JP3285731B2 - 耐火用圧延形鋼およびその製造方法 - Google Patents
耐火用圧延形鋼およびその製造方法Info
- Publication number
- JP3285731B2 JP3285731B2 JP08956595A JP8956595A JP3285731B2 JP 3285731 B2 JP3285731 B2 JP 3285731B2 JP 08956595 A JP08956595 A JP 08956595A JP 8956595 A JP8956595 A JP 8956595A JP 3285731 B2 JP3285731 B2 JP 3285731B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- rolling
- steel
- less
- cooling
- temperature
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Lifetime
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
て用いられる耐火性、靭性の優れたH形鋼等フランジを
有する圧延形鋼と制御圧延による圧延形鋼の製造方法に
係わるものである。
化などから耐火設計の見直しが建設省総合プロジェクト
により行われ、昭和62年3月に「新耐火設計法」が制
定された。この規定により、旧法令による火災時に鋼材
の温度を350℃以下にするように耐火被覆するとした
制限が解除され、鋼材の高温強度と建築物の実荷重との
かねあいにより、それに適合する耐火被覆方法を決定で
きるようになった。即ち600℃での設計高温強度を確
保できる場合はそれに見合い耐火被覆を削減できるよう
になった。
77523号公報の耐火性の優れた建築用低降伏比鋼お
よび鋼材並びにその製造方法が提案されている。この先
願発明の要旨は600℃での降伏点が常温時の70%以
上となるようにMo、Nbを添加し高温強度を向上させ
たものである。鋼材の設計高温強度を600℃に設定し
たのは、合金元素による鋼材費の上昇とそれによる耐火
被覆施工費との兼ね合いから最も経済的であるという知
見に基づいたものである。
期段階でAl添加され、溶鋼の脱酸と生成したAl2 O
3 を浮上分離し高清浄化することを目的にしていた。即
ち、如何に溶鋼の酸素濃度を下げ、鋼中の粗大な一次脱
酸酸化物個数を減らすかに主題がおかれていた。
願技術によって製造された鋼材を各種の形鋼、特に複雑
な形状から厳しい圧延造形上の制約を有するH形鋼の素
材に適用することを試みた結果、ウエブ、フランジ、フ
ィレットの各部位での圧延仕上げ温度、圧下率、冷却速
度に差生じることから、部位により組織、特にベイナイ
ト割合が著しく異なり、常温・高温強度、延性、靭性が
バラツキ、溶接構造用圧延鋼材(JIS G3106) 等の規準に
満たない部位が生じた。また、粒内フェライトの生成に
よる組織微細化では、フェライトの組織割合が比較的高
い成分では効果的であるが、ベイナイトの割合が高くな
ると組織の微細化が困難となる欠点があった。
加熱温度1200〜1300℃でもγ粒径をASTM
No. で6番以上に細粒化ができればベイナイト割合の
高い組織でも組織微細化が可能となるので、このγ細粒
化法の開発が課題となる。この目的を達成するには高温
で分解せず安定に存在する、微細な析出物を分散分布さ
せ、これにより成長するγ粒界をピンニングし、γ粒成
長を抑制し細粒化する方法が考えられる。本発明はこの
析出物としてMg系酸化物とTiNが効果的であること
を見出しこれらを微細晶出・析出させた鋼を開発するこ
とを指向した。
における脱酸剤の選択、その添加順序及び凝固過程の冷
却制御により酸化物の組成とサイズ、分散密度を制御
し、生成させた酸化物を異相析出の優先析出サイトとし
