JP4031730B2 - 溶接性、ガス切断性に優れた構造用４９０ＭＰａ級高張力耐火鋼ならびにその製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、建築、土木、海洋構造物、造船、貯槽タンクなどの一般的な構造物に用いる５００℃以上７００℃以下の温度範囲において、１時間程度の比較的短時間における高温強度が優れた低合金炭素添加の建築構造用高張力耐火鋼（鋼板、鋼管、形鋼）、特に溶接性、ガス切断性に優れた構造用低降伏比４９０ＭＰａ級高張力耐火鋼およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
例えば、建築、土木などの分野においては、各種建築用鋼材として、ＪＩＳ等で規格化された鋼材等が広く利用されている。なお、一般の建築構造用鋼材は、約３５０℃から強度低下するため、その許容温度は約５００℃となっている。
【０００３】
すなわち、ビルや事務所、住居、立体駐車場などの建築物に前記の鋼材を用いた場合は、火災における安全性を確保するため、十分な耐火被覆を施すことが義務付けられており、建築関連諸法令では、火災時に鋼材温度が３５０℃以上にならないように規定されている。
【０００４】
これは、前記鋼材では、３５０℃程度で耐力が常温の２／３程度になり、必要な強度を下回るためである。鋼材を建造物に利用する場合、火災時において鋼材の温度が３５０℃に達しないように耐火被覆を施して使用される。そのため、鋼材費用に対して耐火被覆工費が高額となり、建設コストが大幅に上昇することが避けられない。
【０００５】
上記の課題を解決するため、種々の提案がなされている（例えば、特許文献１〜１５参照）。
【０００６】
６００℃以上の場合、一般に耐火鋼と呼称しており、例えば、６００℃で常温降伏強度の２／３以上の高温強度を有する耐火鋼が提案されている（例えば、特許文献１参照）。その他の６００℃耐火鋼に関する発明の例でも、６００℃での降伏強度を常温降伏強度の２／３以上とすることが一般的となっている。
【０００７】
また、鋼中に相当量のＭｏとＮｂを添加するとともに、ミクロ組織をベイナイトとすることにより、７００℃の耐力として常温耐力の５６％以上を確保する耐火鋼が提案されている（例えば、特許文献１４参照）。
【０００８】
従来提案されている耐火鋼の多くは、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｃｒ等の合金を多量に添加するとともに、Ｃ量を０．０４％以上添加しているため、経済性、溶接性、ガス切断性に問題がある（例えば、特許文献１、８〜１３参照）。
【０００９】
また、鋼中に含有される成分の炭素当量、即ち、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４／＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４にて定義される炭素当量を０．３０％以上と高く設定した発明があるが、同様に経済性、溶接性、ガス切断性に問題がある（例えば、特許文献２、３、５参照）。
【００１０】
また、鋼中に０．２％以上のＭｏに加えて、０．８％以上のＭｎの添加を必須とした耐火鋼があるが、これも同様に経済性、溶接性、ガス切断性に問題がある（例えば、特許文献４、１５参照）。
【００１１】
また、耐火鋼中のＣｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４にて定義される炭素当量、あるいは、ＰCM＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂにて定義される溶接割れ感受性組成の上限を設けて、溶接性の改善を試みているものがあるが、一般鋼と比較するとＣ及び炭化物形成合金元素の添加量は高く、経済性、溶接性、ガス切断性の問題は本質的に解決されていない（例えば、特許文献６、７参照）。
【００１２】
すなわち、これらの例のように６００℃程度の高温強度を確保した鋼は、すでに市場でも使用されているが、他の使用性能である溶接性、ガス切断性については劣った鋼材であり、さらに、添加合金コストの観点から、経済性についても問題があった。
【００１３】
【特許文献１】
特開平０２−０７７５２３号公報
【特許文献２】
特開平０２−１６３３４１号公報
【特許文献３】
特開平０３−１０７４２０号公報
【特許文献４】
特開平０３−２７１３４２号公報
【特許文献５】
特開平０３−２７７７１５号公報
【特許文献６】
特開平０４−００６２４５号公報
【特許文献７】
特開平０４−１３６１１８号公報
【特許文献８】
特開平０４−１４１５５２号公報
【特許文献９】
特開平０４−２９３７１６号公報
【特許文献１０】
特開平０４−３０８０３３号公報
【特許文献１１】
特開平０４−３１１５２０号公報
【特許文献１２】
特開平０５−０２５５４０号公報
【特許文献１３】
特開平０９−１７６７８８号公報
【特許文献１４】
特開平１０−０６８０４４号公報
【特許文献１５】
特開平１０−２６５８９５号公報
【００１４】
【発明が解決しようとする課題】
前述のように建築物に鋼材を利用する場合、通常の鋼では高温強度が低いため、無被覆や耐火被覆軽減で利用することができず、高価な耐火被覆を施さなければならなかった。
【００１５】
また、新しく開発された鋼は、６００〜７００℃までの高温強度は優れてはいるものの、溶接性、ガス切断性、経済性については問題があり、これらの性能及び廉価に安定して製造可能な鋼材の開発が望まれていた。
【００１６】
本発明の目的は５００℃以上７５０℃以下の温度範囲における高温強度及び溶接性、ガス切断性、経済性に優れた高張力鋼及び当該鋼を工業的に安定して供給可能な製造方法を提供することにある。
【００１７】
【課題を解決するための手段】
本発明は前述の課題を克服するために、ミクロ組織と添加合金元素量を最適範囲とすることで目的を達成したもので、その要旨は以下に示す通りである。
【００１８】
（１） 鋼成分が質量％で、
Ｃ：０．００５％以上０．０４％未満、
Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：０．１％以上０．９％未満、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｍｏ：０．１以上０．５％未満、
Ｎｂ：０．０１〜０．０８０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｂ：０．０００５〜０．００３％、
Ａｌ：０．０６％以下、
Ｎ：０．００６％以下、
かつ、
Ｃｅｑ（Ｗｅｓ）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｍｏ／４
と定義する炭素当量が０．２５８％以下であり、かつ、
残部が鉄および不可避的不純物からなることを特徴とする溶接性、ガス切断性に優れた構造用４９０ＭＰａ級高張力耐火鋼。
【００１９】
（２） 質量％でさらに、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｃｒ：０．０５〜０．５％、
Ｖ：０．０１〜０．１％
の範囲で１種または２種以上を含有し、かつ、
Ｃｅｑ（Ｗｅｓ）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４
と定義する炭素当量が０．２５８％以下であることを特徴とする上記（１）に記載の溶接性、ガス切断性に優れた構造用４９０ＭＰａ級高張力耐火鋼。
【００２０】
（３） 質量％でさらに、
Ｃａ：０．０００５〜０．００４％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．００４％
Ｍｇ：０．０００１〜０．００６％
のいずれか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）または（２）に記載の溶接性、ガス切断性に優れた構造用４９０ＭＰａ級高張力耐火鋼。
【００２１】
（４）
ＰCM＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ
と定義する溶接割れ感受性組成ＰCMが０．１８％以下であることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の溶接性、ガス切断性に優れた構造用４９０ＭＰａ級高張力耐火鋼。
【００２２】
（５） 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、鋼材温度Ｔ（℃）が５００℃以上７００℃以下の範囲で、ｐ≧−０．００３３×Ｔ＋２．４７を満足することを特徴とする上記（１）〜（４）のいずれかに記載の溶接性、ガス切断性に優れた構造用４９０ＭＰａ級高張力耐火鋼。
【００２３】
（６） ミクロ組織が常温においてフェライト及びベイナイトの混合組織であり、火災相当の高温加熱時に、オーステナイトに逆変態する温度（Ａｃ１）が７５０℃超であり、かつ、請求項２に記載の高温強度を有することを特徴とする上記（１）〜（５）のいずれかに記載の溶接性、ガス切断性に優れた構造用４９０ＭＰａ級高張力耐火鋼。
【００２４】
（７） フェライト及びベイナイトの混合母相組織中で高温において熱力学的に安定な炭窒化析出相をモル分率にて５×１０-4以上保持するとともに、ＢＣＣ相中に固溶するＭｏ、Ｎｂの合計量がモル濃度にて２×１０-3以上であることを特徴とする上記（１）〜（６）のいずれかに記載の溶接性、ガス切断性に優れた構造用４９０ＭＰａ級高張力耐火鋼。
【００２５】
（８） ベイナイトとフェライトの混合組織として、ベイナイトの分率が２０〜９０％であることを特徴とする上記（１）〜（７）のいずれかに記載の溶接性、ガス切断性に優れた構造用低降伏比４９０ＭＰａ級高張力耐火鋼。
【００２６】
（９） 旧オーステナイト粒の平均円相当径が１２０μｍ以下であることを特徴とする上記（１）〜（８）のいずれかに記載の溶接性、ガス切断性に優れた構造用４９０ＭＰａ級高張力高靭性耐火鋼。
