JPH11315341A - 靱性に優れた降伏強さが３２５ＭＰａ以上の極厚Ｈ形鋼 - Google Patents
靱性に優れた降伏強さが３２５ＭＰａ以上の極厚Ｈ形鋼Info
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- JPH11315341A JPH11315341A JP11025431A JP2543199A JPH11315341A JP H11315341 A JPH11315341 A JP H11315341A JP 11025431 A JP11025431 A JP 11025431A JP 2543199 A JP2543199 A JP 2543199A JP H11315341 A JPH11315341 A JP H11315341A
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Abstract
(57)【要約】
【課 題】 高強度でしかもフランジ部厚み中央のＺ方
向靱性に優れる極厚Ｈ形鋼を提供する。 【解決手段】 Ｃ：0.05〜0.18％、Si：0.60％以下、M
n：1.00〜1.80％、Ｐ：0.020 ％以下、Ｓ：0.004 ％未
満、Al：0.016 〜0.050 ％、Ｖ：0.04〜0.15％、Ｎ：0.
0070〜0.0200％を含み、かつCu：0.02〜0.60％、Ni：0.
02〜0.60％、Cr：0.02〜0.50％、Mo：0.01〜0.20％の１
種または２種以上を含み、かつＶ×Ｎ／Ｓ≧0.150 であ
り、かつ0.002 ≦ Ti ≦ 1.38 ×Ｎ−8.59×10-4を満た
す範囲のTiを含み、かつＣeq（＝Ｃ＋Si/24 ＋Mn/6＋Ni
/40 ＋Cr/5＋Mo/4＋Ｖ/14 ）が0.36〜0.45％の範囲にあ
り、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する
フランジ部厚み中央の靱性に優れた降伏強さが325MPa以
上の極厚Ｈ形鋼。
向靱性に優れる極厚Ｈ形鋼を提供する。 【解決手段】 Ｃ：0.05〜0.18％、Si：0.60％以下、M
n：1.00〜1.80％、Ｐ：0.020 ％以下、Ｓ：0.004 ％未
満、Al：0.016 〜0.050 ％、Ｖ：0.04〜0.15％、Ｎ：0.
0070〜0.0200％を含み、かつCu：0.02〜0.60％、Ni：0.
02〜0.60％、Cr：0.02〜0.50％、Mo：0.01〜0.20％の１
種または２種以上を含み、かつＶ×Ｎ／Ｓ≧0.150 であ
り、かつ0.002 ≦ Ti ≦ 1.38 ×Ｎ−8.59×10-4を満た
す範囲のTiを含み、かつＣeq（＝Ｃ＋Si/24 ＋Mn/6＋Ni
/40 ＋Cr/5＋Mo/4＋Ｖ/14 ）が0.36〜0.45％の範囲にあ
り、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する
フランジ部厚み中央の靱性に優れた降伏強さが325MPa以
上の極厚Ｈ形鋼。
Description
【０００１】本発明において、組成（化学組成）に関す
る％は、重量％を意味する。また、Ｌ方向は圧延方向、
Ｃ方向は圧延方向及び板厚方向に直角の方向、Ｚ方向は
板厚方向を意味する。
る％は、重量％を意味する。また、Ｌ方向は圧延方向、
Ｃ方向は圧延方向及び板厚方向に直角の方向、Ｚ方向は
板厚方向を意味する。
【０００２】
【発明の属する技術分野】本発明は、高層ビルの柱材、
梁材などの構造物に用いられる靱性に優れた、降伏強さ
（降伏点または耐力，ＹＳ）が325MPa以上の極厚Ｈ形
鋼、とくにフランジ厚が40mm以上でその厚み中央のＬ，
Ｃ，Ｚ方向のシャルピー吸収エネルギーが100J以上であ
る極厚Ｈ形鋼に関する。
梁材などの構造物に用いられる靱性に優れた、降伏強さ
（降伏点または耐力，ＹＳ）が325MPa以上の極厚Ｈ形
鋼、とくにフランジ厚が40mm以上でその厚み中央のＬ，
Ｃ，Ｚ方向のシャルピー吸収エネルギーが100J以上であ
る極厚Ｈ形鋼に関する。
【０００３】
【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に溶接構造用圧延鋼材として規定されているＳＭ４９
０鋼、ＳＭ５２０鋼、ＳＭ５７０鋼が多く用いられてい
る。近年のビルの高層化、巨大化に伴い使用されるＨ形
鋼は厚肉・高強度化の傾向にある。例えば、ＹＳが325M
Pa以上もしくは355MPa以上、降伏比（ＹＲ）80％以下
で、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に溶接構造用圧延鋼材として規定されているＳＭ４９
０鋼、ＳＭ５２０鋼、ＳＭ５７０鋼が多く用いられてい
る。近年のビルの高層化、巨大化に伴い使用されるＨ形
鋼は厚肉・高強度化の傾向にある。例えば、ＹＳが325M
Pa以上もしくは355MPa以上、降伏比（ＹＲ）80％以下
で、かつ高い靱性を有するＨ形鋼が要求されている。
【０００４】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、フランジ厚40mm以上の
Ｈ形鋼においては、ＹＳで325MPa以上もしくは355MPa以
上の高強度を得ることは困難である。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が生じていた。
ると強度は低下する傾向にあり、フランジ厚40mm以上の
Ｈ形鋼においては、ＹＳで325MPa以上もしくは355MPa以
上の高強度を得ることは困難である。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が生じていた。
【０００５】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％）がとられている。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があった。
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％）がとられている。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があった。
【０００６】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 Pr
ocess ）による製造が知られている。例えば、特公昭56
−35734 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後、空
冷して微細な低温変態組織を形成せしめるフランジ強化
Ｈ形鋼の製造方法が開示されている。また、特公昭58−
10422 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％以上の圧下を加え、フェライトを析
出させた後、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表面から急冷するた
