WO2008126910A1 - 高温特性と靱性に優れた鋼材及びその製造方法 - Google Patents

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Suguru Yoshida
Hiroshi Kita
Teruhisa Okumura
Hirokazu Sugiyama
Teruyuki Wakatsuki
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Nippon Steel Corporation
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Definitions

  • the present invention relates to a refractory steel material and a method for producing the same.
  • the fireproof design was reviewed by the Ministry of Construction's comprehensive project due to the super-high rise of buildings and the sophistication of building design technology. In March 1947, the “New Fireproof Design Act” was enacted. This regulation removes the restriction of fire-resistant coating so that the temperature of steel is 35 or less in the event of a fire under the old laws and regulations, so that the fire-resistant coating method can be selected according to the high-temperature strength of steel and the actual load of the building. Became. In other words, if the design high-temperature strength at 600 can be ensured, the fire-resistant coating can be reduced accordingly.
  • the high-temperature strength at 60 00 is the same as the strengthening mechanism at normal temperature. (1) Ferrite It is improved by refinement of crystal grain size, (2) solid solution strengthening by alloy elements, (3) dispersion strengthening by hardened phase, and (4) precipitation strengthening by fine precipitates.
  • the present invention provides a steel material that is excellent in high temperature characteristics including reheat embrittlement resistance in the weld heat affected zone and the toughness of the base metal and HAZ, and can be used as a refractory steel material or an extremely thick H-shaped steel, and a method for producing the same. Is.
  • the present invention increases the hardenability by adding a trace amount of B and Nb to ensure room temperature strength, and the drag effect of solid solution Nb (the solid solution Nb concentrates into lattice defects such as dislocations.
  • This phenomenon increases the strength at high temperature due to the phenomenon of resistance to the movement of metal and improves the high-temperature strength, and suppresses the coarsening of HA Z by using fine oxides of T i for pinning of grain boundaries and generation of intragranular transformation.
  • this is a steel material in which the dissolved oxygen concentration in the molten steel when adding T i is adjusted to disperse fine oxides of T i in the steel, and its manufacturing method.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • N b 0.0 2% or more 0.25% or less
  • T i 0. 0 0 5% or more 0.0 2 5% or less
  • N 0. 0 0 0 8% or more 0. 0 0 4 5 %:
  • B 0. 0 0 0 3% or more, 0.0 0 0 30% or less, P: 0. 0 30% or less, S: 0. 0 20% or less,
  • the steel material having excellent high-temperature characteristics and toughness according to any one of the above (1) to (6), characterized in that the steel material is an extremely thick H-section steel having a flange thickness of 40 mm or more.
  • a steel material having sufficient room temperature strength and high temperature strength and excellent in toughness and reheat embrittlement resistance of the base metal and HAZ in particular, a refractory H-shaped steel and a very thick H-shaped steel, It can be manufactured without hot working and tempering heat treatment, or it can ensure strength and toughness with hot rolling as it is in a large plate thickness, for example, extremely thick H-section steel with a flange thickness of about 140 mm. It becomes possible to manufacture while keeping.
  • H-section steels manufactured by hot rolling are classified into flange, web, and fillet regions based on their shapes, and the rolling temperature history and cooling rate differ depending on the shape, so they are the same. Even with ingredients, the mechanical properties may vary greatly depending on the site.
  • the steel having the component composition of the present invention has relatively small temperature dependency and cooling rate dependency on rolling finish on strength and toughness, and can reduce variation in material within the cross section of H-section steel. Therefore, even in the case of steel with a large plate thickness, such as extra-thick H-shaped steel, it is possible to ensure strength and toughness, and to prevent variation in material within the H-shaped steel cross section. It becomes possible to reduce.
  • Figure 1 shows the effect of C and Nb on the high temperature strength of steel.
  • Figure 2 shows the effect of the Ti oxide number density distribution on the HAZ toughness of steel.
  • Figure 3 shows the effect of the Ti oxide number density distribution on the reheat embrittlement characteristics of steel.
  • Fig. 4 shows the effect of the relationship between the dissolved oxygen content and Ti content before adding Ti on the density of Ti-based oxides.
  • Fig. 5 is a schematic diagram of the shape steel manufacturing process as an example of equipment layout for carrying out the method of the present invention.
  • Fig. 6 is a diagram showing the cross-sectional shape of the H-section steel and the sampling position of the mechanical specimen.
  • the present inventor improves hardenability by adding B and Nb, and generates mash ferrite or bainai so as to increase high temperature strength and strength and toughness at room temperature, and has excellent reheat embrittlement resistance.
  • Steel material, especially H-shaped steel was studied.
  • the drag effect can slow the movement speed of dislocations at high temperatures, exhibit resistance to softening at high temperatures, and ensure strength as a refractory steel. It was found that this is possible.
  • N b and B carbides, ie, N b C and F e 23 CB 6 , and nitrides, ie, N b N and BN, become ferritic nuclei and are precipitated by precipitation of carbides and nitrides.
  • solid solution N b and solid solution B decrease.
  • Nb C and BN may precipitate and cause reheat embrittlement. So Therefore, from the viewpoint of ensuring reheat embrittlement resistance, it is extremely important to specify the upper limits for the amount of C and N added.
  • the dissolved oxygen concentration is adjusted to a concentration range of 0.03 to 0.015% by preliminary deoxidation treatment, and then Ti is adjusted. It is necessary to add. Also, if A 1, which is a strong deoxidizing element, is added excessively, a fine oxide of Ti will not be generated, so the A 1 content must be suppressed to less than 0.03%. .
  • steel with a carbon content of over 0.03% produces island-shaped martensite, and the toughness is significantly reduced, resulting in the occurrence of parts that do not meet the standards. 3% or less is necessary.
  • the present inventor further determined the relationship between C and Nb and the high temperature strength of the steel material, the amount of dissolved oxygen before adding Ti, the particle size of Ti-based oxide, and The relationship between density and HAZ toughness and the effect on reheat embrittlement resistance were investigated in detail.
  • the present inventor has a mass% of 0.03% or less, S i: 0.05% or more and 0.4% or less, Mn: 0.4% or more and 1.7% or less, Nb: 0. 0 2% or more 0.25% or less, N: 0. 0 0 0 8% or more 0. 0 0 4 5% or less, B: 0. 0 0 0 3% or more 0. 0 0 3 0% or less
  • impure P and S are limited to 0.03% or less, 0.02% or less
  • deoxidizing element A1 is limited to 0.03% or less, with the balance being Fe and inevitable impurities.
  • the steel sheet with a thickness of 10 to 40 mm was manufactured by hot rolling at a cumulative rolling reduction of 30% or more.
  • Tensile test specimens are collected from steel sheets in accordance with JISZ 2 20 1, tensile tests at room temperature are performed in accordance with JISZ 2 2 4 1, and tensile tests at 6 0 0 are performed in accordance with JISG 0 5 6 7
  • a small piece is taken from the steel plate, heated at 1400 t at a heating rate of 10 t: Z s and held for 1 s, and the time required for cooling from 800 to 500 is 1
  • heat treatment that simulates the thermal history of HA Z (referred to as HA Z reproduction heat treatment)
  • the sample is processed into JISZ
  • a Charpy impact test was conducted in accordance with 2 2 4 2.
  • the particle size and density of the Ti-based oxide were measured using a scanning electron microscope.
  • Figure 1 shows the relationship between C and Nb content and high-temperature strength. Specifically, 0.2% resistance (SOO ⁇ YS) at 600 was converted to C—NbZ7.74. It is shown for this.
  • ⁇ and ⁇ indicate the tensile strength at room temperature of 40 O M Pa grade steel material 60 0 t: Y S, and the ⁇ and the age are 60 S of 4 9 O M Pa grade steel material Y S.
  • Fig. 1 shows that when C—Nb 7.7 4 is 0.02 or less, the tensile strength at room temperature is 4 0 0 MPa class, 4 9 0 MPa class steel at 6 0 0 It can be seen that the 0.2% proof stress exceeds the target value and good high-temperature strength can be obtained.
