低温
で低降伏比を有している。このことは以下の知見に基づ
く。すなわち、本発明者らは、ミクロ組織と低温ＹＲの
関係を鋭意検討した結果、以下に示す重要な知見を見い
だした。
方法で得られる鋼材は、酸素含有量が３０ｐｐｍ以下で
あり、主たる組織がフェライトとベイナイトと焼きもど
しマルテンサイトとの混合組織とすることにより、低温
で低降伏比を有している。このことは以下の知見に基づ
く。すなわち、本発明者らは、ミクロ組織と低温ＹＲの
関係を鋭意検討した結果、以下に示す重要な知見を見い
だした。
【００１３】図１は、表２のＡ１ならびにＡ２鋼板を供
試材に用いて、低温の降伏比に及ぼす組織の影響を調べ
たものである。表中の“α＋Ｂ＋焼もどしＭ”がＡ１鋼
板、“α＋Ｐ”がＡ２鋼板である。ＹＲ値は、図１に示
すように引張試験温度が低温になるほど上昇する。しか
し、フェライト＋パーライト組織よりもフェライト＋ベ
イナイト＋焼もどしマルテンサイト混合組織の方が上昇
程度が低い。粗粒フェライトとベイナイトと焼もどしマ
ルテンサイトの混合組織にすることで−１００℃でもＹ
Ｒ＜８０％以下が達成されている。
試材に用いて、低温の降伏比に及ぼす組織の影響を調べ
たものである。表中の“α＋Ｂ＋焼もどしＭ”がＡ１鋼
板、“α＋Ｐ”がＡ２鋼板である。ＹＲ値は、図１に示
すように引張試験温度が低温になるほど上昇する。しか
し、フェライト＋パーライト組織よりもフェライト＋ベ
イナイト＋焼もどしマルテンサイト混合組織の方が上昇
程度が低い。粗粒フェライトとベイナイトと焼もどしマ
ルテンサイトの混合組織にすることで−１００℃でもＹ
Ｒ＜８０％以下が達成されている。
【００１４】図２は、Ａ鋼と同鋼種において酸素のみ２
０〜４３ｐｐｍの範囲で変化した鋼を供試鋼に用いて、
ｖＥ−５５に及ぼす酸素含有量の影響を調べたものであ
る。粗粒フェライトとベイナイトと焼もどしマルテンサ
イト混合組織の低温靱性は、図２に示すようにかなりの
バラツキを有しているが、その下限値は酸素含有量によ
り支配され、酸素含有量を３０ｐｐｍ以下にすることで
ｖＥ-55(minimum)＞１００Ｊを満たす安定した靱性が得
られること見出した。これは、酸素含有量を３０ｐｐｍ
以下にすることで、マイクロクラックの発生起点となる
鋼中酸化物の減少、微細化したためである。
０〜４３ｐｐｍの範囲で変化した鋼を供試鋼に用いて、
ｖＥ−５５に及ぼす酸素含有量の影響を調べたものであ
る。粗粒フェライトとベイナイトと焼もどしマルテンサ
イト混合組織の低温靱性は、図２に示すようにかなりの
バラツキを有しているが、その下限値は酸素含有量によ
り支配され、酸素含有量を３０ｐｐｍ以下にすることで
ｖＥ-55(minimum)＞１００Ｊを満たす安定した靱性が得
られること見出した。これは、酸素含有量を３０ｐｐｍ
以下にすることで、マイクロクラックの発生起点となる
鋼中酸化物の減少、微細化したためである。
【００１５】以上のことから、安定した低温靱性を有
し、かつ低温（−２０℃〜−６０℃）で低ＹＲ（≦８０
％）を示す新耐震設計を可能にする低温低降伏比建築鋼
材の必要条件は、酸素含有量が３０ｐｐｍ以下で粗粒フ
ェライトとベイナイトと焼もどしマルテンサイトの混合
組織を有することであることがわかった。
し、かつ低温（−２０℃〜−６０℃）で低ＹＲ（≦８０
％）を示す新耐震設計を可能にする低温低降伏比建築鋼
材の必要条件は、酸素含有量が３０ｐｐｍ以下で粗粒フ
ェライトとベイナイトと焼もどしマルテンサイトの混合
組織を有することであることがわかった。
【００１６】そして、本発明方法はこの組織を得るため
に、以下の製造条件で鋼材を製造する。まず、酸素含有
量が３０ｐｐｍ以下の鉄基合金をオーステナイト域で熱
間圧延する。オーステナイト域で熱間圧延する理由は、
フェライト域で圧延すると加工硬化し、低ＹＲが得られ
ないからである。ついで、Ａｒ3 点経過後から４００℃
以下まで水冷する。Ａｒ3 点経過後から水冷する理由
は、その鋼の焼入性に応じて冷却速度制御しなければフ
ェライトは得られ難いが、Ａｒ3 点経過後まで放冷し、
一部フェライトが析出してから加速冷却した場合非常に
広い冷却速度範囲で低ＹＲが得られるためである。図３
