JPH09104944A

JPH09104944A - 耐火圧延形鋼用鋳片およびそれを素材とする耐火用圧延形鋼の製造方法

Info

Publication number: JPH09104944A
Application number: JP25879995A
Authority: JP
Inventors: Koichi Yamamoto; 広一山本; Taku Yoshida; 卓吉田
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1995-10-05
Filing date: 1995-10-05
Publication date: 1997-04-22
Anticipated expiration: 2015-10-05
Also published as: JP3426425B2

Abstract

(57)【要約】【課題】建造物の構造部材に用いる耐火性と靭性の優
れたフランジを有する形鋼、例えばＨ形鋼を微量ＢとＮ
ｂの添加に加えＭｇ系酸化物を分散させた鋳片を素材と
し、これを加速冷却形制御圧延により製造する。【解決手段】低窒素化、Ｔｉ、Ｂ、Ｎｂ及びＭｇ合金
等の添加と鋳込み後の冷却速度の制御により鋳片にＭｇ
系複合酸化物を微細分散させることにより、圧延加熱時
のγの細粒化と焼入性の上昇効果に加え、加速冷却形制
御圧延の効果を高めることにより組織微細化を行い、耐
火性の優れた圧延形鋼を製造する。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、建造物の構造部材
として用いられる耐火性と靭性に優れた圧延形鋼用鋳片
とそれを素材とした制御圧延による圧延形鋼の製造方法
に係わるものである。

【０００２】

【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
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。

【０００３】このような動向に対応し、先に特開平２−
７７５２３号公報の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６００℃での降伏点が常温時の２／３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増加分と従来鋼材を耐
火被覆する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。

【０００４】また、従来は鋼のＡｌ脱酸は溶製過程の初
期段階でＡｌ添加され、溶鋼の脱酸と生成したＡｌ₂Ｏ
₃を浮上分離し高清浄化することを目的にしていた。即
ち、如何に溶鋼の酸素濃度を下げ、鋼中の粗大な一次脱
酸酸化物個数を減らすかに主題がおかれていた。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】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結果、ウエブ、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
度に差が生じることから、部位により組織、特にベイナ
イト組織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(JISG3106) 等の
規準に満たない部位が生じた。また、粒内フェライトの
生成による組織微細化では、フェライトの組織割合が比
較的高い成分では効果的であるが、ベイナイトの割合が
高くなると組織の微細化が困難となる欠点があった。

【０００６】上記の課題を解決するためには、圧延時の
加熱温度１２００〜１３００℃でもγ粒径をＡＳＴＭ
No.で６番以上に細粒化できれば、ベイナイト組織割合
が高くても組織微細化が可能となる。したがって、この
高温加熱時のγ細粒化法の開発が課題となる。この目的
を達成するには高温で分解せず安定に存在する、微細な
析出物を分散させ、これにより成長するγ粒界をピンニ
ングし、γ粒成長を抑制し細粒化する方法が考えられ
る。本発明はこの析出物としてＭｇ系酸化物が効果的で
あることを見出しこれらを微細晶出・析出させた鋼を開
発することを指向した。

【０００７】加えて、従来の耐火鋼では６００℃におけ
る高温強度を保証していたが、本発明では、建築物の耐
火被覆の非被覆化の適用範囲を広げることを目的とし
て、より高温（７００℃）での高温強度を保証できる耐
火鋼を開発することが課題である。本発明は従来の発想
とは異なり、製鋼過程における脱酸材の選択、その添加
順序及び凝固過程の冷却制御により酸化物の組成とサイ
ズ、分散密度を制御し、生成させた酸化物を異相析出の
優先析出サイトとし活用する点にある。本願出願人は先
に特願平６−１１７０５号で、前記酸化物を粒内フェラ
イト変態核として機能させ、粒内フェライトの生成によ
り組織を微細し、Ｈ形鋼の部位間の材質特性の均質化と
高靭性化を達成する発明を提案した。本発明はこれとは
異なり、高温安定性の高い微細なＭｇ系酸化物（主とし
てＭｇＯ）を高密度分散させ、これらの析出物を圧延加
熱時の１２００〜１３００℃でのγ粒の粒成長を抑制す
るためのピンニングサイトととして機能させ、γ粒の細
粒化により組織を微細化することによりＨ形鋼の部位間
の材質特性の均質化と高靭性化を達成することと、低窒
素化と微量Ｎｂ、Ｂ添加による焼入性向上に加え、Ｃｕ
添加によるＣｕの析出強化とにより７００℃での降伏強
度がＪＩＳ規格のＳＭ４９０鋼での常温における降伏点
の下限値３２５ＭＰａの２／３の２２０ＭＰａ以上とな
る高温高強度化を達成することを特徴としている。

