(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．２％、
Ｓｉ：０．０３〜１％、
Ｍｎ：０．３〜２％、
Ａｌ：０．００１〜０．０５％、
Ｎｂ：０．００５〜０．２％、
Ｖ：０．０３〜０．３％及び
Ｎ：０．００５〜０．０３％を含有すると共に、
Ｐ：０．０２％以下及び
Ｓ：０．０１％以下に制限し、
残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
ミクロ組織におけるベイナイト及びマルテンサイトの体積分率が合計で２０％以上であることを特徴とする耐火厚鋼板。
【請求項２】
更に、質量％で、Ｔｉ：０．００２〜０．０２％、Ｔａ：０．００２〜０．２％及びＺｒ：０．００２〜０．２％からなる群から選択された１種又は２種以上の元素を含有することを特徴とする請求項１に記載の耐火厚鋼板。
【請求項３】
更に、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜３％、Ｗ：０．０１〜３％、Ｎｉ：０．０１〜３％、Ｃｕ：０．０１〜１．５％及びＢ：０．０００３〜０．００５％からなる群から選択された１種又は２種以上の元素を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の耐火厚鋼板。
【請求項４】
更に、質量％で、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％及びＲＥＭ：０．０００５〜０．０５％からなる群から選択された１種又は２種以上の元素を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の耐火厚鋼板。
【請求項５】
質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２％、Ｓｉ：０．０３〜１％、Ｍｎ：０．３〜２％、Ａｌ：０．００１〜０．０５％、Ｎｂ：０．００５〜０．２％、Ｖ：０．０３〜０．３％及びＮ：０．００５〜０．０３％を含有すると共に、Ｐ：０．０２％以下及びＳ：０．０１％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる組成の鋼片又は鋳片を、１１５０〜１３００℃に加熱した後、１１００℃以下での累積圧下率を１０〜９０％、圧延終了温度をＡｒ３変態点以上として熱間圧延を施すことを特徴とする耐火厚鋼板の製造方法。
【請求項６】
前記熱間圧延後に、４００〜６５０℃で焼戻すことを特徴とする請求項５に記載の耐火厚鋼板の製造方法。
【請求項７】
前記熱間圧延後に、３〜１００℃／秒の冷却速度で、前記圧延終了温度から５５０℃以下の温度域まで加速冷却することを特徴とする請求項５に記載の耐火厚鋼板の製造方法。
【請求項８】
前記加速冷却後に、４００〜６５０℃で焼戻すことを特徴とする請求項７に記載の耐火厚鋼板の製造方法。
【請求項９】
前記鋼片及び前記鋳片は、更に、質量％で、Ｔｉ：０．００２〜０．０２％、Ｔａ：０．００２〜０．２％及びＺｒ：０．００２〜０．２％からなる群から選択された１種又は２種以上の元素を含有することを特徴とする請求項５〜８のいずれか１項に記載の耐火厚鋼板の製造方法。
【請求項１０】
前記鋼片及び前記鋳片は、更に、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜３％、Ｗ：０．０１〜３％、Ｎｉ：０．０１〜３％、Ｃｕ：０．０１〜１．５％及びＢ：０．０００３〜０．００５％からなる群から選択された１種又は２種以上の元素を含有することを特徴とする請求項５〜９のいずれか１項に記載の耐火厚鋼板の製造方法。
【請求項１１】
前記鋼片及び前記鋳片は、更に、質量％で、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％及びＲＥＭ：０．０００５〜０．０５％からなる群から選択された１種又は２種以上の元素を含有することを特徴とする請求項５〜１０のいずれか１項に記載の耐火厚鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、建築、土木、海洋構造物、造船及び貯槽タンク等の分野で、溶接構造物の構造用部材として使用される耐火厚鋼板及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
一般に、建築鋼構造物は、昭和６２年に報告された建設省総合技術開発プロジェクト「建築物の防火設計法の開発」（防火総プロ）の成果を受け、火災時の安全性を確保するため、鋼材の高温強度及び建築鋼構造物自体に実際に加わっている荷重から、鋼材の耐火性能を考慮した設計が必要とされている。
【０００３】
このような理由から、建築鋼構造物用の鋼材としては、建築鋼構造物の耐火設計において、鋼材表面へのロックウール等の耐火被覆施工に要する費用低減及びその施工工程の省略、更には外観上の観点から耐火被覆施工を省略でき、一般鋼よりも高温での耐力が高く、耐火性能に優れた耐火鋼の使用が拡がっている。
【０００４】
各建築鋼構造物の設計思想にもよるが、耐火用途には、通常、高温において規格降伏点（常温時降伏点）の（１／２）〜（２／３）以上の降伏強度又は耐力を有する鋼材の使用が有用である。そこで、従来、６００℃の温度域における短時間高温強度を高めた建築用低降伏比鋼材の製造方法が開発され（例えば、特許文献１参照。）、適用されている。この特許文献１に記載の建築用低降伏比鋼材の製造方法においては、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１５％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．５〜１．６％、Ｎｂ０．００５〜０．０４％、Ｍｏ：０．４〜０．７％、Ａｌ：０．１％以下及びＮ：０．００１〜０．００６％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼片を１１００〜１３００℃の温度域で加熱後、終了温度を８００〜１０００℃にして熱間圧延を行うことにより、無被覆又は従来の耐火被覆の２０〜５０％の被覆厚さで耐火目的を達成できる鋼材を得ている。
【０００５】
