JP2006241552A - 溶接性およびガス切断性に優れた高張力耐火鋼およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】 火災時等における高温強度に優れた溶接性およびガス切断性に優れた高張力耐火鋼およびその製造方法を提供する。
【解決手段】 本発明の高張力耐火鋼は、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１４％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．５０〜２．００％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、Ｍｏ：０．３０％以上０．７０％未満、Ａｌ：０．０６０％以下、Ｎ：０．００１０〜０．００６０％を含有し、溶接割れ感受性組成：Ｐ_ＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂが０．２５％以下であり、残部が鉄および不可避不純物からなり、最終圧延の鋼板の板厚方向の１／４厚位置におけるポリゴナルフェライトまたは擬ポリゴナルフェライトの面積分率が１０％以下であることを特徴とする。
【選択図】 なし

Description

本発明は、溶接性およびガス切断性に優れた高張力耐火鋼およびその製造方法に関するものである。

火災時等における高温強度の確保を目的とした建築構造物用の耐火鋼としては、鋼片または鋳片を熱間圧延して得られる耐火鋼が既に提案されている（例えば、特許文献１参照）。
この耐火鋼は、いわゆる４００ＭＰａ級鋼や４９０ＭＰａ級鋼が主であり、降伏強さ４４０ＭＰａ（４５ｋｇｆ／ｍｍ^２）以上のいわゆる５９０ＭＰａ級鋼も数例含まれている。
一方、５９０ＭＰａ級鋼を対象とした耐火鋼としては、Ｍｏを０．７％以上含むものが提案されている（例えば、特許文献２参照）。
特開平２−７７５２３号公報 特開２００２−１２９３９号公報

ところで、建築用鋼は、例えば、日本工業規格ＪＩＳ Ｇ ３１３６「建築構造用圧延鋼材」、国土交通大臣認定品「建築構造用高性能５９０Ｎ／ｍｍ^２鋼材（ＳＡ４４０Ｂ、Ｃ）」では、板厚が１００ｍｍまで規定されているが、従来の４００ＭＰａ級鋼や４９０ＭＰａ級鋼が主たる耐火鋼では、５９０ＭＰａ級鋼の板厚は高々４０ｍｍにすぎず、それ以上の厚手のものに対しては、対応することができないという問題点があった。

特に、近年要求が高まっている降伏強さ４４０ＭＰａ以上のいわゆる５９０ＭＰａ級鋼以上の鋼材は、一般に調質処理されることが多く、熱間圧延を施したままでは強度の低いポリゴナルフェライトまたは擬ポリゴナルフェライトが主体の金属組織となってしまう。したがって、熱間圧延により１００ｍｍ程度の厚手の鋼板を作製しても、強度を工業的に安定して確保することができない。
一方、５９０ＭＰａ級鋼を対象とした耐火鋼は、その鋼成分にＭｏを０．７％以上含むものであるから、ガス切断性が劣り、材料コストも高価になってしまうという問題点があった。また、この耐火鋼では、溶接割れ感受性組成（Ｐ_ＣＭ）を規制しているものの、Ｍｏが鋼の焼入れ性を顕著に高めることから、溶接性の観点からもＭｏの含有量は少ない方がよい。

本発明は、上記の事情に鑑みてなされたものであって、溶接性およびガス切断性に優れるとともに、火災時等の高温にさらされる環境においても十分な高温強度を有する降伏強さ４４０ＭＰａ以上の高張力鋼を大量かつ安価に供給可能な溶接性およびガス切断性に優れた高張力耐火鋼およびその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者等は、鋭意検討した結果、Ｍｏの含有量を抑えながらＮｂを複合添加することで、降伏強さ４４０ＭＰａ以上の高張力鋼における高温強度を安定して確保し、Ｍｏの含有量を抑えることで溶接性やガス切断性の劣化を最小限にとどめ、同時にＣ、Ｓｉ、Ｍｎをはじめとする個々の合金元素量およびＰ_ＣＭを限定し、さらに鋼のミクロ組織およびそのための製造条件を限定することにより、優れた高温強度と溶接性、ガス切断性などの複合特性を両立し得ることを知見し、本発明を完成するに至ったものであり、本発明の要旨とするところは以下の通りである。

