JP5114743B2

JP5114743B2 - 耐火用高強度圧延鋼材およびその製造方法

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Publication number: JP5114743B2
Application number: JP2007557917A
Authority: JP
Inventors: 晃央奥村; 裕史北; 広一山本; 卓吉田
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2006-02-08
Filing date: 2007-02-08
Publication date: 2013-01-09
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Description

本発明は、建造物の構造部材などに用いられる耐火用高強度圧延鋼材とその製造方法に関する。

いわゆる耐火鋼とは、建築物が火災等に遭遇して高温になった場合においても、所定の強度を有する建築用の鋼材のことである。ここでは、火災時における建築物の温度を600℃と想定し、当該温度における強度を維持し得る耐火鋼について述べる。
さて、鋼材を強化する方法には、１）フェライト結晶粒径の微細化方法、２）合金元素による固溶体強化方法、３）硬化相による分散強化方法、４）微細析出物による方法が主流である。鋼材の変形は、微視的に見ると結晶粒内での転位の移動により賄われており、いずれの方法もそのような転位の移動に対する抵抗力を強化する方法である。

そこで、まず、１）フェライト結晶粒径の微細化方法について述べる。
結晶粒内を移動した転位は粒界で一旦停止したのち、隣の結晶粒へ移動するので、結晶粒界は転位の移動に対する抵抗（以下、「移動抵抗」という。）として働く。したがって、結晶粒が細かくなると、移動する転位が結晶粒界に出会う頻度が高くなることから、抵抗力が増すことになる。このような移動抵抗を強化する方法が１）フェライト結晶粒径の微細化方法である。
なお、一般には、ホール・ペッチの式として知られている下式によって強度を評価している。
σ＝σ_０＋ｋ×ｄ^−0.5
ここで、σは強度であり、σ_０はベースの値であり、比例定数ｋは、ロッキングパラメータとも云われ、結晶粒界での抵抗力を示す指標であり、ｄは結晶粒径である。

次に、２）合金元素による固溶強化方法について述べる。
転位の移動に対して”すべり面”と称する転位の移動面上に合金元素のような異なるサイズの溶質原子が存在する場合に抵抗（以下、「合金元素すべり面抵抗」という。）が働く。また、合金元素が鋼中に分布することにより弾性応力場が形成され、転位の移動に対する引摺り抵抗（以下、「引き摺り抵抗」という。）として働く。当該引摺り抵抗の大きさは、溶質原子濃度、溶質／溶媒原子サイズに起因するミスフィット、溶質原子の拡散係数に影響されることが知られている。

この「合金元素すべり面抵抗」あるいは「引き摺り抵抗」の増大により強化する方法を２）合金元素による固溶強化方法といい、「合金元素すべり面抵抗」を増大させる方法がよく知られている。
また、「引き摺り抵抗」の増大により強化する固溶強化方法として、固溶Nbのドラッグ効果を利用する技術がある。この固溶Nbのドラッグ効果を利用する技術が、薄手の耐火鋼の製造で用いられており、例えば、特許文献１や特許文献２に記載されている。
固溶Nbのドラッグ効果とは、固溶したNbが転位などの格子欠陥に濃化し、欠陥や転位の移動の抵抗となり強度を向上させる現象である。
発明者らは、この固溶Nbによるドラッグ抵抗が、600℃程度までの温度域で有効に機能する可能性を見出して本発明のNb系耐火鋼の開発に至ったものであるが、このような固溶Nbのドラッグ効果を十分に機能させて、十分な耐火性を有する耐火鋼を完成するためには、次のような条件を満たす必要があることを知見したものである。

第1に、固溶Cの量を低い値にしなければならない。固溶Cの量が高いと、NbCを構成して固溶Nbの量が減少するからである。
第２に、Bを添加する必要がある。含有したNbの一部は固溶状態を維持できずに結晶粒界に偏析して転位などの格子欠陥に濃化できないものが生ずるが、Bを添加するとBがNbの代わりに結晶粒界に偏析して、Nbが固溶状態を維持するのを助けるからである。
第３に、固溶N量を減少させる必要がある。添加したBはNと反応してBNを生成してしまい、結晶粒界に偏析する能力を失うからである。固溶N量を減少させるためには、Tiを添加することによりTiNを生成させて固溶N量を減少させる手段が用いられる。

