JP4882246B2 - 溶接熱影響部の靱性に優れた耐火鋼 - Google Patents

Description

本発明は建築、橋梁、船舶、海洋構造物、タンクおよび圧力容器などに用いられる、７５０℃以下の温度範囲に1時間程度晒された場合における高温強度に優れ、さらに溶接部熱影響部の靱性に優れる溶接構造用鋼として好適なものに関する。

一般の建築用鋼材は約３５０℃から強度が低下する。したがって建築物に前記の鋼材を使用した場合に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して鋼材温度が３５０℃以下になるようにしなければならない。

耐火被覆のコスト削減や、美観上の要請から耐火被覆を必要としない鋼材の要求が高まっている。この要請に答えるため高温での耐力を高めた耐火鋼が開発され、６００℃で常温降伏強度規格値の２/３以上を有する耐火鋼（以下、６００℃耐火鋼）が、自走式立体駐車場などに広く使用されている（例えば、特許文献１）。

最近では、更に、耐火温度を高めて７００〜８００℃までの耐火性能が得られる耐火鋼が提案されている。例えば、特許文献２には７００℃での降伏応力が常温降伏強度規格値の２/３以上、８００℃での降伏応力が常温降伏強度規格値の３０％以上となる耐火鋼が記載されている。
特開平２−７７５２３号公報 特開２００４−２９９０号公報

上述したように、常温降伏強度規格値の２/３以上を耐火温度の基準としてみた場合、７００℃までの耐火性能を有する鋼材は提案されているものの、７５０℃までの耐火性を保証する鋼材は提案されていない。

しかしながら、設計上の利便性を考慮すると、６００℃耐火鋼の場合と同様に、所定の温度での降伏強度ＹＳが常温降伏強度規格値の２/３以上となる温度を耐火温度とすることが好ましい。

すなわち、７００〜８００℃での強度基準が６００℃耐火鋼と同じであると６００℃耐火鋼と同じ荷重で設計でき、６００℃を超える温度の耐火鋼を用いた場合の設計が容易である。

また、耐火鋼は高温強度を確保するためにＭｏ、Ｖ、Ｎｂなどの元素を多量に添加するため、一般に溶接部熱影響部の靱性が低下しやすい。

そこで、本発明は、降伏強度ＹＳが３２５ＭＰa級の鋼材で、７５０℃での降伏強度ＹＳが常温降伏強度規格値（３２５ＭＰa）の２/３である２１７ＭＰａ以上、且つ溶接部の靱性に優れた鋼材を提供することを目的とする。

本発明者は上記の課題を解決すべく鋭意研究を行い、極低Ｃ、Ｎとした上に、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｂを添加してベイナイト単相組織とし、固溶Ｍｏ、Ｎｂ、Ｂを確保した鋼材においては従来の耐火鋼では強度の低下の著しい７００℃以上での強度の低下が少なく、７５０℃でも常温降伏強度規格値の２/３以上の降伏強度ＹＳが得られることを知見した。

更に、このような鋼材において、Ｔｉを添加してＮをＴｉ窒化物として完全に固定し、Ｍｎ量も通常の鋼材よりも少ない０．５％以下に制限することにより溶接部の靱性低下を防止し得ることを知見し、本発明を完成した。
本発明は以上の知見を基に更に検討を加えてなされたものであり、すなわち本発明は、
１ 質量％で、Ｃ：０．００４％以下、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．２％以下、Ｎ：０．００４％以下、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｂ：０．０００７〜０．００４％、Ｔｉ：０．０２５％以下、０．０４％≦Ｎｂ≦０．３％、Ｔｉ／Ｎ≧３．４、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる溶接熱影響部の靱性に優れた耐火鋼。

