JP2001011567A - 耐火性と溶接熱影響部靭性に優れた鋼材とその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 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提供する。 【解決手段】 重量％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、Ｎ
ｂ：０．００５〜０．０４％、Ｍｏ：０．４〜０．７
％、Ａｌ：０．００１〜０．０１％、Ｔｉ：０．００５
〜０．０３％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００３％、Ｃ
ａ：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０．０１〜０．５
μｍのＴｉＮが１００００個／ｍｍ²以上存在し、さら
に０．５〜１０μｍの酸化物の重量％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。

Description

【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 Ｚｏｎ
ｅ：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（Ｓ
ＡＷ）、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６３−２１０
２３５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２０ｋ
Ｊ／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／ｍ
ｍ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） 重量％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：０．０００１〜０．０
０３％、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の酸化物の重量％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） 重量％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：０．０
０５〜０．０３％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００３
％、Ｎ ：０．００１５〜０．００６％、Ｏ ：０．０
０１〜０．００５％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
重量％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） 重量％で、さらに、Ｃｕ：０．０
５〜１．０％、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） 重量％で、さらに、Ｚｒ：０．０
００５〜０．０３％、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） 重量％で、さらに、Ｃａ：０．０
００５〜０．００４％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） 重量％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） 重量％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重量％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Ｍ
ｏ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、Ｃ
ａ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Ｈ
ＡＺ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（Ｍ
ｇ，Ａｌ）酸化物の個数と、６００℃加熱時におけるＮ
ｂ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Ａ
ｌ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、ＲＥ
Ｍ、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−０．０
１〜＋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０．０
０１〜０．０１％未満の場合に地鉄中に単独析出するＴ
ｉＮ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、０．０
００５％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Ｔｉ
Ｎ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、Ｚ
ｒ、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。Ｃ
ｕ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、１１
００〜１３００℃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１０
００μｍ²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Ｔ
ｉＮ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Ｔｉ
Ｎ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（Ｗ
ＤＳ）を用いて組成を分析し、酸化物の組成を重量％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 化学成分、酸化物とＴｉＮの分散状態、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、化学成分、酸化物あ
るいは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】

【００４７】

【表２】

【００４８】

【表３】

【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、Ｈ
ＡＺ靭性を示す。本発明鋼は化学成分、酸化物とＴ
ｉＮの分散状態、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、、あるいはが適当でないため、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】

【００５１】

【表５】

【００５２】

【表６】

【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１０
０Ｊ以上の高いｖＥ（−２０℃）を有し、引張強度が５
００〜６００ＭＰａ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。

フロントページの続き (72)発明者 吉江 淳彦 君津市君津１番地 新日本製鐵株式会社君 津製鐵所内 (72)発明者 植森 龍治 君津市君津１番地 新日本製鐵株式会社君 津製鐵所内 (72)発明者 千々岩 力雄 君津市君津１番地 新日本製鐵株式会社君 津製鐵所内 Ｆターム(参考） 4K032 AA01 AA02 AA04 AA05 AA08 AA11 AA12 AA14 AA15 AA16 AA19 AA21 AA22 AA23 AA26 AA27 AA29 AA31 AA35 AA36 AA39 AA40 CA02 CA03 CC03 CC04

Claims (9)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％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、Ｎ
   ｂ：０．００５〜０．０４％、Ｍｏ：０．４〜０．７
   ％、Ａｌ：０．００１〜０．０１％未満、Ｔｉ：０．０
   ０５〜０．０３％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００３
   ％、Ｃａ：０．０００５〜０．００４％、Ｎ ：０．０
   ０１５〜０．００６％、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の酸化物の重量％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。
2. 【請求項２】 重量％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、Ｎ
   ｂ：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の酸化物の重量％
   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。
3. 【請求項３】 重量％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。
4. 【請求項４】 重量％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。
5. 【請求項５】 重量％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。
6. 【請求項６】 重量％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）
7. 【請求項７】 重量％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）
8. 【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重量％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。
9. 【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。