さらに、３）硬化相による分散強化方法について述べる。
硬質相と軟質相が混在したマクロ組織（複相組織）は、一般に各々の体積分率に応じて強度が変化する。これは、軟質相と比較して、硬質相の結晶粒内での転位が移動しにくいこと、すなわち変形に要する抵抗が大きいことに起因する。この硬質相の存在に基づいた抵抗（以下、「硬質相抵抗」という。）を増加させることで強化する方法を、３）硬化相による分散強化方法という。
例えば、フェライトとパーライトで構成される複相の組織では硬質相であるパーライトの体積分率が増加すると相対的に軟質相であるフェライト組織が低下し、強度が上昇する。

最後に、４）微細析出物による方法について述べる。
結晶粒内の転位の移動に際し、析出物がすべり面上に分布している場合、転位の障害物となり、転位の移動に対する抵抗が働く。この、析出物に起因する抵抗（以下、「析出物抵抗」という。）を増大させることで強化する方法を４）微細析出物による方法という。
従来の耐火鋼では、Moの添加によりMo炭化物を生成して、４）微細析出物による方法が用いられている。Moを用いて４）微細析出物による方法により強化された耐火鋼及びその製造方法等は、特許文献３や特許文献４に記載されている。
これらの従来の耐火鋼では、含有するC量が0.1％前後と高い値であるため、合金元素が固溶せず析出物を生成してしまう性質を利用している。
特開２０００−０５４０６１号公報特開２０００−２４８３３５号公報特開２００５−２７２８５４号公報特開平０９−２４１７８９号公報

しかし、近年、Mo価格の高騰により、合金元素の固溶強化方法の主役としてMoを使用していたのでは、価格競争力を失いはじめてきた。
そこで、発明者らは、固溶元素として高価なMoの代わりに安価なNbを用いた低価格な耐火鋼及びその製造方法について鋭意研究を行ってきた。その結果、Nbを固溶元素とする鋼を、厚鋼材に使用できる耐火鋼とするためには以下のような課題があることを見出した。
第１の課題は、固溶Nbによるドラッグ効果を厚手の耐火鋼に適用する場合には、Ti、Alの添加量が所定の範囲を外れると靭性に問題を生じることである。厚手の耐火鋼を製造する場合に、このような靭性が問題となるのは、鋼板の厚さが７ｍｍ以上の場合であり、特に鋼板の厚さが１２ｍｍ以上になると顕著となる。
第２の課題は、Nbのドラッグ効果を効率よく得るために適切な固溶C量を規定することである。
第３の課題は、表面性状、特に加熱炉における再加熱時のスケール剥離不良に起因する表面疵を防止するためSi添加量を規制することである。

本発明は、C、 Nb、B、Tiの成分バランス、および脱酸元素(Si、Al)含有量を調整することで、目的とする、室温における降伏強度、高温強度、高靭性、良表面性状を達成することにある。

発明者らは、鋭意研究開発の結果、上記課題を解決する方法を見出した。
まず、第１の課題に対しては、Bを0.0003〜0.003％含有量させるとともに、Alの含有量を0.005％〜0.03％に制限し、さらに、TiとNの含有量についてTi/Nを２〜８の範囲の量にあるようにすれば、目的の靭性を確保できることを見出した。
次に、第２の課題に対しては、固溶したNbがNbCのような炭化物となって析出せず、固溶することにより、転位などの格子欠陥に濃化させるために、C-Nb/7.74の値を例えば0．02以下とすることの必要性を見出した。これは、固溶Cが0．02％以下であることに相当する。
最後に第３の課題に対しては、Ti/Nを２〜８の範囲の量とした場合、母材の強度を確保しつつ、スケール疵の発生を抑制するには、Siの含有量を0.4%未満に抑えれば良い事を見出した。

さらに、固溶Cが0．02％以下である場合には、Nbの固溶により「引き摺り抵抗」が増大して大幅な固溶強化が望めることを見出した。当該「引摺り抵抗」は溶質原子濃度、溶質/溶媒原子サイズに起因するミスフィット、溶質原子の拡散係数に影響され、当該条件の下では、Nbはその効果が大きいことを発見したのである。加えて、固溶Nbのドラッグ効果による強化効果は、従来の耐火鋼のMo添加による強化効果の５〜８倍程度であり、より少量の合金添加により同等の高温強度を確保することが可能となることも見出した。
以上、本発明により、C、Nb、B、Ti、Al、Siの成分バランスを調整することで、目的の室温における降伏強度、高温強度、高靭性、良表面性状を達成することができる。

