JPWO2008126944A1 - 高温強度、靭性に優れた鋼材並びにその製造方法 - Google Patents
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Abstract
高温特性と靭性に優れた鋼材を提供するために、耐火鋼材を、質量％で、Ｃ：０．００１〜０．０３０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．４０〜２．００％、Ｎｂ：０．０３〜０．５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４０％未満、Ｎ：０．０００８％〜０．００５０％未満を含有し、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、Ｃ−Ｎｂ／７．７４≦０．００４を満足し、粒径０．０５〜１０μｍのＴｉ系酸化物を３０〜３００個／ｍｍ２の密度で有するものとする。
Description
本発明は、高温強度と靭性に優れた鋼材及びその製造方法に関する。
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。これにより、火災時の鋼材の温度を３５０℃以下にするという耐火被覆に関する制限が見直され、鋼材の高温強度と建築物の実荷重との関係から、適切な耐火被覆方法を選択できるようになった。そのため、６００℃での設計基準を満足する高温強度を確保できる場合、即ち、６００℃における高温強度が高い鋼材を使用することにより、耐火被覆の簡略化や削減が可能になった。
このような動向に対応すべく、鋼材の６００℃における高温強度の強化機構、（１）フェライト結晶粒径の微細化、（２）合金元素による固溶体強化、（３）硬化相による分散強化、（４）微細析出物による析出強化、のうち、主に析出強化を利用した耐火鋼材が開発されている。
従来、析出強化に寄与する元素であるＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ等を添加し、炭化物、窒化物等によって高温強度を確保する耐火鋼材が数多く提案されているが、近年、Ｍｏの多量の添加による製造コストの上昇、溶接性の低下が問題になった。
このような問題に対して、Ｃ及びＭｏの低減と熱間圧延の終了温度及び巻取温度の制御によって、高温強度の確保と、靭性と溶接性の改善を図った熱延鋼帯が提案されている（例えば、特開平７−３００６１８号公報、参照）。
しかし、これは巻取時に微細なＭｏ、Ｎｂの炭化物を析出させるものであり、固溶Ｎｂを利用していない点で高温強度が十分でなく、また、Ｔｉを含有させ、溶接熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｅｄ Ｚｏｎｅ、ＨＡＺという。）への窒化物の析出を抑制したものではないため、ＨＡＺの靭性の低下が懸念される。
また、Ｃ及びＭｏを低減し、固溶Ｎｂによって高温高度を高め、固溶Ｃ及び固溶Ｎを減じて冷間加工の成形性を確保した鋼板及び鋼管が提案されている（例えば、特開平１０−１７６２３７号公報、特開２０００−５４０６１号公報、特開２０００−２８２１６７号公報、参照）。しかし、これらはＴｉ／Ｎが高いため、粗大なＴｉＮが析出し、特にＨＡＺの靭性の低下が懸念される。
また、高温強度、靭性及び溶接性の確保のため、Ｍｏを減じ、Ｃｕの固溶及び析出を利用した耐火鋼材も提案されている（例えば、特開２００２−１１５０２２号公報、参照）。これは、固溶Ｎｂによって高温強度を高めるものではなく、Ｎｂの添加により、再結晶温度を低下させて結晶粒を細粒化し、また、Ｎｂの析出強化を利用するものである。
さらに、以上例示した特許文献で提案されている鋼材は、何れも、ＨＡＺにおける再熱脆化を考慮したものではなかった。再熱脆化とは、ＨＡＺが再び高温に加熱された際、炭化物、窒化物の析出によって脆化する、高温脆化である。
また、主として高層建築物の柱材として使用される極厚Ｈ形鋼についても、板厚サイズの増大にともない、その製造工程が低圧下量、低冷却速度となるため、薄手の鋼材と比較して充分な加工熱処理を施すことがより難しくなるため、従来技術において、強度を確保するには合金元素を多量に添加することが必要であり、その場合に靭性低下、溶接性低下などを併発する問題が生じていた。
このような動向に対応すべく、鋼材の６００℃における高温強度の強化機構、（１）フェライト結晶粒径の微細化、（２）合金元素による固溶体強化、（３）硬化相による分散強化、（４）微細析出物による析出強化、のうち、主に析出強化を利用した耐火鋼材が開発されている。
従来、析出強化に寄与する元素であるＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ等を添加し、炭化物、窒化物等によって高温強度を確保する耐火鋼材が数多く提案されているが、近年、Ｍｏの多量の添加による製造コストの上昇、溶接性の低下が問題になった。
このような問題に対して、Ｃ及びＭｏの低減と熱間圧延の終了温度及び巻取温度の制御によって、高温強度の確保と、靭性と溶接性の改善を図った熱延鋼帯が提案されている（例えば、特開平７−３００６１８号公報、参照）。
しかし、これは巻取時に微細なＭｏ、Ｎｂの炭化物を析出させるものであり、固溶Ｎｂを利用していない点で高温強度が十分でなく、また、Ｔｉを含有させ、溶接熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｅｄ Ｚｏｎｅ、ＨＡＺという。）への窒化物の析出を抑制したものではないため、ＨＡＺの靭性の低下が懸念される。
また、Ｃ及びＭｏを低減し、固溶Ｎｂによって高温高度を高め、固溶Ｃ及び固溶Ｎを減じて冷間加工の成形性を確保した鋼板及び鋼管が提案されている（例えば、特開平１０−１７６２３７号公報、特開２０００−５４０６１号公報、特開２０００−２８２１６７号公報、参照）。しかし、これらはＴｉ／Ｎが高いため、粗大なＴｉＮが析出し、特にＨＡＺの靭性の低下が懸念される。
また、高温強度、靭性及び溶接性の確保のため、Ｍｏを減じ、Ｃｕの固溶及び析出を利用した耐火鋼材も提案されている（例えば、特開２００２−１１５０２２号公報、参照）。これは、固溶Ｎｂによって高温強度を高めるものではなく、Ｎｂの添加により、再結晶温度を低下させて結晶粒を細粒化し、また、Ｎｂの析出強化を利用するものである。
さらに、以上例示した特許文献で提案されている鋼材は、何れも、ＨＡＺにおける再熱脆化を考慮したものではなかった。再熱脆化とは、ＨＡＺが再び高温に加熱された際、炭化物、窒化物の析出によって脆化する、高温脆化である。
また、主として高層建築物の柱材として使用される極厚Ｈ形鋼についても、板厚サイズの増大にともない、その製造工程が低圧下量、低冷却速度となるため、薄手の鋼材と比較して充分な加工熱処理を施すことがより難しくなるため、従来技術において、強度を確保するには合金元素を多量に添加することが必要であり、その場合に靭性低下、溶接性低下などを併発する問題が生じていた。
本発明は、熱間圧延まま、即ち、熱間圧延後、冷間圧延や、焼入れ、焼戻し等の調質熱処理を行なうことなく、溶接熱影響部における耐再熱脆化特性を含む高温特性、及び、母材とＨＡＺの靭性に優れ、耐火鋼材或いは極厚Ｈ形鋼として用いることのできる鋼材及びその製造方法を提供するものである。
本発明は、Ｃ及びＮの含有量を制限し、適量のＮｂを添加して、ＣとＮｂの関係を規定して固溶Ｎｂのドラッグ効果（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）を利用して高温強度を高め、更に、微細なＴｉ系酸化物を結晶粒界のピンニングと粒内変態の生成に利用して、ＨＡＺの粗大化を抑制して、板厚による機械特性変動の少なく、耐再熱脆化などの高温特性の向上を図り、さらには、母材やＨＡＺの靭性を確保するために、Ｔｉを添加する際の溶鋼中の溶存酸素濃度を調整して、鋼中にＴｉの微細な酸化物を分散させた鋼材及びその製造方法である。
そのような本発明の要旨は、以下のとおりである。
（１） 質量％で、Ｃ：０．００１％以上０．０３０％以下、Ｓｉ：０．０５％以上０．５０％以下、Ｍｎ：０．４０％以上２．００％以下、Ｎｂ：０．０３％以上０．５０％以下、Ｔｉ：０．００５％以上０．０４０％未満、Ｎ：０．０００８％以上０．００５０％未満を含有し、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０２０％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、ＣとＮｂの含有量が、
Ｃ−Ｎｂ／７．７４≦０．００４
を満足し、粒径が０．０５〜１０μｍであるＴｉ系酸化物を３０〜３００個／ｍｍ２の密度で有することを特徴とする高温特性と靭性に優れた鋼材。
（２） 質量％で、Ｖ：０．１０％以下、Ｍｏ：０．１０％未満の一方又は双方を含有することを特徴とする上記（１）に記載の高温特性と靭性に優れた鋼材。
（３） 質量％で、Ｚｒ：０．０３％以下、Ｈｆ：０．０１％以下の一方又は双方を含有することを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の高温特性と靭性に優れた鋼材。
（４） 質量％で、Ｃｒ：１．５％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）〜（３）の何れかに記載の高温特性と靭性に優れた鋼材。
