JPH10265895A - 低降伏比高温耐火鋼 - Google Patents
低降伏比高温耐火鋼Info
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- JPH10265895A JPH10265895A JP9003597A JP9003597A JPH10265895A JP H10265895 A JPH10265895 A JP H10265895A JP 9003597 A JP9003597 A JP 9003597A JP 9003597 A JP9003597 A JP 9003597A JP H10265895 A JPH10265895 A JP H10265895A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 耐火のための被覆を必要としない耐震性耐火
鋼材を提供すること。 【解決手段】 重量比で、Ｃ：０．０１〜０．０７％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．８〜１．５％、
Ｍｏ：０．５〜１％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％未
満、Ｖ：０．０２〜０．１％を含有し、Ｃ、Ｍｏ、Ｎｂ
及びＶの各含有量で表されるＭＣ系炭化物析出パラメー
ターＭＣＰ＝（Ｍｏ／１２＋Ｎｂ／１８＋Ｖ／２０）−
Ｃが、ＭＣＰ≧０を満足し、残部Ｆｅ及び不可避適不純
物である鋼組成を有し、更にフェライト分率が０．８以
上、且つ平均フェライト結晶粒径が２０μｍ以下である
ことを特徴とする低降伏比高温耐火鋼。
鋼材を提供すること。 【解決手段】 重量比で、Ｃ：０．０１〜０．０７％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．８〜１．５％、
Ｍｏ：０．５〜１％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％未
満、Ｖ：０．０２〜０．１％を含有し、Ｃ、Ｍｏ、Ｎｂ
及びＶの各含有量で表されるＭＣ系炭化物析出パラメー
ターＭＣＰ＝（Ｍｏ／１２＋Ｎｂ／１８＋Ｖ／２０）−
Ｃが、ＭＣＰ≧０を満足し、残部Ｆｅ及び不可避適不純
物である鋼組成を有し、更にフェライト分率が０．８以
上、且つ平均フェライト結晶粒径が２０μｍ以下である
ことを特徴とする低降伏比高温耐火鋼。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、低降伏比高温耐火
鋼に関するものである。特に、７００℃付近での長時間
耐火強度に優れた常温低降伏比鋼（特に常温引張強さ４
００Ｎ／ｍｍ2級ないし４９０Ｎ／ｍｍ2級鋼に好適）に
関わるものである。
鋼に関するものである。特に、７００℃付近での長時間
耐火強度に優れた常温低降伏比鋼（特に常温引張強さ４
００Ｎ／ｍｍ2級ないし４９０Ｎ／ｍｍ2級鋼に好適）に
関わるものである。
【０００２】
【従来の技術】昨今の構造物施行のコストダウンの気運
は建築業界に対しても強く、建設・鉄骨会社への安全規
制の強化要求の反面、コストダウンも同時に要求される
といった厳しい風潮にある。
は建築業界に対しても強く、建設・鉄骨会社への安全規
制の強化要求の反面、コストダウンも同時に要求される
といった厳しい風潮にある。
【０００３】その最たるものは、耐火規制とそれに関る
施行のコストダウン指向であり、厳しい耐火基準を満足
しつつも施主側からのコストダウン要求に応えるべく、
建設・鉄骨各社は工程省略等で対応しなければならな
い。そのため、完全無被膜で使用可能な４００Ｎ／ｍｍ
2級ないし４９０Ｎ／ｍｍ2級耐火鋼開発に対する要求が
高まっている。
施行のコストダウン指向であり、厳しい耐火基準を満足
しつつも施主側からのコストダウン要求に応えるべく、
建設・鉄骨各社は工程省略等で対応しなければならな
い。そのため、完全無被膜で使用可能な４００Ｎ／ｍｍ
2級ないし４９０Ｎ／ｍｍ2級耐火鋼開発に対する要求が
高まっている。
【０００４】加えて、耐震性も強く要求されているため
常温低降伏比鋼、且つ大地震下での溶接部から脆性亀裂
進展を阻止するだけの十分な母材低温靭性も必要であ
る。
常温低降伏比鋼、且つ大地震下での溶接部から脆性亀裂
進展を阻止するだけの十分な母材低温靭性も必要であ
る。
【０００５】上記要求特性をまとめれば、耐火鋼材への