（１） 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１４％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．５０〜２．００％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、Ｍｏ：０．３０％以上０．７０％未満、Ａｌ：０．０６０％以下、Ｎ：０．００１０〜０．００６０％を含有し、
かつ
Ｐ_ＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ
で表される溶接割れ感受性組成Ｐ_ＣＭが０．２５％以下であり、
残部が鉄および不可避不純物からなり、
さらに、最終圧延の鋼板の板厚方向の１／４厚位置におけるポリゴナルフェライトまたは擬ポリゴナルフェライトの面積分率が１０％以下であることを特徴とする溶接性およびガス切断性に優れた高張力耐火鋼。

（２） さらに、質量％で、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％を含有し、
かつ、Ｎｉの含有量はＣｕの含有量の１／２以上であり、
さらに、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｖ：０．０１〜０．０６％、Ｂ：０．０００２〜０．００３０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００５０％の群から選択された１種または２種以上を含有してなることを特徴とする（１）に記載の溶接性およびガス切断性に優れた高張力耐火鋼。

（３） さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００４０％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１００％のいずれか１種または２種を含有してなることを特徴とする（１）または（２）に記載の溶接性およびガス切断性に優れた高張力耐火鋼。

（４） 前記鋼の降伏強さは、４４０ＭＰａ以上であることを特徴とする（１）、（２）または（３）に記載の溶接性およびガス切断性に優れた高張力耐火鋼。

（５） （１）ないし（４）のいずれかに記載の鋼組成を有する鋼片または鋳片を、１１００〜１３００℃の温度に加熱し、次いで、８００〜９５０℃の温度にて圧延を行った後、この圧延終了時の温度より１５０℃低い温度または７５０℃のいずれか高い温度以上の温度にて直接焼入れし、次いで、Ａｃ_１以下の温度にて焼き戻し処理を行うことを特徴とする溶接性およびガス切断性に優れた高張力耐火鋼の製造方法。

（６） （１）ないし（４）のいずれかに記載の鋼組成を有する鋼片または鋳片を、熱間圧延後、放冷し、次いで、９００〜９５０℃の温度に再加熱して焼入れし、次いで、Ａｃ_１以下の温度にて焼き戻し処理を行うことを特徴とする溶接性およびガス切断性に優れた高張力耐火鋼の製造方法。

本発明の溶接性およびガス切断性に優れた高張力耐火鋼によれば、Ｐ_ＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂで表される溶接割れ感受性組成Ｐ_ＣＭを０．２５％以下とし、残部を鉄および不可避不純物とし、さらに、最終圧延の鋼板の板厚方向の１／４厚位置におけるポリゴナルフェライトまたは擬ポリゴナルフェライトの面積分率を１０％以下としたので、溶接性およびガス切断性に優れるとともに、火災時等の高温にさらされる環境においても十分な高温強度を有する降伏強さ４４０ＭＰａ以上の高張力鋼を、大量かつ安価に供給することができる。

その結果、建築構造物のみならず、土木、海洋構造物、船舶、各種の貯蔵タンク、厚板ミル等の工業用設備等の一般的な溶接構造用鋼として、広範な用途に適用することができ、しかも、火災時等の高温に曝される様な過酷な環境下においても十分な高温強度を有することにより、溶接構造物の安全性をさらに向上させることが可能になった。

本発明の溶接性およびガス切断性に優れた高張力耐火鋼の製造方法によれば、本発明の鋼組成を有する鋼片または鋳片を、１１００〜１３００℃の温度に加熱し、次いで、８００〜９５０℃の温度にて圧延を行った後、この圧延終了時の温度より１５０℃低い温度または７５０℃のいずれか高い温度以上の温度にて直接焼入れし、次いで、Ａｃ_１以下の温度にて焼き戻し処理を行うので、溶接性およびガス切断性に優れるとともに、火災時等の高温にさらされる環境においても十分な高温強度を有する降伏強さ４４０ＭＰａ以上の高張力鋼を、大量かつ安価に製造することができる。