また、近時、８００℃までのより高温の温度域において耐火特性を有する耐火鋼が提案されている（例えば、特許文献２参照。）。この特許文献２に記載の４９０ＭＰａ級高張力鋼は、６００〜８００℃の温度範囲において優れた高温強度及び溶接性を得るため、鋼成分をＣ：０．００５％以上０．０４％未満、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．１〜０．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｍｏ：０．３〜１．５％、Ｎｂ：０．０３〜０．１５％、Ｂ：０．０００５〜０．００３％、Ａｌ：０．０６％以下及びＮ：０．００６％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成とし、鋼材温度Ｔが６００〜８００℃の範囲において、常温の降伏応力により高温時の降伏応力を無次元化した高温常温降伏応力比ｐ（＝高温降伏応力／常温降伏応力）が下記数式（１）を満たすようにしている。
【０００６】
【数１】
0004571915.tif 000002
【０００７】
【特許文献１】特開平２−７７５２３号公報
【特許文献２】特開２００４−４３９６１号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
しかしながら、前述した従来の耐火鋼はいずれも、目的とする耐火特性を得るために、鋼にＭｏを１％前後（特許文献１に記載の鋼では０．４〜０．７％、特許文献２に記載の鋼では０．３〜１．５％）含有させているが、Ｍｏは高価な元素であり、また、Ｍｏを多量に添加すると、鋼材の靱性、特に溶接熱影響部（ＨＡＺ：Heat Affected Zone）の靭性に悪影響を及ぼすという問題点がある。このため、製造コストの低減及びＨＡＺ靱性の確保の点から、Ｍｏを添加しなくても、優れた耐火特性が得られ、高温強度に優れた厚鋼板の開発が望まれている。
【０００９】
本発明は、上述した問題点に鑑みて案出されたものであり、Ｍｏを添加しなくても、７００℃以下の温度範囲において優れた短時間高温強度が得られ、かつ母材靭性及び溶接熱影響部靱性が良好な耐火厚鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明に係る耐火厚鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２％、Ｓｉ：０．０３〜１％、Ｍｎ：０．３〜２％、Ａｌ：０．００１〜０．０５％、Ｎｂ：０．００５〜０．２％、Ｖ：０．０３〜０．３％及びＮ：０．００５〜０．０３％を含有すると共に、Ｐ：０．０２％以下及びＳ：０．０１％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、ミクロ組織におけるベイナイト及びマルテンサイトの体積分率が合計で２０％以上であることを特徴とする。
【００１１】
本発明においては、鋼組成を最適化すると共に、ミクロ組織におけるベイナイト及びマルテンサイトの体積分率を合計で２０％以上にしているため、Ｖ炭窒化物による析出強化によって高温強度を向上させることができると共に、室温強度を溶接構造用鋼材としての所望のレベルに維持することができる。これにより、Ｍｏを添加しなくても、短時間高温強度を向上することができると共に、母材靭性及び溶接熱影響部靱性の両方を良好にすることができる。
【００１２】
この耐火厚鋼板は、質量％で、Ｔｉ：０．００２〜０．０２％、Ｔａ：０．００２〜０．２％及びＺｒ：０．００２〜０．２％からなる群から選択された１種又は２種以上の元素を含有していてもよい。
【００１３】
また、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜３％、Ｗ：０．０１〜３％、Ｎｉ：０．０１〜３％、Ｃｕ：０．０１〜１．５％及びＢ：０．０００３〜０．００５％からなる群から選択された１種又は２種以上の元素を含有することもできる。
【００１４】
更に、質量％で、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％及びＲＥＭ（希土類元素）：０．０００５〜０．０５％からなる群から選択された１種又は２種以上の元素を含有していてもよい。
【００１５】
本発明に係る耐火厚鋼板の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２％、Ｓｉ：０．０３〜１％、Ｍｎ：０．３〜２％、Ａｌ：０．００１〜０．０５％、Ｎｂ：０．００５〜０．２％、Ｖ：０．０３〜０．３％及びＮ：０．００５〜０．０３％を含有すると共に、Ｐ：０．０２％以下及びＳ：０．０１％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる組成の鋼片又は鋳片を、１１５０〜１３００℃に加熱した後、１１００℃以下での累積圧下率を１０〜９０％、圧延終了温度をＡｒ３変態点以上として熱間圧延を施すことを特徴とする。
【００１６】
本発明においては、鋼片又は鋳片の組成を最適化すると共に、１１５０〜１３００℃に加熱した後、１１００℃以下での累積圧下率を１０〜９０％、圧延終了温度をＡｒ３変態点以上として熱間圧延しているため、厚鋼板のミクロ組織におけるベイナイト及びマルテンサイトの体積分率を合計で２０％以上にすることができる。これにより、Ｖ炭窒化物による析出強化によって高温強度を向上させることができると共に、室温強度を溶接構造用鋼材としての所望のレベルに維持することができるため、Ｍｏを添加しなくても、７００℃以下の温度範囲において優れた短時間高温強度が得られ、かつ母材靭性及び溶接熱影響部靱性が良好な厚鋼板を製造することができる。
【００１７】
この耐火厚鋼板の製造方法では、前記熱間圧延後に、４００〜６５０℃で焼戻しを行うことができる。
【００１８】
又は、前記熱間圧延後に、３〜１００℃／秒の冷却速度で、前記圧延終了温度から５５０℃以下の温度域まで加速冷却してもよい。その場合、前記加速冷却後に、４００〜６５０℃で焼戻しすることもできる。
【００１９】
また、前記鋼片及び前記鋳片は、更に、質量％で、Ｔｉ：０．００２〜０．０２％、Ｔａ：０．００２〜０．２％及びＺｒ：０．００２〜０．２％からなる群から選択された１種又は２種以上の元素を含有していてもよい。
【００２０】
更に、前記鋼片及び前記鋳片は、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜３％、Ｗ：０．０１〜３％、Ｎｉ：０．０１〜３％、Ｃｕ：０．０１〜１．５％及びＢ：０．０００３〜０．００５％からなる群から選択された１種又は２種以上の元素が添加されていてもよい。
