JPH06340924A - 低降伏比高張力鋼の製造方法 - Google Patents
低降伏比高張力鋼の製造方法Info
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- JPH06340924A JPH06340924A JP13187493A JP13187493A JPH06340924A JP H06340924 A JPH06340924 A JP H06340924A JP 13187493 A JP13187493 A JP 13187493A JP 13187493 A JP13187493 A JP 13187493A JP H06340924 A JPH06340924 A JP H06340924A
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- Japan
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- steel
- yield ratio
- low yield
- cooling
- tensile strength
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 ８０％以下の低降伏比と５８０ＭＰａ以上の
高強度を有する鋼材を安定して製造する方法を提供す
る。 【構成】 Ｎｂ：０．０１５〜０．１０％を含み、Ｔ
ｉ、ＲＥＭの１種以上を含む鋼材を９５０℃以上の仕上
げ温度で熱間圧延した後、直ちに７５０〜６００℃まで
急冷し、その後空冷する。
高強度を有する鋼材を安定して製造する方法を提供す
る。 【構成】 Ｎｂ：０．０１５〜０．１０％を含み、Ｔ
ｉ、ＲＥＭの１種以上を含む鋼材を９５０℃以上の仕上
げ温度で熱間圧延した後、直ちに７５０〜６００℃まで
急冷し、その後空冷する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、建築など鉄骨構造物に
利用される引張り強さ５８０ＭＰａ以上で降伏比８０％
以下の低降伏比高張力鋼の製造方法に関し、とくに板厚
２０ｍｍ以上の厚鋼板の製造方法に関する。
利用される引張り強さ５８０ＭＰａ以上で降伏比８０％
以下の低降伏比高張力鋼の製造方法に関し、とくに板厚
２０ｍｍ以上の厚鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】建築など鉄鋼構造物の大型化にともな
い、使用される鋼材には高強度化が求められる。一方、
構造物の安全性、すなわち脆性破壊防止の観点からは降
伏比の低いことが求められている。低降伏比鋼は降伏点
以上の応力が付加されても破壊までに許容される応力が
大きく、また一様伸びも大きいので、例えば建築などで
降伏応力を超える大地震にあっても、破壊に至らず有利
である。
い、使用される鋼材には高強度化が求められる。一方、
構造物の安全性、すなわち脆性破壊防止の観点からは降
伏比の低いことが求められている。低降伏比鋼は降伏点
以上の応力が付加されても破壊までに許容される応力が
大きく、また一様伸びも大きいので、例えば建築などで
降伏応力を超える大地震にあっても、破壊に至らず有利
である。
【０００３】一般に降伏比は高強度化とともに上昇する
傾向にあり、引張り強さ５８０ＭＰａ以上の高張力鋼で
８０％以下の低降伏比を得ることは容易ではない。従
来、低降伏比の高張力鋼の製造方法としては、例えば特
公昭５８−１０４４２号公報に開示された技術がある。
これは、圧延して一旦徐冷してから後の直接焼入法によ
るものであり、圧延仕上げ後の冷却開始を徐冷により遅
らせ、５〜６％程度フェライトを析出させた後、冷却を
