(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．０４〜０．１５％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．５〜１．６％、
Ｐ  ：０．０１５％以下、
Ｓ  ：０．００６％以下、
Ｎｂ：０．００５〜０．０４％、
Ｍｏ：０．４〜０．７％、
Ａｌ：０．００１〜０．０１％未満、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００３％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００４％、
Ｎ  ：０．００１５〜０．００６％、
Ｏ  ：０．００１〜０．００５％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物から構成され、ＭｇとＡｌから成る酸化物を内包する０．０１〜０．５μｍのＴｉＮが１００００個／ｍｍ2以上存在し、さらに０．５〜１０μｍの酸化物の質量％組成においてＣａ／Ａｌの平均値が１．５以上であることを特徴とする、耐火性と溶接熱影響部靭性に優れた鋼材。
【請求項２】
質量％で、
Ｃ  ：０．０４〜０．１５％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．５〜１．６％、
Ｐ  ：０．０１５％以下、
Ｓ  ：０．００６％以下、
Ｎｂ：０．００５〜０．０４％、
Ｍｏ：０．４〜０．７％、
Ａｌ：０．０１〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００３％、
Ｎ  ：０．００１５〜０．００６％、
Ｏ  ：０．００１〜０．００５％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物から構成され、ＭｇとＡｌから成る酸化物を内包する０．０１〜０．５μｍのＴｉＮが１００００個／ｍｍ2以上存在し、さらに０．５〜１０μｍの酸化物の質量％組成においてＭｇ／Ａｌの平均値が０．５以下であることを特徴とする、耐火性と溶接熱影響部靭性に優れた鋼材。
【請求項３】
質量％で、さらに、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜０．５％、
Ｃｒ：０．０５〜１．０％、
Ｖ  ：０．００５〜０．１％、
Ｂ  ：０．０００３〜０．００２％
のうち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又は２に記載の耐火性と溶接熱影響部靭性に優れた鋼材。
【請求項４】
質量％で、さらに、
Ｚｒ：０．０００５〜０．０３％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０３％
のうち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１〜３の内のいずれかに記載の耐火性と溶接熱影響部靭性に優れた鋼材。
【請求項５】
質量％で、さらに、
Ｃａ：０．０００５〜０．００４％
を含有することを特徴とする請求項２〜４の内のいずれかに記載の耐火性と溶接熱影響部靭性に優れた鋼材。
【請求項６】
質量％を用いて下記の（１）〜（４）式で計算される有効ＴｉＮ量が、０．００７％以上であることを特徴とする、請求項１〜５の内のいずれかに記載の耐火性と溶接熱影響部靭性に優れた鋼材。
有効Ｏ量＝Ｏ−０．４０Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ
−０．１８Ｚｒ−０．８９Ａｌ≧０の場合、
有効Ｔｉ量＝Ｔｉ−２×有効Ｏ量                  ・  ・  ・  （１）
有効Ｏ量＝Ｏ−０．４０Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ
−０．１８Ｚｒ−０．８９Ａｌ＜０の場合、
有効Ｔｉ量＝Ｔｉ                                ・  ・  ・  （２）
有効Ｔｉ量≧３．４Ｎの場合、有効ＴｉＮ量＝４．４Ｎ  ・  ・  ・  （３）
有効Ｔｉ量＜３．４Ｎの場合、有効ＴｉＮ量＝１．３×有効Ｔｉ量
・  ・  ・  （４）
【請求項７】