要求特性は、従来材をはるかに上回る耐火特性（７００
℃降伏強さが常温規格降伏強さの２／３以上の値、常温
引張強さ４００Ｎ／ｍｍ2級では１６７Ｎ／ｍｍ2以上、
常温引張強さ４９０Ｎ／ｍｍ2級では２１７Ｎ／ｍｍ2以
上）を有すること、低降伏比であること、十分な靭性を
有すること、施工時の足場金具や吊金具を少ない予熱で
溶接するための溶接性に優れることなどである。
要求特性は、従来材をはるかに上回る耐火特性（７００
℃降伏強さが常温規格降伏強さの２／３以上の値、常温
引張強さ４００Ｎ／ｍｍ2級では１６７Ｎ／ｍｍ2以上、
常温引張強さ４９０Ｎ／ｍｍ2級では２１７Ｎ／ｍｍ2以
上）を有すること、低降伏比であること、十分な靭性を
有すること、施工時の足場金具や吊金具を少ない予熱で
溶接するための溶接性に優れることなどである。
【０００６】従来目的に使用される耐火性鋼板の製造方
法の公知技術としては、例えば、特公平７−８８５５４
号公報に記載されている鋼材があるが、そもそも６５０
℃までの耐火性を考慮したものであり、７００℃での降
伏強さを得るために最も重要な、Ｍｏを中心としたＭＣ
系微細析出物の形成及びフェライト分率規制考慮が全く
なされておらず、そのため、７００℃付近の高温耐火性
を具備する鋼に対する新技術の開発が強く求められてい
る。
法の公知技術としては、例えば、特公平７−８８５５４
号公報に記載されている鋼材があるが、そもそも６５０
℃までの耐火性を考慮したものであり、７００℃での降
伏強さを得るために最も重要な、Ｍｏを中心としたＭＣ
系微細析出物の形成及びフェライト分率規制考慮が全く
なされておらず、そのため、７００℃付近の高温耐火性
を具備する鋼に対する新技術の開発が強く求められてい
る。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、このような
事情に鑑み成案されたもので、耐火被覆の省略を可能に
する７００℃での耐火性に優れ、さらに耐震性及び溶接
性にも優れた低降伏比高温耐火鋼を提供するものであ
る。
事情に鑑み成案されたもので、耐火被覆の省略を可能に
する７００℃での耐火性に優れ、さらに耐震性及び溶接
性にも優れた低降伏比高温耐火鋼を提供するものであ
る。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明の低降伏比高温耐
火鋼の主たる特徴のひとつは、マトリックスのフェライ
ト分率を０．８以上として旧オーステナイト結晶粒界を
含むベイナイトやマルテンサイト組織の現出を抑えてＭ
ｏ、Ｎｂ、及びＶの粗大析出物のサイトとなる場所を制
限した上で、これら元素で構成される複合炭化物をフェ
ライト・マトリックス中に微細分散させることにある。
この場合、Ｃ、Ｍｏ、Ｎｂ及びＶの各含有量で表される
ＭＣ系炭化物析出パラメーターＭＣＰ＝（Ｍｏ／１２＋
Ｎｂ／１８＋Ｖ／２０）−Ｃが０以上でその効果が大き
く、且つこれら合金元素のうち炭化物を形成しない固溶
体は転位のすべり及び上昇運動に対する大きな抵抗とな
りうる。
火鋼の主たる特徴のひとつは、マトリックスのフェライ
ト分率を０．８以上として旧オーステナイト結晶粒界を
含むベイナイトやマルテンサイト組織の現出を抑えてＭ
ｏ、Ｎｂ、及びＶの粗大析出物のサイトとなる場所を制
限した上で、これら元素で構成される複合炭化物をフェ
ライト・マトリックス中に微細分散させることにある。
この場合、Ｃ、Ｍｏ、Ｎｂ及びＶの各含有量で表される
ＭＣ系炭化物析出パラメーターＭＣＰ＝（Ｍｏ／１２＋
Ｎｂ／１８＋Ｖ／２０）−Ｃが０以上でその効果が大き
く、且つこれら合金元素のうち炭化物を形成しない固溶
体は転位のすべり及び上昇運動に対する大きな抵抗とな
りうる。
【０００９】一方で、大量の合金元素による強度上昇は
マトリックスの靭性低下を招くため、本発明では各フェ
ライト結晶粒径を平均２０μｍ以下に細粒化することに
より高い靭性が得られる。
マトリックスの靭性低下を招くため、本発明では各フェ
ライト結晶粒径を平均２０μｍ以下に細粒化することに
より高い靭性が得られる。
【００１０】本発明の要旨は以下の通りである。
【００１１】（１）重量比で、Ｃ：０．０１〜０．０７
％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．８〜１．５
％、Ｍｏ：０．５〜１％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％
未満、Ｖ：０．０２〜０．１％を含有し、Ｃ、Ｍｏ、Ｎ
