JP5223295B2

JP5223295B2 - 耐再熱脆化特性に優れた耐火ｈ形鋼及びその製造方法

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Publication number: JP5223295B2
Application number: JP2007279281A
Authority: JP
Inventors: 卓吉田; 輝行若月; 博一杉山; 晃央奥村; 裕史北
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2006-12-26
Filing date: 2007-10-26
Publication date: 2013-06-26
Anticipated expiration: 2027-10-26
Also published as: JP2008179881A

Description

本発明は、建造物の構造部材として用いられる耐火Ｈ形鋼及び制御圧延による耐火Ｈ形鋼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。この規定により、旧法令による火災時に鋼材の温度を３５０℃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６００℃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。

このような動向に対応し、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｂ等を添加し６００℃での降伏点を向上させた耐火鋼が提案されている（例えば、特許文献１〜５）。鋼材の６００℃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、Ｍｏの炭化物による析出強化とＣｒの添加による転位の消失抑制によって、高温での軟化抵抗を高めている。

しかし、Ｍｏ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、Ｍｏを無添加とすることが望ましい。更に、Ｍｏ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。また、Ｃｒについては、溶接熱影響部（ＨｅａｔＡｆｆｅｃｅｄＺｏｎｅ、ＨＡＺという。）の靭性を確保するという観点から、過剰な添加は避ける必要がある。従来の特許文献１〜５に提案されている鋼材は、溶接熱影響部における高温脆化（以下、再熱脆化という。）を考慮したものではなかった。

特開平６−１００４０号公報特開平９−１３７２１８号公報特開平１０−６８０４３号公報特開平１０−１２１１９４号公報特開平２００５−２７２９４９号公報

本発明は、引張強度が４００ＭＰａ級以上であり、高価なＭｏを含有することなく、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、溶接時の高温加熱、急冷という熱履歴が与えられた部位が、再び高温に加熱された場合に生じる再熱脆化を防止した、耐再熱脆化特性に優れた耐火Ｈ形鋼及びその製造方法を提供するものである。

本発明は、微量のＢ、Ｎｂの添加により焼入れ性を高め、固溶Ｎｂのドラッグ効果によって高温強度を高め、更に、固溶Ｎを固定するＺｒを含有し、或いはこれに更にＲＥＭを添加することで耐再熱脆化特性も確保した耐再熱脆化特性に優れた耐火Ｈ形鋼及びその製造方法であり、その要旨は以下のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０．００５％以上０．０３０％以下、Ｓｉ：０．０５％以上０．４０％以下、Ｍｎ：０．４０％以上１．８５％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．３５％未満、Ｂ：０．０００３％以上０．００３０％以下、Ｎ：０．０００１以上０．００４５％以下、及び、Ｚｒ：０．００５％以上０．０６０％以下、を含有し、或いはこれに更に、ＲＥＭ：０．００１％以上０．０１％以下を含有し、さらに、Ａｌ：０．０３％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０２０％以下にそれぞれ制限し、かつ（Ｚｒ+５ＲＥＭ）／Ｎ≧４．０、Ｃ−Ｎｂ／７．７４≦０．０２％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耐再熱脆化特性に優れた耐火Ｈ形鋼。
（２）質量％で、さらに、Ｔｉ：０．０３０％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）記載の耐再熱脆化特性に優れた耐火Ｈ形鋼。
（３）質量％で、さらに、Ｃｒ：１．５％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：０．７％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）又は（２）記載の耐再熱脆化特性に優れた耐火Ｈ形鋼。
（４）質量％で、さらに、Ｍｇ：０．００５％以下、Ｃａ：０．００５％以下の１種又は２種を含有することを特徴とする上記（１）〜（３）の何れか１項に記載の耐再熱脆化特性に優れた耐火Ｈ形鋼。
（５）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）〜（４）の何れか１項に記載の耐再熱脆化特性に優れた耐火Ｈ形鋼。
（６）６００℃での０．２％耐力と室温での０．２％耐力の比が０．５０以上であることを特徴とする上記（１）〜（５）の何れか１項に記載の耐再熱脆化特性に優れた耐火Ｈ形鋼。
（７）上記（１）〜（５）の何れか１項に記載の成分を含有する鋼片を１２００〜１３５０℃の温度範囲に加熱し、１０００℃以下での累積圧下率が３０％以上となる熱間圧延を行うことを特徴とする耐再熱脆化特性に優れた耐火Ｈ形鋼の製造方法。

