JP5098210B2

JP5098210B2 - 耐火用鋼材およびその製造方法

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Publication number: JP5098210B2
Application number: JP2006118826A
Authority: JP
Inventors: 晃央奥村; 広一山本; 卓吉田; 裕史北; 博一杉山
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2005-05-02
Filing date: 2006-04-24
Publication date: 2012-12-12
Anticipated expiration: 2026-04-24
Also published as: KR20100046068A; WO2006118339A1; JP2006336105A; KR20070116686A; EP1878810A4; CN101171354B; EP1878810A1; US20090087335A1; EP1878810B1; CN101171354A

Description

本発明は，建造物の構造部材などに用いられる耐火用鋼材とその製造方法に関する。

建築物の超高層化，建築設計技術の高度化などから耐火設計の見直しが建設省総合プロジェクトにより行われ，昭和６２年３月に「新耐火設計法」が制定された。この規定により，火災時に鋼材の温度を350℃以下にするように耐火被覆するとされていた旧法令による制限が解除され，耐火用鋼材の高温強度と建築物の実荷重とのかねあいにより，それに適合する耐火被覆方法を決定できるようになった。即ち600℃での設計高温強度を確保できる場合は，それに見合い耐火被覆を削減できるようになった。

このような動向に対応し，本出願人は，先に特開平２−７７５２３号公報において，耐火性の優れた建築用低降伏比鋼および鋼材並びにその製造方法を提案している。この先願発明の要旨は，600℃での降伏点が常温時の70％以上となるようにMo，Nbを添加し高温強度を向上させたものである。鋼材の設計高温強度を600℃に設定したのは，合金元素による鋼材費の上昇とそれによる耐火被覆施工費との兼ね合いから最も経済的であるという知見に基づいたものである。この開発Ｈ形鋼は，低炭素化と微量Nb，BとCu添加により低炭素ベイナイト組織を生成し，600℃での耐力が耐火590MPa級規格の常温における耐力440MPaの2／3の293MPa以上の高温高強度化を達成することを特徴としている。(耐力は，降伏点が明確な場合は降伏点を指し，明確でない場合は0.2％耐力を指す。)

また同様の目的に加え，更にＨ形鋼のフィレット部などのような箇所の脆性を改善することを目的として，特開平９−１３７２１８号公報には，Mo，Cu，Niを添加することにより，材質のばらつきを少なくした建築構造用Ｈ形鋼が開示されている。

さらに，特開平１０−０７２６２０号公報には，材質ばらつきが少なく溶接性に優れるH形鋼の製造方法が開示されている。
特開平２−７７５２３号公報特開平９−１３７２１８号公報特開平１０−０７２６２０号公報

本発明者等は，前述の先願技術によって製造された鋼材を各種の形鋼，特に複雑な形状から厳しい圧延造形上の制約を有するＨ形鋼の素材に適用することを試みた。その結果，ウェブ，フランジ，フィレットの各部位での圧延仕上げ温度，圧下率，冷却速度の差から，鋼材の部位により組織，特にベイナイト割合が著しく異なり，常温・高温強度，延性，靭性がばらつき，溶接構造用圧延鋼材(JIS G3106)等の規準に満たない部位が生じていることが判明した。加えて，上記特許文献２および特許文献３によって製造された鋼材は，Cuによる高温割れにより表面疵が発生するか，耐火性能が劣っていた。

本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであり，その目的は，材質のばらつきがより少なく，600℃でも常温の60％以上の耐力を示すことのできる耐火性に優れた耐火用鋼材とその製造方法を提供することにある。

そこで本発明者等が研究を進めたところ，特にCuの添加は，常温では固溶していたCuが高温で鋼材組織中に析出し，600℃での耐力を向上させるのに有効であるが，一方で，Cu添加に伴う高温割れ抑制として添加されるNiが多くなり過ぎると，高温でCuが析出しにくくなり，Cu析出による耐力向上が充分に達成されなくなることが分った。そして更なる鋭意精査をした結果，質量％でCuを0.7〜2.0％含有する一方で，Ni／Cuの質量比が0.6以上，0.9以下となるようにNiを含有させることにより，Cu添加に伴う高温割れの抑制と，Cu析出による耐力向上をバランスよく享受できるといった知見を得た。