活用する点にある。本願出願は先に特願平6−1170
5号で、前記酸化物を粒内フェライト変態核として機能
させ、粒内フェライトの生成により組織を微細し、H形
鋼の部位間の材質特性の均質化と高靭性化を達成する手
段を提供した。本発明はこれとは異なり、高温安定性の
高い微細なMg系酸化物(主としてMgO)とTiNを
高密度分散させ、これらの析出物を圧延加熱時の120
0〜1300℃でのγ粒の粒成長を抑制するためのピン
ニングサイトとして機能させ、γ粒の細粒化により組織
を微細化することによりH形鋼の部位間の材質特性の均
質化と高靭性・高温高強度化を達成することを特徴とし
ている。
鋼板で多く行われている低温・大圧下圧延とは異なり、
形鋼における軽圧下の熱間圧延においても効率的に組織
の細粒化が可能となるように圧延パス間で水冷し、水
冷、圧延、水冷とを繰り返す工程をとる方法にある。
することを目的とし、製鋼過程において適正な脱酸処
理を行い、溶鋼の高清浄化、溶存酸素濃度の規制、Ti添
加、最後にSi-Mg 合金及びNi-Mg 合金を添加する添加順
序とMg添加量の限定を行い、鋳片に微細なMg系酸化物を
微細分散させた鋳片を圧延しH形鋼としたものと、該鋳
片を素材として熱間圧延パス間で水冷することによ
り、H形鋼のフランジの表面と内部に温度差を与え、軽
圧下条件下においても、より高温の内部への圧下浸透を
高め、α生成核となる加工転位を導入し、板厚中央部で
の組織の微細化が達成できる圧延中水冷方法を開発し
た。加えて、圧延後のγ/α変態温度域を冷却制御する
ことにより、その核生成させたフェライトの粒成長を抑
制する方法によればミクロ組織の細粒化ができ、高能率
で製造コストの安価な耐火用圧延形鋼の生産が可能であ
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、以下のとおりである。 (1)質量%で、C :0.04〜0.20%、Si:
0.05〜0.50%、Mn:0.4〜1.8%、M
o:0.4〜1.0%、N :0.004〜0.015
%、Al:0.004%以下、Ti:0.005〜0.
025%、Mg:0.001〜0.005%、を含有
し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、かつ、大
きさ3μm以下のMg系酸化物を50個/mm2 以上含有
する鋳片を熱間圧延して製造したことを特徴とする耐火
用圧延形鋼。 (2)質量%で、更に、Cr:1.0%以下、Cu:
1.0%以下、Ni:2.0%以下、Nb:0.01%
以下の何れか1種または2種以上を含有することを特徴
とする上記(1)記載の耐火用圧延形鋼。 (3)上記(1)記載の耐火用圧延形鋼の製造方法であ
って、前記成分組成を含有する鋳片を1200〜130
0℃の温度域に再加熱した後に圧延を開始し、この圧延
工程で形鋼のフランジ表面温度を700℃以下に水冷
し、以降の圧延パス間の復熱過程で圧延する水冷・圧延
工程を一回以上繰り返し圧延し、圧延終了後に0.5〜
10℃/sの冷却速度で700〜400℃まで冷却し、
その後放冷することを特徴とする請求項1記載の耐火用
圧延形鋼の製造方法。 (4)上記(2)記載の耐火用圧延形鋼の製造方法であ
って、前記成分組成を含有する鋳片を1200〜130
0℃の温度域に再加熱した後に圧延を開始し、この圧延
工程で形鋼のフランジ表面温度を700℃以下に水冷
し、以降の圧延パス間の復熱過程で圧延する水冷・圧延
工程を一回以上繰り返し圧延し、圧延終了後に0.5〜
10℃/sの冷却速度で700〜400℃まで冷却し、
その後放冷することを特徴とする請求項2記載の耐火用
圧延形鋼の製造方法。
高温強度は鉄の融点のほぼ1/2 の温度の700 ℃以下では
常温での強化機構とほぼ同様であり、フェライト結晶
粒径の微細化、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