かかる知見のもと、本発明によれば、質量％で、C：0.005％以上0.04％未満、Mn：0.8〜1.7％、Si：0.05以上0.4％未満、Nb：0.02〜1％、Ti：0.005〜0.02％、N：0.005％以下、 B：0.0003〜0.003％、Al：0.005％〜0.03％、を含有し、且つ質量％で、Ti／Nが2〜8の範囲内であり、C-Nb/7.74が0.02以下であり、残部がFeおよび不可避不純物からなる、600℃での0.2％耐力と室温での降伏強度の比が0.50以上である耐火用高強度圧延鋼材が提供される。
なお、室温での降伏強度が不明瞭の場合は、0.2%耐力を適用するが、0.2%耐力の算出に当たっては、JIS Z 2241 のオフセット法を用いる。
この耐火用高強度圧延鋼材は、さらに質量％で、Cu：1％以下、Ni：1.0％以下、のいずれかの１種または２種を含有しても良い。

また、本発明によれば、質量％で、C：0.005％以上0.04％未満、Mn：0.8〜1.7％、Si：0.05以上0.4％未満、Nb：0.02〜1％、Ti：0.005〜0.02％、N：0.005％以下、B：0.0003〜0.003％、Al：0.005％〜0.03％、を含有し、且つ質量％で、Ti／Nが2〜8の範囲内であり、 C-Nb/7.74が0.02以下であり、残部がFeおよび不可避不純物からなる鋳片を1250〜1350℃の温度域に加熱した後に圧延を開始し、1000℃以下での累積圧下率が30％以上となる圧延を行う、600℃での0.2％耐力と室温での降伏強度の比が0.50以上である耐火用高強度圧延鋼材の製造方法が提供される。
さらに、本発明によれば、質量％で、C：0.005％以上0.04％未満、Mn：0.8〜1.7％、Si：0.05以上0.4％未満、Nb：0.02〜1％、Ti：0.005〜0.02％、N：0.005％以下、B：0.0003〜0.003％、Al：0.005％〜0.03％、を含有し、且つ質量％で、Ti／Nが2〜8の範囲内であり、C-Nb/7.74が0.02以下であり、残部がFeおよび不可避不純物からなる鋳片を1250〜1350℃の温度域に加熱した後に圧延を開始し、前記圧延終了後800〜500℃の温度範囲において0.1〜10℃／秒の平均冷却速度で冷却する、600℃での0.2％耐力と室温での降伏強度の比が0.50以上である耐火用高強度圧延鋼材の製造方法が提供される。
なお、これらの製造方法において室温での降伏強度が不明瞭の場合は、0.2％耐力を適用する。
これらの製造方法において、前記鋳片は、さらに質量％で、Cu：1％以下、Ni：1.0％以下、のいずれかの１種または２種を含有しても良い。

本発明によれば、高強度、高靭性を有し、固溶Nbのドラッグ効果を最大限に発揮させることによって、耐火鋼には一般的に添加されるMoを一切添加せずNbの固溶だけによって600℃でも室温の1/2以上の耐力を有する耐火性能に優れた鋼材を提供できる。

以下に、本発明の耐火鋼における成分範囲と成分範囲の制御条件について述べる。なお、各成分範囲は質量％で示す。

Cは、焼き入れ性を高め、構造用鋼材として必要な強度を得るために、0.005％以上が必要である。望ましくは、C含有量は、0.01％以上である。
しかしながら、固溶Nbのドラッグ効果による強化効果を得るためには、0.04％未満である必要がある。0.04％以上であると、大量のNbがNbCとして析出してしまい、固溶強化に寄与する固溶Nbの量が減少してしまう可能性が高いからである。固溶Nbのドラッグ効果による強化効果を得るためには、0.02％以下であることが望ましい。
なお、後述するように、C-Nb/7.74が0.02％以下の範囲であれば、固溶Nbの量が確保される。また、Ｃ含有量を低減することで、後に加えるＢにより、Fe₂₃(CB)₆の析出を防止する効果も有する。