かかる知見のもと，本発明によれば，質量％で，C：0.01〜0.03％，Mn：0.2〜1.7％，Si：0.5％以下，Cu：0.7〜2％，Mo：0.8％以下，Nb：0.01〜0.3％，Ti：0.005〜0.03％，N：0.006％以下，B：0.0003〜0.003％，V：0.2％以下，Cr：1％以下，Al：0を超え，0.1％以下，P：0.03％以下，S：0.02％以下，を含有し，かつ質量比でNi／Cuが0.6以上，0.9以下となるNiを含有し，残部がFeおよび不可避不純物からなり，600℃での耐力が，21℃での耐力の60％以上であり，21℃での引張強さが590MPa以上であることを特徴とする，耐火用鋼材が提供される。なお，耐力は，降伏点が明確な場合は降伏点を指し，明確でない場合は0.2％耐力を指す。

この耐火用鋼材は，質量％で，さらに，Ca：0.0005〜0.005％，Mg：0.0005〜0.01％，REM：0.0005〜0.01％，のいずれかの１種または２種以上を含有し，残部がFeおよび不可避不純物からなるものであっても良い。また，この耐火用鋼材は，例えば形鋼である。

また本発明によれば，質量％で，C：0.01〜0.03％，Mn：0.2〜1.7％，Si：0.5％以下，Cu：0.7〜2％，Mo：0.8％以下，Nb：0.01〜0.3％，Ti：0.005〜0.03％，N：0.006％以下，B：0.0003〜0.003％，V：0.2％以下，Cr：1％以下，Al：0を超え，0.1％以下，P：0.03％以下，S：0.02％以下，を含有し，かつ質量比でNi／Cuが0.6以上，0.9以下となるNiを含有し，残部がFeおよび不可避不純物からなる鋳片を，1200〜1350℃の温度域に加熱した後に圧延を開始し，圧延終了後800℃〜500℃の温度範囲を平均0.1℃／s以上の冷却速度で冷却することを特徴とする，耐火用鋼材の製造方法が提供される。

この製造方法は，質量％で，さらに，Ca：0.0005〜0.005％，Mg：0.0005〜0.01％，REM：0.0005〜0.01％，を含有し，残部がFeおよび不可避不純物からなる鋳片を，1200〜1350℃の温度域に加熱した後に圧延を開始し，圧延終了後800℃〜500℃の温度範囲を平均0.1℃／s以上の冷却速度で冷却するものであっても良い。また，この製造方法は，例えば圧延で形鋼を製造するものでもよい。

本発明によれば，常温でCu過飽和な低炭素ベイナイト組織を生成させた高強度の耐火用鋼材を得ることができる。本発明の耐火用鋼材は600℃に加熱されると，Cuが析出することで高温強度を得ることができる。

以下，本発明について詳細に説明する。
鋼材の高温強度は，鉄の融点のほぼ1／2の温度の700℃以下では，常温での強化機構とほぼ同様であり，１．フェライト結晶粒径の微細化，２．合金元素による固溶体強化，３．硬化相による分散強化，４．微細析出物による析出強化等によって支配される。一般に高温強度の上昇は，Mo，Crの添加による析出強化と転位の消失抑制による高温での軟化抵抗を高めることにより達成されている。しかし，炭素含有量0.03％を超える低炭素ベイナイト成分系鋼では，島状マルテンサイトを生成し，低温靭性が著しく低下し，規準に満たない部位が生じた。

そこで本発明では，炭素含有量0.03％以下の極低炭素ベイナイト成分系鋼とすることにより，島状マルテンサイトの生成抑制による高靭性化をはかり，また，NbとBの複合添加による焼入れ性上昇効果により，安定的にベイナイト変態させ，常温では，Cuをα中に最大限固溶化させ，600℃では，Cuの析出強化を最大限作用させることにより，目的の常温強度・高温強度・高靭性を達成したものである。