  • Figure 2 shows the effect of the number density distribution of a single oxide with a particle size of 0.05 to 10 111 on HAZ toughness in steel. From Fig. 2, it can be seen that to obtain good HAZ toughness, the grain size is 0.05 to: T of L 0 m It can be seen that it is necessary to disperse the i-based oxide at a ratio of 30 to 300 mm 2 .
  • the time required for cooling from 8 00 to 5 00 is heated for 1 s at a heating rate of 10 Z s and held at 1400 s.
  • the heating rate was reheated to 6 0 0 as 10: Z s, and the aperture value, ie reheat squeezing, was measured.
  • the steel with excellent HAZ toughness as shown in Fig. 3, the steel with excellent HA Z toughness in which the dispersion of Ti-based oxide is in the above range has a good result that the reheat drawing is 30% or more. It was confirmed that
  • Figure 4 shows the effect of the relationship between the amount of dissolved oxygen and Ti before adding Ti on the density of Ti-based oxides.
  • the numerical value in Fig. 4 is the density of the Ti-based oxide having a particle size of 0.05 to 1 O wm. From Figure 4, has a good HA Z toughness, in order to obtain a steel particle size in a proportion of 0. 0. 5 to 1 0 zm 3 to T i based oxides of 0-3 0 0 mm 2 is ,
  • the dissolved oxygen after the primary deoxidation before the addition of T i is 0.0% by mass, 0.0 3 to 0.0 1 5% 0. 0 15%, preferably 0.0 0 3 to 0.0 1 0 It can be seen that it is necessary to adjust the content of T i to 0.05 to 0.025%, preferably 0.05 to 0.020%.
  • the concentration of B and Nb segregated at the grain boundaries is further reduced by suppressing the coarsening of the HAZ grain size, which is extremely effective in preventing reheat embrittlement. It was.
  • the present invention is a refractory steel that uses finely dispersed Ti-based oxides to suppress HAZ toughening and reheat embrittlement characteristics, in particular, by suppressing the grain coarsening of HAZ by the effect of pinning.
  • the lower limit of the particle size of the Ti-based oxide effective for pinning is 0.05 m or more. If the particle size of the Ti-based oxide exceeds, it becomes the starting point of fracture and impairs toughness.
  • 30 to 300 mm 2 mm 2 is effective in improving HAZ toughness and reheat embrittlement characteristics. If the density of the Ti-based oxide having a particle size of 0.05 to 10 m is less than 30 / mm 2 , the pinning effect is insufficient. On the other hand, if the density of the Ti-based oxide with a particle size of 0.05 to 10 is more than 300 Zmm 2 , crack propagation is promoted, so HA Z toughness and reheat embrittlement characteristics Damage.
  • T i based oxide a composite of the T i ⁇ 2, T i 2 ⁇ 3, A 1 based oxide such as S i based oxide and A 1 2 ⁇ 3 such as these and S i ⁇ 2
  • oxides containing Ti in which oxides, sulfides such as MnS, and nitrides such as TiN are precipitated together.
  • the particle size and density of the Ti-based oxide can be measured using a scanning electron microscope (SEM).
  • SEM scanning electron microscope
  • Ti-based oxides are observed as spherical inclusions because they crystallize in the liquid phase and do not stretch even during hot rolling.
  • an energy dispersive X′-ray analyzer it can be confirmed that the spherical inclusion is an oxide containing T i.
  • the Ti at the time of melting the steel The amount of dissolved oxygen before addition is important.
  • the amount of dissolved oxygen with addition of Ti is less than 0.03%, the particle size of the Ti-based oxide becomes small and the density decreases. on the other hand. If the amount of dissolved oxygen before the addition of Ti exceeds 0.015%, the particle size of the Ti-based oxide exceeds 10 m and becomes coarse, impairing toughness. Therefore, the amount of dissolved oxygen before adding T i is set to a range of 0.0 0 3 to 0.0 15%.
  • the amount of dissolved oxygen will be between 0.0 0 3 and 0.0 1 5%. be able to.
  • C is an element that strengthens steel, and in order to obtain the strength required for structural steel, it is necessary to add C. 0.05% or more.
  • C coarse carbides are formed in HA Z, toughness and reheat brittleness are reduced, and island martensite is formed between laths of the bainitic phase.
  • the toughness of the base material decreases. Therefore, the lower limit of the C content is set to 0.0 0 5% and the upper limit is set to 0.0 3%. Reheat brittleness and toughness From the viewpoint of securing, it is preferable to set the upper limit to 0.02%.
  • S i is an important deoxidizer in the present invention, and is also an element contributing to improvement in strength.
  • 0.05% or more of S i Addition is required.
  • the amount of Si exceeds 0.40%, a low melting point oxide is formed, and the scale peelability deteriorates. Therefore, the amount of 3 1 is set to 0.05% or more and 0.40% or less.
  • the amount of Si exceeds 0.30%, glazing may occur during melting and the aesthetics may be impaired. Therefore, it is preferable that the upper limit of the Si amount is 0.30% or less.
  • M n is an important deoxidizer in the present invention, and is an element that contributes to improvement in strength and toughness by increasing hardenability and increasing the amount of bainite structure produced.
  • the dissolved oxygen in the molten steel before adding Ti is an important deoxidizer in the present invention, and is an element that contributes to improvement in strength and toughness by increasing hardenability and increasing the amount of bainite structure produced.
  • M n is an element that tends to segregate in the center of the steel slab when producing steel slabs in continuous forging.
  • the amount of M n is set to not less than 0.40% and not more than 1.7%.
  • the addition amount of a strengthening element other than Mn it is preferable to add at least 80% in order to ensure strength by adding Mn.
  • N b is added to secure solid solution Nb, which is extremely important in the present invention.
  • solid solution Nb By securing solid solution Nb, the hardenability is increased and the room temperature strength is increased, and the deformation resistance is caused by the drag effect of dislocations. It is possible to increase the strength and secure the strength in the high temperature range.
  • Nb In order to secure solid solution Nb that exhibits such an effect, it is necessary to add Nb in an amount of 0.02% or more. On the other hand, adding more than 0.25% Nb is effective.
  • the upper limit was set to 0.25%.
  • the upper limit of the amount of Nb added is preferably 0.1% or less.
  • N b is a strong carbide forming element, an excessive C. N b C and then fixed, preventing a decrease in the solid solution B by precipitation of F e 23 CB 6. Therefore, to improve high temperature strength,
  • C and Nb are the contents of C and Nb, respectively, and the unit is mass%.
  • the lower limit of C-N b / 7. 74 is not specified because it can be obtained from the lower limit of C and the upper limit of N b.
  • the mass concentration product of Nb and C is an indicator of the amount of solute Nb, and in order to further improve the high temperature strength, it is preferably set to 0.0 0 15 or more.
  • the mass concentration product of Nb and C is the product of the contents of Nb and C expressed in mass%.
  • the upper limit of the mass concentration product of Nb and C is not specified because it is obtained from the upper limit of the Nb and C contents.
  • T i is an important element that forms a T i -based oxide as described above. It is an element that produces carbides and nitrides, and it is easy to form TiN at high temperatures. TiN is stable in the temperature range up to 1300, and it fixes N and suppresses the precipitation of BN at the grain boundaries of HAZ, contributing to the improvement of reheat embrittlement resistance. In addition, since the formation of N b N can be suppressed by the formation of T i N, the addition of T i is extremely effective in securing solid solution N b. In order to obtain this effect, it is necessary to add Ding 1 at 0.05% or more.
  • the amount of Ti is set to 0.05% or more and 0.025% or less. From the viewpoint of securing the amount of fine Ti-based oxides and improving toughness, the upper limit is set. Is preferably 0.0 20%.
  • N is an impurity element that generates nitride.
  • the reduction of the N content is effective to suppress the decrease of the solid solution Nb and B, and the upper limit is set to 0.0 0 4 5% or less.
  • the N content is preferably as low as possible, but if it is less than 0.000%, the production cost increases.
  • the addition amount of T i which is a strong nitride-forming element that generates stable T i N up to a high temperature range, and the N content have an appropriate relationship.
  • the Ti / N concentration ratio is preferably 3.4 or more.