は、Ａ鋼を供試鋼に用いて、オーステナイト域から加速
冷却した場合と、圧延後、Ａｒ3 点経過後まで放令し、
一部フェライトが析出してから加速冷却＋焼もどし処理
した場合の−５５℃のＹＲと冷却速度の関係を示してい
る。後者の場合には、非常に広い冷却速度範囲で低ＹＲ
と得られている。そして、ミクロ組織観察から、後者の
場合には広い冷却速度範囲で初析フェライトが得られた
ためであることが判明した。本発明で、４００℃以下ま
で水冷する理由は、冷却停止温度を４００℃以下にする
ことでフェライト＋ベイナイト＋マルテンサイトの混合
組織が得られ、４００℃より高いとこの混合組織が得ら
れないためである。次に、Ａｃ1 以下の温度で焼戻し処
理する。Ａｃ1以下の温度で焼戻し処理する理由は、変
態ままのマルテンサイトは著しく靱性が低いので、Ａｃ
1 以下の温度で焼きもどし処理を行って、靱性を回復す
るためである。Ａｃ1 を越える温度では、また、一部に
α→γ変態が起こり、靱性を回復できない。
に、以下の製造条件で鋼材を製造する。まず、酸素含有
量が３０ｐｐｍ以下の鉄基合金をオーステナイト域で熱
間圧延する。オーステナイト域で熱間圧延する理由は、
フェライト域で圧延すると加工硬化し、低ＹＲが得られ
ないからである。ついで、Ａｒ3 点経過後から４００℃
以下まで水冷する。Ａｒ3 点経過後から水冷する理由
は、その鋼の焼入性に応じて冷却速度制御しなければフ
ェライトは得られ難いが、Ａｒ3 点経過後まで放冷し、
一部フェライトが析出してから加速冷却した場合非常に
広い冷却速度範囲で低ＹＲが得られるためである。図３
は、Ａ鋼を供試鋼に用いて、オーステナイト域から加速
冷却した場合と、圧延後、Ａｒ3 点経過後まで放令し、
一部フェライトが析出してから加速冷却＋焼もどし処理
した場合の−５５℃のＹＲと冷却速度の関係を示してい
る。後者の場合には、非常に広い冷却速度範囲で低ＹＲ
と得られている。そして、ミクロ組織観察から、後者の
場合には広い冷却速度範囲で初析フェライトが得られた
ためであることが判明した。本発明で、４００℃以下ま
で水冷する理由は、冷却停止温度を４００℃以下にする
ことでフェライト＋ベイナイト＋マルテンサイトの混合
組織が得られ、４００℃より高いとこの混合組織が得ら
れないためである。次に、Ａｃ1 以下の温度で焼戻し処
理する。Ａｃ1以下の温度で焼戻し処理する理由は、変
態ままのマルテンサイトは著しく靱性が低いので、Ａｃ
1 以下の温度で焼きもどし処理を行って、靱性を回復す
るためである。Ａｃ1 を越える温度では、また、一部に
α→γ変態が起こり、靱性を回復できない。
【００１７】つぎに、本発明に係る鋼材の各成分の添加
理由および添加量を限定した説明する。Ｃ，Ｓｉ，Ｍ
ｎ，Ａｌは、通常の溶接構造用鋼が所用の材質を得るた
めに、従来から確認されている作用・効果の関係をもと
に、以下のごとく限定した。
理由および添加量を限定した説明する。Ｃ，Ｓｉ，Ｍ
ｎ，Ａｌは、通常の溶接構造用鋼が所用の材質を得るた
めに、従来から確認されている作用・効果の関係をもと
に、以下のごとく限定した。
【００１８】Ｃは最も安価な元素で強度化に有効な元素
であるが、０．１６％を超えて添加すると溶接性が著し
く低下する。０．０４％未満では、厚物で強度が不足
し、多量の合金元素の添加が必要となり、コスト高を招
く。したがって、Ｃは０．０４％以上０．１６％以下に
規定した。
であるが、０．１６％を超えて添加すると溶接性が著し
く低下する。０．０４％未満では、厚物で強度が不足
し、多量の合金元素の添加が必要となり、コスト高を招
く。したがって、Ｃは０．０４％以上０．１６％以下に
規定した。
【００１９】Ｓｉは鋼材の強度、溶鋼の予備脱酸に必要
な元素である。予備脱酸のためには、０．０５％以上の
添加が必要である。０．４％を超える過剰の添加は、鋼
材の靱性、溶接ＨＡＺ靱性を劣化させる。したがって、
Ｓｉ量は０．０５％以上０．４％以下に限定した。
な元素である。予備脱酸のためには、０．０５％以上の
添加が必要である。０．４％を超える過剰の添加は、鋼
材の靱性、溶接ＨＡＺ靱性を劣化させる。したがって、
Ｓｉ量は０．０５％以上０．４％以下に限定した。
