JPH0765097B2

JPH0765097B2 - 耐火性及び溶接部靭性の優れたｈ形鋼の製造方法

Info

Publication number: JPH0765097B2
Application number: JP2200305A
Authority: JP
Inventors: 広一山本; 康志竹島; 武藤本; 直樹小田
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1990-07-27
Filing date: 1990-07-27
Publication date: 1995-07-12
Anticipated expiration: 2010-07-12
Also published as: JPH0483821A

Description

【発明の詳細な説明】（産業上の利用分野）本発明は、建造物の構造部材として用いられる耐火性及
び溶接部靭性の優れたＨ形鋼の製造方法に係わるもので
ある。

（従来の技術）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、旧法令による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した制限が解除され、鋼
材の高温強度と建築物の実荷重との兼ね合いにより、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、先に特願昭63-143740号によ
り耐火性の優れた建築用低降伏比鋼および鋼材並びにそ
の製造方法が提案されている。この先願発明の要旨は60
0℃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。

（発明が解決しようとしている課題）本発明等者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、特に複雑な形上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結果、
ウェブ，フランジ，フィレットの各部位で、圧延仕上げ
温度，圧下率，冷却速度に差を生じ、常温・高温強度，
延性，靭性がバラツキ、規準に満たない部位が生じた。

さらに、建材用鋼材には、建築物の高層化、インテリジ
ェント化などから、より高い信頼性、高能率化のための
溶接性能の向上などが要望されている。

本発明の目的は上記の課題を解決するために、高温強度
特性，材質特性に対し圧延仕上げ温度，圧延圧下比，鋼
板厚（冷却速度）依存性が少ない、母材特性に優れ、加
えて、優れた溶接部靭性を有する、安価で経済的な耐火
性及び溶接部靭性に優れたＨ形鋼の製造方法を提供する
ことにある。

（課題を解決するための手段）本発明は、前述の課題を解決するためになされたもので
あり、その要旨とするところは下記のとおりである。

（１）溶鉄を真空脱ガス処理及び脱酸元素Al,Si,Ca,Ma
の純金属単独かそれらの合金併用添加による予備脱酸処
理を行うか、もしくは真空脱ガス処理のみにより、溶存
酸素を重量％で0.003〜0.015％に溶製後、合金添加によ
り、重量％でC:0.05〜0.20％,Si:0.05〜0.50％,Mn:0.4
〜2.0％,Mo:0.3〜0.7％,V:0.05〜0.20％,N:0.0070〜0.0
150％,Al＜0.005％を含み、残部がFe及び不可避不純物
からなる溶鋼に調整し、さらに最終脱酸により溶鋼の溶
存酸素〔０％〕に対し−0.006≦〔Ti％〕− ２〔０％〕≦0.008の関係を満たす重量％のTiを含有す
る溶鋼に調整し、同溶鋼から得られた鋼片を1100〜1300
℃の温度域に再加熱後、熱間圧延を行い圧延仕上げ温度
を750〜1050℃の範囲とすることを特徴とする耐火性及
び溶接部靭性の優れたＨ形鋼の製造方法。

（２）溶鉄を真空脱ガス処理及び脱酸元素Al,Si,Ca,Ma
の純金属単独かそれらの合金併用添加による予備脱酸処
理を行うか、もしくは真空脱ガス処理のみにより、溶存
酸素を重量％で0.003〜0.015％に溶製後、合金添加によ
り、重量％でC:0.05〜0.20％,Si:0.05〜0.50％,Mn:0.4
〜2.0％,Mo:0.3〜0.7％,V:0.05〜0.20％,N:0.0070〜0.0
150％,Al＜0.005％に加えてCr≦0.7％,Ni≦1.0％,Nb≦
0.05％,Cu≦1.0％の１種または２種以上を含み、残部が
Fe及び不可避不純物からなる溶鋼に調製し、さらに最終
脱酸により溶鋼の溶存酸素〔０％〕に対し−0.006≦〔T
i％〕−２〔０％〕≦ 0.008の関係を満たす重量％のTiを含有する溶鋼に調整
し、同溶鋼から得られた鋼片を1100〜1300℃の温度域に
再加熱後、熱間圧延を行い圧延仕上げ温度を750〜1050
℃の範囲とすることを特徴とする耐火性及び溶接部靭性
の優れたＨ形鋼の製造方法。