【００２７】
（１０） 上記（１）〜（４）のいずれかに記載の鋼成分からなる鋼片または鋳片を１１００〜１２５０℃の温度範囲に再加熱後、１１００℃以下での累積圧下量を３０％以上として、８５０℃以上の温度で圧延し、圧延終了後８００℃以上の温度から６５０℃以下の温度までの冷却速度を０．３Ｋｓ-1以上として、ミクロ組織をベイナイトとフェライトの混合組織とすることを特徴とする溶接性、ガス切断性に優れた構造用低降伏比４９０ＭＰａ級高張力耐火鋼の製造方法。
【００２８】
【発明の実施の形態】
本発明者らはすでに、６００℃、７００℃の高温強度が優れた鋼を見出した。６００℃の高温強度が優れた鋼はすでに建築分野で使用されているが、市場では溶接性やガス切断性等の使用性能が高く、かつ廉価な鋼材への極めて強い要求がある。
【００２９】
高温強度増加に対しては、Ｍｏ、Ｎｂの複合添加により高温にて安定な炭窒化物の析出を促進するとともに、ミクロ組織のベイナイト化により転位密度の増大し、さらには固溶Ｍｏ及びＮｂにより転位回復の遅延を図ることが有効である。しかし、硬質ベイナイトの分率が過剰であると、常温の強度が過大となるため、所要の常温強度に応じて、ミクロ組織を適切なベイナイト分率を有するベイナイトとフェライトの混合組織とする。適切なミクロ組織を造り込み、所要の常温強度範囲を達成するには低Ｃ化が有効である。低Ｃ化は、ベイナイトとフェライトの混合母相組織の高温における熱力学的安定性を高め、オーステナイトへの逆変態温度（Ａｃ１）を上昇させる効果も持つ。しかし、この場合、ミクロ組織及び材質が圧延条件とその後の冷却条件により影響を受けやすく、安定的な製造が困難である。そこで、ミクロ組織制御と高温強度の増加に取り組んだ結果、適量のＢ添加及び適切な温度履歴制御が品質安定化に有効であることを知見し、本発明に至った。
【００３０】
高温における強度を確保するとともに、一般的な溶接構造用鋼としての、溶接性、ガス切断性、低降伏強度比等の特性を従来と同様に具備することは、極めて困難な課題であった。この課題を解決するため、本発明者らは鋭意検討し、５００℃以上の高温強度はＭｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ等の合金元素の複合添加による析出強化とミクロ組織のベイナイト化による転位密度の増大、さらには固溶Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖによる転位回復遅延が有効であり、Ｔｉも若干の効果があることを突き止めた。従って、５００℃以上の高温強度と常温の強度、常温と高温の強度比（ＹＳ比＝高温強度／常温強度）の全てを同時に確保するためには、ミクロ組織を適切なベイナイトとフェライトの混合組織とするとともに、添加合金元素量を最適範囲として、高温における母相組織の熱的安定性と適切な整合析出強化効果及び転位回復遅延効果を得ることが重要であることを見出した。
【００３１】
鋼材の降伏強度は、一般に４５０℃近傍から急激に低下するが、これは、温度上昇に伴い熱活性化エネルギーが低下し、転位のすべり運動に対して低温では有効であった抵抗が無効となるためである。本発明者らはＭｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの複合炭窒化物は、転位のすべり運動に対して６００℃程度の高温まで有効な抵抗として作用することを見出した。さらに、ＢＣＣ相中に固溶したＭｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉは、転位回復遅延に対して有効であり、降伏強度の急激な低下が始まる温度を高温化する効果を持つことを知見するに至った。したがって、５００℃以上７５０℃以下の温度範囲において、鋼材温度をＴ（℃）として、高温常温降伏応力比ｐ（＝高温降伏応力／常温降伏応力）が、ｐ≧−０．００３３×Ｔ＋２．４７を満足する、すなわち、降伏応力比が５００℃、６００℃、７００℃で、それぞれ８２％、４９％、１６％以上となるためには、当該温度におけるＭｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの複合炭窒化物はモル分率にて５×１０-4以上であるとともに、ＢＣＣ相中に固溶するＭｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの合計量がモル濃度にて２×１０-3でなければならない。
【００３２】
高温強度発現に重要である複合炭窒化析出相の組成は、例えば電子顕微鏡やＥＤＸによる分析により容易に同定可能である。
【００３３】
また、熱力学的に安定な析出相の平衡生成量及びＢＣＣ相中の固溶合金元素量については、市販の熱力学計算データベースソフト等利用することにより、添加合金元素量より容易に算出可能である。
【００３４】
ミクロ組織におけるフェライトの分率が増加し、ベイナイトの分率が２０％未満に低下すると、常温及び高温の強度が低下し、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ等の合金元素をより多く添加する必要が生じる。ミクロ組織に占めるフェライトの分率が過大となると、添加合金元素の増加による常温及び高温の強度確保は困難になる。逆にミクロ組織におけるフェライトの分率が低下し、ベイナイトの分率が９０％超に増加すると常温及び高温の強度が上昇し、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ等の合金元素添加量を低減する必要が生じる。さらに、ミクロ組織に占めるベイナイト分率が過大となると、高温強度については達成可能であるが、常温強度の上昇、ＨＡＺ靭性の劣化、溶接性の劣化が顕著となり添加合金元素の低減による所要の強度範囲、ＨＡＺ靭性及び溶接性の確保が困難となる。
【００３５】
このため、本発明鋼ではミクロ組織をベイナイトとフェライトの混合組織とし、ベイナイトの分率を２０％〜９０％の範囲内とする。
【００３６】
本発明者らは、ミクロ組織をベイナイトとフェライトの混合組織とし、かつ、ベイナイト分率を安定的に２０〜９０％の範囲に保つ方法について検討し、適量のＢ添加が必須であることを見出した。
【００３７】
本発明が、請求項の通りに鋼成分および製造方法を限定した理由について説明する。
【００３８】
常温と高温の強度を同時に確保するためには、高温にて熱力学的に安定な炭窒化相を形成するとともに、転位回復に対して遅延作用をもたらす、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉの添加が必要であり、４９０ＭＰａ以上の高張力鋼では、Ｍｏ：０．１以上０．５％未満、Ｎｂ：０．０１〜０．１５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％が必要である。
【００３９】
Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、V等は主に高温強度の確保のためであり、ＳｉとＭｎの範囲限定は常温強度を所定の範囲に抑制するためである。
【００４０】
鋼の加熱温度はＭｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖをできるだけ固溶状態とするために高い温度が望ましいが、母材の靭性確保の観点から１１００〜１２５０℃に限定した。
【００４１】
圧延終了温度は低温域の圧下でＮｂ、Ｔｉ、Ｖが炭化物として析出するため８５０℃が下限の温度であり、１１００℃を超える温度で圧延を終了すると靭性が不足するためである。
【００４２】
なお、本発明鋼を製造後、脱水素などの目的でＡｃ１変態点以下の温度に再加熱しても、本発明鋼の特徴は何ら損なわれることはない。
【００４３】
次に、本説明に関わるその他の成分元素とその添加量について説明する。
【００４４】
Ｃは、鋼材の特性に最も顕著な効果を及ぼすもので、狭い範囲に制御されなければならない。０．００５以上０．０４％未満が限定範囲である。これ未満のＣ量では強度が不足し、この以上となると圧延終了後の冷却速度が過大の場合はベイナイトの生成分率が増加し強度が超過、逆に冷却速度が過小の場合はベイナイトの生成分率が低下して強度が不足する。さらに、火災相当の高温加熱時に、ベイナイトとフェライトの混合母相組織を熱力学的に安定に保ち、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの複合炭窒化析出物との整合性を維持して、強化効果を確保する上でもＣを０．０４％未満とする必要がある。
【００４５】
Ｓｉは、脱酸上鋼に含まれる元素であり、置換型の固溶強化作用を持つことから常温での母材強度向上に有効であるが、特に６００℃超の高温強度を改善する効果はない。また、多く添加すると溶接性、ＨＡＺ靭性が劣化するため、上限を０．５％に限定した。鋼の脱酸はＴｉ、Ａｌのみでも可能であり、ＨＡＺ靭性、焼入性などの観点から低いほど好ましく、必ずしも添加する必要はない。
【００４６】
Ｍｎは、強度、靭性を確保する上で不可欠な元素ではあるが、置換型の固溶強化元素であるＭｎは、常温での強度上昇には有効であるが、特に６００℃超の高温強度にはあまり大きな改善効果はない。したがって、本発明のような比較的多量のＭｏを含有する鋼において溶接性向上すなわちＰCM低減の観点から０．９％未満に限定した。Ｍｎの上限を低く抑えることにより、連続鋳造スラブの中心偏析の点からも有利となる。なお、下限については、母材の強度、靭性調整の観点から、０．１％とした。
【００４７】
常温の降伏強度及び引張り強度を４９０ＭＰａ級以上の高張力鋼の所要範囲とするためには、圧延終了後８００℃以上の温度から６５０℃以下の温度までの冷却速度を０．３Ｋｓ-1以上とする必要がある。すなわち、約２５ｍｍ未満の比較的薄い鋼板は空冷にて、約２５ｍｍ超の比較的厚い鋼板は加速冷却（水冷）を適用して製造する必要がある。
【００４８】