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・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 Pr
ocess ）による製造が知られている。例えば、特公昭56
−35734 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後、空
冷して微細な低温変態組織を形成せしめるフランジ強化
Ｈ形鋼の製造方法が開示されている。また、特公昭58−
10422 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％以上の圧下を加え、フェライトを析
出させた後、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表面から急冷するた
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・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。
【０００７】また、特開平９−125140号公報には、一定
量のＳ（0.004 〜0.015 ％）とともにＶおよびＮを添加
することによって、圧延中およびその後の冷却中に析出
したVNのフェライト微細化効果が発揮され、優れた特性
を持つ極厚Ｈ形鋼が得られること、適切な再結晶域圧延
の条件と組み合わせることによりさらにその微細化効果
が高められることが示されている。しかし、この技術で
は、フェライト微細化効果を発揮するためにＶ、Ｎに加
えてＳ含有量を0.004 ％以上とする必要があるため、Mn
S が生成するために靱性の向上には限界があり、特にＺ
方向のシャルピー吸収エネルギーがまだ十分高くないと
いう問題があった。
量のＳ（0.004 〜0.015 ％）とともにＶおよびＮを添加
することによって、圧延中およびその後の冷却中に析出
したVNのフェライト微細化効果が発揮され、優れた特性
を持つ極厚Ｈ形鋼が得られること、適切な再結晶域圧延
の条件と組み合わせることによりさらにその微細化効果
が高められることが示されている。しかし、この技術で
は、フェライト微細化効果を発揮するためにＶ、Ｎに加
えてＳ含有量を0.004 ％以上とする必要があるため、Mn
S が生成するために靱性の向上には限界があり、特にＺ
方向のシャルピー吸収エネルギーがまだ十分高くないと
いう問題があった。
【０００８】また、特開平５−132716号公報には、Al，
Ti，Mn，Siにより構成される複合酸化物＋MnS ＋VNの複
合介在物を鋼中に分散し、粒内フェライトを生成するこ
とによって組織を微細化して靱性を向上させる技術が開
示されている。しかし、この方法では、酸化物粒子を微
細均一に分散させることが困難な場合があり、組織微細
化の効果が十分ではなく、優れたＺ方向靱性を得ること
は難しかった。
Ti，Mn，Siにより構成される複合酸化物＋MnS ＋VNの複
合介在物を鋼中に分散し、粒内フェライトを生成するこ
とによって組織を微細化して靱性を向上させる技術が開
示されている。しかし、この方法では、酸化物粒子を微
細均一に分散させることが困難な場合があり、組織微細
化の効果が十分ではなく、優れたＺ方向靱性を得ること
は難しかった。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】そこで、本発明は、高
強度で高靱性とくにフランジ部厚み中央のＺ方向靱性に
優れる極厚Ｈ形鋼を提供することを目的とする。
強度で高靱性とくにフランジ部厚み中央のＺ方向靱性に
優れる極厚Ｈ形鋼を提供することを目的とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】前記目的を達成するため
に、本発明では、Ｓ含有量を低減すること、Alを適量添
加すること及び後述のようにＶ、Ｎ、Tiを適量添加する
ことがポイントである。従来技術ではＳ量を低減するに
伴いVNの析出量も減少し、上記したようなVNによる組織
微細化効果を十分に発揮させることはできなかった。そ
こで、本発明者らは、Ｓ含有量を低減した際にもVNによ
る組織微細化効果を発揮させるために手段について種々
の実験・研究を行い、以下の知見を得た。 オーステナイト結晶粒の細粒化はVNの析出サイトで
ある結晶粒界面積を増大させることになり、組織微細化
に有効なVNの析出を促進する。オーステナイト結晶粒の
細粒化は、適量のTiの添加および再結晶域での圧延によ
って実現される。 鋼中に分散したTiN はVNの析出サイトとして機能す
ることによってVNの析出を促進する。VNの析出を促進す
る効果は、粒子径が50nm以下の微細なTiN にて顕著であ
り、100nm を超える粗大なTiN ではその効果は少ない。
そこで、平均TiN径を50nm以下に保ち、なるべく多数の
微細なTiN を分布させることが望ましい。 多数の微細なTiN を得るためにAlを適量添加するこ
とが効果的である。 上記、、の効果は、Ｖ，Ｎ，Ｓ，Ti，Alの添
加量を適正なバランスに保つことにより達成され、強
度、靱性、溶接性、および耐震性の良好な極厚Ｈ形鋼が
得られる。
に、本発明では、Ｓ含有量を低減すること、Alを適量添
加すること及び後述のようにＶ、Ｎ、Tiを適量添加する
ことがポイントである。従来技術ではＳ量を低減するに
伴いVNの析出量も減少し、上記したようなVNによる組織
微細化効果を十分に発揮させることはできなかった。そ
こで、本発明者らは、Ｓ含有量を低減した際にもVNによ
る組織微細化効果を発揮させるために手段について種々
の実験・研究を行い、以下の知見を得た。 オーステナイト結晶粒の細粒化はVNの析出サイトで
ある結晶粒界面積を増大させることになり、組織微細化
に有効なVNの析出を促進する。オーステナイト結晶粒の
細粒化は、適量のTiの添加および再結晶域での圧延によ
って実現される。 鋼中に分散したTiN はVNの析出サイトとして機能す
ることによってVNの析出を促進する。VNの析出を促進す
る効果は、粒子径が50nm以下の微細なTiN にて顕著であ
り、100nm を超える粗大なTiN ではその効果は少ない。
そこで、平均TiN径を50nm以下に保ち、なるべく多数の
微細なTiN を分布させることが望ましい。 多数の微細なTiN を得るためにAlを適量添加するこ
とが効果的である。 上記、、の効果は、Ｖ，Ｎ，Ｓ，Ti，Alの添
加量を適正なバランスに保つことにより達成され、強
度、靱性、溶接性、および耐震性の良好な極厚Ｈ形鋼が
得られる。
【００１１】本発明はかかる知見に基づいてなされたも
のであり、その要旨は、 Ｃ：0.05〜0.18％、 Si：0.60％以下、 Mn：1.00〜1.80％、 Ｐ：0.020 ％以下、 Ｓ：0.004 ％未満、 Al：0.016 〜0.050 ％、 Ｖ：0.04〜0.15％、 Ｎ：0.0070〜0.0200％、 を含み、かつ Cu：0.02〜0.60％、 Ni：0.02〜0.60％、 Cr：0.02〜0.50％、 Mo：0.01〜0.20％ の１種または２種以上を含み、かつＶ量およびＮ量が下
記(1) 式を満たす範囲にあり、かつ下記(2) 式を満たす
範囲のTiを含み、かつ下記(3) 式で定義されるＣeqが0.
