JPH0995730A - 低温用建築向け鋼材の製造方法 - Google Patents
低温用建築向け鋼材の製造方法Info
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- JPH0995730A JPH0995730A JP25517595A JP25517595A JPH0995730A JP H0995730 A JPH0995730 A JP H0995730A JP 25517595 A JP25517595 A JP 25517595A JP 25517595 A JP25517595 A JP 25517595A JP H0995730 A JPH0995730 A JP H0995730A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】安定した低温靭性と、低温（−２０℃〜−６０
℃）で低ＹＲ（≦８０％）を有し、低温で新耐震設計を
可能にする低降伏比建築向け鋼材の製造方法を提供する 【解決手段】酸素含有量が３０ｐｐｍ以下の鉄基合金を
オーステナイト域で熱間圧延後、Ａｒ3 点経過後から水
冷し、６５０℃以下４００℃以上で水冷を停止し、主た
る組織をフェライトとベイナイトの２相組織とすること
を特徴とする低温で低降伏比を有する低温用建築向け鋼
材の製造方法
℃）で低ＹＲ（≦８０％）を有し、低温で新耐震設計を
可能にする低降伏比建築向け鋼材の製造方法を提供する 【解決手段】酸素含有量が３０ｐｐｍ以下の鉄基合金を
オーステナイト域で熱間圧延後、Ａｒ3 点経過後から水
冷し、６５０℃以下４００℃以上で水冷を停止し、主た
る組織をフェライトとベイナイトの２相組織とすること
を特徴とする低温で低降伏比を有する低温用建築向け鋼
材の製造方法
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、新耐震設計法で設
計される建築分野において、低温倉庫など使用環境温度
が低温となる建築物に用いられる低温用建築向き鋼材の
製造方法に関する。
計される建築分野において、低温倉庫など使用環境温度
が低温となる建築物に用いられる低温用建築向き鋼材の
製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】昭和５６年に改正施行された建築物の耐
震設計法は、それまでの構造体各部に生ずる応力度を鋼
材の降伏点以内に留めるという弾性設計に変えて、鋼材
が降伏後、最大強さに達するまでの塑性域での変形能力
を活用して、地震入力エネルギーを吸収させ、建物の耐
震安全性を確保しようとするものである。このことか
ら、新耐震設計法が適用される建築物の鋼材は、降伏後
の変形性能を表すパラメーターである降伏比（ＹＲ）が
低いこと、すなわち低降伏比が求められるようになっ
た。
震設計法は、それまでの構造体各部に生ずる応力度を鋼
材の降伏点以内に留めるという弾性設計に変えて、鋼材
が降伏後、最大強さに達するまでの塑性域での変形能力
を活用して、地震入力エネルギーを吸収させ、建物の耐
震安全性を確保しようとするものである。このことか
ら、新耐震設計法が適用される建築物の鋼材は、降伏後
の変形性能を表すパラメーターである降伏比（ＹＲ）が
低いこと、すなわち低降伏比が求められるようになっ
た。
【０００３】ＴＳ５００ＭＰａ級の鋼材は、熱間圧延を
再結晶域で仕上げ、組織の粗粒化を図り低降伏比を確保
している。また、ＴＳ６００ＭＰａ級あるいはそれ以上
の高強度鋼では、フェライト−オーステナイトの２相域
から焼入することで、フェライトとベイナイトあるいは
マルテンサイトの２相組織にすることで低降伏比を確保
している。
再結晶域で仕上げ、組織の粗粒化を図り低降伏比を確保
している。また、ＴＳ６００ＭＰａ級あるいはそれ以上
の高強度鋼では、フェライト−オーステナイトの２相域
から焼入することで、フェライトとベイナイトあるいは
マルテンサイトの２相組織にすることで低降伏比を確保
している。
【０００４】オフィスや住居用の建築物、いわゆるビル
は常温で使用されるため、上述の新耐震設計も常温を前
提になされている。したがって、従来の低降伏比鋼も常
温（０〜３０℃）でのＹＲ値が８０％以下あるいは７５
％以下になるように製造されている。
は常温で使用されるため、上述の新耐震設計も常温を前
提になされている。したがって、従来の低降伏比鋼も常
温（０〜３０℃）でのＹＲ値が８０％以下あるいは７５
％以下になるように製造されている。
【０００５】建築物の中には、寒冷地の建物、低温用倉
庫のように使用温度が低温（−２０℃〜−６０℃）であ
るような建築物がある。例えば、まぐろ用の冷凍倉庫は
−５５℃で使用される。そのような低温用建築物に新耐
震設計法を適用し耐震安全性を確保するためには、良好
な低温靭性と低温で低降伏比を示す鋼材が必要となる。
庫のように使用温度が低温（−２０℃〜−６０℃）であ
るような建築物がある。例えば、まぐろ用の冷凍倉庫は
−５５℃で使用される。そのような低温用建築物に新耐
震設計法を適用し耐震安全性を確保するためには、良好
な低温靭性と低温で低降伏比を示す鋼材が必要となる。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】そこで、本発明者らは
従来の低降伏比鋼の低温での引張特性並びに靭性につい
て検討した。多くの低降伏比鋼は上述したように低降伏
比を得るために粗粒であり、そのため低温靭性が低く、
たとえば−５５℃使用の低温用倉庫には使用できないこ
とがわかった。低温靭性に優れた低降伏比鋼に関する発
明として、特開平２−１９７５２２号公報や特開平５−
２１４４０号公報が開示されている。両公報とも靭性は
−５５℃使用の低温用倉庫には適用可能なほど優れたデ
ータが示されているが、低温のＹＲ値は示されていな
い。そこで、本発明者は両公報の記載に沿って試作した