質量％を用いて下記の（５）式で計算される過剰Ｔｉ量が、−０．０１〜＋０．００５％の範囲であることを特徴とする、請求項１〜６の内のいずれかに記載の耐火性と溶接熱影響部靭性に優れた鋼材。
過剰Ｔｉ量＝有効Ｔｉ量−３．４Ｎ                ・  ・  ・  （５）
【請求項８】
０．５〜１０μｍの酸化物の平均組成において、Ｔｉ含有量が２０質量％以下であることを特徴とする、請求項１及び３〜７の内のいずれかに記載の耐火性と溶接熱影響部靭性に優れた鋼材。
【請求項９】
請求項１〜８の内のいずれかに記載の成分の鋼片を、１１００〜１３００℃に加熱した後、熱間圧延を８００〜１０００℃で終了することを特徴とする、耐火性と溶接熱影響部靭性に優れた鋼材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、建築、土木、海洋構造物等の分野において、各種構造物に用いる耐火性と溶接熱影響部（Ｈｅａｔ  Ａｆｆｅｃｔｅｄ  Ｚｏｎｅ：ＨＡＺ）靭性に優れた鋼材とその製造方法ある。本発明によって製造された鋼板は、小入熱溶接から超大入熱溶接までの広範な溶接条件において良好なＨＡＺ靱性を有することが特徴である。
【０００２】
【従来の技術】
昭和６２年に建築物の新耐火設計法が規定され、従来の鋼材の温度制限（火災時に３５０℃を超えないこと）から、鋼材の高温強度と建築に実際加わっている荷重によって耐火被覆の能力を決定できるようになり、場合によっては無被覆で鋼材を使用することも可能になった。これに歩調を合わせて、例えば特開平２−７７５２３号のような耐火性の優れた鋼材の製造方法が発明されるに至った。
【０００３】
近年、溶接構造物の施工コストを削減するために、溶接入熱量の大きな高能率溶接が指向されるようになってきた。このような要求は特に厚手材に対して強い。しかしながら、多電極サブマージアーク溶接（ＳＡＷ）、エレクトロガス溶接（ＥＧＷ）、エレクトロスラグ溶接（ＥＳＷ）、などの高能率溶接によって作製された継ぎ手は、高温に長時間さらされるため、結晶粒が成長してＨＡＺ組織が著しく粗大化してしまい、靭性が大きく劣化する問題があった。このような問題点を解決する手段として、特開昭６０−２４５７６８号公報、特開昭６０−１５２６２６号公報、、特開昭６３−２１０２３５号公報、特開平２−２５０９１７号公報、特願平１−７３３２０号公報は、粗大なγ（オーステナイト）粒の内部に、Ｔｉ酸化物やＴｉＮとＭｎＳの複合析出物を核とした粒内変態フェライトを積極的に生成せしめ、ＨＡＺ靭性の向上をはかってきた。しかしながら、これらの技術によって製造された鋼も、溶接入熱量が２０ｋＪ／ｍｍを超えるような大入熱溶接ＨＡＺにおいては十分な靭性を得ることは困難であった。例えば、高層建築物に用いられる４面ボックス柱のダイヤフラム溶接には５０〜１００ｋＪ／ｍｍ程度のＥＳＷが適用される。このとき、従来鋼のスキンプレート側ＨＡＺの溶融線近傍は、０℃でのシャルピー吸収エネルギーが２７Ｊ（建築構造用圧延鋼材(ＪＩＳ  Ｇ  ３１３６）の母材靭性の下限）をかろうじて満足する程度の靭性である。
【０００４】
さらに、平成７年の兵庫県南部地震被害から、鋼構造物の柱−梁接合部からの破壊が問題視されるようになり、溶接部靭性について建設省や日本溶接協会を中心に盛んな議論が行われており（例えば、「建築鉄骨の地震被害と鋼材セミナー（社団法人日本溶接協会、平成９年６月４日）」、「鋼構造骨組みの耐震性と溶接（社団法人日本溶接協会、平成１０年１０月２９日）」、など）、大入熱溶接継ぎ手に対しても従来に増して良好なＨＡＺ靭性が切望されているのが現状である。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記現状に鑑み、高能率溶接したときにでも、良好なＨＡＺ靭性を有する耐火性の優れた鋼材及びその製造方法を提供することである。特に、本発明は、溶接入熱量が２０ｋＪ／ｍｍを超えるような大入熱溶接においても良好なＨＡＺ靭性を有し、引張強度が５００〜６００ＭＰａ級であり、６００℃での降伏強度（耐力）が常温時の７０％以上である鋼材とその製造方法を提供するものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明は、低Ｃ−低Ｍｎ鋼をベース成分とし、高温強度を高めること、ＨＡＺ靭性を高めること及び高温強度と酸化物組成の関係について研究し、高温強度とＨＡＺ靭性を両立させることに成功し、本発明を完成した。