36〜0.45％の範囲にあり、残部Feおよび不可避的不純物
からなる組成を有することを特徴とするフランジ部厚み
中央の靱性に優れた降伏強さが325MPa以上の極厚Ｈ形鋼
である。
のであり、その要旨は、 Ｃ：0.05〜0.18％、 Si：0.60％以下、 Mn：1.00〜1.80％、 Ｐ：0.020 ％以下、 Ｓ：0.004 ％未満、 Al：0.016 〜0.050 ％、 Ｖ：0.04〜0.15％、 Ｎ：0.0070〜0.0200％、 を含み、かつ Cu：0.02〜0.60％、 Ni：0.02〜0.60％、 Cr：0.02〜0.50％、 Mo：0.01〜0.20％ の１種または２種以上を含み、かつＶ量およびＮ量が下
記(1) 式を満たす範囲にあり、かつ下記(2) 式を満たす
範囲のTiを含み、かつ下記(3) 式で定義されるＣeqが0.
36〜0.45％の範囲にあり、残部Feおよび不可避的不純物
からなる組成を有することを特徴とするフランジ部厚み
中央の靱性に優れた降伏強さが325MPa以上の極厚Ｈ形鋼
である。
【００１２】 記 Ｖ×Ｎ／Ｓ≧ 0.150 (1) 0.002 ≦ Ti ≦ 1.38 ×Ｎ−8.59×10-4 (2) Ｃeq＝Ｃ＋Si/24 ＋Mn/6＋Ni/40 ＋Cr/5＋Mo/4＋Ｖ/14 (3) ここに、各式中の各元素記号には当該元素の鋼中含有量
（％）を代入する。
（％）を代入する。
【００１３】本発明では、必要に応じてさらに、REM ：
0.0010〜0.0200％、Ca：0.0005〜0.0100％の１種または
２種、および/ または、Ｂ：0.0001〜0.0020％を含むこ
とができる。
0.0010〜0.0200％、Ca：0.0005〜0.0100％の１種または
２種、および/ または、Ｂ：0.0001〜0.0020％を含むこ
とができる。
【００１４】
【発明の実施の形態】本発明の極厚Ｈ形鋼は、フランジ
部厚み中央でＹＳ325MPa以上、ＹＲ80％以下、０℃にお
けるシャルピー吸収エネルギー（vE0 ）が100J以上の特
性を具備する。ＹＳが325MPa未満では柱材としての強度
が不十分となり、ＹＲが80％を超えると耐震性が低下す
るという問題を生じ、vE0 が100J未満では脆性破壊が生
じやすくなるという問題がある。
部厚み中央でＹＳ325MPa以上、ＹＲ80％以下、０℃にお
けるシャルピー吸収エネルギー（vE0 ）が100J以上の特
性を具備する。ＹＳが325MPa未満では柱材としての強度
が不十分となり、ＹＲが80％を超えると耐震性が低下す
るという問題を生じ、vE0 が100J未満では脆性破壊が生
じやすくなるという問題がある。
【００１５】以下に本発明の極厚Ｈ形鋼が有する化学組
成の限定理由を説明する。 Ｃ：0.05〜0.18％ Ｃは強度を確保するために0.05％以上必要であるが、0.
18％を超えると母材靱性および溶接性が低下するので、
0.05〜0.18％に限定した。なお、好ましい範囲は、0.08
〜0.16％である。
成の限定理由を説明する。 Ｃ：0.05〜0.18％ Ｃは強度を確保するために0.05％以上必要であるが、0.
18％を超えると母材靱性および溶接性が低下するので、
0.05〜0.18％に限定した。なお、好ましい範囲は、0.08
〜0.16％である。
【００１６】Si：0.60％以下 Siは強度上昇に有効な元素であるが、0.60％を超えると
溶接ＨＡＺの靱性（以下、ＨＡＺ靱性と記す）を著しく
劣化させるので、0.60％以下に限定した。なお、0.10％
未満では強度上昇に効果が少なく、好ましくは0.10〜0.
60％である。 Mn：1.00％〜1.80％ Mnは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1.80％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＋べイナイトになり母材靱性が劣化するため、その
上限を1.80％とした。なお、好ましい範囲は1.20〜1.70
％である。
溶接ＨＡＺの靱性（以下、ＨＡＺ靱性と記す）を著しく
劣化させるので、0.60％以下に限定した。なお、0.10％
未満では強度上昇に効果が少なく、好ましくは0.10〜0.