【００２１】
更にまた、前記鋼片及び前記鋳片は、質量％で、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％及びＲＥＭ：０．０００５〜０．０５％からなる群から選択された１種又は２種以上の元素を含有することができる。
【発明の効果】
【００２２】
本発明によれば、鋼組成を最適化すると共に、ミクロ組織におけるベイナイト及びマルテンサイトの体積分率を合計で２０％以上にしているため、高価なＭｏを含有させることなく、室温強度等の溶接構造用厚鋼板としての十分な特性が得られ、７００℃以下での短時間高温強度に優れ、かつ良好な母材靭性及びＨＡＺ靱性を有するＭｏ無添加型の耐火厚鋼板が得られる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２３】
以下、本発明を実施するための最良の形態について、詳細に説明する。耐火鋼を建築鋼構造物等に使用される溶接構造用厚鋼板として利用する場合は、所望の室温強度及び良好な靱性を確保した上で、十分に高い高温強度を確保する必要がある。従来の耐火鋼においては、Ｍｏ及びＮｂ等の析出強化元素を適量添加することにより、これらの析出強化元素による室温強度の過度な上昇並びに母材靭性及びＨＡＺ靱性の劣化を抑制しつつ、高温強度を向上させる方法が採られている。これらの析出強化元素のうち、特にＭｏはそのほとんどが室温で固溶状態にあるため、室温強度の過度な上昇を招かず、耐火特性が必要な６００〜７００℃の高温域で析出量が増加して高温強度を発現する。このため、従来の耐火鋼では、室温強度及び高温強度の両立の観点から、Ｍｏを必須元素としている。
【００２４】
しかしながら、本発明者は、従来の耐火鋼において必須元素として添加されているＭｏの高温強化機構について検討したところ、Ｍｏによる析出強化では６００℃以下の温度域における効果は十分であるが、６００℃を超え７００℃程度までの温度域における鋼材の高温強度を高めるためには、従来の添加量では不十分であり、更にＭｏを多量に添加して主としてＭｏの固溶強化による強化機構を高める必要があることを見出した。また、本発明者は、Ｍｏは他の析出強化元素に比べて焼入性が高く、特にＨＡＺを著しく硬化させるため、７００℃程度までの温度域における鋼材の高温強度を向上させるためにＭｏを添加すると、ＨＡＺ靭性及び溶接性が劣化するという問題があることも確認した。
【００２５】
そこで、本発明者は、Ｍｏを添加しなくても室温強度と高温強度との両立が可能で、かつ良好なＨＡＺ靱性が達成できる高温強化機構を利用したＭｏ無添加型の耐火鋼について鋭意検討を行った。その結果、ミクロ組織中に高い転位密度を有するベイナイト相及びマルテンサイト相を所定量以上含有させることにより、Ｍｏによる高温強度発現機構を利用しなくても、主としてＶ炭窒化物による析出強化によって、室温強度を溶接構造用鋼材としての所望のレベルに維持しつつ、７００℃までの温度範囲において高温強度を向上することができ、かつ靱性も向上できることを見出した。なお、Ｖ及びＮｂは、純粋な炭化物及び窒化物以外に、ＣとＮとが固溶しあった炭窒化物をも形成し、更に、これらの析出物のいずれかを析出核として、別の析出物が析出する複合析出物も形成するが、鋼板の材質に対する作用効果はいずれの析出物であってもほぼ同等であるため、以下の説明においては、これら全てを炭窒化物又は析出物と総称する。
【００２６】
本発明の耐火厚鋼板（以下、単に厚鋼板ともいう）は、これらの知見を基になされたものであって、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２％、Ｓｉ：０．０３〜１％、Ｍｎ：０．３〜２％、Ａｌ：０．００１〜０．０５％、Ｎｂ：０．００５〜０．２％、Ｖ：０．０３〜０．３％及びＮ：０．００５〜０．０３％を含有すると共に、Ｐ：０．０２％以下及びＳ：０．０１％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる組成であり、かつ、ミクロ組織におけるベイナイト及びマルテンサイトの体積分率が合計で２０％以上となっている。
【００２７】
先ず、本発明の厚鋼板における成分組成の限定理由について説明する。以下に示す「％」は特に説明がない限り、「質量％」を意味するものとする。
【００２８】
本発明の厚鋼板は、基本化学成分として、Ｃ：０．０２〜０．２％、Ｓｉ：０．０３〜１％、Ｍｎ：０．３〜２％、Ａｌ：０．００１〜０．０５％、Ｎｂ：０．００５〜０．２％、Ｖ：０．０３〜０．３％及びＮ：０．００５〜０．０３％を含有している。また、不純物であるＰは０．０２％以下及びＳは０．０１％以下に制限しており、残部はＦｅ及び不可避不純物である。
【００２９】
Ｃ：０．０２〜０．２％
Ｃは、厚鋼板の強度及び靭性に大きな影響を及ぼす元素であるが、Ｃ含有量が０．０２％未満の場合、厚鋼板の室温強度及び高温強度のいずれも十分に高くすることができない。一方、厚鋼板中のＣ含有量が０．２％を超えると、母材及びＨＡＺの靭性が著しく劣化すると共に、溶接性も劣化するため、溶接構造用厚鋼板としては好ましくない。このため、本発明においては、厚鋼板中のＣ含有量は０．０２〜０．２％に限定する。
【００３０】
Ｓｉ：０．０３〜１％
Ｓｉは脱酸元素であり、鋼の健全性を保つ上で重要な元素である。また、Ｓｉは、固溶強化により厚鋼板の強度を高める効果も有する。しかしながら、厚鋼板中のＳｉ含有量が０．０３％未満であると、脱酸が不十分となり、厚鋼板の清浄度を損ねて靭性を劣化させる可能性が大きくなり、更に強度の上昇も不明確となる。一方、Ｓｉ含有量が１％を超えると、特にＨＡＺ靭性の劣化が大きくなるため、好ましくない。従って、本発明の厚鋼板においては、Ｓｉ含有量を０．０３〜１％に制限する。
【００３１】
Ｍｎ：０．３〜２％
Ｍｎは、適正に使用すれば、組織微細化を通して厚鋼板の強度と靭性とを同時に向上できる元素である。しかしながら、Ｍｎ含有量が０．３％未満であると、組織微細化が十分でなく、強度・靭性の向上が明確に現れない。一方、Ｍｎ含有量が２％を超えると、焼入性が過剰となって厚鋼板の強度が過大となり、母材靭性を劣化させると共に、ＨＡＺ靭性及び溶接性も劣化させるため、好ましくない。このため、本発明の厚鋼板においては、Ｍｎ含有量は０．３〜２％の範囲とする。
【００３２】
Ａｌ：０．００１〜０．０５％