Ｐは、本発明鋼においては不純物であり、Ｐ量の低減はＨＡＺにおける粒界破壊を減少させる傾向があるため、少ないほど好ましい。含有量が多いと母材、溶接部の低温靭性を劣化させるため上限を０．０２％とした。
【００４９】
Ｓは、Ｐと同様本発明鋼においては不純物であり、母材の低温靭性の観点からは少ないほど好ましい。含有量が多いと母材、溶接部の低温靭性を劣化させるため上限を０．０１％とした。
【００５０】
Ｍｏは、７００℃、８００℃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。ただし、Ｍｏは、高価な合金元素であるとともに価格の変動が大きく、経済性に問題がある。したがって、Ｍｏ添加量は可能な限り少量とすることが望ましい。そこで、下限を０．１％とした。
【００５１】
Ｍｏは、高温強度増加に対しては有効であるが、多量に添加した場合、ガス切断性が劣化し、冷間でのガス切断において割れが発生する。したがって、Ｍｏ添加量は、ガス切断性を顕著に悪化させない０．５％未満とすることが必要である。また、０．５％以上の添加は、母材及びＨＡＺ靭性の劣化の要因となり、経済性を低下させるため、０．１〜０．５％未満が限定範囲である。
【００５２】
Ｎｂは、Ｍｏを比較的多量添加する本発明においては、７００℃、８００℃の高温強度を確保するために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最大限に発揮する上で有用な元素である。また、圧延に先立つ再加熱や焼きならしや焼き入れ時の加熱オーステナイトの細粒化にも寄与する。さらに、析出強化及び転位回復抑制による高温強度向上効果を有し、Ｍｏとの複合添加により高温強度向上に寄与する。０．０１％未満では７００℃及び８００℃における析出硬化及び転位回復抑制の効果が少なく、０．０８０％を超えると添加量に対し効果の度合いが減少し、経済的にも好ましくない。また、溶接時の靭性も低下する。よって０．０１〜０．０８０％、好ましくは０．０３〜０．０８０％が限定範囲である。
Ｔｉは、Ｎｂと同様に高温強度上昇に有効である。とくに、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。なぜならばＴｉは、Ａｌ量が少ないとき（例えば０．００３％以下）、Ｏと結合してＴｉ 2 Ｏ 3 を主成分とする析出物を形成、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。また、ＴｉはＮと結合してＴｉＮとしてスラブ中に微細析出し、加熱時のγ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ためである。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。
【００５３】
Ｂは、ベイナイトの生成分率を介して強度を制御する上で極めて重要である。すなわち、Ｂはオーステナイト粒界に偏析してフェライトの生成を抑制することを介して焼入性を向上させ、空冷のような冷却速度が比較的小さい場合においてもベイナイトを安定的に生成させるのに有効である。この効果を享受するため、最低０．０００５％以上必要である。しかし、多すぎる添加は焼入性向上効果が飽和するだけでなく、旧オーステナイト粒界の脆化や靭性上有害となるＢ析出物を形成する可能性があるため、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ケースでは、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（ＳＣＣ）防止のためにはＨＲＣ≦２２（ＨＶ≦２４８）が必須とされる）、そのようなケースでは焼入性を増大させる過剰なＢ添加は好ましくない。
【００５４】
Ａｌは、一般に脱酸上鋼に含まれる元素であるが、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（０％を含む）。しかし、Ａｌ量が多くなると鋼の清浄度が悪くなるだけでなく、溶接金属の靭性が劣化するので上限を０．０６％とした。
【００５５】
Ｎは、不可避的不純物として鋼中に含まれるものであるが、後述するＴｉやＮｂを添加した場合、ＴｉＮを形成して鋼の性質を高め、Ｎｂと結合して炭窒化物を形成して強度を増加させる。このため、Ｎ量として最低０．００１％必要である。しかしながら、Ｎ量の増加はＨＡＺ靭性、溶接性に極めて有害であり、本発明鋼においてはその上限は０．００６％である。
【００５６】
次に、必要に応じて含有することができるＮｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｖ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇの添加理由と添加量範囲について説明する。
【００５７】
基本となる成分に、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べき性質のものである。
【００５８】
Ｎｉは、溶接性、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。これら効果を発揮させるためには、少なくとも０．０５％以上の添加が必須である。一方、過剰な添加すると経済性を損なうだけでなく、溶接性に好ましくないため、上限を１．０％とした。
【００５９】
Ｃｕは、Ｎｉとほぼ同様の効果、現象を示し、上限の１．０％は溶接性劣化に加え、過剰な添加は熱間圧延時にＣｕ−クラックが発生し製造困難となるため規制される。下限は実質的な効果が得られるための最小量とすべきで０．０５％である。
【００６０】
Ｃｒは、母材の強度、靭性をともに向上させる。しかし、添加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、限定範囲を０．０５〜０．５％とした。
【００６１】
上記、Ｃｕ、Ｎｉ、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。
【００６３】
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は焼き入れ性にも影響を及ぼし、高温強度向上にも寄与する。Ｎｂと同様の効果は０．０１％未満では効果が少なく、上限は０．1％まで許容できる。
【００６４】
Ｃａ、ＲＥＭは不純物であるＳと結合し、靭性の向上や溶接部の拡散水素による誘起割れを抑制する働きを有するが、多すぎると粗大な介在物を形成し悪影響を及ぼすので、それぞれ０．０００５〜０．００４％、０．０００５〜０．００４％が適正範囲である。
【００６５】
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、微細化する作用があり、溶接部の強靭化が図れる。このような効果を享受するためには、Ｍｇは０．０００１％以上必要である。一方、添加量が増えると添加量に対する効果代が小さくなり、経済性を失するため、上限は０．００６％とした。
【００６６】
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。このため、Ｃｅｑ（Ｗｅｓ）の値を０．２５８％以下の範囲に限定する。Ｃｅｑ（Ｗｅｓ）は溶接性、とくに溶接部熱影響部靭性に関する指標で、一般的に低いほど溶接性、溶接部熱影響部靭性が向上する。本発明鋼においては、Ｃｅｑ（Ｗｅｓ）が０．２５８％以下の範囲であれば優れた溶接性、溶接部熱影響部靭性の確保が可能である。なお、溶接割れ感受性組成Ｃｅｑ（Ｗｅｓ）は以下の式により定義される。
Ｃｅｑ（Ｗｅｓ）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４
上記式中において、鋼成分に含まれない元素は０とする。
【００６７】
さらに、ＰCMの値を０．１８％以下の範囲に限定する。ＰCMは溶接性を表す指標で、低いほど溶接性は良好である。本発明鋼においては、ＰCMが０．１８％以下の範囲であれば優れた溶接性の確保が可能である。なお、溶接割れ感受性組成ＰCMは以下の式により定義される。
ＰCM＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ
上記式中において、鋼成分に含まれない元素は０とする。
【００６８】
なお、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖと同様に、Ｗを適当量添加して、高温強度を確保することも本発明鋼の特性を向上させる有効な手段である。
【００６９】
さらに、鋼板の最終圧延方向の板厚断面方向１／４厚位置において、最終変態組織の旧オーステナイト粒径を平均円相当直径で１２０μｍ以下に限定する。これは、旧オーステナイト粒径が組織とともに靭性に大きな影響を及ぼすためで、特に本発明のような比較的多量のＭｏ添加鋼において靭性を高めるためには、旧オーステナイト粒径を小さく制御することは重要かつ必須である。前記旧オーステナイト粒径の限定理由は、発明者らの製造条件を種々変更した実験結果に基づくもので、平均円相当直径で１２０μｍ以下であれば、本発明よりも低Ｍｏである鋼と遜色ない靭性を確保できる。なお、旧オーステナイト粒は、その判別が必ずしも容易ではないケースも少なからずある。このような場合には、板厚１／４厚位置を中心として、鋼板の最終圧延方向と直角方向に採取した切り欠き付き衝撃試験片、例えば、ＪＩＳ Ｚ ２２０２ ４号試験片（２ｍｍＶノッチ）などを用い、十分低温で、脆性破壊させた際の破面単位を旧オーステナイト粒径と読み替え得る有効結晶粒径と定義し、その平均円相当直径を測定することとし、この場合でも同様に１２０μｍ以下であることが必要である。
【００７０】
【実施例】
転炉−連続鋳造−厚板工程で種々の鋼成分の鋼板（厚さ１５〜５０ｍｍ）を製造し、その強度、降伏比（ＹＲ）、靭性、６００、７００℃における降伏強さ、室温におけるガス切断時のスラブ割れの有無等を調査した。
【００７１】
表１及び表２に比較鋼とともに本発明鋼の鋼成分を、表３に鋼板の製造条件および組織、表４に諸特性の調査結果を示す。