60％である。 Mn：1.00％〜1.80％ Mnは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1.80％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＋べイナイトになり母材靱性が劣化するため、その
上限を1.80％とした。なお、好ましい範囲は1.20〜1.70
％である。
【００１７】Ｐ：0.020 ％以下 Ｐは母材靱性、ＨＡＺ靱性、耐溶接割れ性を低下させる
ので、極力低減するべき元素であり、上限を0.020 ％に
制限した。 Ｓ：0.004 ％未満 ＳはVNの析出を促進し、組織を微細にする作用がある
が、MnS の形成により延性、靱性を低下させるので0.00
4 ％未満に限定した。好ましくは0.001 ％以下である。
ので、極力低減するべき元素であり、上限を0.020 ％に
制限した。 Ｓ：0.004 ％未満 ＳはVNの析出を促進し、組織を微細にする作用がある
が、MnS の形成により延性、靱性を低下させるので0.00
4 ％未満に限定した。好ましくは0.001 ％以下である。
【００１８】Al：0.016 〜0.050 ％ Alは脱酸のため有効であるが、含有量が0.016 ％未満で
は十分な脱酸ができないためTi酸化物が生成し、後述の
Tiの効果が十分発揮できない。また、0.050 ％を超えて
含有しても脱酸効果は飽和するので、上限を0.050 ％に
制限した。 Ｖ：0.04〜0.15％ Ｖは圧延中または圧延後の冷却中に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なり結晶粒を微細
化する。また、Ｖは析出強化により母材強度を高める重
要な役割を持ち、母材の強度・靱性を確保するために不
可欠の元素である。これらの効果を発揮させるために
は、0.04％以上の含有が必要である。しかし、0.15％を
超えて含有すると、母材靱性および溶接性を大きく損な
うので、0.04〜0.15％の範囲に限定した。なお、好まし
い範囲は0.05〜0.12％である。
は十分な脱酸ができないためTi酸化物が生成し、後述の
Tiの効果が十分発揮できない。また、0.050 ％を超えて
含有しても脱酸効果は飽和するので、上限を0.050 ％に
制限した。 Ｖ：0.04〜0.15％ Ｖは圧延中または圧延後の冷却中に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なり結晶粒を微細
化する。また、Ｖは析出強化により母材強度を高める重
要な役割を持ち、母材の強度・靱性を確保するために不
可欠の元素である。これらの効果を発揮させるために
は、0.04％以上の含有が必要である。しかし、0.15％を
超えて含有すると、母材靱性および溶接性を大きく損な
うので、0.04〜0.15％の範囲に限定した。なお、好まし
い範囲は0.05〜0.12％である。
【００１９】Ｎ：0.0070〜0.0200％ ＮはＶと結合しVNとして母材の強度・靱性を高める。そ
のためには0.0070％以上の含有が必要であるが、0.0200
％を超えて含有すると、母材靱性および溶接性が大きく
低下するので、0.0070〜0.0200％の範囲に限定した。な
お、好ましい範囲は0.0070〜0.0160％である。
のためには0.0070％以上の含有が必要であるが、0.0200
％を超えて含有すると、母材靱性および溶接性が大きく
低下するので、0.0070〜0.0200％の範囲に限定した。な
お、好ましい範囲は0.0070〜0.0160％である。
【００２０】Cu：0.02〜0.60％、Ni：0.02〜0.60％、C
r：0.02〜0.50％、Mo：0.01〜0.20％の１種または２種
以上 Cu、Ni、Cr、Moはいずれも焼入性向上に有効な元素であ
り、強度増加のために添加する。このためには、Cu、N
i、Cr、Moはそれぞれ0.02％以上、0.02％以上、0.02％
以上、0.01％以上が必要となる。Cuは熱間加工性を劣化
させるため、Niを同時添加することが望ましい。Cuによ
る熱間加工性の悪化を補償するためにほぼ同量のNi含有
を必要とするが、0.60％を超えてNiを含有させると製造
コストが高くなりすぎるため、Cu、Niの上限は0.60％と
した。また、Cr、Moはそれぞれ0.50％、0.20％を超える
と溶接性や靱性を損なうので、これを上限とした。
r：0.02〜0.50％、Mo：0.01〜0.20％の１種または２種
以上 Cu、Ni、Cr、Moはいずれも焼入性向上に有効な元素であ
り、強度増加のために添加する。このためには、Cu、N
i、Cr、Moはそれぞれ0.02％以上、0.02％以上、0.02％
以上、0.01％以上が必要となる。Cuは熱間加工性を劣化
させるため、Niを同時添加することが望ましい。Cuによ
る熱間加工性の悪化を補償するためにほぼ同量のNi含有
を必要とするが、0.60％を超えてNiを含有させると製造
コストが高くなりすぎるため、Cu、Niの上限は0.60％と
した。また、Cr、Moはそれぞれ0.50％、0.20％を超える
と溶接性や靱性を損なうので、これを上限とした。
【００２１】 Ｖ×Ｎ／Ｓ≧ 0.150 (1) とくにＺ方向の靱性を向上させるためには、前述のＳ低