本発明の他の溶接性およびガス切断性に優れた高張力耐火鋼の製造方法によれば、本発明の鋼組成を有する鋼片または鋳片を、熱間圧延後、放冷し、次いで、９００〜９５０℃の温度に再加熱して焼入れし、次いで、Ａｃ_１以下の温度にて焼き戻し処理を行うので、溶接性およびガス切断性に優れるとともに、火災時等の高温にさらされる環境においても十分な高温強度を有する降伏強さ４４０ＭＰａ以上の高張力鋼を、大量かつ安価に製造することができる。

本発明の溶接性およびガス切断性に優れた高張力耐火鋼およびその製造方法の一実施の形態について説明する。
なお、この実施の形態は、発明の趣旨をより良く理解させるために詳細に説明するものであるから、特に指定の無い限り、本発明を限定するものではない。

本発明の高張力耐火鋼は、
質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１４％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．５０〜２．００％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、Ｍｏ：０．３０％以上０．７０％未満、Ａｌ：０．０６０％以下、Ｎ：０．００１０〜０．００６０％を含有し、
かつ
Ｐ_ＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ
で表される溶接割れ感受性組成Ｐ_ＣＭが０．２５％以下であり、
残部が鉄および不可避不純物からなり、
さらに、最終圧延の鋼板の板厚方向の１／４厚位置におけるポリゴナルフェライトまたは擬ポリゴナルフェライトの面積分率が１０％以下のものである。

ここで、高張力耐火鋼の組成を上記の様に限定した理由について説明する。
Ｃは、鋼材の特性に最も顕著に効くもので、下限値である０．０４％は、強度確保や溶接などの熱影響部が必要以上に軟化することのないようにするための最小量である。しかし、Ｃの含有量が多すぎると焼入れ性が必要以上に上がり、鋼材が本来有すべき強度、靭性バランス、溶接性などに悪影響を及ぼすため、上限を０．１４％とした。

Ｓｉは、鋼の清浄性の観点のみならず溶接性、溶接部靭性にも影響を与えるため、上限値を規制することは重要であり、０．５０％以下とした。鋼の脱酸はＴｉやＡｌでも十分可能であるから、特に、溶接性、溶接部靭性が強く要求される場合には、必ずしも添加する必要はない。

Ｍｎは、強度、靭性を確保する上で不可欠な元素であり、その下限は０．５０％である。しかし、Ｍｎの含有量が多すぎると、焼入性が上昇して溶接性、溶接熱影響部靭性を劣化させるだけでなく、連続鋳造スラブの中心偏析を助長するので、上限を２．００％とした。

Ｐは、本発明鋼においては不純物であり、Ｐの含有量を低減させると溶接熱影響部における粒界破壊が減少するので、この点を考慮すると含有量は少ないほど好ましい。そこで、母材、溶接熱影響部の低温靭性を劣化させないために上限を０．０２０％とした。

Ｓは、Ｐと同様、本発明鋼においては不純物であり、鋼材の低温靭性の観点からは含有量は少ないほど好ましい。そこで、母材、溶接熱影響部の低温靭性を劣化させないために上限を０．０１０％とした。

Ｎｂは、Ｍｏを極力抑制する本発明においては、重要な役割を演ずる元素である。まず、一般的な効果として、オーステナイトの再結晶温度を上昇させ、熱間圧延時の制御圧延の効果を発揮する上での必須元素で、これらの効果を発現させるためには最低０．０１％含むことが必要である。
また、このＮｂは、圧延に先立つ再加熱時の加熱オーステナイトの細粒化にも寄与し、さらに、析出硬化として強度向上効果を有し、Ｍｏとの複合添加により高温強度にも寄与するものであるが、過剰に含む場合には、溶接部の靭性劣化を招く。そこで、溶接部の靭性劣化を生じさせないために上限を０．０５％とした。