【００７２】
【表１】
【００７３】
【表２】
【００７４】
【表３】
１） 鋼板の最終圧延方向の板厚断面方向１／４厚位置での旧オーステナイト粒の平均円相当直径。
２） ＪＩＳ Ｚ ３１５８：斜めｙ形溶接割れ試験。
【００７５】
【表４】
３） ７００℃における降伏強度の常温における降伏強度規格値下限に対する比。
４） ７００℃における降伏強度の常温における降伏強度実績に対する比。
５） ８００℃における降伏強度の常温における降伏強度規格値下限に対する比。
６） ８００℃における降伏強度の常温における降伏強度実績に対する比。
７） ＰＴ：１４００℃、Δｔ８／５＝９９Ｓ。
【００７６】
本発明鋼Ｎｏ．１、２、４〜６、８〜１２、１４〜１８の例では、全てミクロ組織がフェライト・ベイナイトの混合組織となっており、かつ旧オーステナイト粒径の平均円相当直径が１２０μｍ以下である。さらに、４９０ＭＰａ級鋼の常温の強度レベルを満足し、降伏比（ＹＲ）も７１〜７６％で８０％未満である。また、７００℃、８００℃のＹＳが常温での規格降伏強度のそれぞれ、６７％、２５％以上の良好な値で、実績降伏強度の比についても、７００℃、８００℃でそれぞれ６４％、２３％以上の優れた値である。
【００７７】
これに対し、比較鋼Ｎｏ．１９では、Ｃが過剰であり、ベイナイト分率が過大となって、高温強度については高い値が得られているが、常温の降伏強度が４９０ＭＰａ級の上限を超える結果であった。
【００７８】
比較鋼Ｎｏ．２０では、Ｃが不足であり、常温、高温ともに４９０ＭＰａ級として降伏強度が不足である。
【００７９】
比較鋼Ｎｏ．２１では、Ｓｉ＋Ｍｎ量が０．６％を超えているため、常温での固溶強化効果が過剰となって、常温の降伏強度が４９０ＭＰａ級の規格値上限を超え、ＹＲも８０％超であった。
【００８０】
逆に、比較鋼Ｎｏ．２２では、Ｓｉ＋Ｍｎ量が０．２％未満のため、常温での固溶強化効果が不足となって、常温及び７００℃の降伏強度、常温の引張り強度が４９０ＭＰａ級の規格値下限を下回った。
【００８１】
比較鋼Ｎｏ．２３では、Ｐが０．０２％を超えているため、母材の延性脆性遷移温度、０℃での再現ＨＡＺの吸収エネルギー値ともに劣化している。
【００８２】
比較鋼Ｎｏ．２４では、Ｓが０．０１％を超えているため、比較鋼Ｎｏ．２３と同様に、母材の延性脆性遷移温度、０℃での再現ＨＡＺの吸収エネルギー値ともに劣化している。
【００８３】
比較鋼Ｎｏ．２５ではＭｏの添加量不足により、炭窒化析出相、ＢＣＣ相中固溶Ｍｏがともに不足したため、常温強度、ＹＲ等は良好な結果であるが、７００℃の降伏強度が２１７ＭＰａ（４９０ＭＰａ級常温規格強度の２／３）未満で、８００℃の強度も６２ＭＰａ（４９０ＭＰａ級常温規格強度の２／９）未満と低い。また、実績の高温常温降伏強度比も７００℃、８００℃について、それぞれ、４５％、１５％と低い。
【００８４】
比較鋼Ｎｏ．２６では、Ｍｏ量が過剰で、ミクロ組織がベイナイト単相となり、常温の降伏強度及び引張り強度が４９０ＭＰａ級の規格値上限を超えている。また、再現ＨＡＺの吸収エネルギー値も低い。
【００８５】
比較鋼Ｎｏ．２７では、Ｎｂ量が不足し、７００℃、８００℃において十分な析出硬化効果を得ることができなかったため、７００℃、８００℃の降伏強度が不足した。
【００８６】
逆に、比較鋼Ｎｏ．２８では、Ｎｂ量が過剰であるため、高温強度については高い値が得られるが、再現ＨＡＺの吸収エネルギー値は低い。
【００８７】
比較鋼Ｎｏ．２９では、Ｔｉ量が不足し、再加熱時のγ粒の粗大化抑制効果を十分に得ることができず、またＴｉ析出物量が十分でないため、再現ＨＡＺの吸収エネルギー値は低い。
【００８８】
比較鋼Ｎｏ．３０では、Ｔｉ量が過剰であるため、母材の延性脆性遷移温度、再現ＨＡＺ吸収エネルギー値ともに劣化している。
【００８９】
比較鋼Ｎｏ．３１では、Ｂ添加量が不足し、十分な焼入れ性を得ることができず、ミクロ組織のベイナイト分率が過少のため、常温、高温ともに降伏強度が４９０ＭＰａ級の規格値下限を下回った。
【００９０】
比較鋼Ｎｏ．３２では、Ｂ添加量が過剰なため、母材の延性脆性遷移温度は０℃近傍にあり、再現ＨＡＺの吸収エネルギー値は低い。
【００９１】
比較鋼Ｎｏ．３３では、Ａｌ量が０．０６％を超えているため、母材の延性脆性遷移温度は０℃近傍にあり、再現ＨＡＺ靭性も低い。
【００９２】
比較鋼Ｎｏ．３４では、Ｎ量が０．００６％を超えているため、再現ＨＡＺ靭性は低い。
【００９３】
比較鋼Ｎｏ．３５では、ＰCM値が０．１８％を超えており、予熱なしでのｙ割れ試験においてルート割れが発生した。また、再現ＨＡＺ吸収エネルギー値も低い。
【００９４】
比較鋼Ｎｏ．３６では、再加熱温度が１１００℃未満のため、再加熱時に添加合金元素がオーステナイト中に固溶せずに十分な析出強化が得られず、常温については降伏強度、引張り強度、ＹＲともに良好な結果であるが、７００℃の降伏強度が２１７ＭＰａ（４９０ＭＰａ級常温規格強度の２／３）未満で、８００℃の強度も７２ＭＰａ（４９０ＭＰａ級常温規格強度の２／９）未満と低い。
【００９５】
比較鋼Ｎｏ．３７では、再加熱温度が１２５０℃を超えたため、再加熱時にオーステナイト粒が粗大化し、再現ＨＡＺの吸収エネルギー値が低くなっている。
【００９６】
比較鋼Ｎｏ．３８では、比較鋼Ｎｏ．１０と同成分であるが、１１００℃以下での累積圧下量が３０％未満のため、旧オーステナイト粒が粗大であり、再現ＨＡＺ靭性が低い。
【００９７】
比較鋼Ｎｏ．３９では、比較鋼Ｎｏ．１０と同成分であるが、８５０℃未満の温度で圧延を行ったため、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの析出が促進され十分な析出強化が得られず、常温強度については規格値を満足するが、高温の降伏強度が不足している。
【００９８】
比較鋼Ｎｏ．４０では、Ｔｉ量とＮ量がともに少なく、かつ、再加熱温度も１２５０℃と高いため、再加熱時にオーステナイトが１２０μｍ超に粗大化し、フェライトの変態が抑制され、ベイナイト単相のミクロ組織となり、高温強度については高い値が得られているが、常温の降伏強度が４９０ＭＰａ級の規格上限を超過した。
【００９９】
比較鋼Ｎｏ．４１では、Ｓｉ＋Ｍｎ量が０．２％未満のため、常温での固溶強化効果が不足となって、常温の引張り強度が規格値下限を下回り、７００℃、８００℃の降伏強度についても、それぞれ、２１７ＭＰａ未満、７２ＭＰａ未満と低い。
【０１００】
逆に、比較鋼Ｎｏ．４２では、圧延後水冷による組織強化効果に加えて、Ｓｉ＋Ｍｎ量が０．６％を超えているため、常温での固溶強化効果が過剰となって、常温の降伏強度、引張り強度が４９０ＭＰａ級の規格値上限を超え、ＹＲも８０％超であった。
【０１０１】
比較鋼Ｎｏ．４３では、板厚２５ｍｍ超であるため、加速冷却を適用し、０．３Ｋｓ-1以上の冷却速度の確保を図ったが、水冷開始温度が７００℃未満であり、圧延終了後〜冷却開始（６９０℃）の冷却速度が０．３Ｋｓ-1以下となり、水冷開始前にフェライトの変態が進行したため、ベイナイト分率が２０％未満となって、常温、高温ともに４９０ＭＰａ級として強度が不足した。
【０１０２】
比較鋼Ｎｏ．４４では、Ｔｉ量とＮ量がともに少なく、かつ、再加熱温度も１２５０℃と高いため、再加熱時にオーステナイトが１２０μｍ超に粗大化し、フェライトの変態が抑制され、ベイナイト単相のミクロ組織となり、高温強度については高い値が得られているが、常温の降伏強度、引張り強度が４９０ＭＰａ級の規格上限を超過した。
【０１０３】
【発明の効果】
本発明の化学成分及び製造法で製造した鋼材は、ミクロ組織がフェライト・ベイナイトの混合組織であり、常温強度が４９０ＭＰａの規格値を満足し、ＹＲが８０％以下、７００℃、８００℃の降伏強度がそれぞれ常温規格値の２／３以上、２／９以上等の特性を持ち、建築用耐火鋼材としての必要な特性を兼ね備えており、従来になく全く新しい鋼材である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、建築、土木、海洋構造物、造船、貯槽タンクなどの一般的な構造物に用いる５００℃以上７００℃以下の温度範囲において、１時間程度の比較的短時間における高温強度が優れた低合金炭素添加の建築構造用高張力耐火鋼（鋼板、鋼管、形鋼）、特に溶接性、ガス切断性に優れた構造用低降伏比４９０ＭＰａ級高張力耐火鋼およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
例えば、建築、土木などの分野においては、各種建築用鋼材として、ＪＩＳ等で規格化された鋼材等が広く利用されている。なお、一般の建築構造用鋼材は、約３５０℃から強度低下するため、その許容温度は約５００℃となっている。
【０００３】
すなわち、ビルや事務所、住居、立体駐車場などの建築物に前記の鋼材を用いた場合は、火災における安全性を確保するため、十分な耐火被覆を施すことが義務付けられており、建築関連諸法令では、火災時に鋼材温度が３５０℃以上にならないように規定されている。
【０００４】
これは、前記鋼材では、３５０℃程度で耐力が常温の２／３程度になり、必要な強度を下回るためである。鋼材を建造物に利用する場合、火災時において鋼材の温度が３５０℃に達しないように耐火被覆を施して使用される。そのため、鋼材費用に対して耐火被覆工費が高額となり、建設コストが大幅に上昇することが避けられない。
【０００５】
上記の課題を解決するため、種々の提案がなされている（例えば、特許文献１〜１５参照）。
【０００６】
６００℃以上の場合、一般に耐火鋼と呼称しており、例えば、６００℃で常温降伏強度の２／３以上の高温強度を有する耐火鋼が提案されている（例えば、特許文献１参照）。その他の６００℃耐火鋼に関する発明の例でも、６００℃での降伏強度を常温降伏強度の２／３以上とすることが一般的となっている。
【０００７】
また、鋼中に相当量のＭｏとＮｂを添加するとともに、ミクロ組織をベイナイトとすることにより、７００℃の耐力として常温耐力の５６％以上を確保する耐火鋼が提案されている（例えば、特許文献１４参照）。