減と後述のTi添加と同時に、VN析出量増加のためＶ×Ｎ
の値を大きくすることが必要である。図１に示すよう
に、Ｓ量が多いかＶ×Ｎの値が小さくてＶ×Ｎ／Ｓの値
が0.150 未満のときには、MnS などの介在物の増加ある
いは析出VNによるフェライト微細化効果が十分でないこ
とによって、優れたＺ方向の靱性が得られないので、Ｖ
×Ｎ／Ｓの下限値を0.150 とした。
減と後述のTi添加と同時に、VN析出量増加のためＶ×Ｎ
の値を大きくすることが必要である。図１に示すよう
に、Ｓ量が多いかＶ×Ｎの値が小さくてＶ×Ｎ／Ｓの値
が0.150 未満のときには、MnS などの介在物の増加ある
いは析出VNによるフェライト微細化効果が十分でないこ
とによって、優れたＺ方向の靱性が得られないので、Ｖ
×Ｎ／Ｓの下限値を0.150 とした。
【００２２】図１は、Ｓ量を固定してＶまたはＮ添加量
を変えることによってＶ×Ｎ／Ｓの値を変化させたとき
の、Ｚ方向のシャルピー吸収エネルギーとフェライト結
晶粒度の変化を示すグラフである。Ｖ×Ｎ／Ｓが増加す
るにしたがって、フェライト結晶粒は微細化し、Ｚ方向
の靱性も向上することがわかる。しかし、Ｓ量を0.004
％以上とする従来技術では、フェライト細粒化は実現す
るもののＺ方向の靱性は十分でない。Ｓ＜0.004 ％にま
で低減し、AlとTiを適量添加し、かつＶ×Ｎ／Ｓの値を
0.150 ％以上とすることにより、高Ｓ材なみのフェライ
ト微細化が達成され、同時にＺ方向で100J以上の吸収エ
ネルギーも得られる。
を変えることによってＶ×Ｎ／Ｓの値を変化させたとき
の、Ｚ方向のシャルピー吸収エネルギーとフェライト結
晶粒度の変化を示すグラフである。Ｖ×Ｎ／Ｓが増加す
るにしたがって、フェライト結晶粒は微細化し、Ｚ方向
の靱性も向上することがわかる。しかし、Ｓ量を0.004
％以上とする従来技術では、フェライト細粒化は実現す
るもののＺ方向の靱性は十分でない。Ｓ＜0.004 ％にま
で低減し、AlとTiを適量添加し、かつＶ×Ｎ／Ｓの値を
0.150 ％以上とすることにより、高Ｓ材なみのフェライ
ト微細化が達成され、同時にＺ方向で100J以上の吸収エ
ネルギーも得られる。
【００２３】 0.002 ≦ Ti ≦ 1.38 ×Ｎ−8.59×10-4 (2) Tiは高温においても安定なTiN として微細分散し、圧延
加熱時のオーステナイト粒の粗大化を抑制するととも
に、圧延後のフェライト粒径を細かくする作用があり、
高強度・高靱性が確保できる。また、溶接加熱時にもオ
ーステナイト粒の粗大化を抑制し、溶接ＨＡＺにおいて
も細粒化が達成でき、優れたＨＡＺ靱性が得られる。さ
らに本発明においては、TiはVN析出を促進するために必
須の元素であり、同じくVN析出を促進する効果を有する
Ｓを低減した際には、十分量のVN析出を実現して細粒組
織を得るために不可欠である。これらの効果を発揮させ
るには、0.002 ％以上添加することが必要である。しか
し、（1.38×Ｎ−8.59×10-4）％を超えると、粗大なTi
N が増加してVN析出を促進する効果が小さくなってしま
い、また、VNを形成するための鋼中Ｎ量も不足するた
め、結果として十分な細粒組織が得られなくなってしま
う。このため、Ti量は (2)式を満たす範囲に制限した。
加熱時のオーステナイト粒の粗大化を抑制するととも
に、圧延後のフェライト粒径を細かくする作用があり、
高強度・高靱性が確保できる。また、溶接加熱時にもオ
ーステナイト粒の粗大化を抑制し、溶接ＨＡＺにおいて
も細粒化が達成でき、優れたＨＡＺ靱性が得られる。さ
らに本発明においては、TiはVN析出を促進するために必
須の元素であり、同じくVN析出を促進する効果を有する
Ｓを低減した際には、十分量のVN析出を実現して細粒組
織を得るために不可欠である。これらの効果を発揮させ
るには、0.002 ％以上添加することが必要である。しか
し、（1.38×Ｎ−8.59×10-4）％を超えると、粗大なTi
N が増加してVN析出を促進する効果が小さくなってしま
い、また、VNを形成するための鋼中Ｎ量も不足するた
め、結果として十分な細粒組織が得られなくなってしま
う。このため、Ti量は (2)式を満たす範囲に制限した。
【００２４】(3) 式で定義されるＣeq：0.36〜0.45％ Ｃeq＝Ｃ＋Si/24 ＋Mn/6＋Ni/40 ＋Cr/5＋Mo/4＋Ｖ/14 (3) Ｃeqが0.45％を超えると溶接割れ感受性が高くなるとと
もにＨＡＺ靱性が低下するが、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る。また、
この範囲にＣeqを保つことにより鋼の焼入性が最も適正
な範囲に調整され、VNによるフェライト核生成機能が発
揮されやすくなる。そこで、Ｃeqは0.36〜0.45％とし
た。
もにＨＡＺ靱性が低下するが、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る。また、
この範囲にＣeqを保つことにより鋼の焼入性が最も適正
な範囲に調整され、VNによるフェライト核生成機能が発
揮されやすくなる。そこで、Ｃeqは0.36〜0.45％とし
た。
【００２５】REM ：0.0010〜0.0200％、Ca：0.0005〜0.