（５） 質量％で、Ｍｇ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０３０％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下、Ｃａ：０．００５％以下の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）〜（４）の何れかに記載の高温特性と靭性に優れた鋼材。
（６） ＮｂとＣの質量濃度積が０．００１５以上であることを特徴とする上記（１）〜（５）の何れかに記載の高温特性と靭性に優れた鋼材。
（７） 鋼材が耐火鋼材であることを特徴とする上記（１）〜（６）の何れかに記載の高温特性と靭性に優れた鋼材。
（８） 鋼材がフランジ厚４０ｍｍ以上の極厚Ｈ形鋼であることを特徴とする上記（１）〜（６）の何れかに記載の高温特性と靭性に優れた鋼材。
（９） 上記（１）〜（６）の何れかに記載の成分からなる鋼を、溶存酸素を０．００３〜０．０１５質量％に調整した後、Ｔｉを添加して溶製し、鋳造して得られた鋼片を１１００〜１３５０℃に加熱し、熱間圧延することを特徴とする高温特性と靭性に優れた鋼材の製造方法。
（１０） １０００℃以下での累積圧下率を１０％以上として熱間圧延することを特徴とする上記（９）に記載の高温特性と靭性に優れた鋼材の製造方法。
（１１） 熱間圧延後、８００℃から５００℃までの温度範囲を０．１〜１０℃／ｓの平均冷却速度で冷却することを特徴とする上記（９）又は（１０）に記載の高温特性と靭性に優れた鋼材の製造方法。
本発明によれば、十分な常温強度及び高温強度を有し、母材とＨＡＺの靭性及び耐再熱脆化特性に優れた鋼材、特に、耐火Ｈ形鋼や極厚Ｈ形鋼を、冷間加工及び調質熱処理を施すことなく製造すること、あるいは、板厚の大きいサイズ、例えば、フランジ厚で１４０ｍｍ程度までの極厚Ｈ形鋼において、熱間圧延ままで、強度、靭性を確保しつつ製造することが可能になる。
鋼材のうち、熱間圧延で製造するＨ形鋼は、その形状からフランジ、ウェブ、フィレットの部位に分類され、各々の形状に応じて、圧延温度履歴及び冷却速度が異なるため、同一成分でも機械特性が部位により大きく変化することがあるが、本発明の成分組成を有する鋼は、強度、靭性に及ぼす圧延仕上げ温度依存性及び冷却速度依存性が比較的小さく、Ｈ形鋼の断面部位内での材質のばらつきを軽減でき、また、板厚による材質の変化を小さくすることができるため、特に、極厚Ｈ形鋼のような板厚の大きなサイズでの強度、靭性の確保及びＨ形鋼断面内ばらつきの低減が可能となる。
本発明は、Ｃ及びＮの含有量を制限し、適量のＮｂを添加して、ＣとＮｂの関係を規定して固溶Ｎｂのドラッグ効果（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）を利用して高温強度を高め、更に、微細なＴｉ系酸化物を結晶粒界のピンニングと粒内変態の生成に利用して、ＨＡＺの粗大化を抑制して、板厚による機械特性変動の少なく、耐再熱脆化などの高温特性の向上を図り、さらには、母材やＨＡＺの靭性を確保するために、Ｔｉを添加する際の溶鋼中の溶存酸素濃度を調整して、鋼中にＴｉの微細な酸化物を分散させた鋼材及びその製造方法である。
そのような本発明の要旨は、以下のとおりである。
（１） 質量％で、Ｃ：０．００１％以上０．０３０％以下、Ｓｉ：０．０５％以上０．５０％以下、Ｍｎ：０．４０％以上２．００％以下、Ｎｂ：０．０３％以上０．５０％以下、Ｔｉ：０．００５％以上０．０４０％未満、Ｎ：０．０００８％以上０．００５０％未満を含有し、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０２０％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、ＣとＮｂの含有量が、
Ｃ−Ｎｂ／７．７４≦０．００４
を満足し、粒径が０．０５〜１０μｍであるＴｉ系酸化物を３０〜３００個／ｍｍ２の密度で有することを特徴とする高温特性と靭性に優れた鋼材。
（２） 質量％で、Ｖ：０．１０％以下、Ｍｏ：０．１０％未満の一方又は双方を含有することを特徴とする上記（１）に記載の高温特性と靭性に優れた鋼材。
（３） 質量％で、Ｚｒ：０．０３％以下、Ｈｆ：０．０１％以下の一方又は双方を含有することを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の高温特性と靭性に優れた鋼材。
（４） 質量％で、Ｃｒ：１．５％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）〜（３）の何れかに記載の高温特性と靭性に優れた鋼材。
（５） 質量％で、Ｍｇ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０３０％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下、Ｃａ：０．００５％以下の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）〜（４）の何れかに記載の高温特性と靭性に優れた鋼材。
（６） ＮｂとＣの質量濃度積が０．００１５以上であることを特徴とする上記（１）〜（５）の何れかに記載の高温特性と靭性に優れた鋼材。
（７） 鋼材が耐火鋼材であることを特徴とする上記（１）〜（６）の何れかに記載の高温特性と靭性に優れた鋼材。
（８） 鋼材がフランジ厚４０ｍｍ以上の極厚Ｈ形鋼であることを特徴とする上記（１）〜（６）の何れかに記載の高温特性と靭性に優れた鋼材。
（９） 上記（１）〜（６）の何れかに記載の成分からなる鋼を、溶存酸素を０．００３〜０．０１５質量％に調整した後、Ｔｉを添加して溶製し、鋳造して得られた鋼片を１１００〜１３５０℃に加熱し、熱間圧延することを特徴とする高温特性と靭性に優れた鋼材の製造方法。
（１０） １０００℃以下での累積圧下率を１０％以上として熱間圧延することを特徴とする上記（９）に記載の高温特性と靭性に優れた鋼材の製造方法。
（１１） 熱間圧延後、８００℃から５００℃までの温度範囲を０．１〜１０℃／ｓの平均冷却速度で冷却することを特徴とする上記（９）又は（１０）に記載の高温特性と靭性に優れた鋼材の製造方法。
本発明によれば、十分な常温強度及び高温強度を有し、母材とＨＡＺの靭性及び耐再熱脆化特性に優れた鋼材、特に、耐火Ｈ形鋼や極厚Ｈ形鋼を、冷間加工及び調質熱処理を施すことなく製造すること、あるいは、板厚の大きいサイズ、例えば、フランジ厚で１４０ｍｍ程度までの極厚Ｈ形鋼において、熱間圧延ままで、強度、靭性を確保しつつ製造することが可能になる。
鋼材のうち、熱間圧延で製造するＨ形鋼は、その形状からフランジ、ウェブ、フィレットの部位に分類され、各々の形状に応じて、圧延温度履歴及び冷却速度が異なるため、同一成分でも機械特性が部位により大きく変化することがあるが、本発明の成分組成を有する鋼は、強度、靭性に及ぼす圧延仕上げ温度依存性及び冷却速度依存性が比較的小さく、Ｈ形鋼の断面部位内での材質のばらつきを軽減でき、また、板厚による材質の変化を小さくすることができるため、特に、極厚Ｈ形鋼のような板厚の大きなサイズでの強度、靭性の確保及びＨ形鋼断面内ばらつきの低減が可能となる。
図１は、Ｃ及びＮｂが鋼材の高温強度に及ぼす影響を示す図である。
図２は、Ｔｉ酸化物の数密度分布が鋼材のＨＡＺの靭性に及ぼす影響を示す図である。
図３は、Ｔｉ酸化物の数密度分布が鋼材の再熱脆化特性に及ぼす影響を示す図である。
図４は、Ｔｉを添加する前の溶存酸素量とＴｉ量の関係がＴｉ系酸化物の密度に及ぼす影響を示す図である。
図５は、本発明法を実施する装置配置例として形鋼製造プロセスの略図である。
図６は、Ｈ形鋼の断面形状及び機械試験片の採取位置を示す図である。
図２は、Ｔｉ酸化物の数密度分布が鋼材のＨＡＺの靭性に及ぼす影響を示す図である。
図３は、Ｔｉ酸化物の数密度分布が鋼材の再熱脆化特性に及ぼす影響を示す図である。
図４は、Ｔｉを添加する前の溶存酸素量とＴｉ量の関係がＴｉ系酸化物の密度に及ぼす影響を示す図である。
図５は、本発明法を実施する装置配置例として形鋼製造プロセスの略図である。
図６は、Ｈ形鋼の断面形状及び機械試験片の採取位置を示す図である。
本発明者は、Ｎｂの添加により焼入れ性を高め、マッシブフェライト、又はベイナイトの一方又は双方を生成させることにより、高温強度並びに常温での強度及び靭性を高め、かつ、耐再熱脆化特性に優れた鋼材を得ること、更に、固溶Ｎｂのドラッグ効果によって、高温での転位の移動速度を遅らせ、これにより高温での軟化に対して抵抗力を発揮し、耐火鋼材として必要な高温強度を確保することを検討した。
その結果、Ｎｂの効果を最大限に発揮させるための、低Ｃ化、低Ｎ化、及び、Ｔｉの添加について、以下の知見を得た。
低Ｃ化及び低Ｎ化は、ポリゴナルフェライトの生成の抑制及び固溶Ｎｂの確保に有効である。Ｎｂの炭化物であるＮｂＣ及び窒化物であるＮｂＮは、ポリゴナルフェライトの生成核となり、かつ、これらの析出によって固溶Ｎｂが減少する。特に、少量のＮｂの炭化物、窒化物が微細に析出すれば、析出強化による強度向上に寄与するが、溶接後、再び高温に加熱されると、ＨＡＺのオーステナイトの結晶粒界（以下、γ粒界ともいう。）にＮｂＣが析出して再熱脆化を発現することがある。
したがって、耐再熱脆化特性を確保するためには、Ｃ添加量及びＮ添加量の上限を規定することは極めて重要である。また、炭素含有量が０．０３％超では、部分的に島状マルテンサイトを生成し、靭性が著しく低下することがあるという問題も判明した。
さらに、Ｔｉによる制御脱酸によって、微細なＴｉ系酸化物を鋼中に分散させると、結晶粒をピンニングしてその成長を抑制するため、結晶粒径が微細になる。特に、ＨＡＺに見られるような１４００℃加熱、急冷といった熱サイクルでの結晶粒粗大化を防止させることができる。
