(57)【要約】高温特性と靭性に優れた鋼材を提供するために、鋼材を、質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０３０％、Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、Ｍｎ：０．４０〜１．７０％、Ｎｂ：０．０２〜０．２５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｎ：０．０００８〜０．００４５％以下、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％を含有し、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．０３％以下に制限し、残部がＦｅ不可避不純物からなり、Ｃ−Ｎｂ／７．７４≦０．０２を満足し、粒径が０．０５〜１０μｍであるＴｉ系酸化物を３０〜３００個／ｍｍ２の密度を有するものとする。
2008126910.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．００５％以上０．０３％以下、
Ｓｉ：０．０５％以上０．４０％以下、
Ｍｎ：０．４０％以上１．７０％以下、
Ｎｂ：０．０２％以上０．２５％以下、
Ｔｉ：０．００５％以上０．０２５％以下、
Ｎ  ：０．０００８％以上０．００４５％以下、
Ｂ  ：０．０００３％以上０．００３０％以下
を含有し、
Ｐ  ：０．０３０％以下、
Ｓ  ：０．０２０％以下、
Ａｌ：０．０３％以下
に制限し、残部がＦｅ不可避不純物からなり、
ＣとＮｂの含有量が、
Ｃ−Ｎｂ／７．７４≦０．０２
を満足し、粒径が０．０５〜１０μｍであるＴｉ系酸化物を３０〜３００個／ｍｍ２の密度で有することを特徴とする高温特性と靭性に優れた鋼材。
【請求項２】
質量％で、
Ｖ：０．１０％以下、
Ｍｏ：０．１０％以下
の一方又は双方を含有することを特徴とする請求の範囲１に記載の高温特性と靭性に優れた鋼材。
【請求項３】
質量％で、
Ｚｒ：０．０３％以下、
Ｈｆ：０．０１％以下
の一方又は双方を含有することを特徴とする請求の範囲１又は２に記載の高温特性と靭性に優れた鋼材。
【請求項４】
質量％で、
Ｃｒ：１．５％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：０．７％以下
のいずれかの１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求の範囲１〜３の何れかに記載の高温特性と靭性に優れた鋼材。
【請求項５】
質量％で、
Ｍｇ：０．００５０％以下、
ＲＥＭ：０．０１％以下、
Ｃａ：０．００５％以下
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求の範囲１〜４の何れかに記載の高温特性と靭性に優れた鋼材。
【請求項６】
ＮｂとＣの質量濃度積が０．００１５以上であることを特徴とする請求の範囲１〜５の何れかに記載の高温特性と靭性に優れた鋼材。
【請求項７】
鋼材が耐火鋼材であることを特徴とする請求の範囲１〜６の何れかに記載の高温特性と靱性に優れた鋼材。
【請求項８】
鋼材がフランジ厚４０ｍｍ以上の極厚Ｈ形鋼であることを特徴とする請求の範囲１〜６の何れかに記載の高温特性と靱性に優れた鋼材。
【請求項９】
請求の範囲１〜６のいずれかに記載の成分からなる鋼を、溶存酸素を０．００３〜０．０１５質量％に調整した後、Ｔｉを添加して溶製し、鋳造して得られた鋼片を１１００〜１３５０℃に加熱し、熱間圧延することを特徴とする高温特性と靭性に優れた鋼材の製造方法。
【請求項１０】
１０００℃以下での累積圧下率が、板厚４０ｍｍ未満で３０％以上、板厚４０ｍｍ以上で１０％以上となる熱間圧延を行うことを特徴とする請求の範囲９に記載の高温特性と靭性に優れた鋼材の製造方法。
【請求項１１】
熱間圧延後、８００〜５００℃の温度範囲の平均冷却速度を０．１〜１０℃／ｓとして冷却することを特徴とする請求の範囲９又は１０に記載の高温特性と靭性に優れた鋼材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、耐火鋼材及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
建築物の超高層化、建築設計技術の高度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に応じて耐火被覆方法を選択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。
鋼材の６００℃における高温強度は、常温での強化機構と同様、（１）フェライト結晶粒径の微細化、（２）合金元素による固溶体強化、（３）硬化相による分散強化、（４）微細析出物による析出強化によって向上する。
従来の耐火鋼は、主に、Ｍｏの炭化物による析出強化によって、高温での軟化抵抗を高めている。しかし、Ｍｏは高価な元素であり、添加量が多い場合に経済性が損なわれるため、添加量の抑制が必要であり、Ｍｏを無添加とすることが好ましい。更に、Ｍｏの添加量が過剰になると、炭化物析出による再熱脆化が懸念される。
このような問題に対して、Ｎｂ、Ｂ及びＴｉを複合添加し、高温強度を向上させた耐火鋼が提案されている（例えば、特開平４−３５０１２７号公報、特開平１１−３０２７７０号公報、特開２０００−２４８３３５号公報、参照）。
