JPWO2007091725A1

JPWO2007091725A1 - 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: JPWO2007091725A1
Application number: JP2007557917A
Authority: JP
Inventors: 晃央奥村; 裕史北; 広一山本; 卓吉田
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2006-02-08
Filing date: 2007-02-08
Publication date: 2009-07-02
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Abstract

建造物の構造部材などに用いる耐火性と靭性の優れた耐火用高強度圧延鋼材であって、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。

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、特開２０００−０５４０６１号公報や特開平２０００−２４８３３５号公報に記載されている。
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、特開２００５−２７２８５４号公報や特開平０９−２４１７８９号公報に記載されている。
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。

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暸の場合は、０．２％耐力を適用するが、０．２％耐力の算出に当たっては、ＪＩＳＺ２２４１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、Ｃｒ：０．４％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｎｉ：１．０％以下、のいずれかの１種または２種以上を含有しても良い。
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、Ｃｒ：０．４％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｎｉ：１．０％以下、のいずれかの１種または２種以上を含有しても良い。
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。

図１は、ＮｂとＣの関係において、適正範囲を示す図である。
図２は、ＴｉとＮの関係において、適正範囲を示す図である。
図３は、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。
図４は、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。
図５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。

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、Ｆｅ_２３（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Ｆｅ_２ＳｉＯ_４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。
Ｃｒ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０．４％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０．４％とした。
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．１〜１４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、１４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、１４、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。

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。