【０００８】また、製造法におけるＴＭＣＰの特徴は厚
鋼板で多く行われている低温・大圧下圧延とは異なり、
形鋼における軽圧下の熱間圧延においても効率的に組織
の細粒化が可能となるように圧延パス間で水冷し、水
冷、圧延、水冷とを繰り返す工程をとる方法にある。

【０００９】

【課題を解決するための手段】本発明は、組織を微細化
することを目的とし、製鋼過程において適正な脱酸処
理を行い、溶鋼の高清浄化、溶存酸素濃度の規制、Ti添
加、最後にSi-Mg 合金及びNi-Mg 合金を添加する添加順
序とＭｇ添加量の限定を行い、鋳片に微細なMg系酸化物
を微細分散させた鋳片を圧延しＨ形鋼としたものと、該
鋳片を素材として、熱間圧延パス間で水冷することによ
り、Ｈ形鋼のフランジの表面と内部に温度差を与え、軽
圧下条件下においても、より高温の板厚中央部への圧下
浸透を高め、α生成核となる加工転位を導入し、板厚中
央部での組織の微細化が達成できる圧延中水冷方法を開
発した。加えて、圧延後のγ／α変態温度域を冷却制御
することにより、核生成させたフェライトの粒成長を抑
制する方法によればミクロ組織の微細化ができ、高能率
で製造コストの安価な耐火用圧延形鋼の生産が可能であ
ると言う知見に基づき前記課題を解決したもので、その
要旨とするところは、以下のとおりである。重量% で、C:0.02〜0.10% 、Si:0.05 〜0.50% 、Mn:
0.4〜1.6%、Mo:0.4〜0.8%、Cu:0.7〜1.5%、Nb:0.005〜
0.05% 、N:0.004%以下、Al:0.005% 以下を含み、残部が
Feおよび不可避不純物からなる溶鋼を、予備脱酸処理に
よって、溶存酸素を重量％で0.003 〜0.015%に調整後、
Ti:0.005〜0.025%、B:0.0005〜0.0030% 、次いでMg:0.0
01〜0.005%を順次添加して成分調整した溶鋼を鋳込み、
鋳片内に大きさ３μm 以下のMg系酸化物を50個/mm²以上
含有させた鋳片を熱間圧延して製造した耐火圧延形鋼用
鋳片。重量% で、C:0.02〜0.10% 、Si:0.05 〜0.50% 、Mn:
0.4〜1.8%、Mo:0.4〜0.8%、Cu:0.7〜1.5%、Nb:0.005〜
0.05% 、N:0.004%以下、Al:0.005% 以下を含み、加えて
Cr:1.0% 以下、Ni:2.0% 以下、V:0.1%以下のいずれかの
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
物からなる溶鋼を、予備脱酸処理によって、溶存酸素を
重量％で0.003 〜0.015%に調整後、Ti:0.005〜0.025%、
B:0.0005〜0.0030% 、次いでMg:0.001〜0.005%を順次添
加して成分調整した溶鋼を鋳込み、鋳片内に大きさ３μ
m 以下のMg系酸化物を50個/mm²以上含有させた鋳片を熱
間圧延して製造した耐火圧延形鋼用鋳片。重量% で、C:0.02〜0.10% 、Si:0.05 〜0.50% 、Mn:
0.4〜1.8%、Mo:0.4〜0.8%、Cu:0.7〜1.5%、Nb:0.005〜
0.05% 、N:0.004%以下、Al:0.005% 以下を含み、残部が
Feおよび不可避不純物からなる溶鋼を、予備脱酸処理に
よって、溶存酸素を重量％で0.003 〜0.015%に調整後、
Ti:0.005〜0.025%、B:0.0005〜0.0030% 、次いでMg:0.0
01〜0.005%を順次添加して成分調整した溶鋼を鋳込み、
鋳片内に大きさ３μm 以下のMg系酸化物を50個/mm²以上
含有させた鋳片を1200〜1300℃の温度域に再加熱した後
に圧延を開始し、圧延工程で形鋼のフランジ表面温度を
700 ℃以下に水冷し、以降の圧延パス間の復熱過程で圧
延する水冷・圧延工程を一回以上繰り返し圧延し、圧延
終了後に0.5 〜10℃/sの冷却速度で700 〜400 ℃まで冷
却し放冷する耐火圧延形鋼の製造方法。重量% で、C:0.02〜0.10% 、Si:0.05 〜0.50% 、Mn:
0.4〜1.8%、Mo:0.4〜0.8%、Cu:0.7〜1.5%、Nb:0.005〜
0.05% 、N:0.004%以下、Al:0.005% 以下を含み、加えて
Cr:1.0% 以下、Ni:2.0% 以下、V:0.1%以下のいずれかの
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
物からなる溶鋼を、予備脱酸処理によって、溶存酸素を
重量％で0.003 〜0.015%に調整後、Ti:0.005〜0.025%、
B:0.0005〜0.0030% 、次いでMg:0.001〜0.005%を順次添
加して成分調整した該溶鋼を鋳込んだ鋳片内に大きさ３
μm 以下のMg系酸化物を50個/mm²以上含有させた鋳片を
1200〜1300℃の温度域に再加熱した後に圧延を開始し、
圧延工程で形鋼のフランジ表面温度を700 ℃以下に水冷
し、以降の圧延パス間の復熱過程で圧延する水冷・圧延
工程を一回以上繰り返し圧延し、圧延終了後に0.5 〜10
℃/sの冷却速度で700 〜400 ℃まで冷却し放冷する耐火
圧延形鋼の製造方法。