本発明により、十分な常温強度、靭性、高温強度を有し、かつ耐再熱脆化特性に優れ、耐火被覆の厚さを軽減でき、又は耐火被覆が不要である耐火Ｈ形鋼を調質熱処理を施すことなく製造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。

本発明者は、Ｂ、Ｎｂの添加により焼入れ性を高め、マッシブフェライトまたはベイナイト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Ｈ形鋼を得ることを検討した。その結果、固溶Ｎｂのドラッグ効果により、高温での転位移動速度を遅らせることにより、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Ｎｂの効果を最大限に発揮させるため、低Ｃ化、低Ｎ化、Ｚｒ、ＲＥＭの添加を検討した。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トの生成の抑制及び固溶Ｎｂ、固溶Ｂの確保に有効である。Ｎｂ及びＢの炭化物、即ち、ＮｂＣ及びＦｅ₂₃ＣＢ₆、並びに窒化物、即ち、ＮｂＮ及びＢＮは、フェライトの生成核となり、かつ、析出によって固溶Ｎｂ、固溶Ｂが減少する。特に、Ｎｂ、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、オーステナイトの結晶粒界（以下、γ粒界ともいう。）にＮｂＣ、ＢＮ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、Ｚｒ、ＲＥＭ（希土類元素）の添加によって、固溶ＮをＺｒＮ等として固定し、更に固溶Ｎを低減することができる。本発明では、Ｚｒ、ＲＥＭの添加は極めて重要である。窒化物を生成する代表的な元素であるＴｉを添加すると、ＨＡＺのように１４００℃に加熱され、急冷される熱履歴では、ＴｉＮが固溶し、冷却時にＴｉＮを再析出させることができない。そのため、固溶ＮがＨＡＺに残存し、再度、溶接された際にＢＮ、ＮｂＮが析出して、再熱脆性を発現する。これは、ＴｉＮは１３００℃を超えると一部溶体化し、１４００℃でほぼ完全に固溶するためであり、Ｔｉのみを添加する成分では本発明の目的とする耐再熱脆化特性に優れた鋼材を提供することができない。これに対して、Ｚｒは、１４００℃でも安定なＺｒＮを生じるため、ＨＡＺに固溶Ｎを残存させることがなく、ＨＡＺの固溶Ｎを低減させることが可能である。そのため、耐火性を評価する基準である６００℃の高温に加熱された場合でも、ＨＡＺのγ粒界へのＢＮ、ＮｂＮの析出が抑制され、再熱脆性を防止することができる。

また、炭素含有量０．０３％以上の低炭素ベイナイト成分系鋼では、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た。そこで、本発明者はＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｂ、Ｚｒ、ＲＥＭの最適成分バランスを検討し、目的の常温強度、高温強度、靭性の向上を達成することに成功した。

特に、ＣとＮｂの関係を最適化は、ＮｂＣ及びＦｅ23ＣＢ6の析出の抑制に加えて、更に、ＮｂＣが微細に析出して析出強化に寄与するため、極めて有効である。また、Ｚｒ、ＲＥＭとＮの関係の最適化は、ＨＡＺのγ粒界へのＮｂＮ、ＢＮの析出の抑制による再熱脆化の防止に極めて有効である。更に、この成分系に、必要に応じてＴｉ、Ｈｆ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｇ、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ことも明らかにした。