0100％の１種または２種 REM またはCaは高温においても安定な介在物（酸化物、
硫化物）として微細分散し、圧延加熱時のオーステナイ
ト粒の粗大化を抑制するとともに、圧延後のフェライト
粒径を細かくする作用があり、高強度・高靱性が確保で
きる。また、溶接加熱時にもオーステナイト粒の粗大化
を抑制し、溶接ＨＡＺにおいても細粒化が達成でき、優
れたＨＡＺ靱性が得られる。この効果を発揮させるに
は、それぞれ0.0010％以上、0.0005％以上が必要である
が、0.0200％、0.0100％を超えると鋼の清浄性および靱
性が低下する。そこで、REM 、Ca添加量はそれぞれ0.00
10〜0.0200％、0.0005〜0.0100％とした。
0100％の１種または２種 REM またはCaは高温においても安定な介在物（酸化物、
硫化物）として微細分散し、圧延加熱時のオーステナイ
ト粒の粗大化を抑制するとともに、圧延後のフェライト
粒径を細かくする作用があり、高強度・高靱性が確保で
きる。また、溶接加熱時にもオーステナイト粒の粗大化
を抑制し、溶接ＨＡＺにおいても細粒化が達成でき、優
れたＨＡＺ靱性が得られる。この効果を発揮させるに
は、それぞれ0.0010％以上、0.0005％以上が必要である
が、0.0200％、0.0100％を超えると鋼の清浄性および靱
性が低下する。そこで、REM 、Ca添加量はそれぞれ0.00
10〜0.0200％、0.0005〜0.0100％とした。
【００２６】Ｂ：0.0001〜0.0020％ Ｂは圧延中あるいはその後の冷却中にBNとして析出し、
圧延後のフェライト粒を細かくするが、その効果は0.00
01％以上で得られる。しかし、0.0020％を超えると靱性
が低下するので、0.0001〜0.0020％に限定した。本発明
の極厚Ｈ形鋼は、上記組成を有する素材を1050〜1350℃
に加熱後、1100〜950 ℃の温度範囲でフランジに対する
圧下率／パス５〜10％、累積圧下率20％以上として圧延
し、引き続き室温まで空冷するかあるいは緩冷却−高温
冷停後室温まで空冷することにより製造するのが好まし
い。これにより、極厚Ｈ形鋼のミクロ組織を、結晶粒度
（JIS G 0552準拠）６番以上の微細なフェライト＋パー
ライト組織またはフェライト＋パーライト＋べイナイト
組織（フェライト面積率50〜90％）にすることができ、
この極厚Ｈ形鋼に本項頭記の特性を安定して付与するこ
とができる。
圧延後のフェライト粒を細かくするが、その効果は0.00
01％以上で得られる。しかし、0.0020％を超えると靱性
が低下するので、0.0001〜0.0020％に限定した。本発明
の極厚Ｈ形鋼は、上記組成を有する素材を1050〜1350℃
に加熱後、1100〜950 ℃の温度範囲でフランジに対する
圧下率／パス５〜10％、累積圧下率20％以上として圧延
し、引き続き室温まで空冷するかあるいは緩冷却−高温
冷停後室温まで空冷することにより製造するのが好まし
い。これにより、極厚Ｈ形鋼のミクロ組織を、結晶粒度
（JIS G 0552準拠）６番以上の微細なフェライト＋パー
ライト組織またはフェライト＋パーライト＋べイナイト
組織（フェライト面積率50〜90％）にすることができ、
この極厚Ｈ形鋼に本項頭記の特性を安定して付与するこ
とができる。
【００２７】この好ましい圧延および冷却条件は次に述
べる理由による。 加熱温度：1050〜1350℃ 熱間圧延の加熱温度（圧延加熱温度）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
定の寸法形状が得られ難い。また、1350℃を超える温度
に加熱すると素材の結晶粒が極度に粗大化し、その後の
圧延によっても微細化し難いため、圧延加熱温度は1050
〜1350℃の範囲とした。
べる理由による。 加熱温度：1050〜1350℃ 熱間圧延の加熱温度（圧延加熱温度）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
定の寸法形状が得られ難い。また、1350℃を超える温度
に加熱すると素材の結晶粒が極度に粗大化し、その後の
圧延によっても微細化し難いため、圧延加熱温度は1050
〜1350℃の範囲とした。
【００２８】圧延温度および圧下率：1100〜950 ℃の温
度範囲でフランジに対する圧下率／パス５〜10％、累積
圧下率20％以上 顕著な細粒化を達成するには、VNの細粒化効果に加えて
圧延による細粒化を組み合わせることが望ましい。具体
的には、1100〜950 ℃の温度範囲でフランジを圧下率／
パス５〜10％、累積圧下率20％以上で圧下する。すなわ
ち、部分再結晶に必要な圧下率／パス５〜10％の圧下を
繰り返して累積圧下率20％以上の加工量を付与すること
によって再結晶細粒化が達成でき、VNの析出も促進でき
る。再結晶細粒化という面では圧下率／パスは大きいほ
ど好ましいが、その反面、変形抵抗が増し、寸法・形状
精度が低下するという弊害があるため５〜10％の軽圧下
率範囲が良い。圧延温度、圧下率／パス、累積圧下率が
上記範囲を外れるとVNによる細粒化効果が十分発揮でき
ない。
度範囲でフランジに対する圧下率／パス５〜10％、累積
圧下率20％以上 顕著な細粒化を達成するには、VNの細粒化効果に加えて
圧延による細粒化を組み合わせることが望ましい。具体
的には、1100〜950 ℃の温度範囲でフランジを圧下率／
パス５〜10％、累積圧下率20％以上で圧下する。すなわ
ち、部分再結晶に必要な圧下率／パス５〜10％の圧下を
繰り返して累積圧下率20％以上の加工量を付与すること
によって再結晶細粒化が達成でき、VNの析出も促進でき
る。再結晶細粒化という面では圧下率／パスは大きいほ
ど好ましいが、その反面、変形抵抗が増し、寸法・形状
精度が低下するという弊害があるため５〜10％の軽圧下
率範囲が良い。圧延温度、圧下率／パス、累積圧下率が