行うことでフェライト＋硬化相の２相混合組織とするこ
とによって低降伏比を得る方法である。しかし、この方
法は冷却開始温度によってフェライト量が異なり、フェ
ライトと第２相の割合が変わるため、降伏比などの機械
的性質が大きく変動する欠点がある。とくに板厚２０ｍ
ｍ程度以上の厚鋼板では圧延仕上げ温度から冷却開始ま
での空冷待ち時間が長いため板厚断面での温度差が大き
く、降伏比、機械的性質のバラツキが大きく、また圧延
ミルの生産性が著しく低下する。
傾向にあり、引張り強さ５８０ＭＰａ以上の高張力鋼で
８０％以下の低降伏比を得ることは容易ではない。従
来、低降伏比の高張力鋼の製造方法としては、例えば特
公昭５８−１０４４２号公報に開示された技術がある。
これは、圧延して一旦徐冷してから後の直接焼入法によ
るものであり、圧延仕上げ後の冷却開始を徐冷により遅
らせ、５〜６％程度フェライトを析出させた後、冷却を
行うことでフェライト＋硬化相の２相混合組織とするこ
とによって低降伏比を得る方法である。しかし、この方
法は冷却開始温度によってフェライト量が異なり、フェ
ライトと第２相の割合が変わるため、降伏比などの機械
的性質が大きく変動する欠点がある。とくに板厚２０ｍ
ｍ程度以上の厚鋼板では圧延仕上げ温度から冷却開始ま
での空冷待ち時間が長いため板厚断面での温度差が大き
く、降伏比、機械的性質のバラツキが大きく、また圧延
ミルの生産性が著しく低下する。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上述のよう
な従来の圧延直接焼入法において圧延仕上げ温度から冷
却開始温度までの空冷待ち時間が長いという問題を解決
し、８０％以下の低降伏比と５８０ＭＰａ以上の高強度
を有する鋼材を安定して製造する方法を提供することを
目的とする。
な従来の圧延直接焼入法において圧延仕上げ温度から冷
却開始温度までの空冷待ち時間が長いという問題を解決
し、８０％以下の低降伏比と５８０ＭＰａ以上の高強度
を有する鋼材を安定して製造する方法を提供することを
目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】従来法の問題点を解決す
るために検討を重ねた結果、Ｎｂを含む適正な組成の鋼
を、９５０℃以上の温度で圧延を終了した後、直ちに７
５０〜６００℃の温度範囲に急冷し、その後空冷するこ
とにより、低降伏比高張力鋼が製造できることを見出し
た。
るために検討を重ねた結果、Ｎｂを含む適正な組成の鋼
を、９５０℃以上の温度で圧延を終了した後、直ちに７
５０〜６００℃の温度範囲に急冷し、その後空冷するこ
とにより、低降伏比高張力鋼が製造できることを見出し
た。
【０００６】すなわち、Ｎｂ含有鋼では圧延温度が９５
０℃以下に低下すると、オーステナイト域でもＮｂ炭化
物が析出するため、アルファ変態時のＮｂの焼入性向上
および析出強化が小さくなるが、９５０℃以上の温度域
から急冷し、オーステナイト域でのＮｂ炭化物の析出を
防止すればＮｂの強化を十分に発揮させることができ
る。
０℃以下に低下すると、オーステナイト域でもＮｂ炭化
物が析出するため、アルファ変態時のＮｂの焼入性向上
および析出強化が小さくなるが、９５０℃以上の温度域
から急冷し、オーステナイト域でのＮｂ炭化物の析出を
防止すればＮｂの強化を十分に発揮させることができ
る。
【０００７】また、冷却停止温度を７５０〜６００℃に
調節することにより、２０〜８０％程度のフェライトを
含む（フェライト＋パーライト）または（フェライト＋
ベイナイト）組織が得られ、低降伏比と高強度を兼ね備
えることができる。すなわち本発明は、従来の技術より
も製品組織中のフェライト相の量を増加させて低降伏比