  • the B is an element that increases hardenability by adding a small amount and contributes to an increase in strength. In order to obtain this effect, it is necessary to add 0.003% or more.
  • the B amount is set to 0.0 0 0 3 to 0.0 0 30 0%.
  • the upper limit is preferably 0.0 0 20%, and more preferably 0.0 0 15%. When applied to the upper limit, the upper limit is preferably 0.025% from the viewpoint of securing strength by hardenability.
  • P and S are impurities. If they are contained in excess, weld cracking and toughness decrease due to solidification segregation. Therefore, P and S should be reduced as much as possible, and the upper limit of each content should be 0.03% or less and 0.02% or less.
  • a 1 is a strong deoxidizer, and is added to control the dissolved oxygen concentration after primary deoxidation of molten steel to 0.03 to 0.015%. However, if more than 0.03% of A 1 is added, island-shaped martensite is formed and the toughness is impaired, so the upper limit is made 0.03%. From the viewpoint of improving toughness, the upper limit is preferably 0.02%. In the present invention, V, Mo, Zr are further added to this component system as necessary.
  • V is known as a precipitation strengthening element, but in the present invention with a low C content, it contributes to solid solution strengthening. Even if V is added in an amount exceeding 0.10%, the effect is saturated and the economical efficiency is impaired. Therefore, the upper limit is preferably set to 0 to 10%.
  • Mo is an element that contributes to strengthening the structure by strengthening solid solution and improving hardenability. It is preferable to selectively use strengthening by addition of Mo according to the target strength level, but adding 0.10% or more impairs the economy, so the upper limit is set to 0.1% It is preferable.
  • Zr is an element that produces ZrN, which is a nitride that is more stable than TiN. Zr content that contributes more effectively to the reduction of solute N in steel and can ensure solute B and solute Nb than the case where Ti is added alone by the formation of ZrN When exceeding 0.03%, coarse ZrN is formed in the molten steel before forging, and the toughness at room temperature and the toughness of HAZ are impaired.
  • the Zr concentration is preferably 0.03% or less.
  • C7, and the fixation of N suppresses the precipitation of BN, which causes reheat embrittlement, It is possible to prevent the aperture from being lowered.
  • H f like T i, is an element that forms nitrides and contributes to the reduction of solute N.
  • Hf may reduce the toughness of HAZ. Therefore, it is preferable to set the upper limit of H f to 0.0 1%.
  • Cr, Cu, and Ni are elements that contribute to the increase in strength by improving hardenability. Cr and Cu, if added in excess, impairs toughness Therefore, the upper limit is preferably set to 1.5% or less and 1.0% or less. Ni is preferably set to an upper limit of 0.7% from the viewpoint of economy.
  • Mg is a powerful deoxidizing element, and it produces Mg-based oxides that are stable at high temperatures. Even when heated to high temperatures during welding, it does not dissolve in steel and has the function of pinning grains. Have. This refines the HA Z structure and suppresses toughness degradation. However, if Mg exceeding 0.05% is added, the Mg-based oxide coarsens and does not contribute to the pinning of the grains, and the coarse oxide may be generated and the toughness may be impaired. Therefore, the upper limit is preferably set to 0.0 0 50%.
  • R E M (rare earth elements) undergoes oxidation and sulfidation reactions in steel to produce oxides and sulfides. These oxides and sulfides are stable at high temperatures, and do not dissolve in steel even when heated to high temperatures during welding, and have the function of pinning grain boundaries. This function makes it possible to refine the HA Z structure and suppress the decrease in toughness. In order to obtain this effect, it is preferable to add the total content of all rare earth elements as 0.001% or more. On the other hand, if REM is added in an amount exceeding 0.01%, the volume fraction of oxides and sulfides may increase and the toughness may be reduced, so the upper limit should be set to 0.01%. Is preferred.
  • Ca when added in a small amount, exhibits an effect of suppressing the stretching of the sulfide in the hot rolling in the rolling direction. This improves toughness, and in particular contributes to an improvement in the Charpy value in the thickness direction. In order to obtain this effect, it is preferable to add 0.001% or more of Ca. On the other hand, if more than 0.05% is added, the volume fraction of oxides and sulfides increases, and the toughness may be lowered. Therefore, the upper limit is preferably made 0.05%. .
  • the metal structure of the steel of the present invention is not particularly limited.
  • the content of the element may be adjusted to meet the required strength. In order to increase the strength, it is preferable to increase the area ratio of one or both of the mash ferrite and bainitic.
  • Matsubetsu Ferai ⁇ is a structure in which austenite ⁇ ⁇ diffuses and transforms into Ferai ⁇ with the same composition during the cooling process, and the composition before and after transformation is the same. The rearrangement of becomes the rate-limiting step. Therefore, mash ferrite has a short moving distance of the atom and is generated at a relatively high transformation speed, so that the crystal grain size is larger than that of polygonal ferrite and the dislocation density is high.
  • the mash ferrite produced by such a mechanism is different from the polygonal ferrite in terms of the crystal grain size in the observation of the structure with an optical microscope, but in the form. Therefore, observation with a transmission electron microscope is necessary to distinguish them clearly.
  • Payne ⁇ is a plate-like structure, which can be distinguished from mash ferrite and polygonal ferrite with an optical microscope. A small amount of martensite, residual austenite, and parlay may be generated in addition to mash ferai, paynay, and polygonal ferri.
  • CeQ which is a hardenability index
  • the upper limit is more preferably set to 0.60 or less.
  • C, S i, M n, N i, C r, M o, and V are the contents [% by mass] of the respective elements.
  • S i and M n are used as deoxidizers, and the steel is prepared by adjusting the amount of dissolved oxygen before T i addition, and then forged into a steel slab. From the viewpoint of productivity, continuous forging is preferred.
  • the obtained slab is formed into a steel plate or section by hot rolling and cooled.
  • the steel materials to which the present invention is directed include steel shapes such as rolled steel plates, H-shaped steels, I-shaped steels, angle steels, groove-shaped steels, unequal side unequal thick angle steels.
  • H-section steel is particularly suitable for building materials that require fire resistance and reheat embrittlement resistance.
  • a steel material having a large plate thickness typified by an extremely thick H-section steel is suitable.
  • a steel material of the present invention containing a Ti-based oxide having a particle size of 0.05 to 1 mm 2 at a ratio of 30 to 300 mm 2 primary deoxidation before the addition of Ti
  • the subsequent adjustment of dissolved oxygen is very important, and it is necessary to adjust the dissolved oxygen content to 0.03 to 0.015% in mass%.
  • a dissolved oxygen amount of 0.003% or more is necessary, and when it exceeds 0.015%, the particle size of Ti-based oxides increases, so A sufficient number of diameters from 0.05 to 10 m cannot be obtained. From this point of view, it is preferable that the dissolved oxygen has an upper limit of 0.010%.
  • the lower limit of the heating temperature of the steel slab In order to manufacture a steel material by hot rolling, it is necessary to set the lower limit of the heating temperature of the steel slab to 1100, in order to facilitate plastic deformation and to sufficiently dissolve Nb. In the case of producing a shape steel by hot working, it is preferable to set the heating temperature to 1 200 or more in order to further facilitate plastic deformation.
  • the upper limit for the heating temperature of the steel slab was set to 1 3 5 0 due to the performance and economy of the heating furnace.
  • it is preferable to set the upper limit of the heating temperature of the steel piece In order to refine the microstructure of the steel, it is preferable to set the upper limit of the heating temperature of the steel piece to 1300 or less. In the hot rolling, it is preferable that the cumulative rolling reduction at 100 and below is 30% or more. This promotes recrystallization during hot working. The grain can be refined to improve toughness and strength.
  • the plate thickness exceeds 40 mm, it may be difficult to ensure the cumulative rolling reduction due to the thickness limitation of the material before rolling.
  • the following cumulative rolling reduction is 10% By ensuring the above, strength can be improved.
  • the preferable range of the cumulative rolling reduction is 30% or more.
  • the end temperature of hot rolling is 800 or more.
  • the average cooling rate in the temperature range from 80 to 500 to 0.1 to 103 by controlled cooling.
  • the upper limit is 10 and no s.