ここで，低炭素鋼においては，従来の耐火鋼で使用されていたMoおよびV炭化物による析出強化が期待できないため，金属析出元素であるCuを採用した。

以下に本発明における各成分範囲と圧延条件の限定理由について述べる。なお，各成分範囲は質量％で示す。

C：Cは，鋼を強化するために添加するもので，0.01％未満では構造用鋼として必要な強度が得られない。また，0.03％を超える過剰の添加は，ベイナイトラス間に島状マルテンサイトを生成し，母材靭性を著しく低下させるので，下限を0.01％，上限を0.03％とした。

Mn：Mnは，母材の強度，靭性の確保には0.2％以上の添加が必要であるが，溶接部の靭性，割れ性などの許容できる範囲で上限を1.7％とした。

Si：Siは，母材の強度確保，溶鋼の予備脱酸などに必要であるが，0.5％を超えると溶接熱影響部の組織内に硬化組織の高炭素島状マルテンサイトを生成し，溶接継手部靭性を低下させるためSi含有量の上限を0.5％以下に限定した。なお，Siは，必ずしも含有しなくても良い。

Mo：Moは，母材強度および高温強度の確保に有効な元素であるが，0.8％超では焼き入れ性が上昇しすぎ母材及び溶接熱影響部の靭性が劣化するために0.8％以下に制限した。なお，Moは，必ずしも含有しなくても良い。

Cu：Cuは，変態点を降下させ，常温強度を増大させる。さらに，ベイナイト変態において析出せず過飽和となったCuが常温では組織中に固溶し，耐火鋼としての使用温度600℃加熱時にベイナイト変態によって導入された転位上にCu相を析出し，その析出硬化により母材の耐力を増加させる。ただし，このα中でのCu相の析出は0.7％未満ではα中でのCuの固溶限内であり，析出が生じないため前述の強化は得られない。また2％を超えるとその析出強化は飽和する上，靱性を低下するのでCu:0.7〜2％に制限した。

Nb：Nbは，Nb炭窒化物を形成することでC，Nを固定し，フェライトの核生成を促進するB炭化物，B化合物の形成を抑制し，Bを固溶した状態に保つ。また，固溶Nbはドラッグ効果によりフェライトの粒成長を遅らせるため，比較的遅い冷却速度においても未変態のγをベイナイト変態点まで保持し，安定的にベイナイトを生じさせるのに寄与する。このため0.01％以上とする。さらに，固溶Nbはドラッグ効果により，高温において転位移動の障害となり高温強度確保にも寄与する。したがって，高温強度を向上するためには0.05％以上の添加が望ましい。しかし，0.3％を超えるとその効果が飽和するので，経済性の観点から0.3％以下に制限した。

N：Nは，B窒化物を生成し，フェライトの生成を助長するため，N含有量を0.006％以下に制限した。

Al：Alは溶鋼の脱酸およびAlNとしてNを固定するために添加するもので，0.1％を超えるとアルミナが生成し，疲労強度の低下をもたらすために，0を超え，0.1以下とした。

Ti：Tiは，TiNの析出による固溶Nの低減と，γ細粒化によりBNの析出を抑制し，固溶B量を増加させBの焼入性上昇効果を高めるために添加するものである。これにより常温・高温強度を上昇させる。従って，0.005％未満ではTiNの析出量が不足し，これらの効果を発揮しないためTi量の下限値を0.005％とした。しかし0.03％を超えると過剰なTiはTiCを析出し，その析出硬化により母材および溶接熱影響部の靭性を劣化させるため0.03％以下に限定した。

B：Bは，微量添加で焼入性を上昇させ強度上昇に寄与する。ただし0.0003％未満ではその効果は十分ではなく，また0.003％を超えると鉄ボロン化合物を生成し焼入性を低減する。したがって，B含有量を0.0003〜0.003％に限定した。

Ni：Niは，Cu添加に伴う圧延時での高温割れ疵の防止のためにNi／Cu比で0.6以上となるNiを含有することが必要である。一方で，Niは，Cuの固溶限を上昇させCu析出量を減少させるため，高温強度を確保するためNi／Cu比で0.9以下となるNiを含有することとした。

Cr：Crは，焼き入れ性の向上により，母材の強化に有効である。しかし1％を超える過剰の添加は，靭性および硬化性の観点から有害となるため，上限を1％とした。なお，Crは，必ずしも含有しなくても良い。

