JPH0483821A - 耐火性及び溶接部靭性の優れたｈ形鋼の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、建造物の構造部材として用いられる耐火性及
び溶接部靭性の優れたＨ形鋼の製造方法に係わるもので
ある。

（従来の技術） 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綱材の温度を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との兼ね合いにより
、それに適合する耐火被覆方法を決定できるようになっ
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、先に特願昭６３−１４３７４
０号により耐火性の優れた建築用低陣伏比鋼および鋼材
並びにその製造方法が提案されている。この先願発明の
要旨は６００℃での降伏点が常温時の７０％以上となる
ようにＭｏ、Ｎｂを添加し、高温強度を向上させたもの
である。鋼材の設計高温強度を６００″Ｃに設定したの
は、合金元素による鋼材費の上昇とそれによる耐火被覆
施工費との兼ね合いから最も経済的であるという知見に
基づいたものである。

（発明が解決しようとしている課題） 本発明等者は前述の先願技術によって製造された鋼材を
各種の形鋼、特に複雑な彫型から厳しい圧延造形上の制
約を有するＨ形鋼の素材に適用することを試みた結果、
ウェブ、フランジ、フィレットの各部位で、圧延仕上げ
温度、圧下率、冷却速度に差を生じ、常温・高温強度、
延性、靭性がバラツキ、規準に満たない部位が生じた。

さらに、建材用鋼材には、建築物の高層化、インテリジ
ェント化などから、より高い信転性、高能率化のための
溶接性能の向上などが要望されでいる。

本発明の目的は上記の課題を解決するために、高温強度
特性、材質特性に対し圧延仕上げ温度。

圧延圧下比、鋼板厚（冷却速度）依存性が少ない、母材
特性に優れ、加えて、優れた溶接部靭性を有する、安価
で経済的な耐火性及び溶接部靭性に優れたＨ形鋼の製造
方法を提供することにある。

（課題を解決するための手段） 本発明は、前述の課題を解決するためになされたもので
あり、その要旨とするところは下記のとおりである。

（１）溶鉄を真空脱ガス処理及び脱酸元素Ａ／、５ｉＣ
ａ、Ｍｇの純金属単独かそれらの合金併用添加による予
備脱酸処理を行うか、もしくは真空脱ガス処理のみによ
り、溶存酸素を重量％で０．００３〜０、０１５％に溶
製後、合金添加により、重量％でＣ：　０．０５〜０．
２０％　Ｓｉ：０．０５〜０．５０％Ｍｎ　：　０．４
〜２．０％、　Ｍｏ：　０．３〜０．７％、Ｖ：０．０
５〜０．２０％　Ｎ　：　０．００７０〜０．０１５０
％、　、ＡＩ＜Ｏ，ＯＯ５％を含み、残部がＦｅ及び不
可避不純物からなる溶鋼に調整し、さらに最終脱酸によ
り溶鋼の溶存酸素１０％］に対し−０，００６≦〔Ｔｉ
％］−２〔Ｏ％〕≦０．００８の関係を満たす重量％の
Ｔｉを含有する溶鋼に調整し、同溶鋼から得られた鋼片
を１１００〜１３００℃の温度域に再加熱後、熱間圧延
を行い圧延仕上げ温度を７５０〜１０５０℃の範囲とす
ることを特徴とする耐火性及び溶接部靭性の優れたＨ形
鋼の製造方法。

（２）溶鉄を真空脱ガス処理及び脱酸元素Ａ／、Ｓｉ。

Ｃａ、Ｍｇの純金属単独かそれらの合金併用添加による
予備脱酸処理を行うか、もしくは真空脱ガス処理のみに
より、溶存酸素を重量％で０．００３〜０．０１５％に
溶製後、合金添加により、重量％でＣ：　０．０５〜０
．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％。

