JPH1068016A - 極厚ｈ形鋼の製造方法 - Google Patents
極厚ｈ形鋼の製造方法Info
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- JPH1068016A JPH1068016A JP22410796A JP22410796A JPH1068016A JP H1068016 A JPH1068016 A JP H1068016A JP 22410796 A JP22410796 A JP 22410796A JP 22410796 A JP22410796 A JP 22410796A JP H1068016 A JPH1068016 A JP H1068016A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 フランジ板厚方向での強度・靱性のばらつき
が小さく、残留応力・歪みを発生させることなく高強
度、高靱性、高溶接性を確保できる、強度・靱性・溶接
性に優れた極厚Ｈ形鋼の製造方法を提供する。 【解決手段】 Ｃ、Si、Mn、Ｐ、Ｓ、Al含有量を制限
し、さらに、Ｖ：0.04〜0.15％、Ti：0.005 〜0.05％、
Ｎ：0.0050〜0.0250％を含有させて、かつ（Ｖ＋Ti）／
Ｎを7.0 〜12.0とし、さらに、Cu、Ni、Nb、Cr、Moのう
ちから選ばれた１種または２種以上を添加し、Ar3 点、
Ceq （％）をそれぞれ740 〜775 ℃、0.36〜0.45％の範
囲とした鋼素材を、1050〜1350℃に再加熱したのち、11
50〜950 ℃の温度範囲でフランジ部に圧下率／パスで5
〜10％の圧下を累積圧下率で20％以上施し、室温まで空
冷する。
が小さく、残留応力・歪みを発生させることなく高強
度、高靱性、高溶接性を確保できる、強度・靱性・溶接
性に優れた極厚Ｈ形鋼の製造方法を提供する。 【解決手段】 Ｃ、Si、Mn、Ｐ、Ｓ、Al含有量を制限
し、さらに、Ｖ：0.04〜0.15％、Ti：0.005 〜0.05％、
Ｎ：0.0050〜0.0250％を含有させて、かつ（Ｖ＋Ti）／
Ｎを7.0 〜12.0とし、さらに、Cu、Ni、Nb、Cr、Moのう
ちから選ばれた１種または２種以上を添加し、Ar3 点、
Ceq （％）をそれぞれ740 〜775 ℃、0.36〜0.45％の範
囲とした鋼素材を、1050〜1350℃に再加熱したのち、11
50〜950 ℃の温度範囲でフランジ部に圧下率／パスで5
〜10％の圧下を累積圧下率で20％以上施し、室温まで空
冷する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、土木構造物あるい
は建築物に広く適用される極厚Ｈ形鋼に関し、とくに高
強度極厚Ｈ形鋼に関する。
は建築物に広く適用される極厚Ｈ形鋼に関し、とくに高
強度極厚Ｈ形鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】建築物の柱材、梁材には熱間圧延したＨ
形鋼が広く利用されている。このＨ形鋼には、JIS G 31
06で規定される溶接構造用圧延鋼材（SM490 、SM520 ）
を熱間圧延した厚肉のＨ形鋼が多く用いられている。近
年のビルの高層化、巨大化にともない使用されるＨ形鋼
は、厚肉、高強度化の傾向にある。例えば、降伏点また
は耐力（YS）が325 MPa 以上若しくは355 MPa 以上で低
降伏比かつ高い靱性を有するＨ形鋼が要求されている。
形鋼が広く利用されている。このＨ形鋼には、JIS G 31
06で規定される溶接構造用圧延鋼材（SM490 、SM520 ）
を熱間圧延した厚肉のＨ形鋼が多く用いられている。近
年のビルの高層化、巨大化にともない使用されるＨ形鋼
は、厚肉、高強度化の傾向にある。例えば、降伏点また
は耐力（YS）が325 MPa 以上若しくは355 MPa 以上で低
降伏比かつ高い靱性を有するＨ形鋼が要求されている。
【０００３】しかしながら、一般に鋼材の板厚が増加す
ると強度は低下する傾向にあり、板厚40mm以上の極厚SM
490 、SM520 Ｈ形鋼においては、YSで335 MPa 以上もし
くは355 MPa 以上の高強度を得ることは困難であった。
また、通常の熱間圧延法による製造で高強度を確保しよ
うとすると、素材のCeq を高くせざるを得ず、その結
果、溶接割れ感受性が高くなり溶接熱影響部( 以下溶接
HAZ と記す) 靱性が低下するなどの問題を生じていた。
ると強度は低下する傾向にあり、板厚40mm以上の極厚SM
490 、SM520 Ｈ形鋼においては、YSで335 MPa 以上もし
くは355 MPa 以上の高強度を得ることは困難であった。
また、通常の熱間圧延法による製造で高強度を確保しよ
うとすると、素材のCeq を高くせざるを得ず、その結
果、溶接割れ感受性が高くなり溶接熱影響部( 以下溶接
HAZ と記す) 靱性が低下するなどの問題を生じていた。
【０００４】また、極厚Ｈ形鋼の圧延では、圧延素材の
断面積に対するミル荷重が小さいという設備上の制約が
あり、変形抵抗の小さい高温（950 ℃以上) での軽圧下
圧延( 圧下率／パス：１〜10％）が採られている。しか
しながら、このような圧延条件では結晶粒の微細化が不
十分であり、良好な靱性が得難いという問題もあった。
断面積に対するミル荷重が小さいという設備上の制約が
あり、変形抵抗の小さい高温（950 ℃以上) での軽圧下
圧延( 圧下率／パス：１〜10％）が採られている。しか
しながら、このような圧延条件では結晶粒の微細化が不
十分であり、良好な靱性が得難いという問題もあった。
【０００５】極厚Ｈ形鋼で強度、靱性、溶接性を確保す
る方法として、TMCP（Thermo Mechanical Control Proc
ess ）による製造が知られている。例えば、特公昭56-3
5734号公報には、熱間圧延でＨ形鋼に加工後、フランジ
外表面からAr1 点〜Ms点温度範囲に急冷したのち、空冷