V：Vは，微量添加により圧延組織を微細化でき，V炭窒化物の析出により強化することから低合金化でき溶接特性を向上できる。しかしながら，Vの過剰な添加は溶接部の硬化や，母材の高降伏点化をもたらすので，含有量の上限をV:0.2％とした。なお，Vは，必ずしも含有しなくても良い。

Mg：Mgは，酸化物の微細化および硫化物の形成により介在物の微細分散を目的として添加するのが好ましい。Mg量を0.0005〜0.01％に限定するのは，Mgは強力な脱酸元素であり，晶出したMg酸化物は溶鋼中で容易に浮上分離されるため0.01％を超えての添加は歩留まらないため，その上限を0.01％とした。なお，Mg添加に使用するMg合金は，例えばSi-Mg及びNi-Mgである。Mg合金を用いる理由は，合金化によりMgの濃度を低くし，Mg酸化物生成時の反応を抑え，添加時の安全性確保とMgの歩留を上げるためである。

Ca，REM：Cａ，REMは，硫化物，酸化物の形状制御のために添加するのが好ましい。Ca:0.0005〜0.005％,REM：0.0005〜0.01％に制限したのは,下限値以下では，これらの元素による硫化物，酸化物の生成が不十分であり，上限値以上では，酸化物が粗大化し，靭性および延性低下を生じるためにこの範囲に制限した。

不可避不純物として含有するP，Sはその量について特に限定しないが凝固偏析による溶接割れおよび靭性の低下を生じるので，極力低減すべきであり，望ましくはP量は0.03％以下，S量は0.02％以下である。

上記の組成を有する鋳片を，表面温度が1200〜1350℃の温度域になるように加熱する。加熱温度をこの温度域に限定したのは，熱間加工による形鋼の製造には塑性変形を容易にするため1200℃以上の加熱が必要であり，且つV，Nbなどの元素を十分に固溶させる必要があるため加熱温度の下限を1200℃とした。その上限は加熱炉の性能，経済性から1350℃とした。

また，40ｍｍを超える極厚の形鋼の場合，圧延終了後の冷却速度が遅くなりすぎると，組織中にα組織が大量に生成し，冷却時にα中にCuが析出して常温での固溶Cu量が減ることになる。この場合，α組織の生成にともないベイナイト割合が低下するが，析出強化は通常降伏点を引き上げるほど引張強度を引き上げないため降伏比（YR）の上昇に繋がり，耐震性が低下してしまう。また，常温での固溶Cu量が減ると，600℃加熱時にCu相の析出強化による耐力増加が期待できなくなる。そうすると，600℃での耐力が，21℃での耐力の６０％を下回ってしまう。そこで，冷却時に充分なベイナイト組織を確保し，固溶Cu量をなるべく多くさせるために，800〜500℃の温度範囲での平均冷却速度を0.1℃／s以上とした。

こうして製造される本発明の耐火用鋼材は，Nb，Bの微量添加と高Cu添加による合金設計により，ベイナイト変態においてはCuがほとんど析出せず過飽和の状態となり，一方で，これを600℃に加熱した際には，常温で固溶していたCuが鋼材組織中に析出して，600℃での耐力を向上させることができる。こうして本発明の耐火用鋼材は，600℃でも常温の６０％以上の耐力を示すことができる優れた耐火性能を有することになる。

かような本発明の耐火用鋼材は，建造物の構造部材などに好適に用いられるＨ形鋼，Ｉ形鋼，山形鋼，溝形鋼，不等辺不等厚山形鋼などといった各種形鋼，厚板などといった鋼板等として具現化される。例えば上記の条件で，本発明の耐火用鋼材の一例としてＨ形鋼を製造した場合，常温で微細化された低炭素ベイナイト組織を有することにより，ウエブ，フランジ，フィレットの各部位でほぼ均一な機械的特性を示すこととなり，Ｈ形鋼において機械試験特性の最も保証しにくいフランジ板厚1／2部，幅1／2部においても十分な強度，靭性を有する。また，600℃の加熱時には，Cuの析出強化による優れた耐火性能を示すので，耐火性および靭性の優れた高強度耐火圧延Ｈ形鋼となる。このＨ形鋼は，高温特性に優れるので，建築用の耐火材に用いる場合，被覆厚さが従来の２０〜５０％で充分な耐火目的を達成できる。このように，優れた耐火性及び靭性を持つ形鋼が圧延で製造可能になり，施工コスト低減，工期の短縮による大幅なコスト削減が図られ，大型建造物の信頼性向上，安全性の確保，経済性等の向上が達成される。

