JP4072191B1 - 高温強度、靭性及び耐再熱脆化特性に優れた耐火鋼材並びにその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】高温強度、靭性及び耐再熱脆化特性に優れた耐火鋼材ならびにその製造方法を提供する。
【解決手段】耐火鋼材を、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：０．０００１％以上０．００５０％未満、Ａｌ:０．００５％以上０．０３０％以下、を含有し、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、に制限し、Ｃ-Ｎｂ/７．７４≦０．００５、２≦Ｔｉ/Ｎ≦１２を満足し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなるものとするとともに、その製造において、鋼片を１１００〜１３５０℃に加熱し、１０００℃以下の累積圧下率を３０％以上として熱間圧延する。
【選択図】図２

Description

本発明は、建築構造部材などに用いられる高温強度、靭性及び耐再熱脆化特性に優れた耐火鋼材並びに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、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、いわゆる耐火鋼が開発されている。ここで、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。
鋼材の６００℃における高温強度の強化機構として、（１）フェライト結晶粒径の微細化、（２）硬化相による分散強化、（３）微細析出物による析出強化、（４）合金元素による固溶強化、の４種類の機構がよく知られている。

（１）フェライト結晶粒径の微細化：粒内を移動した転位は結晶粒界（以下、粒界ともいう。）を介して隣接する結晶粒へ移動するため、結晶粒界は転位の移動に対する抵抗として働く。したがって、結晶粒が微細になると、転位が移動する際に結晶粒界を越える頻度が高くなり、転位の移動に対する抵抗が増す。このフェライト結晶粒径の微細化によって転位の移動に対する抵抗を増加させる強化方法は、高温での粒成長によって効果が低下する。そのため、耐火鋼においては、フェライト結晶粒径微細化による強化方法が単独で用いられることは少ない。

（２）硬質相による分散強化：硬質相は、軟質相と比較して、結晶粒内での転位が移動し難く、変形に要する抵抗が大きい。したがって、硬質相と軟質相が混在したマクロ組織（複相組織という。）では、硬質相の体積分率の増加によって強度が高くなる。例えば、フェライトとパーライトで構成される複相組織では、硬質相であるパーライトの体積分率が増加すると強度が上昇する。しかし、この方法には、硬質相により靱性が低下しやすいという問題点がある。

（３）微細析出物による析出強化：すべり面上に分布している析出物は、結晶粒内の転位の移動に対する抵抗として作用する。特に微細な析出物は、高温での強化に有効であるため、従来の耐火鋼には、この析出強化を利用したものが多い。特に、従来の耐火鋼では、Ｍｏを添加し、微細なＭｏ炭化物を生成させ、析出強化によって高温強度を向上させている（例えば、特許文献１〜４、参照）。これらの従来の耐火鋼では、Ｃ量を０．１％程度とし、Ｍｏを固溶させずにＭｏ炭化物として析出させている。このほか、Ｃｕの微細析出を利用して高温強度を向上させた鋼材も提案されている（例えば、特許文献５、参照）。
しかし、析出強化では、一般に、母材の靭性が低下し、溶接時の溶接熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｅｄ Ｚｏｎｅ、ＨＡＺという。）においても、加熱の影響によって粗大化した析出物によって靱性が低下するという問題点が知られている。

（４）合金元素による固溶強化：鋼中に固溶した合金元素（固溶合金元素という。）は、その周囲に弾性応力場が形成されるため、あたかも転位に引き摺られ、転位の移動に対する抵抗となる。これを引き摺り抵抗といい、その大きさは、固溶合金元素と鋼、即ち溶質原子と溶媒原子のサイズの違いに起因するミスフィットや、溶質原子の濃度及び拡散係数などに影響される。なお、固溶合金元素が転位に引き摺られるように作用して引き摺り抵抗を生じる効果は、ドラッグ効果と呼ばれる。

このドラッグ効果を利用する固溶強化は、耐火鋼の強化機構として検討され始めている（例えば、特許文献６〜１１、参照）。この固溶強化を利用するためには、炭素や窒素などを低減し、炭化物や窒化物などの析出物の生成を抑制することが必要である。例えば、特許文献６に提案されている耐火鋼材は、固溶合金元素として、Ｍｏを活用したものである。これは、ＭｏとＢ（ホウ素）を含有させて焼き入れ性を高め、一方、Ｍｎの上限を、一般的な添加量よりも低い０．５％に制限して過剰な強度の上昇を回避している。

また、特許文献７〜１１に提案されている耐火鋼材は、固溶Ｎｂのドラッグ効果を利用したものである。しかし、これらは、板厚の薄い熱延鋼板などを対象としたものであり、厚鋼板やＨ形鋼などの厚鋼材に要求される、母材や溶接熱影響部の靭性及び溶接熱影響部の高温延性を考慮したものではない。そのため、
ａ）Ｎｂの窒化物の析出を抑制するため、Ｔｉが過剰に添加されており、厚鋼材では粗大なＴｉ析出物が生じ、母材や溶接熱影響部の靱性が確保できない、
ｂ）脱酸のためにＡｌが過剰に添加されており、厚鋼材では島状マルテンサイトによる靱性の低下が問題になる、
ｃ）Ｂ（ホウ素）を含有することがあり、溶接熱影響部の高温延性の低下、即ち再熱脆化への対策がなされていない、
などの問題点を有している。

特開平５−１８６８４７号公報 特開平７−３００６１８号公報 特開平９−２４１７８９号公報 特開２００５−２７２８５４号公報 特開２００２−１１５０２２号公報 特開２００６−２４９４６７号公報 特開平５−２２２４８４号公報 特開平１０−１７６２３７号公報 特開２０００−５４０６１号公報 特開２０００−２４８３３５号公報 特開２０００−２８２１６７号公報

形鋼や厚鋼板などの厚鋼材を耐火鋼材として利用するためには、母材や溶接熱影響部の靱性、再熱脆性などの諸特性に対して厳しい制限が求められる。しかし、従来の固溶強化を利用した耐火鋼材は、そのような厚鋼材への適用に対して配慮されたものではない。
また、Ｍｏは価格が不安定であり、近年ではＭｏの価格の高騰が問題になっている。これにより、強化元素としてＭｏを多量に添加した耐火鋼材は価格競争力を失い始めた。