  • Table 1 also shows the amount (% by mass) of dissolved oxygen before adding Ti.
  • the blank in Table 1 means that the selected element is not added.
  • FIG. 5 shows the manufacturing process of the shape steel.
  • the steel slab heated in the heating furnace 4 was roughly rolled by a rough rolling machine 5, and then rolled into an H-section steel by a universal rolling device row comprising an intermediate universal rolling mill 6 and a finishing universal rolling mill 8.
  • Water cooling between rolling passes was performed by a water cooling device 7 provided before and after the intermediate universal rolling mill 6, and spray cooling and reverse rolling of the flange outer surface were repeated.
  • Cooling after hot rolling was performed by a cooling device 9 installed on the rear surface of the finishing universal rolling mill 8.
  • the flange width total length (B) is 14 (referred to as flange).
  • Tensile test specimens were collected in accordance with JISZ 2 20 1 from the 1/2 part (referred to as fillet ⁇ ).
  • the reheat drawing (Tables 2 to 4) of the reproducible weld heat affected zone (HA Z) is one of the important characteristics. Then, it was heated again, and the drawing was performed according to the drawing value when it was broken by applying a tensile stress at a high temperature. That is, Welding heat that cools to 10 0 with a cooling time from 8 0 0 to 5 0 0 after holding for 1 second at 1 400 0 to a tensile test piece of a round bar taken from the flange The cycle is recorded, and further heated at 60 ° C. with a heating rate of 1 second and held at 60 ° C. for 60 seconds, then a stress increase rate of 0.5 MPa / sec. A tensile stress was applied to break the plate, and the aperture value was measured.
  • the toughness (Table 2) of the reproducible weld heat affected zone (HA Z) is similar to that of reheat drawing, with the test steel having a history of welding heat cycles, and then the Charpy impact test in accordance with JISZ 2 2 4 2 The evaluation was performed at 0, and the absorbed energy was evaluated. That is, hold at 1 4 0 0 for 1 second, then from 8 0 0
  • V-notch specimens were sampled from small pieces that had undergone heat treatment with a history of thermal cycle, and were subjected to a Charbi impact test. .
  • the room temperature tensile strength specified as 4 90 is of 4 9 0 MPa class, and these are shown separately.
  • the extra-thick H-shaped steel is mainly in accordance with the US A S TM standard, and the representative strength classes G ra ad e 50 and G ra ad 65 are shown separately.
  • JIS standard SM 4 0 that is, TS 4 0 0 MPa super-class target
  • yield strength YP at room temperature is 2 3 5 MPa or more, preferably 3 5 5 MPa or less
  • tensile strength TS is 4 0 0-5 1 OMP a
  • the target value for 0.2% resistance against PS at 6 00 is 1 5 7 MPa or more.
  • AS TM standard is YP 3 45 MPa or more for G rade 50, TS 45 500 MPa or more, YP 4500 MPa or more for GRade 65, TS 5 50 MPa or more
  • the shock absorption energy at the base metal fillet is at least 5 4 J at a Charbi test temperature of 0 in all cases.
  • the reheat drawing target is 30% or more, and the toughness target is 27 J or more.
  • the reheat drawing is preferably 50% or more.
  • the production No. of the present invention ! ⁇ 15, 36, 37, 39, 41-45 steel has the target of room temperature mechanical properties and high temperature mechanical properties.
  • the yield point is not less than the lower limit of the JIS standard, and the yield ratio Y P / T S is not more than 0.8, which is within a preferable range.
  • the Charpy impact value at 0 is greater than the target value.
  • the reheat constriction of the reproducible weld heat affected zone is sufficiently 30% or more.
  • the steel of Comparative No. 16-2, 2, 3, 8 and 40 has a component, C 1 N b Z 7. 74, and the density of the Ti-based oxide is outside the scope of the present invention. Therefore, the mechanical properties that satisfy the target have not been obtained.
  • cold working and tempering heat treatment are applied to a fire resistant steel material having sufficient room temperature strength and high temperature strength and excellent HAZ toughness and reheat embrittlement resistance, particularly fire resistant H-section steel.
  • the construction cost can be significantly reduced by shortening the construction period, improving the reliability of large buildings, ensuring safety, and improving economic efficiency.
  • the industrial effect is very remarkable.

Abstract

高温特性と靭性に優れた鋼材を提供するために、鋼材を、質量％で、Ｃ：０．００５～０．０３０％、Ｓｉ：０．０５～０．４０％、Ｍｎ：０．４０～１．７０％、Ｎｂ：０．０２～０．２５％、Ｔｉ：０．００５～０．０２５％、Ｎ：０．０００８～０．００４５％以下、Ｂ：０．０００３～０．００３０％を含有し、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ:０．０３％以下に制限し、残部がＦｅ不可避不純物からなり、Ｃ−Ｎｂ/７．７４≦０．０２を満足し、粒径が０．０５～１０μｍであるＴｉ系酸化物を３０～３００個／ｍｍ2の密度を有するものとする。

Description

明 細 書 高温特性と靱性に優れた鋼材及びその製造方法 技術分野
本発明は、 耐火鋼材及びその製造方法に関する。 背景技術
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 6 2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 3 5 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に応じて耐火被覆 方法を選択できるようになった。 即ち 6 0 0で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 鋼材の 6 0 0でにおける高温強度は、 常温での強化機構と同様、 ( 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 強化によって向上する。