鋼の低温引張特性について調べると、たとえば−５５℃
ではＹＲが８０％以上になってしまうことが判明した。
また、靭性に関しても、必ずしも良い値ばかりではなく
大きくばらつく結果となった。
従来の低降伏比鋼の低温での引張特性並びに靭性につい
て検討した。多くの低降伏比鋼は上述したように低降伏
比を得るために粗粒であり、そのため低温靭性が低く、
たとえば−５５℃使用の低温用倉庫には使用できないこ
とがわかった。低温靭性に優れた低降伏比鋼に関する発
明として、特開平２−１９７５２２号公報や特開平５−
２１４４０号公報が開示されている。両公報とも靭性は
−５５℃使用の低温用倉庫には適用可能なほど優れたデ
ータが示されているが、低温のＹＲ値は示されていな
い。そこで、本発明者は両公報の記載に沿って試作した
鋼の低温引張特性について調べると、たとえば−５５℃
ではＹＲが８０％以上になってしまうことが判明した。
また、靭性に関しても、必ずしも良い値ばかりではなく
大きくばらつく結果となった。
【０００７】従って、本発明の目的は、安定した低温靭
性と、低温（−２０℃〜−６０℃）で低ＹＲ（≦８０
％）を有し、低温で新耐震設計を可能にする低降伏比建
築向け鋼材の製造方法を提供するものである。
性と、低温（−２０℃〜−６０℃）で低ＹＲ（≦８０
％）を有し、低温で新耐震設計を可能にする低降伏比建
築向け鋼材の製造方法を提供するものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】この目的を達成するため
の第一の発明は、酸素含有量が３０ｐｐｍ以下の鉄基合
金をオーステナイト域で熱間圧延後、Ａｒ3 点経過後か
ら水冷し、６５０℃以下４００℃以上で水冷を停止し、
主たる組織をフェライトとベイナイトの２相組織とする
ことを特徴とする低温で低降伏比を有する低温用建築向
け鋼材の製造方法である。
の第一の発明は、酸素含有量が３０ｐｐｍ以下の鉄基合
金をオーステナイト域で熱間圧延後、Ａｒ3 点経過後か
ら水冷し、６５０℃以下４００℃以上で水冷を停止し、
主たる組織をフェライトとベイナイトの２相組織とする
ことを特徴とする低温で低降伏比を有する低温用建築向
け鋼材の製造方法である。
【０００９】第２の発明は、重量％で、Ｃ：０．０６〜
０．１８％、Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、Ｍｎ：０．
６〜１．７％、Ａｌ：０．００１〜０．０６％、Ｎ≦３
０ｐｐｍ、Ｏ≦３０ｐｐｍ、残部がＦｅおよび不可避的
不純物からなる鋼を、オーステナイト域で熱間圧延後、
Ａｒ3 点経過後から水冷し、６５０℃以下４００℃以上
で水冷を停止することを特徴とする低温靭性に優れかつ
低温で低降伏比を有する低温用建築向け鋼材の製造方法
である。
０．１８％、Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、Ｍｎ：０．
６〜１．７％、Ａｌ：０．００１〜０．０６％、Ｎ≦３
０ｐｐｍ、Ｏ≦３０ｐｐｍ、残部がＦｅおよび不可避的
不純物からなる鋼を、オーステナイト域で熱間圧延後、
Ａｒ3 点経過後から水冷し、６５０℃以下４００℃以上
で水冷を停止することを特徴とする低温靭性に優れかつ
低温で低降伏比を有する低温用建築向け鋼材の製造方法
である。
【００１０】第３の発明は、重量％で、Ｃ：０．０６〜
０．１８％、Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、Ｍｎ：０．
６〜１．７％、Ａｌ：０．００１〜０．０６％、Ｎ≦３
０ｐｐｍ、Ｏ≦３０ｐｐｍに加えて、Ｔｉ：０．００５
〜０．０１５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０４％、Ｖ：
０．００５〜０．１％、Ｃｕ：０．０５〜０．６％、Ｎ
ｉ：０．０５〜０．６％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％及
びＭｏ：０．０２〜０．６％から選択された１種または
２種以上、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼
をオーステナイト域で熱間圧延後、Ａｒ3 点経過後から
水冷し、６５０℃以下４００℃以上で水冷を停止するこ
とを特徴とする低温靭性に優れかつ低温で低降伏比を有
する低温用建築向け鋼材の製造方法である。
０．１８％、Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、Ｍｎ：０．
６〜１．７％、Ａｌ：０．００１〜０．０６％、Ｎ≦３
０ｐｐｍ、Ｏ≦３０ｐｐｍに加えて、Ｔｉ：０．００５
〜０．０１５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０４％、Ｖ：
０．００５〜０．１％、Ｃｕ：０．０５〜０．６％、Ｎ
ｉ：０．０５〜０．６％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％及
びＭｏ：０．０２〜０．６％から選択された１種または
２種以上、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼
をオーステナイト域で熱間圧延後、Ａｒ3 点経過後から
水冷し、６５０℃以下４００℃以上で水冷を停止するこ
とを特徴とする低温靭性に優れかつ低温で低降伏比を有
する低温用建築向け鋼材の製造方法である。
【００１１】第４の発明は、さらに、Ｐ≦０．０１５
％、Ｓ≦０．００２％に規制し、Ｃａ：Ｃａ／Ｓで０．
５以上２．０以下と、ＲＥＭ：０．００５〜０．０２％
との少なくともいずれか一方が添加された超大入熱溶接
のＨＡＺ割れ感受性の低い低温靭性に優れかつ低温でも
低降伏比を有する低温用建築向け鋼材の製造方法であ
る。
