JP2579842B2 - 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 - Google Patents
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Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、建造物の構造部材とし
て用いられる靱性の優れた圧延形鋼の製造方法に関する
ものである。
て用いられる靱性の優れた圧延形鋼の製造方法に関する
ものである。
【０００２】
【従来の技術】建築物の超高層化、安全基準の厳格化な
どから、柱用に用いられる鋼材、例えば特に板厚の大き
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、高靱性化、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。こ
の熱処理方法では熱処理コストの付加、生産効率の低下
など大幅なコスト上昇を招き、経済性の観点から問題が
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てきた。
どから、柱用に用いられる鋼材、例えば特に板厚の大き
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、高靱性化、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。こ
の熱処理方法では熱処理コストの付加、生産効率の低下
など大幅なコスト上昇を招き、経済性の観点から問題が
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てきた。
【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エブ、フランジ、
フランジとウェブの接点部（以下フィレット部と称す
る）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、強度、延性、靱性がバラツキ、例
えば溶接構造用圧延鋼材（ＪＩＳ Ｇ３１０６）等の基
準に満たない部位が生じる。特に極厚Ｈ形鋼を連続鋳造
スラブを素材として圧延する場合には、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し、厚鋼板分野で行われて
いる制御圧延法によっても細粒化効果はほとんど期待で
きない。
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エブ、フランジ、
フランジとウェブの接点部（以下フィレット部と称す
る）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、強度、延性、靱性がバラツキ、例
えば溶接構造用圧延鋼材（ＪＩＳ Ｇ３１０６）等の基
準に満たない部位が生じる。特に極厚Ｈ形鋼を連続鋳造
スラブを素材として圧延する場合には、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し、厚鋼板分野で行われて
いる制御圧延法によっても細粒化効果はほとんど期待で
きない。
【０００４】一方、厚鋼板分野ではＶＮの析出効果を利
用し、高強度・高靱性鋼を製造する、例えば特公昭６２
−５０５４８号公報、特公昭６２−５４８６２号公報に
開示された技術が提案されているが、この厚板での従来
技術では溶鋼をＡｌ脱酸しているため、粒内フェライト
生成核として組織の微細化に効果を持つ微細なＴｉ酸化
物、〔Ｍｎ・Ｓｉ〕酸化物などが生成せず、また従来の
連続鋳造法で溶製すると、スラブ中央部において酸化物
個数が減少し、形鋼の全断面内の特にフィレット部の靱
性を向上させるために必要な酸化物個数を得られない場
合が生じた。
用し、高強度・高靱性鋼を製造する、例えば特公昭６２
−５０５４８号公報、特公昭６２−５４８６２号公報に
開示された技術が提案されているが、この厚板での従来
技術では溶鋼をＡｌ脱酸しているため、粒内フェライト
生成核として組織の微細化に効果を持つ微細なＴｉ酸化
物、〔Ｍｎ・Ｓｉ〕酸化物などが生成せず、また従来の
連続鋳造法で溶製すると、スラブ中央部において酸化物
個数が減少し、形鋼の全断面内の特にフィレット部の靱
性を向上させるために必要な酸化物個数を得られない場
合が生じた。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、適正な予備
脱酸処理を行い、溶鋼の高清浄化、溶存酸素濃度の制御
と凝固直前に脱酸元素をモールド添加する方法を用い
て、多数の微細な酸化物を分散させることにより、上述
したような形鋼特有の圧延条件下においても、オーステ
ナイト粒内から粒内フェライト（以下、ＩＧＦと称す）
を生成させ、ミクロ組織の細粒化により、降伏強度（Ｙ
Ｐ）が３５kgf ／mm2 以上で引張強度（ＴＳ）５０kgf
／mm2 以上の高強度で、且つ０℃における母材および溶
接部の２mmＶノッチシャルピー値が３．５kgf-m 以上の
機械特性を有する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を提供する
ことを目的とするものである。
脱酸処理を行い、溶鋼の高清浄化、溶存酸素濃度の制御
と凝固直前に脱酸元素をモールド添加する方法を用い
て、多数の微細な酸化物を分散させることにより、上述