これにより、ＨＡＺ靭性が向上するだけでなく、ＨＡＺの高温脆化も抑制されることがわかった。
以上の知見を基に、本発明者は、さらに、（１）Ｃ及びＮｂと鋼材の高温強度との関係、（２）一次脱酸で溶存酸素を調整後、Ｔｉを添加して更に脱酸した場合のＴｉ系酸化物の粒径及び数密度分布がＨＡＺ靭性及び耐再熱脆化特性に及ぼす影響について詳細な検討を行った。
本発明者は、質量％で、Ｃ：０．００１％以上０．０３０％以下、Ｓｉ：０．０５％以上０．５０％以下、Ｍｎ：０．４％以上２．０％以下、Ｎｂ：０．０３％以上０．５０％以下、Ｔｉ：０．００５％以上０．０４０％未満、Ｎ：０．０００８％以上０．００５０％未満を含有し、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼を、Ｔｉを添加する際の溶存酸素量を変化させて溶製し、鋳造して得られた鋼片を１１００〜１３５０℃に加熱し、１０００℃以下での累積圧下率を３０％以上として、熱間圧延し、板厚１０〜４０ｍｍの鋼板を製造した。
鋼板から、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に準拠して引張試験片を採取し、常温での引張試験をＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して行い、６００℃での引張試験をＪＩＳ Ｇ ０５６７に準拠して行った。また、鋼板から小片を採取して、昇温速度１０℃／ｓで１４００℃に加熱して１ｓ保持し、８００℃から５００℃までの冷却に要する時間を１０ｓとして冷却する、ＨＡＺの熱履歴を模擬する熱処理（ＨＡＺ再現熱処理という。）を施した後、試験片に加工し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠してシャルピー衝撃試験を行った。また、Ｔｉ系酸化物の粒径と密度を、走査型電子顕微鏡を用いて測定した。
図１は、Ｃ及びＮｂの含有量と高温強度の関係、具体的には、６００℃における０．２％耐力（６００℃ＹＳ）を、Ｃ−Ｎｂ／７．７４に対して示したものである。図において、○及び●は常温の引張強度が４００ＭＰａ級の鋼材の６００℃ＹＳであり、□は４９０ＭＰａ級の鋼材の６００℃ＹＳである。
図１から、Ｃ−Ｎｂ／７．７４が０．００４以下になると、常温の引張強度が４００ＭＰａ級、４９０ＭＰａ級の鋼材の、６００℃における０．２％耐力が目標値を超え、良好な高温強度が得られることがわかる。
図２は、鋼中において粒径０．０５〜１０μｍのＴｉ系酸化物の数密度分布がＨＡＺ靭性に及ぼす影響を示したものである。図２から、良好なＨＡＺ靭性を得るには、粒径が０．０５〜１０μｍのＴｉ系酸化物を３０〜３００個／ｍｍ２の割合で分散含有することが必要であることがわかる。
また、丸棒の引張試験片を用いて、昇温速度１０℃／ｓで１４００℃に加熱して１ｓ保持し、８００℃から５００℃までの冷却に要する時間を１０ｓとして１００℃に冷却するＨＡＺ再現熱処理を施した後、昇温速度を１０℃／ｓとして６００℃に再加熱し、絞り値、即ち再熱絞りを測定した。
その結果、図３に示すように、Ｔｉ系酸化物の分散が上記の範囲にあるＨＡＺ靭性に優れる鋼材では、再熱絞りも３０％以上という良好な結果が得られ、耐再熱脆化特性にも優れることが確認された。
図４は、Ｔｉを添加する前の溶存酸素量とＴｉ量の関係がＴｉ系酸化物の密度に及ぼす影響を示したものである。図４の数値は、粒径が０．０５〜１０μｍのＴｉ系酸化物の密度である。図４から、良好なＨＡＺ靭性を有する粒径０．０５〜１０μｍのＴｉ系酸化物を、３０〜３００個／ｍｍ２の割合で含有する鋼材を得るためには、Ｔｉ添加前の一次脱酸後の溶存酸素を、質量％で、０．００３〜０．０１５％、好ましくは０．００３〜０．０１０％に調整し、Ｔｉの含有量を０．００５〜０．０４０％未満、好ましくは０．００５〜０．０２０％とする必要があることがわかる。
以上のように、特に、Ｂを含有しない耐火形鋼では、低Ｃ化及び低Ｎ化した上で、さらに、ＣとＮｂの関係及びＴｉ系酸化物の粒径、数密度を最適化すると、固溶Ｎｂが確保され、ＨＡＺのγ粒界への炭化物及び窒化物の析出が抑制され、再熱脆化の防止に極めて有効であることがわかった。
また、本成分系のさらなるメリットとして、固溶Ｎｂによる適度な焼入れ性を維持するとともに、鋼材強度や靭性に寄与する元素のバランスが極めて良好であり、加熱後の冷却過程における冷却速度による強度や靭性の依存性がほとんどなく、特性のばらつきが非常に少ないため、板厚の大きいサイズに適用した場合には、強度、靭性が、あらゆる部位において高位で維持でき、極厚Ｈ形鋼に適した化学成分であることがわかった。
以上の知見に基づく本発明につき、以下、詳細に説明する。まず、Ｔｉ系酸化物について説明する。
Ｔｉ系酸化物の粒径、密度：
本発明は、微細に分散したＴｉ系酸化物を利用して、特にＨＡＺの結晶粒粗大化をピンニングの効果によって抑制し、ＨＡＺ靭性及び再熱脆化特性を向上させた耐火鋼である。この、ピンニングに有効なＴｉ系酸化物の粒径の下限は、０．０５μｍ以上である。Ｔｉ系酸化物の粒径が１０μｍを超えると、破壊の起点となって靭性を阻害する。
また、ＨＡＺ靭性及び再熱脆化恃性の向上には、３０〜３００個／ｍｍ２が有効である。粒径が０．０５〜１０μｍのＴｉ系酸化物の密度が、３０個／ｍｍ２未満では、ピンニングの効果が不十分である。一方、粒径が０．０５〜１０μｍのＴｉ系酸化物の密度が３００個／ｍｍ２を超えると、亀裂の伝播が促進されて靭性を損なう。
なお、Ｔｉ系酸化物とは、ＴｉＯ２、Ｔｉ２Ｏ３、これらとＳｉＯ２などのＳｉ系酸化物及びＡｌ２Ｏ３などのＡｌ系酸化物との複合酸化物、ＭｎＳなどの硫化物、ＴｉＮなどの窒化物が複合析出したＴｉを含む酸化物の総称である。
Ｔｉ系酸化物の粒径及び密度は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて測定することができる。Ｔｉ系酸化物の同定には、エネルギー分散型Ｘ線分析装置を有するＳＥＭを使用することが好ましい。Ｔｉ系酸化物は、液相中で晶出し、熱間圧延でも延伸しないため、球状の介在物として観察される。エネルギー分散型Ｘ線分析装置を使用すると、球状の介在物がＴｉを含有する酸化物であることを確認することができる。
ＳＥＭにより、５０００〜１００００倍で、数視野、好ましくは２０視野以上を観察し、介在物の個数を数えて、観察部位の面積で割ることにより、密度を算出することができる。なお、粒径が０．０５μｍ未満或いは１０μｍ超の介在物は靭性改善に寄与しないため、密度の算出の際には無視する。
Ｔｉ添加前の溶存酸素量：
粒径が０．０５〜１０μｍ、密度が３０〜３００個／ｍｍ２のＴｉ系酸化物を鋼中に存在させるには、鋼を溶製する際の、Ｔｉを添加する前の溶存酸素量が重要である。Ｔｉ添加前の溶存酸素量が０．００３％未満であると、Ｔｉ系酸化物の粒径が小さくなり、密度が低下する。一方、Ｔｉ添加前の溶存酸素量が、０．０１５％超になると、Ｔｉ系酸化物の粒径が１０μｍを超えて粗大化し、靭性を阻害する。したがって、Ｔｉを添加する前の溶存酸素量を０．００３〜０．０１５％の範囲とした。鋼を溶製する際、Ｔｉを添加する前にＳｉ及びＭｎを脱酸剤として用いて脱酸を行えば、溶存酸素量を０．００３〜０．０１５％とすることができる。
次に、本発明の耐火鋼の成分について説明する。
Ｃは、鋼を強化する元素であり、構造用鋼として必要な強度を得るには、０．００１％以上の添加が必要である。一方、０．０３０％超のＣを添加すると、ＨＡＺに粗大な炭化物を生じて、靭性及び再熱脆性を低下させ、また、ベイナイト相のラス間に島状マルテンサイトを生成し、母材の靭性が低下する。したがって、Ｃ量の下限を０．００１％、上限を０．０３０％とした。なお、再熱脆性及び靭性確保の観点から、下限を０．００５％、上限を０．０２０％とすることが好ましい。
Ｓｉは、本発明において重要な脱酸剤であり、また、強度の向上にも寄与する元素である。Ｔｉを添加する前の溶鋼の溶存酸素を０．００３〜０．０１５質量％にするために、また、母材の強度確保のためには、０．０５％以上のＳｉ添加が必要である。一方、Ｓｉ量が０．５０％を超えると低融点の酸化物を生成し、スケール剥離性が悪化する。そのため、Ｓｉ量を０．０５％以上０．５０％以下とする。また、Ｓｉ量が０．４０％を超えると、溶融メッキ時のムラが発生し、美観性が損なわれことがある。したがって、Ｓｉ量の上限を０．４０％以下とすることが好ましい。
Ｍｎは、本発明において重要な脱酸剤であり、また、焼入れ性を上昇させ、ベイナイト組織の生成量を増加させて、強度及び靭性の向上に寄与する元素である。Ｔｉを添加する前の溶鋼の溶存酸素を０．００３〜０．０１５質量％にするために、また、母材の強度、靭性を確保するためには、０．４０％以上の添加が必要である。一方、Ｍｎは、連続鋳造において鋼片を製造する際、鋼片の中心に偏析し易い元素であり、２．００％を超えるＭｎを添加すると、偏析部の焼入れ性が過度に上昇して靭性が悪化する。
したがって、Ｍｎ量を０．４０％以上、２．００％以下とする。特に、Ｍｎ以外の強化元素の添加量が少ない場合には、Ｍｎ添加によって強度を確保するため、１．１０％以上を添加することが好ましい。
Ｎｂは、本発明において極めて重要である固溶Ｎｂの確保のために添加する。固溶Ｎｂの確保により、焼入性を上昇させて常温強度を高め、また転位のドラッグ効果により変形抵抗を増加させて高温域においても強度を確保させることができる。このような効果を発現する固溶Ｎｂを確保するため、Ｎｂを０．０３％以上添加することが必要である。一方、０．５０％超のＮｂを添加すると、ＨＡＺ靭性が劣化するため、上限を０．５０％とした。高温強度を更に高めるためには、Ｎｂを０．１０％以上添加することが好ましい。