を安定して得られるようにし、そのことにより低下する
強度をＮｂの析出により補うことを基本思想とする。
調節することにより、２０〜８０％程度のフェライトを
含む（フェライト＋パーライト）または（フェライト＋
ベイナイト）組織が得られ、低降伏比と高強度を兼ね備
えることができる。すなわち本発明は、従来の技術より
も製品組織中のフェライト相の量を増加させて低降伏比
を安定して得られるようにし、そのことにより低下する
強度をＮｂの析出により補うことを基本思想とする。
【０００８】すなわち本発明は、Ｃ：０．０６〜０．１
５％、Ｓｉ：０．０１〜０．６０％、Ｍｎ：１．００〜
１．８０％、Ｐ≦０．０１５％、Ｓ≦０．０１０％、Ｎ
ｂ：０．０１５〜０．１０％、Ａｌ≦０．０５０％、
Ｎ：０．００１０〜０．００６０％を含み、かつＴｉ：
０．００５〜０．０３０％、ＲＥＭ：０．００１〜０．
０２０％の１種または２種を含み、残部Ｆｅおよび不可
避的不純物からなる鋼材を１０５０〜１３００℃の温度
に加熱し、熱間圧延を９５０℃以上の温度で終了した
後、直ちに７５０〜６００℃まで１℃／ｓ以上の冷却速
度で水冷し、その後空冷することを特徴とする建築用低
降伏比５８０ＭＰａ級高張力鋼の製造方法であり、また
本発明は、前記の鋼材が、さらにＣｕ≦０．５０％、Ｎ
ｉ≦０．５０％、Ｃｒ≦０．５０％、Ｍｏ≦０．２０
％、Ｖ≦０．１０％、Ｂ≦０．００３０％の１種以上を
含む建築用低降伏比５８０ＭＰａ級高張力鋼の製造方法
である。
５％、Ｓｉ：０．０１〜０．６０％、Ｍｎ：１．００〜
１．８０％、Ｐ≦０．０１５％、Ｓ≦０．０１０％、Ｎ
ｂ：０．０１５〜０．１０％、Ａｌ≦０．０５０％、
Ｎ：０．００１０〜０．００６０％を含み、かつＴｉ：
０．００５〜０．０３０％、ＲＥＭ：０．００１〜０．
０２０％の１種または２種を含み、残部Ｆｅおよび不可
避的不純物からなる鋼材を１０５０〜１３００℃の温度
に加熱し、熱間圧延を９５０℃以上の温度で終了した
後、直ちに７５０〜６００℃まで１℃／ｓ以上の冷却速
度で水冷し、その後空冷することを特徴とする建築用低
降伏比５８０ＭＰａ級高張力鋼の製造方法であり、また
本発明は、前記の鋼材が、さらにＣｕ≦０．５０％、Ｎ
ｉ≦０．５０％、Ｃｒ≦０．５０％、Ｍｏ≦０．２０
％、Ｖ≦０．１０％、Ｂ≦０．００３０％の１種以上を
含む建築用低降伏比５８０ＭＰａ級高張力鋼の製造方法
である。
【０００９】
【作用】以下本発明において組成を限定した理由を述べ
る。 Ｃ：０．０６〜０．１５％ Ｃは高強度を確保するために添加するが、０．０６％未
満では所定の強度を得ることが困難であり、一方、０．
１５％を超えると溶接性が低下するため、０．０６〜
０．１５％にした。
る。 Ｃ：０．０６〜０．１５％ Ｃは高強度を確保するために添加するが、０．０６％未
満では所定の強度を得ることが困難であり、一方、０．
１５％を超えると溶接性が低下するため、０．０６〜
０．１５％にした。
【００１０】Ｓｉ：０，０１〜０．６０％ Ｓｉは強度の向上に有効な元素であるが、０．０１％未
満ではその効果が小さく、一方、０．６０％を超えると
溶接熱影響部の靱性を低下させるので０．０１〜０．６
０％の範囲とした。 Ｍｎ：１．００〜１．８０％ Ｍｎは強度確保のために１．００％以上を添加するが、
１．８０％を超え添加すると溶接割れ感受性が高くな
り、熱影響部の靱性も低下するので１．００〜１．８０
％の範囲とした。
満ではその効果が小さく、一方、０．６０％を超えると
溶接熱影響部の靱性を低下させるので０．０１〜０．６
０％の範囲とした。 Ｍｎ：１．００〜１．８０％ Ｍｎは強度確保のために１．００％以上を添加するが、
１．８０％を超え添加すると溶接割れ感受性が高くな