【００２０】Ｍｎは、母材の強度を確保するため、必要
な元素である。０．６％未満では、厚物で強度が不足
し、多量の合金元素の添加が必要となり、コスト高を招
く。また、Ｍｎは中央偏析しやすい元素である。１．７
％を超えて添加すると、板厚中央が著しく脆化する。し
たがって、Ｍｎの範囲を０．６％以上１．７％以下に限
定した。
な元素である。０．６％未満では、厚物で強度が不足
し、多量の合金元素の添加が必要となり、コスト高を招
く。また、Ｍｎは中央偏析しやすい元素である。１．７
％を超えて添加すると、板厚中央が著しく脆化する。し
たがって、Ｍｎの範囲を０．６％以上１．７％以下に限
定した。
【００２１】Ａｌは、脱酸に必要な元素である。Ａｌ量
として０．００１％未満では、十分な脱酸効果が期待で
きない。また、０．０６％を超えて過剰に添加すると、
連続鋳造スラブの表面にキズが発生しやすい。したがっ
て、Ａｌ量は０．００１％以上０．０６％以下に限定し
た。
として０．００１％未満では、十分な脱酸効果が期待で
きない。また、０．０６％を超えて過剰に添加すると、
連続鋳造スラブの表面にキズが発生しやすい。したがっ
て、Ａｌ量は０．００１％以上０．０６％以下に限定し
た。
【００２２】Ｎは固体鋼中に固溶Ｎや窒化物系介在物と
して存在する。固溶Ｎや粗大窒化物系介在物は、鋼の低
温靱性を劣化させる。３０ｐｐｍを超えてＮを含有する
と固溶Ｎが存在する、また、最終凝固部には粗大な窒化
物（例えば、ＴｉＮやＮｂＮ）が生成しやすくなり、優
れた低温靱性が得られない。したがって、Ｎ含有量を
０．００３％以下に規制した。
して存在する。固溶Ｎや粗大窒化物系介在物は、鋼の低
温靱性を劣化させる。３０ｐｐｍを超えてＮを含有する
と固溶Ｎが存在する、また、最終凝固部には粗大な窒化
物（例えば、ＴｉＮやＮｂＮ）が生成しやすくなり、優
れた低温靱性が得られない。したがって、Ｎ含有量を
０．００３％以下に規制した。
【００２３】Ｏは既に述べたように、３０ｐｐｍを越え
るとマイクロクラックの発生起点となる鋼中酸化物が増
大、粗大化するため、３０ｐｐｍ以下とする。Ｎｂ、
Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは、高強度化に有効な元素
である。Ｎｂ＜０．００５％、Ｖ＜０．００５％、Ｃｕ
＜０．０５％、Ｎｉ＜０．０５％、Ｃｒ＜０．０５％、
Ｍｏ＜０．０２％では、明瞭な強度上昇効果が見られな
い。それぞれ上限は以下の理由から決定された。
るとマイクロクラックの発生起点となる鋼中酸化物が増
大、粗大化するため、３０ｐｐｍ以下とする。Ｎｂ、
Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは、高強度化に有効な元素
である。Ｎｂ＜０．００５％、Ｖ＜０．００５％、Ｃｕ
＜０．０５％、Ｎｉ＜０．０５％、Ｃｒ＜０．０５％、
Ｍｏ＜０．０２％では、明瞭な強度上昇効果が見られな
い。それぞれ上限は以下の理由から決定された。
【００２４】ＮｂはＮｂ（ＣＮ）、ＶはＶＣが析出し高
強度化に寄与するが、０．０４％を超えたＮｂの添加、
０．１％を超えたＶの添加は、降伏比を著しく上昇させ
てしまう。したがって、Ｎｂを０．００５％以上０．０
４％以下に、Ｖを０．００５％以上０．１％以下に限定
した。
強度化に寄与するが、０．０４％を超えたＮｂの添加、
０．１％を超えたＶの添加は、降伏比を著しく上昇させ
てしまう。したがって、Ｎｂを０．００５％以上０．０
４％以下に、Ｖを０．００５％以上０．１％以下に限定
した。
【００２５】Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは、固溶強化や焼
入性向上効果を通して、高強度化に寄与する。０．６％
を超えるＣｕの添加は著しくＣｕ割れ発生の危険性を増
大させる。Ｎｉは高価な元素でありコストの観点から、
上限を０．６％とした。１％を超えるＣｒ、０．６％を
超えるＭｏの添加は溶接性を著しく劣化させる。したが
って、Ｃｕを０．０５％以上０．６％以下、Ｎｉを０．
０５％以上０．６％以下、Ｃｒを０．０５％以上１％以
下、Ｍｏを０．０２％以上０．６％以下に限定した。
