JPH10204573A

JPH10204573A - ７００℃耐火圧延形鋼およびその製造方法

Info

Publication number: JPH10204573A
Application number: JP1173797A
Authority: JP
Inventors: Koichi Yamamoto; 広一山本; Hiroaki Satou; 寛哲佐藤
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1997-01-24
Filing date: 1997-01-24
Publication date: 1998-08-04

Abstract

(57)【要約】【課題】建造物の構造部材に用いる高強度で靭性の優
れた７００℃耐火圧延形鋼およびその製造方法を提供す
る。従来の焼準処理などの熱処理を施すことなく、低コ
ストで（圧延ままで）耐火圧延形鋼の製造を可能とす
る。【解決手段】Ｍｏ添加によるＭｏ炭化物の析出によっ
て７００℃での高温強度を確保し、更に、低窒素化、Ｍ
ｏに加えてＮｂ、Ｖの微量添加によって、焼入性を上昇
させる低合金での高強度化とＴｉ添加によってＴｉ酸化
物およびＴｉＮの微細分散による組織微細化と、加えて
圧延中水冷型制御圧延による微細ベイナイト組織化によ
り、高強度で靭性にも優れた７００℃耐火圧延形鋼を提
供する。

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の優れた圧延形鋼および
そ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。すなわち６００℃での設計強度を
確保できる場合には、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号公報に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
行技術は、６００℃での降伏比が常温時の２／３以上と
なるようにＭｏおよびＮｂを添加して高温強度を向上さ
せるものである。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、建築物の超高層化に伴い、安全規準
の厳格化等により、柱用に用いられる鋼材、例えば特に
板厚の大きなサイズのＨ形鋼（以下、極厚Ｈ形鋼と称
す）には、一層の高強度化、高靭性化、低降伏比化が求
められている。このような要求特性を満たすために、従
来は圧延終了後に焼準処理などの熱処理を施すことが行
われた。熱処理の付加は熱処理コストと生産効率の低下
など大幅なコスト上昇を招き、経済性に問題があった。
この問題を解決するために、圧延ままで高性能の材質特
性が得られるような新しい合金設計による鋳片と製造法
の開発が必要となった。

【０００５】一般に、フランジを有する形鋼、例えばＨ
形鋼をユニバーサル圧延により製造すると、圧延造形上
からの圧延条件（温度、圧下率）の制限およびその形状
の特異性からウエブ、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。その
結果、部位間に強度、延性、靭性のバラツキが発生し、
例えば溶接構造用圧延鋼材(JIS G3106) 等の規準に満た
ない部位が生じる。特に極厚Ｈ形鋼を連続鋳造鋳片を素
材とし圧延製造する場合には、連続鋳造設備での製造可
能な鋳片最大厚みに限界があり、造形に必要な十分な鋳
片断面積が得られないため、その圧延は低圧下比圧延と
なる。さらに、圧延造形により製品の寸法精度を得るた
めに高温圧延を指向するので板厚の厚いフランジ部は高
温圧延となり、圧延終了後の鋼材冷却も徐冷となる。そ
の結果、ミクロ組織は粗粒化し、強度・靭性が低下す
る。

【０００６】圧延プロセスでの組織微細化法として、Ｔ
ＭＣＰ（Thermo-Mechanical-Controlled Process）があ
るが、形鋼圧延では、圧延条件に制限があるので、鋼板
でのＴＭＣＰのような低温・大圧下圧延の適用は困難で
ある。また、厚鋼板分野ではＶＮの析出効果を利用し高
強度・高靭性鋼を製造する、例えば特公昭６２−５０５
４８号公報、特公昭６２−５４８６２号公報の技術が提
案されている。しかし、この方法を４９０MPa （５０kg
f/mm²)級の製造に適用した場合には、高濃度の固溶Ｎを
含有することから、生成するベイナイト組織内に高炭素
島状マルテンサイト（以降Ｍ＊と称する）を生成し、靭
性が著しく低下して規格値をクリアーすることは困難で
あるという問題があった。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】前記の問題を解決する
ためには、形鋼圧延ままでＭ＊生成量の少ない低炭素ベ
イナイトを生成させ組織を微細化する必要がある。それ
には圧延加熱時のγ粒径を細粒化するために製鋼過程に
おいて、鋳片中に予めＴｉ酸化物（Ｔｉ−Ｏ）を微細晶
出させ、これを核にＴｉＮを微細析出させ、加えて、低
炭素化するために、微量で高強度が得られるマイクロア
ロイの微量添加した鋳片を製造する必要がある。このよ
うに従来の技術では目的の信頼性の高い高強度・高靭性
の圧延形鋼をオンラインで製造し安価に提供することは
困難である。