て支配される。一般に高温強度の上昇にはMo、Crの
添加による析出強化と転位の消失抑制による高温での軟
化抵抗を高めることにより達成されている。しかしM
o、Crの添加は著しく焼き入れ性を上げ、母材のフェ
ライト+ パーライト組織をベイナイト組織に変化させ
る。ベイナイト組織を生成し易い成分系鋼を圧延H形鋼
に適応した場合は、その特異な形状からウェブ、フラン
ジ、フィレットの各部位で、圧延仕上げ温度、圧下率、
冷却速度に差を生じるため、各部位によりベイナイト組
織割合が大きく変化する。その結果として常温・高温強
度、延性、靭性がバラツキ、規準に満たない部位が生じ
る。加えて、これらの元素の添加により溶接部を著しく
硬化させ、靭性を低下させる。
の制御、鋳込み後の冷却速度を規制し、鋳片内に多数の
微細なMg系酸化物を晶出・分散させた鋳片により、圧
延加熱時のγ粒径を細粒化した状態から圧延し耐火性・
靭性に優れたH形鋼を得ることである。加えて本発明で
は、熱間圧延工程において、熱間圧延パス間でフランジ
表面を水冷し、その復熱時に圧延することを繰り返すこ
とによりフランジの板厚中心部に圧下浸透効果を付与
し、この部位においてもTMCPによる組織微細化効果
を高め、この組織微細化によりH形鋼の各部位における
母材の機械特性を向上するとともに均一化を達成するも
のである。
限定理由について述べる。まず、Cは鋼の強化するため
に添加するもので、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、母材靭性、耐溶接割れ性、溶接熱影響部(以下HA
Zと略記)靭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。
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島状マルテンサイトを生成し、溶
接継手部靭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% の範囲に限定した。Mnは母材の強度、靭性
の確保には0.4%以上の添加が必要であるが、溶接部の靭
性、割れ性などの許容できる範囲で上限を1.8%とした。
効な元素である。0.4%未満ではMo炭化物(Mo2 C)
の析出が不十分で強化作用を持たないため十分な高温強
度が確保できず、1.0%超では焼き入れ性が上昇しすぎ母
材及びHAZの靭性が劣化するため0.4 〜1.0%に制限し
た。NはTiNの析出には極めて重要な元素であり、0.
004%未満ではTiNの析出量が不足し、1200〜13
00℃再加熱時のγ粒の粒成長を抑制できず、γ粒の細
粒化ができないため0.004%以上とした。含有量が0.015%
を超えるとフェライトの硬化および歪み時効などにより
靭性・延性を低下を生じるため0.015%以下に制限した。
な脱酸元素であり、0.004%超の含有ではAl含有量の多
い粒子径の大きなAl−Mg系複合酸化物を生成し、微
細な3μm以下のMg系酸化物が形成されず、高温再加
熱時においてのγ細粒化ができないためAlを0.004%以
下とした。Tiは微細なTiNの析出によりγを細粒化
し母材及び溶接部の靭性を向上させる。従って、0.005%
以下ではTiNの析出量が不足し、γ細粒化ができない
ためTi量の下限値をO.005%とした。しかし0.025%を超
えると過剰なTiはTiCを析出し、その析出硬化によ
り母材および溶接熱影響部の靭性を劣化させるため0.02
5%以下に制限した。
溶存酸素を重量%で0.003 〜0.015%に調整するのは、溶
鋼の高清浄化と同時に鋳片内に微細なMg系酸化物を晶
出させるために行うものである。予備脱酸後の[O] 濃度
が0.003%未満では微細な酸化物が減少し、細粒化できず
靭性を向上できない。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3μm以上の大きさ