以上の知見を基に、本発明者は、Ｃ及びＮｂと鋼材の高温強度との関係、Ｚｒ、ＲＥＭ及びＮと再熱脆化との関係について詳細な検討を行った。

本発明者は、質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０３０％、Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、Ｍｎ：０．４〜１．８５％、Ｎｂ：０．０１〜０．３５％未満Ｂ：０．０００３％〜０．００３０％、Ｎ：０．０００１〜０．００４５％、Ｚｒ：０．００５〜０．０６０％を含有し、或いはこれに更に、ＲＥＭ：０．００１％以上０．０１％以下を含有し、脱酸元素であるＡｌの上限を０．０３％以下、不純物であるＰ及びＳの上限をそれぞれＰ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０２０％以下に制限し、更に、選択的に、Ｔｉ：０．０３０％以下、Ｈｆ：０．０１％以下の１種又は２種、Ｃｒ：１．５％以下、Ｃｕ：１．０％以下又はＮｉ：０．７％以下の１種又は２種以上、Ｍｇ：０．００５％以下、Ｃａ：０．００５％以下の１種又は２種を含有し、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、ＪＩＳＺ２２０１に準拠して引張試験片を採取し、常温での引張試験をＪＩＳＺ２２４１に準拠して行い、６００℃での引張試験をＪＩＳＧ０５６７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再現試験という。）を施した後、試験片に加工し、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。結果を図１及び図２に示す。

図１は、Ｃ−Ｎｂ／７．７４と、高温強度との関係を示したものである。図１の縦軸のＹＳ（６００℃）／ＹＰ（ＲＴ）は、６００℃における０．２％耐力を常温の降伏強度で除した比である。なお、常温における降伏強度は、降伏現象が発現する場合は上降伏点であり、降伏現象が発現しない場合は、０．２％耐力である。

図１から、Ｃ−Ｎｂ／７．７４が０．０３以上では、ＹＳ（６００℃）／ＹＰ（ＲＴ）が０．５０未満となることがわかる。これは、Ｎｂの含有量に対してＣ量が過剰であり、固溶Ｎｂが不足するためであると考えられる。Ｃ−Ｎｂ／７．７４の低下によって、６００℃における０．２％耐力は上昇し、Ｃ−Ｎｂ／７．７４が０．０２超〜０．０３未満では、若干のばらつきはあるものの、ＹＳ（６００℃）／ＹＰ（ＲＴ）が０．５０以上になる。更に、Ｃ−Ｎｂ／７．７４が０．０２以下になると、十分に固溶Ｎｂ量が確保され、ＹＳ（６００℃）／ＹＰ（ＲＴ）が、確実に０．５０％以上になる。したがって、Ｃ−Ｎｂ／７．７４は０．０３未満とすることが必要であり、０．０２以下とすることが好ましい。

なお、図１における、Ｃ−Ｎｂ／７．７４が０．０２超〜０．０３未満の範囲での、ＹＳ（６００℃）／ＹＰ（ＲＴ）のばらつきは、主に、常温の降伏強度のばらつきに起因するものである。即ち、降伏現象の有無や、上降伏点の測定誤差が主な原因である。また、その他の原因として、Ｎｂ量がＣ量に対して若干少ないため、Ｎの含有量や、Ｚｒ、Ｔｉ等の炭窒化物生成元素の含有量にも影響され易いことが挙げられる。

図２は、（Ｚｒ＋５ＲＥＭ）／Ｎと、再現熱サイクル試験後の６００℃における絞り値、即ち、再熱脆化絞りとの関係を示したものである。図２から、（Ｚｒ＋５ＲＥＭ）／Ｎが４．０以上になると、再熱脆化絞りが３０％以上と良好になる。更に、（Ｚｒ＋５ＲＥＭ）／Ｎが、５．０以上、６．５以上になると、再熱脆化絞りが、それぞれ、４０％以上、５０％以上と極めて良好になることが判明した。

以下に本発明形鋼の成分範囲と制御条件の限定理由について述べる。

Ｃは鋼を強化するために添加するもので、０．００５％未満では構造用鋼として必要な強度が得られない。また、０．０３０％超の過剰のＣ添加は、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及びＨＡＺ靭性を低下させる。したがって、Ｃ量は、下限を０．００５％、上限を０．０３０％とした。なお、Ｃに加えてＢが過剰に含有する場合、炭硼化物（Ｆｅ₂₃（ＣＢ）₆）を生成する場合がある。この炭硼化物は主として旧γ粒界で析出することが多く、特にＨＡＺ部においてこの析出物による析出脆化が発生し、特に高温での脆化（いわゆる再熱脆化）が発現し易くなる。