門ｎ　　：　　０．　４　〜２．　０　　％、　　Ｍｏ
：　　０．３　〜０．７　　％、ｖ：ｏ、ｏｓ〜０．２
０％、　Ｎ　：　０．００７０〜０．０１５０％、Ａ４
＜０．００５％に加えてＣｒ≦０．７％、　Ｎｉ≦１．
０％、　Ｎｂ≦０．０５％、　Ｃｕ≦１．０％の１種ま
たは２種以上を含み、残部がＦｅ及び不可避不純物から
なる溶鋼に調製し、さらに最終脱酸により溶鋼の溶存酸
素〔Ｏ％〕に対し−０，００６≦（Ｔｉ％）−２〔Ｏ％
〕≦ｏ、　ｏ　ｏ　ｓの関係を満たす重量％のＴｉを含
有する溶鋼に調整し、同溶鋼から得られた鋼片を１１０
０〜１３００″Ｃの温度域に再加熱後、熱間圧延を行い
圧延仕上げ温度を７５０〜１０５０℃の範囲とすること
を特徴とする耐火性及び溶接部靭性の優れたＨ形鋼の製
造方法。

（作　用） 以下、本発明について詳細に説明する。

鋼材の高温強度は鉄の融点のほぼ１／２の温度の７００
℃以下では常温での強化機構とほぼ同様であり、■フェ
ライト結晶粒径の微細化、■合金元素による固溶体強化
、■硬化相による分散強化、■微細析出物による析出強
化等によって支配される。一般に高温強度の上昇にはＭ
ｏ、Ｃｒの添加による析出強化と転位の消失軽減による
高温での軟化抵抗を高めることにより達成されている。

しかしＭｏ、Ｃｒの添加は著しく焼き入れ性を上げ、母
材のフェライト＋パーライト組織がベーナイト組織化し
易くなる。ベーナイト組織を生成し易い成分をＨ形鋼に
適応した場合は、その形状からウェブ、フランジ、フィ
レットの各部位で、圧延仕上げ温度、圧下率、冷却速度
に差を生しるため、各部位によりベーナイト組織割合が
大きく変化する。その結果として常温・高温強度、延性
、靭性がバラツキ、規準に満たない部位が生しる。加え
て、これらの元素の添加により溶接部を著しく硬化させ
、靭性を低下させる。

本発明の特徴は母材の材質特性の向上と溶接時の溶接部
靭性の向上の二点である。母材に関しては、溶鋼の溶存
酸素量の制御と脱酸元素の添加手順の選択により、鋼中
に分散させたＴｉ酸化物Ｓ　ｉ　−Ｍｎ酸化物などの酸
化物粒子を核にしたＶＮの析出によるオーステナイト粒
内からの粒内フェライト変態の促進効果を利用し、Ｈ形
鋼の各部位のベーナイトとフェライトの組織割合の変化
を少なくし、母材の機械特性の均一化を達成したことと
、高温強度をＶＮの析出強化により向上させたことにあ
る。

溶接熱影響部（以下はＨＡＺと称す）は鉄の融点直下の
温度に加熱され、オーステナイト粒の著しい粗粒化を生
じ、その結果、組織の粗粒化を招き、靭性を著しく低下
させる。本発明により鋼中に分散させたＴｉ酸化物、５
１−Ｍｎ酸化物などの酸化物粒子は針状の粒内フェライ
ト生成機能に優れ、これを核に粒内フェライト組織を生
成し、組織を著しく微細化し、靭性を向上させる特徴を
有している。

次に本発明対象鋼の基本成分範囲の限定理由について述
べる。

まず、Ｃは鋼の強度を向上させる有効な成分として添加
するもので、０．０５％未満では構造用鋼として必要な
強度が得られず、また、０．２０％を趙える過剰の添加
は、母材靭性、耐溶接割れ性、ＨＡＺ靭性などを著しく
低下させるので、上限を０．２０％とした。

次に、Ｓｉは母材の強度確保、Ｓｉ系酸化物の生成など
に必要であるが、０．５０％を超えると熱処理組織内に
硬化組織の高炭素マンテンサイドを生成し、靭性を著し
く低下させる。また、０．０５％未満では必要なＳｉ系
酸化物が生成できないため、Ｓｉ含有量を０．０５〜０
．５０％に限定した。