２ 質量％で、Ｃ：０．００４％以下、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．２％以下、Ｎ：０．００４％以下、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｂ：０．０００７〜０．００４％を含有し、更に、Ｔｉ、Ｚｒの１種または２種を含有し、（Ｔｉ＋０．５３×Ｚｒ）≦０．０２５％、且つ、（Ｔｉ＋０．５３×Ｚｒ）／Ｎ≧３．４、更に、Ｎｂ、Ｔａの１種または２種を含有し、且つ０．０４％≦（Ｎｂ＋０．５１×Ｔａ）≦０．３％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる溶接熱影響部の靱性に優れた耐火鋼。

３ １または２記載の成分組成に、更に、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｃｒ：０．６％以下、Ｗ：１．０％以下、Ｖ：０．６％以下の１種または２種以上を含有する溶接熱影響部の靱性に優れた耐火鋼。

本発明は、Ｃ：０．００４％以下、Ｎ：０．００４％以下と極低Ｃ、Ｎ化し、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｂを添加してベイナイト単相組織とし固溶Ｍｏ、Ｎｂ、Ｂを確保することにより、従来の耐火鋼では強度の低下の著しい７００℃以上での強度の低下を防止し、７５０℃でも常温降伏強度規格値の２/３以上の降伏強度ＹＳを実現し、さらに、このような鋼材において、Ｔｉを添加してＮをＴｉ窒化物として完全に固定し、Ｍｎも通常の鋼材よりも少ない０．５％以下に制限することにより溶接部の靱性低下を防止し、溶接性にも優れた７５０℃耐火鋼である。

本発明により、従来の６５０℃よりも、はるかに高い７５０℃で従来の耐火鋼と同じ耐火性能が得られるため、耐火被覆の低減がはかれるとともに、設計の自由度が高まり耐火鋼の適用範囲が広がる。さらに、溶接性は従来の鋼材と同等以上であるため、施工も容易である。

以上のように本発明による鋼材を建築などに適用すれば産業界が享受する経済的利益は多大なものがあると思料される。

本発明における鋼の各化学成分の限定理由について説明する。％は質量％とする。
Ｃ：０．００４％以下
ＣはＮｂと反応してＮｂＣを生成し、固溶Ｎｂを減少させるため高温強度の低下を招く。また、溶接熱影響部では粗大なＮｂＣが粒界に析出して溶接部の靱性を著しく低下させる。このためＣは少ないほど望ましいが、経済性の観点から０．００４％以下に制限する。

Ｓｉ：０．６％以下
Ｓｉは強化元素として有効で、安価な溶鋼の脱酸元素としても有用であるが、０．６％を超えると溶接熱影響部の靱性が劣化するため０．６％以下とする。

Ｍｎ：０．５％以下
Ｍｎは強化元素として有効な上、焼入れ性を高めてベイナイト組織とするために有効である。しかし、過剰の溶接部の靱性を著しく損なうため０．５％以下に制限する。Ｍｎが溶接部の靱性を低下させる原因は不明であるが、ＮｂＣ、ＮｂＳ、ＮｂＢＣ、Ｎｂ−Ｆｅ金属間化合物などの粒界析出を促進するためと推定される。

Ｐ：０．０３％以下
Ｐは溶接熱影響部部および母材の靱性の観点から０．０３％以下に限定した。不純物としてのＰは低いほうが望ましいが、経済性も考慮して０．０３％以下とした。

Ｓ：０．０２％以下
Ｓは溶接熱影響部および母材の靱性の観点から０．０２％以下に限定した。不純物としてのＳは低いほうが望ましいが、経済性も考慮して０．０２％以下とした。

Ａｌ：０．２％以下
ＡｌもＳｉと同様、脱酸の目的で添加する。過剰の添加は溶接熱影響部および母材の靱性を損なうため０．２％以下とする。また脱酸の目的には、その一部または全てをＳｉ、Ｔｉなどで代えることもできる。

Ｎ：０．００４％以下
ＮはＮｂと反応して粗大なＮｂＮまたはＮｂＣＮを粒界に析出させるため溶接部の靱性を著しく低下させる。また、固溶Ｎｂを減少させるため高温強度を低下させる。