Ｍｏは、鋼の高温強度を確保する上で必要不可欠の元素で、本発明においては最も重要な元素の一つである。
火災時等の高温にさらされる環境においても十分な高温強度を有するためには０．３０％以上含有することが必要である。一方、含有量が多すぎると、溶接性やガス切断性を劣化させるので、その上限を０．７０％未満に限定した。

Ａｌは、脱酸元素であるが、脱酸はＳｉまたはＴｉだけでも十分であり、本発明鋼においては、その下限は限定しない。しかし、Ａｌの含有量が多くなると、鋼の清浄性を損ね、母材の靭性を劣化させるだけでなく、溶接熱影響部の靭性も劣化するので、上限を０．０６０％とした。

Ｎは、不可避不純物として鋼中に含まれるものであるが、上記のＮｂと結合して炭窒化物を形成し、鋼の強度を高める。また、後述するＴｉを添加した場合、ＴｉＮを形成し、鋼の強度を高める。したがって、Ｎの含有量としては、最低０．００１０％必要である。一方、Ｎの含有量の増加は、溶接熱影響部靭性、溶接性に有害であるので、その上限を０．００６０％とした。

本発明の高張力耐火鋼は、上記の組成に加えて、
さらに、質量％で、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％を含有し、
かつ、Ｎｉの含有量をＣｕの含有量の１／２以上とし、
さらに、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｖ：０．０１〜０．０６％、Ｂ：０．０００２〜０．００３０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００５０％の群から選択された１種または２種以上を含有してなることが好ましい。

上記の基本となる組成に、さらに、これらの元素を添加する主たる目的は、本発明鋼の優れた特徴を損なうことなく、強度、靭性などの特性を向上させるためである。したがって、その添加量は自ずと制限される。

Ｎｉは、過剰に添加しなければ、溶接性、溶接熱影響部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。これらの効果を発揮させるためには、少なくとも０．０５％以上含有することが必要である。一方、過剰な添加は、高価なだけでなく、溶接性にも好ましくないため、上限を１．０％とした。
なお、Ｃｕを添加する場合、熱間圧延時のＣｕ−クラックを防止するため、Ｎｉの含有量を、上記の含有量の範囲内とすると同時に、Ｃｕの含有量の１／２以上とする必要がある。

Ｃｕは、Ｎｉとほぼ同様の作用、効果を示すものであるが、溶接性劣化に加え、過剰な添加により熱間圧延時にＣｕ−クラックが発生し製造困難となるため、その含有量は１．０％を上限として規制される。一方、実質的な効果を得るためには最小量含有する必要があり、そこで、下限を０．０５％とした。

Ｃｒは、母材の強度、靭性ともに向上させるものであるが、含有量が多すぎると母材、溶接部の靭性および溶接性を劣化させるため、上限を１．０％とした。一方、実質的な効果を得るためには最小量含有する必要があり、そこで、下限を０．０５％とした。

上記のＮｉ、Ｃｕ、Ｃｒは、母材の強度、靭性上の観点のみならず、耐候性にも有効であり、そのような目的においては、溶接性を損ねない範囲で添加することが好ましい。

Ｖは、Ｎｂとほぼ同様の作用を有するものであるが、Ｎｂに比べてその効果は小さい。また、Ｖは焼入性にも影響を及ぼし、高温強度向上にも寄与する。
Ｎｂと同様の効果を発現させるためには最低０．０１％含むことが必要である。一方、過剰に含む場合には、溶接部の靭性劣化を招く。そこで、溶接部の靭性劣化を生じさせないために上限を０．０６％とした。

Ｂは、オーステナイト粒界に偏析し、フェライトの生成を抑制することにより焼入性を向上させ、強度を向上させる。この効果を発現するためには、最低０．０００２％含有することが必要である。しかし、含有量が多すぎると、焼入性向上効果が飽和するだけでなく、靭性上有害となるＢ析出物を形成する可能性もあるため、上限を０．００３％とした。
なお、タンク用鋼などとして、応力腐食割れが懸念される場合には、母材および溶接熱影響部の硬さの低減がポイントとなることが多く、例えば、硫化物応力腐食割れ（ＳＳＣ）防止のためには、ＨＲＣ≦２２（ＨＶ≦２４８）が必須とされる。この様な場合、焼入性を増大させるＢの添加は好ましくない。