従来の耐火鋼は、 主に、 M oの炭化物による析出強化によって、 高温での軟化抵抗を高めている。 しかし、 M oは高価な元素であり 、 添加量が多い場合に経済性が損なわれるため、 添加量の抑制が必 要であり、 M oを無添加とすることが好ましい。 更に、 M oの添加 量が過剰になると、 炭化物析出による再熱脆化が懸念される。
このような問題に対して、 N b 、 B及び T i を複合添加し、 高温 強度を向上させた耐火鋼が提案されている （例えば、 特開平 4 一 3 5 0 1 2 7号公報、 特開平 1 1 — 3 0 2 7 7 0号公報、 特開 2 0 0 0 — 2 4 8 3 3 5号公報、 参照） 。
しかし、 これらは、 溶接の際、 溶接熱影響部 （H e a A f f e c e d Z o n e , HA Zという。 ） における析出物の粗大化の 抑制については考慮がなされておらず、 H A Z靭性の低下が懸念さ れる。
このような HA Zの靭性の低下に対して、 T i 系酸化物による粒 成長の抑制効果や、 これを生成核とした粒内変態によって、 HA Z における結晶粒径の粗大化を防止した鋼材が提案されている （例え ば、 特開平 4一 3 6 2 1 5 6号公報参照） 。
更に、 T i 系酸化物による粒内変態を活用して、 ミクロ組織の均 質化を図った H形鋼の製造方法も提案されている （例えば、 特開平 2 0 0 2— 2 1 2 6 3 2号公報参照） 。
しかし、 厚鋼板や形鋼などでは大入熱で溶接が行なわれ、 溶接部 近傍ではより高温に加熱されるため、 特に、 一度溶接によって高温 に加熱された H A Zが再加熱された際、 炭化物、 窒化物の析出によ つて脆化するという問題が生じる。 これら従来の特許文献に提案さ れた鋼材は、 このような H A Zの高温脆化 （以下、 再熱脆化という 。 ） を考慮したものではなかった。
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十分な加工熱処理 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。 発明の開示 本発明は、 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 H A Zの靱性に優れ、 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、 微量 B、 N bの添加により焼入れ性を高めて常温強度 を確保し、 固溶 N bの ドラッグ効果 （固溶した N b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） により高温強度を向上させ、 T i の微細な酸化物を、 結晶粒 界のピンニングと粒内変態の生成に利用して HA Zの粗大化を抑制 し、 粒界に偏析する Bの濃度の上昇を防止して、 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 HA Zの靱性を確保するために、 T i 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 T i 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、 0. 0 0 5 %以上 0. 0 3 %以下、 S i : 0. 0 5 %以上 0. 4 0 %以下、 M n : 0. 4 0 %以上 1. 7 0 %以下、
N b ： 0. 0 2 %以上 0. 2 5 %以下、 T i : 0. 0 0 5 %以上 0. 0 2 5 %以下、 N : 0. 0 0 0 8 %以上 0. 0 0 4 5 %以下、 B ： 0. 0 0 0 3 %以上 0. 0 0 3 0 %以下を含有し、 P : 0. 0 3 0 %以下、 S : 0. 0 2 0 %以下、 A 1 : 0. 0 3 %以下に制限 し、 残部が F e不可避不純物からなり、 Cと N bの含有量が、 C一 N b / 7. 7 4≤ 0. 0 2を満足し、 粒径が 0. 0 5〜 ： L O wmで ある T i系酸化物を 3 0〜 3 0 0個 Zmm2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. 1 0 %以下、 ^10 : 0. 1 0 %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 ) に記載の高温特 性と靭性に優れた鋼材。 ( 3 ) 質量％で、 Z r : 0. 0 3 %以下、 H f : 0. 0 1 %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、 C r ： 1. 5 %以下、 C u : 1. 0 %以下、 N i
： 0. 7 %以下のいずれかの 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、 M g : 0. 0 0 5 0 %以下、 R E M : 0. 0 1 以下、 C a : 0. 0 0 5 %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 ) N bと Cの質量濃度積が 0. 0 0 1 5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靱性に優れた鋼材。
( 8 ) 鋼材がフランジ厚 4 0 mm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靱性に優 れた鋼材。
( 9 ) 上記 （ 1 ) 〜 （ 6 ) のいずれか 1項に記載の成分からなる鋼 を、 溶存酸素を 0. 0 0 3〜 0. 0 1 5質量％に調整した後、 T i を添加して溶製し、 铸造して得られた鋼片を 1 1 0 0〜 1 3 5 0 X： 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。
( 1 0 ) 1 0 0 O t:以下での累積圧下率が 3 0 %以上となる熱間圧 延を行う 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。 ( 1 1 ) 熱間圧延後、 8 0 0〜 5 0 0での温度範囲の平均冷却速度 を 0 . 1 〜 1 0で 3 として冷却することを特徴とする上記 （ 9 ) 又は （ 1 0 ) 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 H A Zの靭性及び耐再熱脆化特性にも優れた鋼材、 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、 たとえばフランジ厚で 1 4 0 m m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。
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 いサイズの鋼材においても、 強度ゃ靱性の確保、 および H形鋼断面 内での材質のばらつきを軽減することが可能となる。 図面の簡単な説明
図 1 は、 C及び N bが鋼材の高温強度に及ぼす影響を示す図であ る。
図 2は、 T i 酸化物の数密度分布が鋼材の H A Zの靱性に及ぼす 影響を示す図である。
図 3は、 T i 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、 T i を添加する前の溶存酸素量と T i 量の関係が T i 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。 発明を実施するための最良の形態
本発明者は、 B、 N bの添加により焼入れ性を高め、 マツシブフ ェライ ト又はべィナイ 卜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、 耐再熱脆化特性に優れた鋼材、 特に 、 H形鋼を得ることを検討した。
その結果、 固溶 N bを確保することにより、 その 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ることができ、 高温での軟 化に対して抵抗力を発揮し、 耐火鋼として強度確保が可能となるこ とを見出した。
更に、 B及び N bの効果を最大限に発揮させるため、 低 C化、 低 N化及び T i の酸化物の利用を検討した。 その結果、 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 卜の生成の抑制及び固 溶 N b、 固溶 Bの確保に有効である。 N b及び Bの炭化物、 即ち、 N b C及び F e 23 C B6、 並びに窒化物、 即ち、 N b N及び B Nは 、 フェライ トの生成核となり、 かつ、 炭化物、 窒化物の析出によつ て固溶 N b、 固溶 Bが減少する。 特に、 N b、 Bの炭化物、 窒化物 が少量、 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 、 溶接時には、 オーステナイ 卜の結晶粒界 （以下、 ァ粒界ともいう 。 ） に N b C、 B Nが析出して再熱脆化を発現することがある。 そ のため、 耐再熱脆化特性を確保する観点から、 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。
更に、 鋼中に、 微細な T i の酸化物を分散させると、 溶接熱サイ クルでの最高到達温度においても結晶粒をピン止めして H A Zの粒 径の粗大化を防止することができる。 また、 微細な T i の酸化物は 、 HA Zにおいて、 粒内変態の生成核として作用し、 生成した粒内 フェライ トにより、 HA Zの粒径の粗大化が更に抑制される。 この 、 HA Zの粒径の粗大化の防止は、 再熱脆化の抑制にも極めて有効 である。 これは、 H A Zの粒径が粗大化すると、 粒界面積が減少し て、 粒界に偏析する B及び N bの粒界濃度が上昇し、 炭化物、 窒化 物等の粒界析出が促進され、 粒界脆化が助長されるためである。 鋼中に微細な T i の酸化物を分散させるには、 予備脱酸処理によ り溶存酸素濃度を 0. 0 0 3〜 0. 0 1 5 %の濃度範囲に調整した 後、 T i を添加することが必要である。 また、 強力な脱酸元素であ る A 1 を過剰に添加すると、 T i の微細な酸化物が生成しないため 、 A 1 の含有量は 0. 0 3 %未満に抑制することが必要である。
また、 炭素の含有量が 0. 0 3 %超である鋼は、 島状マルテンサ イ トを生成し、 靭性が著しく低下し、 規準に満たない部位が生じる ため、 炭素の含有量を 0. 0 3 %以下とすることが必要である。 以上の知見を基に、 本発明者は、 さ らに、 C及び N bと鋼材の高 温強度との関係、 T i を添加する前の溶存酸素量、 T i 系酸化物の 粒径及び密度と H A Zの靱性との関係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、 0. 0 3 %以下、 S i : 0. 0 5 %以上 0. 4 %以下、 M n : 0. 4 %以上 1. 7 %以下、 N b : 0. 0 2 %以上 0. 2 5 %以下、 N : 0. 0 0 0 8 %以上 0. 0 0 4 5 % 以下、 B : 0. 0 0 0 3 %以上 0. 0 0 3 0 %以下を含有し、 不純 物である P及び Sをそれぞれ 0. 0 3 %以下、 0. 0 2 %以下、 脱 酸元素である A 1 を 0. 0 3 %以下に制限し、 残部が F e及び不可 避的不純物からなる鋼を、 T i を添加する際の溶存酸素量を変化さ せて溶製し、 銬造して得られた鋼片を 1 1 0 0〜 1 3 5 0 に加熱 し、 1 0 0 以下での累積圧下率を 3 0 %以上として、 熱間圧延 し、 板厚 1 0〜 4 0 mmの鋼板を製造した。