しかし、これらは、溶接の際、溶接熱影響部（Ｈｅａｔ  Ａｆｆｅｃｅｄ  Ｚｏｎｅ、ＨＡＺという。）における析出物の粗大化の抑制については考慮がなされておらず、ＨＡＺ靭性の低下が懸念される。
このようなＨＡＺの靭性の低下に対して、Ｔｉ系酸化物による粒成長の抑制効果や、これを生成核とした粒内変態によって、ＨＡＺにおける結晶粒径の粗大化を防止した鋼材が提案されている（例えば、特開平４−３６２１５６号公報参照）。
更に、Ｔｉ系酸化物による粒内変態を活用して、ミクロ組織の均質化を図ったＨ形鋼の製造方法も提案されている（例えば、特開平２００２−２１２６３２号公報参照）。
しかし、厚鋼板や形鋼などでは大入熱で溶接が行なわれ、溶接部近傍ではより高温に加熱されるため、特に、一度溶接によって高温に加熱されたＨＡＺが再加熱された際、炭化物、窒化物の析出によって脆化するという問題が生じる。これら従来の特許文献に提案された鋼材は、このようなＨＡＺの高温脆化（以下、再熱脆化という。）を考慮したものではなかった。
また、主として高層建築物の柱材として使用される極厚Ｈ形鋼についても、板厚サイズの増大にともない、その製造工程が低圧下量、低冷却速度となるため、薄手の鋼材と比較して十分な加工熱処理を施すことがより難しくなるため、従来技術において、強度を確保するには合金元素を多量に添加することが必要であり、その場合に靭性低下、溶接性低下などを併発する問題が生じていた。
【発明の開示】
【０００３】
本発明は、溶接熱影響部における耐再熱脆化特性を含む高温特性及び母材とＨＡＺの靱性に優れ、耐火鋼材或いは極厚Ｈ形鋼として用いることのできる鋼材及びその製造方法を提供するものである。
本発明は、微量Ｂ、Ｎｂの添加により焼入れ性を高めて常温強度を確保し、固溶Ｎｂのドラッグ効果（固溶したＮｂが転位などの格子欠陥に濃化し、欠陥や転位の移動の抵抗となり強度を向上させる現象）により高温強度を向上させ、Ｔｉの微細な酸化物を、結晶粒界のピンニングと粒内変態の生成に利用してＨＡＺの粗大化を抑制し、粒界に偏析するＢの濃度の上昇を防止して、板厚による機械特性変動の少なく、耐再熱脆化などの高温特性の向上を図り、さらには母材やＨＡＺの靱性を確保するために、Ｔｉを添加する際の溶鋼中の溶存酸素濃度を調整して、鋼中にＴｉの微細な酸化物を分散させた鋼材及びその製造方法である。
そのような本発明の要旨は、以下のとおりである。
（１）質量％で、０．００５％以上０．０３％以下、Ｓｉ：０．０５％以上０．４０％以下、Ｍｎ：０．４０％以上１．７０％以下、Ｎｂ：０．０２％以上０．２５％以下、Ｔｉ：０．００５％以上０．０２５％以下、Ｎ：０．０００８％以上０．００４５％以下、Ｂ：０．０００３％以上０．００３０％以下を含有し、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．０３％以下に制限し、残部がＦｅ不可避不純物からなり、ＣとＮｂの含有量が、Ｃ−Ｎｂ／７．７４≦０．０２を満足し、粒径が０．０５〜１０μｍであるＴｉ系酸化物を３０〜３００個／ｍｍ２の密度で有することを特徴とする高温特性と靭性に優れた鋼材。
（２）質量％で、Ｖ：０．１０％以下、Ｍｏ：０．１０％以下の一方又は双方を含有することを特徴とする上記（１）に記載の高温特性と靭性に優れた鋼材。
（３）質量％で、Ｚｒ：０．０３％以下、Ｈｆ：０．０１％以下の一方又は双方を含有することを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の高温特性と靭性に優れた鋼材。
（４）質量％で、Ｃｒ：１．５％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：０．７％以下のいずれかの１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）〜（３）の何れかに記載の高温特性と靭性に優れた鋼材。
（５）質量％で、Ｍｇ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下、Ｃａ：０．００５％以下の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）〜（４）の何れかに記載の高温特性と靭性に優れた鋼材。
（６）ＮｂとＣの質量濃度積が０．００１５以上であることを特徴とする上記（１）〜（５）の何れかに記載の高温特性と靭性に優れた鋼材。
（７）鋼材が耐火鋼材であることを特徴とする上記（１）〜（６）の何れかに記載の高温特性と靱性に優れた鋼材。
（８）鋼材がフランジ厚４０ｍｍ以上の極厚Ｈ形鋼であることを特徴とする上記（１）〜（６）の何れかに記載の高温特性と靱性に優れた鋼材。
（９）上記（１）〜（６）のいずれか１項に記載の成分からなる鋼を、溶存酸素を０．００３〜０．０１５質量％に調整した後、Ｔｉを添加して溶製し、鋳造して得られた鋼片を１１００〜１３５０℃に加熱し、熱間圧延することを特徴とする高温特性と靭性に優れた鋼材の製造方法。
（１０）１０００℃以下での累積圧下率が３０％以上となる熱間圧延を行うことを特徴とする上記（９）に記載の高温特性と靭性に優れた鋼材の製造方法。
（１１）熱間圧延後、８００〜５００℃の温度範囲の平均冷却速度を０．１〜１０℃／ｓとして冷却することを特徴とする上記（９）又は（１０）に記載の高温特性と靭性に優れた鋼材の製造方法。