Ｍｎは母材の強凌、靭性の確保のために０．４％以上の
添加が必要であるが、溶接部靭性、耐割れ性などの許容
できる範囲で上限を２．０％とした。

Ａｔは強力な脱酸元素であり、０．００５％以上の含有
は粒内フェライト変態を促進するＴｉ酸化物、　Ｓｉ・
Ｍｎ酸化物などが形成されず、靭性の低下がもたらされ
ることと、過剰の固溶＾ｌはＮと化合しＡＩＮを形成し
本発明対象鋼の特徴であるＶＮの析出量を低減させるた
め、０．００５％未満に限定した。

ＮはＶＮの析出には極めて重要な元素であり、０．００
７０％未満ではＶＮの析出量が不足し、フェライト組織
の十分な生成量が得られず、また６００℃での高温強度
も確保できないため０．００７０％以上とした。含有量
が０．０１５０％を超えると母材靭性を低下させ、連続
鋳造時の鋼片の表面割れを生じさせるため０．０１５０
％以下に限定した。

Ｍｏはは母材強度及び高温強度の確保に有効な元素であ
る。０．３％未満ではＶＮの析出強化との複合作用によ
っても十分な高温強度が確保できず、０．７％超では焼
き入れ性が上昇しすぎて母材靭性ＨＡＺ靭性が劣化する
ため０．３〜０．７％に限定した。

■はＶＮとして粒内フェライト組織の生成とその細粒化
、高温強度の確保のために極めて重要であり、０．０５
％未満ではＶＮの析出量が不十分であり、０．２０％超
では析出量が過剰になり、母材靭性、溶接部靭性が低下
するため０．０５〜０．２０％に限定した。

不可避不純物として含有するＰ、Ｓはその量について特
に限定しないが凝固偏析による溶接割れ、靭性などの低
下を生じるので極力低減すべきであり、望ましくはＰ、
　　Ｓ量はそれぞれ０．０２％以下である。

以上が本発明対象鋼の基本成分であるが、母材強度の上
昇、および母材の靭性向上の目的で、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｎｂ
、Ｃｕの１種または２種以上を含有することができる。

まず、Ｎｉは母材の強靭性を高める極めて有効な元素で
あるが、１．０％を超える添加は合金コストを増加させ
経済的でないので上限を１．０％とした。

Ｃｒは焼き入れ性の向上と析出硬化により、母材の強化
、高温強化に有効である。しかし上限を超える過剰の添
加は、靭性及び硬化性の観点から有害となるため、上限
を０．７％とした。

Ｎｂは母材の強靭化に有効であるが、上限を超える過剰
の添加は、靭性及び硬化性の観点から有害となるため０
．０５％以下とした。

Ｃｕは母材の強化、耐候性に有効な元素であるが、応力
除去焼鈍による焼き戻し脆性、溶接割れ性、熱間加工割
れなどを考慮して上限を１．０％とした。

溶鉄を真空脱ガス処理及び脱酸元素Ａｌ、　Ｓｉ、　Ｃ
ａ。

ＦＩＩｇの純金属か合金による脱酸をそれぞれ単独及び
両者の併用により予備脱酸するのは溶鉄を高清浄化する
と同時に、溶存酸素を重量％で０．００３〜０．０１５
％に制御するために極めて重要な処理である。さらに脱
酸前の溶鉄の〔Ｏ〕濃度がＯ，ＯＯ３％未満では粒内フ
ェライト変態を促進するＴｉ酸化物、５１−Ｍｎ酸化物
などの粒内フェライト生成核が減少し、靭性を向上でき
ない。−・方、０．０１５％を超える場合は、他の条件
を満たしていても、酸化物が粗粒化し脆性破壊の起点と
なり、靭性を低下させるため合金添加前の溶鉄の溶存酸
素を重量％で０．００３〜０．０１５％に限定した。