鋼板から、 J I S Z 2 2 0 1 に準拠して引張試験片を採取し 、 常温での引張試験を J I S Z 2 2 4 1 に準拠して行い、 6 0 0ででの引張試験を J I S G 0 5 6 7 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 1 0 t:Z sで 1 4 0 0でに加 熱して 1 s保持し、 8 0 0 から 5 0 0でまでの冷却に要する時間 を 1 0 s として冷却する、 HA Zの熱履歴を模擬する熱処理 （HA Z再現熱処理という。 ） を施した後、 試験片に加工し、 J I S Z
2 2 4 2に準拠してシャルピー衝撃試験を行った。 また、 T i 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 。
図 1 は、 C及び N bの含有量と高温強度の関係、 具体的には、 6 0 0でにおける 0. 2 %耐カ （ S O O ^ Y S ) を、 C— N b Z 7. 7 4に対して示したものである。 図において、 〇及び ·は常温の引 張強度が 4 0 O M P a級の鋼材の 6 0 0 t: Y Sであり、 ◊及び令は 4 9 O M P a級の鋼材の 6 0 0で Y Sである。
図 1から、 C— N bノ 7. 7 4が 0. 0 2以下になると、 常温の 引張強度が 4 0 0 M P a級.、 4 9 0 M P a級の鋼材の、 6 0 0 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. 0 5〜 1 0 111の丁 1 系酸化物の 数密度分布が H A Z靭性に及ぼす影響を示したものである。 図 2か ら、 良好な H A Z靱性を得るには、 粒径が 0. 0 5〜 ： L 0 mの T i 系酸化物を 3 0〜 3 0 0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 1 0 Z sで 1 4 0 0でに加熱して 1 s保持し、 8 0 0でから 5 0 0でまでの冷却に要 する時間を 1 0 s として 1 0 0 に冷却する HA Z再現熱処理を施 した後、 昇温速度を 1 0 :Z s として 6 0 0 に再加熱し、 絞り値 、 即ち再熱絞りを測定した。
その結果、 H A Z靭性に優れる鋼材では、 図 3に示すように、 T i 系酸化物の分散が上記の範囲にある HA Z靭性に優れる鋼材では 、 再熱絞り も 3 0 %以上という良好な結果が得られることが確認さ れた。
図 4は、 T i を添加する前の溶存酸素量と T i 量の関係が T i 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. 0 5〜 1 O w mの T i 系酸化物の密度である。 図 4から、 良好な HA Z靭性を有する、 粒径が 0. 0 5〜 1 0 z mの T i 系酸 化物を 3 0〜 3 0 0個 mm2の割合で含有する鋼材を得るために は、 T i 添加前の一次脱酸後の溶存酸素を、 質量％で 0. 0 0 3〜 0. 0 1 5 % 0. 0 1 5 %、 好ましくは 0. 0 0 3〜 0. 0 1 0 % に調整し.、 T i の含有量を 0. 0 0 5〜 0. 0 2 5 %、 好ましくは 0. 0 0 5〜 0. 0 2 0 %とする必要があることがわかる。
以上のように、 耐火形鋼では、 低 C化及び低 N化した上で、 さ ら に、 Cと N bの関係及び T i 系酸化物の粒径、 数密度を最適化する と、 固溶 N bが確保され、 H A Zの粒径の粗大化の抑制により、 粒 界に偏析する B及び N bの濃度が更に低下し、 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、 B添加による適度な 焼入性を維持するとともに鋼材強度ゃ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 強度ゃ靱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 、 T i 系酸化物について述べる。
T i 系酸化物の粒径、 密度 ：
本発明は、 微細に分散した T i 系酸化物を利用して、 特に H A Z の結晶粒粗大化をピンニングの効果によって抑制し、 H A Z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 T i 系酸化物の粒径の下限は、 0. 0 5 m以上である。 T i 系酸化物の粒径が を超えると、 破壊の起点となって靭性を 阻害する。
また、 H A Z靱性及び再熱脆化特性の向上には、 3 0〜 3 0 0個 ノ m m 2が有効である。 粒径が 0. 0 5〜 1 0 mの T i 系酸化物 の密度が、 3 0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. 0 5〜 ： 1 0 の T i 系酸化物の密度が 3 0 0個 Zmm2を超えると、 亀裂の伝播が促進されるため、 HA Z 靭性、 再熱脆化特性を損なう。
なお、 T i 系酸化物とは、 T i 〇2、 T i 2〇3、 これらと S i 〇2 などの S i 系酸化物及び A 12〇 3などの A 1 系酸化物との複合酸化 物、 M n Sなどの硫化物、 T i Nなどの窒化物が複合析出した T i を含む酸化物の総称である。
T i 系酸化物の粒径及び密度は、 走査型電子顕微鏡 （ S E M) を 用いて測定することができる。 T i 系酸化物の同定には、 エネルギ 一分散型 X線分析装置を有する S E Mを使用することが好ましい。 T i 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。 また、 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 T i を含有する酸化物であること を確認することができる。
S E Mにより、 5 0 0 0〜 ： 1 0 0 0 0倍で、 数視野、 好ましくは 2 0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. 0 5 m未満あるいは 1 0 m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。
T i添加前の溶存酸素量 ：
粒径が 0. 0 5〜 1 0 z m、 密度が 3 0〜 3 0 0個ノ mm2の T i 系酸化物を鋼中に存在させるには、 鋼を溶製する際の、 T i を添 加する前の溶存酸素量が重要である。 T i 添加 の溶存酸素量が 0 . 0 0 3 %未満であると、 T i 系酸化物の粒径が小さくなり、 密度 が低下する。 一方。 T i 添加前の溶存酸素量が、 0. 0 1 5 %超に なると、 T i 系酸化物の粒径が 1 0 mを超えて粗大化し、 靭性を 阻害する。 したがって、 T i を添加する前の溶存酸素量を 0. 0 0 3〜 0. 0 1 5 %の範囲とした。 鋼を溶製する際、 T i を添加する 前に S i 及び M nを脱酸剤として用いて脱酸を行えば、 溶存酸素量 を 0. 0 0 3〜 0. 0 1 5 %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. 0 0 5 %以上の添加が必要である。 一方、 0. 0 3 % 超の Cを添加すると、 HA Z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. 0 0 5 %、 上限を 0. 0 3 %とした。 なお、 再熱脆性及び靭性 確保の観点から、 上限を 0. 0 2 %とすることが好ましい。
S i 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。 T 1 を添加する前の溶鋼の溶存酸素を 0 . 0 0 3〜 0. 0 1 5質量％にするために、 また、 母材の強度確保 のためには、 0. 0 5 %以上の S i 添加が必要である。 一方、 S i 量が 0. 4 0 %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、 3 1 量を 0. 0 5 %以上 0. 4 0 %以下 とする。 また、 S i 量が 0. 3 0 %を超えると、 溶融メツキ時のム ラが発生し、 美観性が損なわれことがある。 したがって、 S i 量の 上限を 0. 3 0 %以下とすることが好ましい。
M n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、 ペイナイ 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。 T i を添加する前の溶鋼の溶存酸素を
0. 0 0 3〜 0. 0 1 5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. 4 0 %以上の添加が必要である。 一 力、 M nは、 連続铸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 、 1 . 7 0 %を超える M nを添加すると、 偏析 部の焼入れ性が過度に上昇して靱性が悪化する。 したがって、 M n 量を 0. 4 0 %以上 、 1 . 7 0 %以下とする。 特に、 M n以外の強 化元素の添加量が少ない場合には、 M n添加によって強度を確保す るため、 0 8 0 %以上を添加することが好ましい
N bは、 本発明において極めて重要である固溶 N bの確保のため に添加する 固溶 N b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 域においてち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 N bを確保するため、 N bを 0. 0 2 %以上添加するこ とが必要である。 一方、 0. 2 5 %超の N bを添加しても、 効果が 飽和するため、 上限を 0. 2 5 %とした。 また、 本発明では、 Bが 強度の向上に寄与するため、 N bの添加量の上限を 0. 1 0 %以下 とすることが好ましい。
また、 N bは強力な炭化物形成元素であり、 過剰な Cを. N b Cと して固定し、 F e 23 C B6の析出による固溶 Bの減少を防止する。 したがって、 高温強度を向上させるには、
C - N b/7. 7 4≤ 0. 0 2
の関係を満たすことが必要である。 ここで、 Cと N bは、 それぞれ Cと N bの含有量であり、 単位は質量％である。
C - N b/7. 7 4の下限は、 Cの下限値と N bの上限値から求 めることができるので、 特に規定しない。
N bと Cの質量濃度積は、 固溶 N b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. 0 0 1 5以上とすることが好まし い。 N bと Cの質量濃度積とは、 質量％で表される N b及び Cの含 有量の積である。 N bと Cの質量濃度積の上限は、 N b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。