本発明によれば、十分な常温強度及び高温強度を有し、母材とＨＡＺの靭性及び耐再熱脆化特性にも優れた鋼材、特に耐火Ｈ形鋼や極厚Ｈ形鋼を、冷間加工及び調質熱処理を施すことなく製造すること、あるいは板厚の大きいサイズ、たとえばフランジ厚で１４０ｍｍ程度までの極厚Ｈ形鋼において、熱間圧延ままで強度・靭性を確保しつつ製造することが可能になる。
鋼材のうち、熱間圧延で製造するＨ形鋼は、その形状からフランジ、ウェブ、フィレットの部位に分類され、各々の形状に応じて、圧延温度履歴及び冷却速度が異なるため、同一成分でも機械特性が部位により大きく変化することがある。
本発明の成分組成を有する鋼は、強度、靭性に及ぼす圧延仕上げ温度依存性及び冷却速度依存性が比較的小さく、Ｈ形鋼の断面部位内での材質のばらつきを軽減でき、また、板厚による材質の変化を小さくすることができるため、特に極厚Ｈ形鋼のような板厚の大きいサイズの鋼材においても、強度や靭性の確保、およびＨ形鋼断面内での材質のばらつきを軽減することが可能となる。
【図面の簡単な説明】
【０００４】
図１は、Ｃ及びＮｂが鋼材の高温強度に及ぼす影響を示す図である。
図２は、Ｔｉ酸化物の数密度分布が鋼材のＨＡＺの靭性に及ぼす影響を示す図である。
図３は、Ｔｉ酸化物の数密度分布が鋼材の再熱脆化特性に及ぼす影響を示す図である。
図４は、Ｔｉを添加する前の溶存酸素量とＴｉ量の関係がＴｉ系酸化物の密度に及ぼす影響を示す図である。
図５は、本発明法を実施する装置配置例として形鋼製造プロセスの略図である。
図６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。
【発明を実施するための最良の形態】
【０００５】
本発明者は、Ｂ、Ｎｂの添加により焼入れ性を高め、マッシブフェライト又はベイナイトを生成させることにより、高温強度並びに常温での強度及び靭性を高め、耐再熱脆化特性に優れた鋼材、特に、Ｈ形鋼を得ることを検討した。
その結果、固溶Ｎｂを確保することにより、そのドラッグ効果によって高温での転位の移動速度を遅らせることができ、高温での軟化に対して抵抗力を発揮し、耐火鋼として強度確保が可能となることを見出した。
更に、Ｂ及びＮｂの効果を最大限に発揮させるため、低Ｃ化、低Ｎ化及びＴｉの酸化物の利用を検討した。その結果、以下の知見を得た。
低Ｃ化及び低Ｎ化は、ポリゴナルフェライトの生成の抑制及び固溶Ｎｂ、固溶Ｂの確保に有効である。Ｎｂ及びＢの炭化物、即ち、ＮｂＣ及びＦｅ２３ＣＢ６、並びに窒化物、即ち、ＮｂＮ及びＢＮは、フェライトの生成核となり、かつ、炭化物、窒化物の析出によって固溶Ｎｂ、固溶Ｂが減少する。特に、Ｎｂ、Ｂの炭化物、窒化物が少量、微細に析出すれば、析出強化による強度向上に寄与するが、溶接時には、オーステナイトの結晶粒界（以下、γ粒界ともいう。）にＮｂＣ、ＢＮが析出して再熱脆化を発現することがある。そのため、耐再熱脆化特性を確保する観点から、Ｃ添加量及びＮ添加量の上限を規定することは極めて重要である。
更に、鋼中に、微細なＴｉの酸化物を分散させると、溶接熱サイクルでの最高到達温度においても結晶粒をピン止めしてＨＡＺの粒径の粗大化を防止することができる。また、微細なＴｉの酸化物は、ＨＡＺにおいて、粒内変態の生成核として作用し、生成した粒内フェライトにより、ＨＡＺの粒径の粗大化が更に抑制される。この、ＨＡＺの粒径の粗大化の防止は、再熱脆化の抑制にも極めて有効である。これは、ＨＡＺの粒径が粗大化すると、粒界面積が減少して、粒界に偏析するＢ及びＮｂの粒界濃度が上昇し、炭化物、窒化物等の粒界析出が促進され、粒界脆化が助長されるためである。
鋼中に微細なＴｉの酸化物を分散させるには、予備脱酸処理により溶存酸素濃度を０．００３〜０．０１５％の濃度範囲に調整した後、Ｔｉを添加することが必要である。また、強力な脱酸元素であるＡｌを過剰に添加すると、Ｔｉの微細な酸化物が生成しないため、Ａｌの含有量は０．０３％未満に抑制することが必要である。
また、炭素の含有量が０．０３％超である鋼は、島状マルテンサイトを生成し、靭性が著しく低下し、規準に満たない部位が生じるため、炭素の含有量を０．０３％以下とすることが必要である。
以上の知見を基に、本発明者は、さらに、Ｃ及びＮｂと鋼材の高温強度との関係、Ｔｉを添加する前の溶存酸素量、Ｔｉ系酸化物の粒径及び密度とＨＡＺの靭性との関係及び耐再熱脆化特性に及ぼす影響について詳細な検討を行った。
本発明者は、質量％で、０．０３％以下、Ｓｉ：０．０５％以上０．４％以下、Ｍｎ：０．４％以上１．７％以下、Ｎｂ：０．０２％以上０．２５％以下、Ｎ：０．０００８％以上０．００４５％以下、Ｂ：０．０００３％以上０．００３０％以下を含有し、不純物であるＰ及びＳをそれぞれ０．０３％以下、０．０２％以下、脱酸元素であるＡｌを０．０３％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼を、Ｔｉを添加する際の溶存酸素量を変化させて溶製し、鋳造して得られた鋼片を１１００〜１３５０℃に加熱し、１０００℃以下での累積圧下率を３０％以上として、熱間圧延し、板厚１０〜４０ｍｍの鋼板を製造した。
鋼板から、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１に準拠して引張試験片を採取し、常温での引張試験をＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠して行い、６００℃での引張試験をＪＩＳ  Ｇ  ０５６７に準拠して行った。また、鋼板から小片を採取して、昇温速度１０℃／ｓで１４００℃に加熱して１ｓ保持し、８００℃から５００℃までの冷却に要する時間を１０ｓとして冷却する、ＨＡＺの熱履歴を模擬する熱処理（ＨＡＺ再現熱処理という。）を施した後、試験片に加工し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２に準拠してシャルピー衝撃試験を行った。また、Ｔｉ系酸化物の粒径と密度を、走査型電子顕微鏡を用いて測定した。