入性向上効果を通して、高強度化に寄与する。０．６％
を超えるＣｕの添加は著しくＣｕ割れ発生の危険性を増
大させる。Ｎｉは高価な元素でありコストの観点から、
上限を０．６％とした。１％を超えるＣｒ、０．６％を
超えるＭｏの添加は溶接性を著しく劣化させる。したが
って、Ｃｕを０．０５％以上０．６％以下、Ｎｉを０．
０５％以上０．６％以下、Ｃｒを０．０５％以上１％以
下、Ｍｏを０．０２％以上０．６％以下に限定した。
【００２６】Ｔｉは、ＴｉＮの溶接ＨＡＺ部の組織粗大
化を抑制してＨＡＺ靱性の向上に寄与する元素である。
０．００５％未満のＴｉ添加ではＨＡＺ靱性向上効果が
発揮されない。０．０１５％を超えて添加すると溶接の
冷却過程でＴｉＣが析出し、ＨＡＺ靱性の劣化を招く。
したがって、Ｔｉを０．００５％以上、０．０１５％以
下に限定した。
化を抑制してＨＡＺ靱性の向上に寄与する元素である。
０．００５％未満のＴｉ添加ではＨＡＺ靱性向上効果が
発揮されない。０．０１５％を超えて添加すると溶接の
冷却過程でＴｉＣが析出し、ＨＡＺ靱性の劣化を招く。
したがって、Ｔｉを０．００５％以上、０．０１５％以
下に限定した。
【００２７】Ｓは中央偏析し、その部分でＭｎＳを形成
する。ＭｎＳは圧延より伸長するため、鋼板の板厚中央
部には伸長したＭｎＳが他の部分より多く存在する。本
発明の用途は建築向けであり、その多くは大入熱のサブ
マージアーク溶接（ＳＡＷ）でボックス柱に組み立てら
れ、建築物に使用される。大入熱のサブマージアーク溶
接では、鉄粉入りのボンド型フラックスを大量使用する
ため、他の溶接法に比較すると鋼中に侵入する水素量が
高くなり、しばしばその熱影響部に割れが発生する。割
れの発生起点は板厚中央の伸長化したＭｎＳである。伸
長ＭｎＳと地鉄界面に溶接水素が集積し、水素誘起割れ
を起こすのである。０．００２％を超えるＳが含有され
ていると、板厚中央のＭｎＳが大型化し、ボックス柱角
継手部にＨＡＺ割れが発生しやすくなる。したがって、
Ｓ含有量は０．００２％以下に規制した。
する。ＭｎＳは圧延より伸長するため、鋼板の板厚中央
部には伸長したＭｎＳが他の部分より多く存在する。本
発明の用途は建築向けであり、その多くは大入熱のサブ
マージアーク溶接（ＳＡＷ）でボックス柱に組み立てら
れ、建築物に使用される。大入熱のサブマージアーク溶
接では、鉄粉入りのボンド型フラックスを大量使用する
ため、他の溶接法に比較すると鋼中に侵入する水素量が
高くなり、しばしばその熱影響部に割れが発生する。割
れの発生起点は板厚中央の伸長化したＭｎＳである。伸
長ＭｎＳと地鉄界面に溶接水素が集積し、水素誘起割れ
を起こすのである。０．００２％を超えるＳが含有され
ていると、板厚中央のＭｎＳが大型化し、ボックス柱角
継手部にＨＡＺ割れが発生しやすくなる。したがって、
Ｓ含有量は０．００２％以下に規制した。
【００２８】Ｐも非常に中央偏析しやすい元素であり、
０．０１５％を超えて含有していると、板厚中央部を著
しく硬化させる。上述のＭｎＳを起点としたＨＡＺ割れ
は、周囲が硬化しているほど割れが伝播しやすくなる。
すなわち、大入熱サブマージアーク溶接で施工したボッ
クス柱角継手部に水素割れ抑制のため、Ｐを０．０１５
％以下に規制した。
０．０１５％を超えて含有していると、板厚中央部を著
しく硬化させる。上述のＭｎＳを起点としたＨＡＺ割れ
は、周囲が硬化しているほど割れが伝播しやすくなる。
すなわち、大入熱サブマージアーク溶接で施工したボッ
クス柱角継手部に水素割れ抑制のため、Ｐを０．０１５
％以下に規制した。
【００２９】Ｃａは、ＲＥＭは、ボックス柱角継手部の
ＨＡＺ割れ抑制のために添加する。上述したように、Ｈ
ＡＺ割れの起点は伸長したＭｎＳであり、伸長化を抑制
すれば割れの防止が図られる。ＣａとＲＥＭは、鋼中硫
化物をそれぞれＣａＳ、ＲＥＭ−Ｓに変化せしめ、それ
らは圧延しても伸長化しない。Ｃａ／Ｓ：０．５未満、
ＲＥＭ：０．００５％未満では、十分な硫化物の伸長化
抑制が達成されない。また、Ｃａ／Ｓ：２超え、ＲＥ
Ｍ：０．０２％超えの添加は、クラスター状の介在物
（Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ、ＲＥＭ−Ｏ−Ｓ）を増やし、上
記ＨＡＺ割れ抑制に逆効果である。したがって、Ｃａを
Ｃａ／Ｓで０．５以上２以下、ＲＥＭを０．００５％以
上０．０２％以下に限定した。
ＨＡＺ割れ抑制のために添加する。上述したように、Ｈ
ＡＺ割れの起点は伸長したＭｎＳであり、伸長化を抑制
すれば割れの防止が図られる。ＣａとＲＥＭは、鋼中硫
化物をそれぞれＣａＳ、ＲＥＭ−Ｓに変化せしめ、それ
らは圧延しても伸長化しない。Ｃａ／Ｓ：０．５未満、
ＲＥＭ：０．００５％未満では、十分な硫化物の伸長化
抑制が達成されない。また、Ｃａ／Ｓ：２超え、ＲＥ
Ｍ：０．０２％超えの添加は、クラスター状の介在物
（Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ、ＲＥＭ−Ｏ−Ｓ）を増やし、上
記ＨＡＺ割れ抑制に逆効果である。したがって、Ｃａを
Ｃａ／Ｓで０．５以上２以下、ＲＥＭを０．００５％以
上０．０２％以下に限定した。
【００３０】
【発明の実施の形態】次に本発明の実施の形態を説明す
る。表１に供試鋼の化学成分を示す。鋼Ｈ、Ｉ、ＲはＴ
Ｓ６０キロ級、鋼Ｇ、ＯはＴＳ４０キロ級、その他はＴ
Ｓ５０キロ級の鋼である。すべて、軽圧下プロセスを含
む連続鋳造にてスラブにされた。
る。表１に供試鋼の化学成分を示す。鋼Ｈ、Ｉ、ＲはＴ
Ｓ６０キロ級、鋼Ｇ、ＯはＴＳ４０キロ級、その他はＴ
Ｓ５０キロ級の鋼である。すべて、軽圧下プロセスを含
む連続鋳造にてスラブにされた。
【００３１】上記の鋼を表２に示す製造条件にて鋼板と
した。表３には得られた鋼板のミクロ組織、機械試験
値、大入熱溶接ＨＡＺ割れ率が示されている。引張試験
片は１／４ｔよりＣ方向に採取されたＪＩＳ４号であ
る。シャルピー衝撃試験片は１／４ｔよりＬ方向に採取
された。また、ｖＥ-55(ave)、ｖＥ-55(min)は、Ｎ数９
の平均値と最小値である。
した。表３には得られた鋼板のミクロ組織、機械試験
値、大入熱溶接ＨＡＺ割れ率が示されている。引張試験
片は１／４ｔよりＣ方向に採取されたＪＩＳ４号であ
る。シャルピー衝撃試験片は１／４ｔよりＬ方向に採取
された。また、ｖＥ-55(ave)、ｖＥ-55(min)は、Ｎ数９
の平均値と最小値である。
【００３２】大入熱ＳＡＷ角継手耐ＨＡＺ割れ性は、図
４に示す寸法・形状の試験体で半ボックス施工試験を行
い、溶接部の超音波探傷を実施し、割れの発生状況を測
定することより評価した。同図において、１はＳＡＷに
よる角溶接部、２はウェブ鋼板、３はフランジ鋼板、４
はダイヤフラム、５はエレクトロスラブ溶接部、そして
６は溶接漏れがないようにするための当て金であり、ｔ
は板厚を示す。半ボックス施工試験によるＳＡＷ角溶接
は、２電極の１層溶接であり、溶接入熱は鋼板板厚に応
じて１５０ｋＪ（板厚１６ｍｍの時）〜５７０ｋＪ（板
厚７０ｍｍの時）で実施した。その際、溶接フラックス
には、鉄粉入りボンド型フラックスを温度３０℃、湿度
８０％の環境で３時間放置し、故意に吸湿させたものを
用いた。吸湿フラックスを用いたのは、溶接時に侵入す
る水素量を上昇させ、鋼板の溶接水素による割れ感受性
を明瞭に評価するためである。溶接後、３日間放置し、
図４中の矢印でＵＳＴで示した溶接フランジ角部をＪＩ
Ｓ Ｇ ０９０１に準じて超音波探傷を行い、割れプロ
フィールを、図４のように描いた。同図において、斜線
部は超音波探傷により検出された△欠陥およびＸ欠陥の
エコー発生部分７であり、Ｃ1 、Ｃ2 、Ｃ3 はその長
さ、即ち、割れ発生部分の溶接長方向の長さを示す。溶
接長Ｌに対する、各割れ長さＣ1 、Ｃ2 、Ｃ3 …の和の
割合（長さ％）をＨＡＺ割れ率＝（Ｃ1 ＋Ｃ2 ＋Ｃ3 ＋
…）／Ｌと定義した。なお、この試験においては、Ｌ＝
７００ｍｍである。
４に示す寸法・形状の試験体で半ボックス施工試験を行
い、溶接部の超音波探傷を実施し、割れの発生状況を測
定することより評価した。同図において、１はＳＡＷに
よる角溶接部、２はウェブ鋼板、３はフランジ鋼板、４
はダイヤフラム、５はエレクトロスラブ溶接部、そして
６は溶接漏れがないようにするための当て金であり、ｔ