このため少ないほど望ましいが、製鋼技術上０．００１％以下に低下させることは極めて困難である。Ｎは数ｐｐｍ程度の極微量であっても溶接部の靱性を著しく低下させ、高温強度を低下させる。これらの害はＴｉを添加してＮをＴｉ窒化物として完全に固定することで除くことができる。

しかしながら、Ｔｉを添加する場合でも、Ｎが多いとＴｉ窒化物が粗大化してしまい、溶接熱影響部の靱性を低下させる。このため０．００４％以下に制限する。

Ｍｏ：０．０５〜１．０％以下
Ｍｏは焼入れ性を向上させ母材の常温強度を向上させる。また、Ｎｂと共存して著しく高温強度を上昇させるため、０．０５％以上とする。しかし、過剰に添加すると溶接熱影響部の靱性を低下させるので１．０％以下とする。

Ｎｂ：０．０４〜０．３％
ＮｂはＣ，Ｎが極めて少ない本発明鋼に高い焼入れ性を与えてベイナイト組織とし強度上昇を図るうえでＢとならび重要な元素である。また、固溶Ｎｂは７００℃以上での高温強度を維持するため必要である。

Ｎｂが少ないと常温および高温での強度上昇が少ないため０．０４％以上とした。しかしながら、Ｎｂの過剰な添加は粗大なＮｂＣ、ＮｂＳ、ＮｂＢＣ、Ｎｂ−Ｆｅ金属間化合物などの粒界析出を招き、溶接熱影響部での靱性を低下させるので上限を０．３％とした。

Ｂ：０．０００７〜０．００４％
ＢもＣ，Ｎが極めて少ない本発明鋼に高い焼入れ性を与えてベイナイト組織とし、強度上昇を図るうえでＮｂとならび重要な元素である。また、固溶Ｂは固溶Ｎｂ、固溶Ｍｏと共存して高温強度を上昇させる。

Ｂが少ないと常温および高温での強度上昇が少ないため０．０００７％以上とした。しかしながら、Ｂの過剰な添加は粗大なＮｂＢ、ＮｂＢＣ、ＮｂＦｅＢ、ＦｅＢＣなどの粒界析出を招き、溶接熱影響部での靱性を低下させるので上限を０．００４％とした。

また、Ｂが焼入れ性を高めベイナイト組織とするため、おのび固溶Ｎｂ、固溶Ｍｏと共存して高温強度を高めるためにはＢが固溶Ｂとして存在することが必要である。Ｎが存在するとＢとＮが反応してＢＮを生成し固溶Ｂが減少する。このためにＮをＴｉによりＴｉ窒化物として固定しておく必要がある。

Ｔｉ：０．０２５％以下かつＴｉ／Ｎ≧３．４
ＴｉはＮと反応してＴｉ窒化物を生成しＮを固定する。Ｎは数ｐｐｍ程度のごく微量であってもＮｂと反応してＮｂＮ、ＮｂＣＮなどを生成すると溶接部の靱性を著しく損なうので完全にＴｉ窒化物として固定する必要がある。

この目的のためにはＴｉ窒化物として化学量論比のＴｉＮが生成するものとすればＴｉ／Ｎの質量比で３．４以上の添加が最低限必要である。しかし、過剰の添加は粗大なＴｉＮ、ＴｉＳ、ＴｉＣＮ、ＴｉＢＣなどを析出して再熱部の靱性を低下させるので、０．０２５％以下とする。

前述したように固溶Ｂを確保するためにも、Ｔｉ添加によりＮをＴｉＮとして固定することが必要であるが、この目的にはＴｉ／Ｎの質量比で３．４以上の添加であれば十分である。