に粗大化し脆性破壊の起点となり、靭性を低下させるた
めに予備脱酸後の[O] 濃度を重量%で0.003 〜0.015%に
限定した。
Mg脱酸により行った。その理由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、A
l、Si、Mgなどの強脱酸により生成する酸化物系介
在物は浮上、除去しやすく溶鋼の清浄化に有効なためで
ある。次に上述の溶鋼にMg合金を添加し重量%でMg:0.0
01〜0.005%に成分調整した溶鋼を後述する一定の鋳造冷
却速度で鋳込む。
-Mg である。Mg合金を用いた理由は合金化によりMg
の濃度を低くし、Mg酸化物生成時の反応を抑え、添加
時の安全性確保とMgの歩留を上げるためである。Mg
を0.001 〜0.005%に限定するのは、Mgも強力な脱酸元
素であり、晶出したMg酸化物は溶鋼中で容易に浮上分
離されるため0.005%を超えての添加は歩留が低いためそ
の上限を0.005%とした。また、0.001%未満では目的のM
g系酸化物の分散密度が不足するため下限を0.001%とし
た。なお、ここでのMg系酸化物は、主にMgOを表し
ているが、この酸化物は微量のAlおよび不純物として
含まれているCaなどの酸化物と複合化している場合が
多いのでこのような表現を用いた。
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。以上の成
分に加えて、母材強度の上昇、および母材の靱性向上の
目的で、Cr、Cu、Ni、Nbの1種または2種以上
を含有することができる。
化に有効である。しかし1.0%を超える過剰の添加は、靭
性および硬化性の観点から有害となるため、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き戻し脆性、溶接割れ性、熱
間加工割れを促進するため、上限を1.0%とした。
な元素であるが2.0%を超える添加は合金コストを増加さ
せ経済的でないので上限を2.0%とした。Nbは微量添加
により圧延組織を微細化でき、それらの炭窒化物の析出
により強化することから低合金化でき溶接特性を向上で
きる。しかしながら、これらの元素の過剰な添加は溶接
部の硬化や、母材の高降伏点化をもたらすので、各々の
含有量の上限をNb:0.01% とした。ここでNb含有量を0.
01% 以下としたのはNbはTiと複合し粗大なNb・T
i炭窒化物を形成し、TiNの微細析出を阻害するので
この形成を阻止するために上限を0.01% に制限した。
速度は、Mg系酸化物粒子の個数の増加とその大きさを
制御するため、鋳込み開始から900 ℃までの冷却速度を
0.5〜20℃/sで冷却するのが望ましい。すなわち、過冷
却により晶出する複合酸化物の核生成数を増加させると
同時に冷却中の粒子成長を抑制し、大きさ3μm以下に
した酸化物を鋳片に50個/mm2 以上含有させるため
に行うものである。この温度間の冷却速度が0.5℃/
s未満の緩冷却では複合酸化物は凝集粗大化し、50個
/mm2 未満となり靭性、延性を低下させ、一方、冷却
速度の上限は現状の鋳造技術での冷却速度の限界である
20℃/sとする。
以上含む必要がある理由について述べる。製品の材質特
性は製鋼、鋳造工程に支配される先天的因子の鋳片の凝
固組織、成分偏析、本発明の微細複合酸化物、析出物等
と圧延、TMCP、熱処理工程等により支配される後天
的因子のミクロ組織により決定される。当然、この先天
的因子である鋳片の性質は後の工程に継承される。本発
明の特徴は、この鋳片の先天的因子の1つを制御するこ
とにあり、鋳片中に高温でのγ粒成長の抑制機能を発揮
する微細なMg系酸化物を分散晶出させることにある。
この粒子の分散個数が50個/mm2 未満では、120
0〜1300℃加熱におけるγ粒径がASTM No.