して微細な低温変態組織を形成せしむるフランジ強化Ｈ
形鋼の製造方法が開示されている。また、特公昭58-104
42号公報には、加熱後、圧延では少なくとも980 〜Ar3
点の低温で30％以上の圧下を与え、フェライトを析出さ
せたのち、急冷してフェライトとマルテンサイトの２相
複合組織とする加工性に優れた高張力鋼の製造方法が開
示されている。しかしながら、これらの従来技術におい
ては、熱間圧延後にフランジ外面側から急冷するため、
フランジ板厚断面で強度や靱性の差が大きく、残留応力
・残留歪の発生も大きいなど、極厚Ｈ形鋼に適用した場
合には多くの問題が発生した。
る方法として、TMCP（Thermo Mechanical Control Proc
ess ）による製造が知られている。例えば、特公昭56-3
5734号公報には、熱間圧延でＨ形鋼に加工後、フランジ
外表面からAr1 点〜Ms点温度範囲に急冷したのち、空冷
して微細な低温変態組織を形成せしむるフランジ強化Ｈ
形鋼の製造方法が開示されている。また、特公昭58-104
42号公報には、加熱後、圧延では少なくとも980 〜Ar3
点の低温で30％以上の圧下を与え、フェライトを析出さ
せたのち、急冷してフェライトとマルテンサイトの２相
複合組織とする加工性に優れた高張力鋼の製造方法が開
示されている。しかしながら、これらの従来技術におい
ては、熱間圧延後にフランジ外面側から急冷するため、
フランジ板厚断面で強度や靱性の差が大きく、残留応力
・残留歪の発生も大きいなど、極厚Ｈ形鋼に適用した場
合には多くの問題が発生した。
【０００６】また、鉄と鋼 Vol.77（1991）No.1 P.17
1 にＶ、Ｎを添加した高強度のAs Rolled 材の特性が示
されているが、極厚Ｈ形鋼のような軽圧下率圧延で仕上
温度が950 ℃以上の圧延条件では良好な強度、靱性が得
られなかった。
1 にＶ、Ｎを添加した高強度のAs Rolled 材の特性が示
されているが、極厚Ｈ形鋼のような軽圧下率圧延で仕上
温度が950 ℃以上の圧延条件では良好な強度、靱性が得
られなかった。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記した問
題を有利に解決し、フランジ板厚方向での強度・靱性の
ばらつきが小さく、残留応力・残留歪を発生させること
なく高強度、高靱性、高溶接性を確保できる、強度・靱
性・溶接性に優れた極厚Ｈ形鋼の製造方法を提供するこ
とを目的とする。
題を有利に解決し、フランジ板厚方向での強度・靱性の
ばらつきが小さく、残留応力・残留歪を発生させること
なく高強度、高靱性、高溶接性を確保できる、強度・靱
性・溶接性に優れた極厚Ｈ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】本発明者らは、上記目的
を達成するため、種々の実験・研究を行い、以下の知見
を得た。 Ti、Ｖ、Ｎを含有させて、素材加熱時のオーステナイ
ト粒の粒成長をTiN を析出させることにより抑制し、さ
らに圧延中およびその後の空冷中にVNを析出させ、TiN
、VNあるいはTiN とVNとの複合析出物を核としてフェ
ライトを析出させることにより、微細なフェライト＋パ
ーライト組織が得られ、靱性の良好な極厚Ｈ形鋼が得ら
れる。 Ar3 点が740 〜775 ℃になるように、Ｃ、Si、Mn、C
u、Ni、Cr、Mo、Nb量を調整した鋼にTi、Ｖ、Ｎを加味
して、極厚Ｈ形鋼を熱間圧延後、空冷、または緩冷却−
高温冷停で製造すると、フランジ板厚方向での強度・靱
性のばらつきや残留応力・残留歪の発生を抑制できる。 Ceq が0.36〜0.42％の範囲となるように化学組成を調
整することによって、良好な溶接性と高強度が確保でき
る。さらに、REM 、Ca、Ｂの含有により、溶接HAZ にお
いても細粒化が達成でき、高靱性が得られる。 上記したように素材の化学組成を調整したうえ、さら
にかかる素材を1050〜1350℃に加熱したのち、1100〜95
0 ℃の温度範囲でフランジ部に圧下率／パスで５％以上
の圧下率で累積圧下率を20％以上施すという、再結晶細
粒化圧延とを組み合わせることによってはじめて十分な
細粒効果が得られる。
を達成するため、種々の実験・研究を行い、以下の知見
を得た。 Ti、Ｖ、Ｎを含有させて、素材加熱時のオーステナイ
ト粒の粒成長をTiN を析出させることにより抑制し、さ
らに圧延中およびその後の空冷中にVNを析出させ、TiN
、VNあるいはTiN とVNとの複合析出物を核としてフェ
ライトを析出させることにより、微細なフェライト＋パ
ーライト組織が得られ、靱性の良好な極厚Ｈ形鋼が得ら
れる。 Ar3 点が740 〜775 ℃になるように、Ｃ、Si、Mn、C
u、Ni、Cr、Mo、Nb量を調整した鋼にTi、Ｖ、Ｎを加味
して、極厚Ｈ形鋼を熱間圧延後、空冷、または緩冷却−
高温冷停で製造すると、フランジ板厚方向での強度・靱
性のばらつきや残留応力・残留歪の発生を抑制できる。 Ceq が0.36〜0.42％の範囲となるように化学組成を調
整することによって、良好な溶接性と高強度が確保でき
る。さらに、REM 、Ca、Ｂの含有により、溶接HAZ にお
いても細粒化が達成でき、高靱性が得られる。 上記したように素材の化学組成を調整したうえ、さら
にかかる素材を1050〜1350℃に加熱したのち、1100〜95
0 ℃の温度範囲でフランジ部に圧下率／パスで５％以上
の圧下率で累積圧下率を20％以上施すという、再結晶細
粒化圧延とを組み合わせることによってはじめて十分な
細粒効果が得られる。
【０００９】本発明は、上記した知見をもとに構成され
たものである。すなわち、本発明は、重量％で、Ｃ：0.
05〜0.18％、Si：0.20〜0.60％、Mn：1.00〜2.00％、
Ｐ：0.030 ％以下、Ｓ：0.004 〜0.015 ％、Al：0.005
〜0.050％、Ｖ：0.04〜0.15％、Ti：0.005 〜0.05％、
Ｎ：0.0050〜0.0250％を含み、かつ（Ｖ＋Ti）／Ｎが7.