【００１０】

【発明の実施の形態】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
の消失抑制による高温軟化抵抗を増加させることにより
達成されている。しかしＭｏ、Ｃｒの添加は著しく焼入
性を上昇させ、添加なしでのフェライト+ パーライト組
織から硬化相のベイナイト組織に変化させる。ベイナイ
ト組織を優先生成する成分系鋼を圧延Ｈ形鋼に適用した
場合は、その特異な形状からウェブ、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、各部位間で生成するベイナイト組織の
割合が大きく変化する。この結果、部位により常温・高
温強度、延性、靭性が異なった値となり部位間でのばら
つきとなる。また、部位によっては規準に満たない特性
を示す部位が生じる。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、溶接熱影響部の靭性を低下
させる。

【００１１】本発明の特徴は、製鋼工程において、脱酸
の制御、鋳込み後の冷却速度を規制し、鋳片内に多数の
微細なＭｇ系酸化物を晶出・分散させた鋳片により、圧
延加熱時のγ粒径を細粒化した状態から圧延し、耐火性
・靭性に優れたＨ形鋼を得ることである。加えて本発明
では、熱間圧延工程において、熱間圧延パス間でフラン
ジ表面を水冷し、その復熱時に圧延することを繰り返す
ことによりフランジの板厚中心部に圧下浸透効果を付与
し、この部位においてもＴＭＣＰによる組織微細化効果
を高め、この組織微細化によりＨ形鋼の各部位における
母材の機械特性を向上させるとともにバラツキを低減し
均質化を達成するものである。

【００１２】以下に本発明形鋼の成分範囲と制御条件の
限定理由について述べる。まず、Ｃは鋼を強化するため
に添加するもので、0.02% 未満では構造用鋼として必要
な強度が得られず。また、0.10% を超える過剰の添加
は、母材靭性、耐溶接割れ性、溶接熱影響部（以下ＨＡ
Ｚと略記）靭性などを著しく低下させるので、下限を0.
02% 、上限を0.10% とした。