Ｔｉは、母材および溶接部靭性に対する要求が厳しい場合には、添加することが好ましい。その理由は、Ｔｉは、Ａｌの含有量が少ない場合、例えば０．００３％以下含有した様な場合、Ｏと結合してＴｉ_２Ｏ_３を主成分とする析出物を形成し、粒内変態フェライト生成の核となり溶接部靭性を向上させるからである。また、ＴｉはＮと結合してＴｉＮとしてスラブ中に微細な析出物を形成し、加熱時のオーステナイト粒の粗大化を抑え、圧延組織の細粒化に有効であり、また鋼板中に存在する微細ＴｉＮは、溶接時に溶接熱影響部組織を細粒化するからである。
これらの効果を得るためには、Ｔｉは最低０．００５％必要である。しかし、多すぎるとＴｉＣを形成し、低温靭性や溶接性を劣化させるので、その上限は０．０２５％である。

Ｍｇは、溶接熱影響部においてオーステナイト粒の成長を抑制し、細粒化する作用があり、その結果、溶接部の強靭化を図ることができる。このような効果を発現させるためには、Ｍｇは０．０００２％以上必要である。一方、含有量を多くした場合、含有量の増加に比べて効果の上昇率が小さくなり、コスト上得策ではない。したがって、その上限を０．００５０％とした。

本発明の高張力耐火鋼は、上記の組成に加えて、
さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００４０％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１００％のいずれか１種または２種を含有してなることが好ましい。
ＣａおよびＲＥＭは、ＭｎＳの形態を制御し、母材の低温靭性を向上させるほか、湿潤硫化水素環境下での水素誘起割れ（ＨＩＣ、ＳＳＣ、ＳＯＨＩＣ）感受性を低減させる効果がある。これらの効果を発現させるためには、最低０．０００５％含有することが必要である。

しかし、含有量が多すぎると、鋼の清浄度を逆に悪化させ、母材靭性や湿潤硫化水素環境下での水素誘起割れ（ＨＩＣ、ＳＳＣ、ＳＯＨＩＣ）感受性を高めるので、Ｃａの含有量の上限を０．００４０％、ＲＥＭの含有量の上限を０．０１００％とした。ＣａとＲＥＭは、ほぼ同等の効果を呈するので、いずれか１種を上記範囲で添加してもよく、上記範囲内でＣａとＲＥＭを混ぜて添加してもよい。

本発明の高張力耐火鋼では、Ｍｏ量が０．７０％未満で、降伏強さ４４０ＭＰａ以上を確保し、かつ、６００℃での降伏強さが常温のそれの２／３以上、すなわち２９４ＭＰａ以上を確保するためには、鋼成分のみならずミクロ組織をも同時に限定する必要がある。
本発明の高張力耐火鋼のミクロ組織としては、最終圧延の鋼板の板厚方向の１／４厚位置におけるポリゴナルフェライトまたは擬ポリゴナルフェライトの面積分率を１０％以下とする。

Ｍｏの含有量を０．７０％未満に抑えた本発明の鋼成分では、ポリゴナルフェライトまたは擬ポリゴナルフェライトの面積分率が１０％を超えると、特に４０ｍｍ超の厚手の鋼板においては、常温強度はもとより、高温強度も安定して確保することが困難になるからである。
なお、本発明では、ミクロ組織は、鋼板の最終圧延方向の板厚断面方向１／４厚位置でのものを指すものとする。

鋼の個々の成分を限定しても、成分系全体が適切でないと優れた特性は得られない。
そこで、Ｐ_ＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ
で表される溶接割れ感受性組成Ｐ_ＣＭの値を０．２５％以下に限定した。
溶接割れ感受性組成Ｐ_ＣＭは溶接性を表す指標で、低いほど良好である。本発明鋼においては、溶接割れ感受性組成Ｐ_ＣＭの値が０．２５％以下であれば、優れた高温強度と同時に優れた溶接性を確保することが可能である。