したような形鋼特有の圧延条件下においても、オーステ
ナイト粒内から粒内フェライト（以下、ＩＧＦと称す）
を生成させ、ミクロ組織の細粒化により、降伏強度（Ｙ
Ｐ）が３５kgf ／mm2 以上で引張強度（ＴＳ）５０kgf
／mm2 以上の高強度で、且つ０℃における母材および溶
接部の２mmＶノッチシャルピー値が３．５kgf-m 以上の
機械特性を有する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を提供する
ことを目的とするものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明は、圧延冷却途上
のオーステナイト相からのフェライト変態時にオーステ
ナイト粒内にＩＧＦを生成させ、ミクロ組織を細粒化す
る方法により、高能率で製造コストの安価な形鋼の製造
が可能であると言う知見に基づき前記課題を解決したも
ので、その要旨とするところは下記の通りである。
のオーステナイト相からのフェライト変態時にオーステ
ナイト粒内にＩＧＦを生成させ、ミクロ組織を細粒化す
る方法により、高能率で製造コストの安価な形鋼の製造
が可能であると言う知見に基づき前記課題を解決したも
ので、その要旨とするところは下記の通りである。
【０００７】（１）溶鉄に真空脱ガス処理および脱酸元
素Ａｌ，Ｓｉ，Ｃａ，Ｍｇの単独かそれらの合金併用添
加による予備脱酸処理を施し、溶存酸素を重量％で０．
００３〜０．０１５％に溶製後、合金添加により、重量
％でＣ：０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．
５０％、Ｍｎ：０．８〜１．８％、Ｖ：０．０５〜０．
２０％、Ｎ：０．００６〜０．０１５％、Ａｌ≦０．０
０５％を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる
溶鋼に調整し、さらに連続鋳造モールド内の溶鋼中にＴ
ｉ−Ｃｕ、Ｔｉ−Ｎｉ、Ｔｉ−Ｆｅ合金のいずれかを連
続添加して最終脱酸し、重量％でＴｉ：０．００５〜
０．０３０％を含有させると共に、粒子径が０．１〜
３．０μｍの範囲内にあるＴｉを含む酸化物と該酸化物
とＴｉＮ、ＭｎＳの複合析出物粒子の合計が４０〜３０
０個／ｍｍ2 を含有する鋳片に鋳造し、該鋳片を１１０
０〜１３００℃の温度域に再加熱後、熱間圧延を行い、
７５０〜１０５０℃の温度範囲で圧延を終了し、かくし
て前記圧延条件下において前記酸化物粒子を核にしたＭ
ｎＳ、ＴｉＮ、ＶＮの複合析出によるオーステナイト粒
内からの粒内フェライトの生成によりミクロ組織を細粒
化させることを特徴とする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。
素Ａｌ，Ｓｉ，Ｃａ，Ｍｇの単独かそれらの合金併用添
加による予備脱酸処理を施し、溶存酸素を重量％で０．
００３〜０．０１５％に溶製後、合金添加により、重量
％でＣ：０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．
５０％、Ｍｎ：０．８〜１．８％、Ｖ：０．０５〜０．
２０％、Ｎ：０．００６〜０．０１５％、Ａｌ≦０．０
０５％を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる
溶鋼に調整し、さらに連続鋳造モールド内の溶鋼中にＴ
ｉ−Ｃｕ、Ｔｉ−Ｎｉ、Ｔｉ−Ｆｅ合金のいずれかを連
続添加して最終脱酸し、重量％でＴｉ：０．００５〜
０．０３０％を含有させると共に、粒子径が０．１〜
３．０μｍの範囲内にあるＴｉを含む酸化物と該酸化物
とＴｉＮ、ＭｎＳの複合析出物粒子の合計が４０〜３０
０個／ｍｍ2 を含有する鋳片に鋳造し、該鋳片を１１０
０〜１３００℃の温度域に再加熱後、熱間圧延を行い、
７５０〜１０５０℃の温度範囲で圧延を終了し、かくし
て前記圧延条件下において前記酸化物粒子を核にしたＭ
ｎＳ、ＴｉＮ、ＶＮの複合析出によるオーステナイト粒
内からの粒内フェライトの生成によりミクロ組織を細粒
化させることを特徴とする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。
【０００８】（２）溶鉄に真空脱ガス処理および脱酸元
素Ａｌ，Ｓｉ，Ｃａ，Ｍｇの単独かそれらの合金併用添
加による予備脱酸処理を施し、溶存酸素を重量％で０．
００３〜０．０１５％に溶製後、合金添加により、重量
％でＣ：０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．
５０％、Ｍｎ：０．８〜１．８％、Ｖ：０．０５〜０．
２０％、Ｎ：０．００６〜０．０１５％、Ａｌ≦０．０
０５％を含み、加えて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に調整し、さらに連続鋳造モール
ド内の溶鋼中にＴｉ−Ｃｕ、Ｔｉ−Ｎｉ、Ｔｉ−Ｆｅ合
金のいずれかを連続添加して最終脱酸し、重量％でＴ
ｉ：０．００５〜０．０３０％を含有させると共に、粒
子径が０．１〜３．０μｍの範囲内にあるＴｉを含む酸
化物と該酸化物とＴｉＮ、ＭｎＳの複合析出物粒子の合
計が４０〜３００個／ｍｍ2 を含有する鋳片に鋳造し、
該鋳片を１１００〜１３００℃の温度域に再加熱後、熱
間圧延を行い、７５０〜１０５０℃の温度範囲で圧延を
終了し、かくして前記圧延条件下において前記酸化物粒
子を核にしたＭｎＳ、ＴｉＮ、ＶＮの複合析出によるオ
ーステナイト粒内からの粒内フェライトの生成によりミ
クロ組織を細粒化させることを特徴とする圧延ままで靱