Ａｌは、Ｓｉと同様に脱酸元素であり、厚鋼板の清浄度を保つためには、０．００１％以上含有させる必要がある。一方、Ａｌは窒化物を形成してＮを固定するため、後述するＶ炭窒化物の析出強化を利用する本発明の厚鋼板においては、その添加量を制限すべきである。具体的には、Ａｌ含有量が０．０５％を超えると、Ａｌ窒化物の形成により、Ｖ炭窒化物による析出強化効果が大幅に低減する。よって、本発明の厚鋼板においては、Ａｌ含有量を０．００１％〜０．０５％とする。なお、Ｓｉ含有量が十分で、脱酸不足によって鋼の健全性が損なわれる虞がない場合は、Ｖの析出強化を有効活用するため、Ａｌ含有量を０．００１〜０．０１％に制限することがより好ましい。
【００３３】
Ｎｂ：０．００５〜０．２％
Ｎｂは、微量を添加することにより、室温から高温までの広い温度範囲で変態強化及び析出強化による高強度化を安定的に発現させる効果があり、後述するＶと同様に高温強度発現のために添加される基本元素である。しかしながら、厚鋼板中のＮｂ含有量が０．００５％未満であると、７００℃までの温度域における高温強度を十分に向上させることができない。また、Ｎｂには室温強度も高める作用があり、Ｎｂ添加により室温強度も高温強度と同程度向上する。このため、厚鋼板中のＮｂ含有量が０．２％を超えると、室温強度が過度に高くなり、母材及びＨＡＺの靭性が著しく劣化する。従って、本発明の厚鋼板においてはＮｂ含有量を０．００５〜０．２％の範囲とする。
【００３４】
Ｖ：０．０３〜０．３％
Ｖは、本発明の厚鋼板、即ち、Ｍｏ無添加型の耐火鋼において、前述のＮｂと同様に、７００℃までの温度域における高温強度を十分に発現させるために添加される必須の元素である。また、本発明の厚鋼板におけるＮ含有量の範囲内、即ち、Ｎの含有量が０．００５〜０．０３％である場合に、６００〜７００℃の温度範囲において短時間でＶ炭窒化物を形成させて、主としてＶ炭窒化物の析出強化により高温強度を発現させるためには、Ｖを０．０３％以上含有させることが必要である。Ｖ含有量が０．０３％未満であると、６００〜７００℃におけるＶ炭窒化物の析出速度が十分でなく、火災時の耐火性確保の前提である短時間加熱での強度発現に至らない。また、仮に、長時間加熱・保持したとしても、Ｖ炭窒化物の析出量が少ないため、高温強度の大幅な向上は期待できない。
【００３５】
一方、Ｖ含有量は、０．０３％以上であれば多ければ多い程、高い高温強度が達成されるが、０．３％を超えてＶを過剰に含有させると、下記に示すような問題が生じる。即ち、第１の問題は、室温においても製品鋼中にＶ炭窒化物が析出するため、鋼板の室温強度が過大となり、更に母材靭性も劣化し、建築物等の溶接構造物用厚鋼板としての特性を確保できなくなるということである。第２の問題は、室温において製品鋼中に析出したＶ炭窒化物が粗大化しやすく、これにより靭性劣化が著しくなるということである。第３の問題は、ＨＡＺを著しく硬化させるため、ＨＡＺ靭性及び溶接性の両方を大幅に劣化させるということである。以上の理由から、本発明の厚鋼板においては、Ｖ含有量を０．０３〜０．３％に制限する。
【００３６】
Ｎ：０．００５〜０．０３％
Ｎは、鋼中で上述したＶと結合して析出強化に有効なＶ炭窒化物を生成する。このように、Ｎは析出強化を利用して７００℃までの温度域における高温強度を発現するために重要な元素であるが、室温下では製品鋼材中にＶ炭窒化物を不必要に析出させず、６００〜７００℃での短時間加熱において迅速にＶ炭窒化物を析出させて高温強度を発現するためには、Ｖ含有量に対してＮ含有量を適正化する必要がある。具体的には、厚鋼板中のＮ含有量が０．００５％未満であると、Ｖ炭窒化物の溶解度積が小さくなり、６００〜７００℃での析出量及び析出速度が不十分となる。一方、厚鋼板中のＮ含有量が０．０３％を超えると、室温の段階でＶ炭窒化物が析出してしまうため、室温強度が過大となったり、室温で析出したＶ炭窒化物がその後粗大化して靭性が著しく劣化したり、ＨＡＺを著しく硬化させて、ＨＡＺ靭性及び溶接性が大幅に劣化したりする等の悪影響が許容できなくなる。このため、本発明の厚鋼板におけるＮ含有量は０．００５〜０．０３％とする。なお、安定的に６００〜７００℃で高温強度を向上させるためには、Ｎ含有量範囲を０．００７〜０．０２％とすることが好ましい。
【００３７】
Ｐ：０．０２％以下
Ｐは、不純物元素であり、靱性を阻害するため、その含有量は極力低減する必要がある。特に、厚鋼板中のＰ含有量が０．０２％を超えると、靱性への悪影響が許容できる範囲を超えるため、本発明の厚鋼板ではＰ含有量を０．０２％以下に規制する。
【００３８】
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、前述のＰと同様に不純物元素であり、鋼板中に過大に存在すると靱性及び延性を劣化させるため、その含有量は極力低減することが好ましい。特に、厚鋼板中のＳ含有量が０．０１％を超えると、靱性及び延性への悪影響が許容できる範囲を超えるため、本発明の厚鋼板ではＳ含有量を０．０１％以下に規制する。
【００３９】
以上が、本発明の厚鋼板における基本化学組成であるが、本発明の厚鋼板においては、析出強化により鋼板の高温強度を高めるために、必要に応じて、これらの基本成分に加えて、更に、Ｔｉ：０．００２〜０．０２％、Ｔａ：０．００２〜０．２％及びＺｒ：０．００２〜０．２％からなる群から選択された１種又は２種以上の元素を含有させることができる。
【００４０】
Ｔｉ：０．００２〜０．０２％
Ｔｉは、析出強化により強度を高める効果があり、更にＴｉＮを生成してピン止め効果によりＨＡＺ組織を微細化する効果もあり、ＨＡＺ靭性の向上に有効な元素である。Ｔｉを厚鋼板に含有させる場合、その含有量が０．００２％未満であると上記効果が明確に現れないため、Ｔｉ含有量は０．００２％以上とするのが好ましい。一方、ＴｉはＡｌと同様に、ＶよりもＮとの親和力が強く、Ｔｉ窒化物を形成しやすいため、０．０２％を超えてＴｉを過剰に含有させると、７００℃までの温度域において上述したＶ炭窒化物の析出を抑制するため、好ましくない。従って、本発明の厚鋼板においては、Ｔｉを厚鋼板に含有させる場合は、０．００２〜０．０２％の範囲とすることが好ましい。なお、Ａｌ及びＴｉは共にＮと結合して窒化物を生成し、高温におけるＶ炭窒化物の生成及び析出を抑制するため、Ｔｉを添加する場合は、Ａｌ及びＴｉの合計量を０．０１％以下に規制することがより好ましい。
【００４１】
Ｔａ：０．００２〜０．２％，Ｚｒ：０．００２〜０．２％