0 〜12.0で、さらに、Cu：0.05〜0.60％、Ni：0.05〜0.
60％、Nb：0.003 〜0.020 ％、Cr：0.05〜0.50％、Mo：
0.02〜0.10％のうちから選ばれた１種または２種以上を
含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、次
（１）式 Ar3 ＝910 −273 Ｃ＋25Si−74Mn−56Ni−16Cr−9Mo −5Cu −1620Nb…（１） および次（２）式 Ceq ＝Ｃ＋Si/24 ＋Mn/6＋Ni/40 ＋Cr/5＋Mo/4＋Ｖ/14 ……（２） で定義されるAr3 点（℃）およびCeq （％）をそれぞれ
740 〜775 ℃、0.36〜0.45％の範囲とした鋼素材を、10
50〜1350℃に加熱したのち、1150〜950 ℃の温度範囲で
フランジ部に圧下率／パスで5 〜10％の圧下を累積圧下
率で20％以上施し、室温まで空冷することを特徴とする
強度、靱性および溶接性に優れた極厚Ｈ形鋼の製造方法
である。
たものである。すなわち、本発明は、重量％で、Ｃ：0.
05〜0.18％、Si：0.20〜0.60％、Mn：1.00〜2.00％、
Ｐ：0.030 ％以下、Ｓ：0.004 〜0.015 ％、Al：0.005
〜0.050％、Ｖ：0.04〜0.15％、Ti：0.005 〜0.05％、
Ｎ：0.0050〜0.0250％を含み、かつ（Ｖ＋Ti）／Ｎが7.
0 〜12.0で、さらに、Cu：0.05〜0.60％、Ni：0.05〜0.
60％、Nb：0.003 〜0.020 ％、Cr：0.05〜0.50％、Mo：
0.02〜0.10％のうちから選ばれた１種または２種以上を
含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、次
（１）式 Ar3 ＝910 −273 Ｃ＋25Si−74Mn−56Ni−16Cr−9Mo −5Cu −1620Nb…（１） および次（２）式 Ceq ＝Ｃ＋Si/24 ＋Mn/6＋Ni/40 ＋Cr/5＋Mo/4＋Ｖ/14 ……（２） で定義されるAr3 点（℃）およびCeq （％）をそれぞれ
740 〜775 ℃、0.36〜0.45％の範囲とした鋼素材を、10
50〜1350℃に加熱したのち、1150〜950 ℃の温度範囲で
フランジ部に圧下率／パスで5 〜10％の圧下を累積圧下
率で20％以上施し、室温まで空冷することを特徴とする
強度、靱性および溶接性に優れた極厚Ｈ形鋼の製造方法
である。
【００１０】また、本発明は、重量％で、Ｃ：0.05〜0.
18％、Si：0.20〜0.60％、Mn：1.00 〜2.00％、Ｐ：0.0
30 ％以下、Ｓ：0.004 〜0.015 ％、Al：0.005 〜0.050
％、Ｖ：0.04〜0.15％、Ti：0.005 〜0.05％、Ｎ：0.0
050〜0.0250％を含み、かつ（Ｖ＋Ti）／Ｎが7.0 〜12.
0で、さらに、Cu：0.05〜0.60％、Ni：0.05〜0.60％、N
b：0.003 〜0.020 ％、Cr：0.05〜0.50％、Mo：0.02〜
0.10％のうちから選ばれた１種または２種以上および
Ｂ：0.0002〜0.0020％、REM ：0.0010〜0.0200％、Ca：
0.0010〜0.0100％のうちから選ばれた１種または２種以
上を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、前
記（１）式および前記（２）式で定義されるAr3 点
（℃）およびCeq （％）をそれぞれ740 〜775 ℃、0.36
〜0.45％の範囲とした鋼素材を、1050〜1350℃に加熱し
たのち、1150〜950 ℃の温度範囲でフランジ部に圧下率
／パスで5 〜10％の圧下を累積圧下率で20％以上施し、
室温まで空冷することを特徴とする強度、靱性および溶
接性に優れた極厚Ｈ形鋼の製造方法である。
18％、Si：0.20〜0.60％、Mn：1.00 〜2.00％、Ｐ：0.0
30 ％以下、Ｓ：0.004 〜0.015 ％、Al：0.005 〜0.050
％、Ｖ：0.04〜0.15％、Ti：0.005 〜0.05％、Ｎ：0.0
050〜0.0250％を含み、かつ（Ｖ＋Ti）／Ｎが7.0 〜12.
0で、さらに、Cu：0.05〜0.60％、Ni：0.05〜0.60％、N
b：0.003 〜0.020 ％、Cr：0.05〜0.50％、Mo：0.02〜
0.10％のうちから選ばれた１種または２種以上および
Ｂ：0.0002〜0.0020％、REM ：0.0010〜0.0200％、Ca：
0.0010〜0.0100％のうちから選ばれた１種または２種以
上を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、前
記（１）式および前記（２）式で定義されるAr3 点
（℃）およびCeq （％）をそれぞれ740 〜775 ℃、0.36
〜0.45％の範囲とした鋼素材を、1050〜1350℃に加熱し
たのち、1150〜950 ℃の温度範囲でフランジ部に圧下率
／パスで5 〜10％の圧下を累積圧下率で20％以上施し、
室温まで空冷することを特徴とする強度、靱性および溶
接性に優れた極厚Ｈ形鋼の製造方法である。
【００１１】また、本発明では、前記室温まで空冷する
に代えて、空冷冷却速度超〜2.0 ℃/secの範囲の冷却速
度で700 〜500 ℃まで冷却し、その後空冷してもよい。
に代えて、空冷冷却速度超〜2.0 ℃/secの範囲の冷却速
度で700 〜500 ℃まで冷却し、その後空冷してもよい。
【００１２】
【発明の実施の形態】以下に、まず素材の化学組成の限
定理由について説明する。 Ｃ：0.05〜0.18％ Ｃは強度を確保するために0.05％以上の含有を必要とす
るが、0.18％を超えると、母材靱性、溶接性が低下する
ので、Ｃは0.05〜0.18％の範囲とした。なお、好ましい
範囲は0.08〜0.16％である。
定理由について説明する。 Ｃ：0.05〜0.18％ Ｃは強度を確保するために0.05％以上の含有を必要とす
るが、0.18％を超えると、母材靱性、溶接性が低下する
ので、Ｃは0.05〜0.18％の範囲とした。なお、好ましい
範囲は0.08〜0.16％である。
【００１３】Si：0.20〜0.60％ Siは強度上昇に有効な元素であるが、0.20％未満ではそ
の効果が認められず、0.60％を超えると溶接HAZ 靱性を
著しく劣化させるので、Siは0.20〜0.60％の範囲に限定
した。なお、好ましくは、HAZ 靱性の観点から0.30〜0.