は板厚を示す。半ボックス施工試験によるＳＡＷ角溶接
は、２電極の１層溶接であり、溶接入熱は鋼板板厚に応
じて１５０ｋＪ（板厚１６ｍｍの時）〜５７０ｋＪ（板
厚７０ｍｍの時）で実施した。その際、溶接フラックス
には、鉄粉入りボンド型フラックスを温度３０℃、湿度
８０％の環境で３時間放置し、故意に吸湿させたものを
用いた。吸湿フラックスを用いたのは、溶接時に侵入す
る水素量を上昇させ、鋼板の溶接水素による割れ感受性
を明瞭に評価するためである。溶接後、３日間放置し、
図４中の矢印でＵＳＴで示した溶接フランジ角部をＪＩ
Ｓ Ｇ ０９０１に準じて超音波探傷を行い、割れプロ
フィールを、図４のように描いた。同図において、斜線
部は超音波探傷により検出された△欠陥およびＸ欠陥の
エコー発生部分７であり、Ｃ1 、Ｃ2 、Ｃ3 はその長
さ、即ち、割れ発生部分の溶接長方向の長さを示す。溶
接長Ｌに対する、各割れ長さＣ1 、Ｃ2 、Ｃ3 …の和の
割合（長さ％）をＨＡＺ割れ率＝（Ｃ1 ＋Ｃ2 ＋Ｃ3 ＋
…）／Ｌと定義した。なお、この試験においては、Ｌ＝
７００ｍｍである。
【００３３】表２、表３をみると、熱間圧延後、Ａｒ3
温度以下から水冷し、４００℃以下で水冷を停止し、そ
の後Ａｃ1 以下の温度で焼もどし処理を行った場合（Ａ
１、Ｂ１、Ｃ１、Ｄ１、Ｅ１、Ｆ１、Ｇ１、Ｈ１、Ｉ
１、Ｊ１、Ｋ１、Ｌ１、Ｍ１、Ｎ１、Ｏ１、Ｐ１、Ｑ
１、Ｒ１、Ｓ１）は、フェライトとベイナイトと焼きも
どしマルテンサイトの混合組織が得られており、−５５
℃のＹＲ値も８０％以下の低い値が得られている。水冷
を施していないＡ２、Ｇ２は、それぞれ発明鋼のＡ１、
Ｇ１に比較した−５５℃のＹＲ値が高く、靱性も低い。
また、Ａｒ３温度以下から水冷しても水冷停止温度が４
００℃を下まわる温度で停止し、焼もどし処理を実施し
ていないＡ３、Ｉ２は、変態ままのマルテンサイトがあ
るため、−５５℃のＹＲ値が高く、靱性が低い。
温度以下から水冷し、４００℃以下で水冷を停止し、そ
の後Ａｃ1 以下の温度で焼もどし処理を行った場合（Ａ
１、Ｂ１、Ｃ１、Ｄ１、Ｅ１、Ｆ１、Ｇ１、Ｈ１、Ｉ
１、Ｊ１、Ｋ１、Ｌ１、Ｍ１、Ｎ１、Ｏ１、Ｐ１、Ｑ
１、Ｒ１、Ｓ１）は、フェライトとベイナイトと焼きも
どしマルテンサイトの混合組織が得られており、−５５
℃のＹＲ値も８０％以下の低い値が得られている。水冷
を施していないＡ２、Ｇ２は、それぞれ発明鋼のＡ１、
Ｇ１に比較した−５５℃のＹＲ値が高く、靱性も低い。
また、Ａｒ３温度以下から水冷しても水冷停止温度が４
００℃を下まわる温度で停止し、焼もどし処理を実施し
ていないＡ３、Ｉ２は、変態ままのマルテンサイトがあ
るため、−５５℃のＹＲ値が高く、靱性が低い。
【００３４】酸素含有量３０ｐｐｍを超えるＯ１、Ｐ
１、Ｑ１、Ｒ１、Ｓ１は、ｖＥ-55 のminimum 値が低
く、安定した低温靱性が得られていない。さらに、Ｎ含
有量が３０ｐｐｍを超えるＰ１、Ｒ１、Ｓ１はｖＴｓも
−５０℃以上と特に低靱性である。
１、Ｑ１、Ｒ１、Ｓ１は、ｖＥ-55 のminimum 値が低
く、安定した低温靱性が得られていない。さらに、Ｎ含
有量が３０ｐｐｍを超えるＰ１、Ｒ１、Ｓ１はｖＴｓも
−５０℃以上と特に低靱性である。
【００３５】Ｓ≦２０ｐｐｍ，Ｐ≦０．０１５％以下で
Ｃａ／Ｓで０．５以上２．０以下のＣａが添加された鋼
Ｉ、Ｊ、Ｌおよび０．００５以上０．０２％以下のＲＥ
Ｍが添加された鋼Ｋは、ＨＡＺ割れが発生していない。
Ｃａが添加されていてもＣａ／Ｓが０．５未満の鋼Ｎや
２．０超えの鋼Ｍならびに過剰のＲＥＭが添加された鋼
Ｓでは、ＨＡＺ割れが発生している。
Ｃａ／Ｓで０．５以上２．０以下のＣａが添加された鋼
Ｉ、Ｊ、Ｌおよび０．００５以上０．０２％以下のＲＥ
Ｍが添加された鋼Ｋは、ＨＡＺ割れが発生していない。
Ｃａが添加されていてもＣａ／Ｓが０．５未満の鋼Ｎや
２．０超えの鋼Ｍならびに過剰のＲＥＭが添加された鋼
Ｓでは、ＨＡＺ割れが発生している。
【００３６】
【表１】
【００３７】
【表２】
【００３８】
【表３】
【００３９】
【発明の効果】以上説明したように、本発明にかかる造
方法は、得られた鋼材が安定した低温靱性を有し、かつ