T i は、 上述のように T i 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 T i Nを 形成し易い。 T i Nは、 1 3 0 0までの温度域において安定であり 、 Nを固定して、 HA Zの粒界への B Nの析出を抑制し、 耐再熱脆 化特性向上に寄与する。 また、 T i Nの形成によって N b Nの析出 を抑制することができるため、 T i の添加は、 固溶 N bの確保にも 極めて有効である.。 この効果を得るには、 丁 1 を 0. 0 0 5 %以上 添加することが必要である。 一方、 T i を 0. 0 2 5 %を超えて添 加すると、 T i 系酸化物、 T i Nが粗大化し、 靭性を損なう。 その ため、 T i 量を 0. 0 0 5 %以上、 0. 0 2 5 %以下とする。 微細 な T i 系酸化物の量を確保し靱性を向上させる観点からは、 上限値 は 0. 0 2 0 %とすることが好ましい。
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 N b及び Bの減少を抑制させるために有効であり、 上限を 0. 0 0 4 5 %以下とする。 Nの含有量は極力低濃度であるこ'とが好ましい が、 0. 0 0 0 8 %未満とするには、 製造コス トが増大する。 また 、 高温域まで安定な T i Nを生成する、 強力な窒化物生成元素であ る T i の添加量と Nの含有量とを適正な関係とすることが好ましい 。 本発明では、 常温及び高温での機械特性が向上させるためには、 T i /N濃度比を 3. 4以上とすることが好ましい。
Bは、 微量の添加で焼入性を上昇させ、 強度上昇に寄与する元素 である。 この効果を得るには、 0. 0 0 0 3 %以上を添加すること が必要である。 一方、 B量が 0. 0 0 3 0 %を超えると B Nが過剰 に析出して、 耐再熱脆化特性を損なう。 したがって、 B量を 0. 0 0 0 3〜 0. 0 0 3 0 %とする。 ただし、 耐火鋼に適用する場合は 再熱脆化を極力低減させる観点から、 上限値は 0. 0 0 2 0 %、 よ り良くは 0. 0 0 1 5 %が好ましく、 極厚 H形鋼に適用する場合は 、 焼入性による強度確保の観点から上限値は 0. 0 0 2 5 %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. 0 3 %以下、 0. 0 2 %以下とする。
A 1 は、 強力な脱酸剤であり、 溶鋼の一次脱酸後の溶存酸素濃度 を 0. 0 0 3〜 0. 0 1 5 %に制御するために添加する。 しかし、 0. 0 3 %超の A 1 を添加すると、 島状マルテンサイ トを形成し、 靱性を損なうため、 上限を 0. 0 3 %とする。 靱性向上の観点から は上限は 0. 0 2 %とすることが好ましい。 本発明では、 更に、 この成分系に、 必要に応して V、 M o、 Z r
、 H f 、 C r、 C u、 N i 、 M g、 R E M、 C a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。 次に 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. 1 0 %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 - 1 0 %とするこ とが好ましい。
M o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 元素である。 目標とする強度レベルに応じて M o添加による強化を 選択的に活用することが好ましいが、 0. 1 0 %超を添加すると経 済性が損なわれるので、 上限を 0. 1 0 %とすることが好ましい。
Z rは、 T i Nより も高温で安定な窒化物である Z r Nを生成す る元素である。 Z r Nの生成により、 T i 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 N bを確 保できる Z rの含有量が 0. 0 3 %超になると、 铸造前の溶鋼中 に粗大な Z r Nが生成し 、 常温での靭性及び H A Zの靭性を損なう
。 したがつて、 Z rの濃度は 0. 0 3 %以下とする とが好ましい c 7し、 Nの固定によつて、 再熱脆化の原因となる B Nの析出が抑 制され、 高温強度、 絞りの低下を防止することがでさるため、 0.
0 0 5 %以上の添加が好ましい。
H f は 、 T i と同様、 窒化物を生成する元素であ 、 固溶 Nの低 減に寄与する。 しかし、 0. 0 1 %を超える H f を添加すると、 H A Zの靭性が低下することがある。 したがって、 H f の上限を 0. 0 1 %とすることが好ましい。
C r、 C u、 N i 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。 C r及び C uは、 過剰に添加すると、 靱性を損なう ことがあるため、 それそれ、 上限を 1. 5 %以下及び 1. 0 %以下 とすることが好ましい。 また、 N i は、 経済性の観点から、 上限を 0. 7 %とすることが好ましい。
M gは、 強力な脱酸元素であるとともに、 高温で安定な M g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 、 ァ粒をピンニングする機能を有する。 これにより、 HA Zの組織 を微細化し、 靭性の低下を抑制する。 ただし、 0. 0 0 5 0 %を超 える M gを添加すると、 M g系酸化物が粗大化し、 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. 0 0 5 0 %とすることが好ましい。
R E M (希土類元素） は、 鋼中で酸化及び硫化反応し、 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、 HA Z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. 0 0 1 %以上として添 加することが好ましい。 一方、 R E Mを 0. 0 1 %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. 0 1 %とすることが好ましい。
C a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、 C aを 0. 0 0 1 %以上添加することが好ましい。 一方 、 を 0. 0 0 5 %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、 靱性を低下させることがあるため、 上限を 0. 0 0 5 %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良い 。 強度を高めるには、 マツシブフェライ 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。
マツシブフェライ 卜は、 冷却過程でオーステナイ 卜が同一組成の フェライ 卜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、 F e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、 マツシブフェライ 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ツシブフェライ トは、 ポリゴナルフ エライ 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、 ペイ ナイ 卜は板状組織であり、 マツシブフェライ 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、 マツシブフェライ 卜、 ペイナイ 卜 、 ポリ ゴナルフェライ 卜以外に、 少量のマルテンサィ 卜 、 残留ォーステナイ 卜、 パーライ 卜が生じて いることがある。
マツシブフェラィ 卜 、 ベィナイ 卜の生成は、 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 C e Q を 0 . 0 5以上とすることが好ましい。 また、 C e q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 . 6 0以 下とすることがさ らに好ましい。 なお、
C e q = C + S i / 2 4 + M n / 6 + N i / 4 0 + C r / 5 + M o / 4 + V / 1 4
であり、 C 、 S i 、 M n 、 N i 、 C r 、 M o 、 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、 S i 、 M nを脱酸剤として使用し、 T i 添 加前の溶存酸素量を調整して溶製し、 铸造して鋼片とする。 生産性 の観点から、 連続铸造が好ましい。
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、 柱材と使用する場合には、 極 厚 H形鋼に代表される板厚の大きいサイズの鋼材が好適である。 粒径が 0 . 0 5 〜 1 Ο ΠΙの T i 系酸化物を 3 0 〜 3 0 0個 m m 2の割合で含有する本発明の鋼材を得るためには、 T i 添加前の 一次脱酸後の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. 0 0 3〜 0. 0 1 5 %に調整する必要がある。 T i 系酸 化物を生成するためには 0. 0 0 3 %以上の溶存酸素量が必要であ り、 0. 0 1 5 %を超えると T i 系酸化物の粒径が大きくなるため 粒径が 0. 0 5〜 1 0 m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. 0 1 0 %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、 N bを十分に固溶させるため、 鋼片の加熱温度の下限を 1 1 0 0 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 1 2 0 0で以上 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 1 3 5 0でとした。 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 1 3 0 0 以卞とすることが好ましい。 熱間圧延では、 1 0 0 0で以下での累積圧下率を 3 0 %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 ァ粒を細粒化し、 靭性及び強度を向上させることができる。 板厚 4 0 mmを超える場合は、 圧延前の素材の板厚制約から、 累積圧下率 を確保することは難しい場合があり、 この場合は 1 0 0 0で以下の 累積圧下率を 1 0 %以上確保することで強度向上が可能となる。 た だし、 好ましい累積圧下率の範囲は 3 0 %以上である。
また、 熱間加工を、 鋼の組織がオーステナイ 卜単相である温度範 囲 （ァ単相領域という。 ） で完了させるか、 又は相変態によって生 成するフェライ 卜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 8 0 0で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、 8 0 0〜 5 0 0での温 度範囲の平均冷却速度を、 0. 1〜 1 0 3 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、 8 0 0〜 5 0 0での温度範囲の平均冷却速度を 0. l t Z s以上とすることが好ましい。 一方、 8 0 0〜 5 0 0 の温 度範囲の平均冷却速度が 1 0 Z 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、 靱性が低下することがあるた め、 上限を 1 0でノ s とすることが好ましい。 実施例