ｂ及びＶの各含有量で表されるＭＣ系炭化物析出パラメ
ーターＭＣＰ＝（Ｍｏ／１２＋Ｎｂ／１８＋Ｖ／２０）
−Ｃが、 ＭＣＰ≧０ を満足し、残部Ｆｅ及び不可避適不純物である鋼組成を
有し、更にフェライト分率０．８以上且つ平均フェライ
ト結晶粒径が２０μｍ以下であることを特徴とする低降
伏比高温耐火鋼。
％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．８〜１．５
％、Ｍｏ：０．５〜１％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％
未満、Ｖ：０．０２〜０．１％を含有し、Ｃ、Ｍｏ、Ｎ
ｂ及びＶの各含有量で表されるＭＣ系炭化物析出パラメ
ーターＭＣＰ＝（Ｍｏ／１２＋Ｎｂ／１８＋Ｖ／２０）
−Ｃが、 ＭＣＰ≧０ を満足し、残部Ｆｅ及び不可避適不純物である鋼組成を
有し、更にフェライト分率０．８以上且つ平均フェライ
ト結晶粒径が２０μｍ以下であることを特徴とする低降
伏比高温耐火鋼。
【００１２】（２） 鋼組成として、重量比で、更に、
Ｃｒ：０．２〜１％、を含有せしめたことを特徴とする
上記（１）記載の低降伏比高温耐火鋼。
Ｃｒ：０．２〜１％、を含有せしめたことを特徴とする
上記（１）記載の低降伏比高温耐火鋼。
【００１３】（３）鋼組成として、重量比で、更に、Ｎ
ｉ：０．２〜１％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％の１種
または２種を含有せしめたことを特徴とする上記（１）
または上記（２）記載の低降伏比高温耐火鋼。
ｉ：０．２〜１％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％の１種
または２種を含有せしめたことを特徴とする上記（１）
または上記（２）記載の低降伏比高温耐火鋼。
【００１４】（４）鋼組成として、重量比で、更に、Ｃ
ａ：０．００１〜０．０１％、ＲＥＭ：０．０１〜０．
０５％の１種または２種を含有せしめたことを特徴とす
る上記（１）または上記（２）または上記（３）記載の
低降伏比高温耐火鋼。
ａ：０．００１〜０．０１％、ＲＥＭ：０．０１〜０．
０５％の１種または２種を含有せしめたことを特徴とす
る上記（１）または上記（２）または上記（３）記載の
低降伏比高温耐火鋼。
【００１５】
【発明の実施の形態】次に、本発明の低降伏比高温耐火
鋼の各成分の限定理由を説明する。
鋼の各成分の限定理由を説明する。
【００１６】Ｃは、室温下での最低限の強度を得るため
のセメンタイト（Ｆｅ3Ｃ）形成のため、最低０．０１
％以上が必要であるが、０．０７％を越える添加により
ベイナイト分率が上がって高温強度が低下し、且つ降伏
比が大きくなってしまう。よってＣの添加範囲は０．０
１〜０．０７％好ましくは０．０１〜０．０５％であ
る。
のセメンタイト（Ｆｅ3Ｃ）形成のため、最低０．０１
％以上が必要であるが、０．０７％を越える添加により
ベイナイト分率が上がって高温強度が低下し、且つ降伏
比が大きくなってしまう。よってＣの添加範囲は０．０
１〜０．０７％好ましくは０．０１〜０．０５％であ
る。
【００１７】Ｓｉは、脱酸の点から最低０．０５％を必
要とするが、０．５％を越える添加により溶接性を低下
させるばかりでなく、脱酸時に生成された酸化物を核と
して高温変形時にボイドが発生するため高温強度と靭性
を低下させることになる。よってＳｉの添加範囲は０．
０５〜０．５％とする。
要とするが、０．５％を越える添加により溶接性を低下
させるばかりでなく、脱酸時に生成された酸化物を核と
して高温変形時にボイドが発生するため高温強度と靭性
を低下させることになる。よってＳｉの添加範囲は０．
０５〜０．５％とする。
【００１８】Ｍｎは、Ｓを固定して熱間加工時の粒界割
れを防止する効果から必須な元素であり最低０．８％を
必要とするが、１．５％を越える添加により、溶接性と
靭性を著しく低下させる。したがって、Ｍｎの添加範囲
は０．８〜１．５％とする。
れを防止する効果から必須な元素であり最低０．８％を
必要とするが、１．５％を越える添加により、溶接性と
靭性を著しく低下させる。したがって、Ｍｎの添加範囲
は０．８〜１．５％とする。
【００１９】Ｍｏは、本発明での最重要元素である。Ｍ
Ｃ系炭化物の金属中心元素であり、固溶強化による体拡
散抑制効果によって、７００℃の基本的耐火強度を得る
重要な元素である。そのため、最低０．５％の添加を必