図１は、Ｃ及びＮｂの含有量と高温強度の関係、具体的には、６００℃における０．２％耐力（６００℃ＹＳ）を、Ｃ−Ｎｂ／７．７４に対して示したものである。図において、○及び●は常温の引張強度が４００ＭＰａ級の鋼材の６００℃ＹＳであり、◇及び◆は４９０ＭＰａ級の鋼材の６００℃ＹＳである。
図１から、Ｃ−Ｎｂ／７．７４が０．０２以下になると、常温の引張強度が４００ＭＰａ級、４９０ＭＰａ級の鋼材の、６００℃における０．２％耐力が目標値を超え、良好な高温強度が得られることがわかる。
図２は、鋼中において粒径０．０５〜１０μｍのＴｉ系酸化物の数密度分布がＨＡＺ靭性に及ぼす影響を示したものである。図２から、良好なＨＡＺ靭性を得るには、粒径が０．０５〜１０μｍのＴｉ系酸化物を３０〜３００個／ｍｍ２の割合で分散含有することが必要であることがわかる。
また、丸棒の引張試験片を用いて、昇温速度１０℃／ｓで１４００℃に加熱して１ｓ保持し、８００℃から５００℃までの冷却に要する時間を１０ｓとして１００℃に冷却するＨＡＺ再現熱処理を施した後、昇温速度を１０℃／ｓとして６００℃に再加熱し、絞り値、即ち再熱絞りを測定した。
その結果、ＨＡＺ靭性に優れる鋼材では、図３に示すように、Ｔｉ系酸化物の分散が上記の範囲にあるＨＡＺ靭性に優れる鋼材では、再熱絞りも３０％以上という良好な結果が得られることが確認された。
図４は、Ｔｉを添加する前の溶存酸素量とＴｉ量の関係がＴｉ系酸化物の密度に及ぼす影響を示したものである。図４の数値は、粒径が０．０５〜１０μｍのＴｉ系酸化物の密度である。図４から、良好なＨＡＺ靭性を有する、粒径が０．０５〜１０μｍのＴｉ系酸化物を３０〜３００個／ｍｍ２の割合で含有する鋼材を得るためには、Ｔｉ添加前の一次脱酸後の溶存酸素を、質量％で０．００３〜０．０１５％０．０１５％、好ましくは０．００３〜０．０１０％に調整し、Ｔｉの含有量を０．００５〜０．０２５％、好ましくは０．００５〜０．０２０％とする必要があることがわかる。
以上のように、耐火形鋼では、低Ｃ化及び低Ｎ化した上で、さらに、ＣとＮｂの関係及びＴｉ系酸化物の粒径、数密度を最適化すると、固溶Ｎｂが確保され、ＨＡＺの粒径の粗大化の抑制により、粒界に偏析するＢ及びＮｂの濃度が更に低下し、再熱脆化の防止に極めて有効であることがわかった。
また、本成分系のさらなるメリットとして、Ｂ添加による適度な焼入性を維持するとともに鋼材強度や靱性に寄与する元素のバランスが極めて良好であり、加熱後の冷却過程における冷却速度による強度や靱性の依存性がほとんどなく特性のばらつきが非常に少ないため、板厚の大きいサイズに適用した場合には、強度、靭性があらゆる部位において高位で維持でき、極厚Ｈ形鋼に適した化学成分であることがわかった。
以上の知見に基づく本発明につき、以下、詳細に説明する。まず、Ｔｉ系酸化物について述べる。
Ｔｉ系酸化物の粒径、密度：
本発明は、微細に分散したＴｉ系酸化物を利用して、特にＨＡＺの結晶粒粗大化をピンニングの効果によって抑制し、ＨＡＺ靭性及び再熱脆化特性を向上させた耐火鋼である。この、ピンニングに有効なＴｉ系酸化物の粒径の下限は、０．０５μｍ以上である。Ｔｉ系酸化物の粒径が１０μｍを超えると、破壊の起点となって靭性を阻害する。
また、ＨＡＺ靭性及び再熱脆化特性の向上には、３０〜３００個／ｍｍ２が有効である。粒径が０．０５〜１０μｍのＴｉ系酸化物の密度が、３０個／ｍｍ２未満では、ピンニングの効果が不十分である。一方、粒径が０．０５〜１０μｍのＴｉ系酸化物の密度が３００個／ｍｍ２を超えると、亀裂の伝播が促進されるため、ＨＡＺ靭性、再熱脆化特性を損なう。
なお、Ｔｉ系酸化物とは、ＴｉＯ２、Ｔｉ２Ｏ３、これらとＳｉＯ２などのＳｉ系酸化物及びＡｌ２Ｏ３などのＡｌ系酸化物との複合酸化物、ＭｎＳなどの硫化物、ＴｉＮなどの窒化物が複合析出したＴｉを含む酸化物の総称である。
Ｔｉ系酸化物の粒径及び密度は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて測定することができる。Ｔｉ系酸化物の同定には、エネルギー分散型Ｘ線分析装置を有するＳＥＭを使用することが好ましい。Ｔｉ系酸化物は、液相中で晶出し、熱間圧延でも延伸しないため球状の介在物として観察される。また、エネルギー分散型Ｘ線分析装置を使用すると、球状の介在物がＴｉを含有する酸化物であることを確認することができる。
ＳＥＭにより、５０００〜１００００倍で、数視野、好ましくは２０視野以上を観察し、介在物の個数を数えて、観察部位の面積で割ることにより、密度を算出することができる。なお、粒径が０．０５μｍ未満あるいは１０μｍ超の介在物は、靭性改善に寄与しないため密度の算出の際には無視する。
Ｔｉ添加前の溶存酸素量：