Ｔａ及びＺｒは、ＮｂとＶとの中間的な固溶析出挙動を示し、適量を添加すると、Ｎｂ及びＶと同様の効果を発揮する。Ｔａ及び／又はＺｒを添加する場合、高温強度を高めるためには夫々０．００２％以上含有させる必要がある。一方、Ｔａ含有量又はＺｒ含有量が０．２％を超えると、室温強度の過度な上昇、並びに母材靭性及びＨＡＺ靭性の劣化を招く。よって、Ｔａ及び／又はＺｒを添加する場合は、その含有量を夫々０．００２〜０．２％とする。
【００４２】
また、本発明の厚鋼板においては、室温強度及び靱性の調整、並びにその他の特性付与等の目的で、必要に応じて、上記各成分に加えて、更に、Ｃｒ：０．０１〜３％、Ｗ：０．０１〜３％、Ｎｉ：０．０１〜３％、Ｃｕ：０．０１〜１．５％及びＢ：０．０００３〜０．００５％からなる群から選択された１種又は２種以上の元素を含有させることができる。
【００４３】
Ｃｒ：０．０１〜３％
Ｃｒは、焼入性を高めて室温強度を向上させる効果がある。また、Ｃｒを比較的多量に含有させると、加熱変態点が上昇するため、高温での組織安定性が向上し、７００℃以上の高温強度が向上する。しかしながら、Ｃｒ含有量が０．０１％未満では、これらの効果が明確に発揮されない。一方、Ｃｒ含有量が３％を超えると、母材及びＨＡＺの靭性が劣化するため好ましくない。そのため、本発明の厚鋼板においては、Ｃｒを含有させる場合は、その含有量を０．０１〜３％とする。
【００４４】
Ｗ：０．０１〜３％
Ｗは、Ｃｒにほぼ類似した効果を有する。従って、厚鋼板中にＷを含有させる場合は、前述したＣｒと同様の理由から、その含有量を０．０１〜３％に限定する。
【００４５】
Ｎｉ：０．０１〜３％
Ｎｉは、適量添加することにより、厚鋼板の強度と靭性とを同時に向上することができ、ＨＡＺ靭性確保にも有効な元素である。しかしながら、Ｎｉ含有量が０．０１％未満の場合、これらの効果が得られない。また、３％を超えてＮｉを過剰に含有させると、母材及びＨＡＺが過度に硬化して却って靭性を劣化させることがある。よって、本発明の厚鋼板においては、Ｎｉを含有させる場合は、その含有量を０．０１〜３％に限定する。
【００４６】
Ｃｕ：０．０１〜１．５％
Ｃｕは、主として焼入性を高めることにより、厚鋼板の強度向上に有効な元素である。しかしながら、Ｃｕ含有量が０．０１％未満の場合、明確な効果が得られない。一方、１．５％を超えてＣｕを過剰に含有させると、母材及びＨＡＺの靭性が劣化すると共に、熱間加工性が劣化して厚鋼板の製造性に問題が生じる。よって、本発明の厚鋼板にＣｕを含有させる場合は、その含有量を０．０１〜１．５％の範囲とする。
【００４７】
Ｂ：０．０００３〜０．００５％
Ｂは、微量の添加で焼入性を大幅に高められるため、厚鋼板の高強度化に非常に有効な元素である。しかしながら、厚鋼板の高強度化を目的として含有させる場合は、Ｂ含有量を０．０００３％以上にする必要がある。一方、０．００５％を超えてＢを過剰に含有させると、ＨＡＺが異常に硬化して、ＨＡＺ靭性及び溶接性が著しく劣化すると共に、ＨＡＺの再熱脆化及び再熱割れ感受性が高まるため、好ましくない。よって、本発明の厚鋼板において、Ｂを含有させる場合は、その含有量を０．０００３〜０．００５％に限定する。
【００４８】
更に、本発明の厚鋼板においては、鋼板の延性向上及びＨＡＺ靱性向上の目的で、必要に応じて、上記各成分に加えて、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％及びＲＥＭ（希土類元素）：０．０００５〜０．０５％からなる群から選択された１種又は２種以上の元素を含有させることができる。
【００４９】
Ｍｇ、Ｃａ及びＲＥＭは、いずれもＳを含む介在物を形成して鋼中のＳを無害化する効果があり、適量添加により介在物制御することができ、特に、介在物の微細分散化に寄与する。しかしながら、その添加効果を確実に発揮させるためには、夫々０．０００５％以上含有させる必要がある。一方、Ｍｇ含有量又はＣａ含有量が０．０１％を超えるか、又はＲＥＭ含有量が０．０５％を超えると、粗大な介在物が生成し、延性及び靱性が劣化する。よって、Ｍｇ、Ｃａ及び／又はＲＥＭを添加する場合は、Ｍｇ含有量は０．０００５〜０．０１％に、Ｃａ含有量は０．０００５〜０．０１％に、ＲＥＭ含有量は０．０００５〜０．０５％に限定する。なお、複数のＲＥＭを添加する場合は、その総含有量を上記範囲とする。
【００５０】
なお、本発明の厚鋼板におけるミクロ組織中のベイナイト及びマルテンサイトの体積分率を、安定的に後述する範囲内にするためには、上述した成分組成を満足した上で、さらに、下記数式（２）で定義される炭素当量（Ｃｅｑ．）を０．３〜０．５％とすることがより好ましい。なお、下記数式（２）における［Ｃ］はＣ含有量（％）を、［Ｓｉ］はＳｉ含有量（％）を、［Ｍｎ］はＭｎ含有量（％）を、［Ｎｉ］はＮｉ含有量（％）を、［Ｃｒ］はＣｒ含有量（％）を、［Ｍｏ］はＭｏ含有量（％）を、［Ｖ］はＶ含有量（％）を夫々示す。
【００５１】
【数２】
0004571915.tif 000003
【００５２】
上記数式（２）で定義される炭素当量（Ｃｅｑ．）が０．３％未満の場合、十分な焼入性が得られず、ベイナイト及びマルテンサイトを合計で２０体積％以上含有するミクロ組織が安定的に得られないことがある。一方、上記数式（２）で定義される炭素当量（Ｃｅｑ．）が０．５％を超えると、特にＨＡＺの硬化が無視できなくなり、ＨＡＺ靭性及び溶接性の劣化を招く場合がある。よって、上記数式（２）で定義される炭素当量（Ｃｅｑ．）は０．３〜０．５％とすることが好ましい。
【００５３】
次に、本発明の厚鋼板におけるミクロ組織について説明する。鋼板中にＭｏを添加せず、主として、Ｖの炭窒化物の析出強化により高温強度を高めるためには、各鋼成分を上述した範囲に限定すると共に、ミクロ組織におけるベイナイト及びマルテンサイトの体積分率を合計で２０％以上にする必要がある。
【００５４】
本発明の厚鋼板において、ミクロ組織中のベイナイト及びマルテンサイトは、フェライト及びパーライトに比べて転位密度が高いため、転位を核として６００〜７００℃の温度域において、短時間でもＶとＮとが結合して炭窒化物を形成し、析出しやすくなる。また、転位密度による生成核が多いことにより、Ｖ炭窒化物が微細に析出しやすくなる。このＶ炭窒化物の析出強化により、６００〜７００℃における高温強度を向上させることができる。更に、厚鋼板の製造において、ベイナイト及びマルテンサイト変態はフェライト及びパーライトに比べて低温で開始するため、鋼板製造後の室温時の鋼板製品中ではＶが固溶状態で存在しやすく、鋼板の室温強度を過度に高めること、及び母材靭性が低下することを抑制する作用がある。また、Ｖ以外のＮｂ等の析出強化元素の高温での微細析出にも有利であり、析出強化元素全般の高温強度発現効果が有効に発揮される。更にまた、ベイナイト及びマルテンサイト中の転位は可動転位が多いため、建築用鋼として要求される低降伏比の特性を維持する作用もある。