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。
素Ａｌ，Ｓｉ，Ｃａ，Ｍｇの単独かそれらの合金併用添
加による予備脱酸処理を施し、溶存酸素を重量％で０．
００３〜０．０１５％に溶製後、合金添加により、重量
％でＣ：０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．
５０％、Ｍｎ：０．８〜１．８％、Ｖ：０．０５〜０．
２０％、Ｎ：０．００６〜０．０１５％、Ａｌ≦０．０
０５％を含み、加えて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に調整し、さらに連続鋳造モール
ド内の溶鋼中にＴｉ−Ｃｕ、Ｔｉ−Ｎｉ、Ｔｉ−Ｆｅ合
金のいずれかを連続添加して最終脱酸し、重量％でＴ
ｉ：０．００５〜０．０３０％を含有させると共に、粒
子径が０．１〜３．０μｍの範囲内にあるＴｉを含む酸
化物と該酸化物とＴｉＮ、ＭｎＳの複合析出物粒子の合
計が４０〜３００個／ｍｍ2 を含有する鋳片に鋳造し、
該鋳片を１１００〜１３００℃の温度域に再加熱後、熱
間圧延を行い、７５０〜１０５０℃の温度範囲で圧延を
終了し、かくして前記圧延条件下において前記酸化物粒
子を核にしたＭｎＳ、ＴｉＮ、ＶＮの複合析出によるオ
ーステナイト粒内からの粒内フェライトの生成によりミ
クロ組織を細粒化させることを特徴とする圧延ままで靱
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。
【０００９】
【作用】以下、本発明について詳細に説明する。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、高靱性化は
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。
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、高靱性化は
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。
【００１０】一般的には鋼の高強度化により靱性は低下
し、高強度化と高靱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。本発明の特徴は製鋼工程における脱酸を制御するこ
とにより、鋼中に微細な酸化物、硫化物、窒化物などを
分散させ、形鋼の圧延時の制約条件のもとで圧延母材お
よび溶接材の溶接熱影響部において、その析出物を核に
粒内フェライトを生成させ、上記の結晶の細粒化を行
い、母材の材質特性の向上と同時に溶接部靱性を向上さ
せたことである。
し、高強度化と高靱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。本発明の特徴は製鋼工程における脱酸を制御するこ
とにより、鋼中に微細な酸化物、硫化物、窒化物などを
分散させ、形鋼の圧延時の制約条件のもとで圧延母材お
よび溶接材の溶接熱影響部において、その析出物を核に
粒内フェライトを生成させ、上記の結晶の細粒化を行
い、母材の材質特性の向上と同時に溶接部靱性を向上さ
せたことである。
【００１１】即ち、母材に関しては、溶鋼の溶存酸素量
の制御と脱酸元素の選択とその添加手順、モールド添加
方法の工夫により、鋼中に微細なＴｉを含む酸化物粒子
を分散析出させ、それを核に析出させたＭｎＳ、Ｔｉ
Ｎ、ＶＮによるオーステナイト粒内からの粒内フェライ
ト変態の促進効果を活用し、圧延形鋼の製造時の制約下
における低圧下比、高温圧延、徐冷条件下において結晶
の細粒化、即ちフェライトの細粒化を行い、母材の高強
度化と高靱性化を達成するものである。
の制御と脱酸元素の選択とその添加手順、モールド添加
方法の工夫により、鋼中に微細なＴｉを含む酸化物粒子
を分散析出させ、それを核に析出させたＭｎＳ、Ｔｉ
Ｎ、ＶＮによるオーステナイト粒内からの粒内フェライ
ト変態の促進効果を活用し、圧延形鋼の製造時の制約下
における低圧下比、高温圧延、徐冷条件下において結晶
の細粒化、即ちフェライトの細粒化を行い、母材の高強
度化と高靱性化を達成するものである。
【００１２】溶接部の靱性向上に関しては、溶接時に鉄
の融点直下の高温に加熱され粗粒組織を生成し、靱性を
著しく低下する溶接継手熱影響部においても、本発明に
よる鋼中の微細なＴｉを含む酸化物粒子は高温での熱安
定性に優れ、これらを核に針状のＩＧＦを生成し、組織
の細粒化により溶接部の靱性を向上させるものである。
の融点直下の高温に加熱され粗粒組織を生成し、靱性を
著しく低下する溶接継手熱影響部においても、本発明に
よる鋼中の微細なＴｉを含む酸化物粒子は高温での熱安
定性に優れ、これらを核に針状のＩＧＦを生成し、組織
の細粒化により溶接部の靱性を向上させるものである。
【００１３】次に本発明の対象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、母材靱性、耐溶接割れ性、溶
接熱影響部（以下ＨＡＺと称す）靱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。
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、母材靱性、耐溶接割れ性、溶
接熱影響部（以下ＨＡＺと称す）靱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。