次に、本発明の高張力耐火鋼の製造方法について説明する。
本発明の高張力耐火鋼は、次の（１）、（２）のいずれかの製造方法により作製される。
（１） 本発明の鋼組成を有する鋼片または鋳片を、１１００〜１３００℃の温度に加熱し、次いで、８００〜９５０℃の温度にて圧延を行った後、この圧延終了時の温度より１５０℃低い温度または７５０℃のいずれか高い温度以上の温度にて直接焼入れし、次いで、Ａｃ_１以下の温度にて焼き戻し処理を行う方法。
（２） 本発明の鋼組成を有する鋼片または鋳片を、熱間圧延後、放冷し、次いで、９００〜９５０℃の温度に再加熱して焼入れし、次いで、Ａｃ_１以下の温度にて焼き戻し処理を行う方法。

まず、製造方法（１）について説明する。
本発明の鋼組成を有する鋼片または鋳片を、１１００〜１３００℃の温度に加熱する。
ここで、圧延に先立つ加熱温度を１１００〜１３００℃に限定した理由は、加熱時のオーステナイト粒を必要以上に大きくさせず、しかも、圧延組織の微細化を図るためである。１３００℃は加熱時のオーステナイトが極端に粗大化しない上限温度であり、加熱温度がこの上限温度を超えると、オーステナイト粒が粗大混粒化し、圧延オーステナイト粒も相対的に粗大となり、その結果、相変態後の金属組織も相対的に粗大となるばかりでなく、粗粒なオーステナイトからの相変態はミクロ組織もベイニティックなものになり易く、鋼の靭性が著しく劣化するからである。一方、加熱温度の下限は、熱間圧延時の制御圧延の効果や析出硬化を発現させるためのＮｂの溶体化を考慮し、１１００℃とした。

この様にして加熱した鋼片または鋳片に、８００〜９５０℃の温度にて圧延を行う。
ここで、圧延温度を８００〜９５０℃に限定した理由は、９５０℃を超える温度で圧延を行うと、ＭｏとＮｂを複合添加しているにもかかわらず、圧延オーステナイトの細粒化が不十分となり、その後、直接焼入れ−焼き戻し処理をおこなっても低温靭性の安定確保が困難となるからであり、一方、８００℃を下回ると、板厚にもよるが直接焼入れまでにフェライトが析出し、ミクロ組織の確保が困難となったり、圧延中にＮｂが析出し、高温強度に寄与しなくなるからである。

圧延終了後、この圧延終了時の温度より１５０℃低い温度（圧延終了温度−１５０℃）または７５０℃のいずれか高い温度以上の温度にて直接焼入れを行う。
ここで、直接焼入れ温度を上記の様に限定した理由は、まず第一に、ミクロ組織の確保を目的としてミクロ組織の制御を行うためで、少なくとも７５０℃以上でなければならない。しかし、７５０℃以上であっても、圧延終了温度から１５０℃を超える温度降下があると、圧延後の回復・再結晶、あるいはＮｂの析出が起こる可能性が高まり、靭性劣化や高温時を含む強度低下を引き起こす虞があるからである。
よって、直接焼入れの開始温度を圧延終了温度−１５０℃または７５０℃のいずれか高い温度以上に限定した。

直接焼入れの後、Ａｃ_１以下の温度にて焼き戻し処理を行う。
本発明の鋼組成を有する鋼片または鋳片では、概ね７００℃以下であればＡｃ_１以下であり、実際の処理温度は、強度などの目的に応じて設定される。
工業生産における熱処理炉の生産性や制御性を考慮すると、焼き戻し処理の温度は４５０〜６５０℃程度が好ましい。
なお、これらの圧延温度などは、いずれもモニタリング可能な鋼板表面温度である。
以上により、本発明の高張力耐火鋼を製造することができる。