【０００８】
従来提案されている耐火鋼の多くは、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｃｒ等の合金を多量に添加するとともに、Ｃ量を０．０４％以上添加しているため、経済性、溶接性、ガス切断性に問題がある（例えば、特許文献１、８〜１３参照）。
【０００９】
また、鋼中に含有される成分の炭素当量、即ち、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４／＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４にて定義される炭素当量を０．３０％以上と高く設定した発明があるが、同様に経済性、溶接性、ガス切断性に問題がある（例えば、特許文献２、３、５参照）。
【００１０】
また、鋼中に０．２％以上のＭｏに加えて、０．８％以上のＭｎの添加を必須とした耐火鋼があるが、これも同様に経済性、溶接性、ガス切断性に問題がある（例えば、特許文献４、１５参照）。
【００１１】
また、耐火鋼中のＣｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４にて定義される炭素当量、あるいは、ＰCM＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂにて定義される溶接割れ感受性組成の上限を設けて、溶接性の改善を試みているものがあるが、一般鋼と比較するとＣ及び炭化物形成合金元素の添加量は高く、経済性、溶接性、ガス切断性の問題は本質的に解決されていない（例えば、特許文献６、７参照）。
【００１２】
すなわち、これらの例のように６００℃程度の高温強度を確保した鋼は、すでに市場でも使用されているが、他の使用性能である溶接性、ガス切断性については劣った鋼材であり、さらに、添加合金コストの観点から、経済性についても問題があった。
【００１３】
【特許文献１】
特開平０２−０７７５２３号公報
【特許文献２】
特開平０２−１６３３４１号公報
【特許文献３】
特開平０３−１０７４２０号公報
【特許文献４】
特開平０３−２７１３４２号公報
【特許文献５】
特開平０３−２７７７１５号公報
【特許文献６】
特開平０４−００６２４５号公報
【特許文献７】
特開平０４−１３６１１８号公報
【特許文献８】
特開平０４−１４１５５２号公報
【特許文献９】
特開平０４−２９３７１６号公報
【特許文献１０】
特開平０４−３０８０３３号公報
【特許文献１１】
特開平０４−３１１５２０号公報
【特許文献１２】
特開平０５−０２５５４０号公報
【特許文献１３】
特開平０９−１７６７８８号公報
【特許文献１４】
特開平１０−０６８０４４号公報
【特許文献１５】
特開平１０−２６５８９５号公報
【００１４】
【発明が解決しようとする課題】
前述のように建築物に鋼材を利用する場合、通常の鋼では高温強度が低いため、無被覆や耐火被覆軽減で利用することができず、高価な耐火被覆を施さなければならなかった。
【００１５】
また、新しく開発された鋼は、６００〜７００℃までの高温強度は優れてはいるものの、溶接性、ガス切断性、経済性については問題があり、これらの性能及び廉価に安定して製造可能な鋼材の開発が望まれていた。
【００１６】
本発明の目的は５００℃以上７５０℃以下の温度範囲における高温強度及び溶接性、ガス切断性、経済性に優れた高張力鋼及び当該鋼を工業的に安定して供給可能な製造方法を提供することにある。
【００１７】
【課題を解決するための手段】
本発明は前述の課題を克服するために、ミクロ組織と添加合金元素量を最適範囲とすることで目的を達成したもので、その要旨は以下に示す通りである。
【００１８】
（１） 鋼成分が質量％で、
Ｃ：０．００５％以上０．０４％未満、
Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：０．１％以上０．９％未満、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｍｏ：０．１以上０．５％未満、
Ｎｂ：０．０１〜０．０８０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｂ：０．０００５〜０．００３％、
Ａｌ：０．０６％以下、
Ｎ：０．００６％以下、
かつ、
Ｃｅｑ（Ｗｅｓ）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｍｏ／４
と定義する炭素当量が０．２５８％以下であり、かつ、
残部が鉄および不可避的不純物からなることを特徴とする溶接性、ガス切断性に優れた構造用４９０ＭＰａ級高張力耐火鋼。
【００１９】
（２） 質量％でさらに、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｃｒ：０．０５〜０．５％、
Ｖ：０．０１〜０．１％
の範囲で１種または２種以上を含有し、かつ、
Ｃｅｑ（Ｗｅｓ）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４
と定義する炭素当量が０．２５８％以下であることを特徴とする上記（１）に記載の溶接性、ガス切断性に優れた構造用４９０ＭＰａ級高張力耐火鋼。
【００２０】
（３） 質量％でさらに、
Ｃａ：０．０００５〜０．００４％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．００４％
Ｍｇ：０．０００１〜０．００６％
のいずれか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）または（２）に記載の溶接性、ガス切断性に優れた構造用４９０ＭＰａ級高張力耐火鋼。
【００２１】
（４）
ＰCM＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ
と定義する溶接割れ感受性組成ＰCMが０．１８％以下であることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の溶接性、ガス切断性に優れた構造用４９０ＭＰａ級高張力耐火鋼。
【００２２】
（５） 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、鋼材温度Ｔ（℃）が５００℃以上７００℃以下の範囲で、ｐ≧−０．００３３×Ｔ＋２．４７を満足することを特徴とする上記（１）〜（４）のいずれかに記載の溶接性、ガス切断性に優れた構造用４９０ＭＰａ級高張力耐火鋼。
【００２３】
（６） ミクロ組織が常温においてフェライト及びベイナイトの混合組織であり、火災相当の高温加熱時に、オーステナイトに逆変態する温度（Ａｃ１）が７５０℃超であり、かつ、請求項２に記載の高温強度を有することを特徴とする上記（１）〜（５）のいずれかに記載の溶接性、ガス切断性に優れた構造用４９０ＭＰａ級高張力耐火鋼。
【００２４】
（７） フェライト及びベイナイトの混合母相組織中で高温において熱力学的に安定な炭窒化析出相をモル分率にて５×１０-4以上保持するとともに、ＢＣＣ相中に固溶するＭｏ、Ｎｂの合計量がモル濃度にて２×１０-3以上であることを特徴とする上記（１）〜（６）のいずれかに記載の溶接性、ガス切断性に優れた構造用４９０ＭＰａ級高張力耐火鋼。
【００２５】
（８） ベイナイトとフェライトの混合組織として、ベイナイトの分率が２０〜９０％であることを特徴とする上記（１）〜（７）のいずれかに記載の溶接性、ガス切断性に優れた構造用低降伏比４９０ＭＰａ級高張力耐火鋼。
【００２６】
（９） 旧オーステナイト粒の平均円相当径が１２０μｍ以下であることを特徴とする上記（１）〜（８）のいずれかに記載の溶接性、ガス切断性に優れた構造用４９０ＭＰａ級高張力高靭性耐火鋼。
【００２７】
（１０） 上記（１）〜（４）のいずれかに記載の鋼成分からなる鋼片または鋳片を１１００〜１２５０℃の温度範囲に再加熱後、１１００℃以下での累積圧下量を３０％以上として、８５０℃以上の温度で圧延し、圧延終了後８００℃以上の温度から６５０℃以下の温度までの冷却速度を０．３Ｋｓ-1以上として、ミクロ組織をベイナイトとフェライトの混合組織とすることを特徴とする溶接性、ガス切断性に優れた構造用低降伏比４９０ＭＰａ級高張力耐火鋼の製造方法。
【００２８】
【発明の実施の形態】
本発明者らはすでに、６００℃、７００℃の高温強度が優れた鋼を見出した。６００℃の高温強度が優れた鋼はすでに建築分野で使用されているが、市場では溶接性やガス切断性等の使用性能が高く、かつ廉価な鋼材への極めて強い要求がある。
【００２９】
高温強度増加に対しては、Ｍｏ、Ｎｂの複合添加により高温にて安定な炭窒化物の析出を促進するとともに、ミクロ組織のベイナイト化により転位密度の増大し、さらには固溶Ｍｏ及びＮｂにより転位回復の遅延を図ることが有効である。しかし、硬質ベイナイトの分率が過剰であると、常温の強度が過大となるため、所要の常温強度に応じて、ミクロ組織を適切なベイナイト分率を有するベイナイトとフェライトの混合組織とする。適切なミクロ組織を造り込み、所要の常温強度範囲を達成するには低Ｃ化が有効である。低Ｃ化は、ベイナイトとフェライトの混合母相組織の高温における熱力学的安定性を高め、オーステナイトへの逆変態温度（Ａｃ１）を上昇させる効果も持つ。しかし、この場合、ミクロ組織及び材質が圧延条件とその後の冷却条件により影響を受けやすく、安定的な製造が困難である。そこで、ミクロ組織制御と高温強度の増加に取り組んだ結果、適量のＢ添加及び適切な温度履歴制御が品質安定化に有効であることを知見し、本発明に至った。
【００３０】