【００１４】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
接継手部靱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％の範囲に制限した。Ｍｎは母
材の強度、靱性の確保には０．８％以上の添加が必要で
あるが、溶接部の靱性、耐割れ性などの許容できる範囲
で上限を１．８％とした。
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
接継手部靱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％の範囲に制限した。Ｍｎは母
材の強度、靱性の確保には０．８％以上の添加が必要で
あるが、溶接部の靱性、耐割れ性などの許容できる範囲
で上限を１．８％とした。
【００１５】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極めて
重要である。０．０５％未満ではＶＮの析出量が不十分
であり、０．２０％を超えると析出量が過剰になり母材
靱性が低下するため、０．０５〜０．２０％に限定し
た。ＮはＶＮの析出には極めて重要な元素であり、０．
００６％未満ではＶＮの析出量が不足し、粒内フェライ
ト組織の十分な生成量が得られないため、０．００６％
以上とした。含有量が０．０１５％を超えると母材靱性
を低下させ、連続鋳造時に鋼片の表面に割れを生じさせ
るため、０．０１５％以下に限定した。
による細粒化、析出強化による高強度化のために極めて
重要である。０．０５％未満ではＶＮの析出量が不十分
であり、０．２０％を超えると析出量が過剰になり母材
靱性が低下するため、０．０５〜０．２０％に限定し
た。ＮはＶＮの析出には極めて重要な元素であり、０．
００６％未満ではＶＮの析出量が不足し、粒内フェライ
ト組織の十分な生成量が得られないため、０．００６％
以上とした。含有量が０．０１５％を超えると母材靱性
を低下させ、連続鋳造時に鋼片の表面に割れを生じさせ
るため、０．０１５％以下に限定した。
【００１６】Ａｌは強力な脱酸元素であり、０．００５
％を超えて添加すると粒内フェライト変態を促進するＴ
ｉ含有酸化物、Ｍｎ・Ｓｉ酸化物などが生成されず、靱
性の低下がもたらされるのと、過剰の固溶ＡｌはＮと化
合してＡｌＮを生成し、本発明の対象鋼の特徴であるＶ
Ｎの析出量を低減させるため０．００５％以下に限定し
た。
％を超えて添加すると粒内フェライト変態を促進するＴ
ｉ含有酸化物、Ｍｎ・Ｓｉ酸化物などが生成されず、靱
性の低下がもたらされるのと、過剰の固溶ＡｌはＮと化
合してＡｌＮを生成し、本発明の対象鋼の特徴であるＶ
Ｎの析出量を低減させるため０．００５％以下に限定し
た。
【００１７】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、靱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。以
上が本発明の対象鋼の基本成分であるが、母材強度の上
昇および母材の靱性向上の目的で、Ｃｒ、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。
量について特に限定しないが、凝固偏析による溶接割
れ、靱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。以
上が本発明の対象鋼の基本成分であるが、母材強度の上
昇および母材の靱性向上の目的で、Ｃｒ、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。
【００１８】まず、Ｃｒは焼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
加は靱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。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。
の強化に有効である。しかし０．７％を超える過剰の添
加は靱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。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。
【００１９】Ｎｂは母材の強靱化に有効であるが、０．
０５％を超える過剰の添加は靱性および硬化性の観点か
ら有害となるため０．０５％以下とした。Ｎｉは母材の
強靱性を高める極めて有効な元素であるが、１．０％を
超す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。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戻し脆性、耐溶
接割れ性、熱間加工割れなどを考慮して、上限を１．０
％とした。
０５％を超える過剰の添加は靱性および硬化性の観点か
ら有害となるため０．０５％以下とした。Ｎｉは母材の
強靱性を高める極めて有効な元素であるが、１．０％を
超す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。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戻し脆性、耐溶
接割れ性、熱間加工割れなどを考慮して、上限を１．０
％とした。
【００２０】溶鉄の真空脱ガス処理に加えてＡｌ、Ｓ