また、Ｎｂは強力な炭化物形成元素であり、過剰なＣとＮｂＣを形成して析出するため固溶Ｎｂが減少する。そのため、固溶Ｎｂを確保して、高温強度を向上させるには、
Ｃ−Ｎｂ／７．７４≦０．００４
を満たすことが必要である。なお、ここでＣ、Ｎｂは、それぞれＣ、Ｎｂの含有量であり、単位は質量％である。
Ｃ−Ｎｂ／７．７４の下限は、Ｃの下限値とＮｂの上限値から求めることができるので、特に規定しない。
ＮｂとＣの質量濃度積は、固溶Ｎｂ量の指標であり、高温強度をさらに向上させるためには、０．００１５以上とすることが好ましい。ＮｂとＣの質量濃度積とは、質量％で表されるＮｂ及びＣの含有量の積である。ＮｂとＣの質量濃度積の上限は、Ｎｂ及びＣの含有量の上限値から求められるので、特に規定しない。
Ｔｉは、上述のようにＴｉ系酸化物を形成する重要な元素である。また、炭化物及び窒化物を生成する元素であり、高温で安定なＴｉＮを形成し易い。ＴｉＮの形成によって、ＮｂＮの析出を抑制することができるため、Ｔｉの添加は、固溶Ｎｂの確保にも極めて有効である。この効果を得るには、Ｔｉを０．００５％以上添加することが必要である。一方、Ｔｉを０．０４０％以上添加すると、Ｔｉ系酸化物、ＴｉＮが粗大化し、靭性を損なう。
そのため、Ｔｉ量を０．００５％以上、０．０４０％未満とする。微細なＴｉ系酸化物の量を確保し、靭性を向上させる観点から、上限は０．０２０％が好ましい。
Ｎは、窒化物を生成する不純物元素である。Ｎ量の低減は、固溶Ｎｂの確保に有効であり、上限を０．００５０％未満とする。Ｎの含有量は極力低濃度であることが好ましいが、０．０００８％未満とするには、製造コストが増大する。また、靭性確保の観点から、Ｎ量の上限を０．００４５％とすることが好ましい。
Ｐ、Ｓは不純物であり、過剰に含有すると、凝固偏析による溶接割れ及び靭性の低下を生じる。したがって、Ｐ及びＳは極力低減すべきであり、それぞれの含有量の上限を０．０３０％、及び、０．０２０％とする。
本発明では、さらに、この成分系に、必要に応じてＶ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｇ、Ａｌ、ＲＥＭ、及び／又は、Ｃａを適宜添加することにより、特性を向上させることができる。以下、それらの選択的に添加する成分について説明する。
Ｖは、析出強化元素として知られているが、Ｃ含有量の低い本発明では、固溶強化に寄与する。Ｖは、０．１０％超を添加しても効果が飽和し、経済性も損なわれるので、上限を０．１０％とすることが好ましい。
Ｍｏは、固溶強化及び焼入れ性の向上による組織強化に寄与する元素であり、目標とする強度に応じて添加することが好ましい。しかし、０．１０％以上のＭｏを添加すると経済性が損なわれ、また、ＨＡＺの靭性及び高温脆性が低下することがあるので、上限を０．１０未満とすることが好ましい。
Ｚｒは、ＴｉＮよりも高温で安定な窒化物であるＺｒＮを生成する元素である。ＺｒＮの生成により、Ｔｉを単独で添加した場合よりも、鋼中の固溶Ｎの低減に有効に寄与し、固溶Ｂ、固溶Ｎｂを確保できる。Ｚｒの含有量が０．０３％超になると、鋳造前の溶鋼中に粗大なＺｒＮが生成し、常温での靭性及びＨＡＺの靭性を損なう。したがって、Ｚｒの濃度は０．０３％以下とすることが好ましい。また、ＮｂＮの析出を抑制し、高温強度、絞りの低下を防止するためには、０．００５％以上の添加が好ましい。
Ｈｆは、Ｔｉと同様、窒化物を生成する元素であり、固溶Ｎの低減に寄与する。しかし、０．０１％を超えるＨｆを添加すると、ＨＡＺの靭性が低下することがある。したがって、Ｈｆの上限を０．０１％とすることが好ましい。
Ｃｒ、Ｃｕ、及び、Ｎｉは、焼入れ性の向上により、強度上昇に寄与する元素である。Ｃｒ及びＣｕは、過剰に添加すると、靭性を損なうことがあるため、それそれ、上限を、１．５％、及び、１．０％とすることが好ましい。また、Ｎｉは、経済性の観点から、上限を１．０％とすることが好ましい。
Ｍｇは、強力な脱酸元素であるとともに、高温で安定なＭｇ系酸化物を生成し、溶接時に高温に加熱された場合でも鋼中に固溶せず、γ粒をピンニングする機能を有する。これにより、ＨＡＺの組織を微細化し、靭性の低下を抑制する。ただし、０．００５％を超えるＭｇを添加すると、Ｍｇ系酸化物が粗大化し、γ粒のピンニングに寄与しなくなり、粗大な酸化物を生成して靭性を損なうことがあるため、上限を０．００５％とすることが好ましい。
Ａｌは、強力な脱酸剤であり、一次脱酸後の溶存酸素濃度を０．００３〜０．０１５％に制御するために添加してもよい。しかし、０．０３０％超のＡｌを含有すると、島状マルテンサイトを形成し、靭性を損なうことがあるため、上限を０．０３０％とする。靭性向上の観点から、上限は、０．０２％が好ましい。
ＲＥＭ（希土類元素）は、鋼中で酸化反応及び硫化反応し、酸化物及び硫化物を生成する。これらの酸化物及び硫化物は高温で安定であり、溶接時に高温に加熱された場合でも鋼中に固溶せず、粒界をピンニングする機能を有する。この機能により、ＨＡＺの組織を微細化し、靭性の低下を抑制することができる。
この効果を得るには、すべての希土類元素の合計の含有量を、０．００１％以上として添加することが好ましい。一方、ＲＥＭを、０．０１％を超えて添加すると、酸化物や硫化物の体積分率が高くなり、靭性を低下させることがあるので、上限を０．０１％とすることが好ましい。
Ｃａは、少量を添加することにより、熱間圧延での硫化物の圧延方向への延伸を抑制する効果を発現する。これにより、靭性が向上し、特に、板厚方向のシャルピー値の改善に寄与する。この効果を得るには、Ｃａを０．００１％以上添加することが好ましい。一方、Ｃａを、０．００５％を超えて添加すると、酸化物や硫化物の体積分率が高くなり、靭性を低下させることがあるため、上限を０．００５％とすることが好ましい。
本発明の鋼の金属組織は特に限定しないが、焼き入性を高める元素の含有量を調整して、要求される強度に応じたものとすればよい。強度を高めるには、マッシブフェライト、ベイナイトの一方又は双方の面積率を高めることが好ましい。
マッシブフェライトは、冷却過程でオーステナイトが同一組成のフェライトに拡散変態した組織であり、変態前後の組成が同一であることから、Ｃの拡散ではなく、Ｆｅ原子の自己拡散、即ち、格子の再配列が律速段階になる。したがって、マッシブフェライトは、原子の移動距離が短く、比較的速い変態速度で生成するため、結晶粒径がポリゴナルフェライトよりも大きく、転位密度が高い。
このような機構で生成するマッシブフェライトは、ポリゴナルフェライトとは、光学顕微鏡による組織観察では、結晶粒径が相違するものの、形態には差異がない。したがって、これらを明確に区別するには、透過型電子顕微鏡による観察が必要である。また、ベイナイトは板状組織であり、マッシブフェライト及びポリゴナルフェライトと、光学顕微鏡によって判別することが可能である。
なお、マッシブフェライト、ベイナイト、ポリゴナルフェライト以外に、少量のマルテンサイト、残留オーステナイト、パーライトが生じていることがある。
マッシブフェライト、ベイナイトの生成は、鋼の焼き入性を高めることによって促進される。そのため、焼き入性指標であるＣｅｑを０．０５以上とすることが好ましい。また、Ｃｅｑが高すぎると、強度が上昇して靭性を損なうことがあるため、上限を０．６０以下とすることがさらに好ましい。なお、
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４
であり、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖはそれぞれの元素の含有量［質量％］である。
次に製造方法について説明する。
鋼は、上述のように、Ｓｉ、Ｍｎを脱酸剤として使用し、Ｔｉ添加前の溶存酸素量を調整して溶製し、鋳造して鋼片とする。生産性の観点から、連続鋳造が好ましい。
得られた鋼片は、熱間圧延によって鋼板又は形鋼に成形され、冷却される。なお、本発明が対象とする鋼材は、圧延された鋼板、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が含まれる。
このうち、耐火性及び耐再熱脆化特性が要求される建材には、特にＨ形鋼が好適である。また、柱材として使用する場合には、極厚Ｈ形鋼に代表される板厚の大きなサイズの鋼材が好適である。
粒径が０．０５〜１０μｍのＴｉ系酸化物を３０〜３００個／ｍｍ２の割合で含有する本発明の鋼材を得るためには、Ｔｉ添加前の一次脱酸後における溶存酸素の調整が非常に重要であり、溶存酸素量を質量％で０．００３〜０．０１５％に調整する必要がある。Ｔｉ系酸化物を生成するためには０．００３％以上の溶存酸素量が必要であり、０．０１５％を超えるとＴｉ酸化物の粒径が大きくなるため粒径が０．０５〜１０μｍの個数が十分に得られなくなる。この観点から、溶存酸素は０．０１０％を上限にすることが好ましい。
熱間圧延によって鋼材を製造するには、塑性変形を容易にし、Ｎｂを十分に固溶させるため、鋼片の加熱温度の下限を１１００℃とすることが必要である。また、熱間加工により形鋼を製造する場合には、塑性変形を更に容易にするため、加熱温度を１２００℃以上とすることが好ましい。鋼片の加熱温度の上限は、加熱炉の性能、経済性から１３５０℃とした。鋼のミクロ組織を微細化するには、鋼片の加熱温度の上限を１３００℃とすることが好ましい。
熱間圧延では、１０００℃以下での累積圧下率を１０％以上とすることが好ましい。これにより、熱間加工での再結晶を促進させてγ粒を細粒化し、靭性及び強度を向上させることができる。