高温における強度を確保するとともに、一般的な溶接構造用鋼としての、溶接性、ガス切断性、低降伏強度比等の特性を従来と同様に具備することは、極めて困難な課題であった。この課題を解決するため、本発明者らは鋭意検討し、５００℃以上の高温強度はＭｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ等の合金元素の複合添加による析出強化とミクロ組織のベイナイト化による転位密度の増大、さらには固溶Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖによる転位回復遅延が有効であり、Ｔｉも若干の効果があることを突き止めた。従って、５００℃以上の高温強度と常温の強度、常温と高温の強度比（ＹＳ比＝高温強度／常温強度）の全てを同時に確保するためには、ミクロ組織を適切なベイナイトとフェライトの混合組織とするとともに、添加合金元素量を最適範囲として、高温における母相組織の熱的安定性と適切な整合析出強化効果及び転位回復遅延効果を得ることが重要であることを見出した。
【００３１】
鋼材の降伏強度は、一般に４５０℃近傍から急激に低下するが、これは、温度上昇に伴い熱活性化エネルギーが低下し、転位のすべり運動に対して低温では有効であった抵抗が無効となるためである。本発明者らはＭｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの複合炭窒化物は、転位のすべり運動に対して６００℃程度の高温まで有効な抵抗として作用することを見出した。さらに、ＢＣＣ相中に固溶したＭｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉは、転位回復遅延に対して有効であり、降伏強度の急激な低下が始まる温度を高温化する効果を持つことを知見するに至った。したがって、５００℃以上７５０℃以下の温度範囲において、鋼材温度をＴ（℃）として、高温常温降伏応力比ｐ（＝高温降伏応力／常温降伏応力）が、ｐ≧−０．００３３×Ｔ＋２．４７を満足する、すなわち、降伏応力比が５００℃、６００℃、７００℃で、それぞれ８２％、４９％、１６％以上となるためには、当該温度におけるＭｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの複合炭窒化物はモル分率にて５×１０-4以上であるとともに、ＢＣＣ相中に固溶するＭｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの合計量がモル濃度にて２×１０-3でなければならない。
【００３２】
高温強度発現に重要である複合炭窒化析出相の組成は、例えば電子顕微鏡やＥＤＸによる分析により容易に同定可能である。
【００３３】
また、熱力学的に安定な析出相の平衡生成量及びＢＣＣ相中の固溶合金元素量については、市販の熱力学計算データベースソフト等利用することにより、添加合金元素量より容易に算出可能である。
【００３４】
ミクロ組織におけるフェライトの分率が増加し、ベイナイトの分率が２０％未満に低下すると、常温及び高温の強度が低下し、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ等の合金元素をより多く添加する必要が生じる。ミクロ組織に占めるフェライトの分率が過大となると、添加合金元素の増加による常温及び高温の強度確保は困難になる。逆にミクロ組織におけるフェライトの分率が低下し、ベイナイトの分率が９０％超に増加すると常温及び高温の強度が上昇し、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ等の合金元素添加量を低減する必要が生じる。さらに、ミクロ組織に占めるベイナイト分率が過大となると、高温強度については達成可能であるが、常温強度の上昇、ＨＡＺ靭性の劣化、溶接性の劣化が顕著となり添加合金元素の低減による所要の強度範囲、ＨＡＺ靭性及び溶接性の確保が困難となる。
【００３５】
このため、本発明鋼ではミクロ組織をベイナイトとフェライトの混合組織とし、ベイナイトの分率を２０％〜９０％の範囲内とする。
【００３６】
本発明者らは、ミクロ組織をベイナイトとフェライトの混合組織とし、かつ、ベイナイト分率を安定的に２０〜９０％の範囲に保つ方法について検討し、適量のＢ添加が必須であることを見出した。
【００３７】
本発明が、請求項の通りに鋼成分および製造方法を限定した理由について説明する。
【００３８】
常温と高温の強度を同時に確保するためには、高温にて熱力学的に安定な炭窒化相を形成するとともに、転位回復に対して遅延作用をもたらす、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉの添加が必要であり、４９０ＭＰａ以上の高張力鋼では、Ｍｏ：０．１以上０．５％未満、Ｎｂ：０．０１〜０．１５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％が必要である。
【００３９】
Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、V等は主に高温強度の確保のためであり、ＳｉとＭｎの範囲限定は常温強度を所定の範囲に抑制するためである。
【００４０】
鋼の加熱温度はＭｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖをできるだけ固溶状態とするために高い温度が望ましいが、母材の靭性確保の観点から１１００〜１２５０℃に限定した。
【００４１】
圧延終了温度は低温域の圧下でＮｂ、Ｔｉ、Ｖが炭化物として析出するため８５０℃が下限の温度であり、１１００℃を超える温度で圧延を終了すると靭性が不足するためである。
【００４２】
なお、本発明鋼を製造後、脱水素などの目的でＡｃ１変態点以下の温度に再加熱しても、本発明鋼の特徴は何ら損なわれることはない。
【００４３】
次に、本説明に関わるその他の成分元素とその添加量について説明する。
【００４４】
Ｃは、鋼材の特性に最も顕著な効果を及ぼすもので、狭い範囲に制御されなければならない。０．００５以上０．０４％未満が限定範囲である。これ未満のＣ量では強度が不足し、この以上となると圧延終了後の冷却速度が過大の場合はベイナイトの生成分率が増加し強度が超過、逆に冷却速度が過小の場合はベイナイトの生成分率が低下して強度が不足する。さらに、火災相当の高温加熱時に、ベイナイトとフェライトの混合母相組織を熱力学的に安定に保ち、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの複合炭窒化析出物との整合性を維持して、強化効果を確保する上でもＣを０．０４％未満とする必要がある。
【００４５】
Ｓｉは、脱酸上鋼に含まれる元素であり、置換型の固溶強化作用を持つことから常温での母材強度向上に有効であるが、特に６００℃超の高温強度を改善する効果はない。また、多く添加すると溶接性、ＨＡＺ靭性が劣化するため、上限を０．５％に限定した。鋼の脱酸はＴｉ、Ａｌのみでも可能であり、ＨＡＺ靭性、焼入性などの観点から低いほど好ましく、必ずしも添加する必要はない。
【００４６】
Ｍｎは、強度、靭性を確保する上で不可欠な元素ではあるが、置換型の固溶強化元素であるＭｎは、常温での強度上昇には有効であるが、特に６００℃超の高温強度にはあまり大きな改善効果はない。したがって、本発明のような比較的多量のＭｏを含有する鋼において溶接性向上すなわちＰCM低減の観点から０．９％未満に限定した。Ｍｎの上限を低く抑えることにより、連続鋳造スラブの中心偏析の点からも有利となる。なお、下限については、母材の強度、靭性調整の観点から、０．１％とした。
【００４７】
常温の降伏強度及び引張り強度を４９０ＭＰａ級以上の高張力鋼の所要範囲とするためには、圧延終了後８００℃以上の温度から６５０℃以下の温度までの冷却速度を０．３Ｋｓ-1以上とする必要がある。すなわち、約２５ｍｍ未満の比較的薄い鋼板は空冷にて、約２５ｍｍ超の比較的厚い鋼板は加速冷却（水冷）を適用して製造する必要がある。
【００４８】
Ｐは、本発明鋼においては不純物であり、Ｐ量の低減はＨＡＺにおける粒界破壊を減少させる傾向があるため、少ないほど好ましい。含有量が多いと母材、溶接部の低温靭性を劣化させるため上限を０．０２％とした。
【００４９】
Ｓは、Ｐと同様本発明鋼においては不純物であり、母材の低温靭性の観点からは少ないほど好ましい。含有量が多いと母材、溶接部の低温靭性を劣化させるため上限を０．０１％とした。
【００５０】
Ｍｏは、７００℃、８００℃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。ただし、Ｍｏは、高価な合金元素であるとともに価格の変動が大きく、経済性に問題がある。したがって、Ｍｏ添加量は可能な限り少量とすることが望ましい。そこで、下限を０．１％とした。
【００５１】
Ｍｏは、高温強度増加に対しては有効であるが、多量に添加した場合、ガス切断性が劣化し、冷間でのガス切断において割れが発生する。したがって、Ｍｏ添加量は、ガス切断性を顕著に悪化させない０．５％未満とすることが必要である。また、０．５％以上の添加は、母材及びＨＡＺ靭性の劣化の要因となり、経済性を低下させるため、０．１〜０．５％未満が限定範囲である。
【００５２】
Ｎｂは、Ｍｏを比較的多量添加する本発明においては、７００℃、８００℃の高温強度を確保するために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最大限に発揮する上で有用な元素である。また、圧延に先立つ再加熱や焼きならしや焼き入れ時の加熱オーステナイトの細粒化にも寄与する。さらに、析出強化及び転位回復抑制による高温強度向上効果を有し、Ｍｏとの複合添加により高温強度向上に寄与する。０．０１％未満では７００℃及び８００℃における析出硬化及び転位回復抑制の効果が少なく、０．０８０％を超えると添加量に対し効果の度合いが減少し、経済的にも好ましくない。また、溶接時の靭性も低下する。よって０．０１〜０．０８０％、好ましくは０．０３〜０．０８０％が限定範囲である。