Ｓｉは、０．４０％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。一方、母材の強度確保、溶鋼の予備脱酸のためには０．０５％以上のＳｉ添加が必要である。そのため、Ｓｉの含有量を０．０５％以上０．４０％以下とした。

Ｍｎは焼入れ性を上昇させ、ベイナイトの生成を促進させる元素であり、母材の強度、靭性の確保には０．４０％以上の添加が必要である。しかし、Ｍｎが１．８５％を超える濃度になると、連続鋳造において鋼片を製造する際、中心偏析を引き起こし、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１．８５％以下とした。靭性の劣化を確実に防止するには、Ｍｎの上限を１．７０％以下とすることが好ましい。

Ｎｂは本発明において極めて重要な元素であり、固溶Ｎｂが固溶Ｂと共存すると著しく焼入性が上昇して常温強度が向上し、また固溶Ｎｂは転位のドラッグ効果によって変形抵抗を増加させ、高温域においても強度が向上する。これらの効果は、０．０１％未満のＮｂ添加では不十分である。一方、Ｎｂを０．３５％以上含有すると未固溶のＮｂＮが残留してＨＡＺ靭性が低下する。また、Ｎｂ量が過剰であると、特に、（Ｚｒ＋５ＲＥＭ）／Ｎが低めである場合には、再熱脆化絞りも低下することがある。そのため、Ｎｂの添加量を０．０１％以上０．３５％未満の範囲とした。なお、Ｂの含有量がやや少ない場合は、Ｎｂを０．０２％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をＮｂＣとして固定することによる、Ｆｅ₂₃ＣＢ₆の形成による固溶Ｂの減少を防止する効果も期待できる。そのため、Ｎｂの添加量とＣの添加量との関係は、Ｃ−Ｎｂ／７．７４≦０．０２％を満たすことが必要であり、これにより、６００℃における耐力が良好になり、常温の降伏強度の５０％以上になる。ここで、Ｃ、Ｎｂは、質量％で表されるそれぞれの元素の添加量である。

上記に加えて、さらにＮｂとＣの質量濃度積を０．００１５以上とすると、固溶Ｎｂ量が確実に確保され、高温強度をさらに向上させることができる。

Ｎは、窒化物を生成して、固溶Ｎｂ及び固溶Ｂを減少させるため、含有量を極力抑制することが必要である。更に、本発明では、Ｚｒ、ＲＥＭの添加により、高温域まで安定なＺｒＮ等を生成させて、固溶Ｎを低減させる必要がある。本発明では、Ｎ濃度が０．００４５％以下であれば、Ｚｒ、ＲＥＭの添加によって、耐再熱脆化特性が向上することが確認されたことから、Ｎ濃度の上限を０．００４５％とした。一方で、製鋼コスト上の観点からＮ濃度の下限は０．０００１％とした。

ＺｒはＺｒＮを生成することにより鋼中の固溶Ｎの低減に寄与する元素であり、固溶Ｂ、固溶Ｎｂの確保に極めて有効である。ただし、Ｚｒの添加量が０．００５％未満では固溶Ｎの低減の効果が不十分であり、ＨＡＺのγ粒界に再熱脆化の原因となるＢＮ、ＮｂＮを析出させ、高温強度、絞りを低下させる。また、Ｚｒの添加量が０．０６０％超の場合は、鋳造前の溶鋼中に粗大なＺｒＮが晶出し、常温での靭性、ＨＡＺの靭性を損なう。従って、Ｚｒの濃度を０．００５％〜０．０６０％の範囲に限定した。

ＲＥＭ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とに加えて、窒化物も生成する特性を有する。この窒化物の生成により、固溶Ｂ、固溶Ｎｂの確保に極めて有効である。ただし、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０．０１０％を超えて添加すると、窒化物とともに生成する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０．０１０％とすることが好ましい。

更に、Ｚｒ、ＲＥＭの添加による固溶Ｎの低減のためには、
（Ｚｒ+５ＲＥＭ）／Ｎ≧４．０
を満足することが必要である。これは、図２に示したように、（Ｚｒ+５ＲＥＭ）／Ｎが４．０以上であれば、再熱脆化絞りが３０％以上になり、耐再熱脆化特性が向上することが確認されたことに基づくものである。なお、（Ｚｒ+５ＲＥＭ）／Ｎの下限は、５．０以上、更に、６．５以上であることが好ましい。この理由は、図２に示したように、再熱脆化絞りが（Ｚｒ+５ＲＥＭ）／Ｎとともに向上する傾向があるためである。なお、（Ｚｒ+５ＲＥＭ）／Ｎの上限は規定しないが、Ｚｒ量およびＲＥＭ量の上限とＮの下限により制限される。