％、Ｓ≦０．００２％に規制し、Ｃａ：Ｃａ／Ｓで０．
５以上２．０以下と、ＲＥＭ：０．００５〜０．０２％
との少なくともいずれか一方が添加された超大入熱溶接
のＨＡＺ割れ感受性の低い低温靭性に優れかつ低温でも
低降伏比を有する低温用建築向け鋼材の製造方法であ
る。
【００１２】以下本発明を詳細に説明する。まず本発明
方法で得られる鋼材は、酸素含有量が３０ｐｐｍ以下で
あり、主たる組織がフェライトとベイナイトの２相組織
とすることにより、低温で低降伏比を有している。この
ことは以下の知見に基づく。すなわち、本発明者らは、
ミクロ組織と低温ＹＲの関係を鋭意検討した結果、以下
に示す重要な知見を見いだした。
方法で得られる鋼材は、酸素含有量が３０ｐｐｍ以下で
あり、主たる組織がフェライトとベイナイトの２相組織
とすることにより、低温で低降伏比を有している。この
ことは以下の知見に基づく。すなわち、本発明者らは、
ミクロ組織と低温ＹＲの関係を鋭意検討した結果、以下
に示す重要な知見を見いだした。
【００１３】まず、図１は、表２、表３のＡ１ならびに
Ａ２鋼板を供試材に用いて、低温の降伏比に及ぼす組織
の影響を調べたもので、図中のα＋ＢがＡ１鋼板、α＋
ＰがＡ２鋼板である。図からわかるように、ＹＲ値は引
張試験温度が低温になるほど上昇する。しかし、フェラ
イト＋パーライト組織（α＋Ｐ）よりもフェライト＋ベ
イナイト（α＋Ｂ）組織の方が上昇程度が低い。そし
て、粗粒フェライトとベイナイトの混合組織にすること
で−１００℃でもＹＲ＜８０％以下が達成されている。
Ａ２鋼板を供試材に用いて、低温の降伏比に及ぼす組織
の影響を調べたもので、図中のα＋ＢがＡ１鋼板、α＋
ＰがＡ２鋼板である。図からわかるように、ＹＲ値は引
張試験温度が低温になるほど上昇する。しかし、フェラ
イト＋パーライト組織（α＋Ｐ）よりもフェライト＋ベ
イナイト（α＋Ｂ）組織の方が上昇程度が低い。そし
て、粗粒フェライトとベイナイトの混合組織にすること
で−１００℃でもＹＲ＜８０％以下が達成されている。
【００１４】図２は、Ａ鋼と同鋼種において酸素のみ２
０〜４３ｐｐｍの範囲で変化した鋼を供試鋼に用いて、
ｖＥ−５５に及ぼす酸素含有量の影響を調べたものであ
る。フェライトとベイナイト混合組織の低温靭性は、図
２に示すようにかなりのバラツキを有しているが、その
下限値は酸素含有量により支配され、酸素含有量を３０
ｐｐｍ以下にすることでｖＥ-55(minimum)＞１００Ｊを
満たす安定した靭性が得られることを見出した。これ
は、酸素含有量を３０ｐｐｍ以下にすることで、マイク
ロクラックの発生起点となる鋼中酸化物の減少、微細化
したためである。
０〜４３ｐｐｍの範囲で変化した鋼を供試鋼に用いて、
ｖＥ−５５に及ぼす酸素含有量の影響を調べたものであ
る。フェライトとベイナイト混合組織の低温靭性は、図
２に示すようにかなりのバラツキを有しているが、その
下限値は酸素含有量により支配され、酸素含有量を３０
ｐｐｍ以下にすることでｖＥ-55(minimum)＞１００Ｊを
満たす安定した靭性が得られることを見出した。これ
は、酸素含有量を３０ｐｐｍ以下にすることで、マイク
ロクラックの発生起点となる鋼中酸化物の減少、微細化
したためである。
【００１５】以上のことから、安定した低温靭性を有
し、かつ低温（−２０℃〜−６０℃）で低ＹＲ（≦８０
％）を示す新耐震設計を可能にする低温低降伏比建築鋼
材の必要条件は、酸素含有量が３０ｐｐｍ以下で粗粒フ
ェライトとベイナイトの２相組織の特徴を有するである
ことがわかった。
し、かつ低温（−２０℃〜−６０℃）で低ＹＲ（≦８０
％）を示す新耐震設計を可能にする低温低降伏比建築鋼
材の必要条件は、酸素含有量が３０ｐｐｍ以下で粗粒フ
ェライトとベイナイトの２相組織の特徴を有するである
ことがわかった。
【００１６】そして、本発明方法はこのミクロ組織を得
るために、以下の製造条件で鋼材を製造する。まず、酸
素含有量が３０ｐｐｍ以下の鉄基合金をオーステナイト
域で熱間圧延する。オーステナイト域で熱間圧延する理
由は、フェライト域で圧延すると加工硬化し、低ＹＲが
得られないからである。ついで、Ａｒ3 点経過後から水
冷する。Ａｒ3 点経過後から水冷する理由は、オーステ
ナイト域から加速冷却する場合には、その鋼の焼入性に
応じて冷却速度制御しなければフェライトは得られ難い
が、Ａｒ3 点経過後まで放冷し、一部フェライトが析出
してから加速冷却した場合非常に広い冷却速度範囲で低
ＹＲが得られるためである。図３は、供試鋼にＡ鋼を用
いて、オーステナイト域から加速冷却した場合と、圧延
後、Ａｒ3 点経過後まで放冷し、一部フェライトが析出
した２相域から加速冷却した場合の−５５℃のＹＲと冷
却速度の関係を示している。後者の場合には、非常に広
い冷却速度範囲で低ＹＲが得られている。そして、ミク
ロ組織観察から、後者の場合には広い冷却速度範囲でフ
ェライトとベイナイト混合組織が得られたためであるこ
とが判明した。ついで６５０〜４００℃で水冷を停止し
て、組織をフェライトとベイナイトの２相組織にする。
この温度範囲に限定した理由は、停止温度が６５０℃を
超える高温の場合には、組織がフェライト＋パーライト
組織になってしまう。また、停止温度が４００℃を下回
る低温の場合には、マルテンサイトが混入し著しく靭性
が劣化してしまう。
るために、以下の製造条件で鋼材を製造する。まず、酸
素含有量が３０ｐｐｍ以下の鉄基合金をオーステナイト
域で熱間圧延する。オーステナイト域で熱間圧延する理
由は、フェライト域で圧延すると加工硬化し、低ＹＲが
得られないからである。ついで、Ａｒ3 点経過後から水
冷する。Ａｒ3 点経過後から水冷する理由は、オーステ
ナイト域から加速冷却する場合には、その鋼の焼入性に
応じて冷却速度制御しなければフェライトは得られ難い
が、Ａｒ3 点経過後まで放冷し、一部フェライトが析出
してから加速冷却した場合非常に広い冷却速度範囲で低