転炉にて溶製した溶鋼に合金を添加後、 連続铸造して、 表 1 に示 す成分からなる 2 5 0〜 3 0 0 mm厚の鋼片を作成した。 表 1 には 、 T i 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。 表 1
Figure imgf000022_0001
得られた鋼片を、 表 2に示す条件で熱間圧延して H形鋼とした。 図 5に形鋼の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、 仕上げュニ 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 D、 G、 Lについては、 さらに表 3の条件でも熱 間圧延し、 鋼 F、 L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 t 2の中心部 （ 1 / 2 t 2) でフランジ幅全長 （ B) の 1 4 (フ ランジという。 ） と 1 / 2 (フィ レツ 卜という。 ） の部位から J I S Z 2 2 0 1 に準拠して引張試験片を採集した。
常温の引張試験は J I S Z 2 2 4 1 に準拠して行い、 6 0 0 でにおける 0. 2 %耐力の測定は、 J I S G 0 5 6 7 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 J I S Z 2 2 4 2 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 （HA Z ) の 再熱絞り （表 2〜 4 ) が重要な特性の一つであって、 この評価は、 供試鋼に溶接熱サイクルを履歴させ、 その後、 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、 1 4 0 0でで 1秒保持 した後、 8 0 0 から 5 0 0でまでの冷却時間を 2 0秒として 1 0 0で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で ノ秒の昇温速度で 6 0 0でに加熱して、 6 0 0 で 6 0 0秒保持し た後、 0. 5 M P a /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 （HA Z ) 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 J I S Z 2 2 4 2に準拠して 0でで行い、 吸収エネルギ 一で評価した。 即ち、 1 4 0 0でで 1秒保持した後、 8 0 0でから
5 0 0でまでの冷却時間を 2 0秒として 1 0 0でまで冷却する溶接 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、 シャルビ一衝撃試験に供した。
鋼材に要求される強度クラスとしては耐火鋼材では 2種類あって 、 1つは J I S規格の S M 4 0 0 と規定される常温引張強度が 4 0 O M P aクラスのものであり、 もう 1つは S M 4 9 0 と規定される 常温引張強度が 4 9 0 M P a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 A S TM 規格に準ずる場合が多く、 代表的な強度クラスである G r a d e 5 0、 G r a d e 6 5を分けて表記した。
なお、 J I S規格の S M 4 0 0、 即ち T S 4 0 0 M P a超級の目 標は、 常温における降伏強度 Y Pが 2 3 5 M P a以上、 好ましく は 3 5 5 M P a以下、 引張強度 T Sが 4 0 0〜 5 1 O M P aであり、
6 0 0 での 0. 2 %耐カ P Sの目標値は 1 5 7 M P a以上である 。 S M 4 9 0、 即ち T S 4 9 0 M P a超級の目標は、 丫？が 3 2 5 M P a以上、 好ましく は 4 4 5 M P a以下、 T Sが 4 9 0〜 6 1 0 M P a、 P S力 2 1 7 M P a以上である。 また、 S M 4 0 0、 S M 4 9 0 ともに、 0で衝撃吸収エネルギーの目標値は 1 0 0 J以上で あり、 降伏比 Y P ZT Sの好ましい上限は 0. 8 0以下である。
また、 A S TM規格に関しては G r a d e 5 0で Y P 3 4 5 M P a以上、 T S 4 5 0 M P a以上、 G r a d e 6 5で Y P 4 5 0 M P a以上、 T S 5 5 0 M P a以上であり、 上記に加えて靭性に関して はいずれの場合においてもシャルビ一試験温度 0でで母材フィ レツ ト部における衝撃吸収エネルギーが 5 4 J以上あることが好ましい 再現 HA Zの特性については、 いずれの規格でも、 再熱絞りの目 標が 3 0 %以上であり、 靭性の目標が 2 7 J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 5 0 %以上であることが好ま しい。
Figure imgf000026_0001
表 3
Figure imgf000027_0001
表 4
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表 2 に示すように、 本発明の製造 N o . ：! 〜 1 5、 3 6、 3 7、 3 9、 4 1 〜 4 5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 J I S規格の下限値以上であ り、 降伏比 Y P/T S も 0. 8以下で好ましい範囲内である。 さ ら に、 0ででのシャルピー衝撃俥は目標値以上の値が得られている。 また、 再現溶接熱影響部の再熱絞り 3 0 %以上を十分に満たしてい る。
一方、 比較例である製造 N o . 1 6〜 2 2、 3 8、 4 0の鋼は、 成分、 C一 N b Z 7. 7 4、 T i 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 4 0 mm未満の H形鋼の場合で 1 0 0 0で以下での累積圧下率を 3 0 %以上とすると、 累積圧下率が 3 0 %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 4 0 mm以上の極厚 H形鋼の場合は、 製造 N o . 4 6〜 5 1 に代表例としてフランジ厚 1 2 5 mmの場合を示すよ うに、 1 0 0 0 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 1 0 %以上では G r a d e 6 5 と .して要求される強度をさ らに十分 ίこ満たすことが可能となる。
表 4 に示すように、 フランジ厚 4 0 mm未満の場合、 水冷により 8 0 0〜 5 0 0 間の冷却速度を 1 0 :/sまで加速して冷却した場 合、 放冷などにより 8 0 0〜 5 0 O t:間を 0. l t /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 N o . 5 2、 5 3 にフランジ 厚 1 2 5 mmのサイズの場合を代表例として示すように、 8 0 0〜 5 0 0 間を水冷で 0. 3 t:/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、 G r a d e 6 5 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。 産業上の利用可能性
本発明によれば、 十分な常温強度及び高温強度を有し、 H A Zの 靭性及び耐再熱脆化特性に優れた耐火鋼材、 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が可能になり、 これにより、 施工コス ト低減ゃェ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

請 求 の 範 囲 質量％で、
C ： 0. 0 0 5 %以上 0 • 0 3 %以下、
S i ： 0. 0 5 %以上 0. 4 0 %以下、
M n ： 0. 4 0 以上 1 . 7 0 以下、
N b ： 0. 0 2 %以上 0. 2 5 %以下、
T i ： 0. 0 0 5 %以上 0 0 2 5 %以下、
N ： 0. 0 0 0 8 %以上 0 • 0 0 4 5 %以下、
B ： 0. 0 0 0 3 %以上 0 0 0 3 0 %以下
含有し 、
P ： 0. 0 3 0 %以下、
S ： 0. 0 2 0 %以下、
A 1 ： 0. 0 3 %以下
に制限し、 残部が F e不可避不純物からなり、
Cと N bの含有量が、
C - N b /7. 7 4≤ 0. 0 2
を満足し、 粒径が 0. 0 5〜 ； L O z mである T i 系酸化物を 3 0〜 3 0 0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. 1 0 %以下、
M o ： 0. 1 0 %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 に記載の 高温特性と靱性に優れた鋼材。
3. 質量％で、
Z r ： 0. 0 3 %以下、 H f ： 0. 0 1 %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。
4. 質量％で、
C r ： 1. 5 %以下、
C u ： 1. 0 %以下、
N i ： 0. 7 %以下
のいずれかの 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。
5. 質量％で、
M g： 0. 0 0 5 0 %以下、
R E M : 0. 0 1 %以下、
C a ： 0. 0 0 5 %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〜 4 の何れかに記載の高温特性と靭性に優れた鋼材。
6. N bと Cの質量濃度積が 0. 0 0 1 5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。
7. 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靱性に優れた鋼材。
8. 鋼材がフランジ厚 4 0 mm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靱性に優れ た鋼材。
9. 請求の範囲 1〜 6のいずれかに記載の成分からなる鋼を、 溶 存酸素を 0. 0 0 3〜 0. 0 1 5質量％に調整した後、 T i を添加 して溶製し、 铸造して得られた鋼片を 1 1 0 0〜 1 3 5 0でに加熱 し、 熱間圧延することを特徴とする高温特性と靱性に優れた鋼材の 製造方法。
1 0. 1.0 0 0で以下での累積圧下率が、 板厚 4 0 mm未満で 3 0 %以上、 板厚 4 0 mm以上で 1 0 %以上となる熱間圧延を行う こ とを特徴とする請求の範囲 9に記載の高温特性と靱性に優れた鋼材 の製造方法。
1 1. 熱間圧延後、 8 0 0〜 5 0 01：の温度範囲の平均冷却速度 を 0. 1〜 1 0で s として冷却することを特徴とする請求の範囲 9又は 1 0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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