ｉ、Ｃａ、Ｍｇの純金属かそれらの合金添加との併用に
よる予備脱酸処理は、溶鉄を高清浄化すると同時に溶存
酸素を重量％で０．００３〜０．０１５％に制御するた
めに極めて重要な処理である。溶鉄の高清浄化が不十分
で溶鋼中に粗大な酸化物が残存すると、それを核生成サ
イトとして、Ｔｉ添加により生成する粒内フェライト生
成に効果を持つ微細な二次脱酸酸化物が付着、凝集して
粗大酸化物を形成し、その個数の減少と粗大酸化物の存
在により靱性低下をもたらす。さらに予備脱酸後の
〔Ｏ〕濃度が０．００３％未満では粒内フェライト変態
を促進するＴｉ含有酸化物などの粒内フェライト生成核
が減少し、組織の細粒化ができず、靱性を向上できな
い。一方、０．０１５％を超える場合は、他の条件を満
たしていても、酸化物が粗粒化して脆性破壊の起点とな
り、靱性を低下させるため、予備脱酸後の〔Ｏ〕濃度を
重量％で０．００３〜０．０１５％に限定した。
ｉ、Ｃａ、Ｍｇの純金属かそれらの合金添加との併用に
よる予備脱酸処理は、溶鉄を高清浄化すると同時に溶存
酸素を重量％で０．００３〜０．０１５％に制御するた
めに極めて重要な処理である。溶鉄の高清浄化が不十分
で溶鋼中に粗大な酸化物が残存すると、それを核生成サ
イトとして、Ｔｉ添加により生成する粒内フェライト生
成に効果を持つ微細な二次脱酸酸化物が付着、凝集して
粗大酸化物を形成し、その個数の減少と粗大酸化物の存
在により靱性低下をもたらす。さらに予備脱酸後の
〔Ｏ〕濃度が０．００３％未満では粒内フェライト変態
を促進するＴｉ含有酸化物などの粒内フェライト生成核
が減少し、組織の細粒化ができず、靱性を向上できな
い。一方、０．０１５％を超える場合は、他の条件を満
たしていても、酸化物が粗粒化して脆性破壊の起点とな
り、靱性を低下させるため、予備脱酸後の〔Ｏ〕濃度を
重量％で０．００３〜０．０１５％に限定した。
【００２１】なお、予備脱酸処理に真空脱ガス、Ａｌ、
Ｓｉ、Ｃａ、Ｍｇ脱酸などを選択したのは、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、またＡｌ、Ｓｉ、Ｃａ、Ｍｇなどの強脱酸により
生成する酸化物系介在物は浮上、除去し易いため、溶鋼
の清浄化に極めて効果的であることから採用した。Ｔｉ
は溶鋼の最終脱酸に際して添加するものであり、Ｔｉ含
有酸化物とＴｉ窒化物の形成に必須の元素である。０．
００５％未満では必要とするＴｉ含有酸化物とＴｉ窒化
物量が得られず、ＩＧＦ生成量が低減するため０．００
５％以上の添加が必要である。一方、０．０３０％超の
添加は本発明対象鋼の特徴であるＶＮの析出量を低減さ
せ、過剰なＴｉ炭化物の析出をともない、析出硬化によ
り硬さを上昇させ靱性低下をもたらすため、０．０３０
％以下とした。
Ｓｉ、Ｃａ、Ｍｇ脱酸などを選択したのは、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、またＡｌ、Ｓｉ、Ｃａ、Ｍｇなどの強脱酸により
生成する酸化物系介在物は浮上、除去し易いため、溶鋼
の清浄化に極めて効果的であることから採用した。Ｔｉ
は溶鋼の最終脱酸に際して添加するものであり、Ｔｉ含
有酸化物とＴｉ窒化物の形成に必須の元素である。０．
００５％未満では必要とするＴｉ含有酸化物とＴｉ窒化
物量が得られず、ＩＧＦ生成量が低減するため０．００
５％以上の添加が必要である。一方、０．０３０％超の
添加は本発明対象鋼の特徴であるＶＮの析出量を低減さ
せ、過剰なＴｉ炭化物の析出をともない、析出硬化によ
り硬さを上昇させ靱性低下をもたらすため、０．０３０
％以下とした。
【００２２】次に、母材およびＨＡＺにＩＧＦを生成し
て組織を細粒化しＨＡＺ靱性を向上させる基となるＩＧ
Ｆ核析出物について以下に説明する。ＩＧＦは主に粒子
径が０．１〜３．０μｍの範囲内にあるＴｉを含有する
酸化物および該酸化物とＴｉＮ、ＭｎＳの複合析出物粒
子から生成する。粒子径が０．１μｍ未満ではＩＧＦ生
成効果は極めて弱く、また３．０μｍ超になるとＩＧＦ
生成能は有するものの、それ自身が破壊の発生箇所とな
り易くなり、靱性の低下をもたらす。
て組織を細粒化しＨＡＺ靱性を向上させる基となるＩＧ
Ｆ核析出物について以下に説明する。ＩＧＦは主に粒子
径が０．１〜３．０μｍの範囲内にあるＴｉを含有する
酸化物および該酸化物とＴｉＮ、ＭｎＳの複合析出物粒
子から生成する。粒子径が０．１μｍ未満ではＩＧＦ生
成効果は極めて弱く、また３．０μｍ超になるとＩＧＦ
生成能は有するものの、それ自身が破壊の発生箇所とな
り易くなり、靱性の低下をもたらす。
【００２３】連続鋳造の鋳片における粒子数について
は、Ｔｉ含有酸化物及び該酸化物とＴｉＮ、ＭｎＳの複
合析出物粒子数が少ないと、母材およびＨＡＺ部におい
て十分にＩＧＦを生成させることができないので、それ
らの合計で４０個／mm2 以上存在させることが必要であ
る。これらの粒子数の増加にともないＩＧＦの個数も増
加するが、粒子数の合計で３００個／mm2 を超える過剰
な存在は、母材および溶接部の靱性低下を招く傾向があ
るので、これら粒子数の上限は３００個／mm2 でなけれ
ばならない。
は、Ｔｉ含有酸化物及び該酸化物とＴｉＮ、ＭｎＳの複
合析出物粒子数が少ないと、母材およびＨＡＺ部におい
て十分にＩＧＦを生成させることができないので、それ
らの合計で４０個／mm2 以上存在させることが必要であ
る。これらの粒子数の増加にともないＩＧＦの個数も増
加するが、粒子数の合計で３００個／mm2 を超える過剰
な存在は、母材および溶接部の靱性低下を招く傾向があ