Mnは、焼入れ性を上昇させ、母材の強度、靭性の確保するためには0.8％以上の添加が必要であるが、Mnは連続鋳造において鋼片を製造する際、中心偏析を引き起こす元素であり、1.7％を超えて添加すると、偏析部において焼入れ性が過度に上昇し靱性が悪化する。以上を鑑み含有量の範囲を0.8％以上1.7％以下とした。

Siは、0.4％以上となると鋳片の再加熱中に低融点のFe₂SiO₄化合物を生成し、スケール剥離性を悪化させ表面疵を発生させるが、母材の強度を確保し、後述のようにAlの添加量を制限した場合における溶鋼の予備脱酸のため0.05％以上の添加が必要である。後述のTi/Nが２〜８の範囲の場合、母材の強度確保しつつ、スケール疵の発生を抑制するには、Siの含有量を0.4%未満とすればよいことから、Si含有量を0.05％以上0.4％未満とした。スケール疵防止によるさらなる表面性状改善のためにはSi含有量は0.2%以下とすることが望ましい。

Nbは、本発明において重要な元素であり、固溶NbとBとの共存によって著しく焼入性を上昇させることにより室温における降伏強度を高め、またドラッグ効果により高温強度を増加させる目的で0.02%以上を添加する。しかし、１％を超えるとNb添加の効果が飽和するので、上限を１％とした。本発明では耐火鋼として必要な固溶Nbの効果を最大限に引き出すことができるので、一般には0.1%以下、他の成分のバランスが良好な場合は0.05%以下のNb添加量で十分な効果が得られる。Nbのドラッグ効果によって十分な耐火性確保するためには単にNbの添加量を規定するだけではなく、固溶Nbとしての量を十分に得るために以下の条件が必要となる。
Nbが固溶している場合には、固溶Nbのドラッグ効果による「引き摺り抵抗」が向上して強化に寄与する。しかし、Nbは強い炭化物形成元素であるためCが存在するとNbCを形成し、固溶Nbが減じ、ドラッグ効果による強化機構が薄れてしまう。
本発明では、強化に十分な固溶Nbを得るためには、C添加量に対するNbの添加量の関係として、C-Nb/7.74を0.02質量％以下としなければならないことをつきとめた。ここで、C-Nb/7.74が0.02％以下の範囲においては、NbとCが分解し、必要なNb固溶量が確保でき、耐火性に必要な固溶強化に十分寄与する。

以上を整理するとNbとCの添加量および添加バランスの適正範囲は図１に示す通りとなる。つまり、C添加量は、強度確保のため0.005％以上（ｂ）、かつ、靱性確保のため0.04%未満である必要があり（ｃ）、高温強度確保のためには、Nbの添加量は0.02％以上であり（ａ）、および、C添加量に対するNbの添加量はＮｂが（C-0.02）×7.74以上となる制約（ｄ）が必要である。

Nは、NbN、BNの窒化物を生成し、Nb、Bの焼入れ性を減じ、またベイナイト相のラス境界に高炭素島状マルテンサイトを形成させ靭性を劣化させるためN含有量を0.005％以下に制限した。なお、不可避的不純物の中に２０〜３０ｐｐｍ程度のNが含まれてるのが一般的であるので0.003%以下に抑えるのが好ましい。

Alは、溶鋼を脱酸し、室温および高温の強度を十分に得るために添加するもので、0.005％以上の添加が必要である。しかし、特に形鋼や厚鋼板の場合、0.03％を超えて添加した場合は、島状マルテンサイトを形成し靱性を悪化させ、また溶接部の高温強度にも悪影響を与えるため、0.03％以下とする必要がある。厚鋼材としてのさらなる母材靱性や溶接部の再熱脆化特性が求められる場合は0.015％以下に制限すると良く、さらには0.01%未満に制限するとAl添加量の観点からは最大限の効果を得ることができる。