ＹＲが得られるためである。図３は、供試鋼にＡ鋼を用
いて、オーステナイト域から加速冷却した場合と、圧延
後、Ａｒ3 点経過後まで放冷し、一部フェライトが析出
した２相域から加速冷却した場合の−５５℃のＹＲと冷
却速度の関係を示している。後者の場合には、非常に広
い冷却速度範囲で低ＹＲが得られている。そして、ミク
ロ組織観察から、後者の場合には広い冷却速度範囲でフ
ェライトとベイナイト混合組織が得られたためであるこ
とが判明した。ついで６５０〜４００℃で水冷を停止し
て、組織をフェライトとベイナイトの２相組織にする。
この温度範囲に限定した理由は、停止温度が６５０℃を
超える高温の場合には、組織がフェライト＋パーライト
組織になってしまう。また、停止温度が４００℃を下回
る低温の場合には、マルテンサイトが混入し著しく靭性
が劣化してしまう。
【００１７】つぎに、本発明に係る鋼材の各成分の添加
理由および添加量を限定した説明する。Ｃ，Ｓｉ，Ｍ
ｎ，Ａｌは、通常の溶接構造用鋼が所要の材質を得るた
めに、従来から確認されている作用・効果の関係をもと
に、以下のごとく限定した。
理由および添加量を限定した説明する。Ｃ，Ｓｉ，Ｍ
ｎ，Ａｌは、通常の溶接構造用鋼が所要の材質を得るた
めに、従来から確認されている作用・効果の関係をもと
に、以下のごとく限定した。
【００１８】Ｃは最も安価な元素で強度化に有効な元素
であるが、０．１８％を超えて添加すると溶接性が著し
く低下する。０．０６％未満では、厚物で強度が不足
し、多量の合金元素の添加が必要となり、コスト高を招
く。また、０．１８％超えでは、溶接性が著しく劣化す
る。したがって、Ｃは０．０６％以上０．１８％以下に
規定した。
であるが、０．１８％を超えて添加すると溶接性が著し
く低下する。０．０６％未満では、厚物で強度が不足
し、多量の合金元素の添加が必要となり、コスト高を招
く。また、０．１８％超えでは、溶接性が著しく劣化す
る。したがって、Ｃは０．０６％以上０．１８％以下に
規定した。
【００１９】Ｓｉは鋼材の強度、溶鋼の予備脱酸に必要
な元素である。予備脱酸のためには、０．０５％以上の
添加が必要である。０．４％を超える過剰の添加は、鋼
材の靭性、溶接ＨＡＺ靭性を劣化させる。したがって、
Ｓｉ量は０．０５％以上０．４％以下に限定した。
な元素である。予備脱酸のためには、０．０５％以上の
添加が必要である。０．４％を超える過剰の添加は、鋼
材の靭性、溶接ＨＡＺ靭性を劣化させる。したがって、
Ｓｉ量は０．０５％以上０．４％以下に限定した。
【００２０】Ｍｎは、母材の強度を確保するため、必要
な元素である。０．６％未満では、厚物で強度が不足
し、多量の合金元素の添加が必要となり、コスト高を招
く。また、Ｍｎは中央偏析しやすい元素である。１．７
％を超えて添加すると、板厚中央が著しく脆化する。し
たがって、Ｍｎの範囲を０．６％以上１．７％以下に限
定した。
な元素である。０．６％未満では、厚物で強度が不足
し、多量の合金元素の添加が必要となり、コスト高を招
く。また、Ｍｎは中央偏析しやすい元素である。１．７
％を超えて添加すると、板厚中央が著しく脆化する。し
たがって、Ｍｎの範囲を０．６％以上１．７％以下に限
定した。
【００２１】Ａｌは、脱酸に必要な元素である。Ａｌ量
として０．００１％未満では、十分な脱酸効果が期待で
きない。また、０．０６％を超えて過剰に添加すると、
連続鋳造スラブの表面にキズが発生しやすい。したがっ
て、Ａｌ量は０．００１％以上０．０６％以下に限定し
た。
として０．００１％未満では、十分な脱酸効果が期待で
きない。また、０．０６％を超えて過剰に添加すると、
連続鋳造スラブの表面にキズが発生しやすい。したがっ
て、Ａｌ量は０．００１％以上０．０６％以下に限定し
た。
【００２２】Ｎは固体鋼中に固溶Ｎや窒化物系介在物と
して存在する。固溶Ｎや粗大窒化物系介在物は、鋼の低
温靭性を劣化させる。３０ｐｐｍを超えてＮを含有する
と固溶Ｎが存在する、また、最終凝固部には粗大な窒化
物（例えばＴｉＮやＮｂＮ）が生成しやすくなり、優れ
た低温靭性が得られない。したがって、Ｎ含有量を０．
００３％以下に規制した。
して存在する。固溶Ｎや粗大窒化物系介在物は、鋼の低
温靭性を劣化させる。３０ｐｐｍを超えてＮを含有する
と固溶Ｎが存在する、また、最終凝固部には粗大な窒化
物（例えばＴｉＮやＮｂＮ）が生成しやすくなり、優れ
た低温靭性が得られない。したがって、Ｎ含有量を０．
００３％以下に規制した。
【００２３】Ｏは既に述べたように、３０ｐｐｍを越え
るとマイクロクラックの発生起点となる鋼中酸化物が増
大、粗大化するため、３０ｐｐｍ以下とする。Ｎｂ、
Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは、高強度化に有効な元素
である。各成分の下限を限定した理由は、Ｎｂ＜０．０
０５％、Ｖ＜０．００５％、Ｃｕ＜０．０５％、Ｎｉ＜
０．０５％、Ｃｒ＜０．０５％、Ｍｏ＜０．０２％で
は、明瞭な強度上昇効果が見られないためである。ま
た、各成分の上限は以下の理由から決定された。
るとマイクロクラックの発生起点となる鋼中酸化物が増
大、粗大化するため、３０ｐｐｍ以下とする。Ｎｂ、
Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは、高強度化に有効な元素
である。各成分の下限を限定した理由は、Ｎｂ＜０．０
０５％、Ｖ＜０．００５％、Ｃｕ＜０．０５％、Ｎｉ＜
０．０５％、Ｃｒ＜０．０５％、Ｍｏ＜０．０２％で
は、明瞭な強度上昇効果が見られないためである。ま
た、各成分の上限は以下の理由から決定された。
【００２４】ＮｂはＮｂ（ＣＮ）、ＶはＶＣが析出し高
強度化に寄与するが、０．０４％を超えたＮｂの添加、
０．１％を超えたＶの添加は、降伏比を著しく上昇させ
てしまう。従って、Ｎｂを０．００５％以上０．０４％