【００１３】次に、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、0.50% を超えるとＨＡＺ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
手部靭性を著しく低下させる。また、0.05% 未満では溶
鋼の予備脱酸が十分にできないためＳｉ含有量を0.05〜
0.50% の範囲に限定した。Ｍｎは母材の強度、靭性の確
保には0.4%以上の添加が必要であるが、溶接部の靭性、
割れ性などに対する許容濃度の上限から1.6%とした。

【００１４】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。0.4%未満ではＭｏ炭化物（Ｍｏ2 Ｃ）
の析出が不十分で強化作用を発揮できないため十分な高
温強度が確保できず、0.8%超では、焼入性の上昇により
母材及びＨＡＺが過剰に硬化し、靭性が劣化するため0.
4 〜0.8%に限定した。Ｃｕはα温度域での保持及び緩冷
却によりα相中の転位上にＣｕ相を析出し、その析出硬
化により母材の常温強度を増加させる。さらに耐火鋼と
しての保証温度７００℃加熱時における強度低下を抑制
する。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
Ｃｕ析出による強化は得られない。また1.5%を超えると
その析出強化は飽和するのでCu:0.7〜1.5%に限定した。

【００１５】ＮｂはＮｂ炭窒化物の析出による強化と固
溶ＮｂとＢの共存により著しく焼入性を上昇させ常温・
高温強度を増加させる目的で添加している。したがっ
て、Nb:0.005% 未満ではＮｂ炭窒化物の析出不足となる
が、Nb:0.05%を超える添加では粗大なＮｂ炭窒化物を生
成し、母材及び溶接部靭性を低下させるために 0.005〜
0.05% に限定した。

【００１６】Ｎは窒化物を生成し、析出強化および粒成
長を抑制するが、固溶Ｎはフェライトを強化し、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の生
成を促進し靭性を劣化させるためＮ含有量を0.004%以下
に制限した。Ａｌを0.005%以下としたのは、Ａｌは強力
な脱酸元素であり、0.005%超の含有ではＡｌ含有量の多
い粒子径の大きなＡｌーＭｇ系複合酸化物を生成し、微
細な３μｍ以下のＭｇ系酸化物が形成されず、高温再加
熱時においてのγ細粒化ができないためＡｌを0.005%以
下とした。

【００１７】成分を調整した溶鋼を予備脱酸処理を行い
溶存酸素を重量％で0.003 〜0.015%に調整するのは、溶
鋼の高清浄化と同時に鋳片内に微細なＭｇ系酸化物を晶
出させるために行うものである。予備脱酸後の[O] 濃度
が0.003%未満では微細な酸化物が減少し、細粒化できず
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３μｍ以上の大きさ
に粗大化し脆性破壊の起点となり、靭性の劣化をまねく
ため予備脱酸後の[O] 濃度を重量％で0.003 〜0.015%に
限定した。

【００１８】予備脱酸処理は真空脱ガス、Ａｌ、Ｓｉ、
Ｍｇ脱酸により行った。その理由は真空脱ガス処理で
は、溶鋼中の酸素をガスおよびＣＯガスとして除去する
ので粗大な介在物が生成されないことおよび、Ａｌ、Ｓ
ｉ、Ｍｇなどでの脱酸では、生成する粗大な酸化物系介
在物は浮上、除去が容易であるので，溶鋼の精錬効果が
大きいためである。

【００１９】次に上述の溶鋼にＴｉ、Ｂ、Ｍｇと順次添
加するのは、Ｂは微量であり溶存酸素により容易に酸化
されスラグに吸収され歩留まりが低下する。そこで、Ｂ
の歩留まりを向上させるため，予めＴｉ脱酸により溶存
酸素量を低減した後に添加する必要がある。また、Ｍｇ
を最後に添加するのは、Ｍｇは強力脱酸元素であり、先
に生成したＴｉ酸化物とＭｇを反応させ酸素を奪い微細
なＭｇＯを形成させるためである。