要とするが、１％を越える添加により靭性を著しく低下
させ、且つ溶接性及び熱間加工性をも低下させる。した
がって、Ｍｏの添加範囲は０．５〜１％とする。
Ｃ系炭化物の金属中心元素であり、固溶強化による体拡
散抑制効果によって、７００℃の基本的耐火強度を得る
重要な元素である。そのため、最低０．５％の添加を必
要とするが、１％を越える添加により靭性を著しく低下
させ、且つ溶接性及び熱間加工性をも低下させる。した
がって、Ｍｏの添加範囲は０．５〜１％とする。
【００２０】Ｖは、Ｍｏと並び本発明での重要元素であ
る。まず、ＭＣ系炭化物の金属側構成元素であることか
ら重要であり、且つＡｃ1点以下の焼戻しで、Ｎｂ炭化
物を核として木の芽状に炭化物を形成し、このいわば
「こぶ」の部分が７００℃での転位の上昇運動を阻害す
る。この効果を有効に活用するためには最低０．０２％
を必要とするが、０．１％を越える添加は母材及び溶接
継手の靭性を著しく低下させ、且つ溶接性も低下させ
る。したがって、Ｖの添加範囲は０．０２〜０．１％で
ある。
る。まず、ＭＣ系炭化物の金属側構成元素であることか
ら重要であり、且つＡｃ1点以下の焼戻しで、Ｎｂ炭化
物を核として木の芽状に炭化物を形成し、このいわば
「こぶ」の部分が７００℃での転位の上昇運動を阻害す
る。この効果を有効に活用するためには最低０．０２％
を必要とするが、０．１％を越える添加は母材及び溶接
継手の靭性を著しく低下させ、且つ溶接性も低下させ
る。したがって、Ｖの添加範囲は０．０２〜０．１％で
ある。
【００２１】Ｎｂもまた本発明での重要元素のひとつで
ある。ＭＣ系炭化物の金属側構成元素であることから重
要であり、且つＶの木の芽状複合析出物の核となるＮｂ
Ｃを形成し、複合析出強化に寄与する。加えて、圧延時
に析出して結晶粒を微細化する作用を通して高靭化にも
寄与する。これらＮｂＣの分布のため最低０．０１％の
添加を必要とするが、０．０５％以上であるとＮｂＣの
粗大化を招き、かえって靭性を低下させる。したがっ
て、Ｎｂの添加範囲は０．０１〜０．０５％未満であ
る。
ある。ＭＣ系炭化物の金属側構成元素であることから重
要であり、且つＶの木の芽状複合析出物の核となるＮｂ
Ｃを形成し、複合析出強化に寄与する。加えて、圧延時
に析出して結晶粒を微細化する作用を通して高靭化にも
寄与する。これらＮｂＣの分布のため最低０．０１％の
添加を必要とするが、０．０５％以上であるとＮｂＣの
粗大化を招き、かえって靭性を低下させる。したがっ
て、Ｎｂの添加範囲は０．０１〜０．０５％未満であ
る。
【００２２】Ｃｒは、Ｃを固定して炭化物を形成するこ
とにより、ＮｂＣの粗大化を抑制して靭性の向上をもた
らす元素であり、その効果を発揮させるために添加する
ことが好ましい。添加する場合は０．２％以上を要する
が、過剰の添加は析出強化元素の微細析出を阻害して高
温強度の低下を招くため、その上限は１％である。よっ
て、Ｃｒの添加範囲は０．２〜１％とする。
とにより、ＮｂＣの粗大化を抑制して靭性の向上をもた
らす元素であり、その効果を発揮させるために添加する
ことが好ましい。添加する場合は０．２％以上を要する
が、過剰の添加は析出強化元素の微細析出を阻害して高
温強度の低下を招くため、その上限は１％である。よっ
て、Ｃｒの添加範囲は０．２〜１％とする。
【００２３】Ｎｉ及びＴｉは、溶接熱影響部組織を微細
化してその靭性を向上させる働きを有する。添加に際し
ては、Ｎｉは０．２％以上、Ｔｉは０．０１％以上を必
要とするが、Ｎｉにおいて１％、Ｔｉにおいて０．０５
％を越える添加ではいかにＭＣＰが本発明の範囲内であ
っても、炭窒化物の粗大化が促進され高温強度が低下す
る。よってＮｉの添加範囲は０．２〜１％、Ｔｉの添加
範囲は０．０１〜０．０５％とする。
化してその靭性を向上させる働きを有する。添加に際し
ては、Ｎｉは０．２％以上、Ｔｉは０．０１％以上を必
要とするが、Ｎｉにおいて１％、Ｔｉにおいて０．０５
％を越える添加ではいかにＭＣＰが本発明の範囲内であ
っても、炭窒化物の粗大化が促進され高温強度が低下す
る。よってＮｉの添加範囲は０．２〜１％、Ｔｉの添加
範囲は０．０１〜０．０５％とする。
【００２４】Ｃａ及びＲＥＭは、介在物の形態及び分散
制御に極めて有効で靭性向上に寄与する。この効果のた
めにはＣａは０．００１％以上、ＲＥＭは０．０１％以
上の添加を必要とするが、Ｃａでは０．０１％、ＲＥＭ
では０．０５％を越える添加では靭性をかえって低下さ