Ｔｉは、Ｎｂと同様に高温強度上昇に有効である。とくに、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。なぜならばＴｉは、Ａｌ量が少ないとき（例えば０．００３％以下）、Ｏと結合してＴｉ 2 Ｏ 3 を主成分とする析出物を形成、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。また、ＴｉはＮと結合してＴｉＮとしてスラブ中に微細析出し、加熱時のγ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ためである。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。
【００５３】
Ｂは、ベイナイトの生成分率を介して強度を制御する上で極めて重要である。すなわち、Ｂはオーステナイト粒界に偏析してフェライトの生成を抑制することを介して焼入性を向上させ、空冷のような冷却速度が比較的小さい場合においてもベイナイトを安定的に生成させるのに有効である。この効果を享受するため、最低０．０００５％以上必要である。しかし、多すぎる添加は焼入性向上効果が飽和するだけでなく、旧オーステナイト粒界の脆化や靭性上有害となるＢ析出物を形成する可能性があるため、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ケースでは、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（ＳＣＣ）防止のためにはＨＲＣ≦２２（ＨＶ≦２４８）が必須とされる）、そのようなケースでは焼入性を増大させる過剰なＢ添加は好ましくない。
【００５４】
Ａｌは、一般に脱酸上鋼に含まれる元素であるが、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（０％を含む）。しかし、Ａｌ量が多くなると鋼の清浄度が悪くなるだけでなく、溶接金属の靭性が劣化するので上限を０．０６％とした。
【００５５】
Ｎは、不可避的不純物として鋼中に含まれるものであるが、後述するＴｉやＮｂを添加した場合、ＴｉＮを形成して鋼の性質を高め、Ｎｂと結合して炭窒化物を形成して強度を増加させる。このため、Ｎ量として最低０．００１％必要である。しかしながら、Ｎ量の増加はＨＡＺ靭性、溶接性に極めて有害であり、本発明鋼においてはその上限は０．００６％である。
【００５６】
次に、必要に応じて含有することができるＮｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｖ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇの添加理由と添加量範囲について説明する。
【００５７】
基本となる成分に、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べき性質のものである。
【００５８】
Ｎｉは、溶接性、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。これら効果を発揮させるためには、少なくとも０．０５％以上の添加が必須である。一方、過剰な添加すると経済性を損なうだけでなく、溶接性に好ましくないため、上限を１．０％とした。
【００５９】
Ｃｕは、Ｎｉとほぼ同様の効果、現象を示し、上限の１．０％は溶接性劣化に加え、過剰な添加は熱間圧延時にＣｕ−クラックが発生し製造困難となるため規制される。下限は実質的な効果が得られるための最小量とすべきで０．０５％である。
【００６０】
Ｃｒは、母材の強度、靭性をともに向上させる。しかし、添加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、限定範囲を０．０５〜０．５％とした。
【００６１】
上記、Ｃｕ、Ｎｉ、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。
【００６３】
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は焼き入れ性にも影響を及ぼし、高温強度向上にも寄与する。Ｎｂと同様の効果は０．０１％未満では効果が少なく、上限は０．1％まで許容できる。
【００６４】
Ｃａ、ＲＥＭは不純物であるＳと結合し、靭性の向上や溶接部の拡散水素による誘起割れを抑制する働きを有するが、多すぎると粗大な介在物を形成し悪影響を及ぼすので、それぞれ０．０００５〜０．００４％、０．０００５〜０．００４％が適正範囲である。
【００６５】
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、微細化する作用があり、溶接部の強靭化が図れる。このような効果を享受するためには、Ｍｇは０．０００１％以上必要である。一方、添加量が増えると添加量に対する効果代が小さくなり、経済性を失するため、上限は０．００６％とした。
【００６６】
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。このため、Ｃｅｑ（Ｗｅｓ）の値を０．２５８％以下の範囲に限定する。Ｃｅｑ（Ｗｅｓ）は溶接性、とくに溶接部熱影響部靭性に関する指標で、一般的に低いほど溶接性、溶接部熱影響部靭性が向上する。本発明鋼においては、Ｃｅｑ（Ｗｅｓ）が０．２５８％以下の範囲であれば優れた溶接性、溶接部熱影響部靭性の確保が可能である。なお、溶接割れ感受性組成Ｃｅｑ（Ｗｅｓ）は以下の式により定義される。
Ｃｅｑ（Ｗｅｓ）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４
上記式中において、鋼成分に含まれない元素は０とする。
【００６７】
さらに、ＰCMの値を０．１８％以下の範囲に限定する。ＰCMは溶接性を表す指標で、低いほど溶接性は良好である。本発明鋼においては、ＰCMが０．１８％以下の範囲であれば優れた溶接性の確保が可能である。なお、溶接割れ感受性組成ＰCMは以下の式により定義される。
ＰCM＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ
上記式中において、鋼成分に含まれない元素は０とする。
【００６８】
なお、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖと同様に、Ｗを適当量添加して、高温強度を確保することも本発明鋼の特性を向上させる有効な手段である。
【００６９】
さらに、鋼板の最終圧延方向の板厚断面方向１／４厚位置において、最終変態組織の旧オーステナイト粒径を平均円相当直径で１２０μｍ以下に限定する。これは、旧オーステナイト粒径が組織とともに靭性に大きな影響を及ぼすためで、特に本発明のような比較的多量のＭｏ添加鋼において靭性を高めるためには、旧オーステナイト粒径を小さく制御することは重要かつ必須である。前記旧オーステナイト粒径の限定理由は、発明者らの製造条件を種々変更した実験結果に基づくもので、平均円相当直径で１２０μｍ以下であれば、本発明よりも低Ｍｏである鋼と遜色ない靭性を確保できる。なお、旧オーステナイト粒は、その判別が必ずしも容易ではないケースも少なからずある。このような場合には、板厚１／４厚位置を中心として、鋼板の最終圧延方向と直角方向に採取した切り欠き付き衝撃試験片、例えば、ＪＩＳ Ｚ ２２０２ ４号試験片（２ｍｍＶノッチ）などを用い、十分低温で、脆性破壊させた際の破面単位を旧オーステナイト粒径と読み替え得る有効結晶粒径と定義し、その平均円相当直径を測定することとし、この場合でも同様に１２０μｍ以下であることが必要である。
【００７０】
【実施例】
転炉−連続鋳造−厚板工程で種々の鋼成分の鋼板（厚さ１５〜５０ｍｍ）を製造し、その強度、降伏比（ＹＲ）、靭性、６００、７００℃における降伏強さ、室温におけるガス切断時のスラブ割れの有無等を調査した。
【００７１】
表１及び表２に比較鋼とともに本発明鋼の鋼成分を、表３に鋼板の製造条件および組織、表４に諸特性の調査結果を示す。
【００７２】
【表１】
【表２】
【表３】
２） ＪＩＳ Ｚ ３１５８：斜めｙ形溶接割れ試験。
【００７５】
【表４】
４） ７００℃における降伏強度の常温における降伏強度実績に対する比。
５） ８００℃における降伏強度の常温における降伏強度規格値下限に対する比。
６） ８００℃における降伏強度の常温における降伏強度実績に対する比。
７） ＰＴ：１４００℃、Δｔ８／５＝９９Ｓ。
【００７６】
本発明鋼Ｎｏ．１、２、４〜６、８〜１２、１４〜１８の例では、全てミクロ組織がフェライト・ベイナイトの混合組織となっており、かつ旧オーステナイト粒径の平均円相当直径が１２０μｍ以下である。さらに、４９０ＭＰａ級鋼の常温の強度レベルを満足し、降伏比（ＹＲ）も７１〜７６％で８０％未満である。また、７００℃、８００℃のＹＳが常温での規格降伏強度のそれぞれ、６７％、２５％以上の良好な値で、実績降伏強度の比についても、７００℃、８００℃でそれぞれ６４％、２３％以上の優れた値である。
【００７７】
これに対し、比較鋼Ｎｏ．１９では、Ｃが過剰であり、ベイナイト分率が過大となって、高温強度については高い値が得られているが、常温の降伏強度が４９０ＭＰａ級の上限を超える結果であった。
【００７８】
比較鋼Ｎｏ．２０では、Ｃが不足であり、常温、高温ともに４９０ＭＰａ級として降伏強度が不足である。
【００７９】
比較鋼Ｎｏ．２１では、Ｓｉ＋Ｍｎ量が０．６％を超えているため、常温での固溶強化効果が過剰となって、常温の降伏強度が４９０ＭＰａ級の規格値上限を超え、ＹＲも８０％超であった。
【００８０】
逆に、比較鋼Ｎｏ．２２では、Ｓｉ＋Ｍｎ量が０．２％未満のため、常温での固溶強化効果が不足となって、常温及び７００℃の降伏強度、常温の引張り強度が４９０ＭＰａ級の規格値下限を下回った。
【００８１】
比較鋼Ｎｏ．２３では、Ｐが０．０２％を超えているため、母材の延性脆性遷移温度、０℃での再現ＨＡＺの吸収エネルギー値ともに劣化している。
【００８２】
比較鋼Ｎｏ．２４では、Ｓが０．０１％を超えているため、比較鋼Ｎｏ．２３と同様に、母材の延性脆性遷移温度、０℃での再現ＨＡＺの吸収エネルギー値ともに劣化している。
【００８３】