製品の板厚が４０ｍｍ未満の場合は、圧延前の素材の板厚制約が少なく、１０００℃以下の累積圧下率を３０％以上確保することで強度向上が可能となるため、板厚が４０ｍｍ未満の場合、累積圧下率の範囲は３０％以上とすることが好ましい。
また、熱間加工を、鋼の組織がオーステナイト単相である温度範囲（γ単相領域という。）で完了させるか、又は相変態によって生成するフェライトの体積分率が低い状態で完了させることにより、降伏強度の著しい上昇、靭性の低下及び靭性の異方性の発生等、機械特性の低下を回避することができる。したがって、熱間圧延の終了温度を８００℃以上とすることが好ましい。
さらに、熱間圧延後は、制御冷却により、８００〜５００℃の温度範囲の平均冷却速度を、０．１〜１０℃／ｓとすることが好ましい。熱間圧延後の制御冷却によって、鋼材の強度及び靭性を更に向上させるには、８００〜５００℃の温度範囲の平均冷却速度を０．１℃／ｓ以上とすることが好ましい。一方、８００〜５００℃の温度範囲の平均冷却速度が１０℃／ｓを超えると、ベイナイト相やマルテンサイト相の組織分率が上昇し、靭性が低下することがあるため、上限を１０℃／ｓとすることが好ましい。
その結果、Ｎｂの効果を最大限に発揮させるための、低Ｃ化、低Ｎ化、及び、Ｔｉの添加について、以下の知見を得た。
低Ｃ化及び低Ｎ化は、ポリゴナルフェライトの生成の抑制及び固溶Ｎｂの確保に有効である。Ｎｂの炭化物であるＮｂＣ及び窒化物であるＮｂＮは、ポリゴナルフェライトの生成核となり、かつ、これらの析出によって固溶Ｎｂが減少する。特に、少量のＮｂの炭化物、窒化物が微細に析出すれば、析出強化による強度向上に寄与するが、溶接後、再び高温に加熱されると、ＨＡＺのオーステナイトの結晶粒界（以下、γ粒界ともいう。）にＮｂＣが析出して再熱脆化を発現することがある。
したがって、耐再熱脆化特性を確保するためには、Ｃ添加量及びＮ添加量の上限を規定することは極めて重要である。また、炭素含有量が０．０３％超では、部分的に島状マルテンサイトを生成し、靭性が著しく低下することがあるという問題も判明した。
さらに、Ｔｉによる制御脱酸によって、微細なＴｉ系酸化物を鋼中に分散させると、結晶粒をピンニングしてその成長を抑制するため、結晶粒径が微細になる。特に、ＨＡＺに見られるような１４００℃加熱、急冷といった熱サイクルでの結晶粒粗大化を防止させることができる。
これにより、ＨＡＺ靭性が向上するだけでなく、ＨＡＺの高温脆化も抑制されることがわかった。
以上の知見を基に、本発明者は、さらに、（１）Ｃ及びＮｂと鋼材の高温強度との関係、（２）一次脱酸で溶存酸素を調整後、Ｔｉを添加して更に脱酸した場合のＴｉ系酸化物の粒径及び数密度分布がＨＡＺ靭性及び耐再熱脆化特性に及ぼす影響について詳細な検討を行った。
本発明者は、質量％で、Ｃ：０．００１％以上０．０３０％以下、Ｓｉ：０．０５％以上０．５０％以下、Ｍｎ：０．４％以上２．０％以下、Ｎｂ：０．０３％以上０．５０％以下、Ｔｉ：０．００５％以上０．０４０％未満、Ｎ：０．０００８％以上０．００５０％未満を含有し、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼を、Ｔｉを添加する際の溶存酸素量を変化させて溶製し、鋳造して得られた鋼片を１１００〜１３５０℃に加熱し、１０００℃以下での累積圧下率を３０％以上として、熱間圧延し、板厚１０〜４０ｍｍの鋼板を製造した。
鋼板から、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に準拠して引張試験片を採取し、常温での引張試験をＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して行い、６００℃での引張試験をＪＩＳ Ｇ ０５６７に準拠して行った。また、鋼板から小片を採取して、昇温速度１０℃／ｓで１４００℃に加熱して１ｓ保持し、８００℃から５００℃までの冷却に要する時間を１０ｓとして冷却する、ＨＡＺの熱履歴を模擬する熱処理（ＨＡＺ再現熱処理という。）を施した後、試験片に加工し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠してシャルピー衝撃試験を行った。また、Ｔｉ系酸化物の粒径と密度を、走査型電子顕微鏡を用いて測定した。
図１は、Ｃ及びＮｂの含有量と高温強度の関係、具体的には、６００℃における０．２％耐力（６００℃ＹＳ）を、Ｃ−Ｎｂ／７．７４に対して示したものである。図において、○及び●は常温の引張強度が４００ＭＰａ級の鋼材の６００℃ＹＳであり、□は４９０ＭＰａ級の鋼材の６００℃ＹＳである。
図１から、Ｃ−Ｎｂ／７．７４が０．００４以下になると、常温の引張強度が４００ＭＰａ級、４９０ＭＰａ級の鋼材の、６００℃における０．２％耐力が目標値を超え、良好な高温強度が得られることがわかる。
図２は、鋼中において粒径０．０５〜１０μｍのＴｉ系酸化物の数密度分布がＨＡＺ靭性に及ぼす影響を示したものである。図２から、良好なＨＡＺ靭性を得るには、粒径が０．０５〜１０μｍのＴｉ系酸化物を３０〜３００個／ｍｍ２の割合で分散含有することが必要であることがわかる。
また、丸棒の引張試験片を用いて、昇温速度１０℃／ｓで１４００℃に加熱して１ｓ保持し、８００℃から５００℃までの冷却に要する時間を１０ｓとして１００℃に冷却するＨＡＺ再現熱処理を施した後、昇温速度を１０℃／ｓとして６００℃に再加熱し、絞り値、即ち再熱絞りを測定した。
その結果、図３に示すように、Ｔｉ系酸化物の分散が上記の範囲にあるＨＡＺ靭性に優れる鋼材では、再熱絞りも３０％以上という良好な結果が得られ、耐再熱脆化特性にも優れることが確認された。
図４は、Ｔｉを添加する前の溶存酸素量とＴｉ量の関係がＴｉ系酸化物の密度に及ぼす影響を示したものである。図４の数値は、粒径が０．０５〜１０μｍのＴｉ系酸化物の密度である。図４から、良好なＨＡＺ靭性を有する粒径０．０５〜１０μｍのＴｉ系酸化物を、３０〜３００個／ｍｍ２の割合で含有する鋼材を得るためには、Ｔｉ添加前の一次脱酸後の溶存酸素を、質量％で、０．００３〜０．０１５％、好ましくは０．００３〜０．０１０％に調整し、Ｔｉの含有量を０．００５〜０．０４０％未満、好ましくは０．００５〜０．０２０％とする必要があることがわかる。
以上のように、特に、Ｂを含有しない耐火形鋼では、低Ｃ化及び低Ｎ化した上で、さらに、ＣとＮｂの関係及びＴｉ系酸化物の粒径、数密度を最適化すると、固溶Ｎｂが確保され、ＨＡＺのγ粒界への炭化物及び窒化物の析出が抑制され、再熱脆化の防止に極めて有効であることがわかった。
また、本成分系のさらなるメリットとして、固溶Ｎｂによる適度な焼入れ性を維持するとともに、鋼材強度や靭性に寄与する元素のバランスが極めて良好であり、加熱後の冷却過程における冷却速度による強度や靭性の依存性がほとんどなく、特性のばらつきが非常に少ないため、板厚の大きいサイズに適用した場合には、強度、靭性が、あらゆる部位において高位で維持でき、極厚Ｈ形鋼に適した化学成分であることがわかった。
以上の知見に基づく本発明につき、以下、詳細に説明する。まず、Ｔｉ系酸化物について説明する。
Ｔｉ系酸化物の粒径、密度：
本発明は、微細に分散したＴｉ系酸化物を利用して、特にＨＡＺの結晶粒粗大化をピンニングの効果によって抑制し、ＨＡＺ靭性及び再熱脆化特性を向上させた耐火鋼である。この、ピンニングに有効なＴｉ系酸化物の粒径の下限は、０．０５μｍ以上である。Ｔｉ系酸化物の粒径が１０μｍを超えると、破壊の起点となって靭性を阻害する。
また、ＨＡＺ靭性及び再熱脆化恃性の向上には、３０〜３００個／ｍｍ２が有効である。粒径が０．０５〜１０μｍのＴｉ系酸化物の密度が、３０個／ｍｍ２未満では、ピンニングの効果が不十分である。一方、粒径が０．０５〜１０μｍのＴｉ系酸化物の密度が３００個／ｍｍ２を超えると、亀裂の伝播が促進されて靭性を損なう。
なお、Ｔｉ系酸化物とは、ＴｉＯ２、Ｔｉ２Ｏ３、これらとＳｉＯ２などのＳｉ系酸化物及びＡｌ２Ｏ３などのＡｌ系酸化物との複合酸化物、ＭｎＳなどの硫化物、ＴｉＮなどの窒化物が複合析出したＴｉを含む酸化物の総称である。
Ｔｉ系酸化物の粒径及び密度は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて測定することができる。Ｔｉ系酸化物の同定には、エネルギー分散型Ｘ線分析装置を有するＳＥＭを使用することが好ましい。Ｔｉ系酸化物は、液相中で晶出し、熱間圧延でも延伸しないため、球状の介在物として観察される。エネルギー分散型Ｘ線分析装置を使用すると、球状の介在物がＴｉを含有する酸化物であることを確認することができる。
ＳＥＭにより、５０００〜１００００倍で、数視野、好ましくは２０視野以上を観察し、介在物の個数を数えて、観察部位の面積で割ることにより、密度を算出することができる。なお、粒径が０．０５μｍ未満或いは１０μｍ超の介在物は靭性改善に寄与しないため、密度の算出の際には無視する。
Ｔｉ添加前の溶存酸素量：
粒径が０．０５〜１０μｍ、密度が３０〜３００個／ｍｍ２のＴｉ系酸化物を鋼中に存在させるには、鋼を溶製する際の、Ｔｉを添加する前の溶存酸素量が重要である。Ｔｉ添加前の溶存酸素量が０．００３％未満であると、Ｔｉ系酸化物の粒径が小さくなり、密度が低下する。一方、Ｔｉ添加前の溶存酸素量が、０．０１５％超になると、Ｔｉ系酸化物の粒径が１０μｍを超えて粗大化し、靭性を阻害する。したがって、Ｔｉを添加する前の溶存酸素量を０．００３〜０．０１５％の範囲とした。鋼を溶製する際、Ｔｉを添加する前にＳｉ及びＭｎを脱酸剤として用いて脱酸を行えば、溶存酸素量を０．００３〜０．０１５％とすることができる。