【００５５】
本発明の厚鋼板において、上述した効果が十分に発揮されるためには、ミクロ組織中のベイナイト及びマルテンサイトの体積分率を合計で２０％以上にする必要がある。ミクロ組織中のベイナイト及びマルテンサイトの体積分率が合計で２０％未満であると、転位密度の低いフェライト及びパーライトが多くなり、火災時等のように６００〜７００℃の高温下でかつ短時間に、鋼板製造後の鋼板製品において室温下で固溶していたＶ量が十分に析出することができなくなる。
【００５６】
なお、Ｖ含有量及びＮ含有量が上述した適性範囲から外れている場合、製造時に鋼板中にＶ炭窒化物が粗大析出しやすくなり、室温時の鋼板製品中の固溶Ｖが十分確保されないため、鋼板のミクロ組織中のベイナイト及びマルテンサイトの体積分率の合計が上記範囲内であっても、６００〜７００℃の高温下で短時間に析出するＶ炭窒化物の量が減少し、室温強度に比べて高温強度の向上効果が低減し、靭性が劣化する場合が生じることはいうまでもない。
【００５７】
従って、本発明の厚鋼板においては、Ｍｏを含有せずに、主として、Ｖの炭窒化物の析出強化により高温強度を高めるために、上述した範囲に成分組成を限定し、更にミクロ組織におけるベイナイト及びマルテンサイトの体積分率を合計で２０％以上とする。なお、Ｖの固溶・析出挙動に対する効果は、ベイナイトとマルテンサイトとで大きな違いはないため、ベイナイト及びマルテンサイトの体積分率が合計で２０％以上であれば、フェライト及びパーライト以外の組織が、ベイナイト単独でも、また、マルテンサイト単独でも、又は両者の混合組織でも、上記効果は有効に発揮される。
【００５８】
また、上記効果は、ベイナイト及びマルテンサイトの体積分率が合計で２０〜１００％の範囲で十分発揮されるが、引張強度レベルを５７０ＭＰａ級以下にする必要がある場合、建築用途等で安定的に低降伏比化したい場合には、ベイナイト及びマルテンサイトの体積分率の合計値の上限を９０％に制限することが好ましい。
【００５９】
以上が本発明の耐火厚鋼板における成分組成及び組織の構成要件並びに限定理由である。上述の如く、本発明の厚鋼板においては、鋼組成を最適化すると共に、ミクロ組織中に高い転位密度を有するベイナイト及びマルテンサイトを所定量以上含有させているため、Ｍｏを添加しなくても、Ｖ炭窒化物による析出強化によって高温強度を向上させることができると共に、室温強度を溶接構造用鋼材としての所望のレベルに維持することができる。
【００６０】
次に、上述の如く構成された本発明の耐火厚鋼板の製造方法について説明する。
【００６１】
本発明の厚鋼板の製造方法においては、Ｃ：０．０２〜０．２％、Ｓｉ：０．０３〜１％、Ｍｎ：０．３〜２％、Ａｌ：０．００１〜０．０５％、Ｎｂ：０．００５〜０．２％、Ｖ：０．０３〜０．３％及びＮ：０．００５〜０．０３％を含有すると共に、Ｐ：０．０２％以下及びＳ：０．０１％以下に制限し、更に必要に応じて、Ｔｉ：０．００２〜０．０２％、Ｔａ：０．００２〜０．２％、Ｚｒ：０．００２〜０．２％、Ｃｒ：０．０１〜３％、Ｗ：０．０１〜３％、Ｎｉ：０．０１〜３％、Ｃｕ：０．０１〜１．５％、Ｂ：０．０００３〜０．００５％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％及びＲＥＭ：０．０００５〜０．０５％からなる群から選択された１種又は２種以上の元素を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる組成の鋼片又は鋳片を、１１５０〜１３００℃に加熱した後、１１００℃以下での累積圧下率を１０〜９０％、圧延終了温度をＡｒ３変態点以上として熱間圧延を施すことを基本的要件とする。
【００６２】
以下、本発明の厚鋼板の製造方法における各条件の数値限定理由について説明する。
【００６３】
加熱温度：１１５０〜１３００℃
熱間圧延前に行う鋼片又は鋳片の加熱において、その加熱温度が１１５０℃未満であると、圧延終了後に室温下で厚鋼板中にＮｂ及びＶ等の析出物形成元素の一部が未固溶のまま粗大析出物として残るため、室温強度及び高温強度が共に十分に高くならず、更に母材靭性が劣化する虞もある。一方、加熱温度が１３００℃を超えると、元素の溶体化は十分となるが、加熱オーステナイトの粒径が極端に粗大となり、その後の熱間圧延でも均一に微細化されないため、オーステナイトの粒径が均一にならず、厚鋼板における母材靭性が劣化する可能性が大きい。また、厚鋼板の表面性状も劣化する。以上の理由から、鋼片又は鋳片の加熱温度は１１５０〜１３００℃とする。
【００６４】
１１００℃以下での累積圧下率：１０〜９０％，圧延終了温度：Ａｒ３変態点以上
鋼片又は鋳片の加熱後に所望の板厚の厚鋼板とする熱間圧延は、オーステナイトの再結晶による均一微細化、及びオーステナイトへの転位導入（未再結晶域圧延）を介して変態組織の微細化を図り、厚鋼板の強度・靭性向上するために、特に１１００℃以下での累積圧下率を１０〜９０％とし、かつ圧延終了温度をＡｒ３変態点以上とする必要がある。
【００６５】
１１００℃を超えた温度では、オーステナイトが再結晶後に急速に粒成長するため、オーステナイト粒径の微細化に寄与しない。そこで、本発明の厚鋼板の製造方法においては、オーステナイト粒径の微細化に関係する１１００℃以下の温度範囲における累積圧下率を規定する。この１００℃以下の温度範囲における累積圧下率が１０％未満の場合、鋼中のオーステナイトを再結晶により効果的に微細化することができない。また、１１００℃以下での累積圧下率が大きい程オーステナイトは微細化されるが、この温度域での累積圧下率が９０％を超えると、オーステナイトを微細化する効果が飽和すると共に圧延時間が長時間となるため、生産性が低下し、圧延機にも負荷がかかる。更に、鋼片又は鋳片の厚さと厚鋼板の板厚の関係からも、９０％を超える累積圧下率を設定することは実用上の問題が生じる。よって、１１００℃以下での累積圧下率は１０〜９０％とする。