り、熱影響部の靱性も低下するので１．００〜１．８０
％の範囲とした。
【００１１】Ｐ≦０．０１５％、Ｓ≦０．０１０％ Ｐ、Ｓはいずれも靱性、延性を低下させるので、それぞ
れ０．１５％以下、０．０１０％以下とした。 Ｎｂ：０．００５〜０．１００％ Ｎｂはγ鉄中に固溶して、アルファ変態における焼入性
を向上するとともに、アルファ地を析出強化する。これ
らの強化作用を発揮させるためには０．００５％以上の
Ｎｂの添加が必要であり、一方、Ｎｂの添加が０．１０
０％を超えると溶接性および熱影響部の靱性を低下させ
るので、０．００５〜０．１００％の範囲とした。
れ０．１５％以下、０．０１０％以下とした。 Ｎｂ：０．００５〜０．１００％ Ｎｂはγ鉄中に固溶して、アルファ変態における焼入性
を向上するとともに、アルファ地を析出強化する。これ
らの強化作用を発揮させるためには０．００５％以上の
Ｎｂの添加が必要であり、一方、Ｎｂの添加が０．１０
０％を超えると溶接性および熱影響部の靱性を低下させ
るので、０．００５〜０．１００％の範囲とした。
【００１２】Ａｌ：０．０５０％ Ａｌは脱酸剤として採用するとともに、鋼中のＮを固定
するので靱性向上に有効であるが、０．０５０％を超え
ると靱性を低下させるので０．０５０％未満に限定し
た。 Ｎ：０．００１０〜０．００６０％ Ｎは不可避的不純物として鋼中に含まれるものである
が、Ｔｉと結合してＴｉＮを形成して、溶接熱影響部の
結晶粒粗大化を抑制するので熱影響部靱性の向上に効果
を発揮する。このためＮの最小量として０．００１０％
必要であるが、０．００６０％を超えて過剰に含有する
と、熱影響部の靱性が著しく低下するので０．００１０
〜０．００６０％の範囲に限定した。
するので靱性向上に有効であるが、０．０５０％を超え
ると靱性を低下させるので０．０５０％未満に限定し
た。 Ｎ：０．００１０〜０．００６０％ Ｎは不可避的不純物として鋼中に含まれるものである
が、Ｔｉと結合してＴｉＮを形成して、溶接熱影響部の
結晶粒粗大化を抑制するので熱影響部靱性の向上に効果
を発揮する。このためＮの最小量として０．００１０％
必要であるが、０．００６０％を超えて過剰に含有する
と、熱影響部の靱性が著しく低下するので０．００１０
〜０．００６０％の範囲に限定した。
【００１３】Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、ＲＥ
Ｍ：０．００１０〜０．０２００％ＴｉおよびＲＥＭは
大入熱溶接熱影響部の靱性向上に有効に寄与するが、Ｔ
ｉは０．００５％未満、ＲＥＭは０．００１％未満では
その効果が小さい。一方、Ｔｉは０．０３０％を超える
とＴｉＮに対し過剰Ｎが増えるためかえって熱影響部の
靱性が低下する。ＲＥＭは０．００２％を超えると清浄
性が著しく低下する。したがってＴｉは０．００５〜
０．０３０％、ＲＥＭは０．００１〜０．０２０％の範
囲に限定した。
Ｍ：０．００１０〜０．０２００％ＴｉおよびＲＥＭは
大入熱溶接熱影響部の靱性向上に有効に寄与するが、Ｔ
ｉは０．００５％未満、ＲＥＭは０．００１％未満では
その効果が小さい。一方、Ｔｉは０．０３０％を超える
とＴｉＮに対し過剰Ｎが増えるためかえって熱影響部の
靱性が低下する。ＲＥＭは０．００２％を超えると清浄
性が著しく低下する。したがってＴｉは０．００５〜
０．０３０％、ＲＥＭは０．００１〜０．０２０％の範
囲に限定した。
【００１４】Ｃｕ≦０．５０％、Ｎｉ≦０．５０％ ＣｕとＮｉはともに焼入性を向上し、強度向上に有効な
元素である。さらにＮｉは靱性向上に効果を発揮する。
しかし、Ｃｕを０．５０％を超えて添加添加すると圧延
時の熱間加工性を劣化させる。またＮｉの０．５０％を