以上が本発明鋼の基本成分組成であるが、更に、特性を向上させる場合、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｃｒ：０．６％以下、Ｗ：１．０％以下、Ｖ：０．６％以下の１種または２種以上を添加することができる。

Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕは鋼材の強度を向上させるため有効であるが１．０％を超えると溶接熱影響部の靱性を低下させるため、添加する場合は、１．０％を上限とする。

Ｎｉ：１．５％以下、
Ｎｉは鋼材の強度、靱性を向上させるため有効であるが、Ｎｉは高価な添加元素であり、コスト増につながり、過剰に添加しても効果が飽和するため、添加する場合は、１．５％を上限とする。

Ｃｒ：０．６％以下
Ｃｒは焼入れ性を向上させ母材の強度を向上し、また、高温強度も上昇させる。しかし、過剰に添加すると溶接熱影響部の靱性を低下させるので、添加する場合は、０．６％以下とする。

Ｗ：１．０％以下
Ｗは、焼入れ性をあげて母材の強度を向上し、また、高温強度も上昇させる。しかし、過剰に添加すると溶接熱影響部の靱性を低下させるので、添加する場合は、１．０％以下とする。

Ｖ：０．６％以下
Ｖは、焼入れ性をあげて母材の強度を向上し、また、高温強度も上昇させる。しかし、過剰に添加すると溶接熱影響部の靱性を低下させるので、添加する場合は、０．６％以下とする。

尚、本発明に係る耐火鋼の成分組成において、ＴｉとＺｒは周期律表で同じ族に属し、化学的性質がほぼ同じであるためＴｉの一部または全てをＺｒで置き換えてもよい。また、ＮｂとＴａは周期律表で同じ族に属し、化学的性質がほぼ同じであるためＮｂの一部または全てをＴａで置き換えてもよい。

ＴｉとZrを置換する場合は、（Ｔｉ＋０．５３×Ｚｒ）≦０．０２５％、且つ、（Ｔｉ＋０．５３×Ｚｒ）／Ｎ≧３．４を満足するようにＴｉ、Ｚｒの１種または２種を含有する。

Ｚｒの添加量の範囲は、原子量％での換算でＴｉの添加量の範囲と同じになるように、Ｔａの質量％に０．５１を乗じて換算する。したがって、Ｔｉ＋０．５３×Ｚｒ≦０．０２５かつ質量比で（Ｔｉ＋０．５３×Ｚｒ）／Ｎ≧３．４とする。

ＮｂとＴａを置換する場合は、０．０４％≦（Ｎｂ＋０．５１×Ｔａ）≦０．３％を満足するようにＮｂ、Ｔａの１種または２種を含有する。

Ｔａの添加量の範囲は、原子量％でのＮｂの添加量の範囲と同じになるようにＴａの質量％に０．５１を乗じて換算する。したがって、（Ｎｂ＋０．５１×Ｔａ）：０．０４〜０．３％とする。

以上のように成分を規定された鋼を通常の製鋼工程により溶解、鋳造し、鋳片とした後は、本発明の鋼が本質的に熱履歴に特性が不敏感であることから、特段の配慮をすることなく通常の圧延工程によって製品とすることができる。

すなわち鋳片を１０００℃〜１２５０℃程度に加熱し、７００℃〜１０００℃程度の圧延完了温度で熱間圧延する。圧延は厚板ミルで行い厚板（プレート）とすることもでき、また、タンデムミルで圧延して熱延コイルとすることもできる。

圧延後の冷却も特段の配慮をする必要はない。空冷から水冷による加速冷却まで、どのような冷却速度を採用しても、本発明鋼の特性として、強度や靱性などの機械的性質に差はほとんどない。

表１に示す種々の成分組成に調整した鋳片を１２００℃に加熱後、熱間圧延を行い、仕上げ温度９５０℃で圧延を完了し、板厚１５ｍｍの鋼板を製造した。圧延後の冷却は空冷とした。