【０００７】
本発明の要旨は、以下の通りである。
【０００８】
（１）  質量％で、
Ｃ  ：０．０４〜０．１５％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．５〜１．６％、
Ｐ  ：０．０１５％以下、
Ｓ  ：０．００６％以下、
Ｎｂ：０．００５〜０．０４％、
Ｍｏ：０．４〜０．７％、
Ａｌ：０．００１〜０．０１％未満、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００３％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００４％、
Ｎ  ：０．００１５〜０．００６％、
Ｏ  ：０．００１〜０．００５％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物から構成され、ＭｇとＡｌから成る酸化物を内包する０．０１〜０．５μｍのＴｉＮが１００００個／ｍｍ2以上存在し、さらに０．５〜１０μｍの酸化物の質量％組成においてＣａ／Ａｌの平均値が１．５以上であることを特徴とする、耐火性と溶接熱影響部靭性に優れた鋼材。
【０００９】
（２）  質量％で、
Ｃ  ：０．０４〜０．１５％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．５〜１．６％、
Ｐ  ：０．０１５％以下、
Ｓ  ：０．００６％以下、
Ｎｂ：０．００５〜０．０４％、
Ｍｏ：０．４〜０．７％、
Ａｌ：０．０１〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００３％、
Ｎ  ：０．００１５〜０．００６％、
Ｏ  ：０．００１〜０．００５％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物から構成され、ＭｇとＡｌから成る酸化物を内包する０．０１〜０．５μｍのＴｉＮが１００００個／ｍｍ2以上存在し、さらに０．５〜１０μｍの酸化物の質量％組成においてＭｇ／Ａｌの平均値が０．５以下であることを特徴とする、耐火性と溶接熱影響部靭性に優れた鋼材。
【００１０】
（３）  質量％で、さらに、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜０．５％、
Ｃｒ：０．０５〜１．０％、
Ｖ  ：０．００５〜０．１％、
Ｂ  ：０．０００３〜０．００２％
のうち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）又は（２）項に記載の耐火性と溶接熱影響部靭性に優れた鋼材。
【００１１】
（４）  質量％で、さらに、
Ｚｒ：０．０００５〜０．０３％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０３％
のうち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）〜（３）項の内のいずれかに記載の耐火性と溶接熱影響部靭性に優れた鋼材。
【００１２】
（５）  質量％で、さらに、
Ｃａ：０．０００５〜０．００４％
を含有することを特徴とする上記（２）〜（４）項の内のいずれかに記載の耐火性と溶接熱影響部靭性に優れた鋼材。
【００１３】
（６）  質量％を用いて下記の（１）〜（４）式で計算される有効ＴｉＮ量が、０．００７％以上であることを特徴とする、上記（１）〜（５）項の内のいずれかに記載の耐火性と溶接熱影響部靭性に優れた鋼材。
有効Ｏ量＝Ｏ−０．４０Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ
−０．１８Ｚｒ−０．８９Ａｌ≧０の場合、
有効Ｔｉ量＝Ｔｉ−２×有効Ｏ量                  ・  ・  ・  （１）
有効Ｏ量＝Ｏ−０．４０Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．１７ＲＥＭ
−０．１８Ｚｒ−０．８９Ａｌ＜０の場合、
有効Ｔｉ量＝Ｔｉ                                ・  ・  ・  （２）