【０００８】また、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、建築物の耐火被覆を省略で
きる範囲を更に拡大できれば施工費低減等の上で非常に
有利なため、より高温の７００℃での高温強度が保証で
きる耐火圧延形鋼が求められていた。そこで本発明は、
従来の焼準処理などの熱処理を施すことなく低コスト
で、すなわち圧延ままで高張力圧延形鋼の製造を可能と
し、建造物の構造部材に用いる、７００℃での耐火性を
有しかつ４９０MPa 級の高強度で靱性の優れた７００℃
耐火圧延形鋼およびその製造方法を提供することを目的
とする。

【０００９】

【課題を解決するための手段】本発明の特徴は従来の発
想とは異なり、Ｍｏを添加してＭｏ炭化物の析出により
７００℃での高温強度を確保すると共に、Ｔｉを添加
し、これにより生成させた微細Ｔｉ酸化物とＴｉＮの微
細分散およびマイクロアロイの微量添加による低炭素ベ
イナイト組織の生成とによる組織の微細化により高強度
でかつ高靭性の７００℃耐火圧延形鋼を実現した点にあ
る。

【００１０】加えて採用したＴＭＣＰの特徴は厚鋼板で
実施されている大圧下圧延に代わる形鋼圧延での軽圧下
の熱間圧延においても効率的に組織の細粒化が可能なよ
うに圧延パス間で水冷し、圧延と水冷を繰り返す方法に
ある。本発明は、圧延ままでＭ＊含有量の少ない低炭素
ベイナイトの微細組織が得られる鋳片を鋳造し、この鋳
片を用い、形鋼圧延において効率的なＴＭＣＰを行い高
強度かつ高靭性を有する形鋼を製造することを特徴とし
ている。

【００１１】その鋳片は、製鋼過程において、圧延加熱
時のγ細粒化のために鋳片内にＴｉ添加により微細Ｔｉ
−Ｏの晶出とＴｉＮを微細分散させ、同時に７００℃耐
火性を確保するためにＭｏ添加によりＭｏ炭化物を生成
させ、加えて、圧延後の組織内Ｍ＊を低減できる適正な
焼入性を確保するために合金元素を微量のＮｂ、Ｖ添加
で代替し、さらに極低Ｂ化を行ない製造する。

【００１２】次いで、この鋳片を圧延造形し形鋼を製造
するが、この圧延形鋼圧延プロセスでは、熱間圧延パス
間で鋼材を水冷することにより、鋼材の表層部と内部に
温度差を与え、軽圧下条件下においても、より高温の鋼
材内部への圧下浸透を高め、γ粒内でのベイナイト生成
核となる加工転位を導入し、その生成核を増加させるこ
とによりミクロ組織の微細化ができ、高能率で製造コス
トの安価な制御圧延形鋼の製造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。

【００１３】重量% で、C:0.01〜0.08% 、Si:0.05 〜0.
25% 、Mn:0.8〜1.6%、Ti:0.005〜0.025%、Nb:0.05 〜0.
15% 、V :0.05 〜0.20% 、Mo:0.7〜1.0%、N :0.002〜0.
006%、およびO :0.003〜0.006%を含み、残部がFeおよび
不可避不純物からなり、該不可避不純物のうち B含有量
を0.0003% 以下およびAl含有量を0.005%以下に制限した
化学組成を有し、かつ、ベイナイトの面積率が４０〜８
０％で、残部がフェライト・パーライトおよび高炭素島
状マルテンサイトから成り、該高炭素島状マルテンサイ
トの面積率が５％以下であるミクロ組織を有することを
特徴とする７００℃耐火圧延形鋼。