【００６６】
一方、熱間圧延において、圧延終了温度がＡｒ３変態点未満の低温圧延になると、鋼板中の未再結晶オーステナイトの割合、及びこのオーステナイト中への転位の導入が過度となるため、Ｎｂ及びＶの一部が圧延中又は圧延後に過度に析出し、高温強度が十分高くならない虞がある。また、圧延終了温度がＡｒ３変態点未満では、鋼板中の変態組織が過度に微細化されて降伏比（降伏応力／引張強さ）が過度に高くなるため、建築用途として好ましくない場合もある。このため、本発明の厚鋼板の製造方法においては、熱間圧延において、圧延終了温度をＡｒ３変態点以上に限定する。なお、熱間圧延において、加工転位の導入による鋼板中へのＮｂ及びＶの一部の析出、及び材質の異方性を安定して抑制し、高温強度を十分に高めるためには、圧延終了温度を８５０℃以上とすることが好ましい。
【００６７】
本発明の厚鋼板の製造方法においては、熱間圧延時に一部１１００℃超での圧延が行なわれても、上述した熱間圧延条件を満足していれば、厚鋼板の特性に悪影響はない。従って、鋼片又は鋳片の厚さと厚鋼板の板厚との関係の都合で、１１００℃以下での累積圧下率を１０〜９０％、圧延終了温度をＡｒ３変態点以上とした熱間圧延以外に、１１００℃を超えた温度での圧延を施すことには何ら問題はない。また、熱間圧延前に、インゴット及びスラブ等からなる鋼片又は鋳片に対して、形状調整等を目的とした分塊圧延及び偏析拡散等を目的とした熱処理を施してもよく、これらの処理により上述した本発明の効果が損なわれることはない。
【００６８】
また、上述した熱間圧延工程後の冷却条件については、特に限定する必要はないが、厚鋼板製造後に室温下において鋼板製品中に含有されているＮｂ及びＶ等の析出強化元素を極力固溶状態とすると共に、ミクロ組織中のベイナイト及びマルテンサイトの体積分率を合計で２０％以上にするためには、空冷以上の冷却速度で冷却することが好ましい。具体的には、圧延終了後から４００℃までの平均冷却速度が０．５℃／秒以上となる条件で冷却することがより好ましい。
【００６９】
更に、本発明の厚鋼板の製造方法においては、熱間圧延後に、Ａｒ３変態点以上の冷却開始温度から５５０℃以下の冷却終了温度までの間を、３〜１００℃／秒の冷却速度で加速冷却することが好ましい。このように、熱間圧延後に、Ａｒ３変態点以上の温度域（冷却開始温度）から加速冷却することによって、鋼板中の組織変態が全体的に低温側となり、Ｎｂ及びＶ等の析出が抑制されるため、熱間圧延をより低温で行った場合でも、その後室温下において鋼板製品中に含有されるＮｂ及びＶ等の析出強化元素を固溶状態で保持することができるため、鋼板の高温強度を安定的に向上させることができる。
【００７０】
このとき、熱間圧延後の加速冷却時の冷却速度が３℃／秒未満であると、加速冷却による変態点低下又は組織微細化の効果が十分でなく、鋼板中に適正なベイナイト及び／又はマルテンサイトを上述した体積分率で生成することが困難となると共に、鋼板中でのＮｂ炭窒化物及びＶ炭窒化物の析出を十分抑制することが困難になる。一方、冷却速度が大きい程、加速冷却による組織制御が図られるが、１００℃／秒を超える程冷却速度を早くしても上述した効果は飽和し、更にこのような過大な冷却速度で冷却することは製造コストの上昇及び鋼板形状の悪化を招く。従って、本発明の厚鋼板の製造方法においては、熱間圧延後に加速冷却する場合は、冷却速度を３〜１００℃／秒とすることが好ましい。
【００７１】
また、熱間圧延後の加速冷却は、冷却開始温度がＡｒ３変態点未満の場合には、加速冷却開始までにＮｂ及びＶ等の析出元素が析出してしまい、高温強度の上昇に寄与できなくなる虞がある。一方、加速冷却終了温度（停止温度）が５５０℃を超えると、加速冷却停止後にＮｂ及びＶ等の析出元素が析出してしまう虞がある。従って、熱間圧延後に加速冷却を行なう場合は、冷却開始温度をＡｒ３変態点以上とし、加速冷却終了温度（停止温度）を５５０℃以下とするのが好ましい。
【００７２】
更に、熱間圧延終了後又は加速冷却後に、必要に応じて、厚鋼板の室温強度の調整、靭性の向上及び残留応力の解放等を目的として、厚鋼板に対して加熱温度が４００〜６５０℃の焼戻しを施してもよい。厚鋼板に焼戻しを施す場合、焼戻し温度が４００℃未満であると、この焼戻し処理が材質調整及び残留応力解放に対してほとんど効果を発揮しない。一方、焼戻し温度が６５０℃を超えると、焼戻し段階で析出が生じて厚鋼板の室温強度が過度に上昇することがあり、これにより靭性が劣化する場合もある。また、炭窒化物が過時効析出状態となって、高温強度が有効に上昇しない可能性もあり、好ましくない。
【００７３】
なお、焼戻しの保持時間及び冷却条件については、加熱温度に比べて材質への影響が極めて小さいため、現実的及び工業的な条件範囲であれば特に規定する必要はないが、析出元素の固溶量を多くして粗大析出を抑制する観点から、焼戻しにおける保持時間は、加熱温度が５００℃以下の場合は４８時間以下、５００℃を超える場合は４時間以下とすることが好ましく、また冷却条件については、空冷又は空冷以上の冷却速度とすることが好ましい。
【００７４】
上述の如く、本発明の厚鋼板の製造方法においては、組成が最適化された鋼片又は鋳片を、１１５０〜１３００℃に加熱した後、１１００℃以下での累積圧下率を１０〜９０％、圧延終了温度をＡｒ３変態点以上として熱間圧延しているため、圧鋼板のミクロ組織中のベイナイト及びマルテンサイトの体積分率を合計で２０％以上とすることができる。これにより、Ｖ炭窒化物による析出強化によって高温強度を向上させることができると共に、室温強度を溶接構造用鋼材としての所望のレベルに維持することができる。その結果、Ｍｏを添加しなくても、７００℃以下の温度範囲において短時間高温強度が優れ、かつ母材靭性及び溶接熱影響部靱性が良好な厚鋼板を得ることができる。
【実施例】
【００７５】
以下、本発明の実施例により、本発明の効果を詳細に説明する。本実施例においては、下記表１に示す化学組成の鋼片を使用し、板厚が２５ｍｍ又は５０ｍｍの鋼板を作製した。なお、下記表１に示すＮｏ.１〜Ｎｏ．８の鋼片は、化学組成が本発明の範囲内のものであり、Ｎｏ．９〜Ｎｏ．１７の鋼片は、化学組成が本発明の範囲から外れているものである。また、下記表１に示す化学組成における残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。
【００７６】
【表１】
0004571915.tif 000004
【００７７】