50％である。 Mn：1.00〜2.00％ MnはSiと同様高強度化に有効な元素であり、強度確保の
観点から下限を1.00％とした。しかし、Mn量が2.00％を
超えると、圧延空冷組織がフェライト＋パーライトから
フェライト＋ベイナイトになり、母材靱性が劣化するた
め、その上限を2.00％とした。なお、好ましい範囲は、
1.20〜1.70％である。
の効果が認められず、0.60％を超えると溶接HAZ 靱性を
著しく劣化させるので、Siは0.20〜0.60％の範囲に限定
した。なお、好ましくは、HAZ 靱性の観点から0.30〜0.
50％である。 Mn：1.00〜2.00％ MnはSiと同様高強度化に有効な元素であり、強度確保の
観点から下限を1.00％とした。しかし、Mn量が2.00％を
超えると、圧延空冷組織がフェライト＋パーライトから
フェライト＋ベイナイトになり、母材靱性が劣化するた
め、その上限を2.00％とした。なお、好ましい範囲は、
1.20〜1.70％である。
【００１４】Ｐ：0.020 ％以下 Ｐは母材、溶接熱影響部の靱性、耐溶接割れ感受性を劣
化させるので、極力低減すべき元素であり、上限を0.02
0 ％とした。 Ｓ：0.004 〜0.015 ％ ＳはVNと同様に圧延冷却後の組織を微細にする作用があ
る。この細粒効果を得るためには0.004 ％以上の含有が
必要であるが、0.015 ％を超えての含有は、板厚方向の
靱性・延性を低下させるので、Ｓは0.004 〜0.015 ％の
範囲に限定した。なお、好ましい範囲は、0.005 〜0.01
0 ％である。
化させるので、極力低減すべき元素であり、上限を0.02
0 ％とした。 Ｓ：0.004 〜0.015 ％ ＳはVNと同様に圧延冷却後の組織を微細にする作用があ
る。この細粒効果を得るためには0.004 ％以上の含有が
必要であるが、0.015 ％を超えての含有は、板厚方向の
靱性・延性を低下させるので、Ｓは0.004 〜0.015 ％の
範囲に限定した。なお、好ましい範囲は、0.005 〜0.01
0 ％である。
【００１５】Al：0.005 〜0.050 ％ Alは脱酸のために0.005 ％以上必要であるが、0.050 ％
を超えて添加しても脱酸効果は飽和するので、Alは0.00
5 〜0.050 ％の範囲とした。 Ｖ：0.04〜0.15％ Ｖは圧延冷却中にＶＮとしてオーステナイト中に析出し
てフェライト変態核ととして作用し、結晶粒を微細化し
て靱性を向上させる。また、ＶＮは、フェライト変態後
にもフェライト中に析出するため、強水冷を行わずに母
材強度を高めることができ、板厚断面内の特性の均一
化、残留応力・残留歪の軽減にも有効である。これらの
効果は、0.04％以上の添加で認められるが、0.15％を超
えての添加は、母材靱性、溶接性を大きく劣化させるた
め、Ｖは0.04〜0.15％の範囲とした。なお、より好まし
い範囲は0.05〜0.10％である。
を超えて添加しても脱酸効果は飽和するので、Alは0.00
5 〜0.050 ％の範囲とした。 Ｖ：0.04〜0.15％ Ｖは圧延冷却中にＶＮとしてオーステナイト中に析出し
てフェライト変態核ととして作用し、結晶粒を微細化し
て靱性を向上させる。また、ＶＮは、フェライト変態後
にもフェライト中に析出するため、強水冷を行わずに母
材強度を高めることができ、板厚断面内の特性の均一
化、残留応力・残留歪の軽減にも有効である。これらの
効果は、0.04％以上の添加で認められるが、0.15％を超
えての添加は、母材靱性、溶接性を大きく劣化させるた
め、Ｖは0.04〜0.15％の範囲とした。なお、より好まし
い範囲は0.05〜0.10％である。
【００１６】Ti：0.005 〜0.030 ％ Tiは、素材加熱時にオーステナイト中に残留またはTiN
として析出し、オーステナイト粒の粒成長を抑制すると
ともに、オーステナイト中へのVNの析出を促進させる作
用を有し、組織の微細化に有効な元素である。この効果
を発揮させるには、0.005 ％以上の添加が必要である
が、0.030 ％を超える添加は靱性、清浄性を低下させる
ので、Tiは0.005 〜0.030 ％の範囲に限定した。なお、
好ましい範囲は0.010 〜0.025 ％である。
として析出し、オーステナイト粒の粒成長を抑制すると
ともに、オーステナイト中へのVNの析出を促進させる作
用を有し、組織の微細化に有効な元素である。この効果
を発揮させるには、0.005 ％以上の添加が必要である
が、0.030 ％を超える添加は靱性、清浄性を低下させる
ので、Tiは0.005 〜0.030 ％の範囲に限定した。なお、