Ｂは微量の添加で焼入性を上昇させ、強度上昇に寄与し、これらの効果を得るには、０．０００３％以上の添加が必要である。一方、Ｂ濃度が０．００３０％を超えるとＨＡＺにＢＮが析出し、耐再熱脆化特性を損なう。従って、Ｂ濃度を０．０００３〜０．００３０％に限定した。

Ａｌは脱酸元素であるが、０．０３％超を含有すると、島状マルテンサイトを形成し靱性を悪化させるため、上限を０．０３％以下とした。なお、溶鋼の脱酸のためには、０．００５％以上の添加が好ましい。

Ｐ及びＳは不可避不純物であり、これらの含有量の下限について特に限定しないが、凝固偏析による溶接割れおよび靭性の低下を生じるので、Ｐ量及びＳ量の上限は、それぞれ０．０３％以下及び０．０２％以下とする。

次に選択的に添加する成分について説明する。

Ｔｉは窒化物生成元素であり、１３００℃までの温度域において安定な窒化物を形成してγ粒界をピンニングすることにより、オーステナイトの結晶粒（以下、γ粒ともいう。）の粗大化を防止する。ただし、０．０３０％を超えるＴｉの添加によって、ＨＡＺの靭性が低下することがあるため、上限を０．０３０％とすることが好ましい。なお、より好ましいＴｉ量の上限は０．０２５％以下であり、これによりＴｉＮの析出に起因するＨＡＺ靭性の低下を確実に防止することができる。γ粒を微細化させて粒界面積を減少させ、γ粒界に偏析するＢ濃度の過剰な上昇を抑制し、焼入れ性の過剰な上昇にともなう必要以上の強度上昇、靭性低下を抑制するには、Ｔｉを０．００５％以上添加することが好ましい。

ＨｆはＴｉと同様、γ粒を微細化する効果を有するが、０．０１％を超えるＨｆの添加は、ＨＡＺの靭性を低下させることがあるため、上限を０．０１％とすることが好ましい。

Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉは、焼き入性の向上により強度上昇に寄与する元素であるため、積極的に添加しても良い。しかし、Ｃｒ及びＣｕは、過剰に含有すると強度が上昇し、靭性を損なうことがあるため、上限を、それぞれ、１．５％以下及び１．０％以下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０．７％以下とすることが好ましい。

Ｍｇは強力な脱酸元素であり、高温で安定な、多層の溶接による熱履歴の最高到達温度においても固溶せず、γ粒をピンニングする機能を有するＭｇ系酸化物を生成する。これにより、溶接熱影響部の組織が微細化し、γ粒界の面積を高く維持することが可能になる。その結果、γ粒界に偏析するＢの必要以上の濃化を抑制し、焼入れ性の過剰な上昇にともなう必要以上の強度上昇、靭性低下を抑制する。ただし、０．００５％を超えるＭｇの添加によって、Ｍｇ系酸化物が粗大化してγ粒界のピンニングに寄与しなくなることがあり、また、粗大な酸化物の生成によって靭性が低下することがあるため、上限を０．００５％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。

次に、製造方法について説明する。鋼は、常法で溶製し、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Ｈ形鋼に成形され、冷却される。

熱間圧延の際には、鋼片の加熱温度を１２００〜１３５０℃の温度範囲とする。これは、熱間圧延によってＨ形鋼を製造するには、塑性変形を容易にし、Ｎｂを十分に固溶させるため、加熱温度の下限を１２００℃とした。加熱温度の上限は加熱炉の性能、経済性から１３５０℃とした。