6番以上の細粒をえることはできないため下限を50個
/mm2とした。
ナライザー(EPMA)で測定し決定したものである。
上記の処理を経た鋳片は次に1200〜1300℃の温
度域に再加熱する。この温度域に再加熱温度を限定した
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1200℃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1200℃とした。その上限は加熱炉の
性能、経済性から1300℃とした。
以上、フランジ表面温度を700℃以下に冷却し、その
次の圧延パス間の復熱過程で圧延する水冷・圧延工程を
1回以上繰り返し行うとしたのは、圧延パス間の水冷に
より、フランジの表層部と内部とに温度差を付け、軽圧
下条件においても内部への加工を浸透させるためと、低
温圧延を短時間で効率的に行うためである。
た後、復熱過程で圧延するのは、仕上げ圧延後の加速冷
却による表面の焼入れ硬化を抑制し軟化させるために行
うものである。その理由はフランジ表面温度を700℃
以下に冷却すれば一旦γ/α変態温度を切り、次の圧延
までに表層部は復熱昇温し、圧延はγ/αの二相共存温
度域での加工となり、γ細粒化と加工された微細αとの
混合組織を形成する。これにより表層部の焼き入性を著
しく低減でき、加速冷却により生じる表面層の硬化を防
止できるからである。
℃/Sの冷却速度で700〜400℃まで冷却し放冷す
るとしたのは、加速冷却によりフェライトの粒成長抑制
とベイナイト組織を微細化し高強度・高靭性を得るため
である。引き続く加速冷却を700〜400℃で停止す
るのは、700℃を超える温度で加速冷却を停止する
と、一部がAr1 点以上となりγ相を残存し、このγ相
が、共存するフェライトを核にフェライト変態し、さら
にフェライトが成長し粗粒化するために加速冷却の停止
温度を700℃以下とした。また、400℃未満の冷却
では、その後の放冷中にベイナイト相のラス間に生成す
る高炭素マルテンサイトが、冷却中にセメンタイトを析
出することにより分解できず、硬化相として存在するこ
とになる。これが脆性破壊の起点として作用し、靭性の
低下を招くために、この温度範囲に限定した。
脱酸処理を行い、溶鋼の酸素濃度を調整後、Ti次いで
Mg合金を添加し、連続鋳造により250 〜300mm 厚鋳片に
鋳造した。鋳片の冷却はモールド下方の二次冷却帯の水
量と鋳片の引き抜き速度の選択により制御した。該鋳片
を加熱し、粗圧延工程の図示は省略するが、図1に示
す、ユニバーサル圧延装置列でH形鋼に圧延した。圧延
パス間水冷は中間ユニバーサル圧延機4の前後に水冷装
置5aを設け、フランジ外側面のスプレー冷却とリバー
ス圧延の繰り返しにより行い、圧延後の加速冷却は仕上
げユニバーサル圧延機6で圧延終了後にその後面に設置
した冷却装置5bでフランジ外側面をスプレー冷却し
た。
t2 の中心部(1/2t2 )でフランジ幅全長(B) の1/4,1/
2 幅(1/4B,1/2B) から、試験片を採集し求めた。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
性が最も低下するので、これらの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。
学成分値を、表2、表4には、それらの鋼の鋳込み後の
冷却速度及び鋳片中のMg系酸化物の分散密度を示す。
表5、表6および表7には、圧延加熱時のγ粒度、圧延
・加速冷却条件及び製品の機械試験特性値を示す。な
お、圧延加熱温度を1300℃に揃えたのは、一般的に
加熱温度の低下はγ粒を細粒化し機械試験特性を向上さ
せることは周知であり、高温加熱条件では機械特性の最
低値を示すと推定され、この値がそれ以下の加熱温度で
の機械試験特性を代表できると判断したためである。
よるH形鋼1〜5、A1〜A3は目標の常温の降伏点範
囲がJIS規格の下限値+120N/mm2以内のSM490 ではYP
=325〜445N/mm2、SM520 ではYP=355〜475N/mm2、に制御
され、しかも、降伏比(YP/TS )も0.8 以下の低YR値を
満たし、抗張力(前記JISG3106)及び600℃
での降伏強度と常温の降伏強度の比が2/3以上であ
り、−10℃でのシャルピー衝撃値47(J) 以上を十分
に満たしている。一方、比較鋼のH形鋼6では、成分の
Nが0.003wt%と本発明の下限値以下であり、Alは0.00