有効Ｔｉ量≧３．４Ｎの場合、有効ＴｉＮ量＝４．４Ｎ  ・  ・  ・  （３）
有効Ｔｉ量＜３．４Ｎの場合、有効ＴｉＮ量＝１．３×有効Ｔｉ量
・  ・  ・  （４）
【００１４】
（７）  質量％を用いて下記の（５）式で計算される過剰Ｔｉ量が、−０．０１〜＋０．００５％の範囲であることを特徴とする、上記（１）〜（６）項の内のいずれかに記載の耐火性と溶接熱影響部靭性に優れた鋼材。
【００１５】
過剰Ｔｉ量＝有効Ｔｉ量−３．４Ｎ                ・  ・  ・  （５）
（８）  ０．５〜１０μｍの酸化物の平均組成において、Ｔｉ含有量が２０質量％以下であることを特徴とする、上記（１）及び（３）〜（７）項の内のいずれかに記載の耐火性と溶接熱影響部靭性に優れた鋼材。
【００１６】
（９）  上記（１）〜（８）項の内のいずれかに記載の成分の鋼片を、１１００〜１３００℃に加熱した後、熱間圧延を８００〜１０００℃で終了することを特徴とする、耐火性と溶接熱影響部靭性に優れた鋼材の製造方法。
【００１７】
【発明の実施の形態】
本発明は、低Ｃ−低Ｍｎ鋼をベース成分として、後述する（ａ）、（ｂ）および（ｃ）について検討を重ね、高温強度とＨＡＺ靭性を両立させることに成功したものである。本発明の基本思想である（ａ）、（ｂ）および（ｃ）について以下に説明する。
【００１８】
（ａ）高温強度を高める技術
ＮｂとＭｏは微細な炭窒化物を形成し、さらに、Ｍｏは固溶強化によって高温耐力を増加させる。６００℃の耐力を常温時の７０％以上に高めるには、適量のＮｂとＭｏをバランスさせて複合添加することがきわめて有効である。さらに、鋼片を１１００以上に加熱して８００℃以上で圧延を終了することで、ＮｂとＭｏの存在状態が適正化され、６００℃加熱時の耐力を容易に７０％以上に高めることができる。
【００１９】
（ｂ）ＨＡＺ靭性を高める技術
Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｎ、Ｏを適正化し、鋼中の酸化物とＴｉＮの分散状態を制御し、溶融線近傍ＨＡＺでのγ（オーステナイト）粒成長を強力に抑制して、高能率溶接時のＨＡＺ靭性を高める。γ粒成長を抑制するピンニング粒子はＡｌとＭｇから成る０．１μｍ未満の超微細な酸化物であり、溶融線近傍ＨＡＺにおいても熱的に安定である。これらの超微細酸化物を核にＴｉＮが複合析出することで、粒子１個あたりのサイズが大きくなってピンニング力が高まる。このような複合形態のピンニング粒子は、ＴｉＮの内部に超微細酸化物が内包されており、全体の大きさは０．０１〜０．５μｍであり、１００００個／ｍｍ2以上存在することでＨＡＺ靭性が顕著に高まる。そして、Ａｌが０．００１〜０．０１未満の場合には、ＡｌとＭｇから成る超微細酸化物を多数生成させるための条件として、０．５〜１０μｍの酸化物の組成のＣａ／Ａｌの平均値を０．８以上に制御する必要がある。
【００２０】
一方、Ａｌが０．０１〜０．０５％の場合には、０．５〜１０μｍの酸化物の組成のＭｇ／Ａｌの平均値を０．６以下に制御する必要がある。このような粗大な酸化物中にＭｇを消費させないことが重要である。粗大な酸化物中にＭｇが優先して消費されると、ピンニングに効く０．１μｍ未満の（Ｍｇ，Ａｌ）酸化物の生成が妨げられるからである。
【００２１】
（ｃ）高温強度と酸化物組成の関係
０．５〜１０μｍの酸化物は鋼中に粗に分散しているため、６００℃加熱時にＮｂやＭｏがこれらの粗大酸化物を核に析出してしまうと、肝心の高温強度が達成できない。そこで、高温強度とこれら粗大酸化物の組成について検討した結果、Ａｌが０．００１〜０．０１％未満の場合には、酸化物組成のＣａ／Ａｌの平均値が１．５以上であるときに、ＮｂとＭｏはこれらの酸化物上に析出することなく地鉄中に微細に析出する傾向を強め、所定の高温強度が達成できること、一方、Ａｌが０．０１〜０．０５％の場合には、酸化物組成のＭｇ／Ａｌの平均値が０．５以下であるときに、酸化物がＮｂとＭｏの析出サイトとなる傾向を弱め、その反動として地鉄中に微細にＮｂとＭｏの炭窒化物が形成される傾向が強まる。その結果として、ＮｂとＭｏが高温強度を有効に高めることに寄与できることを見いだした。本知見（ｃ）によって上述の（ａ）と（ｂ）を有機的に結びつけることが可能となり、本発明を確立するに至った。
【００２２】
つぎに、化学成分の限定理由について詳細に説明する。