以下に、Ｖを０．００５％以上０．１％以下に限定し
た。
強度化に寄与するが、０．０４％を超えたＮｂの添加、
０．１％を超えたＶの添加は、降伏比を著しく上昇させ
てしまう。従って、Ｎｂを０．００５％以上０．０４％
以下に、Ｖを０．００５％以上０．１％以下に限定し
た。
【００２５】Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは、固溶強化や焼
入性向上効果を通して、高強度化に寄与する。０．６％
を超えるＣｕの添加は著しくＣｕ割れ発生の危険性を増
大させる。Ｎｉは高価な元素でありコストの観点から、
上限を０．６％とした。１％を超えるＣｒ、０．６％を
超えるＭｏの添加は溶接性を著しく劣化させる。従っ
て、Ｃｕを０．０５％以上０．６％以下、Ｎｉを０．０
５％以上０．６％以下、Ｃｒを０．０５％以上１％以
下、Ｍｏを０．０２％以上０．６％以下に限定した。
入性向上効果を通して、高強度化に寄与する。０．６％
を超えるＣｕの添加は著しくＣｕ割れ発生の危険性を増
大させる。Ｎｉは高価な元素でありコストの観点から、
上限を０．６％とした。１％を超えるＣｒ、０．６％を
超えるＭｏの添加は溶接性を著しく劣化させる。従っ
て、Ｃｕを０．０５％以上０．６％以下、Ｎｉを０．０
５％以上０．６％以下、Ｃｒを０．０５％以上１％以
下、Ｍｏを０．０２％以上０．６％以下に限定した。
【００２６】Ｔｉは、ＴｉＮの溶接ＨＡＺ部の組織粗大
化を抑制してＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素である。
０．００５％未満のＴｉ添加ではＨＡＺ靭性向上効果が
発揮されない。０．０１５％を超えて添加すると溶接の
冷却過程でＴｉＣが析出し、ＨＡＺ靭性の劣化を招く。
従って、Ｔｉを０．００５％以上、０．０１５％以下に
限定した。
化を抑制してＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素である。
０．００５％未満のＴｉ添加ではＨＡＺ靭性向上効果が
発揮されない。０．０１５％を超えて添加すると溶接の
冷却過程でＴｉＣが析出し、ＨＡＺ靭性の劣化を招く。
従って、Ｔｉを０．００５％以上、０．０１５％以下に
限定した。
【００２７】Ｓは中央偏析し、その部分でＭｎＳを形成
する。ＭｎＳは圧延より伸長するため、鋼板の板厚中央
部には伸長したＭｎＳが他の部分より多く存在する。本
発明の用途は建築向けであり、その多くは大入熱のサブ
マージアーク溶接（ＳＡＷ）でボックス柱に組み立てら
れ、建築物に使用される。大入熱サブマージアーク溶接
では、鉄粉入りのボンド型フラックスを大量使用するた
め、他の溶接法に比較すると鋼中に侵入する水素量が高
くなり、しばしばその熱影響部に割れが発生する。割れ
の発生起点は板厚中央の伸長化したＭｎＳである。伸長
ＭｎＳと地鉄界面に溶接水素が集積し、水素誘起割れを
起こすのである。０．００２％を超えるＳが含有されて
いると、板厚中央のＭｎＳが大型化し、ボックス柱角継
手部にＨＡＺ割れが発生しやすくなる。したがって、Ｓ
含有量は０．００２％以下に規制した。
する。ＭｎＳは圧延より伸長するため、鋼板の板厚中央
部には伸長したＭｎＳが他の部分より多く存在する。本
発明の用途は建築向けであり、その多くは大入熱のサブ
マージアーク溶接（ＳＡＷ）でボックス柱に組み立てら
れ、建築物に使用される。大入熱サブマージアーク溶接
では、鉄粉入りのボンド型フラックスを大量使用するた
め、他の溶接法に比較すると鋼中に侵入する水素量が高
くなり、しばしばその熱影響部に割れが発生する。割れ
の発生起点は板厚中央の伸長化したＭｎＳである。伸長
ＭｎＳと地鉄界面に溶接水素が集積し、水素誘起割れを
起こすのである。０．００２％を超えるＳが含有されて
いると、板厚中央のＭｎＳが大型化し、ボックス柱角継
手部にＨＡＺ割れが発生しやすくなる。したがって、Ｓ
含有量は０．００２％以下に規制した。
【００２８】Ｐも非常に中央偏析しやすい元素であり、
０．０１５％を超えて含有していると、板厚中央部を著
しく硬化させる。上述のＭｎＳを起点としたＨＡＺ割れ
は、周囲が硬化しているほど割れが伝播しやすくなる。
すなわち、大入熱サブマージアーク溶接で施工したボッ
クス柱角継手部に水素割れ抑制のため、Ｐを０．０１５
％以下に規制した。
０．０１５％を超えて含有していると、板厚中央部を著
しく硬化させる。上述のＭｎＳを起点としたＨＡＺ割れ
は、周囲が硬化しているほど割れが伝播しやすくなる。
すなわち、大入熱サブマージアーク溶接で施工したボッ
クス柱角継手部に水素割れ抑制のため、Ｐを０．０１５
％以下に規制した。
【００２９】Ｃａ、ＲＥＭは、ボックス柱角継手部のＨ
ＡＺ割れ抑制のために添加する。上述したように、ＨＡ
Ｚ割れの起点は伸長したＭｎＳであり、伸長化を抑制す
れば割れの防止が図られる。ＣａとＲＥＭは、鋼中硫化
物をそれぞれＣａＳ、ＲＥＭ−Ｓに変化せしめ、それら
は圧延しても伸長化しない。Ｃａ／Ｓ：０．５未満、Ｒ
ＥＭ：０．００５％未満では、十分な硫化物の伸長化抑
制が達成されない。また、Ｃａ／Ｓ：２超え、ＲＥＭ：
０．０２％超えの添加は、クラスター状の介在物（Ｃａ
−Ａｌ−Ｏ−Ｓ、ＲＥＭ−Ｏ−Ｓ）を増やし、上記ＨＡ
Ｚ割れ抑制に逆効果である。したがって、ＣａをＣａ／
Ｓで０．５以上２以下、ＲＥＭを０．００５％以上０．
０２％以下に限定した。
ＡＺ割れ抑制のために添加する。上述したように、ＨＡ
Ｚ割れの起点は伸長したＭｎＳであり、伸長化を抑制す
れば割れの防止が図られる。ＣａとＲＥＭは、鋼中硫化
物をそれぞれＣａＳ、ＲＥＭ−Ｓに変化せしめ、それら
は圧延しても伸長化しない。Ｃａ／Ｓ：０．５未満、Ｒ
ＥＭ：０．００５％未満では、十分な硫化物の伸長化抑
制が達成されない。また、Ｃａ／Ｓ：２超え、ＲＥＭ：
０．０２％超えの添加は、クラスター状の介在物（Ｃａ
−Ａｌ−Ｏ−Ｓ、ＲＥＭ−Ｏ−Ｓ）を増やし、上記ＨＡ