【００２０】さらに、Mg合金の添加により重量％でMg:
0.001〜0.005%に調整した溶鋼を後述する一定の鋳造冷
却速度で鋳込む。ＴｉはＴｉＮを析出し、固溶Ｎを低減
する。このことにより、ＢＮの析出を抑制し、固溶Ｂ量
を増加させＢによる焼入性上昇効果を高めるために添加
するものである。また、微細析出したＴｉＮはγ相の細
粒化にも寄与する。これらのＴｉの作用により常温・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O.005%とした。しかし、0.025%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0.025%以下に
制限した。

【００２１】Ｂは微量添加で焼入性を上昇させ強度増加
に寄与する。ただし0.0005% 未満ではその効果は十分に
発揮されなくなり、また0.0030% 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。したがって、Ｂ含有
量を0.0005〜0.0030% に限定した。Ｍｇ添加に使用した
Mg合金はSi-Mg-Al及びNi-Mg である。Ｍｇ合金を用いた
理由は合金化によりＭｇ含有濃度を低減し、溶鋼への添
加時の脱酸反応を抑制し、添加時の安全性の確保とＭｇ
の歩留を向上させるためである。Ｍｇを0.001 〜0.005%
に限定するのは、Ｍｇも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0.00
5%を超えて添加しても、これ以上は歩留まらないため上
限を0.005%とした。また、0.001%未満では目的のＭｇ系
酸化物の分散密度が不足するため下限を0.001%とした。
なお、ここでのＭｇ系酸化物は、主にＭｇＯと表記して
いるが、電子顕微鏡解析などによると、この酸化物はＴ
ｉ、微量のＡｌおよび不純物として含まれているＣａな
どとの複合酸化物を形成している。

【００２２】不可避不純物として含有するＰ、Ｓについ
ては、それらの量を特に限定しないが凝固偏析による溶
接割れ、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、Ｓ量はそれぞれ0.02% 未満に制限す
ることが望ましい。以上の元素に加えて、母材強度の上
昇、および母材の靭性向上の目的で、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｖの
１種または２種以上を含有することができる。

【００２３】Ｃｒは焼入性の向上により、母材の強化に
有効である。しかし1.0%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1.0%とし
た。Ｎｉは母材の強靭性を高める極めて有効な元素であ
るが2.0%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2.0%とした。Ｖは微量添加により圧延組
織を微細化でき、バナジン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:0.1%とした。

【００２４】成分調整を完了した溶鋼を鋳込む際の冷却
速度は、Ｍｇ系酸化物粒子の個数の増加とその粒成長を
抑制するため、鋳込み開始から900 ℃までの冷却速度を
0.5〜20℃/sで冷却するのが望ましい。すなわち、過冷
却により晶出する複合酸化物の核生成数を増加させると
同時に冷却中の粒成長を抑制し、大きさ３μｍ以下にし
た酸化物を鋳片に５０個／ｍｍ²以上含有させるために
行うものである。この温度間の冷却速度が０．５℃／ｓ
未満の緩冷却では複合酸化物は凝集粗大化し、５０個／
ｍｍ²未満となり靭性、延性を低下させからである。一
方、冷却速度の上限は現状の鋳造技術での冷却速度の限
界である２０℃／ｓ以下とする。

【００２５】次に、鋳片に複合酸化物が５０個／ｍｍ²
以上含む必要がある理由について述べる。製品の材質特
性は製鋼、鋳造工程に支配される先天的因子の鋳片の凝
固組織、成分偏析、本発明の微細複合酸化物、析出物等
と圧延、ＴＭＣＰ、熱処理工程等により支配される後天
的因子のミクロ組織により決定される。当然、この先天
的因子である鋳片の性質は後の工程に継承される。本発
明の特徴は、この鋳片の先天的因子の１つを制御するこ
とにあり、鋳片中に高温でのγ粒成長の抑制機能を発揮
する微細なＭｇ系酸化物を分散晶出させることにある。
この粒子の分散個数が５０個／ｍｍ²未満では、１２０
０〜１３００℃加熱におけるγ粒径がＡＳＴＭ No.６
番以上の細粒を得ることはできないため下限を５０個／
ｍｍ²とする。