そのため、発明者らは、固溶元素としてＮｂを用いた耐火鋼材及びその製造方法について鋭意研究を行った。その結果、Ｎｂを固溶強化元素として活用した厚鋼材を耐火鋼として使用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の課題は靭性である。鋼板の厚さが７ｍｍ以上、更に１２ｍｍ以上になると、Ｔｉ、Ａｌの添加量が所定の範囲を外れた場合に、靭性の低下が顕著になる。特に、ウェブ厚が７ｍｍ以上、フランジ厚が１２ｍｍ以上であるＨ形鋼では、鋼鈑ほど製造方法の自由度がないため、靱性の問題は極めて重要である。

第２の課題は再熱脆化である。特に、Ｂを添加した場合、溶接熱影響部がＢの析出物によって脆化し、高温延性が低下するという再熱脆化は、溶接を必要とする厚鋼材においては重要である。一方、Ｂは、Ｎｂの固溶量を確保するためには、有用な元素である。これは、粒界に偏析し易いＢを添加すると、Ｎｂの粒界への偏析が抑制されるためである。

第３の課題は高温強度の確保である。これは、第２の課題によってＢを添加しない場合、Ｎｂのドラッグ効果を効率よく得ることが困難になるために必要になった課題である。そのため、固溶Ｃ量を確保して高温強度を向上させるための成分設計が必要になった。

発明者らは、第１の課題である靭性の確保、第２の課題である耐再熱脆化特性の確保、第３の課題である高温強度の確保のため、検討を行った。

まず、第１の課題である靭性の向上に対しては、Ａｌの含有量を０．００５％〜０．０３０％未満に制限し、更に、Ｔｉの含有量を０．００５％〜０．０４０％未満に制限した上で、ＴｉとＮ（窒素）の含有量の比Ｔｉ／Ｎを２〜１２の範囲とする。
これにより、介在物、析出物が微細化され、優れた靭性を確保することができる。靭性は、特に、Ｈ形鋼を始めとする厚鋼材の必要特性として特に重要である。

次に、第２の課題である耐再熱脆化特性は、Ｂ（ホウ素）の含有量を不純物レベルにすることによって解決した。Ｂは焼入れ性を高める元素であり、図１（ａ）に示すように結晶粒界１に優先的に偏析して、フェライト変態を抑制し、ベイナイト変態を促進する。更に、また、Ｂの粒界偏析によってＮｂの粒界偏析が抑制され、結果として、Ｎｂがフェライト中に固溶状態で維持される。したがって、通常、Ｎｂを固溶強化元素として活用する場合は、同時にＢを添加して固溶量を確保していた。

しかし、粒界に偏析したＢは、溶接による熱履歴を受けると、溶接熱影響部に粗大な析出物を形成する。そのため、火災などによって温度が上昇した場合、溶接熱影響部の延性が急激に低下し、脆性破壊するという問題がある。この、いわゆる再熱脆化の問題が、特に、厚鋼板やＨ形鋼では極めて重要である。発明者らは、溶接を必要とする厚鋼材において、Ｎｂの固溶強化を利用した耐火鋼を実現するためには、Ｂを添加することなく、高温強度を向上させる必要があることを明らかにした。

更に、発明者らは、固溶元素としてのＮｂについて詳細な検討を行なった。その結果、Ｂを含有しない場合、
ｘ）図１（ｂ）に示すようにＮｂが結晶粒界１に偏析する、
ｙ）Ｎｂの添加量が所定の量以上に達すると、Ｎｂの粒界偏析が飽和する、
ｚ）粒界に偏析したＮｂは、フェライト変態を抑制し、ベイナイト変態を促進させる
こと、即ち、Ｎｂは、Ｂと同様、鋼の焼き入れ性を向上させ、強度を高める効果を奏し、固溶量を確保するためには、所定量以上の添加が必要であることを見出した。
これらの知見に基づいて、本発明のＢを添加しない耐火鋼材では、Ｎｂの添加量の下限を０．０３％と定めた。なお、使用する原料によっては、不純物として、０．０００５％（５ｐｐｍ）未満のＢを含有する場合があるが、この程度の量であれば耐再熱脆化特性には影響がないことも見出した。

第３の課題である高温強度は、第１の課題及び第２の課題と関係がある。高い靭性や耐再熱脆化特性が要求される本発明の耐火鋼材においては、高温強度を高める析出元素や、固溶Ｎｂの効果を補助するＢのような元素を積極的に含有させることができない。そのため、高温強度を確保するために固溶Ｎｂの果たす役割が極めて大きい。したがって、添加したＮｂを、ＮｂＣのような炭化物として析出させず、固溶させておくことが極めて重要である。

この課題に対しては、上述のようにＮｂの添加量の下限値を規定するだけでなく、炭化物を形成しないようにＣ量を制限することが必要である。発明者らは、詳細な検討の結果、Ｃ量を０．０３％以下とすれば、Ｎｂの炭化物の析出が抑制され、Ｎｂのドラッグ効果が増大して大幅な固溶強化が達成されることを見出した。更に、発明者らは、Ｎｂの固溶強化元素としての作用を最大限発揮させるために、Ｃ−Ｎｂ／７．７４の値を０．００５以下とすることが必要であることを見出した。

また、固溶Ｎｂのドラッグ効果による強化は、従来の耐火鋼に添加されるＭｏよりも効果が顕著であり、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。

本発明は、以上の知見に基づいてなされたものであり、特に、耐火建材としてのニーズのある形鋼や厚板などの厚鋼材、なかでも耐火Ｈ形鋼への適用が特に有効であり、Ｍｏ及びＢの両方を含有することなく、Ｃ、Ｎｂ、Ｔｉの含有量のバランスと、脱酸元素であるＳｉ及びＡｌの含有量を制御して得られた、靭性、耐再熱脆化特性及び高温強度に優れた耐火鋼材及びその製造方法である。

そして、本発明は、固溶Ｎｂのドラッグ効果を利用して高温強度を高めることによって、熱間圧延のままで、常温での引張強度が４００ＭＰａ以上、６００℃における耐力が常温における耐力の５０％以上であるという優れた高温強度を確保し、かつ、靭性の低下を抑制し、また、溶接熱影響部が、再び高温に加熱された場合に脆化する、いわゆる再熱脆化を防止した、耐再熱脆化特性に優れた耐火鋼材、特に耐火Ｈ形鋼及びその製造方法を提供するものであり、そ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：０．４％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：０．０００１％以上０．００５０％未満、Ａｌ:０．００５％以上０．０３０％以下を含有し、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下、に制限し、Ｃ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｎの含有量が、Ｃ−Ｎｂ/７．７４≦０．００５、２≦Ｔｉ/Ｎ≦１２を満足し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなることを特徴とする高温強度、靭性及び耐再熱脆化特性に優れた耐火鋼材。