Tiを添加する効果は大きく2つある。
第１は、TiNの析出によるγ細粒化のため、及び、固溶Ｎの低減によりBN、NbNの析出を抑制して固溶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。これにより室温における降伏強度・高温強度を上昇させる。添加量が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。0.02％を超える過剰なTiは粗大なTi(CN)を析出し、母材および溶接熱影響部の靭性を劣化させるため0.02％以下に限定した。
第２は、Nbのドラッグ効果を衰えさせる固溶N量を低減することにある。
鋭意研究の結果、質量％でTi／Nが2〜8の範囲が適切であることがわかった。Ti/Nが2未満では固溶NをTiNとして固定するのに不十分であり、Ti/Nが8を超えると過剰Tiが粗大Ti(CN)を形成し靭性を劣化させるからである。このTi/Nの限定により厚鋼材としての靱性を十分に確保しながら、Bによる焼き入れ性を最大限に活用して耐火鋼としての高温強度を得ることができ、Ti/Nを2.5以上6以下にするとさらに好ましい特性を得ることができる。
以上を整理すると、Ti、Nbの適正添加量の範囲は図２に示す通りとなる。即ち、Ti添加量は、TiNの析出量を確保するため0.005％以上（ａ）、かつ、粗大なTi(CN)の析出抑制のため0.02%以下である必要があり（ｂ）、N含有量は、0.005以下である必要があり（ｃ）、および、Ti／Nが2以上（ｅ）、8以下（ｄ）であることが必要である。

Bを添加する目的は２つある。
第１の目的は、Nbとの複合添加によってさらに焼入性を上昇させ強度上昇に寄与することにある。鋭意研究の結果、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させる。
第２の目的は、Nbのドラッグ効果を最大限に引き出すことにある。図３（ｂ）に示すように、鋼に含有するNbの一部はフェライト中での固溶状態を維持できずに結晶粒界８に偏析してドラッグ効果が発揮できないものが生ずる。しかし、図３（ａ）に示すように、Bを添加するとBがNbの代わりに優先的に結晶粒界８に偏析してNbの偏析を抑制し、Nbがフェライト中で固溶状態を維持するのを助けるからである。この目的でもB含有量を0.0003〜0.003％とすべきである。
第１と第２の目的を最大限に両立させる意味では、0.001〜0.002%のB添加が好ましい。

Cu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。
Niは焼き入れ性の向上により、母材の強化に有効である。しかし経済性の観点から上限を1.0％とした。
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る。P量は、望ましくは0.03％以下、S量は、望ましくは0.02％以下である。

上記の組成を有し、残部がFeおよび不可避不純物からなる鋳片を表面温度が1250〜1350℃の温度域に加熱した後に圧延を開始する。鋳片の表面温度が1250〜1350℃となる温度域に再加熱する理由は、短時間でNbを溶体化させて母材強化に必要な固溶Nbを得るためには1250℃以上の加熱が好ましく、また、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1250℃以上の加熱が必要だからである。なお、加熱炉の性能、経済性から加熱温度上限を1350℃とした。
こうして表面温度を1250〜1350℃の温度域に加熱した鋳片を熱間圧延する。その熱間圧延において1000℃以下での累積圧下率が３０％以上となる圧延を行うことにより、加工再結晶に基づいてγ粒が細粒化され、これによって鋼の高靭性化、高強度化を図ることができる。

この熱間圧延の終了後、800〜500℃の温度範囲において0.1〜10℃/秒の平均冷却速度で冷却する。冷却の温度範囲を800〜500℃とする理由は、固溶Nbを確保するためである。また、冷却速度を0.1〜10℃/秒とする理由は、平均冷却速度が0.1℃/秒未満では焼き入れ性が不足し、平均冷却速度が10℃/秒を超えると、マルテンサイトを生成し母材靭性を著しく低下させてしまうからである。
本発明の鋼成分の特徴は平均冷却速度が0.1℃/秒でも十分な焼き入れ性が確保できる点にもあり、厚手の鋼材、例えばフランジ厚が１２５ｍｍ相当の極厚のH形鋼にも適用が可能である。また、本発明にあっては、B、Nbの添加により、連続冷却過程において変態開始が遅らされ、上記の冷却速度とすることにより未変態のγが過冷却のまま比較的低温まで保持され、Nbの拡散速度が低下することによりNbCが析出できずNbは過飽和で固溶することになる。

本発明の耐火用高強度圧延鋼材は、建造物の構造部材などに好適に用いられ、具体的には、H形鋼、Ｉ形鋼、山形鋼、溝形鋼、不等辺不等厚山形鋼等の形鋼や、例えば板厚７ｍｍ以上の厚鋼板として具現化される。
そして、例えば上記の条件で、本発明の耐火用高強度圧延鋼材の一例としてH形鋼を製造した場合、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、固溶Nbのドラッグ効果に基づく強化効果により、優れた耐火性能および靭性を有する高強度耐火圧延Ｈ形鋼を得ることができる。さらに、当該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５０％以下で充分な耐火目的を達成できる。