Ｚ割れ抑制に逆効果である。したがって、ＣａをＣａ／
Ｓで０．５以上２以下、ＲＥＭを０．００５％以上０．
０２％以下に限定した。
【００３０】
【発明の実施の形態】次に本発明の実施の形態を説明す
る。表１に供試鋼の化学成分を示す。鋼Ｈ、Ｉ、ＲはＴ
Ｓ６０キロ級、鋼Ｇ、ＯはＴＳ４０キロ級、その他はＴ
Ｓ５０キロ級の鋼である。すべて、軽圧下プロセスを含
む連続鋳造にてスラブにされた。
る。表１に供試鋼の化学成分を示す。鋼Ｈ、Ｉ、ＲはＴ
Ｓ６０キロ級、鋼Ｇ、ＯはＴＳ４０キロ級、その他はＴ
Ｓ５０キロ級の鋼である。すべて、軽圧下プロセスを含
む連続鋳造にてスラブにされた。
【００３１】上記の鋼を表２に示す製造条件にて鋼板と
した。表３には得られた鋼板のミクロ組織、機械試験
値、大入熱溶接ＨＡＺ割れ率が示されている。引張試験
片は１／４ｔよりＣ方向に採取されたＪＩＳ４号であ
る。シャルピー衝撃試験片は１／４ｔよりＬ方向に採取
された。また、ｖＥ-55(ave)、ｖＥ-55(min)は、Ｎ数９
の平均値と最小値である。
した。表３には得られた鋼板のミクロ組織、機械試験
値、大入熱溶接ＨＡＺ割れ率が示されている。引張試験
片は１／４ｔよりＣ方向に採取されたＪＩＳ４号であ
る。シャルピー衝撃試験片は１／４ｔよりＬ方向に採取
された。また、ｖＥ-55(ave)、ｖＥ-55(min)は、Ｎ数９
の平均値と最小値である。
【００３２】大入熱ＳＡＷ角継手耐ＨＡＺ割れ性は、図
４に示す寸法・形状の試験体で半ボックス施工試験を行
い、溶接部の超音波探傷を実施し、割れの発生状況を測
定することより評価した。同図において、１はＳＡＷに
よる角溶接部、２はウェブ鋼板、３はフランジ鋼板、４
はダイヤフラム、５はエレクトロスラグ溶接部、そして
６は溶接漏れがないようにするための当て金であり、ｔ
は板厚を示す。半ボックス施工試験によるＳＡＷ角溶接
は、２電極の１層溶接であり、溶接入熱は、鋼板板厚に
応じて１５０ｋＪ（板厚１６ｍｍの時）〜５７０ｋＪ
（板厚７０ｍｍの時）で実施した。その際、溶接フラッ
クスには、鉄粉入りボンド型フラックスを温度３０℃、
湿度８０％の環境で３時間放置し、故意に吸湿させたも
のを用いた。吸湿フラックスを用いたのは、溶接時に侵
入する水素量を上昇させ、鋼板の溶接水素による割れ感
受性を明瞭に評価するためである。溶接後、３日間放置
し、図４中の矢印でＵＳＴで示した溶接フランジ角部を
ＪＩＳ Ｇ ０９０１に準じて超音波深傷を行い、割れ
プロフィールを、図４のように描いた。同図において、
斜線部は超音波深傷により検出されたΔ欠陥およびΧ欠
陥のエコー発生部分７であり、Ｃ1 、Ｃ2 、Ｃ3 はその
長さ、即ち、割れ発生部分の溶接長方向の長さを示す。
溶接長Ｌに対する、各割れ長さＣ1 、Ｃ2 、Ｃ3 …の和
の割合（長さ％）をＨＡＺ割れ率＝（Ｃ1 ＋Ｃ2 ＋Ｃ3
＋…）／Ｌと定義した。なお、この試験においては、Ｌ
＝７００ｍｍである。
４に示す寸法・形状の試験体で半ボックス施工試験を行
い、溶接部の超音波探傷を実施し、割れの発生状況を測
定することより評価した。同図において、１はＳＡＷに
よる角溶接部、２はウェブ鋼板、３はフランジ鋼板、４
はダイヤフラム、５はエレクトロスラグ溶接部、そして
６は溶接漏れがないようにするための当て金であり、ｔ
は板厚を示す。半ボックス施工試験によるＳＡＷ角溶接
は、２電極の１層溶接であり、溶接入熱は、鋼板板厚に
応じて１５０ｋＪ（板厚１６ｍｍの時）〜５７０ｋＪ
（板厚７０ｍｍの時）で実施した。その際、溶接フラッ
クスには、鉄粉入りボンド型フラックスを温度３０℃、
湿度８０％の環境で３時間放置し、故意に吸湿させたも
のを用いた。吸湿フラックスを用いたのは、溶接時に侵
入する水素量を上昇させ、鋼板の溶接水素による割れ感
受性を明瞭に評価するためである。溶接後、３日間放置
し、図４中の矢印でＵＳＴで示した溶接フランジ角部を
ＪＩＳ Ｇ ０９０１に準じて超音波深傷を行い、割れ
プロフィールを、図４のように描いた。同図において、
斜線部は超音波深傷により検出されたΔ欠陥およびΧ欠
陥のエコー発生部分７であり、Ｃ1 、Ｃ2 、Ｃ3 はその
長さ、即ち、割れ発生部分の溶接長方向の長さを示す。
溶接長Ｌに対する、各割れ長さＣ1 、Ｃ2 、Ｃ3 …の和
の割合（長さ％）をＨＡＺ割れ率＝（Ｃ1 ＋Ｃ2 ＋Ｃ3
＋…）／Ｌと定義した。なお、この試験においては、Ｌ
＝７００ｍｍである。
【００３３】表２、表３をみると、熱間圧延後、Ａｒ3
温度以下から水冷し、６５０℃以下４００℃以上の温度
範囲で水冷を停止した場合（Ａ１、Ｂ１、Ｃ１、Ｄ１、
Ｅ１、Ｆ１、Ｇ１、Ｈ１、Ｉ１、Ｊ１、Ｋ１、Ｌ１、Ｍ
１、Ｎ１、Ｏ１、Ｐ１、Ｑ１、Ｒ１、Ｓ１）は、フェラ
イトとベイナイトの２相組織が得られており、−５５℃
のＹＲ値も８０％以下の低い値が得られている。水冷を
施していないＡ２、Ｇ２は、それぞれ発明鋼のＡ１、Ｇ
１に比較した−５５℃のＹＲ値が高く、靭性が低い。Ａ
ｒ3 温度以下から水冷しても水冷停止温度が６５０℃以
上で停止したＣ２は、フェライトとパーライト組織にな
っており、発明鋼Ｃ１に比較すると−５５℃のＹＲ値が
高く、靭性が低い。また、Ａｒ3 温度以下から水冷して
も水冷停止温度が４００℃を下まわる温度で停止したＡ
３、Ｉ２は、マルテンサイトが生成し、−５５℃のＹＲ
値が高く、靭性が低い。
温度以下から水冷し、６５０℃以下４００℃以上の温度
範囲で水冷を停止した場合（Ａ１、Ｂ１、Ｃ１、Ｄ１、
Ｅ１、Ｆ１、Ｇ１、Ｈ１、Ｉ１、Ｊ１、Ｋ１、Ｌ１、Ｍ
１、Ｎ１、Ｏ１、Ｐ１、Ｑ１、Ｒ１、Ｓ１）は、フェラ
イトとベイナイトの２相組織が得られており、−５５℃
のＹＲ値も８０％以下の低い値が得られている。水冷を
施していないＡ２、Ｇ２は、それぞれ発明鋼のＡ１、Ｇ
１に比較した−５５℃のＹＲ値が高く、靭性が低い。Ａ
ｒ3 温度以下から水冷しても水冷停止温度が６５０℃以