超えた過剰な添加は経済性に問題があることから上限を
０．５％とした。
元素である。さらにＮｉは靱性向上に効果を発揮する。
しかし、Ｃｕを０．５０％を超えて添加添加すると圧延
時の熱間加工性を劣化させる。またＮｉの０．５０％を
超えた過剰な添加は経済性に問題があることから上限を
０．５％とした。
【００１５】Ｃｒ≦０．５０％、Ｍｏ≦０．２０％、Ｖ
≦０．１０％、Ｂ≦０．００３０％ いずれの元素も焼入性を高めるとともに、焼き戻し軟化
抵抗を高め強度向上に有効な元素であるが、過剰な添加
は降伏比の上昇をきたすとともに、溶接性、靱性を劣化
させるので、それぞれの上限を上記の通りとした。
≦０．１０％、Ｂ≦０．００３０％ いずれの元素も焼入性を高めるとともに、焼き戻し軟化
抵抗を高め強度向上に有効な元素であるが、過剰な添加
は降伏比の上昇をきたすとともに、溶接性、靱性を劣化
させるので、それぞれの上限を上記の通りとした。
【００１６】加熱温度：１０５０〜１３００℃ 析出強化に必要な０．００５０％のＮｂを十分溶体化す
るためには１０５０℃以上の加熱温度が必要である。一
方、１３００℃を超えると結晶粒が粗大化して靱性が劣
化するので加熱温度は１０５０〜１３００℃の範囲とし
た。 仕上げ温度：９５０℃以上 オーステナイト域での圧延においても、圧延温度が９５
０℃未満に低下するとＮｂ炭化物が析出し、固溶Ｎｂ量
が減少するため、Ｎｂによる析出強化が減少する。した
がって、仕上げ温度を９５０℃以上とし、圧延終了後直
ちに急冷してＮｂ炭化物の析出を防止する必要がある。
るためには１０５０℃以上の加熱温度が必要である。一
方、１３００℃を超えると結晶粒が粗大化して靱性が劣
化するので加熱温度は１０５０〜１３００℃の範囲とし
た。 仕上げ温度：９５０℃以上 オーステナイト域での圧延においても、圧延温度が９５
０℃未満に低下するとＮｂ炭化物が析出し、固溶Ｎｂ量
が減少するため、Ｎｂによる析出強化が減少する。した
がって、仕上げ温度を９５０℃以上とし、圧延終了後直
ちに急冷してＮｂ炭化物の析出を防止する必要がある。
【００１７】圧延後の冷却：１℃／ｓ以上の急冷 ９５０℃以上で圧延を終了した後、冷却速度を１℃／ｓ
以上で急冷することによりオーステナイト域でのＮｂ炭
化物の析出を防止できる。また、８００℃以下のアルフ
ァ変態域での冷却速度を１℃／ｓ以上として急冷するこ
とにより、高靱性に必要な微細組織を得ることができ
る。したがって、冷却速度は１℃／ｓ以上とした。
以上で急冷することによりオーステナイト域でのＮｂ炭
化物の析出を防止できる。また、８００℃以下のアルフ
ァ変態域での冷却速度を１℃／ｓ以上として急冷するこ
とにより、高靱性に必要な微細組織を得ることができ
る。したがって、冷却速度は１℃／ｓ以上とした。
【００１８】冷却停止温度：７５０〜６００℃ 冷却停止温度が７５０℃を超えて高いと十分な強度が得
られない。一方、冷却停止温度が６００℃を下回ると、
高強度が得られるものの低降伏比に必要な軟質のフェラ
イトが生成しなくなり、低降伏比が得られない。したが
って冷却停止温度は７５０〜６００℃の範囲に限定し
た。なお、上記のようにして得られた鋼材は、６００℃
以下の温度で焼き戻ししても８０％以下の低降伏比と５
８０ＭＰａ以上の高い引張り強さを得ることができる。
られない。一方、冷却停止温度が６００℃を下回ると、
高強度が得られるものの低降伏比に必要な軟質のフェラ
イトが生成しなくなり、低降伏比が得られない。したが
って冷却停止温度は７５０〜６００℃の範囲に限定し
た。なお、上記のようにして得られた鋼材は、６００℃
以下の温度で焼き戻ししても８０％以下の低降伏比と５
８０ＭＰａ以上の高い引張り強さを得ることができる。
【００１９】