るので、これら粒子数の上限は３００個／mm2 でなけれ
ばならない。
【００２４】上記における本発明の基本となる鋳片でＴ
ｉ含有酸化物を増加させるためには、二次脱酸生成物に
加え、溶鋼段階で析出する微細な一次脱酸Ｔｉ含有酸化
物を活用しなければならない。従って、最終脱酸として
のＴｉ添加後、できる限り短時間に出鋼、凝固させる必
要がある。それには連続鋳造においてＴｉをモールド添
加する方法が最も有効であり、その方法について説明す
る。
ｉ含有酸化物を増加させるためには、二次脱酸生成物に
加え、溶鋼段階で析出する微細な一次脱酸Ｔｉ含有酸化
物を活用しなければならない。従って、最終脱酸として
のＴｉ添加後、できる限り短時間に出鋼、凝固させる必
要がある。それには連続鋳造においてＴｉをモールド添
加する方法が最も有効であり、その方法について説明す
る。
【００２５】連続鋳造のモールドでＴｉ脱酸するには、
添加したＴｉは溶鋼中に、できる限り短時間に均一拡散
させる必要がある。それには融点の低いＴｉ合金が有効
であり、加工性、経済性を加味し、選択した結果、Ｔｉ
−Ｃｕ、Ｔｉ−Ｎｉ、Ｔｉ−Ｆｅ合金が優れていること
が判明した。その各々の合金の主組成は重量％でＴｉ：
３０〜６０％、残部はＣｕ、Ｔｉ：３０〜８０％、残部
はＮｉ、Ｔｉ：４０〜７５％、残部はＦｅからなるもの
で、何れも純Ｔｉに比べ低融点の合金である。添加手段
はこれらの合金をワイヤーもしくは粒状に加工し、連続
してモールド添加すればよい。
添加したＴｉは溶鋼中に、できる限り短時間に均一拡散
させる必要がある。それには融点の低いＴｉ合金が有効
であり、加工性、経済性を加味し、選択した結果、Ｔｉ
−Ｃｕ、Ｔｉ−Ｎｉ、Ｔｉ−Ｆｅ合金が優れていること
が判明した。その各々の合金の主組成は重量％でＴｉ：
３０〜６０％、残部はＣｕ、Ｔｉ：３０〜８０％、残部
はＮｉ、Ｔｉ：４０〜７５％、残部はＦｅからなるもの
で、何れも純Ｔｉに比べ低融点の合金である。添加手段
はこれらの合金をワイヤーもしくは粒状に加工し、連続
してモールド添加すればよい。
【００２６】再加熱温度を１１００〜１３００℃の温度
域に規制したのは、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。熱間
加工終了温度を７５０〜１０５０℃としたのは、低温圧
延ほど靱性は向上するが、形鋼の造形上７５０℃未満で
の加工は困難であり、また１０５０℃を超えての加工は
粗粒組織を形成し、靱性が低下するためである。
域に規制したのは、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。熱間
加工終了温度を７５０〜１０５０℃としたのは、低温圧
延ほど靱性は向上するが、形鋼の造形上７５０℃未満で
の加工は困難であり、また１０５０℃を超えての加工は
粗粒組織を形成し、靱性が低下するためである。
【００２７】以下に実施例によりさらに本発明の効果を
示す。
示す。
【００２８】
【実施例】試作形鋼は転炉溶製し、真空脱ガス処理後、
Ａｌ，Ｓｉ，Ｃａ，Ｍｇの合金を添加して予備脱酸処理
を行い、さらに連続鋳造のモールドでＴｉ合金を連続的
に添加し、２５０〜３００mm厚鋳片に鋳造した後、圧延
造形によりフランジ厚み毎に表１に示す種々の寸法のＨ
形鋼を製造した。
Ａｌ，Ｓｉ，Ｃａ，Ｍｇの合金を添加して予備脱酸処理
を行い、さらに連続鋳造のモールドでＴｉ合金を連続的
に添加し、２５０〜３００mm厚鋳片に鋳造した後、圧延
造形によりフランジ厚み毎に表１に示す種々の寸法のＨ
形鋼を製造した。
【００２９】機械特性は図１に示すフランジ２の板厚ｔ
2 の中心部（１／２・ｔ2 ）でフランジ幅全長Ｂの１／
４、１／２幅（１／４Ｂ，１／２Ｂ）から試験片を採取
して求めた。溶接継手シャルピー試験片は図２、図３に
示すフランジの板厚中心部（１／２・ｔ2 ）で幅全長の
１／４幅（１／４Ｂ）から採取した。なお、これらの箇
所の特性を求めたのはフランジ１／４Ｆ部はＨ形鋼のほ
ぼ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ため、この２箇所によりＨ形鋼の機
械試験特性を代表できると判断したためである。
2 の中心部（１／２・ｔ2 ）でフランジ幅全長Ｂの１／
４、１／２幅（１／４Ｂ，１／２Ｂ）から試験片を採取
して求めた。溶接継手シャルピー試験片は図２、図３に
示すフランジの板厚中心部（１／２・ｔ2 ）で幅全長の
１／４幅（１／４Ｂ）から採取した。なお、これらの箇
所の特性を求めたのはフランジ１／４Ｆ部はＨ形鋼のほ
ぼ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ため、この２箇所によりＨ形鋼の機
械試験特性を代表できると判断したためである。
【００３０】溶接部の靱性はレ型開先（図２）およびＫ
型開先（図３）による多層潜孤溶接を行い、２mmＶノッ
チシャルピー試験により評価した。溶接は電流７００
Ａ，電圧３２Ｖ，溶接速度３０cm／min ，入熱量４５kJ
／cmの１電極潜孤溶接である。表２、表３（表２つづ
き）は試作鋼の化学成分、表４、表５（表４つづき）は
圧延条件および機械試験特性を示す。
型開先（図３）による多層潜孤溶接を行い、２mmＶノッ
チシャルピー試験により評価した。溶接は電流７００
Ａ，電圧３２Ｖ，溶接速度３０cm／min ，入熱量４５kJ
／cmの１電極潜孤溶接である。表２、表３（表２つづ
き）は試作鋼の化学成分、表４、表５（表４つづき）は
圧延条件および機械試験特性を示す。
【００３１】なお、圧延加熱温度は１２８０℃に揃え