（２） 質量％で、Ｖ：０．１０％以下、Ｍｏ：０．１０％未満の一方又は双方を更に含有することを特徴とする上記（１）記載の高温強度、靭性及び耐再熱脆化特性に優れた耐火鋼材。
（３） 質量％で、Ｚｒ：０．０３％以下、Ｈｆ：０．０１０％以下の一方又は双方を更に含有することを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の高温強度、靭性及び耐再熱脆化特性に優れた耐火鋼材。
（４） 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）〜（３）の何れかに記載の高温強度、靭性及び耐再熱脆化特性に優れた耐火鋼材。
（５） ６００℃でのＴｉ−Ｎｂ系炭窒化物の平衡析出モル比率が０．３％未満であることを特徴とする上記（１）〜（４）の何れかに記載の高温強度、靭性及び耐再熱脆化特性に優れた耐火鋼材。
（６） 耐火鋼材が、一体成形されたフランジとウェブからなるＨ形の断面形状を有し、該フランジの板厚が１２ｍｍ以上であり、該ウェブの板厚が７ｍｍ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強度、靭性及び耐再熱脆化特性に優れた耐火鋼材。

（７） 上記（１）〜（５）の何れかに記載の成分を有する鋼片を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することを特徴とする高温強度、靭性及び耐再熱脆化特性に優れた耐火鋼材の製造方法。
（８） 上記（７）記載の圧延後、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高温強度、靭性及び耐再熱脆化特性に優れた耐火鋼材の製造方法。
（９） 上記（１）〜（５）の何れかに記載の成分を有する鋼片を１１００〜１３５０℃に加熱し、ユニバーサル圧延設備列によって、１０００℃以下での累積圧下率を３０％以上として熱間圧延することを特徴とする上記（６）記載の高温強度、靭性及び耐再熱脆化特性に優れた耐火鋼材の製造方法。
（１０） 上記（９）記載の圧延後、フランジを外側からスプレー冷却し、フランジの、８００℃から５００℃までの温度範囲の平均冷却速度を０．１〜１０℃／ｓとして冷却することを特徴とする高温強度、靭性及び耐再熱脆化特性に優れた耐火鋼材の製造方法。

本発明によれば、十分な常温強度及び高温強度を有し、ＨＡＺの靭性及び耐再熱脆化特性に優れた耐火鋼材を、冷間加工及び調質熱処理を施すことなく提供することが可能になり、施工コスト低減、工期の短縮による大幅なコスト削減が図られ、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。

特に、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の比較的小さい成分系を有するので、Ｈ形鋼の断面部位内での材質のばらつきを軽減することができる。また、鋼板についても、板厚による材質の変化を小さくすることができる。

発明者らは、固溶Ｎｂのドラッグ効果を最大限に活用し、母材や溶接部の特性にも問題のない耐火性鋼材、特に耐火性厚鋼材の開発を目的として、（１）Ｃ及びＮｂと鋼材の高温強度との関係、（２）Ｔｉ及びＮと靭性との関係、（３）成分と再熱脆化との関係について詳細な検討を行った。

発明者らは、質量％で、Ｃ：０．００１〜０．０３０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．４〜２．０％、Ｎｂ：０．０３〜０．５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４０％未満、Ｎ：０．０００１〜０．００５０％未満、Ａｌ:０．００５〜０．０３０％を含有し、不純物であるＰ及びＳの上限をそれぞれ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溶製して、鋳造し、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、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、室温での引張試験を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。なお、耐力に関しては、室温での降伏強度が不明瞭の場合は、０．２％耐力を適用するが、０．２％耐力の算出に当たっては、ＪＩＳ Ｚ ２２４１ のオフセット法を用いる。また、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠したシャルピー衝撃試験を行った。試験の結果を成分との関係で整理して図２及び図３に示す。

図２は、Ｃ及びＮｂの含有量（質量％）と高温強度の関係を示したものであり、高温強度については、Ｃ−Ｎｂ／７．７４が重要な指標となる。図２から、Ｃ−Ｎｂ／７．７４が０．００５以下になると、６００℃における０．２％耐力が、常温の引張強度が４００ＭＰａ級の鋼材及び４９０ＭＰａ級の鋼材に対するそれぞれの目標値を超え、良好な高温強度が得られることがわかる。

図３は、Ｔｉ及びＮの含有量（質量％）と、母材のシャルピー吸収エネルギーとの関係を示したものであり、靭性については、Ｔｉ／Ｎが重要な指標となる。図３から、Ｔｉ／Ｎが１２を超えると靭性が低下し、Ｔｉ／Ｎが２以上１２以下の範囲では、母材の靭性が良好であることがわかる。なお、Ｔｉ／Ｎが２未満では、靭性は良好であるものの、強度が低下していることが判明した。

更に、発明者らは、図２及び３に示した高温強度、ＨＡＺの靭性が良好である試料を用いて再現熱サイクル試験後、直径１０ｍｍの試験片を採取し、６００℃に加熱して引張試験を行い、絞りを測定した。また、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｎ、Ａｌの含有量から、６００℃におけるＴｉＣ、ＴｉＮ、ＮｂＣ、ＮｂＮ（これらを総称して、Ｔｉ−Ｎｂ系炭窒化物という。）の平衡析出量を、汎用の平衡熱力学計算ソフトウェアであるＴｈｅｒｍｏ−Ｃａｌｃ（登録商標）により、データベースとしてＴＣＦＥ２を用いて計算した。

図４に示したように、Ｃ：０．００１〜０．０３０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．４〜２．０％、Ｎｂ：０．０３〜０．５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４０％未満、Ｎ：０．０００１〜０．００５０％未満、Ａｌ:０．００５〜０．０３０％を含有し、Ｃ−Ｎｂ／７．７４≦０．００５、２≦Ｔｉ／Ｎ≦１２を満足すると、再熱絞りは３０％以上と良好であり、同時に、６００℃でのＴｉ−Ｎｂ系炭窒化物の平衡析出モル比率が０．３％未満であれば、４０％以上と、更に良好になっている。このように、本発明の耐火鋼材の耐再熱脆化特性が向上している理由の一つとして、Ｃ、Ｎ、Ｔｉ、Ｎｂの添加量及びバランスによって、６００℃でのＴｉ−Ｎｂ系炭窒化物の析出が極めて低いレベルに抑制されていることが考えられる。