鋼片は、真空溶解又は転炉により溶製したインゴット又はスラブを、そのままか又は一旦分塊圧延を行うことにより作製した。そして、熱間圧延により、厚さが１００〜２００ｍｍの鋼片を、板厚が２５ｍｍ又は５０ｍｍの厚鋼板にした。このとき、熱間圧延後に、空冷又は水冷による加速冷却を行い、その後、必要に応じて、焼戻し処理を施した。その際の条件としては、いずれも室温強度が、引張強度４９０〜５７０ＭＰａ級鋼の範囲に入ることを意図した条件を選定したが、比較例の一部では、化学組成が本発明の範囲から外れているため、室温強度が引張強度４９０〜５７０ＭＰａ級鋼の範囲を逸脱したものもあった。下記表２に各厚鋼板の製造条件、並びに鋼板のミクロ組織中のベイナイト及びマルテンサイトの体積分率の合計量合計量を示す。なお、下記表２に示すミクロ組織におけるベイナイト及びマルテンサイトの体積分率の合計量は、圧延方向に垂直な板厚方向の断面におけるナイタール腐食組織を、倍率１００〜５００倍の光学顕微鏡により観察し、その面積率を求めた。そして、表面から２ｍｍの位置、板厚の１／４の位置及び板厚中心部の各々の位置で最低５視野ずつ観察し、それらの平均の面積率を採用した。また、Ａｒ３変態点は、加工フォーマスターによる小型試験を使用し、実際の圧延工程をシミュレート温度履歴及び加工条件の下で測定した。
【００７８】
【表２】
0004571915.tif 000005
【００７９】
また、上記表２に示すＮｏ．Ａ１〜Ｎｏ．Ａ１２の鋼板は、化学組成及び組織形態共に本発明の範囲内である実施例の厚鋼板でありＮｏ．Ｂ１〜Ｎｏ．Ｂ１０の鋼板は、化学組成又は組織形態のいずれかが、本発明の範囲から外れている比較例の厚鋼板である。
【００８０】
次に、これらの厚鋼板の板厚中心部より、試験片の長手方向が厚鋼板の圧延方向と直交する方向になるように、丸棒引張試験片及び２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、母材の機械的性質を調査した。その際、引張特性は室温、６００℃及び７００℃で試験を行い、２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃特性は０℃で行った。なお、高温での引張試験は、ＪＩＳ  Ｇ０５６７に従って実施した。
【００８１】
また、ＨＡＺ靭性については、２５ｍｍ厚鋼板についてはそのまま、５０ｍｍ厚鋼板については２５ｍｍに減厚し、銅当金を使用して、入熱が約１５ｋＪ／ｍｍの片面１パスサブマージアーク溶接で継手を作製した。そして、各継手の鋼板板厚中心部における溶接金属とＨＡＺの境界（融合部：ＦＬ）がノッチ位置となり、ノッチが鋼板表面に垂直な面に入るようにして２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、母材と同様に０℃で試験を実施した。なお、本実施例で行った１パスサブマージアーク溶接は、大入熱溶接であり、８００℃から５００℃までの冷却時間は、約２５０秒以上となる。以上の結果、即ち、母材の機械的性質及びＨＡＺ靭性を下記表３にまとめて示す。なお、下記表３に示す母材靭性及びＨＡＺ靭性は、試験片３本の０℃吸収エネルギーの平均値である。
【００８２】
【表３】
0004571915.tif 000006
【００８３】
上記表３に示す実施例Ｎｏ．Ａ１〜Ｎｏ．Ａ１２の鋼板は、６００℃及び７００℃における高温強度が引張強度４９０〜５７０ＭＰａ級鋼用として十分高く、かつ、母材並びにＨＡＺ靭性も全て２００Ｊ以上を十分満足していた。この結果からも、実施例Ｎｏ．Ａ１〜Ｎｏ．Ａ１２の鋼板は、Ｍｏを含有させることなく、耐火用厚鋼板としての十分な特性を有していることが明らかになった。
【００８４】
一方、上記表３に示す比較例Ｎｏ．Ｂ１〜Ｎｏ．Ｂ１０の鋼板は、前述の実施例Ｎｏ．Ａ１〜Ｎｏ．Ａ１２の鋼板と比べて、特性が劣っていた。具体的には、比較例Ｎｏ．Ｂ１の鋼板は、Ｖを含有していないため、引張強度４９０ＭＰａ級鋼としては高温強度が低く、特に７００℃における降伏強度が低かった。比較例Ｎｏ．Ｂ２の鋼板は、Ｖ含有量が過剰なため、引張強度５７０ＭＰａ級鋼としても室温強度が過大であり、その上、母材靭性及びＨＡＺ靭性が共に顕著に劣化していたため、溶接構造用厚鋼板としては好ましくないものであった。
【００８５】
比較例Ｎｏ．Ｂ３の鋼板は、Ｎ含有量が過小なため、高温でのＶ炭窒化物の析出が十分でなく、そのため、高温強度が同様の室温強度レベルの実施例の鋼板に比べて低く、耐火用の引張強度５７０ＭＰａ級鋼としては高温強度が不十分であった。比較例Ｎｏ．Ｂ４の鋼板は、逆にＮ含有量が過大なため、Ｖが早期に粗大析出して、高温強度が低く、特に７００℃における高温強度の低下が顕著であった。また、比較例Ｎｏ．Ｂ４の鋼板は、固溶Ｎの増加及び粗大Ｖ炭窒化物のために、母材靭性及びＨＡＺ靭性が共に極めて低かった。比較例Ｎｏ．Ｂ５の鋼板は、Ｎｂが含有されていないため、Ｖ及びＮの含有量が本発明の範囲内であるにもかかわらず、高温強度が十分でなかった。比較例Ｎｏ．Ｂ６の鋼板は、逆にＮｂ含有量が過大なため、引張強度５７０ＭＰａ級鋼としても室温強度が過大であり、その上、母材靭性及びＨＡＺ靭性が共に顕著に劣化しいたため、溶接構造用厚鋼板としては好ましくないものであった。
【００８６】
比較例Ｎｏ．Ｂ７の鋼板は、Ｃ含有量が過大なため、また、比較例Ｎｏ．Ｂ８の鋼板は、Ｍｎ含有量が過大なため、母材靭性及びＨＡＺ靭性が共に顕著に劣化しており、溶接構造用厚鋼板としては好ましくないものであった。比較例Ｎｏ．Ｂ９の鋼板は、本発明の範囲外となるＭｏ含有鋼の例である。この比較例Ｎｏ．Ｂ９の鋼板は、高温強度については特に問題はないが、大入熱ＨＡＺ靭性は前述した実施例の鋼板に比べて明らかに劣っていた。比較例Ｎｏ．Ｂ１０の鋼板は、ミクロ組織中のベイナイト及びマルテンサイトの体積分率の合計量が過小であるため、引張強度４９０ＭＰａ級鋼としては高温強度が不十分であった。
【００８７】
以上の実施例によっても、本発明により、Ｍｏを含有させることなく、引張強度４９０〜５７０ＭＰａ級の溶接構造用厚鋼板において、６００℃では規格降伏点の２／３程度以上、７００℃では規格降伏点の１／２以上の降伏強度を有し、母材及び大入熱溶接継手のＨＡＺ靭性が、２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験の０℃における吸収エネルギーで７０Ｊ以上である厚鋼板を提供することが可能であり、産業上の効果は極めて大きい。