【００１４】重量% で、C:0.01〜0.08% 、Si:0.05 〜0.
25% 、Mn:0.8〜1.6%、Ti:0.005〜0.025%、Nb:0.05 〜0.
15% 、V :0.05 〜0.20% 、Mo:0.7〜1.0%、N :0.002〜0.
006%、O :0.003〜0.006%、および Cr:0.1〜1.0%、Ni:
0.1〜1.0%およびCu:0.1〜1.0%のうちの少なくとも１種
を含み、残部がFeおよび不可避不純物からなり、該不可
避不純物のうち B含有量を0.0003% 以下およびAl含有量
を0.005%以下に制限した化学組成を有し、かつ、ベイナ
イトの面積率が４０〜８０％で、残部がフェライト・パ
ーライトおよび高炭素島状マルテンサイトから成り、該
高炭素島状マルテンサイトの面積率が５％以下であるミ
クロ組織を有することを特徴とする７００℃耐火圧延形
鋼。

【００１５】重量% で、C:0.01〜0.08% 、Si:0.05 〜0.
25% 、Mn:0.8〜1.6%、Ti:0.005〜0.025%、Nb:0.05 〜0.
15% 、V :0.05 〜0.20% 、Mo:0.7〜1.0%、N :0.002〜0.
006%、およびO :0.003〜0.006%を含み、残部がFeおよび
不可避不純物からなり、該不可避不純物のうち B含有量
を0.0003% 以下およびAl含有量を0.005%以下に制限した
鋳片を、1200〜1300℃の温度域に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を700 ℃以下にま
で水冷し復熱過程で圧延する水冷・圧延サイクルを一回
以上行い、圧延終了後に放冷することを特徴とする７０
０℃耐火圧延形鋼の製造方法。

【００１６】重量% で、C:0.01〜0.08% 、Si:0.05 〜0.
25% 、Mn:0.8〜1.6%、Ti:0.005〜0.025%、Nb:0.05 〜0.
15% 、V :0.05 〜0.20% 、Mo:0.7〜1.0%、N :0.002〜0.
006%、O :0.003〜0.006%、およびCr:0.1〜1.0%、Ni:0.1
〜1.0%およびCu:0.1〜1.0%のうちの少なくとも１種を含
み、残部がFeおよび不可避不純物からなり、該不可避不
純物のうち B含有量を0.0003% 以下およびAl含有量を0.
005%以下に制限した鋳片を、1200〜1300℃の温度域に加
熱した後に圧延を開始し、圧延工程で形鋼のフランジ表
面を700 ℃以下にまで水冷し復熱過程で圧延する水冷・
圧延サイクルを一回以上行い、圧延終了後に放冷するこ
とを特徴とする７００℃耐火圧延形鋼の製造方法。

【００１７】本発明による７００℃耐火圧延形鋼は、７
００℃での０．２％耐力が２１７MPa 以上、常温での表
面から深さ３ｍｍ以内の表層硬さがＨｖ２１０以下であ
ることが望ましい。

【００１８】

【発明の実施の形態】以下、本発明について詳細に説明
する。鋼の高強度化はフェライト結晶の微細化、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達成される。また、
高靭性化は、結晶の微細化、母相（フェライト）の
固溶Ｎ、Ｃの低減、破壊の発生起点となる硬化相の高
炭素マルテンサイト及び粗大な酸化物、析出物の低減と
微小化等により達成される。

【００１９】一般的には鋼の高強度化により靭性は低下
し、高強度化と高靭性化は相反する対処が必要である。
両者を同時に満たす冶金因子は唯一、結晶の微細化であ
る。本発明の特徴は、製鋼工程における、Ｔｉ添加によ
る微細Ｔｉ酸化物とＴｉＮの分散およびマイクロアロイ
ング合金設計に基づく低炭素ベイナイト組織化による組
織微細化により高強度・高靭性化を達成するものであ
る。

【００２０】また鋼の高温強度は、鉄の融点のおおよそ
１／２に相当する７００℃以下ではほぼ上記常温での強
化機構によって得られる。従来、高温強度の向上
は、一般的にＭｏおよびＣｒの添加により析出強化と転
位の消失抑制による高温軟化抵抗を高めることにより行
われていた。しかしＭｏおよびＣｒの添加は焼入性を著
しく上昇させ、前記のように形鋼の各部位間で圧延条件
・冷却条件が異なることによりベイナイト生成量が大き
く変動し、常温および高温の強度、延性、靱性が部位間
でばらついて必要値を安定して確保できず、また溶接部
の著しい硬化により溶接熱影響部の靱性が低下するとい
う欠点があった。

【００２１】本発明においては、高温強度をＭｏ炭化物
の析出により確保する。しかしＭｏ添加量を限定したこ
とにより、上記従来のような焼入性の部位間変動による
強度や靱延性のばらつきも溶接熱影響部の靱性低下も起
きることがない。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
熱時に圧延する工程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。