上で停止したＣ２は、フェライトとパーライト組織にな
っており、発明鋼Ｃ１に比較すると−５５℃のＹＲ値が
高く、靭性が低い。また、Ａｒ3 温度以下から水冷して
も水冷停止温度が４００℃を下まわる温度で停止したＡ
３、Ｉ２は、マルテンサイトが生成し、−５５℃のＹＲ
値が高く、靭性が低い。
【００３４】酸素含有量３０ｐｐｍを超えるＯ１、Ｐ
１、Ｑ１、Ｒ１、Ｓ１は、ｖＥ-55 のminimum 値が低
く、安定した低温靭性が得られていない。さらに、Ｎ含
有量が３０ｐｐｍを超えるＰ１、Ｒ１、Ｓ１はｖＴｓも
−５０℃以上と特に低靭性である。
１、Ｑ１、Ｒ１、Ｓ１は、ｖＥ-55 のminimum 値が低
く、安定した低温靭性が得られていない。さらに、Ｎ含
有量が３０ｐｐｍを超えるＰ１、Ｒ１、Ｓ１はｖＴｓも
−５０℃以上と特に低靭性である。
【００３５】Ｓ≦２０ｐｐｍ、Ｐ≦０．０１５以下でＣ
ａ／Ｓで０．５以上２．０以下のＣａが添加された鋼
Ｉ、Ｊ、Ｌおよび０．００５以上０．０２％以下のＰＥ
Ｍが添加された鋼Ｋは、ＨＡＺ割れが発生していない。
Ｃａが添加されていてもＣａ／Ｓが０．５未満の鋼Ｎや
２．０超えの鋼Ｍならびに過剰のＲＥＭが添加された鋼
Ｓでは、ＨＡＺ割れが発生している。
ａ／Ｓで０．５以上２．０以下のＣａが添加された鋼
Ｉ、Ｊ、Ｌおよび０．００５以上０．０２％以下のＰＥ
Ｍが添加された鋼Ｋは、ＨＡＺ割れが発生していない。
Ｃａが添加されていてもＣａ／Ｓが０．５未満の鋼Ｎや
２．０超えの鋼Ｍならびに過剰のＲＥＭが添加された鋼
Ｓでは、ＨＡＺ割れが発生している。
【００３６】
【表１】
【００３７】
【表２】
【００３８】
【表３】
【００３９】
【発明の効果】以上説明したように、本発明にかかる製
造方法は、得られた鋼材が安定した低温靭性を有し、か
つ低温（−２０℃〜−６０℃）で低ＹＲ（≦８０％）を
示すので、低温で使用される建築構造物の新耐震設計を
可能にする。従って、建物の安全性が増す。また、鋼材
の大量生産が可能で、しかも価額も安く、溶接施工が容
易で、建設工期も短縮でき、全体として建設費が低廉で
済む。
造方法は、得られた鋼材が安定した低温靭性を有し、か
つ低温（−２０℃〜−６０℃）で低ＹＲ（≦８０％）を
示すので、低温で使用される建築構造物の新耐震設計を
可能にする。従って、建物の安全性が増す。また、鋼材
の大量生産が可能で、しかも価額も安く、溶接施工が容
易で、建設工期も短縮でき、全体として建設費が低廉で
済む。
【図１】引張試験温度と降伏比（＝降伏強度／引張強
度）の関係を示した図。
度）の関係を示した図。
【図２】酸素含有量と−５５℃で試験したシャルピー衝
撃吸収エネルギー（ｖＥ-55 ）の関係を示した図。
撃吸収エネルギー（ｖＥ-55 ）の関係を示した図。
【図３】−５５℃のＹＲ値と冷却条件の関係を示した
図。
図。
【図４】大入熱ＳＡＷによる半ボックス試験体の形状、
および超音波探傷試験位置の説明図。
および超音波探傷試験位置の説明図。
【図５】半ボックス施工試験におけるＨＡＺ割れ率の定
義を説明する図。
義を説明する図。
１…ＳＡＷ角溶接部、２…ウェブ鋼板、３…フランジ鋼
板、４…ダイヤフラム、５…エレクトロスラグダイヤフ
ラム溶接部、６…当て金、７…超音波探傷によるΔ欠陥
およびΧ欠陥エコー発生部分。
板、４…ダイヤフラム、５…エレクトロスラグダイヤフ
ラム溶接部、６…当て金、７…超音波探傷によるΔ欠陥
およびΧ欠陥エコー発生部分。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 石川 博 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内
Claims (4)
- 【請求項１】 酸素含有量が３０ｐｐｍ以下の鉄基合金
をオーステナイト域で熱間圧延後、Ａｒ3 点経過後から
水冷し、６５０℃以下４００℃以上で水冷を停止し、主
たる組織をフェライトとベイナイトの２相組織とするこ
とを特徴とする低温で低降伏比を有する低温用建築向け
鋼材の製造方法。 - 【請求項２】 重量％で、Ｃ：０．０６〜０．１８％、
Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、Ｍｎ：０．６〜１．７
％、Ａｌ：０．００１〜０．０６％、Ｎ≦３０ｐｐｍ、
Ｏ≦３０ｐｐｍ、残部がＦｅおよび不可避的不純物から
なる鋼を、オーステナイト域で熱間圧延後、Ａｒ3 点経
過後から水冷し、６５０℃以下４００℃以上で水冷を停
止することを特徴とする低温靭性に優れかつ低温で低降
伏比を有する低温用建築向け鋼材の製造方法。 - 【請求項３】 重量％で、Ｃ：０．０６〜０．１８％、
Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、Ｍｎ：０．６〜１．７
％、Ａｌ：０．００１〜０．０６％、Ｎ≦３０ｐｐｍ、
Ｏ≦３０ｐｐｍに加えて、Ｔｉ：０．００５〜０．０１
５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０４％、Ｖ：０．００５
〜０．１％、Ｃｕ：０．０５〜０．６％、Ｎｉ：０．０
５〜０．６％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％及びＭｏ：
０．０２〜０．６％から選択された１種または２種以
上、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼をオー
ステナイト域で熱間圧延後、Ａｒ3 点経過後から水冷
し、６５０℃以下４００℃以上で水冷を停止することを
特徴とする低温靭性に優れかつ低温で低降伏比を有する
低温用建築向け鋼材の製造方法。 - 【請求項４】 請求項２または３の鋼をさらに、Ｐ≦
０．０１５％、Ｓ≦０．００２％に規制し、Ｃａ：Ｃａ
／Ｓで０．５以上２．０以下と、ＲＥＭ：０．００５〜