好ましい範囲は0.010 〜0.025 ％である。
【００１７】Ｎ：0.0050〜0.0250％ ＮはTi、Ｖと結合してTiN 、VNを形成し、素材加熱時に
オーステナイト粒の粒成長を抑制し、さらに、TiN 、VN
あるいはTiN とVNの複合析出物を核にしてフェライトが
析出し、組織を微細化し靱性向上に大きく寄与する。ま
た、VNは、フェライト変態後にもフェライト中に析出す
るため、強水冷を行わずに母材強度を高めることがで
き、板厚断面内の特性の均一化、残留応力・残留歪の軽
減にも有効である。これらの効果を発揮させるために
は、0.0050％以上の含有が必要であるが、0.0250％を超
えると、母材靱性、溶接性を著しく劣化させるため、Ｎ
は0.0050〜0.0250％の範囲とした。なお、好ましい範囲
は0.0070〜0.0150％である。
オーステナイト粒の粒成長を抑制し、さらに、TiN 、VN
あるいはTiN とVNの複合析出物を核にしてフェライトが
析出し、組織を微細化し靱性向上に大きく寄与する。ま
た、VNは、フェライト変態後にもフェライト中に析出す
るため、強水冷を行わずに母材強度を高めることがで
き、板厚断面内の特性の均一化、残留応力・残留歪の軽
減にも有効である。これらの効果を発揮させるために
は、0.0050％以上の含有が必要であるが、0.0250％を超
えると、母材靱性、溶接性を著しく劣化させるため、Ｎ
は0.0050〜0.0250％の範囲とした。なお、好ましい範囲
は0.0070〜0.0150％である。
【００１８】（Ti＋Ｖ）／Ｎ：7.0 〜12.0 前記したようにTi、ＶとＮは、組織微細化に大きく寄与
する重要な元素であるが、Ti＋ＶとＮの含有量の比、
（Ti＋Ｖ）／Ｎが7.0 未満の場合には、フリーＮを増加
させ溶接性を劣化させるとともに歪時効性を高め、靱性
を低下させる。また、（Ti＋Ｖ）／Ｎが12.0を超える
と、母材靱性を劣化させる。このため、（Ti＋Ｖ）／Ｎ
を7.0 〜12.0に限定した。なお、望ましくは、7.5 〜1
0.0の範囲である。
する重要な元素であるが、Ti＋ＶとＮの含有量の比、
（Ti＋Ｖ）／Ｎが7.0 未満の場合には、フリーＮを増加
させ溶接性を劣化させるとともに歪時効性を高め、靱性
を低下させる。また、（Ti＋Ｖ）／Ｎが12.0を超える
と、母材靱性を劣化させる。このため、（Ti＋Ｖ）／Ｎ
を7.0 〜12.0に限定した。なお、望ましくは、7.5 〜1
0.0の範囲である。
【００１９】Cu：0.05〜0.60％、Ni：0.05〜0.60％、C
r：0.05〜0.50％、Mo：0.02〜0.10％、Nb：0.003 〜0.0
20 ％のうちから選ばれた１種または２種以上 Cu、Ni、Cr、Mo、Nbは、いずれも焼入れ性向上に有効な
元素であり、熱間圧延後の冷却変態開始温度（Ar3 点）
を低下させ、Ar3 点の変化を介し強度・靱性の向上に寄
与する。上記した効果を得るためには、Cu、Ni、Cr、M
o、Nbはそれぞれ0.05％以上、0.05％以上、0.05％以
上、0.02％、0.003 ％以上の添加が必要となる。Cuは熱
間加工性を劣化させるため、多量添加の場合にはNiを同
時に添加する必要がある。Cu、Niの0.60％を超える添加
は、経済的に高価となるため、Cu、Niの添加は0.60％を
上限とした。Cr、Mo、Nbはそれぞれ0.50％、0.10％、0.
020 ％を超えて添加すると、溶接性、靱性を損なうの
で、Cr、Mo、Nbはそれぞれ0.50％、0.10％、0.020 ％を
上限とした。
r：0.05〜0.50％、Mo：0.02〜0.10％、Nb：0.003 〜0.0
20 ％のうちから選ばれた１種または２種以上 Cu、Ni、Cr、Mo、Nbは、いずれも焼入れ性向上に有効な
元素であり、熱間圧延後の冷却変態開始温度（Ar3 点）
を低下させ、Ar3 点の変化を介し強度・靱性の向上に寄
与する。上記した効果を得るためには、Cu、Ni、Cr、M
o、Nbはそれぞれ0.05％以上、0.05％以上、0.05％以
上、0.02％、0.003 ％以上の添加が必要となる。Cuは熱
間加工性を劣化させるため、多量添加の場合にはNiを同
時に添加する必要がある。Cu、Niの0.60％を超える添加
は、経済的に高価となるため、Cu、Niの添加は0.60％を
上限とした。Cr、Mo、Nbはそれぞれ0.50％、0.10％、0.
020 ％を超えて添加すると、溶接性、靱性を損なうの
で、Cr、Mo、Nbはそれぞれ0.50％、0.10％、0.020 ％を
上限とした。
【００２０】Ｂ：0.0002〜0.0020％、REM ：0.0010〜0.