粒径が０．０５〜１０μｍ、密度が３０〜３００個／ｍｍ２のＴｉ系酸化物を鋼中に存在させるには、鋼を溶製する際の、Ｔｉを添加する前の溶存酸素量が重要である。Ｔｉ添加前の溶存酸素量が０．００３％未満であると、Ｔｉ系酸化物の粒径が小さくなり、密度が低下する。一方。Ｔｉ添加前の溶存酸素量が、０．０１５％超になると、Ｔｉ系酸化物の粒径が１０μｍを超えて粗大化し、靭性を阻害する。したがって、Ｔｉを添加する前の溶存酸素量を０．００３〜０．０１５％の範囲とした。鋼を溶製する際、Ｔｉを添加する前にＳｉ及びＭｎを脱酸剤として用いて脱酸を行えば、溶存酸素量を０．００３〜０．０１５％とすることができる。
次に、本発明の耐火鋼の成分について説明する。
Ｃは、鋼を強化する元素であり、構造用鋼として必要な強度を得るには、０．００５％以上の添加が必要である。一方、０．０３％超のＣを添加すると、ＨＡＺに粗大な炭化物を生じて、靭性及び再熱脆性を低下させ、また、ベイナイト相のラス間に島状マルテンサイトを生成し、母材の靭性が低下する。したがって、Ｃ量の下限を０．００５％、上限を０．０３％とした。なお、再熱脆性及び靭性確保の観点から、上限を０．０２％とすることが好ましい。
Ｓｉは、本発明において重要な脱酸剤であり、また、強度の向上にも寄与する元素である。Ｔｉを添加する前の溶鋼の溶存酸素を０．００３〜０．０１５質量％にするために、また、母材の強度確保のためには、０．０５％以上のＳｉ添加が必要である。一方、Ｓｉ量が０．４０％を超えると低融点の酸化物を生成し、スケール剥離性が悪化する。そのため、Ｓｉ量を０．０５％以上０．４０％以下とする。また、Ｓｉ量が０．３０％を超えると、溶融メッキ時のムラが発生し、美観性が損なわれことがある。したがって、Ｓｉ量の上限を０．３０％以下とすることが好ましい。
Ｍｎは、本発明において重要な脱酸剤であり、また、焼入れ性を上昇させ、ベイナイト組織の生成量を増加させて、強度及び靭性の向上に寄与する元素である。Ｔｉを添加する前の溶鋼の溶存酸素を０．００３〜０．０１５質量％にするために、また、母材の強度、靭性を確保するためには、０．４０％以上の添加が必要である。一方、Ｍｎは、連続鋳造において鋼片を製造する際、鋼片の中心に偏析し易い元素であり、１．７０％を超えるＭｎを添加すると、偏析部の焼入れ性が過度に上昇して靱性が悪化する。したがって、Ｍｎ量を０．４０％以上、１．７０％以下とする。特に、Ｍｎ以外の強化元素の添加量が少ない場合には、Ｍｎ添加によって強度を確保するため、０．８０％以上を添加することが好ましい。
Ｎｂは、本発明において極めて重要である固溶Ｎｂの確保のために添加する。固溶Ｎｂの確保により、焼入性を上昇させて常温強度を高め、また転位のドラッグ効果により変形抵抗を増加させて高温域においても強度を確保させることができる。このような効果を発現する固溶Ｎｂを確保するため、Ｎｂを０．０２％以上添加することが必要である。一方、０．２５％超のＮｂを添加しても、効果が飽和するため、上限を０．２５％とした。また、本発明では、Ｂが強度の向上に寄与するため、Ｎｂの添加量の上限を０．１０％以下とすることが好ましい。
また、Ｎｂは強力な炭化物形成元素であり、過剰なＣをＮｂＣとして固定し、Ｆｅ２３ＣＢ６の析出による固溶Ｂの減少を防止する。したがって、高温強度を向上させるには、
Ｃ−Ｎｂ／７．７４≦０．０２
の関係を満たすことが必要である。ここで、ＣとＮｂは、それぞれＣとＮｂの含有量であり、単位は質量％である。
Ｃ−Ｎｂ／７．７４の下限は、Ｃの下限値とＮｂの上限値から求めることができるので、特に規定しない。
ＮｂとＣの質量濃度積は、固溶Ｎｂ量の指標であり、高温強度をさらに向上させるためには、０．００１５以上とすることが好ましい。ＮｂとＣの質量濃度積とは、質量％で表されるＮｂ及びＣの含有量の積である。ＮｂとＣの質量濃度積の上限は、Ｎｂ及びＣの含有量の上限値から求められるので、特に規定しない。
Ｔｉは、上述のようにＴｉ系酸化物を形成する重要な元素である。また、炭化物及び窒化物を生成する元素であり、高温でＴｉＮを形成し易い。ＴｉＮは、１３００までの温度域において安定であり、Ｎを固定して、ＨＡＺの粒界へのＢＮの析出を抑制し、耐再熱脆化特性向上に寄与する。また、ＴｉＮの形成によってＮｂＮの析出を抑制することができるため、Ｔｉの添加は、固溶Ｎｂの確保にも極めて有効である。この効果を得るには、Ｔｉを０．００５％以上添加することが必要である。一方、Ｔｉを０．０２５％を超えて添加すると、Ｔｉ系酸化物、ＴｉＮが粗大化し、靭性を損なう。そのため、Ｔｉ量を０．００５％以上、０．０２５％以下とする。微細なＴｉ系酸化物の量を確保し靱性を向上させる観点からは、上限値は０．０２０％とすることが好ましい。
Ｎは、窒化物を生成する不純物元素である。Ｎ量の低減は、固溶Ｎｂ及びＢの減少を抑制させるために有効であり、上限を０．００４５％以下とする。Ｎの含有量は極力低濃度であることが好ましいが、０．０００８％未満とするには、製造コストが増大する。また、高温域まで安定なＴｉＮを生成する、強力な窒化物生成元素であるＴｉの添加量とＮの含有量とを適正な関係とすることが好ましい。本発明では、常温及び高温での機械特性が向上させるためには、Ｔｉ／Ｎ濃度比を３．４以上とすることが好ましい。
Ｂは、微量の添加で焼入性を上昇させ、強度上昇に寄与する元素である。この効果を得るには、０．０００３％以上を添加することが必要である。一方、Ｂ量が０．００３０％を超えるとＢＮが過剰に析出して、耐再熱脆化特性を損なう。したがって、Ｂ量を０．０００３〜０．００３０％とする。ただし、耐火鋼に適用する場合は再熱脆化を極力低減させる観点から、上限値は０．００２０％、より良くは０．００１５％が好ましく、極厚Ｈ形鋼に適用する場合は、焼入性による強度確保の観点から上限値は０．００２５％が好ましい。