せる。よってＣａの添加範囲は０．００１〜０．０１
％、ＲＥＭの添加範囲は０．０１〜０．０５％とする。
制御に極めて有効で靭性向上に寄与する。この効果のた
めにはＣａは０．００１％以上、ＲＥＭは０．０１％以
上の添加を必要とするが、Ｃａでは０．０１％、ＲＥＭ
では０．０５％を越える添加では靭性をかえって低下さ
せる。よってＣａの添加範囲は０．００１〜０．０１
％、ＲＥＭの添加範囲は０．０１〜０．０５％とする。
【００２５】さらに、高温強度の支配因子としてのフェ
ライト分率を詳細に検討した結果、フェライト分率０．
８以上であれば、マトリックスへの微細分散効果が十分
であり結果的に高い高温強度が得られることがわかっ
た。フェライト分率が０．８未満では、旧オーステナイ
ト結晶粒界の残したベイナイトもしくはマルテンサイト
組織が０．２以上形成され易く、これらの旧オーステナ
イト結晶粒界（以下旧γと記す）へのＣの拡散速度が高
いことに起因して各合金元素Ｍｏ、Ｎｂ及びＶの粗大析
出物がこの粒界上に形成されるので、マトリックスでの
微細析出物が減少するため高温強度が下がり、また降伏
比の上昇、加えて靭性も低下する。よってフェライト分
率は０．８以上である。
ライト分率を詳細に検討した結果、フェライト分率０．
８以上であれば、マトリックスへの微細分散効果が十分
であり結果的に高い高温強度が得られることがわかっ
た。フェライト分率が０．８未満では、旧オーステナイ
ト結晶粒界の残したベイナイトもしくはマルテンサイト
組織が０．２以上形成され易く、これらの旧オーステナ
イト結晶粒界（以下旧γと記す）へのＣの拡散速度が高
いことに起因して各合金元素Ｍｏ、Ｎｂ及びＶの粗大析
出物がこの粒界上に形成されるので、マトリックスでの
微細析出物が減少するため高温強度が下がり、また降伏
比の上昇、加えて靭性も低下する。よってフェライト分
率は０．８以上である。
【００２６】なお、フェライト分率は、一般に１００〜
５００倍の顕微鏡により金属組織を観察し、組織中に存
在するフェライトの面積割合によって表される。
５００倍の顕微鏡により金属組織を観察し、組織中に存
在するフェライトの面積割合によって表される。
【００２７】フェライト分率が０．９８超では、ＭＰＣ
及び平均フェライト結晶粒径が本発明を満足しても、マ
トリックスへの微細析出物による耐火強度の向上効果が
安定的に発現しない場合があるので、好ましくは、フェ
ライト分率は０．９８％以下である。
及び平均フェライト結晶粒径が本発明を満足しても、マ
トリックスへの微細析出物による耐火強度の向上効果が
安定的に発現しない場合があるので、好ましくは、フェ
ライト分率は０．９８％以下である。
【００２８】更に、フェライト以外の組織としては、ベ
イナイトとマルテンサイト組織の合計が０．２未満が望
ましい。
イナイトとマルテンサイト組織の合計が０．２未満が望
ましい。
【００２９】また、Ｍｏ、Ｎｂ及びＶの微細炭化物の析
出条件を詳細に検討したところ、本発明の特定ミクロ組
織分布の場合において、ＭＣ系の微細炭化物が高密度に
分散して始めて常温低降伏比鋼において高い高温強度を
与えることがわかった。そして、本発明のミクロ組織に
おいてのみ、炭化物中の構成金属元素配分から、有効な
ＭＣ系炭化物析出パラメーター、ＭＣＰ＝（Ｍｏ／１２
＋Ｎｂ／１８＋Ｖ／２０）−ＣがＭＣＰ≧０の場合に、
火炎昇温時に、鋼において有効な析出強化が得られ易い
ことを本発明者らが見出したものである。
出条件を詳細に検討したところ、本発明の特定ミクロ組
織分布の場合において、ＭＣ系の微細炭化物が高密度に
分散して始めて常温低降伏比鋼において高い高温強度を
与えることがわかった。そして、本発明のミクロ組織に
おいてのみ、炭化物中の構成金属元素配分から、有効な
ＭＣ系炭化物析出パラメーター、ＭＣＰ＝（Ｍｏ／１２
＋Ｎｂ／１８＋Ｖ／２０）−ＣがＭＣＰ≧０の場合に、
火炎昇温時に、鋼において有効な析出強化が得られ易い
ことを本発明者らが見出したものである。
【００３０】一方、耐火鋼は高い靭性値が要求されるた
め、基本的なマトリックスを有効に制御する必要があ
り、上記高温強度の条件を満たしつつ、靭性値も満足す
るためには、フェライト結晶粒径の制御が肝要であり、
特に平均粒径２０μｍ以下でなければ十分な特性が得ら
れないことがわかった。
め、基本的なマトリックスを有効に制御する必要があ
り、上記高温強度の条件を満たしつつ、靭性値も満足す
るためには、フェライト結晶粒径の制御が肝要であり、