0200％、Ca：0.0010〜0.0100％のうちから選ばれた１種
または２種以上 Ｂは圧延中にＢＮとして析出し、圧延後のフェライト粒
を細かくする作用を有している。この効果を得るために
は0.0002％以上の添加を必要とするが、しかし、0.0020
％を超える添加は靱性を劣化させるため、Ｂは0.0002〜
0.0020％の範囲とした。
0200％、Ca：0.0010〜0.0100％のうちから選ばれた１種
または２種以上 Ｂは圧延中にＢＮとして析出し、圧延後のフェライト粒
を細かくする作用を有している。この効果を得るために
は0.0002％以上の添加を必要とするが、しかし、0.0020
％を超える添加は靱性を劣化させるため、Ｂは0.0002〜
0.0020％の範囲とした。
【００２１】REM 、Caはいずれも高温において安定な酸
化物として鋼中に微細分散し、素材加熱時のオーステナ
イト粒の粒成長を抑制し、さらに圧延後のフェライト粒
の微細化に効果がある。また、溶接HAZ の靱性向上にも
有効な元素である。これらの効果を得るためには、REM
、Caともに、0.0010％以上の添加を必要とするが、REM
は0.0200％を超えて添加すると、またCaは0.0100％を
超えて添加すると、鋼の清浄性および母材靱性を低下さ
せるため、REM は0.0010〜0.0200％、Caは0.0010〜0.01
00％の範囲とした。
化物として鋼中に微細分散し、素材加熱時のオーステナ
イト粒の粒成長を抑制し、さらに圧延後のフェライト粒
の微細化に効果がある。また、溶接HAZ の靱性向上にも
有効な元素である。これらの効果を得るためには、REM
、Caともに、0.0010％以上の添加を必要とするが、REM
は0.0200％を超えて添加すると、またCaは0.0100％を
超えて添加すると、鋼の清浄性および母材靱性を低下さ
せるため、REM は0.0010〜0.0200％、Caは0.0010〜0.01
00％の範囲とした。
【００２２】その他、残部はFeおよび不可避的不純物で
ある。さらに、鋼素材の組成を次（１）式 Ar3 ＝910 −273 Ｃ＋25Si−74Mn−56Ni−16Cr−9Mo −5Cu −1620Nb…（１） で定義されるAr3 点（℃）が740 〜775 ℃となるように
調整する。Ar3 点を740 〜775 ℃に調整することによ
り、TiN 、VNによる細粒化効果が最適になるとともに、
VNの析出強化も有効に作用する。Ar3 点が740 ℃未満で
は、熱間圧延後の空冷でベイナイト主体の組織となり、
フェライト析出による細粒化が望めないため、靱性が低
下する。また、Ar3 点が775 ℃を超えると、TiN 、VNに
よる細粒化効果、VNの析出強化等いずれも不十分とな
る。このようなことから、Ar3 点は740 〜775 ℃の範囲
に調整する。
ある。さらに、鋼素材の組成を次（１）式 Ar3 ＝910 −273 Ｃ＋25Si−74Mn−56Ni−16Cr−9Mo −5Cu −1620Nb…（１） で定義されるAr3 点（℃）が740 〜775 ℃となるように
調整する。Ar3 点を740 〜775 ℃に調整することによ
り、TiN 、VNによる細粒化効果が最適になるとともに、
VNの析出強化も有効に作用する。Ar3 点が740 ℃未満で
は、熱間圧延後の空冷でベイナイト主体の組織となり、
フェライト析出による細粒化が望めないため、靱性が低
下する。また、Ar3 点が775 ℃を超えると、TiN 、VNに
よる細粒化効果、VNの析出強化等いずれも不十分とな
る。このようなことから、Ar3 点は740 〜775 ℃の範囲
に調整する。
【００２３】また、さらに加えて、鋼素材の組成を次
（２）式 Ceq ＝Ｃ＋Si/24 ＋Mn/6＋Ni/40 ＋Cr/5＋Mo/4＋Ｖ/14 ……（２） で定義されるCeq （％）が0.36〜0.45％となるように調
整する。Ceq が0.36％未満では、母材および溶接HAZ 軟
化部での強度確保が困難になり、また0.45％を超えると
溶接割れ感受性が高くなり、溶接HAZ 靱性が低下する。
このため、Ceq は0.36〜0.45％に調整する。
（２）式 Ceq ＝Ｃ＋Si/24 ＋Mn/6＋Ni/40 ＋Cr/5＋Mo/4＋Ｖ/14 ……（２） で定義されるCeq （％）が0.36〜0.45％となるように調
整する。Ceq が0.36％未満では、母材および溶接HAZ 軟
化部での強度確保が困難になり、また0.45％を超えると
溶接割れ感受性が高くなり、溶接HAZ 靱性が低下する。
このため、Ceq は0.36〜0.45％に調整する。
【００２４】次に、Ｈ形鋼の製造条件について説明す
る。上記した化学組成の鋼は転炉、電気炉あるいはその
他の溶解炉で溶製し、造塊−分塊法あるいは連続鋳造法
でＨ形鋼の鋼素材とするのが好ましい。鋼素材を熱間圧
延により、Ｈ形鋼に圧延する。上記組成の鋼素材を1050
〜1350℃に加熱する。
る。上記した化学組成の鋼は転炉、電気炉あるいはその
他の溶解炉で溶製し、造塊−分塊法あるいは連続鋳造法
でＨ形鋼の鋼素材とするのが好ましい。鋼素材を熱間圧
延により、Ｈ形鋼に圧延する。上記組成の鋼素材を1050
〜1350℃に加熱する。
【００２５】熱間圧延の加熱温度が1050℃未満では、素
材の変形抵抗が高く、圧延荷重が高くなりすぎ所定の圧
下率／パスや累積圧下率の確保が困難となり、所期する
特性や所定の寸法形状が得られ難く、また、1350℃を超
える温度に加熱すると素材の結晶粒度が粗大化し、その
後の圧延によっても微細化しないうえ、加熱炉原単位の
悪化、スケールロスの増加や炉の改修頻度の増加などを
招く。このため、鋼素材の加熱温度は1050〜1350℃の範
囲に限定した。
材の変形抵抗が高く、圧延荷重が高くなりすぎ所定の圧
下率／パスや累積圧下率の確保が困難となり、所期する
特性や所定の寸法形状が得られ難く、また、1350℃を超
える温度に加熱すると素材の結晶粒度が粗大化し、その
後の圧延によっても微細化しないうえ、加熱炉原単位の
悪化、スケールロスの増加や炉の改修頻度の増加などを
招く。このため、鋼素材の加熱温度は1050〜1350℃の範
囲に限定した。
【００２６】本発明の特徴は、加熱後、1100〜950 ℃の
圧延温度範囲で5 〜10％圧下率／パスの圧下を累積圧下
率で20％以上施すことにある。オーステナイトの部分再
結晶域で５〜10％／パスの圧延を繰り返して累積圧下率
20％以上とすることにより、オーステナイトの再結晶細
粒化が達成できる。再結晶細粒化の観点からは圧下率／
パスは大きいほど好ましいが、変形抵抗が増加し、寸法
形状精度が低下する場合があることから、５〜10％／パ
スの圧下率に限定した。1100〜950 ℃の圧延温度範囲で
の累積圧下率が20％未満では、オーステナイトの再結晶
細粒化が不十分となるため、TiN 、VNによる組織微細化
を十分活用しても最終組織の微細化が不十分となり、靱
性の向上が期待できない。このため、累積圧下率を20％
以上とした。
圧延温度範囲で5 〜10％圧下率／パスの圧下を累積圧下