【実施例】表１に示す種々の組成の鋼材（記号Ａ〜Ｊ）
を１０００〜１２５０℃に加熱し、表２に示す種々の条
件で熱間圧延、冷却停止温度まで水冷後、室温まで空冷
した。板厚５０ｍｍのとき冷却速度は３℃／ｓ、６０ｍ
ｍのとき２℃／ｓであった。なお、比較例Ｅ２は熱間圧
延後、室温まで空冷した。
を１０００〜１２５０℃に加熱し、表２に示す種々の条
件で熱間圧延、冷却停止温度まで水冷後、室温まで空冷
した。板厚５０ｍｍのとき冷却速度は３℃／ｓ、６０ｍ
ｍのとき２℃／ｓであった。なお、比較例Ｅ２は熱間圧
延後、室温まで空冷した。
【００２０】
【表１】
【００２１】
【表２】
【００２２】得られた鋼材の引張り特性を表２に示し
た。表１中のＡ〜Ｇ鋼が発明鋼で、Ｈ〜Ｋ鋼が比較鋼で
ある。Ｈ鋼は通常の調質熱処理用５８０ＭＰａ級鋼であ
るが、Ｎｂ量が適正な範囲より低いため、本発明の製造
プロセスでは所定の降伏強さ、引張り強さが得られてい
ない。同様にＩ鋼もＣ量が適正範囲よりも低いため、降
伏強さ、引張り強さが低すぎる。Ｊ鋼はＭｎおよびＭｏ
量が高すぎるため、高強度が得られるものの、降伏比が
高くなりすぎ、目標の降伏比（≦８０％）を超えてい
る。またＫ鋼はＭｎ量が低すぎるため、所定の高強度が
得られていない。
た。表１中のＡ〜Ｇ鋼が発明鋼で、Ｈ〜Ｋ鋼が比較鋼で
ある。Ｈ鋼は通常の調質熱処理用５８０ＭＰａ級鋼であ
るが、Ｎｂ量が適正な範囲より低いため、本発明の製造
プロセスでは所定の降伏強さ、引張り強さが得られてい
ない。同様にＩ鋼もＣ量が適正範囲よりも低いため、降
伏強さ、引張り強さが低すぎる。Ｊ鋼はＭｎおよびＭｏ
量が高すぎるため、高強度が得られるものの、降伏比が
高くなりすぎ、目標の降伏比（≦８０％）を超えてい
る。またＫ鋼はＭｎ量が低すぎるため、所定の高強度が
得られていない。
【００２３】さらに、Ａ５、Ａ６、Ａ７、Ｅ２は成分組
成は適正範囲であるものの、それぞれ加熱温度、仕上げ
温度、冷却条件が適正範囲から外れているため、降伏比
が高すぎたり、あるいは降伏強さと引張り強さが不足し
ている。これに対し、本発明法によるＡ１〜Ａ４、Ｂ〜
Ｇ鋼はいずれも降伏比が７５〜７８％と低く、引張り強
さが６００〜６６０ＭＰａの高い強度が得られている。
成は適正範囲であるものの、それぞれ加熱温度、仕上げ
温度、冷却条件が適正範囲から外れているため、降伏比
が高すぎたり、あるいは降伏強さと引張り強さが不足し
ている。これに対し、本発明法によるＡ１〜Ａ４、Ｂ〜
Ｇ鋼はいずれも降伏比が７５〜７８％と低く、引張り強
さが６００〜６６０ＭＰａの高い強度が得られている。
【００２４】
【発明の効果】本発明によれば、厚肉鋼板においても圧
延仕上げ温度から冷却開始までの待ち時間が少なく、圧
延ミルの生産性を下げることなく、降伏比８０％以下で
引張り強さ５８０ＭＰａ以上の強度を有する低降伏比高
張力鋼を安定して製造できる。また本発明法は調質熱処
理を必要としないので経済性および大量生産性に優れて
いる。
延仕上げ温度から冷却開始までの待ち時間が少なく、圧
延ミルの生産性を下げることなく、降伏比８０％以下で
引張り強さ５８０ＭＰａ以上の強度を有する低降伏比高
張力鋼を安定して製造できる。また本発明法は調質熱処
理を必要としないので経済性および大量生産性に優れて
いる。
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｃ：０．０６〜０．１５％、Ｓｉ：０．
０１〜０．６０％、Ｍｎ：１．００〜１．８０％、Ｐ≦
０．０１５％、Ｓ≦０．０１０％、Ｎｂ：０．００５〜
０．１００％、Ａｌ≦０．０５０％、Ｎ：０．００１０
〜０．００６０％を含み、かつＴｉ：０．００５〜０．