次に、本発明の耐火鋼の成分について説明する。
Ｃは、鋼を強化する元素であり、構造用鋼として必要な強度を得るには、０．００１％以上の添加が必要である。一方、０．０３０％超のＣを添加すると、ＨＡＺに粗大な炭化物を生じて、靭性及び再熱脆性を低下させ、また、ベイナイト相のラス間に島状マルテンサイトを生成し、母材の靭性が低下する。したがって、Ｃ量の下限を０．００１％、上限を０．０３０％とした。なお、再熱脆性及び靭性確保の観点から、下限を０．００５％、上限を０．０２０％とすることが好ましい。
Ｓｉは、本発明において重要な脱酸剤であり、また、強度の向上にも寄与する元素である。Ｔｉを添加する前の溶鋼の溶存酸素を０．００３〜０．０１５質量％にするために、また、母材の強度確保のためには、０．０５％以上のＳｉ添加が必要である。一方、Ｓｉ量が０．５０％を超えると低融点の酸化物を生成し、スケール剥離性が悪化する。そのため、Ｓｉ量を０．０５％以上０．５０％以下とする。また、Ｓｉ量が０．４０％を超えると、溶融メッキ時のムラが発生し、美観性が損なわれことがある。したがって、Ｓｉ量の上限を０．４０％以下とすることが好ましい。
Ｍｎは、本発明において重要な脱酸剤であり、また、焼入れ性を上昇させ、ベイナイト組織の生成量を増加させて、強度及び靭性の向上に寄与する元素である。Ｔｉを添加する前の溶鋼の溶存酸素を０．００３〜０．０１５質量％にするために、また、母材の強度、靭性を確保するためには、０．４０％以上の添加が必要である。一方、Ｍｎは、連続鋳造において鋼片を製造する際、鋼片の中心に偏析し易い元素であり、２．００％を超えるＭｎを添加すると、偏析部の焼入れ性が過度に上昇して靭性が悪化する。
したがって、Ｍｎ量を０．４０％以上、２．００％以下とする。特に、Ｍｎ以外の強化元素の添加量が少ない場合には、Ｍｎ添加によって強度を確保するため、１．１０％以上を添加することが好ましい。
Ｎｂは、本発明において極めて重要である固溶Ｎｂの確保のために添加する。固溶Ｎｂの確保により、焼入性を上昇させて常温強度を高め、また転位のドラッグ効果により変形抵抗を増加させて高温域においても強度を確保させることができる。このような効果を発現する固溶Ｎｂを確保するため、Ｎｂを０．０３％以上添加することが必要である。一方、０．５０％超のＮｂを添加すると、ＨＡＺ靭性が劣化するため、上限を０．５０％とした。高温強度を更に高めるためには、Ｎｂを０．１０％以上添加することが好ましい。
また、Ｎｂは強力な炭化物形成元素であり、過剰なＣとＮｂＣを形成して析出するため固溶Ｎｂが減少する。そのため、固溶Ｎｂを確保して、高温強度を向上させるには、
Ｃ−Ｎｂ／７．７４≦０．００４
を満たすことが必要である。なお、ここでＣ、Ｎｂは、それぞれＣ、Ｎｂの含有量であり、単位は質量％である。
Ｃ−Ｎｂ／７．７４の下限は、Ｃの下限値とＮｂの上限値から求めることができるので、特に規定しない。
ＮｂとＣの質量濃度積は、固溶Ｎｂ量の指標であり、高温強度をさらに向上させるためには、０．００１５以上とすることが好ましい。ＮｂとＣの質量濃度積とは、質量％で表されるＮｂ及びＣの含有量の積である。ＮｂとＣの質量濃度積の上限は、Ｎｂ及びＣの含有量の上限値から求められるので、特に規定しない。
Ｔｉは、上述のようにＴｉ系酸化物を形成する重要な元素である。また、炭化物及び窒化物を生成する元素であり、高温で安定なＴｉＮを形成し易い。ＴｉＮの形成によって、ＮｂＮの析出を抑制することができるため、Ｔｉの添加は、固溶Ｎｂの確保にも極めて有効である。この効果を得るには、Ｔｉを０．００５％以上添加することが必要である。一方、Ｔｉを０．０４０％以上添加すると、Ｔｉ系酸化物、ＴｉＮが粗大化し、靭性を損なう。
そのため、Ｔｉ量を０．００５％以上、０．０４０％未満とする。微細なＴｉ系酸化物の量を確保し、靭性を向上させる観点から、上限は０．０２０％が好ましい。
Ｎは、窒化物を生成する不純物元素である。Ｎ量の低減は、固溶Ｎｂの確保に有効であり、上限を０．００５０％未満とする。Ｎの含有量は極力低濃度であることが好ましいが、０．０００８％未満とするには、製造コストが増大する。また、靭性確保の観点から、Ｎ量の上限を０．００４５％とすることが好ましい。
Ｐ、Ｓは不純物であり、過剰に含有すると、凝固偏析による溶接割れ及び靭性の低下を生じる。したがって、Ｐ及びＳは極力低減すべきであり、それぞれの含有量の上限を０．０３０％、及び、０．０２０％とする。
本発明では、さらに、この成分系に、必要に応じてＶ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｇ、Ａｌ、ＲＥＭ、及び／又は、Ｃａを適宜添加することにより、特性を向上させることができる。以下、それらの選択的に添加する成分について説明する。
Ｖは、析出強化元素として知られているが、Ｃ含有量の低い本発明では、固溶強化に寄与する。Ｖは、０．１０％超を添加しても効果が飽和し、経済性も損なわれるので、上限を０．１０％とすることが好ましい。
Ｍｏは、固溶強化及び焼入れ性の向上による組織強化に寄与する元素であり、目標とする強度に応じて添加することが好ましい。しかし、０．１０％以上のＭｏを添加すると経済性が損なわれ、また、ＨＡＺの靭性及び高温脆性が低下することがあるので、上限を０．１０未満とすることが好ましい。
Ｚｒは、ＴｉＮよりも高温で安定な窒化物であるＺｒＮを生成する元素である。ＺｒＮの生成により、Ｔｉを単独で添加した場合よりも、鋼中の固溶Ｎの低減に有効に寄与し、固溶Ｂ、固溶Ｎｂを確保できる。Ｚｒの含有量が０．０３％超になると、鋳造前の溶鋼中に粗大なＺｒＮが生成し、常温での靭性及びＨＡＺの靭性を損なう。したがって、Ｚｒの濃度は０．０３％以下とすることが好ましい。また、ＮｂＮの析出を抑制し、高温強度、絞りの低下を防止するためには、０．００５％以上の添加が好ましい。
Ｈｆは、Ｔｉと同様、窒化物を生成する元素であり、固溶Ｎの低減に寄与する。しかし、０．０１％を超えるＨｆを添加すると、ＨＡＺの靭性が低下することがある。したがって、Ｈｆの上限を０．０１％とすることが好ましい。
Ｃｒ、Ｃｕ、及び、Ｎｉは、焼入れ性の向上により、強度上昇に寄与する元素である。Ｃｒ及びＣｕは、過剰に添加すると、靭性を損なうことがあるため、それそれ、上限を、１．５％、及び、１．０％とすることが好ましい。また、Ｎｉは、経済性の観点から、上限を１．０％とすることが好ましい。
Ｍｇは、強力な脱酸元素であるとともに、高温で安定なＭｇ系酸化物を生成し、溶接時に高温に加熱された場合でも鋼中に固溶せず、γ粒をピンニングする機能を有する。これにより、ＨＡＺの組織を微細化し、靭性の低下を抑制する。ただし、０．００５％を超えるＭｇを添加すると、Ｍｇ系酸化物が粗大化し、γ粒のピンニングに寄与しなくなり、粗大な酸化物を生成して靭性を損なうことがあるため、上限を０．００５％とすることが好ましい。
Ａｌは、強力な脱酸剤であり、一次脱酸後の溶存酸素濃度を０．００３〜０．０１５％に制御するために添加してもよい。しかし、０．０３０％超のＡｌを含有すると、島状マルテンサイトを形成し、靭性を損なうことがあるため、上限を０．０３０％とする。靭性向上の観点から、上限は、０．０２％が好ましい。
ＲＥＭ（希土類元素）は、鋼中で酸化反応及び硫化反応し、酸化物及び硫化物を生成する。これらの酸化物及び硫化物は高温で安定であり、溶接時に高温に加熱された場合でも鋼中に固溶せず、粒界をピンニングする機能を有する。この機能により、ＨＡＺの組織を微細化し、靭性の低下を抑制することができる。
この効果を得るには、すべての希土類元素の合計の含有量を、０．００１％以上として添加することが好ましい。一方、ＲＥＭを、０．０１％を超えて添加すると、酸化物や硫化物の体積分率が高くなり、靭性を低下させることがあるので、上限を０．０１％とすることが好ましい。
Ｃａは、少量を添加することにより、熱間圧延での硫化物の圧延方向への延伸を抑制する効果を発現する。これにより、靭性が向上し、特に、板厚方向のシャルピー値の改善に寄与する。この効果を得るには、Ｃａを０．００１％以上添加することが好ましい。一方、Ｃａを、０．００５％を超えて添加すると、酸化物や硫化物の体積分率が高くなり、靭性を低下させることがあるため、上限を０．００５％とすることが好ましい。
本発明の鋼の金属組織は特に限定しないが、焼き入性を高める元素の含有量を調整して、要求される強度に応じたものとすればよい。強度を高めるには、マッシブフェライト、ベイナイトの一方又は双方の面積率を高めることが好ましい。
マッシブフェライトは、冷却過程でオーステナイトが同一組成のフェライトに拡散変態した組織であり、変態前後の組成が同一であることから、Ｃの拡散ではなく、Ｆｅ原子の自己拡散、即ち、格子の再配列が律速段階になる。したがって、マッシブフェライトは、原子の移動距離が短く、比較的速い変態速度で生成するため、結晶粒径がポリゴナルフェライトよりも大きく、転位密度が高い。
このような機構で生成するマッシブフェライトは、ポリゴナルフェライトとは、光学顕微鏡による組織観察では、結晶粒径が相違するものの、形態には差異がない。したがって、これらを明確に区別するには、透過型電子顕微鏡による観察が必要である。また、ベイナイトは板状組織であり、マッシブフェライト及びポリゴナルフェライトと、光学顕微鏡によって判別することが可能である。
なお、マッシブフェライト、ベイナイト、ポリゴナルフェライト以外に、少量のマルテンサイト、残留オーステナイト、パーライトが生じていることがある。