【００２６】なお、Ｍｇ系酸化物個数はＸ線マイクロア
ナライザー（ＥＰＭＡ）で測定し決定したものである。
上記の処理を経た鋳片は次に１２００〜１３００℃の温
度域に再加熱する。この温度域に再加熱温度を限定した
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再加
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１３００℃とした。

【００２７】熱間圧延のパス間で水冷し、圧延中に一回
以上、フランジ表面温度を７００℃以下に冷却し、次の
圧延パス間の復熱過程で圧延する水冷・圧延工程を１回
以上繰り返し行うとしたのは、圧延パス間の水冷によ
り、フランジの表層部と内部とに温度差を付与し、軽圧
下条件においても内部への加工歪みを浸透させるため
と、水冷により短時間で低温圧延を実現させＴＭＣＰを
効率的に行うためである。

【００２８】フランジ表面温度を７００℃以下に冷却し
た後、復熱過程で圧延するのは、仕上げ圧延後の加速冷
却による表面の焼入れ硬化を抑制し軟化させるために行
うものである。その理由はフランジ表面温度を７００℃
以下に冷却すれば一旦γ／α変態温度を切り、次の圧延
までに表層部は復熱昇温し、圧延はγ／αの二相共存温
度域での加工となり、γ細粒化と加工された微細αとの
混合組織を形成する。これにより表層部の焼入性を著し
く低減でき、加速冷却により生じる表面層の硬化を防止
できるからである。

【００２９】また、圧延終了後、引続き、０．５〜１０
℃／ｓの冷却速度で７００〜４００℃まで冷却し放冷す
るとしたのは、加速冷却によりフェライトの粒成長抑制
とベイナイト組織を微細化し高強度・高靭性を得るため
である。次いで、加速冷却を７００〜４００℃で停止す
るのは、７００℃を超える温度で停止した場合には、表
層部の一部がＡ_r1点以上となりγ相を残存し、このγ相
が、共存するフェライトを核にフェライト変態し、さら
にフェライトが成長し粗粒化するため加速冷却の停止温
度を７００℃以下とした。また、４００℃未満の冷却で
は、その後の放冷中にベイナイト相のラス間に生成する
高炭素マルテンサイトが、冷却中にセメンタイトを析出
することにより分解できず、硬化相として存在すること
になる。この高炭素マルテンサイトは脆性破壊の起点と
して作用し、靭性の低下を招くことになる。これらの理
由により、加速冷却の停止温度を７００〜４００℃に限
定した。

【００３０】

【実施例】試作形鋼は転炉溶製し、合金を添加後、予備
脱酸処理を行い、溶鋼の酸素濃度を調整後、Ｔｉ、Ｂ、
次いでＭｇ合金を添加し、連続鋳造により250 〜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。該鋳片を加熱し、粗圧延工程の図示は省略するが、
図１に示すユニバーサル圧延装置列でＨ形鋼に圧延し
た。圧延パス間水冷は中間ユニバーサル圧延機４の前後
に水冷装置５ａ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
却は仕上げユニバーサル圧延機６で圧延終了後にその後
面に設置した冷却装置５ｂでフランジ外側面をスプレー
冷却した。

【００３１】機械特性は図２に示す、フランジ２の板厚
ｔ2 の中心部（1/2t2 ）でフランジ幅全長(B) の1/4,1/
2 幅(1/4B,1/2B) から、採集した試験片を用い求めた。
なお、これらの箇所についての特性を求めたのは、フラ
ンジ1/4F部はＨ形鋼の平均的な機械特性を示し、フラン
ジ1/2F部はその特性が最も低下するので、これらの２箇
所によりＨ形鋼の機械試験特性を代表できると判断した
ためである。

【００３２】表１、表３には、本発明鋼及び比較鋼の化
学成分値を、表２、表４には、それらの鋼の鋳込み後の
冷却速度及び鋳片中のＭｇ系酸化物の分散密度を示す。
表５、表６には、圧延加熱時のγ粒度、圧延・加速冷却
条件を，次いで表７、表８には、それらのＨ形鋼の機械
試験特性値を示す。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によりγ粒は細粒
化し、機械試験特性を向上させることは周知であり、高
温加熱条件で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機械試験特性を代表でき
ると判断したためである。