上記範囲を外れるとVNによる細粒化効果が十分発揮でき
ない。
【００２９】圧延後冷却：室温まで空冷、または緩冷却
−高温冷停後室温まで空冷 圧延後、室温まで空冷することによって、強度・靱性ば
らつき及び歪発生の防止ができる。また、低いＣeqで高
い強度を得る場合やフランジの厚みが厚い場合には、圧
延後に材料を水冷する等して空冷よりも速い冷却速度で
圧延後の高温域を経過させ、その後空冷する「緩冷却−
高温冷停」を行ってもよい。この「緩冷却−高温冷停」
とは、冷却速度：0.2 〜2.0 ℃/s、冷却停止温度：700
〜550 ℃なる冷却を指す。冷却速度が0.2 ℃/s未満で
は、所定の強度を確保することが困難となるため、ま
た、2.0 ℃/sを超えるとべイナイト組織になり靱性が劣
化するため、緩冷却の冷却速度は0.2 〜2.0 ℃/sの範囲
が良い。なお、板厚内の均質性の観点から、より好まし
い範囲は0.2 〜1.5 ℃/sである。さらに、冷却停止温度
が700 ℃を超えると加速冷却の効果がなくなり、550 ℃
未満では組織がべイナイト組織となりやすく靱性が劣化
するため、緩冷却の冷却停止温度は700 〜550 ℃の範囲
が良い。
−高温冷停後室温まで空冷 圧延後、室温まで空冷することによって、強度・靱性ば
らつき及び歪発生の防止ができる。また、低いＣeqで高
い強度を得る場合やフランジの厚みが厚い場合には、圧
延後に材料を水冷する等して空冷よりも速い冷却速度で
圧延後の高温域を経過させ、その後空冷する「緩冷却−
高温冷停」を行ってもよい。この「緩冷却−高温冷停」
とは、冷却速度：0.2 〜2.0 ℃/s、冷却停止温度：700
〜550 ℃なる冷却を指す。冷却速度が0.2 ℃/s未満で
は、所定の強度を確保することが困難となるため、ま
た、2.0 ℃/sを超えるとべイナイト組織になり靱性が劣
化するため、緩冷却の冷却速度は0.2 〜2.0 ℃/sの範囲
が良い。なお、板厚内の均質性の観点から、より好まし
い範囲は0.2 〜1.5 ℃/sである。さらに、冷却停止温度
が700 ℃を超えると加速冷却の効果がなくなり、550 ℃
未満では組織がべイナイト組織となりやすく靱性が劣化
するため、緩冷却の冷却停止温度は700 〜550 ℃の範囲
が良い。
【００３０】
【実施例】表１に示す化学組成、ＣeqをもつＡ鋼〜Ｖ鋼
を、1120〜1320℃に加熱後、表２〜表５に示す種々の条
件で圧延・冷却し、フランジ厚60〜100mm の極厚Ｈ形鋼
を製造した。各極厚Ｈ形鋼のフランジ幅の1/4 部位ある
いは3/4 部位で、フランジ部厚み中央（1/2t）からＬ，
Ｃ，Ｚ各方向の、またフランジ部表面下10mm部位からＬ
方向のみの、JIS4号引張試験片およびJIS4号衝撃試験片
を採取し、機械的性質を調査した結果を表２〜表５に示
す。
を、1120〜1320℃に加熱後、表２〜表５に示す種々の条
件で圧延・冷却し、フランジ厚60〜100mm の極厚Ｈ形鋼
を製造した。各極厚Ｈ形鋼のフランジ幅の1/4 部位ある
いは3/4 部位で、フランジ部厚み中央（1/2t）からＬ，
Ｃ，Ｚ各方向の、またフランジ部表面下10mm部位からＬ
方向のみの、JIS4号引張試験片およびJIS4号衝撃試験片
を採取し、機械的性質を調査した結果を表２〜表５に示
す。
【００３１】表２〜表５より、組成、Ｃeqが本発明範囲
にある本発明例の極厚Ｈ形鋼（Ａ鋼〜Ｋ鋼）は、Ｌ，Ｃ
およびＺ方向の靱性がvE0 で100J以上と優れており、Ｌ
方向およびＣ方向の靱性差は少ない。また、表層部と板
厚中心部との強度差も少なく、ＹＳで325MPa以上の高強
度を有し、しかもＹＲは80％以下となっている。なお、
圧延・冷却条件が前記好適範囲にある場合は、特に良好
な強度・靱性が得られている。
にある本発明例の極厚Ｈ形鋼（Ａ鋼〜Ｋ鋼）は、Ｌ，Ｃ
およびＺ方向の靱性がvE0 で100J以上と優れており、Ｌ
方向およびＣ方向の靱性差は少ない。また、表層部と板
厚中心部との強度差も少なく、ＹＳで325MPa以上の高強
度を有し、しかもＹＲは80％以下となっている。なお、
圧延・冷却条件が前記好適範囲にある場合は、特に良好
な強度・靱性が得られている。
【００３２】比較例の極厚Ｈ形鋼（Ｌ鋼〜Ｖ鋼）は、Ｃ
eq、Ｎ量、Ｖ量、Ｖ×Ｎ／Ｓ、Ti量、Ｓ量、Al量のいず
れかが本発明範囲を外れるため、全般的にvE0 が低く、
ＹＲが80％超と高いものや、強度が低いものもある。例
えば、Ｑ鋼ではＳ量が高いため、Ｒ鋼ではＶ量が低いた
め、Ｔ鋼ではＮ量が低いため、Ｖ×Ｎ／Ｓの値が0.150
％未満となっており、Ｃ方向およびＺ方向の靱性が低
い。また、Ｎ鋼ではＶ、ＮおよびＳの量はそれぞれ本発
明の範囲内だが、Ｖ×Ｎ／Ｓの値が0.150 ％未満となっ
ているため、組織微細化と介在物の低減が十分でなく、
Ｃ方向およびＺ方向の靱性を改善するに至っていない。
また、Ｏ鋼ではTiが(2) 式の上限よりも多いため、VNの
効果が発揮されなくなり、強度が低くＺ方向の靱性も十
分でない。また、Ｓ鋼ではAl量が本発明範囲より少ない
ため結果的にVNの効果が発揮されておらず靱性が十分で
ない。
eq、Ｎ量、Ｖ量、Ｖ×Ｎ／Ｓ、Ti量、Ｓ量、Al量のいず
れかが本発明範囲を外れるため、全般的にvE0 が低く、
ＹＲが80％超と高いものや、強度が低いものもある。例
えば、Ｑ鋼ではＳ量が高いため、Ｒ鋼ではＶ量が低いた
め、Ｔ鋼ではＮ量が低いため、Ｖ×Ｎ／Ｓの値が0.150
％未満となっており、Ｃ方向およびＺ方向の靱性が低
い。また、Ｎ鋼ではＶ、ＮおよびＳの量はそれぞれ本発
明の範囲内だが、Ｖ×Ｎ／Ｓの値が0.150 ％未満となっ
ているため、組織微細化と介在物の低減が十分でなく、
Ｃ方向およびＺ方向の靱性を改善するに至っていない。
また、Ｏ鋼ではTiが(2) 式の上限よりも多いため、VNの
効果が発揮されなくなり、強度が低くＺ方向の靱性も十
分でない。また、Ｓ鋼ではAl量が本発明範囲より少ない