Ｐ、Ｓは不純物であり、過剰に含有すると、凝固偏析による溶接割れ及び靭性の低下を生じる。したがって、Ｐ及びＳは極力低減すべきであり、それぞれの含有量の上限を０．０３％以下、０．０２％以下とする。
Ａｌは、強力な脱酸剤であり、溶鋼の一次脱酸後の溶存酸素濃度を０．００３〜０．０１５％に制御するために添加する。しかし、０．０３％超のＡｌを添加すると、島状マルテンサイトを形成し、靱性を損なうため、上限を０．０３％とする。靱性向上の観点からは上限は０．０２％とすることが好ましい。
本発明では、更に、この成分系に、必要に応じてＶ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｃａを適宜添加することにより、特性を向上させることができる。次にこれらの選択的に添加する成分について説明する。
Ｖは、析出強化元素として知られているが、Ｃ含有量の低い本発明では、固溶強化に寄与する。Ｖは、０．１０％超を添加しても効果が飽和し、経済性も損なわれるので、上限を０．１０％とすることが好ましい。
Ｍｏは、固溶強化及び焼入れ性の向上による組織強化に寄与する元素である。目標とする強度レベルに応じてＭｏ添加による強化を選択的に活用することが好ましいが、０．１０％超を添加すると経済性が損なわれるので、上限を０．１０％とすることが好ましい。
Ｚｒは、ＴｉＮよりも高温で安定な窒化物であるＺｒＮを生成する元素である。ＺｒＮの生成により、Ｔｉを単独で添加した場合よりも、鋼中の固溶Ｎの低減に有効に寄与し、固溶Ｂ、固溶Ｎｂを確保できる。Ｚｒの含有量が０．０３％超になると、鋳造前の溶鋼中に粗大なＺｒＮが生成し、常温での靭性及びＨＡＺの靭性を損なう。したがって、Ｚｒの濃度は０．０３％以下とすることが好ましい。また、Ｎの固定によって、再熱脆化の原因となるＢＮの析出が抑制され、高温強度、絞りの低下を防止することができるため、０．００５％以上の添加が好ましい。
Ｈｆは、Ｔｉと同様、窒化物を生成する元素であり、固溶Ｎの低減に寄与する。しかし、０．０１％を超えるＨｆを添加すると、ＨＡＺの靭性が低下することがある。したがって、Ｈｆの上限を０．０１％とすることが好ましい。
Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉは、焼入れ性の向上により、強度上昇に寄与する元素である。Ｃｒ及びＣｕは、過剰に添加すると、靭性を損なうことがあるため、それそれ、上限を１．５％以下及び１．０％以下とすることが好ましい。また、Ｎｉは、経済性の観点から、上限を０．７％とすることが好ましい。
Ｍｇは、強力な脱酸元素であるとともに、高温で安定なＭｇ系酸化物を生成し、溶接時に高温に加熱された場合でも鋼中に固溶せず、γ粒をピンニングする機能を有する。これにより、ＨＡＺの組織を微細化し、靭性の低下を抑制する。ただし、０．００５０％を超えるＭｇを添加すると、Ｍｇ系酸化物が粗大化し、γ粒のピンニングに寄与しなくなり、粗大な酸化物を生成して靭性を損なうことがあるため、上限を０．００５０％とすることが好ましい。
ＲＥＭ（希土類元素）は、鋼中で酸化及び硫化反応し、酸化物及び硫化物を生成する。これらの酸化物及び硫化物は高温で安定であり、溶接時に高温に加熱された場合でも鋼中に固溶せず、粒界をピンニングする機能を有する。この機能により、ＨＡＺの組織を微細化し、靭性の低下を抑制することができる。この効果を得るには、すべての希土類元素の合計の含有量を、０．００１％以上として添加することが好ましい。一方、ＲＥＭを０．０１％を超えて添加すると、酸化物や硫化物の体積分率が高くなり、靭性を低下させることがあるため、上限を０．０１％とすることが好ましい。
Ｃａは、少量を添加することにより、熱間圧延での硫化物の圧延方向への延伸を抑制する効果を発現する。これにより、靭性が向上し、特に、板厚方向のシャルピー値の改善に寄与する。この効果を得るには、Ｃａを０．００１％以上添加することが好ましい。一方、Ｃａを０．００５％を超えて添加すると、酸化物や硫化物の体積分率が高くなり、靭性を低下させることがあるため、上限を０．００５％とすることが好ましい。
本発明の鋼の金属組織は特に限定しないが、焼き入性を高める元素の含有量を調整して、要求される強度に応じたものとすれば良い。強度を高めるには、マッシブフェライト、ベイナイトの一方又は双方の面積率を高めることが好ましい。
マッシブフェライトは、冷却過程でオーステナイトが同一組成のフェライトに拡散変態した組織であり、変態前後の組成が同一であることから、Ｃの拡散ではなく、Ｆｅ原子の自己拡散、即ち格子の再配列が律速段階になる。したがって、マッシブフェライトは、原子の移動距離が短く、比較的速い変態速度で生成するため、結晶粒径がポリゴナルフェライトよりも大きく、転位密度が高い。
このような機構で生成するマッシブフェライトは、ポリゴナルフェライトとは、光学顕微鏡による組織観察では、結晶粒径が相違するものの、形態には差異がない。したがって、これらを明確に区別するには、透過型電子顕微鏡による観察が必要である。また、ベイナイトは板状組織であり、マッシブフェライト及びポリゴナルフェライトと、光学顕微鏡によって判別することが可能である。なお、マッシブフェライト、ベイナイト、ポリゴナルフェライト以外に、少量のマルテンサイト、残留オーステナイト、パーライトが生じていることがある。
マッシブフェライト、ベイナイトの生成は、鋼の焼き入性を高めることによって促進される。そのため、焼き入性指標であるＣｅｑを０．０５以上とすることが好ましい。また、Ｃｅｑが高すぎると、強度が上昇して靭性を損なうことがあるため、上限を０．６０以下とすることがさらに好ましい。なお、