低温（−２０℃〜−６０℃）で低ＹＲ（≦８０％）を示
すので、低温で使用される建築物構造物の新耐震設計を
可能にする。したがって、建物の安全性が増す。また、
鋼材の大量生産が可能で、しかも価額も安く、溶接施工
が容易で、建設工期も短縮でき、全体として建設費が低
廉で済む。
方法は、得られた鋼材が安定した低温靱性を有し、かつ
低温（−２０℃〜−６０℃）で低ＹＲ（≦８０％）を示
すので、低温で使用される建築物構造物の新耐震設計を
可能にする。したがって、建物の安全性が増す。また、
鋼材の大量生産が可能で、しかも価額も安く、溶接施工
が容易で、建設工期も短縮でき、全体として建設費が低
廉で済む。
【図１】引張試験温度と降伏比（＝降伏強度／引張強
度）の関係を示した図。
度）の関係を示した図。
【図２】酸素含有量と−５５℃で試験したシャルピー衝
撃吸収エネルギー（ｖＥ-55)の関係を示した図。
撃吸収エネルギー（ｖＥ-55)の関係を示した図。
【図３】−５５℃のＹＲ値と冷却条件の関係を示した
図。
図。
【図４】大入熱ＳＡＷによる半ボックス試験体の形状、
および超音波探傷試験位置の説明図。
および超音波探傷試験位置の説明図。
【図５】半ボックス施工試験におけるＨＡＺ割れ率の定
義を説明する図。
義を説明する図。
１…ＳＡＷ角溶接部、２…ウェブ鋼板、３…フランジ鋼
板、４…ダイヤフラム、５…エレクトロスラグダイヤフ
ラム溶接部、６…当て金、７…超音波探傷による△欠陥
およびＸ欠陥エコー発生部分。
板、４…ダイヤフラム、５…エレクトロスラグダイヤフ
ラム溶接部、６…当て金、７…超音波探傷による△欠陥
およびＸ欠陥エコー発生部分。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 石川 博 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
Claims (4)
- 【請求項１】 酸素含有量が３０ｐｐｍ以下の鉄基合金
をオーステナイト域で熱間圧延後、Ａｒ3 点経過後から
４００℃以下まで水冷し、その後Ａｃ1 以下の温度で焼
き戻し処理して、主たる組織をフェライトとベイナイト
と焼もどしマルテンサイトの混合組織にすることを特徴
とする低温で低降伏比を有する低温用建築向け鋼材の製
造方法。 - 【請求項２】 重量％で、Ｃ：０．０４〜０．１６％、
Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、Ｍｎ：０．６〜１．７
％、Ａｌ：０．００１〜０．０６％、Ｎ≦３０ｐｐｍ、
Ｏ≦３０ｐｐｍ、残部がＦｅおよび不可避的不純物から
なる鋼を、オーステナイト域で熱間圧延後、Ａｒ3 点経
過後から４００℃以下まで水冷し、その後Ａｃ1 以下の
温度で焼き戻し処理することを特徴とする、低温靱性に
優れかつ低温でも低降伏比を有する低温用建築向け鋼材
の製造方法。 - 【請求項３】 重量％で、Ｃ：０．０４〜０．１６％、
Ｓｉ：０．０５〜０．４％、Ｍｎ：０．６〜１．７％、
Ａｌ：０．００１〜０．０６％、Ｎ：≦３０ｐｐｍ、
Ｏ：≦３０ｐｐｍに加えて、Ｔｉ：０．００５〜０．０
１５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０４％、Ｖ：０．００
５〜０．１％、Ｃｕ：０．０５〜０．６％、Ｎｉ：０．
０５〜０．６％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：
０．０２〜０．６％の内、１種または２種以上、残部が
Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼をオーステナイト
域で熱間圧延後、Ａｒ３点経過後から４００℃以下まで
水冷し、その後Ａｃ1 以下の温度で焼き戻し処理するこ
とを特徴とする、低温靱性に優れかつ低温でも低降伏比
を有する低温用建築向け鋼材の製造方法。 - 【請求項４】 請求項２または３の鋼を、さらにＰ≦
０．０１５％、Ｓ≦０．００２％に規制し、Ｃａ：Ｃａ
／Ｓで０．５以上２．０以下と、ＲＥＭ：０．００５〜
０．０２％との少なくともいずれか一方が添加された超
大入熱溶接のＨＡＺ割れ感受性の低い低温靱性に優れか