【００２３】
Ｃは母材および溶接部の強度を確保し、さらにＮｂやＭｏと結びついて炭化物を形成して高温強度を高めるために０．０４％以上必要である。Ｃが多すぎると母材靭性、ＨＡＺ靭性、溶接性を損なうので、０．１５％が上限である。
【００２４】
Ｓｉは脱酸のために鋼に含有されるが、多すぎると溶接性およびＨＡＺ靭性が劣化するため、上限を０．６％とする。本発明鋼ではＡｌ、Ｔｉ、Ｍｇ、Ｃａによって脱酸が可能であるから、良好なＨＡＺ靭性を得る観点からＳｉを０．３％以下にすることが望ましい。
【００２５】
Ｍｎは母材及び溶接部の強度と靭性の確保に不可欠であるから０．５％以上必要である。しかし、Ｍｎが多すぎると焼入性が増加して溶接性、ＨＡＺ靭性が劣化するだけでなく、目標とする規格に適合する母材強度を得ることができない。このため、Ｍｎの上限を１．６％とする。
【００２６】
ＰとＳは本発明において不純物元素であり、母材およびＨＡＺの機械的性質を確保するために、それぞれ０．０１５％以下、０．００６％以下に低減する必要がある。
【００２７】
ＮｂとＭｏは本発明に必須の元素であり、前述の理由から６００℃での強度を確保するために、それぞれ０．００５％以上、０．４％以上を複合させて添加する必要がある。しかし、ＮｂとＭｏが多すぎるとＨＡＺ靭性が劣化するから、それぞれの上限を０．０４％、０．７％とする。
【００２８】
Ａｌは本発明で重要な元素であり、主に脱酸を担う。Ａｌが０．００１〜０．０１％未満の場合には、０．５〜１０μｍ酸化物の組成におけるＣａ／Ａｌを介して、ピンニング粒子である０．１μｍ未満の（Ｍｇ，Ａｌ）酸化物の個数と、６００℃加熱時におけるＮｂとＭｏの存在状態に影響を与える。ピンニング粒子である超微細酸化物の個数を１００００個／ｍｍ2以上にするためには、０．００１％以上のＡｌが必要である。Ａｌが０．０１％以上となると、０．５〜１０μｍの酸化物の組成におけるＣａ／Ａｌの平均値を１．５よりも大きく制御することが難しくなる。その結果、超微細酸化物の個数が１００００個／ｍｍ2未満に不足したり、６００℃の強度が常温時の７０％未満に低下したりする。また、脱酸に寄与した残りのＡｌは地鉄中に固溶し、固溶Ａｌが過剰になると地鉄中への単独析出ＴｉＮの微細析出が妨害され、ピンニングに好ましくない。従って、Ａｌの添加は必要最小限にとどめ、その上限は０．０１％未満とした。
【００２９】
一方、Ａｌが０．０１％〜０．０５％の場合には、０．５〜１０μｍ酸化物の組成におけるＭｇ／Ａｌを介して、ピンニング粒子である０．１μｍ未満の（Ｍｇ，Ａｌ）酸化物の個数と、６００℃加熱時におけるＮｂとＭｏの存在状態に影響を与える。超微細酸化物の個数と高温強度を両立するには、０．０１％以上のＡｌを添加することで０．５〜１０μｍの酸化物の組成におけるＭｇ／Ａｌの平均値を０．５以下に制御する必要があることを見出した。一方、Ａｌが０．０５％を超えると、アルミナ系の粗大な酸化物やそのクラスターが生成し、母材とＨＡＺの機械的性質が損なわれる。従って、Ａｌの上限は０．０５％とした。
【００３０】
Ｔｉは本発明で重要な元素であり、ＨＡＺ靭性を高めるための三つの観点から制御される。第１の観点は、超微細（Ｍｇ，Ａｌ）酸化物を内包する複合析出のピンニング粒子として十分な量のＴｉＮを形成することである。添加されたＴｉはＮと結びついてＴｉＮを生成する。Ｔｉよりも脱酸力の強いＭｇ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ａｌなどが存在すれば、これらがＴｉに優先して脱酸に寄与する。Ａｌが０．００１〜０．０１％未満の場合、これらの強脱酸元素で脱酸を完了できなければ、残ったＯ（有効Ｏ量）をＴｉが脱酸する。Ａｌが０．０１〜０．０５％の場合には、全てのＯがＡｌによって脱酸されるので、Ｔｉは脱酸に消費されない。脱酸で消費された残りのＴｉ（有効Ｔｉ量）がＮと結びついてＴｉＮを生成する。このとき、ＴｉとＮとの量的バランスを考慮して化学量論的に生成しうるＴｉＮを計算することができる。このような考えで（１）〜（４）式を用いて計算されるＴｉＮ生成量を「有効ＴｉＮ量」と定義する。有効ＴｉＮ量を０．００７％以上に制御することで、０．０１〜０．５μｍの複合析出ＴｉＮがより安定に１００００個／ｍｍ2以上生成し、強力なピンニング力が容易に発現される。