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４
であり、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖはそれぞれの元素の含有量［質量％］である。
次に製造方法について説明する。
鋼は、上述のように、Ｓｉ、Ｍｎを脱酸剤として使用し、Ｔｉ添加前の溶存酸素量を調整して溶製し、鋳造して鋼片とする。生産性の観点から、連続鋳造が好ましい。
得られた鋼片は、熱間圧延によって鋼板又は形鋼に成形され、冷却される。なお、本発明が対象とする鋼材は、圧延された鋼板、Ｈ形鋼、Ｉ形鋼、山形鋼、溝形鋼、不等辺不等厚山形鋼等の形鋼が含まれる。このうち、耐火性及び耐再熱脆化特性が要求される建材には、特にＨ形鋼が好適である。また、柱材と使用する場合には、極厚Ｈ形鋼に代表される板厚の大きいサイズの鋼材が好適である。
粒径が０．０５〜１０μｍのＴｉ系酸化物を３０〜３００個／ｍｍ２の割合で含有する本発明の鋼材を得るためには、Ｔｉ添加前の一次脱酸後の溶存酸素の調整が非常に重要であり、溶存酸素量を質量％で０．００３〜０．０１５％に調整する必要がある。Ｔｉ系酸化物を生成するためには０．００３％以上の溶存酸素量が必要であり、０．０１５％を超えるとＴｉ系酸化物の粒径が大きくなるため粒径が０．０５〜１０μｍの個数が十分に得られなくなる。この観点から、溶存酸素は０．０１０％を上限にすることが好ましい。
熱間圧延によって鋼材を製造するには、塑性変形を容易にし、Ｎｂを十分に固溶させるため、鋼片の加熱温度の下限を１１００℃とすることが必要である。また、熱間加工により形鋼を製造する場合には、塑性変形を更に容易にするため、加熱温度を１２００℃以上とすることが好ましい。鋼片の加熱温度の上限は、加熱炉の性能、経済性から１３５０℃とした。鋼のミクロ組織を微細化するには、鋼片の加熱温度の上限を１３００℃以下とすることが好ましい。
熱間圧延では、１０００℃以下での累積圧下率を３０％以上とすることが好ましい。これにより、熱間加工での再結晶を促進させてγ粒を細粒化し、靭性及び強度を向上させることができる。板厚４０ｍｍを超える場合は、圧延前の素材の板厚制約から、累積圧下率を確保することは難しい場合があり、この場合は１０００℃以下の累積圧下率を１０％以上確保することで強度向上が可能となる。ただし、好ましい累積圧下率の範囲は３０％以上である。
また、熱間加工を、鋼の組織がオーステナイト単相である温度範囲（γ単相領域という。）で完了させるか、又は相変態によって生成するフェライトの体積分率が低い状態で完了させることにより、降伏強度の著しい上昇、靭性の低下及び靭性の異方性の発生等、機械特性の低下を回避することができる。したがって、熱間圧延の終了温度を８００℃以上とすることが好ましい。
さらに、熱間圧延後は、制御冷却により、８００〜５００℃の温度範囲の平均冷却速度を、０．１〜１０℃／ｓとすることが好ましい。熱間圧延後の制御冷却によって、鋼材の強度及び靭性を更に向上させるには、８００〜５００℃の温度範囲の平均冷却速度を０．１℃／ｓ以上とすることが好ましい。一方、８００〜５００℃の温度範囲の平均冷却速度が１０℃／ｓを超えると、ベイナイト相やマルテンサイト相の組織分率が上昇し、靱性が低下することがあるため、上限を１０℃／ｓとすることが好ましい。
【実施例】
【０００６】
転炉にて溶製した溶鋼に合金を添加後、連続鋳造して、表１に示す成分からなる２５０〜３００ｍｍ厚の鋼片を作成した。表１には、Ｔｉを添加する前の溶存酸素の量（質量％）も示した。また、表１の空欄は選択元素が無添加であることを意味する。
【表１】
2008126910.tif 000003
得られた鋼片を、表２に示す条件で熱間圧延してＨ形鋼とした。図５に形鋼の製造プロセスを示す。加熱炉４で加熱した鋼片を粗圧延機５で粗圧延し、その後、中間ユニバーサル圧延機６及び仕上げユニバーサル圧延機８よりなるユニバーサル圧延装置列でＨ形鋼に圧延した。圧延パス間の水冷は中間ユニバーサル圧延機６の前後に設けた水冷装置７によって行い、フランジ外側面のスプレー冷却とリバース圧延を繰り返し行った。熱間圧延後の冷却は、仕上げユニバーサル圧延機８の後面に設置した冷却装置９で行った。
また、表１の鋼Ｄ、Ｇ、Ｌについては、さらに表３の条件でも熱間圧延し、鋼Ｆ、Ｌについては、さらに表４の条件でも熱間圧延した。
得られたＨ形鋼において、図６に示したように、フランジ２の板厚ｔ２の中心部（１／２ｔ２）でフランジ幅全長（Ｂ）の１／４（フランジという。）と１／２（フィレットという。）の部位からＪＩＳ  Ｚ  ２２０１に準拠して引張試験片を採集した。
常温の引張試験はＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠して行い、６００℃における０．２％耐力の測定は、ＪＩＳ  Ｇ  ０５６７に準拠して行った。なお、これらの箇所の特性を求めたのは各々の部位がＨ形鋼断面の代表的な部位であり、Ｈ形鋼の平均的な機械特性及び断面内のばらつきを示すことができると判断したためである。
シャルピー衝撃試験（表２〜４）は、フィレットから小片を採取し、代表的な試験法であるＪＩＳ  Ｚ  ２２４２に準拠して０℃で行った。