【００２２】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、0.01% 未満では構造用鋼として必要
な強度が得られず。また、0.08% を超える添加では、母
材靭性、耐溶接割れ性、溶接熱影響部（以下ＨＡＺと略
記）靭性などを著しく低下させるので、下限を0.01% 、
上限を0.08% とした。

【００２３】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、0.25% を超えると母材および
ＨＡＺの硬化組織中に高炭素島状マルテンサイトを生成
し、母材および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0.05〜0.25% の範囲に限定した。Ｍｎは
母材の強度確保には0.8%以上の添加が必要であるが、母
材および溶接部の靭性、割れ性などに対する許容濃度か
ら上限を1.6%とした。

【００２４】ＴｉはＴｉ酸化物を生成して粒界ピンニン
グによりγ粒を微細化するとともに、ＴｉＮを析出して
固溶Ｎを低減することによりＭ＊の生成を抑制する。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の作用により組織を微細化し強度・靭性を
向上させる。従って、0.005%未満ではＴｉ酸化物および
ＴｉＮの析出量が不足し、これらの効果を発現し得ない
ためＴｉ量の下限値を0.005%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0.02
5%以下に制限した。

【００２５】Ｎｂは焼入性を上昇させ強度を増加させる
目的で添加している。この効果の発現には、Ｎｂ含有量
は0.05% 以上が必要である。しかし0.15% 超では、Ｎｂ
炭窒化物の析出量が増加し固溶Ｎｂとしての効果が飽和
するので0.15% 以下に制限した。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。こ
の効果の発現には、Ｖ含有量は0.05% 以上が必要であ
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.
20% とした。

【００２６】Ｍｏは、焼入性の向上により常温強度を確
保するとともに、Ｍｏ炭化物の析出により高温強度を高
めるために必要な元素である。特に、７００℃における
高温強度の向上に有効な量のＭｏ炭化物の析出には、Ｍ
ｏ含有量は0.7%以上が必要である。しかし1.0%超では、
析出するＭｏ炭化物が粗大化して靱性が低下するので1.
0%以下に制限した。

【００２７】Ｎはα中に固溶し、強度を上昇させるが、
上部ベイナイト組織では、Ｍ＊を生成し、靭性を劣化さ
せるので、固溶Ｎはできるだけ低減する必要がある。し
かし、本発明でのＮはＴｉと化合させ鋼中にＴｉＮを微
細析出させ、固溶Ｎを低減させた上で、ＴｉＮによる結
晶の粒成長を抑制し組織微細化効果を発揮させる目的で
添加している。従って、この効果の発現には、Ｎ量が0.
002%未満ではＴｉＮの析出量が不足し、0.006%超では析
出量は十分となるが、粗大なＴｉＮが析出し、靭性を損
ねるのでＮ：0.002 〜0.006%に限定した。

【００２８】Ｂは微量添加で焼入性を上昇させ強度増加
に寄与する。しかし、0.0003% 超のＢを含有すると上部
ベイナイト組織中にＭ＊を生成し靭性を著しく低下させ
ることが判明したので、Ｂはむしろ不純物として0.0003
% 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、Ｔｉ酸
化物の生成が阻害され、微細な分散ができないため、Ａ
ｌも不純物として0.005%以下に制限した。

【００２９】Ｏ（酸素）はＴｉ酸化物の生成に不可欠で
あり、それには0.003 ％を超える含有が必要であるが、
0.006%を超えて含有すると、生成するＴｉ酸化物粒子は
粗大化し、靭性を低下させるため、Ｏ含有量を 0.003〜
0.006%に限定した。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、靭性低下の原因となるので、極力低減す
べきでありＰ、Ｓ量はそれぞれ0.02% 未満に制限するこ
とが望ましい。

【００３０】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およびＣｕの
うちの少なくとも１種を含有することができる。Ｃｒは
焼入性の向上により、母材の強化に有効である。この効
果の発現にはＣｒ含有量は0.1%以上が必要である。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。

【００３１】Ｎｉは母材の強靭性を高める極めて有効な
元素である。この効果の発現にはＮｉ含有量は0.1%以上
が必要である。しかし、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。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Ｃ
ｕ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。ただし、このα中でのＣｕ相の析出は0.1%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1.0%以上で
はその析出強化は飽和するのでCu:0.1〜1.0%に限定し
た。