Ｔｉは溶鋼の最終脱酸に際して添加するものであり、か
くして得られる溶鍛が、溶鋼の溶存酸素〔Ｏ％〕に対し
−０，００６≦（Ｔｉ％）−２〔Ｏ％〕≦０．００８の
関係を満たす重量％のＴ１を含有するように調整すると
限定したのは、この関係式において重量％でＴｉが〔Ｏ
〕濃度に対し過剰である場合は過剰なＴｉが必要以上の
ＴｉＮを生成し、本発明対象鋼の特徴であるＶＮの析出
量を低減させ、重量％でＴｉが〔Ｏ〕濃度に対し過小で
ある場合は粒内フェライト核となるＴｉ酸化物及びＳｉ
・Ｍｎ酸化物個数の総計が必要数を満たさなくなるため
である。

再加熱温度を１１００〜１３００℃の温度域に限定した
のは、熱間加工による形鋼の製造には塑性変形を容易に
するため１１００℃以上の加熱が必要であり、且つＶ、
Ｍｏによる高温での降伏点を増大させるには、これらの
元素を十分に固溶させる必要があるため再加熱温度の下
限を１１００゛Ｃとした。その上限は加熱炉の性能、経
済性から１３００℃とした。

熱間圧延の圧延仕上げ温度を７５０〜１０５゜としたの
は、低温圧延はど靭性は向上するが、形鋼の造形上７５
０℃未満での加工は困難であり、また１０５０℃を趙え
ての加工は粗粒組織を生成し靭性が低下するためである
。

以下に実施例によりさらに本発明の効果を示す。

（実施例） 供試鋼は転炉溶製し、脱ガス処理後、連続鋳造により２
５０〜３００肛厚鋳片に鋳造した後、圧延造形によりフ
ランジ厚み毎に第１表に示す種々の形状のＨ形鋼を製造
した。母材の機械特性用試験片は第１図に示すＨ形鋼の
断面の１７４Ｆ部の圧延方向に採取した。溶接継手シャ
ルピー試験片は、第２図に示すフランジの板厚中心部（
１／２ｔ２）で幅全長の１／４幅（１／４Ｂ）から採集
し求めた。なお、フランジ１７４Ｆ部を選択し特性を求
めたのは、この箇所がＨ形鋼のほぼ平均的な機械特性を
示し、Ｈ形鋼の機械試験特性を代表できると考えたため
である。

溶接部の靭性はし型開先及びに型開先による多層潜弧溶
接を行い、２　ａｎ　Ｖノンチシャルピー試験により評
価した。溶接は電流７００Ａ、電圧３２■。

溶接速度３０　ｃｍ／ｍｉｎ、入熱量４５ｋＪ／ｃｍの
１電極潜孤溶接である。

第２表は、供試鋼の化学成分、第３表は圧延条件及び機
械試験特性を示す。なお、圧延加熱温度を１２８０℃に
揃えたのは、−船釣に加熱温度の低下は機械特性を向上
させることは周知であり、高温加熱条件は機械特性の最
低値を示すと推定され、この値がそれ以下の加熱温度で
の特性を代表できると判断したためである。

第３表に示すように、本発明によるｍｌ−１３は圧延仕
上げ温度、フランジ板厚（冷却速度）の変化に対して、
目標の母材機械特性の常温強度、６　Ｄ　Ｏ’Ｃでの高
温強度とＯｏＣでのシャルピー値３．５ｋｇｆ−ｍ以上
を十分に満たしている。さらに、溶接継手・ＨＡＺ部の
ＯｏＣでのシャルピー値も３．５ｋｇｆ−ｍ以上を十分
溝たしている。一方、比較鋼の鋼１４綱は■無添加のた
め高温降伏強度が確保できず、鋼１５はＭＯの無添加に
よる高温強度不足とＣが０．２１％と成分請求範囲を超
えるためＨＡＺ靭性の要求値を満たすことができない。

鋼１６は過剰ＡＩによりＶＮの析出強化不足から高温強
度が確保できず、鋼１７は脱酸不足による０濃度の増加
により母材、ＨＡＺ靭性が確保できない。

またｆｉｌｌＢは溶存〔Ｏ〕濃度に対しＴｉ量が不足す
るため、ＨＡＺ部での粒内フェライトの生成が不十分で
あり、ＨＡＺ靭性が著しく低下し目標値を達成できない
。綱１９はＳｉが、綱２０はＮが過剰なため母材、ＨＡ
Ｚ靭性を確保できない。