マッシブフェライト、ベイナイトの生成は、鋼の焼き入性を高めることによって促進される。そのため、焼き入性指標であるＣｅｑを０．０５以上とすることが好ましい。また、Ｃｅｑが高すぎると、強度が上昇して靭性を損なうことがあるため、上限を０．６０以下とすることがさらに好ましい。なお、
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４
であり、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖはそれぞれの元素の含有量［質量％］である。
次に製造方法について説明する。
鋼は、上述のように、Ｓｉ、Ｍｎを脱酸剤として使用し、Ｔｉ添加前の溶存酸素量を調整して溶製し、鋳造して鋼片とする。生産性の観点から、連続鋳造が好ましい。
得られた鋼片は、熱間圧延によって鋼板又は形鋼に成形され、冷却される。なお、本発明が対象とする鋼材は、圧延された鋼板、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が含まれる。
このうち、耐火性及び耐再熱脆化特性が要求される建材には、特にＨ形鋼が好適である。また、柱材として使用する場合には、極厚Ｈ形鋼に代表される板厚の大きなサイズの鋼材が好適である。
粒径が０．０５〜１０μｍのＴｉ系酸化物を３０〜３００個／ｍｍ２の割合で含有する本発明の鋼材を得るためには、Ｔｉ添加前の一次脱酸後における溶存酸素の調整が非常に重要であり、溶存酸素量を質量％で０．００３〜０．０１５％に調整する必要がある。Ｔｉ系酸化物を生成するためには０．００３％以上の溶存酸素量が必要であり、０．０１５％を超えるとＴｉ酸化物の粒径が大きくなるため粒径が０．０５〜１０μｍの個数が十分に得られなくなる。この観点から、溶存酸素は０．０１０％を上限にすることが好ましい。
熱間圧延によって鋼材を製造するには、塑性変形を容易にし、Ｎｂを十分に固溶させるため、鋼片の加熱温度の下限を１１００℃とすることが必要である。また、熱間加工により形鋼を製造する場合には、塑性変形を更に容易にするため、加熱温度を１２００℃以上とすることが好ましい。鋼片の加熱温度の上限は、加熱炉の性能、経済性から１３５０℃とした。鋼のミクロ組織を微細化するには、鋼片の加熱温度の上限を１３００℃とすることが好ましい。
熱間圧延では、１０００℃以下での累積圧下率を１０％以上とすることが好ましい。これにより、熱間加工での再結晶を促進させてγ粒を細粒化し、靭性及び強度を向上させることができる。
製品の板厚が４０ｍｍ未満の場合は、圧延前の素材の板厚制約が少なく、１０００℃以下の累積圧下率を３０％以上確保することで強度向上が可能となるため、板厚が４０ｍｍ未満の場合、累積圧下率の範囲は３０％以上とすることが好ましい。
また、熱間加工を、鋼の組織がオーステナイト単相である温度範囲（γ単相領域という。）で完了させるか、又は相変態によって生成するフェライトの体積分率が低い状態で完了させることにより、降伏強度の著しい上昇、靭性の低下及び靭性の異方性の発生等、機械特性の低下を回避することができる。したがって、熱間圧延の終了温度を８００℃以上とすることが好ましい。
さらに、熱間圧延後は、制御冷却により、８００〜５００℃の温度範囲の平均冷却速度を、０．１〜１０℃／ｓとすることが好ましい。熱間圧延後の制御冷却によって、鋼材の強度及び靭性を更に向上させるには、８００〜５００℃の温度範囲の平均冷却速度を０．１℃／ｓ以上とすることが好ましい。一方、８００〜５００℃の温度範囲の平均冷却速度が１０℃／ｓを超えると、ベイナイト相やマルテンサイト相の組織分率が上昇し、靭性が低下することがあるため、上限を１０℃／ｓとすることが好ましい。
転炉にて溶製した溶鋼に合金を添加後、連続鋳造して、表１に示す成分からなる２５０〜３００ｍｍ厚の鋼片を作成した。表１には、Ｔｉを添加する前の溶存酸素の量（質量％）も示した。また、表１の空欄は選択元素が無添加であることを意味する。
得られた鋼片を、表２に示す条件で熱間圧延し、Ｈ形鋼とした。図５に形鋼製造プロセスを示す。加熱炉４で加熱した鋼片を粗圧延機５で粗圧延し、その後、中間ユニバーサル圧延機６及び仕上げユニバーサル圧延機８よりなるユニバーサル圧延装置列でＨ形鋼に圧延した。圧延パス間の水冷は中間ユニバーサル圧延機６の前後に設けた水冷装置７によって行い、フランジ外側面のスプレー冷却とリバース圧延を繰り返し行った。熱間圧延後の冷却は、仕上げユニバーサル圧延機８の後面に設置した冷却装置９で行った。
また、表１の鋼Ｆ、Ｋ、Ｊ、Ｚについては、さらに、表３の条件でも熱間圧延し、鋼ＥＥ、Ｋ、Ｚについては、さらに、表４の条件でも熱間圧延した。
得られたＨ形鋼において、図６に示したように、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（フランジという。）と１／２（フィレットという。）の部位からＪＩＳ Ｚ ２２０１に準拠して引張試験片を採集した。
常温の引張試験はＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して行い、６００℃における０．２％耐力の測定は、ＪＩＳ Ｇ ０５６７に準拠して行った。なお、これらの箇所の特性を求めたのは各々の部位がＨ形鋼断面の代表的な部位であり、Ｈ形鋼の平均的な機械特性及び断面内のばらつきを示すことができると判断したためである。
シャルピー衝撃試験（表２〜４）は、フィレットから小片を採取し、代表的な試験法であるＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して０℃で行った。
耐火鋼として使用される場合は、再現溶接熱影響部（ＨＡＺ）の再熱絞り（表２〜４）が重要な特性であって、この評価は、供試鋼に溶接熱サイクルを履歴させた後、再度加熱し、高温で引張応力を加えて破断させたときの絞り値によって行った。
即ち、フランジから採取した丸棒の引張試験片に、１４００℃で１秒保持した後、８００℃から５００℃までの冷却時間を２０秒として１００℃まで冷却する溶接熱サイクルを履歴させ、更に、そのまま１℃／秒の昇温速度で６００℃に加熱して、６００℃で６００秒保持した後、０．５ＭＰａ／秒の応力増加速度で引張応力を加えて破断させ、絞り値を測定した。
再現溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性（表２）は、再熱絞りと同様に、供試鋼に溶接熱サイクルを履歴させ、その後、シャルピー衝撃試験をＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して０℃で行い、吸収エネルギーで評価した。即ち、１４００℃で１秒保持した後、８００℃から５００℃までの冷却時間を２０秒として１００℃まで冷却する溶接熱サイクルを履歴した熱処理を施した小片から、Ｖノッチ試験片を採取し、シャルピー衝撃試験に供した。
鋼に要求される強度クラスとしては２種類あって、１つは、ＳＭ４００と規定される常温引張強度が４００ＭＰａクラスのものであり、もう１つは、ＳＭ４９０と規定される常温引張強度が４９０ＭＰａクラスのものであって、これらを分けて表記した。一方、極厚Ｈ形鋼に関しては、主として米国ＡＳＴＭ規格に準ずる場合が多く、代表的な強度クラスであるＧｒａｄｅ５０、Ｇｒａｄｅ６５を分けて表記した。
なお、ＪＩＳ規格のＳＭ４００、即ち、ＴＳ４００ＭＰａ超級の目標は、常温における降伏強度ＹＰが２３５ＭＰａ以上、好ましくは３５５ＭＰａ以下、引張強度ＴＳが４００〜５１０ＭＰａであり、６００℃での０．２％耐力ＰＳの目標値は１５７ＭＰａ以上である。
ＳＭ４９０、即ち、ＴＳ４９０ＭＰａ超級の目標は、ＹＰが３２５ＭＰａ以上、好ましくは４４５ＭＰａ以下、ＴＳが４９０〜６１０ＭＰａ、ＰＳが２１７ＭＰａ以上である。また、ＳＭ４００級、ＳＭ４９０級ともに、０℃衝撃吸収エネルギーの目標値は１００Ｊ以上であり、降伏比ＹＰ／ＴＳの好ましい上限は０．８０である。
また、ＡＳＴＭ規格に関しては、Ｇｒａｄｅ５０で、ＹＰ３４５ＭＰａ以上、ＴＳ４５０ＭＰａ以上、Ｇｒａｄｅ６５で、ＹＰ４５０ＭＰａ以上、ＴＳ５５０ＭＰａ以上であり、上記に加えて、靭性に関しては、何れの場合においても、シャルピー試験温度０℃で、母材フィレット部における衝撃吸収エネルギーが、５４Ｊ以上あることが好ましい。
再現ＨＡＺの特性については、何れの規格においても再熱絞りの目標が３０％以上であり、靭性の目標が２７Ｊ以上である。特に、耐火鋼として評価する場合は、再熱絞りは５０％以上であることが好ましい。
表２に示すように、本発明の製造Ｎｏ．１〜１５、３５〜３９の鋼は、常温の機械特性及び高温の機械特性が目標値の範囲内である。また、降伏点が、ＪＩＳ規格の下限値以上であり、降伏比ＹＰ／ＴＳも０．８以下で、好ましい範囲内にある。さらに、０℃でのシャルピー衝撃値は、目標値以上の値が得られている。さらに、再現溶接熱影響部の再熱絞り３０％以上を十分に満たしている。
一方、比較例である製造Ｎｏ．１６〜２２、４０〜４２の鋼は、成分、Ｃ−Ｎｂ／７．７４、Ｔｉ系酸化物の密度が本発明の範囲外であるため、目標を満足する機械特性が得られていない。
表３に示すように、フランジ厚４０ｍｍ未満のＨ形鋼の場合で、１０００℃以下での累積圧下率を３０％以上とすると、累積圧下率が３０％を下回る場合に比べて、機械特性が良好である。
また、フランジ厚４０ｍｍ以上の極厚Ｈ形鋼の場合は、製造Ｎｏ．４３〜４８に、代表例として、フランジ厚９０〜１２５ｍｍの場合を示すように、１０００℃以下の累積圧下率の増加に伴い、降伏強度、引張強度がともに上昇し、累積圧下率が１０％以上では、Ｇｒａｄｅ５０、Ｇｒａｄｅ６５としてそれぞれ要求される強度を、さらに十分に満たすことが可能となる。