耐火鋼として使用される場合は、再現溶接熱影響部（ＨＡＺ）の再熱絞り（表２〜４）が重要な特性の一つであって、この評価は、供試鋼に溶接熱サイクルを履歴させ、その後、再度加熱し、高温で引張応力を加えて破断させたときの絞り値によって行った。即ち、フランジから採取した丸棒の引張試験片に、１４００℃で１秒保持した後、８００℃から５００℃までの冷却時間を２０秒として１００℃まで冷却する溶接熱サイクルを履歴させ、更に、そのまま１℃／秒の昇温速度で６００℃に加熱して、６００℃で６００秒保持した後、０．５ＭＰａ／秒の応力増加速度で引張応力を加えて破断させ、絞り値を測定した。
再現溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性（表２）は、再熱絞りと同様に、供試鋼に溶接熱サイクルを履歴させ、その後、シャルピー衝撃試験をＪＩＳ  Ｚ  ２２４２に準拠して０℃で行い、吸収エネルギーで評価した。即ち、１４００℃で１秒保持した後、８００℃から５００℃までの冷却時間を２０秒として１００℃まで冷却する溶接熱サイクルを履歴した熱処理を施した小片から、Ｖノッチ試験片を採取し、シャルピー衝撃試験に供した。
鋼材に要求される強度クラスとしては耐火鋼材では２種類あって、１つはＪＩＳ規格のＳＭ４００と規定される常温引張強度が４００ＭＰａクラスのものであり、もう１つはＳＭ４９０と規定される常温引張強度が４９０ＭＰａクラスのものであって、これらを分けて表記した。一方、極厚Ｈ形鋼に関しては、主として米国ＡＳＴＭ規格に準ずる場合が多く、代表的な強度クラスであるＧｒａｄｅ５０、Ｇｒａｄｅ６５を分けて表記した。
なお、ＪＩＳ規格のＳＭ４００、即ちＴＳ４００ＭＰａ超級の目標は、常温における降伏強度ＹＰが２３５ＭＰａ以上、好ましくは３５５ＭＰａ以下、引張強度ＴＳが４００〜５１０ＭＰａであり、６００℃での０．２％耐力ＰＳの目標値は１５７ＭＰａ以上である。ＳＭ４９０、即ちＴＳ４９０ＭＰａ超級の目標は、ＹＰが３２５ＭＰａ以上、好ましくは４４５ＭＰａ以下、ＴＳが４９０〜６１０ＭＰａ、ＰＳが２１７ＭＰａ以上である。また、ＳＭ４００、ＳＭ４９０ともに、０℃衝撃吸収エネルギーの目標値は１００Ｊ以上であり、降伏比ＹＰ／ＴＳの好ましい上限は０．８０以下である。
また、ＡＳＴＭ規格に関してはＧｒａｄｅ５０でＹＰ３４５ＭＰａ以上、ＴＳ４５０ＭＰａ以上、Ｇｒａｄｅ６５でＹＰ４５０ＭＰａ以上、ＴＳ５５０ＭＰａ以上であり、上記に加えて靭性に関してはいずれの場合においてもシャルピー試験温度０℃で母材フィレット部における衝撃吸収エネルギーが５４Ｊ以上あることが好ましい。
再現ＨＡＺの特性については、いずれの規格でも、再熱絞りの目標が３０％以上であり、靭性の目標が２７Ｊ以上である。特に、耐火鋼として評価する場合は再熱絞りは５０％以上であることが好ましい。
【表２】
2008126910.tif 000004
【表３】
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【表４】
2008126910.tif 000006
表２に示すように、本発明の製造Ｎｏ．１〜１５、３６、３７、３９、４１〜４５の鋼は、常温の機械特性及び高温の機械特性が目標値の範囲内である。また、降伏点がＪＩＳ規格の下限値以上であり、降伏比ＹＰ／ＴＳも０．８以下で好ましい範囲内である。さらに、０℃でのシャルピー衝撃値は目標値以上の値が得られている。また、再現溶接熱影響部の再熱絞り３０％以上を十分に満たしている。
一方、比較例である製造Ｎｏ．１６〜２２、３８、４０の鋼は、成分、Ｃ−Ｎｂ／７．７４、Ｔｉ系酸化物の密度が本発明の範囲外であるため、目標を満足する機械特性が得られていない。
表３に示すように、フランジ厚４０ｍｍ未満のＨ形鋼の場合で１０００℃以下での累積圧下率を３０％以上とすると、累積圧下率が３０％を下回る場合に比べて、機械特性が良好である。
また、フランジ厚４０ｍｍ以上の極厚Ｈ形鋼の場合は、製造Ｎｏ．４６〜５１に代表例としてフランジ厚１２５ｍｍの場合を示すように、１０００℃以下の累積圧下率の増加に伴い降伏強度、引張強度がともに上昇し、累積圧下率が１０％以上ではＧｒａｄｅ６５として要求される強度をさらに十分に満たすことが可能となる。
表４に示すように、フランジ厚４０ｍｍ未満の場合、水冷により８００〜５００℃間の冷却速度を１０℃／ｓまで加速して冷却した場合、放冷などにより８００〜５００℃間を０．１℃／ｓで徐冷却される場合よりも、常温強度、高温強度を高めることが可能である。
また、極厚Ｈ形鋼については、製造Ｎｏ．５２、５３にフランジ厚１２５ｍｍのサイズの場合を代表例として示すように、８００〜５００℃間を水冷で０．３℃／ｓまで加速冷却することにより、降伏強度、引張強度がともに上昇し、Ｇｒａｄｅ６５として要求される強度をさらに十分に満たすことが可能となる。
【産業上の利用可能性】
【０００７】
本発明によれば、十分な常温強度及び高温強度を有し、ＨＡＺの靭性及び耐再熱脆化特性に優れた耐火鋼材、特に耐火Ｈ形鋼を、冷間加工及び調質熱処理を施すことなく製造することが可能になり、これにより、施工コスト低減や工期の短縮による大幅なコスト削減を図ることができ、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が極めて顕著である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【国際調査報告】
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