以下に実施例によりさらに本発明の効果を示す。
原料を転炉溶製し，合金を添加後，Ti，Bを添加し，連続鋳造により240〜300mm厚鋳片に鋳造した。鋳片の冷却はモールド下方の二次冷却帯の水量と鋳片の引き抜き速度の選択により制御した。実施例に用いた各鋼種の化学成分値を，表１に示す。鋼種１〜１３，１５が本発明の範囲内であり，鋼種１６〜３６が本発明の範囲外の比較鋼である。なお，表１中の化学成分値は何れも質量％である。

表１に示す各鋼種の鋳片を1300℃に加熱し，図１に示すユニバーサル圧延装置列において，加熱炉１から出た被圧延材５（鋳片）を粗圧延機２，中間圧延機３，仕上げ圧延機４の順に通し，図２に示すごとき，ウェブ６と一対のフランジ７からなるＨ形の断面形状を有するＨ形鋼（H458x417x30x50）に圧延した。なお，圧延加熱温度を1300℃に揃えたのは，一般的に加熱温度の低下はγ粒を細粒化し機械特性を向上させることは周知であり，高温加熱条件は機械特性の最低値を示すと推定され，この値がそれ以下の加熱温度での特性を代表できると判断したためである。

こうして製造された各Ｈ形鋼のそれぞれにおいて，フランジ７の板厚ｔ_２の中心部（1／2t_２）で，かつ，フランジ幅全長(B)の1／2幅(1／2B)となる位置で試験片を採集し，機械的特性を調べた，なお，この箇所の特性を調べたのは，フランジ1／2B部はＨ形鋼の機械的特性が最も低下するので，この箇所により各Ｈ形鋼の機械試験特性を知ることができると判断したためである。

表２に，各鋼種から製造したＨ形鋼の機械試験特性として，600℃での0.2％耐力（600℃PS（MPa）），常温（21℃）での耐力（降伏点応力YP（MPa））と引張り強さ（TS（MPa）），600℃での0.2％耐力（600℃PS）と常温（21℃）での耐力（降伏点応力YP）との比（600℃PS／YP比（％）），降伏比（YR），衝撃値（vE0℃（J）），脆性破面率（％）をそれぞれ示す。なお，各機械試験特性の合格基準として，常温（21℃）での引張強さTSが590MPa以上，耐力（YP）が440MPa以上の高強度で，しかも，600℃での0.2％耐力が常温（21℃）での耐力の最低基準である440MPaの２／３（293MPa）以上で，かつ，600℃での耐力が，21℃での耐力の60％以上，降伏比YRが80％以下，衝撃値vE0℃が70J以上，脆性破面率が50％以下を要求した。この合格基準であれば，建築学会基準をクリヤでき，耐火用鋼材として相応しいと判断できる。

本発明の範囲内にある鋼種１〜１５で製造された各Ｈ形鋼は，いずれも上記合格基準をクリヤできた。これに対して，本発明の範囲外の鋼種１６〜３６（比較鋼）は，一部において上記合格基準をクリヤできなかった。特に，Ni／Cu比が0.9を超える鋼種２５，２６は，600℃での耐力が，21℃での耐力の60％に満たなかった。また，Ni／Cu比が0.6未満である鋼種２３，２４は，圧延時での高温割れ疵が発生した。

ここで，Ni／Cu比の範囲（本発明では，0.6以上，0.9以下）と，600℃での耐力（高温PS）と21℃での耐力（常温YP）との比（本発明では，60％以上）によって定められる本発明の範囲（最適範囲）を図3に示す。なお，本発明の範囲外である鋼種２５，２６および鋼種２３，２４を，図3中に記入した。