比較鋼Ｎｏ．２５ではＭｏの添加量不足により、炭窒化析出相、ＢＣＣ相中固溶Ｍｏがともに不足したため、常温強度、ＹＲ等は良好な結果であるが、７００℃の降伏強度が２１７ＭＰａ（４９０ＭＰａ級常温規格強度の２／３）未満で、８００℃の強度も６２ＭＰａ（４９０ＭＰａ級常温規格強度の２／９）未満と低い。また、実績の高温常温降伏強度比も７００℃、８００℃について、それぞれ、４５％、１５％と低い。
【００８４】
比較鋼Ｎｏ．２６では、Ｍｏ量が過剰で、ミクロ組織がベイナイト単相となり、常温の降伏強度及び引張り強度が４９０ＭＰａ級の規格値上限を超えている。また、再現ＨＡＺの吸収エネルギー値も低い。
【００８５】
比較鋼Ｎｏ．２７では、Ｎｂ量が不足し、７００℃、８００℃において十分な析出硬化効果を得ることができなかったため、７００℃、８００℃の降伏強度が不足した。
【００８６】
逆に、比較鋼Ｎｏ．２８では、Ｎｂ量が過剰であるため、高温強度については高い値が得られるが、再現ＨＡＺの吸収エネルギー値は低い。
【００８７】
比較鋼Ｎｏ．２９では、Ｔｉ量が不足し、再加熱時のγ粒の粗大化抑制効果を十分に得ることができず、またＴｉ析出物量が十分でないため、再現ＨＡＺの吸収エネルギー値は低い。
【００８８】
比較鋼Ｎｏ．３０では、Ｔｉ量が過剰であるため、母材の延性脆性遷移温度、再現ＨＡＺ吸収エネルギー値ともに劣化している。
【００８９】
比較鋼Ｎｏ．３１では、Ｂ添加量が不足し、十分な焼入れ性を得ることができず、ミクロ組織のベイナイト分率が過少のため、常温、高温ともに降伏強度が４９０ＭＰａ級の規格値下限を下回った。
【００９０】
比較鋼Ｎｏ．３２では、Ｂ添加量が過剰なため、母材の延性脆性遷移温度は０℃近傍にあり、再現ＨＡＺの吸収エネルギー値は低い。
【００９１】
比較鋼Ｎｏ．３３では、Ａｌ量が０．０６％を超えているため、母材の延性脆性遷移温度は０℃近傍にあり、再現ＨＡＺ靭性も低い。
【００９２】
比較鋼Ｎｏ．３４では、Ｎ量が０．００６％を超えているため、再現ＨＡＺ靭性は低い。
【００９３】
比較鋼Ｎｏ．３５では、ＰCM値が０．１８％を超えており、予熱なしでのｙ割れ試験においてルート割れが発生した。また、再現ＨＡＺ吸収エネルギー値も低い。
【００９４】
比較鋼Ｎｏ．３６では、再加熱温度が１１００℃未満のため、再加熱時に添加合金元素がオーステナイト中に固溶せずに十分な析出強化が得られず、常温については降伏強度、引張り強度、ＹＲともに良好な結果であるが、７００℃の降伏強度が２１７ＭＰａ（４９０ＭＰａ級常温規格強度の２／３）未満で、８００℃の強度も７２ＭＰａ（４９０ＭＰａ級常温規格強度の２／９）未満と低い。
【００９５】
比較鋼Ｎｏ．３７では、再加熱温度が１２５０℃を超えたため、再加熱時にオーステナイト粒が粗大化し、再現ＨＡＺの吸収エネルギー値が低くなっている。
【００９６】
比較鋼Ｎｏ．３８では、比較鋼Ｎｏ．１０と同成分であるが、１１００℃以下での累積圧下量が３０％未満のため、旧オーステナイト粒が粗大であり、再現ＨＡＺ靭性が低い。
【００９７】
比較鋼Ｎｏ．３９では、比較鋼Ｎｏ．１０と同成分であるが、８５０℃未満の温度で圧延を行ったため、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの析出が促進され十分な析出強化が得られず、常温強度については規格値を満足するが、高温の降伏強度が不足している。
【００９８】
比較鋼Ｎｏ．４０では、Ｔｉ量とＮ量がともに少なく、かつ、再加熱温度も１２５０℃と高いため、再加熱時にオーステナイトが１２０μｍ超に粗大化し、フェライトの変態が抑制され、ベイナイト単相のミクロ組織となり、高温強度については高い値が得られているが、常温の降伏強度が４９０ＭＰａ級の規格上限を超過した。
【００９９】
比較鋼Ｎｏ．４１では、Ｓｉ＋Ｍｎ量が０．２％未満のため、常温での固溶強化効果が不足となって、常温の引張り強度が規格値下限を下回り、７００℃、８００℃の降伏強度についても、それぞれ、２１７ＭＰａ未満、７２ＭＰａ未満と低い。
【０１００】
逆に、比較鋼Ｎｏ．４２では、圧延後水冷による組織強化効果に加えて、Ｓｉ＋Ｍｎ量が０．６％を超えているため、常温での固溶強化効果が過剰となって、常温の降伏強度、引張り強度が４９０ＭＰａ級の規格値上限を超え、ＹＲも８０％超であった。
【０１０１】
比較鋼Ｎｏ．４３では、板厚２５ｍｍ超であるため、加速冷却を適用し、０．３Ｋｓ-1以上の冷却速度の確保を図ったが、水冷開始温度が７００℃未満であり、圧延終了後〜冷却開始（６９０℃）の冷却速度が０．３Ｋｓ-1以下となり、水冷開始前にフェライトの変態が進行したため、ベイナイト分率が２０％未満となって、常温、高温ともに４９０ＭＰａ級として強度が不足した。
【０１０２】
比較鋼Ｎｏ．４４では、Ｔｉ量とＮ量がともに少なく、かつ、再加熱温度も１２５０℃と高いため、再加熱時にオーステナイトが１２０μｍ超に粗大化し、フェライトの変態が抑制され、ベイナイト単相のミクロ組織となり、高温強度については高い値が得られているが、常温の降伏強度、引張り強度が４９０ＭＰａ級の規格上限を超過した。
【０１０３】
【発明の効果】
本発明の化学成分及び製造法で製造した鋼材は、ミクロ組織がフェライト・ベイナイトの混合組織であり、常温強度が４９０ＭＰａの規格値を満足し、ＹＲが８０％以下、７００℃、８００℃の降伏強度がそれぞれ常温規格値の２／３以上、２／９以上等の特性を持ち、建築用耐火鋼材としての必要な特性を兼ね備えており、従来になく全く新しい鋼材である。
Claims (10)
- 鋼成分が質量％で、
Ｃ：０．００５％以上０．０４％未満、
Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：０．１％以上０．９％未満、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｍｏ：０．１以上０．５％未満、
Ｎｂ：０．０１〜０．０８０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｂ：０．０００５〜０．００３％、
Ａｌ：０．０６％以下、
Ｎ：０．００６％以下、
かつ、
Ｃｅｑ（Ｗｅｓ）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｍｏ／４
と定義する炭素当量が０．２５８％以下であり、かつ、
残部が鉄および不可避的不純物からなることを特徴とする溶接性、ガス切断性に優れた構造用４９０ＭＰａ級高張力耐火鋼。 - 質量％でさらに、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｃｒ：０．０５〜０．５％、
Ｖ：０．０１〜０．１％
の範囲で１種または２種以上を含有し、かつ、
Ｃｅｑ（Ｗｅｓ）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４
と定義する炭素当量が０．２５８％以下であることを特徴とする請求項１に記載の溶接性、ガス切断性に優れた構造用４９０ＭＰａ級高張力耐火鋼。 - 質量％でさらに、
Ｃａ：０．０００５〜０．００４％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．００４％
Ｍｇ：０．０００１〜０．００６％
のいずれか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または２に記載の溶接性、ガス切断性に優れた構造用４９０ＭＰａ級高張力耐火鋼。 - ＰCM＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ
と定義する溶接割れ感受性組成ＰCMが０．１８％以下であることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の溶接性、ガス切断性に優れた構造用４９０ＭＰａ級高張力耐火鋼。 - 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、鋼材温度Ｔ（℃）が５００℃以上７００℃以下の範囲で、ｐ≧−０．００３３×Ｔ＋２．４７を満足することを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の溶接性、ガス切断性に優れた構造用４９０ＭＰａ級高張力耐火鋼。
- ミクロ組織が常温においてフェライト及びベイナイトの混合組織であり、火災相当の高温加熱時に、オーステナイトに逆変態する温度（Ａｃ１）が７５０℃超であり、かつ、請求項２に記載の高温強度を有することを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載の溶接性、ガス切断性に優れた構造用４９０ＭＰａ級高張力耐火鋼。
- フェライト及びベイナイトの混合母相組織中で高温において熱力学的に安定な炭窒化析出相をモル分率にて５×１０-4以上保持するとともに、ＢＣＣ相中に固溶するＭｏ、Ｎｂの合計量がモル濃度にて２×１０-3以上であることを特徴とする請求項１〜６のいずれかに記載の溶接性、ガス切断性に優れた構造用４９０ＭＰａ級高張力耐火鋼。
- ベイナイトとフェライトの混合組織として、ベイナイトの分率が２０〜９０％であることを特徴とする請求項１〜７のいずれかに記載の溶接性、ガス切断性に優れた構造用低降伏比４９０ＭＰａ級高張力耐火鋼。
- 旧オーステナイト粒の平均円相当径が１２０μｍ以下であることを特徴とする請求項１〜８のいずれかに記載の溶接性、ガス切断性に優れた構造用４９０ＭＰａ級高張力高靭性耐火鋼。
- 請求項１〜４のいずれかに記載の鋼成分からなる鋼片または鋳片を１１００〜１２５０℃の温度範囲に再加熱後、１１００℃以下での累積圧下量を３０％以上として、８５０℃以上の温度で圧延し、圧延終了後８００℃以上の温度から６５０℃以下の温度までの冷却速度を０．３Ｋｓ-1以上として、ミクロ組織をベイナイトとフェライトの混合組織とすることを特徴とする溶接性、ガス切断性に優れた構造用低降伏比４９０ＭＰａ級高張力耐火鋼の製造方法。
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