ため結果的にVNの効果が発揮されておらず靱性が十分で
ない。
【００３３】次に、溶接割れ感受性を評価するため、JI
S Z 3158に規定されるｙ型溶接割れ試験を行った。この
試験は、本発明例からＡ鋼，Ｄ鋼，Ｈ鋼および比較例か
らＬ鋼，Ｎ鋼を選んでフランジから板厚50×長さ200 ×
幅150(mm) の試験片を切り出し、高張力鋼用被覆アーク
溶接棒を用いて溶接電流170A，溶接電圧24V ，溶接速度
150mm/min ，溶接予熱温度50℃の条件にて行った。その
結果、比較例であるＬ鋼，Ｎ鋼には割れが発生したが、
本発明例であるＡ鋼，Ｄ鋼，Ｈ鋼には割れが発生しなか
った。
S Z 3158に規定されるｙ型溶接割れ試験を行った。この
試験は、本発明例からＡ鋼，Ｄ鋼，Ｈ鋼および比較例か
らＬ鋼，Ｎ鋼を選んでフランジから板厚50×長さ200 ×
幅150(mm) の試験片を切り出し、高張力鋼用被覆アーク
溶接棒を用いて溶接電流170A，溶接電圧24V ，溶接速度
150mm/min ，溶接予熱温度50℃の条件にて行った。その
結果、比較例であるＬ鋼，Ｎ鋼には割れが発生したが、
本発明例であるＡ鋼，Ｄ鋼，Ｈ鋼には割れが発生しなか
った。
【００３４】
【表１】
【００３５】
【表２】
【００３６】
【表３】
【００３７】
【表４】
【００３８】
【表５】
【００３９】
【発明の効果】かくして本発明によれば、建築構造物用
柱材、梁材としてこれまで製造が困難であった、フラン
ジ部厚み中央の衝撃靱性と溶接性に優れ板厚方向の強度
ばらつきが小さい高強度の極厚Ｈ形鋼が製造できるよう
になるという産業上有益な効果を奏する。
柱材、梁材としてこれまで製造が困難であった、フラン
ジ部厚み中央の衝撃靱性と溶接性に優れ板厚方向の強度
ばらつきが小さい高強度の極厚Ｈ形鋼が製造できるよう
になるという産業上有益な効果を奏する。
【図１】Ｓ量を固定してＶまたはＮ添加量を変えること
によってＶ×Ｎ／Ｓの値を変化させたときの、Ｚ方向シ
ャルピー吸収エネルギーとフェライト結晶粒度の変化を
示すグラフである。
によってＶ×Ｎ／Ｓの値を変化させたときの、Ｚ方向シ
ャルピー吸収エネルギーとフェライト結晶粒度の変化を
示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 川端 文丸 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 (72)発明者 天野 虔一 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内
Claims (3)
- 【請求項１】 Ｃ：0.05〜0.18％、 Si：0.60％以下、 Mn：1.00〜1.80％、 Ｐ：0.020 ％以下、 Ｓ：0.004 ％未満、 Al：0.016 〜0.050 ％、 Ｖ：0.04〜0.15％、 Ｎ：0.0070〜0.0200％、 を含み、かつ Cu：0.02〜0.60％、 Ni：0.02〜0.60％、 Cr：0.02〜0.50％、 Mo：0.01〜0.20％ の１種または２種以上を含み、かつＶ量およびＮ量が下
記(1) 式を満たす範囲にあり、かつ下記(2) 式を満たす
範囲のTiを含み、かつ下記(3) 式で定義されるＣeqが0.
36〜0.45％の範囲にあり、残部Feおよび不可避的不純物
からなる組成を有することを特徴とするフランジ部厚み
中央の靱性に優れた降伏強さが325MPa以上の極厚Ｈ形
鋼。 記 Ｖ×Ｎ／Ｓ≧ 0.150 (1) 0.002 ≦ Ti ≦ 1.38 ×Ｎ−8.59×10-4 (2) Ｃeq＝Ｃ＋Si/24 ＋Mn/6＋Ni/40 ＋Cr/5＋Mo/4＋Ｖ/14 (3) ここに、各式中の各元素記号には当該元素の鋼中含有量
（％）を代入する。 - 【請求項２】 さらに、REM ：0.0010〜0.0200％、Ca：
0.0005〜0.0100％の１種または２種を含む請求項１に記
載の極厚Ｈ形鋼。 - 【請求項３】 さらに、Ｂ：0.0001〜0.0020％を含む請
求項１または２に記載の極厚Ｈ形鋼。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5398498 | 1998-03-05 | ||
| JP10-53984 | 1998-03-05 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11315341A true JPH11315341A (ja) | 1999-11-16 |
| JP3509603B2 JP3509603B2 (ja) | 2004-03-22 |
Family
ID=12957898
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP02543199A Expired - Fee Related JP3509603B2 (ja) | 1998-03-05 | 1999-02-02 | 靱性に優れた降伏強さが３２５ＭＰａ以上の極厚Ｈ形鋼 |
Country Status (7)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US6007644A (ja) |
| EP (1) | EP0940477B1 (ja) |
| JP (1) | JP3509603B2 (ja) |
| KR (1) | KR100343052B1 (ja) |
| DE (1) | DE69908450T2 (ja) |
| SG (1) | SG82604A1 (ja) |
| TW (1) | TW454041B (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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