０３０％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０２０％の１種ま
たは２種を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からな
る鋼材を１０５０〜１３００℃の温度に加熱し、熱間圧
延を９５０℃以上の温度で終了した後、直ちに７５０〜
６００℃まで１℃／ｓ以上の冷却速度で水冷し、その後
空冷することを特徴とする建築用低降伏比５８０ＭＰａ
級高張力鋼の製造方法。 - 【請求項２】 さらにＣｕ≦０．５０％、Ｎｉ≦０．５
０％、Ｃｒ≦０．５０％、Ｍｏ≦０．２０％、Ｖ≦０．
１０％、Ｂ≦０．００３０％の１種以上を含むことを特
徴とする請求項１記載の建築用低降伏比５８０ＭＰａ級
高張力鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13187493A JPH06340924A (ja) | 1993-06-02 | 1993-06-02 | 低降伏比高張力鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13187493A JPH06340924A (ja) | 1993-06-02 | 1993-06-02 | 低降伏比高張力鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06340924A true JPH06340924A (ja) | 1994-12-13 |
Family
ID=15068164
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP13187493A Pending JPH06340924A (ja) | 1993-06-02 | 1993-06-02 | 低降伏比高張力鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06340924A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100338352B1 (ko) * | 1997-12-24 | 2002-08-22 | 주식회사 포스코 | 저항복비를갖는구조용강및그제조방법 |
| KR100415656B1 (ko) * | 1996-11-27 | 2004-05-14 | 주식회사 포스코 | 고온강도특성이우수한인장강도58kgf/mm2급건축용강재의제조방법 |
| KR100435437B1 (ko) * | 1999-12-20 | 2004-06-10 | 주식회사 포스코 | 인장강도 50ｋｇｆ/㎟급 고온내화강재의 제조방법 |
-
1993
- 1993-06-02 JP JP13187493A patent/JPH06340924A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100415656B1 (ko) * | 1996-11-27 | 2004-05-14 | 주식회사 포스코 | 고온강도특성이우수한인장강도58kgf/mm2급건축용강재의제조방법 |
| KR100338352B1 (ko) * | 1997-12-24 | 2002-08-22 | 주식회사 포스코 | 저항복비를갖는구조용강및그제조방법 |
| KR100435437B1 (ko) * | 1999-12-20 | 2004-06-10 | 주식회사 포스코 | 인장강도 50ｋｇｆ/㎟급 고온내화강재의 제조방법 |
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