【００３２】本発明の圧延形鋼は、４９０MPa （５０kg
f/mm²)級の引張強さと靱性とを同時に確保するために、
ベイナイトの面積率が４０〜８０％で、残部がフェライ
ト・パーライトおよび高炭素島状マルテンサイトから成
り、該高炭素島状マルテンサイトの面積率が５％以下で
あるミクロ組織を有することが必要である。また、本発
明の耐火圧延形鋼は４９０MPa 級の引張強さを有する
が、梁材として用いる際のボルト穴を開けるために、表
面から深さ３ｍｍ以内の表層硬さがＨｖ２１０以下であ
ることが望ましい。

【００３３】上記のミクロ組織および表層硬さは、本発
明の方法によって実現できる。すなわち、上記の化学組
成を有する鋳片を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１
２００℃以上の加熱が必要であり、且つＭｏ、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。

【００３４】熱間圧延のパス間で水冷し、圧延中に、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・圧延サイクルを１回以上
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。

【００３５】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。

【００３６】

【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５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、圧延後に放冷した。

【００３７】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。

【００３８】表１、表２には、本発明鋼及び比較鋼の化
学成分値を、表３、表４には、それらの鋼の圧延中の水
冷回数および圧延仕上げ温度を示す。次いで表５、表６
には、それらのＨ形鋼の機械試験特性値、フランジ側面
の表面硬さおよびベイナイト、Ｍ＊の面積率を示す。な
お、圧延加熱温度は１３００℃に揃えた。この温度に設
定したのは、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。また、各表中で下線を付した
数値は本発明の範囲外である。

【００３９】表５、表６に示すように、本発明によるＨ
形鋼１〜３、Ｈ形鋼Ａ１，Ａ２では、降伏強度、抗張力
ともに４９０MPa 級鋼でのＪＩＳ規格値を満たしてい
る。すなわち降伏強度はその下限値の３２０MPa を超
え、抗張力も４９０MPa を超えており、またこれらの降
伏比（ＹＳ／ＴＳ）は０．８以下の低ＹＲ値を満たして
いる。シャルピー衝撃値についても−１０℃で４７
（Ｊ）を超えておりＪＩＳ規格値を十分に満たしてい
る。

【００４０】一方、Ｈ形鋼４では、Ｍｏ含有量および酸
素含有量が、各々の上限値を超えるため、常温強度およ
び表面硬さの上限を超え、加えてベイナイト面積率が８
０％の上限値を、Ｍ＊面積率が５％の上限値を越えるた
め−１０℃でのシャルピー吸収エネルギー値が、目標の
４７Ｊ以上をクリアできない。Ｈ形鋼５では炭素、Ｓ
ｉ、窒素およびボロン含有量が各々の上限値を超えるた
め、Ｍ＊面積率の上限値を超え、−１０℃でのシャルピ
ー吸収エネルギー値がクリアできない。加えて、Ｍｏ含
有量が下限値未満であるため、高温強度がクリアできな
い。

【００４１】Ｈ形鋼６では、Ｎｂ，Ｖ，ＡｌおよびＴｉ
含有量が、各々の上限値を超えるため、Ｎｂ，Ｖ炭窒化
物の析出硬化により常温強度の上限値を超え、加えて微
細酸化物による組織微細化が達成できず、シャルピー吸
収エネルギー値をクリアできない。Ｈ形鋼Ａ３では、Ｍ
ｏ含有量が、Ｈ形鋼Ａ４では、Ｎｂ含有量が、各々下限
値未満であり、高温での析出強化ができず、高温強度が
不足する。加えて、Ｈ形鋼Ａ４では、圧延中水冷処理を
行っていないので、表面の焼入性が上昇し、表面硬さが
上限値を超える。

【００４２】すなわち、本発明の製造法の要件が総て満
たされた時に、表５、表６に示されるＨ形鋼１〜３、Ｈ
形鋼Ａ１，Ａ２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
ても十分な強度、低温靱性を有する、高張力圧延形鋼の
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。

【００４３】

【表１】

【００４４】

【表２】

【００４５】

【表３】

【００４６】

【表４】

【００４７】

【表５】

【００４８】

【表６】

【００４９】

【発明の効果】本発明による合金設計された鋳片と制御
圧延法を適用した圧延形鋼は、７００℃での耐火性を保
証するとともに、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を有
し、優れた靭性を持つ形鋼の製造が圧延ままで可能とな
り、大型鋼構造物の信頼性の向上、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である。