得られた各鋼板について引張り試験（常温および７５０℃）および０℃でのシャルピー試験を行い、その機械的性質を調べた。

常温の引張試験には径６ｍｍで標点距離２５ｍｍの丸棒引張試験片を用い、高温の引張試験はＪＩＳ Ｇ０５６７鉄鋼材料および耐熱合金の高温引張試験方法に準拠し、径６ｍｍで標点距離３０ｍｍの丸棒引張試験片を用いて行った。

また、溶接熱影響部の靱性をしらべるため、実際の溶接熱履歴を模擬した熱サイクルを加えた。一層溶接を模擬し、１４５０℃まで加熱した後、８００℃から５００℃までの冷却時間を５０ｓとなるようにして冷却する単一の熱サイクルである（１５ｍｍの鋼板に溶接入熱５０ｋＪ/ｃｍで一層溶接したときのＨＡＺ（溶接熱影響部）の熱履歴に相当）。以上の熱サイクルを付与後、０℃でシャルピー試験を行い、溶接熱影響部の靱性を評価した。

表２に圧延ままの鋼板の常温での引張特性（降伏強度ＹＳ，引張強度ＴＳ，伸びＥＬ）および靱性（シャルピー衝撃試験の０℃での吸収エネルギー（ｖＥ０））、および、高温（７５０℃）での引張特性（降伏強度ＹＳ，引張強度ＴＳ，伸びＥＬ）を示す。また再現熱サイクル試験後の靱性を示す。

シャルピー衝撃試験片は２ｍｍＶノッチシャルピー試験片で厚み１０ｍｍのものであり、試験本数を３本として試験した。表２中の吸収エネルギー（ｖＥ０）は３本の平均値で、７０J以上を本発明範囲内とした。

本発明の鋼はいずれも常温での降伏強度ＹＳが３２５ＭＰa級の鋼材として十分な引張特性を有し、靱性も優れている。また７５０℃での降伏強度ＹＳは常温降伏強度規格値（３２５ＭＰa）の２/３である２１７ＭＰａ以上であり、溶接熱影響部の靱性も優れている。

表１中の鋼ＦはＴｉが添加されておらず、本発明の範囲外である。Ｔｉの添加がないため溶接熱影響部の靱性が低く、７５０℃での強度も若干低い。

鋼ＧはＭｏが添加されておらず本発明の範囲外である。Ｍｏの添加がないため高温強度が低い。鋼Ｈ、鋼Ｉは本発明の範囲を超えてＣを添加した例である。

ＣがＮｂ、Ｍｏと反応して炭化物を生成し、高温強度の維持するに有効な固溶Ｎｂ，Ｍｏが減少するため高温強度が低下し、また粗大な炭化物が生成するため溶接熱影響部の靱性が著しく低下する。

表３に示す種々の成分組成に調整した鋳片を１２００℃に加熱後、熱間圧延を行い、仕上げ温度９５０℃で圧延を完了し板厚１５ｍｍの鋼板を製造した。圧延後の冷却は空冷とした。

得られた各鋼板について実施例１と同様に引張り試験（常温および７５０℃）および０℃でのシャルピー試験を行い、その機械的性質を調べた。また、溶接熱影響部の靱性をしらべるため、実施例１と同様の熱サイクルを付与した後、０℃でシャルピー試験を行い溶接熱影響部の靱性を評価した。

表４に圧延ままの鋼板の常温での引張特性（降伏強度ＹＳ，引張強度ＴＳ，伸びＥＬ）および靱性（シャルピー衝撃試験の０℃での吸収エネルギー（ｖＥ０））、および、高温（７５０℃）での引張特性（降伏強度ＹＳ，引張強度ＴＳ，伸びＥＬ）を示す。また再現熱サイクル試験後の靱性を示す。

シャルピー衝撃試験片は２ｍｍＶノッチシャルピー試験片で厚み１０ｍｍのものであり、試験本数３本として試験した。表４中の吸収エネルギー（ｖＥ０）は３本の平均値で、７０J以上を本発明範囲内とした。