以上のように、Ｂを含有しない本発明の耐火鋼材では、ＣとＮｂの関係及びＴｉとＮの関係を最適化すると、固溶Ｎｂが確保され、溶接熱影響部の結晶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、この成分系に、必要に応じてＶ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｈｆを適宜添加することにより、特性を更に向上させることができる。

以下に本発明の鋼材の成分の限定理由について述べる。なお、元素の含有量の％は、質量％を意味する。
Ｃは、構造用鋼材として必要な強度を得るために、０．００１％以上の添加が必要である。好ましくは、０．００５％以上含有させる。しかし、含有量が０．０３０％を超えると、Ｎｂが炭化物であるＮｂＣとして析出し、固溶強化に寄与する固溶Ｎｂの量が減少する。したがって、固溶Ｎｂのドラッグ効果による強化効果を得るためには、Ｃ量の上限を０．０３０％に制限する必要がある。更に、固溶Ｎｂのドラッグ効果による強化効果を確実に得るためには、上限を０．０２０％以下とすることが好ましく、粗大な炭化物の生成を防止して、母材及び溶接熱影響部の靭性や耐再熱脆特性を向上させるためには上限を０．０１５％以下とすることが更に好ましい。

Ｓｉは、本発明において、非常に重要な元素である。本発明の厚鋼板及び形鋼は、薄鋼板と異なり、靭性に悪影響を及ぼすＡｌの量を少なくすることが必要である。そのため、Ｓｉは、脱酸元素として非常に有用であり、更に、常温強度を上昇させる強化元素でもある。この効果を得るには、０．０５％以上のＳｉ添加が必要であるため、下限を０．０５％とした。一方、Ｓｉの添加量が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を悪化させるため、上限を０．５０％とし、更に好ましくは、上限を０．２０％とする。

Ｍｎは、焼入れ性を上昇させる元素であり、母材の強度、靭性の確保には０．４％以上の添加が必要であり、０．６％以上の添加が好ましい。より高い母材の強度が必要とされる場合は、０．８％以上の添加が更に好ましく、最も好ましくは１．１％以上添加する。一方、Ｍｎの添加量が２．０％を超えると、連続鋳造において鋼片を製造する際、中心偏析が顕著になり、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ため上限を２．０％とした。

Ｎｂは、固溶Ｎｂを確保し、Ｎｂのドラッグ効果を活用するために０．０３％以上、好ましくは０．０５％以上を添加する。高温強度を高めるためには、Ｎｂを０．１０％以上添加することが更に好ましい。本発明において固溶Ｎｂは極めて重要であり、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。したがって、最も好ましいＮｂ量の下限は０．２０％超であり、これにより、Ｎｂの固溶量が確保され、ドラッグ効果及び焼入れ性の向上の効果を最大限に発揮させることができ、常温及び高温における強度を顕著に高めることができる。一方、０．５０％超のＮｂを添加すると、効果に対して経済的に不利になるため、上限を０．５０％とした。

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を確保するには、Ｃ添加量とのバランスを考慮することが欠かせない。固溶Ｎｂを確保し、ドラッグ効果による十分な高温強度を得るためには、
Ｃ−Ｎｂ/７．７４≦０．００５
を満たすことが必要である。なお、Ｃ、Ｎｂは、それぞれＣ、Ｎｂの含有量であり、単位は質量％である。より高い高温強度を確保するためには、Ｃ−Ｎｂ/７．７４をＮｂがやや過剰となる０．０００未満のマイナス値とすることが好ましい。下限は特に規定しないが、Ｃの下限値とＮｂの上限値から求められる、Ｃ−Ｎｂ/７．７４の下限値は、−０．０６４である。

以上を整理し、ＮｂとＣの添加量及びバランスの適正範囲を図５に示す。図中の実線（ａ）はＣ量の下限を強度確保のために０．００１％以上とすること、実線（ｂ）はＣ量の上限を靱性確保のために０．０３０％以下とすること、実線（ｃ）はＮｂ量の下限を高温強度確保のために０．０３％以上とすること、実線（ｄ）はＮｂ量の上限を合金コストの観点から０．５０％以下とすることを意味する。また、図中の実線（ｅ）は、固溶Ｎｂを確保して高温強度を高めるため、Ｃ量とＮｂ量の関係を、Ｎｂ≧７．７４×（Ｃ−０．００５）とすることを意味する。

なお、質量％で表されるＮｂ及びＣの含有量の積、即ちＮｂとＣの質量濃度積は、固溶Ｎｂ量の指標となるので、高温強度を更に向上させるために必要に応じて限定する。ＮｂとＣの質量濃度積は、０．００１５以上とすることが好ましい。上限は規定しないが、本発明の鋼のＮｂ及びＣの含有量の上限値から求められる、ＮｂとＣの質量濃度積の上限値は、０．０１５である。

Ａｌは、溶鋼の脱酸に用いる元素であり、脱酸が不十分となることを避け、室温及び高温における鋼の強度を十分に得るためには、０．００５％以上の添加が必要である。脱酸後の溶存酸素濃度を制御して、Ｔｉを固溶Ｎ量の低減に有効に作用させるには、Ａｌを０．０１０％以上添加することが好ましい。一方、特に形鋼や厚板の場合、０．０３０％超のＡｌを含有すると、島状マルテンサイトを形成して母材の靱性を悪化させ、また、溶接部の高温強度にも悪影響を与えるため、上限を０．０３０％以下とした。更なる母材の靭性の向上や溶接熱影響部の耐再熱脆化特性の改善が求められる場合には、０．０３０％未満に制限することが好ましく、０．０２５％以下に制限することが更に好ましい。

Ｔｉは、炭化物及び窒化物を生成する元素であり、特に高温でＴｉＮを形成し易い。これにより、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の確保にとっても極めて有効である。また、本発明の鋼材では、Ｔｉは、１３００℃までの温度域において安定なＴｉＮを形成するため、ＨＡＺの結晶粒界に偏析して析出するＮｂＮの粗大化を抑制し、靭性の向上にも寄与する。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の含有量が０．０４０％以上になると、粗大なＴｉＮを生成し、母材の靭性を損なうため、上限を０．０４０％未満とする。更に、母材の靭性が要求される場合は、上限を０．０３０％以下とすることが好ましく、上限を０．０２０％以下とすることが最も好ましい。