熱間圧延の圧延開始温度は特に規定しないが、１３００℃以下で熱間圧延を開始することが好ましい。熱間圧延においては、１０００℃以下での累積圧下率を３０％以上とすることが必要である。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。また、オーステナイト単相領域あるいはフェライト体積分率が低い状態で熱間加工を完了させることにより、フェライト塑性変形による降伏強度の著しい上昇、靭性の低下およ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必要である。上記の理由から熱間圧延の下限温度を８００℃とする。

表１に示す成分組成の鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造により２５０〜３００ｍｍ厚の鋼片とした。表１の「−」は、選択元素を含有しないことを意味する。鋼片を冷却した後、表２に示す条件で鋳片を熱間圧延した。粗圧延工程の図示は省略するが、中間圧延及び仕上げ圧延は、図３に示すユニバーサル圧延装置列で行い、Ｈ形鋼とした。圧延パス間の水冷は中間ユニバーサル圧延機４の前後に水冷装置５ａを設け、フランジ外側面のスプレー冷却とリバース圧延の繰り返しにより行い、圧延後の加速冷却は仕上げユニバーサル圧延機６での圧延が終了した後に圧延機の後面に設置した冷却装置５ｂでフランジ外側面を水冷して行った。

機械特性は、図４に示すように、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（１／４Ｂ）から、試験片を採取して求めた。なお、これらの箇所の特性は、図２に示したフランジ１／４Ｆ部の機械特性が、Ｈ形鋼の平均的な機械特性を示すためである。引張試験片は、ＪＩＳＺ２２０１に準拠したものであり、常温での引張試験はＪＩＳＺ２２４１に準拠して行い、６００℃での引張試験はＪＩＳＧ０５６７に準拠して行った。また、シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳＺ２２４２に準拠して行った。

更に、ＨＡＺの靭性を評価するため、Ｈ形鋼のフランジ１／４Ｆ部から小片を採取し、ＨＡＺの熱履歴を模擬する熱処理（ＨＡＺ再現試験という。）を施した後、試験片に加工し、ＪＩＳＺ２２４２に準拠してシャルピー衝撃試験を行った。ＨＡＺ再現試験は、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として冷却するものである。

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。再熱脆化特性は、溶接熱サイクル後の再加熱引張試験（以降、再熱脆化試験と称す）での破断部の絞り（再熱脆化絞り）で評価した。再熱脆化試験は、Ｈ形鋼のフランジ１／４Ｆ部から小片を採取し、昇温速度１０℃／ｓで１４００℃に加熱して１ｓ保持し、８００℃から５００℃までの冷却に要する時間を１５ｓとして冷却し、引張試験片に加工して、ＪＩＳＧ０５６７に準拠し、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る条件で実施した。

結果を表２に示す。表２に示すように、本発明の鋼Ａ〜O、AA〜AGは、常温の強度が４００ＭＰａ以上であり、降伏比（ＹＰ／ＴＳ）も０．８以下の低ＹＲ値を満たし、６００℃での降伏強度と常温の降伏強度の比が２／３以上である（本発明例でも低下しているものがある）。更に、０℃でのシャルピー衝撃値も良好であり、母材では１００Ｊ以上、ＨＡＺでは４７Ｊ以上である。また、再熱脆化絞りも３０％以上である。

一方、鋼Ｐ〜Ｙは表１の下線で示す添加成分が本発明の範囲外である比較例であり、必要特性が得られない。鋼Ｐは、Ｃ量が過剰であるため母材及びＨＡＺ靭性が低下し、（Ｚｒ＋５ＲＥＭ）／Ｎが低いため再熱脆化絞りも低下した例である。なお、鋼Ｐは、Ｃ−Ｎｂ／７．７４が０．０２６と若干大きいものの、Ｎｂ量が多めであるため、高温強度は良好である。鋼Ｑは、Ｚｒの含有量が本発明の範囲よりも過剰であり、母材及びＨＡＺの靭性が低下した例である。

鋼Ｒは、Ｂ量が少なく、Ｃ−Ｎｂ／７．７４も大きいため、常温強度及び高温強度が低下している。鋼Ｓは、Ｃ量及びＢ量が過剰であり、（Ｚｒ＋５ＲＥＭ）／Ｎも小さいため、再熱脆化絞りが低下し、Ｃ−Ｎｂ／７．７４も大きいため、高温強度が低下している。鋼Ｔ及び鋼Ｘは、Ｚｒ量が少なく、（Ｚｒ＋ＲＥＭ）／Ｎが小さいため、再熱脆化絞りが低下している。