次いで、製造方法（２）について説明する。
本発明の鋼組成を有する鋼片または鋳片を、熱間圧延後、放冷する。
ここでは、熱間圧延、放冷の各条件については特に限定しない。その理由は、鋼片または鋳片の金属組織および材質が、その後の再加熱焼入れ−焼き戻し処理により決定されるからである。

次いで、熱間圧延・放冷した鋼片または鋳片を、９００〜９５０℃の温度に再加熱して焼入れを行う。
この再加熱・焼入の温度は、その冶金的定義上、Ａｃ_３以上の温度に加熱する必要がある。

本発明の鋼組成を有する鋼片または鋳片では、Ａｃ_３以上の温度としては、９００℃以上であれば十分である。
一方、再加熱・焼入の温度が高すぎると、組織が粗大となって低温靭性が劣化する。したがって、再加熱・焼入の上限温度を９５０℃とした。
次いで、再加熱・焼入した鋼片または鋳片に、Ａｃ_１以下の温度にて焼き戻し処理を行う。
この焼き戻し処理の条件等は、上述した製造方法（１）と全く同様である。
以上により、本発明の高張力耐火鋼を製造することができる。

本発明の高張力耐火鋼は、建築構造物のみならず、土木、海洋構造物、船舶、各種の貯蔵タンク等、一般的な溶接構造用鋼として、広範な用途に適用できる。

次に、本発明の溶接性およびガス切断性に優れた高張力耐火鋼を実施例１〜１５及び比較例１６〜２２にて説明する。
まず、転炉により、表１に示す様々な組成の鋼スラブを溶製し、次いで、表２に示す条件にて各種製造プロセスを行い、表２に示す板厚（５０〜１００ｍｍ）の鋼板を作製した。

次いで、実施例１〜１５及び比較例１６〜２２各々の鋼板について、表２に示す母材組織、機械的性質、溶接熱影響部靭性、ガス切断面粗さの評価を行った。
ここでは、機械的性質として、降伏強さ、引張強さ、６００℃における降伏強さの３点を測定し、降伏強さおよび引張強さから降伏比（降伏強さ／引張強さ（％））を求め、評価した。

母材組織については、鋼板の最終圧延方向の板厚断面方向１／４厚位置における倍率５００倍の顕微鏡で１０視野観察し、ポリゴナルフェライト（αp）の面積分率（％）または擬ポリゴナルフェライト（αq）の面積分率（％）を算出した。
降伏強さ及び引張強さについては、圧延方向に直角な方向の板厚中心部から日本工業規格ＪＩＳ Ｚ ２２０１「金属材料引張試験片」に規定される４号丸棒引張試験片を採取し、その後、日本工業規格ＪＩＳ Ｚ ２２４１「金属材料引張試験方法」に基づいて測定し、評価した。

母材靭性については、圧延方向に直角な方向の板厚中心部から日本工業規格ＪＩＳ Ｚ ２２０２「金属材料衝撃試験片」に規定される２ｍｍＶノッチ衝撃試験片を採取し、その後、日本工業規格ＪＩＳ Ｚ ２２４２「金属材料衝撃試験方法」に基づいて衝撃試験片の破面遷移温度（ｖＴｒｓ（℃））を測定し、評価した。

溶接熱影響部靭性については、日本工業規格ＪＩＳ Ｚ ２２０２「金属材料衝撃試験片」に規定される衝撃試験片として１／４板厚から採取した試験片を用い、入熱量６０ｋＪ／ｍｍのサブマージアーク溶接（板厚５０ｍｍ）に相当する熱サイクルを与え、この試験片の０℃での吸収エネルギー（ｖＥ_０）を測定し、評価した。

ガス切断面粗さについては、鋼板の表面について、日本工業規格ＪＩＳ Ｂ ０６０１「製品の幾何特性仕様（ＧＰＳ）−表面性状：輪郭曲線方式−用語、定義及び表面性状パラメータ」に規定される表面粗さの最大高さ（Ｒｙ）を測定し、この最大高さ（Ｒｙ）が５０μｍ以下の場合「○」、５０μｍを超えた場合「×」と評価した。
各特性の目標値は、降伏強さが４４０ＭＰａ以上、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が−４０℃以下、６００℃における降伏強さが２９４ＭＰａ以上、０℃での吸収エネルギー（ｖＥ_０）が１００Ｊ以上とした。
表１に鋼組成を示し、表２に鋼板の製造プロセス及び諸特性を示す。