以下に実施例によりさらに本発明の効果を示す。
表１に示す各鋼種の鋳片を加熱し圧延を行った。具体的には、試作鋼を転炉溶製し、合金成分を添加後、Ti、Bを添加し、連続鋳造により240〜300mm厚鋳片に鋳造した。鋳片を加熱した後熱間圧延により、H形鋼（ウェブ高414ｍｍｘフランジ幅405ｍｍｘウェブ厚18ｍｍｘフランジ厚28ｍｍ）とした。
圧延にあたっては、図４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（鋳片）５を粗圧延機２、中間圧延機３、仕上圧延機４の順に通した。
圧延機においては、図５に示すように、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形鋼に圧延した。
なお、圧延パス間での水冷にあたっては、中間圧延機３の前後に水冷装置を設け、フランジ外側面のスプレー冷却とリバース圧延の繰り返しにより行い、圧延後の加速冷却は仕上圧延機４で圧延終了後にその後面に設置した冷却装置でフランジ外側面をスプレー冷却した。

各鋼材（Ｈ形鋼）において、フランジ７の板厚ｔ_２の中心部（1／2ｔ_２）であり、かつ、フランジ幅全長Ｂの半分の（1／2Ｂ）となる位置でそれぞれ試験片を採集し、機械的特性を調べた。
Ｈ形鋼の機械試験特性を評価する上で当該箇所が最適と判断したのは、フランジ1／2Ｂ部はＨ形鋼の機械的特性が最も低下することを理由とする。
各鋼材（Ｈ形鋼）の機械試験特性として、室温（21℃）での降伏強度（降伏点応力YP（ＭＰａ）、不明瞭な場合は0.2％耐力を適用）と引張り強さ（TS（ＭＰａ））、600℃での0.2％耐力（600YS（ＭＰａ））、600℃での耐力（600YS）と室温（21℃）での降伏強度（降伏点応力YP）との比（600YS／YP比（％））、衝撃値（vE0℃（J））、降伏比（YR）をそれぞれ示す。

各機械試験特性の合格基準として、室温（21℃）での引張強さTSが400MPa以上、降伏強度（YP）が235MPa以上の高強度で、しかも、600℃での0.2％耐力（600YS）が室温（21℃）での降伏強度（降伏点応力YP）の５０％以上、0℃におけるシャルピー衝撃吸収エネルギー値(vE0)が47J以上を要求した。この合格基準であれば、耐火性用鋼材として相応しいと判断できるからである。

表１には、実施例に用いた各鋼種の化学成分値と、H形鋼の機械的特性を示す。
本発明の範囲内にあるＮｏ．１〜１３の各Ｈ形鋼は、いずれも上記合格基準を満たした。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1／2ｔ２、幅1／2Ｂ部においても十分な強度、靭性を有し、耐火性及び靭性の優れたものであった。
比較例Ｎｏ．１７については、機械試験特性は満足できたものの加熱中に生成した１次スケールが最終製品まで密着残留してスケール疵となり、建築用鋼材としての使用に適さないレベルであった。

次に表２に記された実施例について説明する。
表１のNo.１、１３の鋼について加熱温度、１０００℃以下累積圧下率を変更してH形鋼（ウェブ高414ｍｍ×フランジ幅405ｍｍ、ウェブ厚18ｍｍ×フランジ厚28ｍｍ）とし、機械試験特性を調べた。表２のNo.１、１３は本発明の製造例であり、本発明の特性基準を満足している。
表２のＮｏ．３０、３１、３２、３３に示す通り、加熱温度が１２５０℃未満の場合および、１０００℃以下の累積圧下率が３０％未満の場合について、本発明の特性基準を満足できていない。
表１のNo.９の鋼について、加熱温度を１３００℃とし、圧延後、８００〜５００℃の温度範囲における平均冷却速度を変更してH形鋼（ウェブ高414ｍｍ×フランジ幅405ｍｍｘウェブ厚18ｍｍ×フランジ厚28ｍｍおよびウェブ高608ｍｍｘフランジ幅477ｍｍｘウェブ厚90ｍｍｘフランジ厚125ｍｍ）とし、機械試験特性を調べた。表２のNo.９、３４、３５は本発明の製造例であり、本発明の特性基準を満足している。
表２のＮｏ．３６、３７、３８、３９に示す通り、平均冷却速度が０．０５℃/秒ないし１５．００℃/秒のように０．１〜１０℃/秒の範囲外の場合、本発明の特性基準を満足できていない。
なお、実施例では典型的な圧延鋼材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材にも適用でき、また板厚が比較的厚い場合でも製造が可能である。