即ち、本発明の製造法の要件が総て満たされた時に、第
３表に示される鋼１〜１３のように、Ｈ形鋼の機械試験
特性を代表するフランジ１７４Ｆ部においても十分な常
温・高温強度を有し、優れた靭性を持つ耐火性及び溶接
部靭性の優れＨ形鋼の製造が可能になる。

第 表 （ｍｍ） （発明の効果） 本発明により製造されたＨ形鋼は高温特性及び溶接性に
優れ、耐火材の被覆厚さが従来の２０〜５０％で耐火目
的を達成でき、施工コスト低減、工期の短縮による大幅
なコスト削減が可能になる。

また、Ｈ形鋼の機械試験特性を代表するフランジ１７４
Ｆ部において十分な常温・高温強度を有し、優れたＨＡ
Ｚ靭性をもつＨ形鋼の製造が可能になり、大型建造物の
信軌性向上、安全性の確保、経済効果等の産業上の効果
は極めて顕著なものがある。

【図面の簡単な説明】

第１図はＨ形鋼の断面形状を示し、機械試験片の採取位
置を示す図である。 第２図は溶接継ぎ半部の開先形状及び溶接形状の概略説
明図である。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）溶鉄を真空脱ガス処理及び脱酸元素Ａｌ、Ｓｉ、
   Ｃａ、Ｍｇの純金属単独かそれらの合金併用添加による
   予備脱酸処理を行うか、もしくは真空脱ガス処理のみに
   より、溶存酸素を重量％で０．００３〜０．０１５％に
   溶製後、合金添加により、重量％でＣ：０．０５〜０．
   ２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．４〜
   ２．０％、Ｍｏ：０．３〜０．７％、Ｖ：０．０５〜０
   ．２０％、Ｎ：０．００７０〜０．０１５０％、Ａｌ＜
   ０．００５％を含み、残部がＦｅ及び不可避不純物から
   なる溶鋼に調整し、さらに最終脱酸により溶鋼の溶存酸
   素〔Ｏ％〕に対し−０．００６≦〔Ｔｉ％〕−２〔Ｏ％
   〕≦０．００８の関係を満たす重量％のＴｉを含有する
   溶鋼に調整し、同溶鋼から得られた鋼片を１１００〜１
   ３００℃の温度域に再加熱後、熱間圧延を行い圧延仕上
   げ温度を７５０〜１０５０℃の範囲とすることを特徴と
   する耐火性及び溶接部靭性の優れたＨ形鋼の製造方法。
2. （２）溶鉄を真空脱ガス処理及び脱酸元素Ａｌ、Ｓｉ、
   Ｃａ、Ｍｇの純金属単独かそれらの合金併用添加による
   予備脱酸処理を行うか、もしくは真空脱ガス処理のみに
   より、溶存酸素を重量％で０．００３〜０．０１５％に
   溶製後、合金添加により、重量％でＣ：０．０５〜０．
   ２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．４〜
   ２．０％、Ｍｏ：０．３〜０．７％、Ｖ：０．０５〜０
   ．２０％、Ｎ：０．００７０〜０．０１５０％、Ａｌ＜
   ０．００５％に加えてＣｒ≦０．７％、Ｎｉ≦１．０％
   、Ｎｂ≦０．０５％、Ｃｕ≦１．０％の１種または２種
   以上を含み、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる溶鋼
   に調製し、さらに最終脱酸により溶鋼の溶存酸素〔Ｏ％
   〕に対し−０．００６≦〔Ｔｉ％〕−２〔Ｏ％〕≦０．
   ００８の関係を満たす重量％のＴｉを含有する溶鋼に調
   整し、同溶鋼から得られた鋼片を１１００〜１３００℃
   の温度域に再加熱後、熱間圧延を行い圧延仕上げ温度を
   ７５０〜１０５０℃の範囲とすることを特徴とする耐火
   性及び溶接部靭性の優れたＨ形鋼の製造方法。