（作用）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、フェライト
結晶粒径の微細化、合金元素による固溶体強化、硬
化相による分散強化、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にはMo,Crの
添加による析出強化と転位の消失軽減による高温での軟
化抵抗を高めることにより達成されている。しかしMo,C
rの添加は著しく焼き入れ性を上げ、母材のフェライト
＋パーライト組織がベーナイト組織化し易くなる。ベー
ナイト組織を生成し易い成分をＨ形鋼に適応した場合
は、その形状からウェブ，フランジ，フィレットの各部
位で、圧延仕上げ温度，圧下率，冷却速度に差を生じる
ため、各部位によりベーナイト組織割合が大きく変化す
る。その結果として常温・高温強度，延性，靭性がバラ
ツキ、規準に満たない部位が生じる。加えて、これらの
元素の添加により溶接部を著しく硬化させ、靭性を低下
させる。

本発明の特徴は母材の材質特性の向上と溶接時の溶接部
靭性の向上の二点である。母材に関しては、溶鋼の溶存
酸素量の制御と脱酸元素の添加手順の選択により、鋼中
に分散させたTi酸化物,Si・Mn酸化物などの酸化物粒子
を核にしたVNの析出によるオーステナイト粒内からの粒
内フェライト変態の促進効果を利用し、Ｈ形鋼の各部位
のベーナイトとフェライトの組織割合の変化を少なく
し、母材の機械特性の均一化を達成したことと、高温強
度をVNの析出強化により向上させたことにある。

溶接熱影響部（以下はHAZと称す）は鉄の融点直下の温
度に加熱され、オーステナイト粒の著しい粗粒化を生
じ、その結果、組織の粗粒化を招き、靭性を著しく低下
させる。本発明により鋼中に分散させたTi酸化物,Si・M
n酸化物などの酸化物粒子は針状の粒内フェライト生成
機能に優れ、これを核に粒内フェライト組織を生成し、
組織を著しく微細化し、靭性を向上させる特徴を有して
いる。

次に本発明対象鋼の基本成分範囲の限定理由について述
べる。

まず、Ｃは鋼の強度を向上させる有効な成分として添加
するもで、0.05％未満では構造用鋼として必要な強度が
得られず、また、0.20％を超える過剰の添加は、母材靭
性，耐溶接割れ性、HAZ靭性などを著しく低下させるの
で、上限を0.20％とした。

次に、Siは母材の強度確保、Si系酸化物の生成などに必
要であるが、0.50％を超えると熱処理組織内に硬化組織
の高炭素マンテンサイトを生成し、靭性を著しく低下さ
せる。また、0.05％未満では必要なSi系酸化物が生成で
きないため、Si含有量を0.05〜0.50％に限定した。

Mnは母材の強度，靭性の確保のために0.4％以上の添加
が必要であるが、溶接部靭性，耐割れ性などの許容でき
る範囲で上限を2.0％とした。

Alは強力な脱酸元素であり、0.005％以上の含有は粒内
フェライト変態を促進するTi酸化物,Si・Mn酸化物など
が形成されず、靭性の低下がもたらされることと、過剰
の固溶AlはＮと化合しAlNを形成し本発明対象鋼の特徴
であるVNの析出量を低減させるため、0.005％未満に限
定した。

ＮなVNの析出には極めて重要な元素であり、0.0070％未
満ではVNの析出量が不足し、フェライト組織の十分な生
成量が得られず、また600℃での高温強度も確保できな
いため0.0070％以上とした。含有量が0.0150％を超える
と母材靭性を低下させ、連続鋳造時の鋼片の表面割れを
生じさせるため0.0150％以下に限定した。

Moはは母材強度及び高温強度の確保に有効な元素であ
る。0.3％未満ではVNの析出強化との複合作用によって
も十分な高温強度が確保できず、0.7％超では焼き入れ
性が上昇しすぎて母材靭性,HAZ靭性が劣化するため0.3
〜0.7％に限定した。

ＶはVNとして粒内フェライト組織の生成とその細粒化、
高温強度の確保のために極めて重要であり、0.05％未満
ではVNの析出量が不十分であり、0.20％超では析出量が
過剰になり、母材靭性，溶接部靭性が低下するため0.05
〜0.20％に限定した。

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、靭性などの低下
を生じるので極力低減すべきであり、望ましくはP,S量
はそれぞれ0.02％以下である。