０．０２％との少なくともいずれか一方が添加された超
大入熱溶接のＨＡＺ割れ感受性の低い低温靭性に優れか
つ低温でも低降伏比を有する低温用建築向け鋼材の製造
方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25517595A JP3743033B2 (ja) | 1995-10-02 | 1995-10-02 | 低温用建築向け鋼材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25517595A JP3743033B2 (ja) | 1995-10-02 | 1995-10-02 | 低温用建築向け鋼材の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0995730A true JPH0995730A (ja) | 1997-04-08 |
| JP3743033B2 JP3743033B2 (ja) | 2006-02-08 |
Family
ID=17275090
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP25517595A Expired - Fee Related JP3743033B2 (ja) | 1995-10-02 | 1995-10-02 | 低温用建築向け鋼材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3743033B2 (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002363687A (ja) * | 2001-06-06 | 2002-12-18 | Kawasaki Steel Corp | 大入熱溶接用鋼材および大入熱溶接用鋼の溶製方法 |
| CN101805874A (zh) * | 2010-03-30 | 2010-08-18 | 莱芜钢铁集团有限公司 | 一种发动机凸轮轴用低碳锰铬钢及其制造方法 |
| WO2014187916A1 (fr) * | 2013-05-22 | 2014-11-27 | Aubert & Duval | Procede de fabrication par metallurgie des poudres d'une piece en acier, et piece en acier ainsi obtenue |
| JP2016011439A (ja) * | 2014-06-27 | 2016-01-21 | 新日鐵住金株式会社 | 冷間プレス成形角形鋼管用厚鋼板、冷間プレス成形角形鋼管、及び溶接継手 |
| JPWO2014208082A1 (ja) * | 2013-06-25 | 2017-02-23 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 疲労特性に優れた高強度鋼材およびその製造方法 |
-
1995
- 1995-10-02 JP JP25517595A patent/JP3743033B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002363687A (ja) * | 2001-06-06 | 2002-12-18 | Kawasaki Steel Corp | 大入熱溶接用鋼材および大入熱溶接用鋼の溶製方法 |
| JP4608813B2 (ja) * | 2001-06-06 | 2011-01-12 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 大入熱溶接用鋼材および大入熱溶接用鋼の溶製方法 |
| CN101805874A (zh) * | 2010-03-30 | 2010-08-18 | 莱芜钢铁集团有限公司 | 一种发动机凸轮轴用低碳锰铬钢及其制造方法 |
| WO2014187916A1 (fr) * | 2013-05-22 | 2014-11-27 | Aubert & Duval | Procede de fabrication par metallurgie des poudres d'une piece en acier, et piece en acier ainsi obtenue |
| FR3005882A1 (fr) * | 2013-05-22 | 2014-11-28 | Aubert & Duval Sa | Procede de fabrication par metallurgie des poudres d'une piece metallique, et piece en acier ainsi obtenue, et conteneur pour la mise en oeuvre de ce procede |
| CN105492146A (zh) * | 2013-05-22 | 2016-04-13 | 奥贝特迪瓦尔公司 | 通过粉末冶金法制造钢零件的方法及所得的钢零件 |
| JPWO2014208082A1 (ja) * | 2013-06-25 | 2017-02-23 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 疲労特性に優れた高強度鋼材およびその製造方法 |
| JP2016011439A (ja) * | 2014-06-27 | 2016-01-21 | 新日鐵住金株式会社 | 冷間プレス成形角形鋼管用厚鋼板、冷間プレス成形角形鋼管、及び溶接継手 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3743033B2 (ja) | 2006-02-08 |
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