率で20％以上施すことにある。オーステナイトの部分再
結晶域で５〜10％／パスの圧延を繰り返して累積圧下率
20％以上とすることにより、オーステナイトの再結晶細
粒化が達成できる。再結晶細粒化の観点からは圧下率／
パスは大きいほど好ましいが、変形抵抗が増加し、寸法
形状精度が低下する場合があることから、５〜10％／パ
スの圧下率に限定した。1100〜950 ℃の圧延温度範囲で
の累積圧下率が20％未満では、オーステナイトの再結晶
細粒化が不十分となるため、TiN 、VNによる組織微細化
を十分活用しても最終組織の微細化が不十分となり、靱
性の向上が期待できない。このため、累積圧下率を20％
以上とした。
【００２７】熱間圧延後、Ｈ形鋼は室温まで空冷され
る。これにより、優れた強度・靱性が得られ、しかも強
度・靱性のばらつきや残留応力・残留歪が低減できる。
または、室温までの空冷に代えて、空冷より速い緩冷却
である、空冷冷却速度超〜2.0 ℃/secの範囲の冷却速度
で700 〜500 ℃まで冷却し、その後空冷してもよい。緩
冷却の冷却速度が2.0 ℃/secを超えると、VNの析出が抑
制されて、ベイナイト主体の組織となり、また組織の微
細化が抑制されるため靱性が低下する。このため、冷却
速度は2.0 ℃/secを上限とした。また、緩冷却の冷却停
止温度が700 ℃を超えると、圧延後空冷材との組織差が
なく、500 ℃未満では、残留応力・残留歪が増大するた
め、緩冷却の冷却停止温度は700 〜500 ℃の範囲とし
た。
る。これにより、優れた強度・靱性が得られ、しかも強
度・靱性のばらつきや残留応力・残留歪が低減できる。
または、室温までの空冷に代えて、空冷より速い緩冷却
である、空冷冷却速度超〜2.0 ℃/secの範囲の冷却速度
で700 〜500 ℃まで冷却し、その後空冷してもよい。緩
冷却の冷却速度が2.0 ℃/secを超えると、VNの析出が抑
制されて、ベイナイト主体の組織となり、また組織の微
細化が抑制されるため靱性が低下する。このため、冷却
速度は2.0 ℃/secを上限とした。また、緩冷却の冷却停
止温度が700 ℃を超えると、圧延後空冷材との組織差が
なく、500 ℃未満では、残留応力・残留歪が増大するた
め、緩冷却の冷却停止温度は700 〜500 ℃の範囲とし
た。
【００２８】緩冷却における冷却方法は、フランジ外面
からの強制空冷、あるいはノズルを利用した気水冷が好
適である。さらに、上記冷却方法に加えて、フランジ内
面からＲ部を中心に強制空冷あるいはノズル気水冷を併
用してもよい。
からの強制空冷、あるいはノズルを利用した気水冷が好
適である。さらに、上記冷却方法に加えて、フランジ内
面からＲ部を中心に強制空冷あるいはノズル気水冷を併
用してもよい。
【００２９】
【実施例】転炉で溶製した表１に示す化学組成の鋼を、
連続鋳造により鋳片としたのち、熱間圧延により、表２
に示すサイズのＨ形鋼に圧延した。圧延後、室温まで空
冷するか、表２に示す冷却速度・冷却停止温度の冷却条
件で冷却したのち空冷し、常温まで冷却した。
連続鋳造により鋳片としたのち、熱間圧延により、表２
に示すサイズのＨ形鋼に圧延した。圧延後、室温まで空
冷するか、表２に示す冷却速度・冷却停止温度の冷却条
件で冷却したのち空冷し、常温まで冷却した。
【００３０】製造したＨ形鋼について、フランジB/4 部
において、板厚1/4 部（表層）および1/2 部より引張試
験片およびシャルピー衝撃試験片を採取し、引張および
衝撃特性について調査した。それらの結果を表２に示
す。
において、板厚1/4 部（表層）および1/2 部より引張試
験片およびシャルピー衝撃試験片を採取し、引張および
衝撃特性について調査した。それらの結果を表２に示
す。
【００３１】
【表１】
【００３２】
【表２】
【００３３】化学組成および冷却条件が本発明の範囲の
本発明例No.1〜No.4、No.7〜No.13では、フランジ厚40m
m以上の極厚Ｈ形鋼おいても、フランジ部表層、板厚1/2
部の強度・靱性のばらつきが少なく、しかも降伏応力
（YS）が358MPa以上、引張強さ（TS）が519MPa以上、0
℃におけるシャルピー吸収エネルギー（vE0 ）が139J
以上と高強度高靱性が得られている。さらに、本発明例
では、耐震性の指針となる降伏比（YR）が、68〜76％と
低く、十分な塑性変形能を有し耐震性に優れているとい
える。
本発明例No.1〜No.4、No.7〜No.13では、フランジ厚40m
m以上の極厚Ｈ形鋼おいても、フランジ部表層、板厚1/2
部の強度・靱性のばらつきが少なく、しかも降伏応力
（YS）が358MPa以上、引張強さ（TS）が519MPa以上、0
℃におけるシャルピー吸収エネルギー（vE0 ）が139J
以上と高強度高靱性が得られている。さらに、本発明例
では、耐震性の指針となる降伏比（YR）が、68〜76％と
低く、十分な塑性変形能を有し耐震性に優れているとい
える。
【００３４】これに対し、化学組成が本発明の範囲から
外れる比較例No.15 〜No.19 、TiまたはＶの添加がな
く、組織が粗大のため、いずれもvE0 が低い。また、化
学組成が本発明の範囲内で、圧延・冷却条件が本発明の
範囲から外れる比較例No.5、No.6は、強度・靱性のバラ
ンスが悪く、また、板厚方向の特性変化が大きくなって
いる。
外れる比較例No.15 〜No.19 、TiまたはＶの添加がな
く、組織が粗大のため、いずれもvE0 が低い。また、化
学組成が本発明の範囲内で、圧延・冷却条件が本発明の
範囲から外れる比較例No.5、No.6は、強度・靱性のバラ
ンスが悪く、また、板厚方向の特性変化が大きくなって
いる。
【００３５】Ｎ量、Ti＋Ｖ／Ｎ、Ar3 が本発明の範囲か
らはずれる比較例No.14 は、母材特性は優れているが、
溶接HAZ 部靱性（vE0 ）が20Ｊ未満であり、建築構造用
鋼としては不適である。比較例No.20 は、Mnが低く、靱
性は高いが、強度が低く、高強度Ｈ形鋼となっていな
い。
らはずれる比較例No.14 は、母材特性は優れているが、
溶接HAZ 部靱性（vE0 ）が20Ｊ未満であり、建築構造用
鋼としては不適である。比較例No.20 は、Mnが低く、靱
性は高いが、強度が低く、高強度Ｈ形鋼となっていな
い。
【００３６】
【発明の効果】本発明によれば、建築構造用柱材・梁材
としてこれまで製造が困難であった靱性と溶接性に優
れ、板厚方向の特性差の少ない高強度の極厚Ｈ形鋼が製
造できるという産業上有益な効果を奏する。
としてこれまで製造が困難であった靱性と溶接性に優
れ、板厚方向の特性差の少ない高強度の極厚Ｈ形鋼が製
造できるという産業上有益な効果を奏する。
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：0.05〜0.18％、Si：0.20
〜0.60％、Mn：1.00 〜2.00％、Ｐ：0.030 ％以下、
Ｓ：0.004 〜0.015 ％、Al：0.005 〜0.050 ％、Ｖ：0.