以上が本発明対象鋼の基本成分であるが、母材強度の上
昇、および母材の靭性向上の目的で、Cr,Ni,Nb,Cuの１
種または２種以上を含有することができる。

まず、Niは母材の強靭性を高める極めて有効な元素であ
るが、1.0％を超える添加は合金コストを増加させ経済
的でないので上限を1.0％とした。

Crは焼き入れ性の向上と析出硬化により、母材の強化、
高温強化に有効である。しかし上限を超える過剰の添加
は、靭性及び硬化性の観点から有害となるため、上限を
0.7％とした。

Nbは母材の強靭化に有効であるが、上限を超える過剰の
添加は、靭性及び硬化性の観点から有害となるため0.05
％以下とした。

Cuは母材の強化、耐候性に有効な元素であるが、応力除
去焼鈍による焼き戻し脆性，溶接割れ性，熱間加工割れ
などを考慮して上限を1.0％とした。

溶鉄を真空脱ガス処理及び脱酸元素Al,Si,Ca,Mgの純金
属か合金による脱酸をそれぞれ単独及び両者の併用によ
り予備脱酸するのは溶鉄を高清浄化すると同時に、溶存
酸素を重量％で0.003〜0.015％に制御するために極めて
重要な処理である。さらに脱酸前の溶鉄の〔Ｏ〕濃度が
0.003％未満では粒内フェライト変態を促進するTi酸化
物,Si・Mn酸化物などの粒内フェライト生成核が減少
し、靭性を向上できない。一方、0.015％を超える場合
は、他の条件を満たしていても、酸化物が粗粒化し脆性
破壊の起点となり、靭性を低下させるため合金添加前の
溶鉄の溶存酸素を重量％で0.003〜0.015％に限定した。

Tiは溶鋼の最終脱酸に際して添加するものであり、かく
して得られる溶鋼が、溶鋼の溶存酸素〔０％〕に対し−
0.006≦（Ti％〕−２〔０％〕≦0.008の関係を満たす重
量％のTiを含有するように調整すると限定したのは、こ
の関係式において重量％でTiが〔Ｏ〕濃度に対し過剰で
ある場合は過剰なTiが必要以上のTiNを生成し、本発明
対象鋼の特徴であるVNの析出量を低減させ、重量％でTi
が〔Ｏ〕濃度に対し過小である場合は粒内フェライト核
となるTi酸化物及びSi・Mn酸化物個数の総計が必要数を
満たさなくなるためである。

再加熱温度を1100〜1300℃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
1100℃以上の加熱が必要であり、且つV,Moによる高温で
の降伏点を増大させるには、これらの元素を十分に固溶
させる必要があるため再加熱温度の下限を1100℃とし
た。その上限は加熱炉の性能，経済性から1300℃とし
た。

熱間圧延の圧延仕上げ温度を750〜1050としたのは、低
温圧延ほど靭性は向上するが、形鋼の造形上750℃未満
での加工は困難であり、また1050℃を超えての加工は粗
粒組織を生成し靭性が低下するためである。

以下に実施例によりさらに本発明の効果を示す。

（実施例）供試鋼は転炉溶製し、脱ガス処理後、連続鋳造により25
0〜300mm厚鋳片に鋳造した後、圧延造形によりフランジ
厚み毎に第１表に示す種々の形状のＨ形鋼を製造した。
母材の機械特性用試験片は第１図に示すＨ形鋼の断面1/
4F部の圧延方向に採取した。溶接継手シャルピー試験片
は、第２図に示すフランジの板厚中心部（1/2t₂）で幅
全長の1/4幅（1/4B）から採集し求めた。なお、フラン
ジ1/4F部を選択し特性を求めたのは、この箇所がＨ形鋼
のほぼ平均的な機械特性を示し、Ｈ形鋼の機械試験特性
を代表できると考えたためである。

溶接部の靭性はレ型開先及びＫ型開先による多層潜孤溶
接を行い、2mmVノッチシャルピー試験により評価した。
溶接は電流700A,電圧32V,溶接速度30cm/min,入熱量45kJ
/cmの１電極潜孤溶接である。

第２表は、供試鋼の化学成分、第３表は圧延条件及び機
械試験特性を示す。なお、圧延加熱温度を1280℃に揃え
たのは、一般的に加熱温度の低下は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。