これらの評価結果によれば、実施例１〜１５は、いずれも良好な特性を示している。
これに対し、本願発明の組成範囲を逸脱する比較例１６〜２２は、実施例１〜１５と比べて、強度、靭性等の基本的特性や高温強度、溶接熱影響部靭性、ガス切断性などに劣っていた。
特に、比較例１８では、Ｃｕの含有量に対してＮｉの含有量が低いため、熱間圧延時にクラックが生じ、製造が困難となった。
また、比較例２０では、Ｃの含有量が高いだけでなく、Ｐ_ＣＭも高いために、室温での斜めｙ形溶接割れ試験によりルート割れが発生した。

本発明は、Ｍｏの含有量を抑えながらＮｂを複合添加することで、降伏強さ４４０ＭＰａ以上の高張力鋼における高温強度を安定して確保し、Ｍｏの含有量を抑えることで溶接性やガス切断性の劣化を最小限にとどめ、同時にＣ、Ｓｉ、Ｍｎをはじめとする個々の合金元素量およびＰ_ＣＭを限定し、さらに鋼のミクロ組織およびそのための製造条件を限定することにより、優れた高温強度と溶接性、ガス切断性などの複合特性を両立し得た溶接性およびガス切断性に優れた高張力耐火鋼であるから、建築構造物、土木、海洋構造物、船舶、各種の貯蔵タンク等、一般的な溶接構造用鋼として広く適用可能であり、その産業上の利用価値は極めて大きい。

Claims (6)

1. 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１４％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．５０〜２．００％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、Ｍｏ：０．３０％以上０．７０％未満、Ａｌ：０．０６０％以下、Ｎ：０．００１０〜０．００６０％を含有し、
   かつ
   Ｐ_ＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ
   で表される溶接割れ感受性組成Ｐ_ＣＭが０．２５％以下であり、
   残部が鉄および不可避不純物からなり、
   さらに、最終圧延の鋼板の板厚方向の１／４厚位置におけるポリゴナルフェライトまたは擬ポリゴナルフェライトの面積分率が１０％以下であることを特徴とする溶接性およびガス切断性に優れた高張力耐火鋼。
2. さらに、質量％で、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％を含有し、
   かつ、Ｎｉの含有量はＣｕの含有量の１／２以上であり、
   さらに、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｖ：０．０１〜０．０６％、Ｂ：０．０００２〜０．００３０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００５０％の群から選択された１種または２種以上を含有してなることを特徴とする請求項１記載の溶接性およびガス切断性に優れた高張力耐火鋼。
3. さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００４０％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１００％のいずれか１種または２種を含有してなることを特徴とする請求項１または２記載の溶接性およびガス切断性に優れた高張力耐火鋼。
4. 前記鋼の降伏強さは、４４０ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１、２または３記載の溶接性およびガス切断性に優れた高張力耐火鋼。
5. 請求項１ないし４のいずれか１項記載の鋼組成を有する鋼片または鋳片を、１１００〜１３００℃の温度に加熱し、次いで、８００〜９５０℃の温度にて圧延を行った後、この圧延終了時の温度より１５０℃低い温度または７５０℃のいずれか高い温度以上の温度にて直接焼入れし、次いで、Ａｃ_１以下の温度にて焼き戻し処理を行うことを特徴とする溶接性およびガス切断性に優れた高張力耐火鋼の製造方法。
6. 請求項１ないし４のいずれか１項記載の鋼組成を有する鋼片または鋳片を、熱間圧延後、放冷し、次いで、９００〜９５０℃の温度に再加熱して焼入れし、次いで、Ａｃ_１以下の温度にて焼き戻し処理を行うことを特徴とする溶接性およびガス切断性に優れた高張力耐火鋼の製造方法。