第２の観点は、過剰ＴｉによるＴｉＣ析出脆化と過剰Ｎによる固溶Ｎ脆化を回避することである。（５）式で計算されるＴｉ量を「過剰Ｔｉ量」と定義する。この値が負であることはＴｉに対してＮが過剰であることを意味する。過剰Ｔｉ量を−０．０１〜＋０．００５％の範囲に制御することで、上述したＨＡＺ脆化を回避できる。第３の観点は、Ａｌが０．００１〜０．０１％未満の場合に地鉄中に単独析出するＴｉＮを微細析出させ、これらのピンニング力を最大限に引き出すことである。このためには、０．５〜１０μｍの酸化物のＴｉ含有量を２０％未満に抑えて、これらの粗大酸化物上にＴｉＮを析出させないことが有効である。以上の三つの効果を発揮させるために、０．００５％以上のＴｉが必要である。Ｔｉが０．０３％を超えると、粗大ＴｉＮやＴｉＣ析出によって母材とＨＡＺが脆化する恐れがあるため、これを上限とする。
【００３１】
Ｍｇは本発明の特徴的な元素であり、非常に重要な役割を担う。ＭｇはＡｌおよびＯと結合して、０．１μｍ未満の大きさの従来にない超微細な酸化物を形成し、ＴｉＮの析出サイトとして機能し、これが複合形態のピンニング粒子となる。Ｍｇを含むことによってはじめてこのようなピンニング粒子が鋼中に多量生成し、溶融線近傍ＨＡＺのγ粒成長は強力に抑制されて、溶接入熱量の大きな高能率溶接ＨＡＺの靭性が向上する。ピンニング粒子として１００００個／ｍｍ2以上の超微細酸化物を形成するためには、０．０００１％以上のＭｇが必要である。一方で、Ｍｇを０．００３％を超えて増やしてもピンニング粒子の個数は増加しないため、これ以上のＭｇは金属学的に何ら効果をもたらさない。Ｍｇは蒸気圧が高くて酸化力が強い非常に活性な元素であることから、必要以上に鋼中に含有させることは製造コストの上昇を招き好ましくない。従って、Ｍｇの上限を０．００３％とする。
【００３２】
Ｃａは本発明で重要な元素であり、Ａｌを０．００１〜０．０１％未満含有する場合には、０．５〜１０μｍ酸化物の組成におけるＣａ／Ａｌを介して、ＨＡＺ靭性と高温強度に大きく影響する。前述したピンニングの観点からは、そのＣａ／Ａｌを０．８以上にすれば良いが、さらに、前述した６００℃加熱時のＮｂとＭｏの析出形態の観点からは、そのＣａ／Ａｌを１．５以上にする必要がある。本発明の０．００１〜０．０１％未満のＡｌの範囲では、０．５〜１０μｍの酸化物の組成のＣａ／Ａｌを１．５以上にするためには、０．０００５％以上のＣａを添加する必要がある。一方、Ｃａを０．００４％を超えて添加してＣａ／Ａｌをさらに高めても金属学的効果は飽和する。Ｃａは蒸気圧が高くて酸化力が強い非常に活性な元素であることから、必要以上に鋼中に含有させることは製造コストの上昇を招き好ましくない。従って、Ｃａの上限を０．００４％とする。
【００３３】
一方、Ａｌが０．０１〜０．０５％の範囲では、ＣａはＭｎに優先して硫化物を形成し、熱間圧延による硫化物の延伸化を軽減する。このような硫化物の形態制御によって母材とＨＡＺの機械的性質の改善に寄与する。このためには、０．０００５％以上が必要である。しかし、Ｃａは０．００４％を超えて含有しても硫化物の形態制御効果も飽和するため、０．００４％を上限とした。
【００３４】
Ｎは、ピンニング粒子である複合析出ＴｉＮの個数を確保する観点から（１）〜（４）式で計算される有効ＴｉＮ量を介して、またＨＡＺ脆化を回避する観点から（５）式で計算される過剰Ｔｉ量を介して、適正範囲に限定されなければならない。有効ＴｉＮ量を０．００７％以上確保するためには、０．００１５％以上のＮが必要である。一方、Ｎが０．００６％を超えると、過剰Ｔｉ量がたとえ適正範囲内であっても実質的に固溶Ｎが過剰となり、ＨＡＺ靭性が低下するため、上限を０．００６％とする。
【００３５】
Ｏはピンニング粒子である０．１μｍ未満の（Ｍｇ，Ａｌ）酸化物を１００００個／ｍｍ2以上形成するために０．００１％以上必要である。一方、Ｏが０．００５％を超えると、鋼の清浄度が低下して機械的性質が劣化するため、上限を０．００５％とする。
【００３６】
続いて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｂ、Ｚｒ、ＲＥＭを添加する理由について説明する。
【００３７】