鋼ＪはＴｉの全てをＺｒで置換したものであり、鋼Ｋ、鋼ＬはＴｉの一部をＺｒで置換したものである。また、鋼ＭはＮｂの一部をＴａで置換したものであり、鋼ＮはＮｂを全てＴａで置換したものである。

表４に示すように、Ｎｂの一部または全部をＴａで置換、あるいは、Ｔｉの一部または全部をＺｒで置換しても特性に変わりなく、常温での機械的特性はもちろんのこと、優れた高温強度および溶接熱影響部靱性を示すことが分かる。

表５に示す種種の成分組成に調整した鋳片を１２００℃に加熱後、熱間圧延を行い、仕上げ温度９５０℃で圧延を完了し板厚１５ｍｍの鋼板を製造した。圧延後の冷却は空冷とした。

得られた各鋼板について引張り試験およびシャルピー試験を行い、その機械的性質を調べた。また溶接熱影響部の靱性を評価するため、実施例１で行ったと同様の熱サイクルを加えて、シャルピー試験を行った。表６に結果を示す。

シャルピー衝撃試験片は２ｍｍＶノッチシャルピー試験片で厚み１０ｍｍのものであり、試験本数３本として試験した。表６中の吸収エネルギー（ｖＥ０）は３本の平均値で、７０J以上を本発明範囲内とした。

本発明の鋼はいずれも常温での降伏強度ＹＳが３２５ＭＰa級の鋼材として十分な引張特性を有し、靱性も優れている。また７５０℃での降伏強度ＹＳは常温降伏強度規格値（３２５ＭＰa）の２/３である２１７ＭＰａ以上であり、溶接熱影響部の靱性も優れている。

鋼ＷはＣが本発明の範囲を超えて添加されているが、Ｃが多く、粗大な炭化物が析出するため溶接熱影響部の靱性が低く、７５０℃での強度も若干低い。鋼ＸはＣｒが本発明の範囲を超えて添加されているため溶接熱影響部の靱性が低い。

鋼ＹはＭｏの添加量が本発明の範囲より少ない。Ｍｏの添加が少ないため高温強度が低い。鋼Ｚは本発明の範囲を超えてＮｂを添加した例である。粗大なＮｂＣ、ＮｂＳ、ＮｂＢＣ、Ｎｂ−Ｆｅ金属間化合物などが析出するため溶接熱影響部の靱性が著しく低下する。鋼ＡＡは本発明の範囲を超えてＭｎを添加した例であるが、溶接熱影響部の靱性が著しく低くなる。

Claims (3)

1. 質量％で、Ｃ：０．００４％以下、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．２％以下、Ｎ：０．００４％以下、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｂ：０．０００７〜０．００４％、Ｔｉ：０．０２５％以下、０．０４％≦Ｎｂ≦０．３％、Ｔｉ／Ｎ≧３．４、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる溶接熱影響部の靱性に優れた耐火鋼。
2. 質量％で、Ｃ：０．００４％以下、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．２％以下、Ｎ：０．００４％以下、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｂ：０．０００７〜０．００４％を含有し、更に、Ｔｉ、Ｚｒの１種または２種を含有し、（Ｔｉ＋０．５３×Ｚｒ）≦０．０２５％、且つ、（Ｔｉ＋０．５３×Ｚｒ）／Ｎ≧３．４、更に、Ｎｂ、Ｔａの１種または２種を含有し、且つ０．０４％≦（Ｎｂ＋０．５１×Ｔａ）≦０．３％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる溶接熱影響部の靱性に優れた耐火鋼。
3. 請求項１または２記載の成分組成に、更に、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｃｒ：０．６％以下、Ｗ：１．０％以下、Ｖ：０．６％以下の１種または２種以上を含有する溶接熱影響部の靱性に優れた耐火鋼。