表３に，表１の鋼種２について，圧延終了後８００〜５００℃の温度範囲の平均冷却速度を変化させた場合の機械試験特性を示す。圧延終了後８００〜５００℃の温度範囲の平均冷却速度が0.1℃／s以上である試験片１〜３は，いずれも上記合格基準をクリヤできた。これに対して，圧延終了後８００〜５００℃の温度範囲の平均冷却速度が0.1℃／s未満である比較例の試験片４については，冷却速度が小さすぎるためベイナイト変態に先立ちα組織が大量に生成したため降伏比が下がり，合格基準を満足しなかった。

本発明範囲内の各Ｈ形鋼は，圧延形鋼の機械試験特性の最も保証しにくいフランジ板厚1／2,幅1／2部においても十分な常温・高温強度を持つ，耐火性及び靭性の優れたものであった。なお，実施例ではＨ形鋼について検証したが，本発明が対象とする圧延鋼材は，上記実施例のＨ形鋼に限らず，Ｉ形鋼，山形鋼，溝形鋼，不等辺不等厚山形鋼等の各種形鋼，厚板などといった鋼板等にも適用できることは勿論である。

本発明は，例えば建造物の構造部材などに用いられる耐火用鋼材などに利用できる。

本発明の実施例に用いた圧延装置の説明図である。機械試験片の採取位置を示すＨ形鋼の断面図である。本発明におけるNi／Cu比と600℃での耐力（高温PS）と21℃での耐力（常温YP）との比の範囲を模式的に示した示すグラフである。

符号の説明

１加熱炉
２粗圧延機
３中間圧延機
４仕上げ圧延機
５非圧延材
６ウェブ
７フランジ

Claims

質量％で，
C：0.01〜0.03％，
Mn：0.2〜1.7％，
Si：0.5％以下，
Cu：0.7〜2％，
Mo：0.8％以下，
Nb：0.01〜0.3％，
Ti：0.005〜0.03％，
N：0.006％以下，
B：0.0003〜0.003％，
V：0.2％以下，
Cr：1％以下，
Al：0を超え，0.1％以下，
P：0.03％以下，
S：0.02％以下，
を含有し，かつ質量比でNi／Cuが0.6以上，0.9以下となるNiを含有し，残部がFeおよび不可避不純物からなり，600℃での耐力が，21℃での耐力の60％以上であり，21℃での引張強さが590MPa以上であることを特徴とする，耐火用鋼材。
質量％で，さらに，
Ca：0.0005〜0.005％，
Mg：0.0005〜0.01％，
REM：0.0005〜0.01％，
のいずれかの１種または２種以上を含有し，残部がFeおよび不可避不純物からなることを特徴とする，請求項１に記載の耐火用鋼材。
形鋼であることを特徴とする，請求項１または２に記載の耐火用鋼材。
質量％で，
C：0.01〜0.03％，
Mn：0.2〜1.7％，
Si：0.5％以下，
Cu：0.7〜2％，
Mo：0.8％以下，
Nb：0.01〜0.3％，
Ti：0.005〜0.03％，
N：0.006％以下，
B：0.0003〜0.003％，
V：0.2％以下，
Cr：1％以下，
Al：0を超え，0.1％以下，
P：0.03％以下，
S：0.02％以下，
を含有し，かつ質量比でNi／Cuが0.6以上，0.9以下となるNiを含有し，残部がFeおよび不可避不純物からなる鋳片を，1200〜1350℃の温度域に加熱した後に圧延を開始し，圧延終了後800℃〜500℃の温度範囲を平均0.1℃／s以上の冷却速度で冷却することを特徴とする，耐火用鋼材の製造方法。
質量％で，さらに，
Ca：0.0005〜0.005％，
Mg：0.0005〜0.01％，
REM：0.0005〜0.01％，
を含有し，残部がFeおよび不可避不純物からなる鋳片を，1200〜1350℃の温度域に加熱した後に圧延を開始し，圧延終了後800℃〜500℃の温度範囲を平均0.1℃／s以上の冷却速度で冷却することを特徴とする，請求項４に記載の耐火用鋼材の製造方法。
圧延で形鋼を製造することを特徴とする，請求項４または５に記載の耐火用鋼材の製造方法。