Ｃｕ、Ｎｉは溶接性とＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすことなく母材の強度、靭性を向上させる。これらの効果が得られる下限はともに０．０５％である。Ｃｕは１．０％を超えると熱間圧延時にＣｕ割れが生じて製造が困難になり好ましくない。Ｎｉは高価な元素であるので、０．５％以上を超えると建築や土木向けの鋼材として経済性を失い好ましくない。
【００３８】
Ｃｒは０．０５％以上で母材および溶接部の強度を向上させる。しかし、１．０％を超えると溶接性とＨＡＺ靭性が劣化する。
【００３９】
Ｖは０．００５％以上で母材の強度を向上させる。しかし０．１％を超えると溶接性とＨＡＺ靭性が劣化する。
【００４０】
Ｂは０．０００３％以上で焼き入れ性を高めて母材やＨＡＺの強度、靭性を向上させる。しかし、０．００２％を超えるとＨＡＺ靱性や溶接性が劣化する。
【００４１】
ＺｒとＲＥＭは、Ｍｎに優先して硫化物を形成し、熱間圧延による硫化物の延伸化を軽減する。このような硫化物の形態制御によって母材とＨＡＺの機械的性質の改善に寄与する。このためには、０．０００５％以上が必要である。しかし、ＺｒとＲＥＭを０．０２％以上を含んでも、硫化物の形態制御効果は飽和するため、上限は０．０２％である。本発明でのＲＥＭとは、Ｌａ、Ｃｅなどのランタノイド系の元素をさす。これらの元素の添加にあたっては、これらの元素が混在したミッシュメタルを用いても、何らその効果は変わるものではない。ＺｒやＲＥＭはＴｉよりも脱酸力が強いので、０．５〜１０μｍの酸化物中のＴｉ含有量を低減させ、これらの粗大酸化物上にＴｉＮが析出するのを防止することに寄与することもできる。
【００４２】
次に、鋼材の加工熱処理条件について説明する。高温強度を高めるために、鋼片の加熱時にＮｂとＭｏをいったん溶体化させることが有効である。そのために１１００℃以上に鋼片を加熱する必要がある。しかし、加熱温度が１３００℃を超えると、加熱γ粒が著しく粗大化して母材靭性が劣化してしまう。従って、１１００〜１３００℃の加熱温度が適正である。続いて、加熱した鋼片を熱間圧延する際、８００℃以上で圧延することが高温強度を高めることに有効である。その理由は、圧延中にＮｂやＭｏの炭窒化物を析出させないためである。８００℃未満の圧延によってＮｂやＭｏの歪み誘起析出が促され、これらの炭窒化物が析出してしまうと、そのサイズが比較的大きくなってしまい、高温強度が低下するためである。一方、結晶粒を微細化して母材の強度と靭性を確保するためには、１０００℃で圧延を終える必要がある。従って、８００〜１０００℃で圧延を終了するのがよい。圧延後の冷却方法は特に限定されない。比較的薄い鋼材は圧延ままの空冷で母材の材質を確保できるが、比較的厚い鋼材は所定の母材材質を確保するために加速冷却を適用することが好ましい。例えば、板厚５０ｍｍを境に空冷と加速冷却を使い分けることが好ましい。本発明は厚板とＨ形鋼のいづれにも適用できる。また、強度、靭性、降伏比などを調整するために、８００℃以下に再加熱しても本発明の特徴は何ら損なわれることはない。
【００４３】
本発明で規定した介在物の分散状態は、たとえば以下のような方法で定量的に測定される。ＭｇとＡｌから成る酸化物を内包する０．０１〜０．５μｍのＴｉＮの個数は、母材鋼板の任意の場所から抽出レプリカ試料を作製し、これを透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて１００００〜５００００倍の倍率で少なくとも１０００μｍ2以上の面積にわたって観察し、対象となる大きさのＴｉＮの個数を測定し、これを単位面積当たりの個数に換算する。このとき、（Ｍｇ，Ａｌ）酸化物とＴｉＮの同定は、ＴＥＭに付属のエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）による組成分析と、ＴＥＭによる電子線回折像の結晶構造解析によって行われる。このような同定を測定するすべての複合介在物に対して行うことが煩雑な場合、簡易的には次の手順による。まず、四角い形状の介在物をＴｉＮとみなし、対象となる大きさのＴｉＮの内部に介在物が存在するものの個数を測定する。次に、このような方法で個数を測定した複合析出ＴｉＮのうち、少なくとも１０個以上について上記の要領で詳細な同定を行い、（Ｍｇ，Ａｌ）酸化物とＴｉＮが複合的に存在している割合を算出する。そして、はじめに測定された複合析出ＴｉＮの個数にこの割合を掛け合わせる。鋼中の炭化物が以上のＴＥＭ観察を邪魔する場合、５００℃以下の熱処理によって炭化物を凝集・粗大化させ、対象となる複合介在物の観察を容易にすることができる。