特に平均粒径２０μｍ以下でなければ十分な特性が得ら
れないことがわかった。
【００３１】平均粒径は、小さい方が好ましいが、２μ
ｍ未満では靭性値が飽和し、７０％程度の低降伏比が得
られにくいので、好ましくは２μｍ以上である。
ｍ未満では靭性値が飽和し、７０％程度の低降伏比が得
られにくいので、好ましくは２μｍ以上である。
【００３２】不可避的不純物としては、例えば、Ｐ≦
０．０２％、Ｓ≦０．０２％、Ｃｕ≦０．２％であって
も、十分に本発明が達成可能である。
０．０２％、Ｓ≦０．０２％、Ｃｕ≦０．２％であって
も、十分に本発明が達成可能である。
【００３３】本発明の鋼とは、化学組成、ＭＣ系炭化物
析出パラメーターＭＣＰ、フェライト分率が本発明範囲
内である鋼であれば何でもかまわず、例えば、厚鋼板、
薄鋼板（熱延鋼板、冷延鋼板、表面処理鋼板など）、形
鋼（Ｈ形鋼など）などでも本発明の効果は十分に享受可
能である。
析出パラメーターＭＣＰ、フェライト分率が本発明範囲
内である鋼であれば何でもかまわず、例えば、厚鋼板、
薄鋼板（熱延鋼板、冷延鋼板、表面処理鋼板など）、形
鋼（Ｈ形鋼など）などでも本発明の効果は十分に享受可
能である。
【００３４】本発明鋼の鋼組成で、且つミクロ組織を得
るには、鋼組成の特定以外には、製造方法を適宜選択す
れば良いが、好ましくは、ＭＣＰの構成元素であるＭ
ｏ、Ｎｂ、Ｖの熱間圧延前での固溶を高めておくため
に、１０５０〜１２５０℃に加熱し、且つ、圧延・冷却
時のＭｏ、Ｎｂ、Ｖの粗大析出を抑制することである。
るには、鋼組成の特定以外には、製造方法を適宜選択す
れば良いが、好ましくは、ＭＣＰの構成元素であるＭ
ｏ、Ｎｂ、Ｖの熱間圧延前での固溶を高めておくため
に、１０５０〜１２５０℃に加熱し、且つ、圧延・冷却
時のＭｏ、Ｎｂ、Ｖの粗大析出を抑制することである。
【００３５】
【実施例】表１に示す成分範囲の鋼を溶製し、これらの
鋼を圧延温度８００〜９００℃で板厚１５ｍｍまで圧延
し、その後空冷して供試鋼板とした。
鋼を圧延温度８００〜９００℃で板厚１５ｍｍまで圧延
し、その後空冷して供試鋼板とした。
【００３６】表２には、ＭＣ系炭化物析出パラメーター
ＭＣＰ、フェライト分率を合わせて示す。鋼種は、常温
引張強さが４００Ｎ／ｍｍ2級と４９０Ｎ／ｍｍ2級の２
種について検討した。
ＭＣＰ、フェライト分率を合わせて示す。鋼種は、常温
引張強さが４００Ｎ／ｍｍ2級と４９０Ｎ／ｍｍ2級の２
種について検討した。
【００３７】製造したそれぞれの鋼板の鋼板板厚１／２
の部位の圧延方向から採取した試験片を用い、室温引張
試験、７００℃での高温引張試験を行った。また、同じ
く鋼板板厚１／２の部位の圧延に対して垂直な方向から
衝撃試験片を採取し−１０℃での衝撃吸収エネルギー
（ｖＥ−１０）を測定した。更に、サブマージ・アーク
溶接にて入熱４．８ｋＪ／ｍｍで鋼板の突合わせ継手を
製作後、鋼板板厚１／２で且つボンド線から２ｍｍ溶接
熱影響部にはいった部位にノッチを入れた衝撃試験片を
採取し、−１０℃での衝撃吸収エネルギー（ｖＥ−１
０）を測定した。
の部位の圧延方向から採取した試験片を用い、室温引張
試験、７００℃での高温引張試験を行った。また、同じ
く鋼板板厚１／２の部位の圧延に対して垂直な方向から
衝撃試験片を採取し−１０℃での衝撃吸収エネルギー
（ｖＥ−１０）を測定した。更に、サブマージ・アーク
溶接にて入熱４．８ｋＪ／ｍｍで鋼板の突合わせ継手を
製作後、鋼板板厚１／２で且つボンド線から２ｍｍ溶接
熱影響部にはいった部位にノッチを入れた衝撃試験片を
採取し、−１０℃での衝撃吸収エネルギー（ｖＥ−１
０）を測定した。
【００３８】さらに、溶接性はｙ形溶接割れ試験にて割
れ停止温度を測定することにより判定した。表２に以上
の試験結果を示す。
れ停止温度を測定することにより判定した。表２に以上
の試験結果を示す。
【００３９】なお、室温引張試験はＪＩＳ Ｚ ２２０
１ ４号試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ２２０４に準拠して
行った。また、高温引張試験はＪＩＳＺ ２２７１の引
張クリープ試験法で用いる試験片を用い、引張試験自体
は室温での試験法すなわちＪＩＳ Ｚ ２２０４に準拠
して行った。衝撃試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２０２４号試
験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して行った。