鋼Ｕは、（Ｚｒ＋５ＲＥＭ）／Ｎが小さいため、再熱脆性を生じている。なお、鋼Ｕは、Ｃ−Ｎｂ／７．７４が大きいものの、Ｂ量が多いため、高温強度は良好である。鋼Ｖは、Ｎｂが過剰であるため、ＨＡＺ靭性が低下し、（Ｚｒ＋５ＲＥＭ）／Ｎがやや低いため、再熱脆化絞りも低下している。鋼Ｗは、（Ｚｒ＋５ＲＥＭ）／Ｎが小さく、Ｃ−Ｎｂ／７．７４が大きいため、再熱脆性を生じ、高温強度も低下している。鋼Ｙは、Ｃ及びＣｕ量が過剰であるため、強度が上昇し、靭性が低下し、（Ｚｒ＋５ＲＥＭ）／Ｎも低いため、再熱脆化絞りも低下している。なお、鋼Ｙは、Ｃ−Ｎｂ／７．７４が大きいものの、Ｎｂ及びＢの含有量が多めであるため、高温強度は良好である。

なお、本発明が対象とする圧延形鋼は上記実施例のＨ形鋼に限らずＩ形鋼、山形鋼、溝形鋼、不等辺不等厚山形鋼等のフランジを有する形鋼にも適用できることは勿論である。

高温強度に及ぼすＣ−Ｎｂ／７．７４の影響を示す図である。再熱脆性に及ぼす（Ｚｒ＋５ＲＥＭ）／Ｎの影響を示す図である。本発明法を実施する装置配置の一例である。Ｈ形鋼の断面形状および機械試験片の採取位置を示す図である。

符号の説明

１Ｈ形鋼
２フランジ
３ウェブ
４中間圧延機
５ａ中間圧延機前後面の水冷装置
５ｂ仕上げ圧延機後面冷却装置
６仕上げ圧延機

Claims

質量％で、
Ｃ：０．００５％以上０．０３０％以下、
Ｓｉ：０．０５％以上０．４０％以下、
Ｍｎ：０．４０％以上１．８５％以下、
Ｎｂ：０．０１％以上０．３５％未満、
Ｂ：０．０００３％以上０．００３０％以下、
Ｎ：０．０００１以上０．００４５％以下、及び、
Ｚｒ：０．００５％以上０．０６０％以下、
を含有し、
或いはこれに更に、ＲＥＭ：０．００１％以上０．０１％以下を含有し、
さらに、
Ａｌ：０．０３％以下、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０２０％以下
にそれぞれ制限し、かつ
（Ｚｒ+５ＲＥＭ）／Ｎ≧４．０、
Ｃ−Ｎｂ／７．７４≦０．０２％
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耐再熱脆化特性に優れた耐火Ｈ形鋼。
質量％で、さらに、
Ｔｉ：０．０３０％以下、
Ｈｆ：０．０１％以下
の１種又は２種を含有することを特徴とする請求項１記載の耐再熱脆化特性に優れた耐火Ｈ形鋼。
質量％で、さらに、
Ｃｒ：１．５％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：０．７％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項１又は２記載の耐再熱脆化特性に優れた耐火Ｈ形鋼。
質量％で、さらに、
Ｍｇ：０．００５％以下、
Ｃａ：０．００５％以下
の１種又は２種を含有することを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の耐再熱脆化特性に優れた耐火Ｈ形鋼。
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１〜４の何れか１項に記載の耐再熱脆化特性に優れた耐火Ｈ形鋼。
６００℃での０．２％耐力と室温での０．２％耐力の比が０．５０以上であることを特徴とする請求項１〜５の何れか１項に記載の耐再熱脆化特性に優れた耐火Ｈ形鋼。
請求項１〜５の何れか１項に記載の成分を含有する鋼片を１２００〜１３５０℃の温度範囲に加熱し、１０００℃以下での累積圧下率が３０％以上となる熱間圧延を行うことを特徴とする耐再熱脆化特性に優れた耐火Ｈ形鋼の製造方法。