04〜0.15％、Ti：0.005 〜0.05％、Ｎ：0.0050〜0.0250
％を含み、かつ（Ｖ＋Ti）／Ｎが7.0 〜12.0で、さら
に、Cu：0.05〜0.60％、Ni：0.05〜0.60％、Nb：0.003
〜0.020 ％、Cr：0.05〜0.50％、Mo：0.02〜0.10％のう
ちから選ばれた１種または２種以上を含有し、残部Feお
よび不可避的不純物からなり、下記（１）式および下記
（２）式で定義されるAr3 点（℃）およびCeq （％）を
それぞれ740 〜775 ℃、0.36〜0.45％の範囲とした鋼素
材を、1050〜1350℃に加熱したのち、1150〜950 ℃の温
度範囲でフランジ部に圧下率／パスで5 〜10％の圧下を
累積圧下率で20％以上施し、室温まで空冷することを特
徴とする強度、靱性および溶接性に優れた極厚Ｈ形鋼の
製造方法。 記 Ar3 ＝910 −273 Ｃ＋25Si−74Mn−56Ni−16Cr−9Mo −5Cu −1620Nb…（１） Ceq ＝Ｃ＋Si/24 ＋Mn/6＋Ni/40 ＋Cr/5＋Mo/4＋Ｖ/14 ……（２） - 【請求項２】 重量％で、Ｃ：0.05〜0.18％、Si：0.20
〜0.60％、Mn：1.00 〜2.00％、Ｐ：0.030 ％以下、
Ｓ：0.004 〜0.015 ％、Al：0.005 〜0.050 ％、Ｖ：0.
04〜0.15％、Ti：0.005 〜0.05％、Ｎ：0.0050〜0.0250
％を含み、かつ（Ｖ＋Ti）／Ｎが7.0 〜12.0で、さら
に、Cu：0.05〜0.60％、Ni：0.05〜0.60％、Nb：0.003
〜0.020 ％、Cr：0.05〜0.50％、Mo：0.02〜0.10％のう
ちから選ばれた１種または２種以上およびＢ：0.0002〜
0.0020％、REM ：0.0010〜0.0200％、Ca：0.0010〜0.01
00％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、
残部Feおよび不可避的不純物からなり、下記（１）式お
よび下記（２）式で定義されるAr3 点（℃）およびCeq
（％）をそれぞれ740 〜775 ℃、0.36〜0.45％の範囲と
した鋼素材を、1050〜1350℃に加熱したのち、1150〜95
0 ℃の温度範囲でフランジ部に圧下率／パスで5 〜10％
の圧下を累積圧下率で20％以上施し、室温まで空冷する
ことを特徴とする強度、靱性および溶接性に優れた極厚
Ｈ形鋼の製造方法。 記 Ar3 ＝910 −273 Ｃ＋25Si−74Mn−56Ni−16Cr−9Mo −5Cu −1620Nb…（１） Ceq ＝Ｃ＋Si/24 ＋Mn/6＋Ni/40 ＋Cr/5＋Mo/4＋Ｖ/14 ……（２） - 【請求項３】 前記室温まで空冷するに代えて、空冷冷
却速度超〜2.0 ℃/secの範囲の冷却速度で700 〜500 ℃
まで冷却し、その後空冷することを特徴とする請求項１
または２記載の極厚Ｈ形鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22410796A JPH1068016A (ja) | 1996-08-26 | 1996-08-26 | 極厚ｈ形鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22410796A JPH1068016A (ja) | 1996-08-26 | 1996-08-26 | 極厚ｈ形鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1068016A true JPH1068016A (ja) | 1998-03-10 |
Family
ID=16808655
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP22410796A Pending JPH1068016A (ja) | 1996-08-26 | 1996-08-26 | 極厚ｈ形鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH1068016A (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH11256267A (ja) * | 1998-03-09 | 1999-09-21 | Kawasaki Steel Corp | 耐地震特性に優れた構造用鋼材およびその製造方法 |
| EP1035222A1 (en) * | 1999-03-10 | 2000-09-13 | Kawasaki Steel Corporation | Continuous casting slab suitable for the production of non-tempered high tensile steel material |
| CN102676922A (zh) * | 2012-05-11 | 2012-09-19 | 莱芜钢铁集团有限公司 | 低合金耐磨钢及其制造方法 |
| WO2012118275A3 (ko) * | 2011-03-03 | 2012-10-26 | 포항공과대학교 산학협력단 | 타워 플랜지용 합금 |
| KR101205144B1 (ko) | 2010-06-28 | 2012-11-26 | 현대제철 주식회사 | 건축구조용 ｈ형강 및 그 제조방법 |
| KR101301617B1 (ko) * | 2011-05-13 | 2013-09-12 | 주식회사 태웅 | 고강도 고인성 소재 및 이를 이용한 타워 플랜지 제조방법 |
| KR101455462B1 (ko) * | 2012-09-27 | 2014-10-28 | 현대제철 주식회사 | 타워플랜지 제조 방법 |
| WO2018117228A1 (ja) | 2016-12-21 | 2018-06-28 | 新日鐵住金株式会社 | Ｈ形鋼及びその製造方法 |
-
1996
- 1996-08-26 JP JP22410796A patent/JPH1068016A/ja active Pending
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