た。その理由は、一般的に加熱温度の低下により機械特
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。表
４、表５に示すように、本発明による鋼１〜１０の形鋼
は圧延仕上げ温度、圧下率、フランジ板厚（冷却速度）
の変化に対して、目標の母材強度（前記ＪＩＳＧ３１０
６）と０℃でのシャルピー値３．５kgf-m 以上を十分に
満たしている。さらに、溶接継手・ＨＡＺ部の０℃での
シャルピー値も３．５kgf-m 以上を十分に満たしてい
る。
た。その理由は、一般的に加熱温度の低下により機械特
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。表
４、表５に示すように、本発明による鋼１〜１０の形鋼
は圧延仕上げ温度、圧下率、フランジ板厚（冷却速度）
の変化に対して、目標の母材強度（前記ＪＩＳＧ３１０
６）と０℃でのシャルピー値３．５kgf-m 以上を十分に
満たしている。さらに、溶接継手・ＨＡＺ部の０℃での
シャルピー値も３．５kgf-m 以上を十分に満たしてい
る。
【００３２】一方、比較鋼の形鋼１１〜１６は強度特性
は満たすものの、フランジ１／２部のおよび溶接継手・
ＨＡＺ部の靱性が著しく低下し、目標値を達成できな
い。それはＡｌ脱酸処理とＴｉモールド添加処理の欠
如、Ｖ，Ｎの無添加および添加量不足から、ＩＧＦ核生
成サイトとして働く微細酸化物＋ＭｎＳ＋ＴｉＮ＋ＶＮ
の個数が不足し、ＩＧＦが生成せず、細粒化による靱性
改善ができないためである。
は満たすものの、フランジ１／２部のおよび溶接継手・
ＨＡＺ部の靱性が著しく低下し、目標値を達成できな
い。それはＡｌ脱酸処理とＴｉモールド添加処理の欠
如、Ｖ，Ｎの無添加および添加量不足から、ＩＧＦ核生
成サイトとして働く微細酸化物＋ＭｎＳ＋ＴｉＮ＋ＶＮ
の個数が不足し、ＩＧＦが生成せず、細粒化による靱性
改善ができないためである。
【００３３】即ち、本発明の要件が総て満たされた時
に、表４、表５に示される形鋼１〜１０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
靱性を持つ溶接部靱性の優れた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４、表５に示される形鋼１〜１０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
靱性を持つ溶接部靱性の優れた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。
【００３４】
【表１】
【００３５】
【表２】
【００３６】
【表３】
【００３７】
【表４】
【００３８】
【表５】
【００３９】
【発明の効果】本発明により、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、優れた母材靱性及び溶接部靱性を持つ
形鋼を圧延ままで製造することが可能になり、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。
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、優れた母材靱性及び溶接部靱性を持つ
形鋼を圧延ままで製造することが可能になり、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１】図１はＨ形鋼の断面形状及び機械試験片の採取
位置を示す図である。
位置を示す図である。
【図２】図２は溶接継手部のレ型開先形状及び溶接形状
の概略説明図である。
の概略説明図である。
【図３】図３は溶接継手部のＫ型開先形状及び溶接形状
の概略説明図である。
の概略説明図である。
１ Ｈ形鋼 ２ フランジ ３ ウェブ
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１ Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１Ａ 38/14 38/14
Claims (2)
- 【請求項１】 溶鉄に真空脱ガス処理および脱酸元素Ａ
ｌ，Ｓｉ，Ｃａ，Ｍｇの単独かそれらの合金併用添加に
よる予備脱酸処理を施し、溶存酸素を重量％で０．００
３〜０．０１５％に溶製後、合金添加により、重量％で
Ｃ：０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０
％、Ｍｎ：０．８〜１．８％、Ｖ：０．０５〜０．２０
％、Ｎ：０．００６〜０．０１５％、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
に調整し、さらに連続鋳造モールド内の溶鋼中にＴｉ−
Ｃｕ、Ｔｉ−Ｎｉ、Ｔｉ−Ｆｅ合金のいずれかを連続添
加して最終脱酸し、重量％でＴｉ：０．００５〜０．０
３０％を含有させると共に、粒子径が０．１〜３．０μ
ｍの範囲内にあるＴｉを含む酸化物と該酸化物とＴｉ
Ｎ、ＭｎＳの複合析出物粒子の合計が４０〜３００個／
ｍｍ2 を含有する鋳片に鋳造し、該鋳片を１１００〜１
３００℃の温度域に再加熱後、熱間圧延を行い、７５０
〜１０５０℃の温度範囲で圧延を終了し、かくして前記
圧延条件下において前記酸化物粒子を核にしたＭｎＳ、
ＴｉＮ、ＶＮの複合析出によるオーステナイト粒内から
の粒内フェライトの生成によりミクロ組織を細粒化させ
ることを特徴とする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。 - 【請求項２】 溶鉄に真空脱ガス処理および脱酸元素Ａ