7wt%と本発明の上限値を超えており、そのためにTiN
の析出量不足とMg系酸化物の分散個数が50個/mm
2 未満となり、γ粒度がASTM No.6番以下に粗
粒化し微細組織が得られない。このためにシャルピー衝
撃値が開発目標の−10℃で47J以上を達成できな
い。比較鋼のH形鋼7では、Mg添加前の溶鋼の酸素濃
度が本発明の下限値以下となっているためにMg系酸化
物の個数が不足し、それに反し、比較鋼のH形鋼8で
は、この酸素濃度の上限値を超えているために3μm以
上の大きさの粗大な酸化物が形成されるために、何れも
シャルピー衝撃値が開発目標の−10℃で47J以上を
達成できない。比較鋼のH形鋼9では、Ti含有量が本
発明の下限値未満となるためにTiNの析出量が不足
し、γ粒度がASTMNo.6番以下に粗粒化しシャル
ピー衝撃値をクリアーできない。比較鋼のH形鋼10で
は、Mgが添加されていない。次いで、比較鋼のH形鋼
11では、鋳込み後の冷却速度が下限値以下であるので
Mg系酸化物の個数が不足し、シャルピー衝撃値がクリ
アーできない。比較鋼のH形鋼12では、成分・製鋼条
件は満たしているものの圧延中でのフランジ外側面を7
00℃以下に水冷する処理が施されていないので、水冷
停止温度が725℃と水冷停止温度の上限を超え、圧延
後の冷却速度が1/2F部では制限冷却速度の下限以下
となるため、常温強度及び600℃での強度不足をきた
す。
比較鋼のH形鋼A4では、Mo含有量が本発明の下限値
を以下であるため600℃での強度不足となり、加えて
Mgが添加されていないので組織の微細化ができずシャ
ルピー衝撃値が開発目標の−10℃で47J以上を達成
できない。また、比較鋼のH形鋼A5では、鋳込み後の
冷却速度の制限の下限値以下であるのでMg系酸化物の
個数が不足し、シャルピー衝撃値がクリアーできない。
れた時に、表5、6および7に示されるH形鋼1〜5、
A1〜A3のように、圧延形鋼の機械試験特性の最も保
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
常温・高温強度、低温靭性を有する、耐火性及び靭性の
優れた圧延形鋼の生産が可能になる。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。
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、靭性を有し、高温特性に優れ、耐火材の被
覆厚さが従来の20〜50%で耐火目的を達成できる、
優れた耐火性及び靭性を持つ形鋼が圧延ままで製造可能
になり、施工コスト低減、工期の短縮による大幅なコス
ト削減が図られ、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。
を示す図である。
Claims (4)
- 【請求項1】 質量%で、 C :0.04〜0.20%、 Si:0.05〜0.50%、 Mn:0.4〜1.8%、 Mo:0.4〜1.0%、 N :0.004〜0.015%、 Al:0.004%以下、 Ti:0.005〜0.025%、 Mg:0.001〜0.005%、 を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、か
つ、大きさ3μm以下のMg系酸化物を50個/mm2 以
上含有する鋳片を熱間圧延して製造したことを特徴とす
る耐火用圧延形鋼。 - 【請求項2】 質量%で、更に、Cr:1.0%以下、
Cu:1.0%以下、Ni:2.0%以下、Nb:0.
01%以下の何れか1種または2種以上を含有すること
を特徴とする請求項1記載の耐火用圧延形鋼。 - 【請求項3】 請求項1記載の耐火用圧延形鋼の製造方
法であって、前記成分組成を含有する鋳片を1200〜
1300℃の温度域に再加熱した後に圧延を開始し、こ
の圧延工程で形鋼のフランジ表面温度を700℃以下に
水冷し、以降の圧延パス間の復熱過程で圧延する水冷・
圧延工程を一回以上繰り返し圧延し、圧延終了後に0.
5〜10℃/sの冷却速度で700〜400℃まで冷却
し、その後放冷することを特徴とする請求項1記載の耐
火用圧延形鋼の製造方法。 - 【請求項4】 請求項2記載の耐火用圧延形鋼の製造方
法であって、前記成分組成を含有する鋳片を1200〜
1300℃の温度域に再加熱した後に圧延を開始し、こ
の圧延工程で形鋼のフランジ表面温度を700℃以下に
水冷し、以降の圧延パス間の復熱過程で圧延する水冷・
圧延工程を一回以上繰り返し圧延し、圧延終了後に0.