【００３３】表５、６に示すように、本発明によるＨ形
鋼１〜５、Ａ１〜Ａ３では、SM490級鋼でのＪＩＳ規格
の降伏強度の下限値＋120N/mm²以内（YP=325〜445N/m
m²）に制御され、しかも、降伏比（YP/TS ）も0.8 以下
の低YR値を満たし、抗張力（前記ＪＩＳＧ３１０６）及
び７００℃での降伏強度が220N/mm²以上を満たしてい
る。シャルピー衝撃値についても−１０℃で４７(J) 以
上でありＪＩＳ規格値を十分に満たしている。

【００３４】一方、比較鋼のＨ形鋼６では、Ｍｏ含有量
が、Ｈ形鋼６では、Ｃｕ含有量が、Ｈ形鋼７ではＮｂ含
有量が下限値以下であり、７００℃での高温強度の目標
値を満たさない。Ｈ形鋼８では、Ｎが過剰であるため、
固溶ＢがＢＮとして無効となり焼入性が低下し高温強度
不足となる。またＨ形鋼９では、Ａｌ含有量が上限値を
超えて過剰となるため、Ｍｇ酸化物の分散個数が不足
し、γ粒が粗大化し、組織の微細化が達成されず−１０
℃でのシャルピー衝撃値が目標値以下となる。比較鋼の
Ｈ形鋼１１およびＨ形鋼１２では、それぞれＴｉ、Ｂ含
有量が不足するために高温強度を満たせない。

【００３５】また、Ｈ形鋼１３では、Ｍｇを添加してい
ないので、組織の微細化が達成できずシャルピー衝撃値
の目標値を得ることができない。Ｈ形鋼Ａ４では、Ｔｉ
添加前の溶鋼の酸素濃度が本発明の下限値以下となって
いるためにＭｇ系酸化物の個数が不足し、それに反し、
比較鋼のＨ形鋼Ａ５では、この酸素濃度の上限値を超え
ているために３μｍ以上の大きさの粗大な酸化物が形成
されるために、何れもシャルピー衝撃値が開発目標の−
１０℃で４７Ｊ以上を達成できない。比較鋼のＨ形鋼Ａ
６ではＭｇは添加されているが圧延中の水冷がなされい
ず、いずれのＨ形鋼も十分な組織微細化がなされず、７
００℃での降伏強度および−１０℃でのシャルピー衝撃
値の目標値を達成できない。

【００３６】即ち、本発明の製造法の要件が総て満たさ
れた時に、表７、８に示されるＨ形鋼１〜５、Ａ１〜Ａ
３のように、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、低温靭性を有する、耐火性及び靭性の優れた圧
延形鋼の生産が可能になる。なお、本発明が対象とする
圧延形鋼は上記実施例の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フランジを有する
形鋼にも適用できることは勿論である。

【００３７】

【表１】

【００３８】

【表２】

【００３９】

【表３】

【００４０】

【表４】

【００４１】

【表５】

【００４２】

【表６】

【００４３】

【表７】

【００４４】

【表８】

【００４５】

【発明の効果】本発明による圧延形鋼は機械試験特性の
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
十分な強度、靭性を有し、高温特性に優れ、耐火材の被
覆を大幅に省略できる、優れた耐火性及び靭性を持つ形
鋼が圧延ままで製造可能になり、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】

【図１】本発明法を実施する装置配置例の略図である。

【図２】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。

【符号の説明】

１…Ｈ形鋼２…フランジ３…ウェブ４…中間圧延機５ａ…中間圧延機前後面の水冷装置５ｂ…仕上げ圧延機後面冷却装置６…仕上げ圧延機

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁶ 識別記号庁内整理番号ＦＩ技術表示箇所Ｃ２１Ｃ 7/06 Ｃ２１Ｃ 7/06 Ｃ２１Ｄ 8/00 9270−4ＫＣ２１Ｄ 8/00 ＢＣ２２Ｃ 38/16 Ｃ２２Ｃ 38/16 38/54 38/54