Ｎは、窒化物を形成する元素であり、固溶Ｎｂの減少を抑制させるために、上限を０．００５０％未満とした。Ｎの含有量は極力低濃度であることが好ましいが、０．０００１％未満とすることは、困難である。なお、靭性確保の観点から、上限を０．００４５％以下とすることが好ましい。

また、粗大なＮｂＮやＴｉＮの析出を抑制し、靭性を確保するには、ＴｉとＮのバランスが極めて重要であり、Ｔｉ／Ｎを１２以下とすることが必要であり、好ましくは１０以下とする。なお、Ｔｉ、Ｎは、それぞれＴｉ、Ｎの含有量であり、単位は質量％である。
一方、ＴｉＮ生成によるＮｂＮ生成の抑制効果が十分に得て、高温強度を確保するためには、Ｔｉ／Ｎを２以上にすることが必要であり、３以上とすることが好ましい。

以上を整理し、ＴｉとＮの添加量及びバランスの適正範囲を図６に示す。図中の実線（ｆ）はＴｉ量の下限を高温強度の確保、即ち、ＴｉＮの析出によって固溶Ｎｂ量を確保するために０．００５％以上とすること、実線（ｇ）はＴｉ量の上限を靭性の確保、即ち粗大なＴｉＮの析出を防止するために０．０４％未満とすること、実線（ｈ）はＮ量の上限を高温強度の確保、即ち、ＮｂＮの析出を抑制して固溶Ｎｂ量を確保するために、０．００５０％未満とすることを意味する。また、実線（ｉ）はＴｉ／Ｎの下限を高温強度の確保、即ち、ＴｉＮの析出によって固溶Ｎｂ量を確保するために２以上とすること、実線（ｊ）はＴｉ／Ｎの上限を靭性の確保、即ちＴｉＮの粗大化を防止するために、１２以下とすることを意味する。

なお、本発明の鋼材は、Ｂを含有せず、Ｃ、Ｎを低減し、適正な量のＮｂ、Ｔｉを添加するという成分限定を満たすようにしたため、耐再熱脆特性が良好である。更に、耐再熱脆特性が向上する直接的な要因は、高温に加熱された際に、Ｎｂ、Ｔｉを含む炭化物、窒化物の析出が抑制されていることであると考えられる。したがって、６００℃でのＴｉ−Ｎｂ系炭窒化物の平衡析出モル比率が０．３％未満となっていることが好ましい。

６００℃でのＴｉ−Ｎｂ系炭窒化物の平衡析出モル比率は、鋼材を６００℃で加熱し、鋼中の析出物が残るように試料を非水溶媒を用いて電解し、電解液をろ過して得られた残渣を、Ｘ線回折法によって定量分析し、更に定量分析することにより、求めることができる。しかし、Ｔｉ−Ｎｂ系炭窒化物の析出を平衡状態とするには、長時間の熱処理が必要であり、測定が煩雑であるため、全てのケースについて実施することは難しい。

そのため、平衡析出モル比率を熱力学平衡計算で求めても良い。例えば、汎用の熱力学平衡計算ソフトウェアＴｈｅｒｍｏ−Ｃａｌｃ（登録商標）、データベースＴＣＦＥ２を用い、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｎ、Ａｌの含有量によって計算することができる。また、選択元素Ｖ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｈｆを含有する場合には、それらの含有量も入力することが好ましい。なお、発明者らは、上記以外のソフトウェア、データベースを使用しても熱力学平衡計算よって同様の結果が得られることを確認している。

Ｐ及びＳは不純物であり、下限は低いほど好ましいため特に限定しないが、Ｐ及びＳの含有量がそれぞれ０．０３％超及び０．０２％超になると、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の含有量の上限は、それぞれ０．０３％及び０．０２％とする。

次に選択的に添加する成分について説明する。

Ｖ及びＭｏは、ＮｂやＴｉと同様に炭化物や窒化物を生成する元素であるが、Ｃ及びＮの含有量が低い場合には、炭化物や窒化物はＮｂ及びＴｉを主成分として生成される。そのため、Ｖ及びＭｏは、炭化物や窒化物による析出強化には寄与しないが、フェライト中に固溶することにより強化に寄与する。

Ｖは、固溶強化の効果を十分に発現させるためには、０．０１％以上を添加することが好ましく、０．０５％以上の添加が更に好ましい。一方、Ｖを、０．１０％を超えて過剰に添加しても効果は飽和し、経済性も損なわれるので、Ｖの上限を０．１０％とすることが好ましい。

Ｍｏは、固溶強化の効果だけでなく、焼入れ性向上による組織強化にも寄与する有用な元素である。しかし、本発明においては、強化元素として添加する場合、経済性が大きく損なわれないように、上限を０．１０％未満とすることが好ましい。

Ｚｒは、Ｔｉよりも高温で安定な窒化物を生成する元素であり、鋼中での固溶Ｎの低減に寄与するため、Ｚｒをさらに添加することで、Ｔｉを単独で添加する場合よりも固溶Ｎｂをより多く確保できる。この効果を得るには、０．００１％以上のＺｒを添加することが好ましい。ＮｂＮの析出を抑制し、高温強度の上昇及び再熱脆化特性の改善という効果を得るには、Ｚｒを０．０１０％以上添加することが更に好ましい。一方、Ｚｒを０．０３０％超含有すると、鋳造前の溶鋼中に粗大なＺｒＮを生成し、靭性を損なうため、上限を０．０３０％とすることが好ましい。

ＨｆはＴｉと同様の効果を有するが、効果を得るには、０．００１％以上の添加が好ましい。一方、０．０１０％を超えるＨｆの添加は、靭性を低下させることがあるため、上限を０．０１０％とすることが好ましい。

本発明が対象としている低炭素の鋼の金属組織は、冷却速度などに応じて、主に、ポリゴナルフェライト組織、マッシブフェライト組織、ベイナイト組織が生じることが知られている。これらの組織のうち、マッシブフェライト組織及びベイナイト組織は、Ｎｂの固溶強化が有効に作用するため、強度を高めることができる。そのため、本発明の鋼の好ましい金属組織は、マッシブフェライト組織、ベイナイト組織の一方又は双方の混合組織である。