5〜10℃/sの冷却速度で700〜400℃まで冷却
し、その後放冷することを特徴とする請求項2記載の耐
火用圧延形鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP08956595A JP3285731B2 (ja) | 1995-04-14 | 1995-04-14 | 耐火用圧延形鋼およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP08956595A JP3285731B2 (ja) | 1995-04-14 | 1995-04-14 | 耐火用圧延形鋼およびその製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH08283901A JPH08283901A (ja) | 1996-10-29 |
JP3285731B2 true JP3285731B2 (ja) | 2002-05-27 |
Family
ID=13974345
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP08956595A Expired - Lifetime JP3285731B2 (ja) | 1995-04-14 | 1995-04-14 | 耐火用圧延形鋼およびその製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP3285731B2 (ja) |
-
1995
- 1995-04-14 JP JP08956595A patent/JP3285731B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH08283901A (ja) | 1996-10-29 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP2760713B2 (ja) | 耐火性及び靱性の優れた制御圧延形鋼の製造方法 | |
JP3718348B2 (ja) | 高強度高靱性圧延形鋼とその製造方法 | |
JP2661845B2 (ja) | 含オキサイド系耐火用形鋼の制御圧延による製造方法 | |
JP4464486B2 (ja) | 高強度高靱性圧延形鋼とその製造方法 | |
JP2006336105A (ja) | 耐火用鋼材およびその製造方法 | |
JP2007284712A (ja) | 靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法及び靭性に優れた厚手高強度鋼板 | |
JPH10147834A (ja) | 590MPa級圧延形鋼およびその製造方法 | |
JP3397271B2 (ja) | 耐火用圧延形鋼およびその製造方法 | |
JPH04279247A (ja) | 圧延ままで耐火性及び靱性の優れた粒内フェライト系形鋼の製造方法 | |
JP3285732B2 (ja) | 耐火用圧延形鋼およびその製造方法 | |
JP3472017B2 (ja) | 耐火圧延形鋼およびその製造方法 | |
CN113604736A (zh) | 一种屈服强度800MPa级高强度中厚板及其制备方法 | |
JPH10204572A (ja) | 700℃耐火圧延形鋼およびその製造方法 | |
JP3181448B2 (ja) | 含酸化物分散鋳片及びその鋳片による靱性の優れた圧延形鋼の製造方法 | |
JP3241199B2 (ja) | 酸化物粒子分散鋳片及びその鋳片を素材とする靭性の優れた圧延形鋼の製造方法 | |
JP3426425B2 (ja) | 耐火圧延形鋼用鋳片およびそれを素材とする耐火用圧延形鋼の製造方法 | |
JP3285731B2 (ja) | 耐火用圧延形鋼およびその製造方法 | |
JPH10147835A (ja) | 590MPa級圧延形鋼およびその製造方法 | |
JP3241198B2 (ja) | 耐火用酸化物粒子分散鋳片及びこの鋳片を素材とした耐火用圧延形鋼の製造方法 | |
JP3107698B2 (ja) | 強度・靱性および耐火性の優れたフランジを有する形鋼の製造方法 | |
JP3502809B2 (ja) | 靭性の優れた鋼材の製造方法 | |
JPH05132716A (ja) | 靭性の優れた圧延形鋼の製造方法 | |
JP3403300B2 (ja) | 590MPa級圧延形鋼およびその製造方法 | |
JPH0790473A (ja) | 耐火用含酸化物鋳片及びその鋳片による耐火用圧延形鋼の製造方法 | |
JPH0776725A (ja) | 靭性の優れた形鋼の製造方法 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20020129 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080308 Year of fee payment: 6 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090308 Year of fee payment: 7 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090308 Year of fee payment: 7 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100308 Year of fee payment: 8 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110308 Year of fee payment: 9 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120308 Year of fee payment: 10 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130308 Year of fee payment: 11 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130308 Year of fee payment: 11 |
|
S531 | Written request for registration of change of domicile |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313531 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130308 Year of fee payment: 11 |
|
R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130308 Year of fee payment: 11 |
|
S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130308 Year of fee payment: 11 |
|
R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140308 Year of fee payment: 12 |
|
EXPY | Cancellation because of completion of term |