ｙ形溶接割れ試験は、ＪＩＳ Ｚ ３１５８に準拠し
た。
１ ４号試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ２２０４に準拠して
行った。また、高温引張試験はＪＩＳＺ ２２７１の引
張クリープ試験法で用いる試験片を用い、引張試験自体
は室温での試験法すなわちＪＩＳ Ｚ ２２０４に準拠
して行った。衝撃試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２０２４号試
験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して行った。
ｙ形溶接割れ試験は、ＪＩＳ Ｚ ３１５８に準拠し
た。
【００４０】表１及び表２に示す鋼のうちＮｏ．１〜Ｎ
ｏ．１５は、本発明実施例であり、Ｎｏ．１６〜Ｎｏ．
３６は、比較例である。
ｏ．１５は、本発明実施例であり、Ｎｏ．１６〜Ｎｏ．
３６は、比較例である。
【００４１】先ず、比較例Ｎｏ．１６及びＮｏ．１７は
ＭＣＰが本発明下限を下回るため、高温強度が低い。
ＭＣＰが本発明下限を下回るため、高温強度が低い。
【００４２】比較例鋼Ｎｏ．１８及びＮｏ．１９は、フ
ェライト分率が本発明を下回るため、高温強度が低く、
また、降伏比が高く且つ靭性が低い。
ェライト分率が本発明を下回るため、高温強度が低く、
また、降伏比が高く且つ靭性が低い。
【００４３】比較例鋼Ｎｏ．２０及びＮｏ．２１は、平
均フェライト粒径が本発明の下限を下回るため、高温強
度（引張強さ、降伏強さ）が低い。
均フェライト粒径が本発明の下限を下回るため、高温強
度（引張強さ、降伏強さ）が低い。
【００４４】比較例鋼Ｎｏ．２２は、Ｃが本発明の下限
を下回るため、常温及び高温強度ともに低い。
を下回るため、常温及び高温強度ともに低い。
【００４５】比較例鋼Ｎｏ．２３は、Ｃが本発明の上限
を上回り、且つフェライト分率が下限を下回る。そのた
め、高温強度が低く、また降伏比が高く靭性が低い。
を上回り、且つフェライト分率が下限を下回る。そのた
め、高温強度が低く、また降伏比が高く靭性が低い。
【００４６】比較例鋼Ｎｏ．２４は、Ｓｉが本発明の上
限を上回るため、高温強度と靭性が低い。
限を上回るため、高温強度と靭性が低い。
【００４７】比較例鋼Ｎｏ．２５は、Ｍｎが本発明の上
限を上回り、且つフェライト分率が本発明の下限を下回
る。そのため、高温強度が低く、また降伏比が低い。
限を上回り、且つフェライト分率が本発明の下限を下回
る。そのため、高温強度が低く、また降伏比が低い。
【００４８】比較例鋼Ｎｏ．２６は、Ｎｉが本発明の上
限を上回るため、高温強度が低い。
限を上回るため、高温強度が低い。
【００４９】比較例鋼Ｎｏ．２７は、Ｃｒが本発明の上
限を上回るため、高温強度が低い。
限を上回るため、高温強度が低い。
【００５０】比較例鋼Ｎｏ．２８は、Ｍｏが本発明の下
限を下回るため、高温強度が低い。
限を下回るため、高温強度が低い。
【００５１】比較例鋼Ｎｏ．２９は、Ｍｏが本発明の上
限を上回るため、溶接継手靭性が低い。
限を上回るため、溶接継手靭性が低い。
【００５２】比較例鋼Ｎｏ．３０は、Ｖが本発明の下限
を下回るため、高温強度が低い。
を下回るため、高温強度が低い。
【００５３】比較例鋼Ｎｏ．３１は、Ｖが本発明の上限
を上回るため、母材及び溶接継手靭性が低い。
を上回るため、母材及び溶接継手靭性が低い。
【００５４】比較例鋼Ｎｏ．３２は、Ｎｂが本発明の下
限を下回るため、高温強度が低く且つ靭性が低い。
限を下回るため、高温強度が低く且つ靭性が低い。
【００５５】比較例鋼Ｎｏ．３３は、Ｎｂが本発明の上
限を上回るため、母材及び溶接継手靭性が低い。
限を上回るため、母材及び溶接継手靭性が低い。
【００５６】比較例鋼Ｎｏ．３４は、Ｔｉが本発明の上
限を上回るため、高温強度が低い。
限を上回るため、高温強度が低い。
【００５７】比較例鋼Ｎｏ．３５及びＮｏ．３６はそれ
ぞれ、Ｃａが及びＲＥＭが本発明の上限を上回るため、
靭性が低い。
ぞれ、Ｃａが及びＲＥＭが本発明の上限を上回るため、
靭性が低い。
【００５８】これらに対し、本発明実施例Ｎｏ．１〜１
５は、常温及び高温強度、常温での降伏比及び靭性全て
に申し分のない特性を示す。
５は、常温及び高温強度、常温での降伏比及び靭性全て
に申し分のない特性を示す。
【００５９】
【表１】
【００６０】
【表２】
【００６１】