マッシブフェライト組織は、冷却過程でオーステナイト組織が同一組成のフェライト組織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。そのため、炭素原子の拡散ではなく、鉄原子の自己拡散（格子の再配列）が変態の律速段階になる。したがって、マッシブフェライト組織は、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組織よりも大きく、転位密度が高いため固溶強化に適した組織である。これが、本発明の鋼の組織として、ポリゴナルフェライト組織ではなく、マッシブフェライト組織が好ましい理由である。また、Ｎｂの炭化物であるＮｂＣや窒化物であるＮｂＮは、ポリゴナルフェライト組織の生成核となるので、低Ｃ化及び低Ｎ化は固溶Ｎｂ確保のみならずポリゴナルフェライト組織生成の抑制にも有効である。

これらの金属組織の識別に関し、粒内に炭化物が生成しているベイナイト組織については、マッシブフェライト組織やポリゴナルフェライト組織と光学顕微鏡によって判別することが可能である。一方、マッシブフェライト組織は、ポリゴナルフェライト組織とは、結晶粒径が相違するものの光学顕微鏡による組織観察では判別が困難である。マッシブフェライト組織とポリゴナルフェライト組織と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。
なお、本発明の鋼の金属組織はマッシブフェライト組織、ベイナイト組織、ポリゴナルフェライト組織以外に、少量のマルテンサイト組織、残留オーステナイト組織、パーライト組織が生じていることがある。即ち、これら一般的に混入しうる組織の存在を排除するものではない。

マッシブフェライト組織、ベイナイト組織の生成は、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以下とすることが更に好ましい。なお、
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４
であり、式中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖはそれぞれの元素の含有量［質量％］である。

本発明の耐火鋼材は、以上のように構成されるものであるが、特に、板厚１０ｍｍ以上の厚鋼板や、ウェブ厚７ｍｍ以上のＨ形鋼、なかでも、フランジ厚が１２ｍｍ以上のＨ形鋼において特に有効である。このような鋼材では溶接が行なわれＨＡＺの再熱脆化が起こり易くなるが、本発明では、上述のように、Ｂを含有せず、Ｃ、Ｎを低減し、適正な量のＮｂ、Ｔｉを添加しているため、高温強度を確保できるだけではなく、溶接した際にＨＡＺの結晶粒界への炭化物や窒化物の析出が抑制され、再熱脆化を防止することができる。

Ｈ形鋼は、代表的な建築構造部材であり、断面形状が両側のフランジと、その間のウェブからなるＨ形である鋼材である。特に、フランジの板厚が１２ｍｍ以上、ウェブの板厚が７ｍｍ以上になると、耐火Ｈ形鋼として使用される場合には、極めて優れた靭性及び溶接熱影響部の高温延性が要求される。したがって、本発明の耐火鋼材は、このようなＨ形鋼として使用される際に、最大の効果を発揮することができる。

次に製造方法について説明する。
上記成分を有する鋼を溶製し、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。

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。鋼片の加熱温度の上限は、加熱炉の性能や経済性を考慮して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℃以下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３０％以上とすることが望ましい。これにより、熱間加工での再結晶を促進させて結晶粒を細粒化し、鋼材の靭性及び強度を向上させることができる。また、熱間圧延を、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した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の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。

更に、熱間圧延後、８００〜５００℃の温度範囲を０．１〜１０℃／ｓの平均冷却速度で制御冷却することが好ましい。この加速冷却によって、鋼材の強度及び靭性が更に向上する。この効果を得るには、加速冷却の平均冷却速度を０．１℃／ｓ以上とすることが好ましい。一方、１０℃／ｓを超える平均冷却速度ではベイナイト組織やマルテンサイト組織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１０℃／ｓとすることが好ましい。

Ｈ形鋼を製造する際には、図７に例示したユニバーサル圧延設備列によって熱間圧延を施す。ユニバーサル圧延設備列は、例えば、加熱炉２、粗圧延機３、中間圧延機４、仕上圧延機５からなる。鋼材の機械特性を制御するには、加速冷却を行うために、熱間中間圧延機４の前後、仕上圧延機５の出側にフランジ水冷装置６を設置することが好ましい。

このユニバーサル圧延設備列によって熱間圧延を施す場合、塑性変形を容易にし、Ｎｂを十分に固溶させるため、鋼片の加熱温度を１１００℃以上とすることが必要である。一方、加熱温度の上限は、加熱炉の性能や経済性から１３５０℃以下とすることが好ましく、鋼のミクロ組織を微細化するために１３００℃以下とすることが更に好ましい。

熱間圧延にあたっては、結晶粒を細粒化して、靭性及び強度を向上させるために、１０００℃での累積圧下率を３０％以上とすることが好ましい。Ｈ形鋼の場合、累積圧下率はフランジの板厚の変化で代表させる。即ち、圧延前のフランジの板厚と圧延後のフランジの板厚の差を圧延前のフランンジの板厚で除した値が各圧延パスの圧下率であり、百分率で表す。累積圧下率は、各圧延パスの圧下率の合計である。

また、熱間圧延は、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ため、γ単相領域で終了させるか、又は、相変態により生成するフェライトの体積分率が少ない状態で終了させることが好ましい。そのため、熱間圧延の終了温度の好ましい下限は８００℃である。なお、結晶粒径を微細化するには、上記のように中間圧延機の前後に水冷装置を設けて熱間圧延の途中で加速冷却を施すことが好ましい。

更に、熱間圧延後に、フランジの、８００℃から５００℃までの温度範囲の平均冷却速度を０．１〜１０℃／ｓとして冷却することが好ましい。平均冷却速度を０．１℃／ｓ以上とする加速冷却によって、マッシブフェライト組織及びベイナイト組織を生成させ、Ｎｂの固溶強化を有効に作用させることができる。一方、ベイナイト組織やマルテンサイト組織の生成を抑制し、強度の過剰な上昇による靱性の低下を防止するためには、上限を１０℃／ｓとすることが好ましい。特に、フランジは板厚が厚く、靭性及び耐再熱脆化特性が要求される部位であるため、仕上圧延機の出側にフランジ水冷装置を設置し、圧延後にフランジを外側からスプレー冷却し、上述の加速冷却を行うことが好ましい。