【００４４】
次に、本発明で規定した０．５〜１０μｍの酸化物の組成は、たとえば以下のような方法で測定される。母材鋼板の任意の場所から小片試料を切り出し、これを１４００〜１４５０℃で１０分間以上保持することで酸化物以外の介在物を溶体化させ、その後水冷する。これを鏡面研磨し、対象となる大きさの酸化物のうち少なくとも１０個以上について電子線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）に付属の波長分散型Ｘ線分光法（ＷＤＳ）を用いて組成を分析し、酸化物の組成を質量％で求める。このとき、酸化物組成の分析値に地鉄から検出されたＦｅが含まれる場合は、分析値からＦｅを除外して酸化物の組成を求める。
【００４５】
【実施例】
（実施例１）
表１に高炉と転炉を用いて連続鋳造されたＡｌ含有量０．００１〜０．０１％未満の範囲内の本発明鋼１〜１８と比較鋼１９〜３４の化学成分を示す。表２に本発明鋼と比較鋼における有効Ｏ量、有効Ｔｉ量、有効ＴｉＮ量、過剰Ｔｉ量、複合析出ＴｉＮ個数、酸化物組成について、（１）〜（５）式による計算結果と前述した手段による測定結果を一覧する。表３に本発明鋼と比較鋼の鋼板の製造条件、母材の常温強度と高温強度、母材の靭性、ＨＡＺ靭性を示す。本発明鋼は▲１▼化学成分、▲２▼酸化物とＴｉＮの分散状態、▲３▼加熱圧延条件、が適正であることにより、優れた耐火性と従来にない良好な大入熱ＨＡＺ靭性とが安定に高い次元で両立できている。一方、比較鋼は、▲１▼化学成分、▲２▼酸化物あるいは▲３▼加熱条件が適当でなく本発明外であるため、耐火性あるいは大入熱ＨＡＺ靭性を安定して高めることが困難であり、本発明鋼のように工業的に両者を高い次元でバランスさせることができない。
【００４６】
【表１】
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【００４７】
【表２】
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【００４８】
【表３】
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【００４９】
（実施例２）
表４に高炉と転炉を用いて連続鋳造されたＡｌ含有量０．０１〜０．０５％の範囲内の本発明鋼１〜１８と比較鋼１９〜３２の化学成分を示す。表５に本発明鋼と比較鋼における有効ＴｉＮ量、過剰Ｔｉ量、複合析出ＴｉＮ個数、酸化物組成について、（１）〜（３）式による計算結果と前述した手段による測定結果を一覧する。表６に本発明鋼と比較鋼の鋼板の製造条件、母材の常温強度と高温強度、母材の靭性、ＨＡＺ靭性を示す。本発明鋼は▲１▼化学成分、▲２▼酸化物とＴｉＮの分散状態、▲３▼加熱圧延条件、が適正であることにより、優れた耐火性と従来にない良好な大入熱ＨＡＺ靭性とが安定に高い次元で両立できている。一方、比較鋼は、▲１▼、▲２▼あるいは▲３▼が適当でないため、耐火性あるいは大入熱ＨＡＺ靭性を安定して高めることが困難であり、本発明鋼のように工業的に両者を高い次元でバランスさせることができない。
【００５０】
【表４】
0004054139.tif 000005
【００５１】
【表５】
0004054139.tif 000006
【００５２】
【表６】
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【００５３】
【発明の効果】
本発明により、高能率溶接したときにでも、良好なＨＡＺ靭性を有する耐火性の優れた鋼材を工業的に提供することが可能になった。溶接入熱量が２０〜１００ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接ＨＡＺにおいても１００Ｊ以上の高いｖＥ（−２０℃）を有し、引張強度が５００〜６００ＭＰａ級であり、６００℃での降伏強度（耐力）が常温時の７０％以上である鋼材とその製造方法が安定的に提供可能となった。このことにより、耐火性に優れた鋼材を高能率溶接することで施工コストを低減できるとともに、溶接部の破壊抵抗力が増すことで、構造物の安全性を従来より高めることが可能になった。