第３表に示すように、本発明による鋼１〜13は圧延仕上
げ温度，フランジ板厚（冷却速度）の変化に対して、目
標の母材機械特性の常温強度、600℃での高温強度と０
℃でのシャルピー値3.5kgf−ｍ以上を十分に満たしてい
る。さらに、溶接継手・HAZ部の０℃でのシャルピー値
も3.5kgf−ｍ以上を十分満たしている。一方、比較鋼の
鋼14鋼はＶ無添加のため高温降伏強度が確保できず、鋼
15はMoの無添加による高温強度不足とＣが0.21％と成分
請求範囲を超えるためHAZ靭性の要求値を満たすことが
できない。鋼16は過剰AlによりVNの析出強化不足から高
温強度を確保できず、鋼17は脱酸不足によるＯ濃度の増
加により母材,HAZ靭性が確保できない。また鋼18は溶存
〔Ｏ〕濃度に対しTi量が不足するため、HAZ部での粒内
フェライトの生成が不十分であり、HAZ靭性が著しく低
下し目標値を達成できない。鋼19はSiが、鋼20はＮが過
剰なため母材,HAZ靭性を確保できない。

即ち、本発明の製造法の要件が総て満たされた時に、第
３表に示される鋼１〜13のように、Ｈ形鋼の機械試験特
性を代表するフランジ1/4F部においても十分な常温・高
温強度を有し、優れた靭性を持つ耐火性及び溶接部靭性
の優れＨ形鋼の製造が可能になる。

〔発明の効果〕本発明により製造されたＨ形鋼は高温特性及び溶接性に
優れ、耐火材の被覆厚さが従来の20〜50％で耐火目的を
達成でき、施工コスト低減、工期の短縮による大幅なコ
スト削減が可能になる。また、Ｈ形鋼の機械試験特性を
代表するフランジ1/4F部において十分な常温・高温強度
を有し、優れたHAZ靭性をもつＨ形鋼の製造が可能にな
り、大型建造物の信頼性向上、安全性の確保、経済効果
等の産業上の効果は極めて顕著なものがある。

【図面の簡単な説明】

第１図はＨ形鋼の断面形状を示し、機械試験片の採取位
置を示す図である。第２図は溶接継ぎ手部の開先形状及び溶接形状の概略説
明図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者小田直樹大阪府堺市築港八幡町１番地新日本製鐵株式會社堺製鐵所内 (56)参考文献特開昭61−79745（ＪＰ，Ａ) 特開平２−77523（ＪＰ，Ａ)

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】溶鉄を真空脱ガス処理及び脱酸元素Al,Si,
Ca,Mgの純金属単独かそれらの合金併用添加による予備
脱酸処理を行うか、もしくは真空脱ガス処理のみによ
り、溶存酸素を重量％で0.003〜0.015％に溶製後、合金
添加により、重量％でC:0.05〜0.20％,Si:0.05〜0.50
％,Mn:0.4〜2.0％,Mo:0.3〜0.7％,V:0.05〜0.20％,N:0.
0070〜0.0150％,Al＜0.005％を含み、残部がFe及び不可
避不純物からなる溶鋼に調整し、さらに最終脱酸により
溶鋼の溶存酸素〔０％〕に対し−0.006≦〔Ti％〕− ２〔０％〕≦0.008の関係を満たす重量％のTiを含有す
る溶鋼に調整し、同溶鋼から得られた鋼片を1100〜1300
℃の温度域に再加熱後、熱間圧延を行い圧延仕上げ温度
を750〜1050℃の範囲とすることを特徴とする耐火性及
び溶接部靭性の優れたＨ形鋼の製造方法。
【請求項２】溶鉄を真空脱ガス処理及び脱酸元素Al,Si,
Ca,Maの純金属単独かそれらの合金併用添加による予備
脱酸処理を行うか、もしくは真空脱ガス処理のみによ
り、溶存酸素を重量％で0.003〜0.015％に溶製後、合金
添加により、重量％でC:0.05〜0.20％,Si:0.05〜0.50
％,Mn:0.4〜2.0％,Mo:0.3〜0.7％,V:0.05〜0.20％,N:0.
0070〜0.0150％,Al＜0.005％に加えてCr≦0.7％,Ni≦1.
0％,Nb≦0.05％,Cu1.0％の１種または２種以上を含
み、残部がFe及び不可避不純物からなる溶鋼に調整し、
さらに最終脱酸により溶鋼の溶存酸素〔０％〕に対し−
0.006≦〔Ti％〕−２〔０％〕≦0.008の関係を満たす重
量％のTiを含有する溶鋼に調整し、同溶鋼から得られた
鋼片を1100〜1300℃の温度域に再加熱後、熱間圧延を行
い圧延仕上げ温度を750〜1050℃の範囲とすることを特
徴とする耐火性及び溶接部靭性の優れたＨ形鋼の製造方
法。