以下、実施例を用いて、本発明の実施可能性及び効果について更に説明する。

表１に示す成分からなる鋼を転炉にて溶製し、合金を添加後、連続鋳造により２５０〜３００ｍｍ厚の鋼片（鋳片）とした。得られた鋼片を、図７に示すユニバーサル圧延設備列により、表２、３に示す条件で熱間圧延し、図８に示すウェブ７と一対のフランジ８からなるＨ形の断面形状を有するＨ形鋼とした。なお、Ｈ形鋼のウェブ高は１５０〜９００ｍｍ、フランジ幅は１５０〜４００ｍｍである。

図７に示すように、鋼片は加熱炉２で加熱し、加熱炉から抽出した後、粗圧延機３、中間圧延機４、仕上圧延機５によって圧延した。中間圧延機４の前後にフランジ水冷装置６を設け、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実施し、圧延パス間での水冷を行った。更に、仕上圧延機５の出側に設置したフランジ水冷装置６を用いて、圧延終了後にフランジ外側面をスプレー冷却し、圧延後の加速冷却を行った。

図８に示したように、Ｈ形鋼のフランジ８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。）、フランジ８の板厚ｔ2の中心部（１／２ｔ₂）でフランジ幅全長（Ｂ）の１／２（フィレットという。）、ウェブ７の板厚ｔ₁の中心部（１／２ｔ₁）でウェブ高さ全長（Ｈ）の１／２（ウェブという。）の各々の部位からＪＩＳ Ｚ ２２０１に準拠して引張試験片を採取した。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は、フィレットから小片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して行った。

また、ＨＡＺの再熱脆化は、実際に溶接を行ってＨＡＺ部の特性を評価せず、溶接と同等の熱サイクルをサンプルに加える再現試験で評価した。具体的には、Ｈ形鋼のフランジ１／４Ｆ部から直径１０ｍｍの丸棒の試験片を採取し、昇温速度１０℃／ｓで１４００℃に加熱して１ｓ保持し、８００℃から５００℃までの冷却速度を１５℃／ｓとして冷却し、昇温速度を１℃／ｓとして６００℃に加熱し、６００ｓ保持した後、０．５ＭＰａ/ｓの増加速度で引張応力を加え、破断部の絞り、即ち、再現ＨＡＺ再熱脆化絞りで評価した。

結果を表２、３に示す。製造Ｎｏ．１〜１７は本発明例であり、製造Ｎｏ．１、２、６、１６、１７のＨ形鋼は、目標の常温の降伏点範囲がＪＩＳ規格の４００ＭＰａ級の下限値以上であり、製造Ｎｏ．３〜５、１４、１５のＨ形鋼は、目標の常温の降伏点範囲がＪＩＳ規格の４９０ＭＰａ級の下限値以上である。また、製造Ｎｏ．１〜１７のＨ形鋼は、降伏比（ＹＰ/ＴＳ）も０．８以下の低ＹＲ値を満たしている。更に、６００℃での降伏強度に関しては、常温での引張強さが４００ＭＰａ級で１５７ＭＰａ以上、４９０ＭＰａ級で２１７ＭＰａ以上であり、シャルピー吸収エネルギーが、基準値である１００Ｊ以上を満足し、耐再熱脆化特性の評価基準である再現ＨＡＺ部再熱絞り３０％以上を十分に満たしている。一方、比較例である製造Ｎｏ．１８〜２５は表１の下線で示す添加成分が本発明で規定する範囲を逸脱するため、表３に下線で示したように必要特性が得られない。

表１の鋼Ｎｏ．Ａ、Ｃ、Ｆに示す成分からなり、実施例１と同様に２５０〜３００ｍｍ厚とした鋼片を、表４に示す条件で熱間圧延し、厚鋼板とした。厚鋼板の板厚の中央部から試験片を採取し、常温の引張特性、６００℃における０．２％耐力、シャルピー吸収エネルギー及び再現ＨＡＺ再熱脆化絞りを、実施例１と同様の条件で測定した。

結果を表４に示す。製造Ｎｏ．２６、２８の厚鋼板は、目標の常温の降伏点範囲がＪＩＳ規格の４００ＭＰａ級の下限値以上であり、製造Ｎｏ．２７の厚鋼板は、目標の常温の降伏点範囲がＪＩＳ規格の４９０ＭＰａ級の下限値以上である。また、これらは、降伏比（ＹＰ/ＴＳ）も０．８以下の低ＹＲ値を満たしている。更に、６００℃での降伏強度についても、常温での引張強さが４００ＭＰａ級で１５７ＭＰａ以上、４９０ＭＰａ級で２１７ＭＰａ以上であり、シャルピー吸収エネルギーが、基準値である１００Ｊ以上を満足し、耐再熱脆化特性の評価基準である再現ＨＡＺ部再熱絞り３０％以上を十分に満たしている。

表１の鋼Ｎｏ．Ａ、Ｄに示す成分からなり、実施例１と同様に２５０〜３００ｍｍ厚とした鋼片を、表５に示す条件で１０００℃以下の累積圧下率を変えて熱間圧延し、Ｈ形鋼を製造した。その他の圧延条件は、実施例１と同様とした。また、実施例１と同様にして、常温の引張特性、６００℃における０．２％耐力、シャルピー吸収エネルギー及び再現ＨＡＺ再熱脆化絞りを評価した。

結果を表５に示す。製造Ｎｏ．３０、３１のＨ形鋼は、目標の常温の降伏点範囲がＪＩＳ規格の４００ＭＰａ級の下限値以上であり、製造Ｎｏ．３３、３４のＨ形鋼は、目標の常温の降伏点範囲がＪＩＳ規格の４９０ＭＰａ級の下限値以上である。また、これらは、降伏比（ＹＰ/ＴＳ）も０．８以下の低ＹＲ値を満たしている。更に、６００℃での降伏強度についても、常温での引張強さが４００ＭＰａ級で１５７ＭＰａ以上、４９０ＭＰａ級で２１７ＭＰａ以上であり、シャルピー吸収エネルギーが、基準値である１００Ｊ以上を満足し、耐再熱脆化特性の評価基準である再現ＨＡＺ部再熱絞り３０％以上を十分に満たしている。

一方、製造Ｎｏ．３２、３５のＨ形鋼は、１０００℃以下の累積圧下率が３０％未満であったため、結晶粒径の微細化が不十分であり、それぞれ、常温での引張強度、６００℃での０．２％耐力、常温での降伏強度が下線で示すように若干低下している。