ｌ，Ｓｉ，Ｃａ，Ｍｇの単独かそれらの合金併用添加に
よる予備脱酸処理を施し、溶存酸素を重量％で０．００
３〜０．０１５％に溶製後、合金添加により、重量％で
Ｃ：０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０
％、Ｍｎ：０．８〜１．８％、Ｖ：０．０５〜０．２０
％、Ｎ：０．００６〜０．０１５％、Ａｌ≦０．００５
％を含み、加えてＣｒ≦０．７％、Ｍｏ≦０．３％、Ｎ
ｂ≦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
物からなる溶鋼に調整し、さらに連続鋳造モールド内の
溶鋼中にＴｉ−Ｃｕ、Ｔｉ−Ｎｉ、Ｔｉ−Ｆｅ合金のい
ずれかを連続添加して最終脱酸し、重量％でＴｉ：０．
００５〜０．０３０％を含有させると共に、粒子径が
０．１〜３．０μｍの範囲内にあるＴｉを含む酸化物と
該酸化物とＴｉＮ、ＭｎＳの複合析出物粒子の合計が４
０〜３００個／ｍｍ2 を含有する鋳片に鋳造し、該鋳片
を１１００〜１３００℃の温度域に再加熱後、熱間圧延
を行い、７５０〜１０５０℃の温度範囲で圧延を終了
し、かくして前記圧延条件下において前記酸化物粒子を
核にしたＭｎＳ、ＴｉＮ、ＶＮの複合析出によるオース
テナイト粒内からの粒内フェライトの生成によりミクロ
組織を細粒化させることを特徴とする圧延ままで靱性に
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。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3043856A JP2579842B2 (ja) | 1991-03-08 | 1991-03-08 | 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 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3043856A JP2579842B2 (ja) | 1991-03-08 | 1991-03-08 | 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 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04279248A JPH04279248A (ja) | 1992-10-05 |
| JP2579842B2 true JP2579842B2 (ja) | 1997-02-12 |
Family
ID=12675352
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3043856A Expired - Lifetime JP2579842B2 (ja) | 1991-03-08 | 1991-03-08 | 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 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2579842B2 (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5743972A (en) * | 1995-08-29 | 1998-04-28 | Kawasaki Steel Corporation | Heavy-wall structural steel and method |
| JP2000319750A (ja) * | 1999-05-10 | 2000-11-21 | Kawasaki Steel Corp | 溶接熱影響部靱性に優れた大入熱溶接用高張力鋼材 |
| US10060002B2 (en) | 2013-12-16 | 2018-08-28 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | H-section steel and method of producing the same |
| JP6390813B2 (ja) * | 2016-03-02 | 2018-09-19 | 新日鐵住金株式会社 | 低温用ｈ形鋼及びその製造方法 |
| JP6766425B2 (ja) * | 2016-04-21 | 2020-10-14 | 日本製鉄株式会社 | 高張力鋼および海洋構造物 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0277523A (ja) * | 1988-06-13 | 1990-03-16 | Nippon Steel Corp | 耐火性の優れた建築用低降伏比鋼材の製造方法およびその鋼材を用いた建築用鋼材料 |
| JPH0642979B2 (ja) * | 1989-02-20 | 1994-06-08 | 新日本製鐵株式会社 | チタン酸化物を含有する溶接・低温用高張力鋼の製造法 |
-
1991
- 1991-03-08 JP JP3043856A patent/JP2579842B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH04279248A (ja) | 1992-10-05 |
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