本発明によれば、耐火性及び靭性を持つ形鋼などが圧延で製造可能になり、本発明の耐火鋼材を建造物の構造部材などに利用することにより、施工コスト、工期の短縮による大幅なコスト削減が実現され、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。

ＮｂとＣの関係において、適正範囲を示す図である。ＴｉとＮの関係において、適正範囲を示す図である。Ｎｂのドラッグ効果を説明するための図であり、（ａ）はＮｂとＢを添加した場合の図であり、（ｂ）はＮｂのみを単独に添加した場合の図である。本発明法を実施する装置配置例の一例を示す略図である。Ｈ形鋼の断面形状および機械試験片の採取位置を示す図である。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．００５％以上０．０４％未満、
Ｍｎ：０．８〜１．７％、
Ｓｉ：０．０５以上０．４％未満、
Ｎｂ：０．０２〜１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、
Ｎ：０．００５％以下、
Ｂ：０．０００３〜０．００３％、
Ａｌ：０．００５％〜０．０３％、
を含有し、且つ質量％で、Ｔｉ／Ｎが２〜８の範囲内であり、Ｃ−Ｎｂ／７．７４が０．０２％以下であり、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる、６００℃における０．２％耐力の室温における降伏強度（降伏点が不明暸な場合は０．２％耐力）に対する比が０．５０以上であることを特徴とする耐火用高強度圧延鋼材。
さらに質量％で、
Ｃｒ：０．４％以下、
Ｃｕ：１％以下、
Ｎｉ：０．７％以下、
のいずれかの１種または２種以上を含有する、請求の範囲１に記載の耐火用高強度圧延鋼材。
質量％で、
Ｃ：０．００５％以上０．０４％未満、
Ｍｎ：０．８〜１．７％、
Ｓｉ：０．０５以上０．４％未満、
Ｎｂ：０．０２〜１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、
Ｎ：０．００５％以下、
Ｂ：０．０００３〜０．００３％、
Ａｌ：０．００５％〜０．０３％、
を含有し、且つ質量％で、Ｔｉ／Ｎが２〜８の範囲内であり、Ｃ−Ｎｂ／７．７４が０．０２％以下であり、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋳片を、１２５０〜１３５０℃の温度域に加熱した後に圧延を開始し、１０００℃以下での累積圧下率が３０％以上となる圧延を行う、６００℃における０．２％耐力と室温における降伏強度（降伏点が不明瞭な場合は０．２％耐力）の比が０．５０以上であることを特徴とする耐火用高強度圧延鋼材の製造方法。
前記鋳片は、さらに質量％で、
Ｃｒ：０．４％以下、
Ｃｕ：１％以下、
Ｎｉ：０．７％以下、
のいずれかの１種または２種以上を含有する請求の範囲３に記載の耐火用高強度圧延鋼材の製造方法。
質量％で、
Ｃ：０．００５％以上０．０４％未満、
Ｍｎ：０．８〜１．７％、
Ｓｉ：０．０５以上０．４％未満、
Ｎｂ：０．０２〜１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、
Ｎ：０．００５％以下、
Ｂ：０．０００３〜０．００３％、
Ａｌ：０．００５％〜０．０３％、
を含有し、且つ質量％で、Ｔｉ／Ｎが２〜８の範囲内であり、Ｃ−Ｎｂ／７．７４が０．０２％以下であり、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋳片を、１２５０〜１３５０℃の温度域に加熱した後に圧延を開始し、前記圧延終了後８００〜５００℃の温度範囲において０．１〜１０℃／秒の平均冷却速度で冷却する、６００℃における０．２％耐力と室温における降伏強度（降伏点が不明瞭な場合は０．２％耐力）の比が０．５０以上であることを特徴とする耐火用高強度圧延鋼材の製造方法。
前記鋳片は、さらに質量％で、
Ｃｒ：０．４％以下、
Ｃｕ：１％以下、
Ｎｉ：０．７％以下、
のいずれかの１種または２種以上を含有する請求の範囲５に記載の耐火用高強度圧延鋼材の製造方法。