表１の鋼Ｎｏ．Ｅに示す成分からなり、実施例１と同様に２５０〜３００ｍｍ厚とした鋼片を、表６に示す条件で熱間圧延後、加速冷却し、８００℃から５００℃までの冷却速度を変えて、Ｈ形鋼を製造した。圧延後の加速冷却は、図７に示した仕上圧延機で圧延終了後にその出側に設置した冷却装置でフランジ外側面を水冷して行った。その他の圧延条件は、実施例１と同様とした。また、実施例１と同様にして、常温の引張特性、６００℃における０．２％耐力、シャルピー吸収エネルギー及び再現ＨＡＺ再熱脆化絞りを評価した。

結果を表６に示す。製造Ｎｏ．３９、４０のＨ形鋼は、目標の常温の降伏点範囲がＪＩＳ規格の４９０ＭＰａ級の下限値以上である。また、これらは、降伏比（ＹＰ/ＴＳ）も０．８以下の低ＹＲ値を満たしている。更に６００℃での降伏強度についても、常温での引張強さが４００ＭＰａ級で１５７ＭＰａ以上、４９０ＭＰａ級で２１７ＭＰａ以上であり、シャルピー吸収エネルギーが、基準値である１００Ｊ以上を満足し、耐再熱脆化特性の評価基準である再現ＨＡＺ部再熱絞り３０％以上を十分に満たしている。

一方、製造Ｎｏ．４１のＨ形鋼は、８００℃から５００℃までの冷却速度が０．１℃／ｓ未満であったため、転位が回復し、ＮｂＣが析出したため、６００℃での０．２％耐力が下線で示すように若干低下している。

実施例１と同様にして、表７の鋼Ｎｏ．ＡＡ、ＡＤに示す成分からなる２５０〜３００ｍｍ厚の鋼片を、表８に示す条件で熱間圧延し、Ｈ形鋼を製造した。また、実施例１と同様にして、常温の引張特性、６００℃における０．２％耐力、シャルピー吸収エネルギー及び再現ＨＡＺ再熱脆化絞りを評価した。

結果を表８に示す。製造Ｎｏ．４５は、表１の鋼Ｎｏ．ＣよりもＡｌの含有量を増加させた表７の鋼Ｎｏ．ＡＡを用いた本発明例である。また、製造Ｎｏ．４８は、表７の鋼Ｎｏ．ＡＡよりもＡｌの含有量を増加させた鋼Ｎｏ．ＡＤを用いた比較例である。表２の製造Ｎｏ．３、表８の製造Ｎｏ．４５及び４８を比較すると、Ａｌ量の増加によって靭性が低下し、Ａｌ量が０．０３０％を超えると、基準値である１００Ｊよりも低下することがわかる。

本発明によれば、十分な常温強度及び高温強度を有し、ＨＡＺの靭性及び耐再熱脆化特性に優れた耐火鋼材を、冷間加工及び調質熱処理を施すことなく提供することが可能になり、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。

Ｎｂのドラッグ効果を説明するための図であり、（ａ）はＮｂに加えてＢが存在する場合、（ｂ）はＮｂのみを単独に添加した場合を示す図である。 鋼材の高温強度に及ぼすＣ及びＮｂの影響を示す図である。 鋼材の靭性に及ぼすＮ及びＴｉの影響を示す図である。 鋼材の再熱脆化特性に及ぼす平衡析出量の影響を示す図である。 Ｎｂ及びＣの添加量の適正範囲を示す図である。 Ｔｉ及びＮの添加量の適正範囲を示す図である。 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。 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。

符号の説明

１ 結晶粒界
２ 加熱炉
３ 粗圧延機
４ 中間圧延機
５ 仕上圧延機
６ フランジ水冷装置
７ ウェブ
８ フランジ

Claims (10)

1. 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：０．０００１％以上０．００５０％未満、
   Ａｌ:０．００５％以上０．０３０％以下
   を含有し、
   Ｐ：０．０３％以下、
   Ｓ：０．０２％以下
   に制限し、Ｃ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｎの含有量が、
   Ｃ−Ｎｂ/７．７４≦０．００５、
   ２≦Ｔｉ/Ｎ≦１２
   を満足し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなることを特徴とする高温強度、靭性及び耐再熱脆化特性に優れた耐火鋼材。
2. 質量％で、
   Ｖ：０．１０％以下、
   Ｍｏ：０．１０％未満
   の一方又は双方を更に含有することを特徴とする請求項１記載の高温強度、靭性及び耐再熱脆化特性に優れた耐火鋼材。
3. 質量％で、
   Ｚｒ：０．０３％以下、
   Ｈｆ：０．０１０％以下
   の一方又は双方を更に含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の高温強度、靭性及び耐再熱脆化特性に優れた耐火鋼材。
4. 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項１〜３の何れか１項に記載の高温強度、靭性及び耐再熱脆化特性に優れた耐火鋼材。
5. ６００℃でのＴｉ−Ｎｂ系炭窒化物の平衡析出モル比率が０．３％未満であることを特徴とする請求項１〜４の何れか１項に記載の高温強度、靭性及び耐再熱脆化特性に優れた耐火鋼材。
6. 耐火鋼材が、一体成形されたフランジとウェブからなるＨ形の断面形状を有し、該フランジの板厚が１２ｍｍ以上であり、該ウェブの板厚が７ｍｍ以上であることを特徴とする請求項１〜５の何れか１項に記載の高温強度、靭性及び耐再熱脆化特性に優れた耐火鋼材。
7. 請求項１〜５の何れか１項に記載の成分を有する鋼片を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することを特徴とする高温強度、靭性及び耐再熱脆化特性に優れた耐火鋼材の製造方法。
8. 請求項７記載の圧延後、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高温強度、靭性及び耐再熱脆化特性に優れた耐火鋼材の製造方法。
9. 請求項１〜５の何れか１項に記載の成分を有する鋼片を１１００〜１３５０℃に加熱し、ユニバーサル圧延設備列によって、１０００℃以下での累積圧下率を３０％以上として熱間圧延することを特徴とする請求項６に記載の高温強度、靭性及び耐再熱脆化特性に優れた耐火鋼材の製造方法。
10. 請求項９記載の圧延後、フランジを外側からスプレー冷却し、フランジの、８００℃から５００℃までの温度範囲の平均冷却速度を０．１〜１０℃／ｓとして冷却することを特徴とする高温強度、靭性及び耐再熱脆化特性に優れた耐火鋼材の製造方法。

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