つ低温でも低降伏比を有する低温用建築向け鋼材の製造
方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25517695A JPH0995731A (ja) | 1995-10-02 | 1995-10-02 | 低温用建築向け鋼材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25517695A JPH0995731A (ja) | 1995-10-02 | 1995-10-02 | 低温用建築向け鋼材の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0995731A true JPH0995731A (ja) | 1997-04-08 |
Family
ID=17275102
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP25517695A Pending JPH0995731A (ja) | 1995-10-02 | 1995-10-02 | 低温用建築向け鋼材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0995731A (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FR2830260A1 (fr) * | 2001-10-03 | 2003-04-04 | Kobe Steel Ltd | Tole d'acier a double phase a excellente formabilite de bords par etirage et procede de fabrication de celle-ci |
| WO2004022807A1 (ja) * | 2002-09-04 | 2004-03-18 | Jfe Steel Corporation | 大入熱溶接用鋼材およびその製造方法 |
| KR100431850B1 (ko) * | 1999-12-28 | 2004-05-20 | 주식회사 포스코 | 저항복비를 갖는 고강도 강 및 그 제조방법 |
| WO2007079876A1 (de) * | 2006-01-10 | 2007-07-19 | Sms Demag Ag | Verfahren und vorrichtung zur einstellung gezielter eigenschaftskombinationen bei mehrphasenstählen |
| KR101224952B1 (ko) * | 2010-09-29 | 2013-01-22 | 현대제철 주식회사 | 고강도·고인성 원형강의 제조방법 |
| JP2014520208A (ja) * | 2011-09-26 | 2014-08-21 | 宝山鋼鉄股▲分▼有限公司 | 低降伏比高靭性鋼板及びその製造方法 |
| JP2020509189A (ja) * | 2016-12-22 | 2020-03-26 | ポスコＰｏｓｃｏ | 極低温衝撃靭性に優れた厚鋼板及びその製造方法 |
| CN112375978A (zh) * | 2020-10-30 | 2021-02-19 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 一种建筑用钢及其生产方法 |
-
1995
- 1995-10-02 JP JP25517695A patent/JPH0995731A/ja active Pending
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| CN112375978A (zh) * | 2020-10-30 | 2021-02-19 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 一种建筑用钢及其生产方法 |
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