【発明の効果】本発明により、低降伏比高温耐火特性が
優れた引張強度４００Ｎ／ｍｍ2〜４９０Ｎ／ｍｍ2級の
鋼の供給が可能となる。また、本発明によれば、溶接性
も向上でき、溶接指向が容易になるとともに耐震性の向
上も可能となるので、産業界に与える影響は極めて大き
いと言える。
優れた引張強度４００Ｎ／ｍｍ2〜４９０Ｎ／ｍｍ2級の
鋼の供給が可能となる。また、本発明によれば、溶接性
も向上でき、溶接指向が容易になるとともに耐震性の向
上も可能となるので、産業界に与える影響は極めて大き
いと言える。
Claims (4)
- 【請求項１】 重量比で、Ｃ：０．０１〜０．０７％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．８〜１．５％、
Ｍｏ：０．５〜１％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％未
満、Ｖ：０．０２〜０．１％を含有し、Ｃ、Ｍｏ、Ｎｂ
及びＶの各含有量で表されるＭＣ系炭化物析出パラメー
ターＭＣＰ＝（Ｍｏ／１２＋Ｎｂ／１８＋Ｖ／２０）−
Ｃが、 ＭＣＰ≧０ を満足し、残部Ｆｅ及び不可避適不純物である鋼組成を
有し、更にフェライト分率が０．８以上、且つ平均フェ
ライト結晶粒径が２０μｍ以下であることを特徴とする
低降伏比高温耐火鋼。 - 【請求項２】 鋼組成として、重量比で、更に、Ｃｒ：
０．２〜１％、を含有せしめたことを特徴とする請求項
１記載の低降伏比高温耐火鋼。 - 【請求項３】 鋼組成として、重量比で、更に、Ｎｉ：
０．２〜１％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％の１種また
は２種を含有せしめたことを特徴とする請求項１または
請求項２記載の低降伏比高温耐火鋼。 - 【請求項４】 鋼組成として、重量比で、更に、Ｃａ：
０．００１〜０．０１％、ＲＥＭ：０．０１〜０．０５
％の１種または２種を含有せしめたことを特徴とする請
求項１または請求項２または請求項３記載の低降伏比高
温耐火鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9003597A JPH10265895A (ja) | 1997-03-26 | 1997-03-26 | 低降伏比高温耐火鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9003597A JPH10265895A (ja) | 1997-03-26 | 1997-03-26 | 低降伏比高温耐火鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10265895A true JPH10265895A (ja) | 1998-10-06 |
Family
ID=13987411
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9003597A Withdrawn JPH10265895A (ja) | 1997-03-26 | 1997-03-26 | 低降伏比高温耐火鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH10265895A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2016023336A (ja) * | 2014-07-22 | 2016-02-08 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高温強度と溶接性に優れた低降伏比高張力鋼板およびその製造方法 |
-
1997
- 1997-03-26 JP JP9003597A patent/JPH10265895A/ja not_active Withdrawn
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2016023336A (ja) * | 2014-07-22 | 2016-02-08 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高温強度と溶接性に優れた低降伏比高張力鋼板およびその製造方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20040601 |