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量% で C:0.02〜0.10% 、 Si:0.05 〜0.50% 、 Mn:0.4〜1.6%、 Mo:0.4〜0.8%、 Cu:0.7〜1.5%、 Nb:0.005〜0.05% 、 N:0.004%以下、 Al:0.005% 以下、を含み、残部がFeおよび不可避不純物からなる溶鋼を、
予備脱酸処理によって、溶存酸素を重量％で0.003 〜0.
015%に調整後、Ti:0.005〜0.025%、B:0.0005〜0.0030%
、次いでMg:0.001〜0.005%を順次添加して成分調整し
た溶鋼を鋳込み、鋳片内に大きさ３μm 以下のMg系酸化
物を50個/mm²以上含有することを特徴とする耐火圧延形
鋼用鋳片。
【請求項２】重量% で C:0.02〜0.10% 、 Si:0.05 〜0.50% 、 Mn:0.4〜1.6%、 Mo:0.4〜0.8%、 Cu:0.7〜1.5%、 Nb:0.005〜0.05% 、 N:0.004%以下、 Al:0.005% 以下、を含み、加えてCr:1.0% 以下、Ni:2.0% 以下、V:0.1%以
下のいずれかの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溶鋼を、予備脱酸処理によっ
て、溶存酸素を重量％で0.003 〜0.015%に調整後、Ti:
0.005〜0.025%、B:0.0005〜0.0030% 、次いでMg:0.001
〜0.005%を順次添加して成分調整した溶鋼を鋳込み、鋳
片内に大きさ３μm 以下のMg系酸化物を50個/mm²以上含
有することを特徴とする耐火圧延形鋼用鋳片。
【請求項３】重量% で C:0.02〜0.10% 、 Si:0.05 〜0.50% 、 Mn:0.4〜1.6%、 Mo:0.4〜0.8%、 Cu:0.7〜1.5%、 Nb:0.005〜0.05% 、 N:0.004%以下、 Al:0.005% 以下、を含み、残部がFeおよび不可避不純物からなる溶鋼を、
予備脱酸処理によって、溶存酸素を重量％で0.003 〜0.
015%に調整後、Ti:0.005〜0.025%、B:0.0005〜0.0030%
、次いでMg:0.001〜0.005%を順次添加して成分調整し
た溶鋼を鋳込み、鋳片内に大きさ３μm 以下のMg系酸化
物を50個/mm²以上含有させた鋳片を1200〜1300℃の温度
域に再加熱した後に圧延を開始し、圧延工程で形鋼のフ
ランジ表面温度を700 ℃以下に水冷し、以降の圧延パス
間の復熱過程で圧延する水冷・圧延工程を一回以上繰り
返し圧延し、圧延終了後に0.5 〜10℃/sの冷却速度で70
0 〜400 ℃まで冷却し放冷することを特徴とする耐火圧
延形鋼の製造方法。
【請求項４】重量% で C:0.02〜0.10% 、 Si:0.05 〜0.50% 、 Mn:0.4〜1.6%、 Mo:0.4〜0.8%、 Cu:0.7〜1.5%、 Nb:0.005〜0.05% 、 N:0.004%以下、 Al:0.005% 以下、を含み、加えてCr:1.0% 以下、Ni:2.0% 以下、V:0.1%以
下のいずれかの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溶鋼を、予備脱酸処理によっ
て、溶存酸素を重量％で0.003 〜0.015%に調整後、Ti:
0.005〜0.025%、B:0.0005〜0.0030% 、次いでMg:0.001
〜0.005%を順次添加して成分調整した溶鋼を鋳込み、鋳
片内に大きさ３μm 以下のMg系酸化物を50個/mm²以上含
有させた鋳片を1200〜1300℃の温度域に再加熱した後に
圧延を開始し、圧延工程で形鋼のフランジ表面温度を70
0 ℃以下に水冷し、以降の圧延パス間の復熱過程で圧延
する水冷・圧延工程を一回以上繰り返し圧延し、圧延終
了後に0.5 〜10℃/sの冷却速度で700 〜400 ℃まで冷却
し放冷することを特徴とする耐火圧延形鋼の製造方法。