表４に示すように、フランジ４０ｍｍ未満の場合、水冷により８００〜５００℃間の冷却速度を１０℃／ｓまで加速して冷却した場合、放冷などにより８００〜５００℃間を０．１℃／ｓで徐冷却される場合よりも、常温強度、高温強度を高めることが可能である。
また、極厚Ｈ形鋼については、製造Ｎｏ．４９〜５１に、フランジ厚１２５ｍｍのサイズの場合を代表例として示すように、８００〜５００℃間を、水冷で、０．１３℃／ｓまで加速冷却することにより、降伏強度、引張強度がともに上昇し、Ｇｒａｄｅ６５として要求される強度を、さらに十分に満たすことが可能となる。
また、表１の鋼Ｆ、Ｋ、Ｊ、Ｚについては、さらに、表３の条件でも熱間圧延し、鋼ＥＥ、Ｋ、Ｚについては、さらに、表４の条件でも熱間圧延した。
得られたＨ形鋼において、図６に示したように、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（フランジという。）と１／２（フィレットという。）の部位からＪＩＳ Ｚ ２２０１に準拠して引張試験片を採集した。
常温の引張試験はＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して行い、６００℃における０．２％耐力の測定は、ＪＩＳ Ｇ ０５６７に準拠して行った。なお、これらの箇所の特性を求めたのは各々の部位がＨ形鋼断面の代表的な部位であり、Ｈ形鋼の平均的な機械特性及び断面内のばらつきを示すことができると判断したためである。
シャルピー衝撃試験（表２〜４）は、フィレットから小片を採取し、代表的な試験法であるＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して０℃で行った。
耐火鋼として使用される場合は、再現溶接熱影響部（ＨＡＺ）の再熱絞り（表２〜４）が重要な特性であって、この評価は、供試鋼に溶接熱サイクルを履歴させた後、再度加熱し、高温で引張応力を加えて破断させたときの絞り値によって行った。
即ち、フランジから採取した丸棒の引張試験片に、１４００℃で１秒保持した後、８００℃から５００℃までの冷却時間を２０秒として１００℃まで冷却する溶接熱サイクルを履歴させ、更に、そのまま１℃／秒の昇温速度で６００℃に加熱して、６００℃で６００秒保持した後、０．５ＭＰａ／秒の応力増加速度で引張応力を加えて破断させ、絞り値を測定した。
再現溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性（表２）は、再熱絞りと同様に、供試鋼に溶接熱サイクルを履歴させ、その後、シャルピー衝撃試験をＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して０℃で行い、吸収エネルギーで評価した。即ち、１４００℃で１秒保持した後、８００℃から５００℃までの冷却時間を２０秒として１００℃まで冷却する溶接熱サイクルを履歴した熱処理を施した小片から、Ｖノッチ試験片を採取し、シャルピー衝撃試験に供した。
鋼に要求される強度クラスとしては２種類あって、１つは、ＳＭ４００と規定される常温引張強度が４００ＭＰａクラスのものであり、もう１つは、ＳＭ４９０と規定される常温引張強度が４９０ＭＰａクラスのものであって、これらを分けて表記した。一方、極厚Ｈ形鋼に関しては、主として米国ＡＳＴＭ規格に準ずる場合が多く、代表的な強度クラスであるＧｒａｄｅ５０、Ｇｒａｄｅ６５を分けて表記した。
なお、ＪＩＳ規格のＳＭ４００、即ち、ＴＳ４００ＭＰａ超級の目標は、常温における降伏強度ＹＰが２３５ＭＰａ以上、好ましくは３５５ＭＰａ以下、引張強度ＴＳが４００〜５１０ＭＰａであり、６００℃での０．２％耐力ＰＳの目標値は１５７ＭＰａ以上である。
ＳＭ４９０、即ち、ＴＳ４９０ＭＰａ超級の目標は、ＹＰが３２５ＭＰａ以上、好ましくは４４５ＭＰａ以下、ＴＳが４９０〜６１０ＭＰａ、ＰＳが２１７ＭＰａ以上である。また、ＳＭ４００級、ＳＭ４９０級ともに、０℃衝撃吸収エネルギーの目標値は１００Ｊ以上であり、降伏比ＹＰ／ＴＳの好ましい上限は０．８０である。
また、ＡＳＴＭ規格に関しては、Ｇｒａｄｅ５０で、ＹＰ３４５ＭＰａ以上、ＴＳ４５０ＭＰａ以上、Ｇｒａｄｅ６５で、ＹＰ４５０ＭＰａ以上、ＴＳ５５０ＭＰａ以上であり、上記に加えて、靭性に関しては、何れの場合においても、シャルピー試験温度０℃で、母材フィレット部における衝撃吸収エネルギーが、５４Ｊ以上あることが好ましい。
再現ＨＡＺの特性については、何れの規格においても再熱絞りの目標が３０％以上であり、靭性の目標が２７Ｊ以上である。特に、耐火鋼として評価する場合は、再熱絞りは５０％以上であることが好ましい。
一方、比較例である製造Ｎｏ．１６〜２２、４０〜４２の鋼は、成分、Ｃ−Ｎｂ／７．７４、Ｔｉ系酸化物の密度が本発明の範囲外であるため、目標を満足する機械特性が得られていない。
表３に示すように、フランジ厚４０ｍｍ未満のＨ形鋼の場合で、１０００℃以下での累積圧下率を３０％以上とすると、累積圧下率が３０％を下回る場合に比べて、機械特性が良好である。
また、フランジ厚４０ｍｍ以上の極厚Ｈ形鋼の場合は、製造Ｎｏ．４３〜４８に、代表例として、フランジ厚９０〜１２５ｍｍの場合を示すように、１０００℃以下の累積圧下率の増加に伴い、降伏強度、引張強度がともに上昇し、累積圧下率が１０％以上では、Ｇｒａｄｅ５０、Ｇｒａｄｅ６５としてそれぞれ要求される強度を、さらに十分に満たすことが可能となる。
表４に示すように、フランジ４０ｍｍ未満の場合、水冷により８００〜５００℃間の冷却速度を１０℃／ｓまで加速して冷却した場合、放冷などにより８００〜５００℃間を０．１℃／ｓで徐冷却される場合よりも、常温強度、高温強度を高めることが可能である。
また、極厚Ｈ形鋼については、製造Ｎｏ．４９〜５１に、フランジ厚１２５ｍｍのサイズの場合を代表例として示すように、８００〜５００℃間を、水冷で、０．１３℃／ｓまで加速冷却することにより、降伏強度、引張強度がともに上昇し、Ｇｒａｄｅ６５として要求される強度を、さらに十分に満たすことが可能となる。
本発明によれば、十分な常温強度及び高温強度を有し、母材とＨＡＺの靭性及び耐再熱脆化特性に優れた鋼材、特に耐火Ｈ形鋼を、冷間加工及び調質熱処理を施すことなく製造すること、あるいは、板厚の大きいサイズ、例えば、フランジ厚で１４０ｍｍ程度までの極厚Ｈ形鋼において、熱間圧延ままで、強度、靭性を確保しつつ製造することが可能になり、これにより、施工コスト低減や工期の短縮による大幅なコスト削減を図ることができ、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が極めて顕著である。
Claims (11)
- 質量％で、
Ｃ：０．００１％以上０．０３０％以下、
Ｓｉ：０．０５％以上０．５０％以下、
Ｍｎ：０．４０％以上２．００％以下、
Ｎｂ：０．０３％以上０．５０％以下、
Ｔｉ：０．００５％以上０．０４０％未満、
Ｎ：０．０００８％以上０．００５０％未満
を含有し、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０２０％以下
に制限し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
ＣとＮｂの含有量が、
Ｃ−Ｎｂ／７．７４≦０．００４
を満足し、粒径が０．０５〜１０μｍであるＴｉ系酸化物を３０〜３００個／ｍｍ２の密度で有することを特徴とする高温特性と靭性に優れた鋼材。 - 質量％で、
Ｖ：０．１０％以下、
Ｍｏ：０．１０％未満
の一方又は双方を含有することを特徴とする請求の範囲１に記載の高温特性と靭性に優れた鋼材。 - 質量％で、
Ｚｒ：０．０３％以下、
Ｈｆ：０．０１％以下
の一方又は双方を含有することを特徴とする請求の範囲１又は２に記載の高温特性と靭性に優れた鋼材。 - 質量％で、
Ｃｒ：１．５％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：１．０％以下
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求の範囲１〜３の何れかに記載の高温特性と靭性に優れた鋼材。 - 質量％で、
Ｍｇ：０．００５％以下、
Ａｌ：０．０３０％以下、
ＲＥＭ：０．０１％以下、
Ｃａ：０．００５％以下
の１種又は２種以上の一方又は双方を含有することを特徴とする請求の範囲１〜４の何れかに記載の高温特性と靭性に優れた鋼材。 - ＮｂとＣの質量濃度積が０．００１５以上であることを特徴とする請求の範囲１〜５の何れかに記載の高温特性と靭性に優れた鋼材。
- 鋼材が耐火鋼材であることを特徴とする請求の範囲１〜６の何れかに記載の高温特性と靭性に優れた鋼材。
- 鋼材がフランジ厚４０ｍｍ以上の極厚Ｈ形鋼であることを特徴とする請求の範囲１〜６の何れかに記載の高温特性と靭性に優れた鋼材。
- 請求の範囲１〜６の何れかに記載の成分からなる鋼を、溶存酸素を０．００３〜０．０１５質量％に調整した後、Ｔｉを添加して溶製し、鋳造して得られた鋼片を１１００〜１３５０℃に加熱し、熱間圧延することを特徴とする高温特性と靭性に優れた鋼材の製造方法。
- １０００℃以下での累積圧下率を１０％以上として熱間圧延することを特徴とする請求の範囲９に記載の高温特性と靭性に優れた鋼材の製造方法。
- 熱間圧延後、８００℃から５００℃までの温度範囲を０．１〜１０℃／ｓの平均冷却速度で冷却することを特徴とする請求の範囲９又は１０に記載の高温特性と靭性に優れた鋼材の製造方法。
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