【図面の簡単な説明】

【図１】図１は、本発明法を実施する装置配置例の略図
である。

【図２】図２は、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５…中間圧延機前後面の水冷装置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ＦＩＣ２２Ｃ 38/58 Ｃ２２Ｃ 38/58

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量% で C:0.01〜0.08% 、 Si:0.05 〜0.25% 、 Mn:0.8〜1.6%、 Ti:0.005〜0.025%、 Nb:0.05 〜0.15% 、 V :0.05 〜0.20% 、 Mo:0.7〜1.0%、 N :0.002〜0.006%、および O :0.003〜0.006%、を含み、残部がFeおよび不可避不純
物からなり、該不可避不純物のうち B含有量を0.0003%
以下およびAl含有量を0.005%以下に制限した化学組成を
有し、かつベイナイトの面積率が４０〜８０％で、残部
がフェライト・パーライトおよび高炭素島状マルテンサ
イトから成り、該高炭素島状マルテンサイトの面積率が
５％以下であるミクロ組織を有することを特徴とする７
００℃耐火圧延形鋼。
【請求項２】７００℃での０．２％耐力が２１７MPa
以上であり、常温での表面から深さ３ｍｍ以内の表層硬
さがＨｖ２１０以下であることを特徴とする請求項１記
載の７００℃耐火圧延形鋼。
【請求項３】重量% で C:0.01〜0.08% 、 Si:0.05 〜0.25% 、 Mn:0.8〜1.6%、 Ti:0.005〜0.025%、 Nb:0.05 〜0.15% 、 V :0.05 〜0.20% 、 Mo:0.7〜1.0%、 N :0.002〜0.006%、 O :0.003〜0.006%、および Cr:0.1〜1.0%、Ni:0.1〜1.0%およびCu:0.1〜1.0%のうち
の少なくとも１種、を含み、残部がFeおよび不可避不純
物からなり、該不可避不純物のうち B含有量を0.0003%
以下およびAl含有量を0.005%以下に制限した化学組成を
有し、かつベイナイトの面積率が４０〜８０％で、残部
がフェライト・パーライトおよび高炭素島状マルテンサ
イトから成り、該高炭素島状マルテンサイトの面積率が
５％以下であるミクロ組織を有することを特徴とする７
００℃耐火圧延形鋼。
【請求項４】７００℃での０．２％耐力が２１７MPa
以上であり、常温での表面から深さ３ｍｍ以内の表層硬
さがＨｖ２１０以下であることを特徴とする請求項１記
載の７００℃耐火圧延形鋼。
【請求項５】重量% で C:0.01〜0.08% 、 Si:0.05 〜0.25% 、 Mn:0.8〜1.6%、 Ti:0.005〜0.025%、 Nb:0.05 〜0.15% 、 V :0.05 〜0.20% 、 Mo:0.7〜1.0%、 N :0.002〜0.006%、および O :0.003〜0.006%、を含み、残部がFeおよび不可避不純
物からなり、該不可避不純物のうち B含有量を0.0003%
以下およびAl含有量を0.005%以下に制限した鋳片を1200
〜1300℃の温度域に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を700 ℃以下にまで水冷し復熱
過程で圧延する水冷・圧延サイクルを一回以上行い、圧
延終了後に放冷することを特徴とする７００℃耐火圧延
形鋼の製造方法。
【請求項６】重量% で C:0.01〜0.08% 、 Si:0.05 〜0.25% 、 Mn:0.8〜1.6%、 Ti:0.005〜0.025%、 Nb:0.05 〜0.15% 、 V :0.05 〜0.20% 、 Mo:0.7〜1.0%、 N :0.002〜0.006%、 O :0.003〜0.006%、および Cr:0.1〜1.0%、Ni:0.1〜1.0%およびCu:0.1〜1.0%のうち
の少なくとも１種、を含み、残部がFeおよび不可避不純
物からなり、該不可避不純物のうち B含有量を0.0003%
以下およびAl含有量を0.005%以下に制限した鋳片を1200
〜1300℃の温度域に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を700 ℃以下にまで水冷し復熱
過程で圧延する水冷・圧延サイクルを一回以上行い、圧
延終了後に放冷することを特徴とする７００℃耐火圧延
形鋼の製造方法。