JP4673822B2 - 溶接継手部の靱性に優れた耐火鋼材及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、建築用構造物等の鋼構造物を溶接によって構成する際に使用される耐火鋼材及びその製造方法に関し、特に、火災に曝された場合に７００〜８００℃においても高い強度を有し、このような火災環境温度に曝された後でも溶接継手部の靭性にも優れた耐火鋼材及びその製造方法に関する。

建築構造物を構成する溶接構造体は、溶接継手の特性が優れていることが必要であることは言うまでもないが、近年、更に高温での引張り強さに優れた所謂「耐火鋼」としての特性を有することも求められるようになってきた。これは、昭和５７年度から６１年度までの５年間にわたって推進された建設省（当時）総合技術開発プロジェクト「建築物の防火設計法の開発」の中で検討された「耐火設計法の開発」の成果を受けて、性能型の設計が可能となったことに由来する。これにより、鋼材の高温強度及び建物に実際に加わっている荷重によって、どの程度の耐火被覆が必要かを決定できるようになり、鋼材の高温強度特性に応じて、無耐火被覆の鋼材を使用することも可能となった（非特許文献１参照。）。

ここで、耐火性能とは、耐火被覆のない状態で鋼材が火災に曝されたときに、ある一定の時間、鋼材が必要とする強度を発揮し続けられる性能であり、建築構造物が倒壊しないことで居住する人員の脱出を容易ならしめるためのものである。火災の規模及び環境温度は種々想定されることから、鋼材に耐火被覆を設けない場合には、特に、構造物の強度を支える鋼材には、高温での強度が可能な限り高いことが要求される。

従来より、このような耐火性能を備える鋼材について研究開発が実施されており、例えば、Ｍｏを適量添加することにより高温強度を高めた鋼材が提案されている（特許文献１〜３参照）。これらの鋼材は、いずれも７００℃未満での使用を想定しており、Ｍｏ炭化物の析出強化によって、あるいは他の炭化物の析出強化と組織強化の併用によって、高温強度を高めている。

一方、各種合金元素の需給逼迫により工業的にＭｏ添加が鋼材のコストを高めてしまうという理由から、前述したＭｏ添加以外の合金設計を採用した技術も開示されている（例えば、特許文献４及び５参照。）。特許文献４に記載の建築用低降伏比鋼材では、６００℃程度における高温強度を確保するため、Ｂを添加することにより焼き入れ性の向上を図っている。また、特許文献５に記載の低降伏比耐火用鋼板では、Ｃｕ、Ｍｎ等のγ相安定化元素を添加することにより、高温強度の向上を図っている。

更に、特許文献６には、ＢとＭｏとを複合添加することにより、７５０℃における高温強度を高めた溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材が開示されている。

特開２００１−２９４９８４号公報 特開平１０−０９６０２４号公報 特開２００２−１１５０２２号公報 特開平０７−２８６２３３号公報 特許第３６３５２０８号公報 特開２００６−２４９４６７号公報 「建築物の総合防火設計法（第４巻）耐火設計法」、財団法人日本建築センター、１９８９年４月１０日

しかしながら、前述した従来の技術には、以下に示す問題点がある。既に述べたように、鋼材を耐火被覆無しで適用する構造物では、火災の環境温度、即ち、鋼材が曝される温度に上限が存在するわけではなく、火災状況によっては７００℃以上の高温に曝される場合が想定される。特に、高層建築物の低層階では、燃焼物が多く、しかも長時間にわたって火災が継続する場合があり、鋼材自体の温度が７００℃以上となる場合もある。

これに対して、前述した特許文献１〜３に記載の従来の耐火鋼材は、７００℃未満の想定温度に耐久可能な合金設計しかなされておらず、特許文献６は７００℃以上の高温での強度向上を図った数少ない従来技術の１つである。このように、従来、７００℃以上の温度での高温強度、特に高温引張り強度について着目し、合金設計された鋼材はほとんど提案されていないという問題点がある。従来の耐火鋼材において、７００℃以上の温度について想定している例が少ないことは、７００℃以上ではほとんど析出しなくなるＭｏを主要強化元素として含有するように合金設計したものが多いことから推測でき、更に、７００℃以上、即ち、実質的に７００〜８００℃といった高温における引張り強さが、規格応力（例えば室温の規格引張り耐力の２／３〜１／２）以上であることを記載した技術文献が見られないことからも明白である。

また、前述した特許文献４及び５に記載の鋼材では、高温強度を向上させるためにγ相安定化元素を添加しているが、周知の如くＦｅのＡｃ１変態点は７２０℃近傍にあり、これらＣｕ及びＭｎ等のγ相安定化元素を添加すれば、相応にＡｃ１変態点が低下するという問題点がある。このようなγ相安定化元素添加の合金設計思想も、また、当然７００℃以上の高温での強度について考慮した設計でないことは明らかである。即ち、従来、７００℃以上の高温で強度を発揮する鋼材の設計技術については、何ら開示されていない。

更に、高温材料では、一般に、その使用環境において問題視される例がほとんど無いことから、溶接部の靱性について厳格に留意した鋼材は少ないが、建築用構造物等の鋼構造物に利用される鋼材の場合、溶接熱影響部の靱性を確保しないと、耐震性を始めとする溶接構造物が有する溶接継手の問題を避けて通ることはできない。特に、本発明者らの検討により、従来、建築構造物が直面する課題ではなかった高温再熱割れについて、耐火鋼材では、火災時に溶接継手が再熱され、溶接継手の脆化が顕在化する場合があるということが明らかになった。例えば、６００℃まで一度加熱され、その後、鋼材温度が室温まで下がった場合には、通常、材料特性については課題視しない例がほとんどであるが、人命救助、損傷修理又は鋼材の再利用を考慮する場合に、溶接継手の靱性が問題となる場合がある。また、石油化学プラントにおける再熱脆化と同様の脆化も危惧される。しかしながら、従来、この現象を耐火鋼材について問題視し、その解決技術を提供する技術が公開された例はなく、通常は、特許文献６に記載の技術のように、溶接ままの継手靱性について考慮する場合がほとんどで、耐火鋼特有の火災後の靱性は考慮されていない。

本発明は、上述した問題点に鑑みて案出されたものであり、想定火災温度である７００〜８００℃における高温耐力が高く、この想定火災温度に曝されても溶接継手が脆化しない溶接継手部の靱性に優れた耐火鋼材及びその製造方法を提供することを目的とする。

本発明に係る溶接継手部の靱性に優れた耐火鋼材は、質量％で、Ｃ：０．００５％以上かつ０．０３％未満、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．０５〜０．４０％、Ｃｒ：１．５０〜５．００％、Ｖ：０．０５〜０．５０％、Ｎ：０．００１〜０．００５％を含有すると共に、Ｎｉ：０．１０％未満、Ｃｕ：０．１０％未満、Ｍｏ：０．０５％未満、Ｂ：０．０００３％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、前記不可避的不純物のうち、Ｐ：０．０２０％未満、Ｓ：０．００５０％未満、Ｏ：０．０１０％未満に制限していることを特徴とする。

この耐火鋼材は、更に、質量％で、Ｔｉ：０．００５％超かつ０．０５０％以下及びＺｒ：０．００２〜０．０１０％のうちの少なくとも１種の元素を含有していてもよい。

また、この耐火鋼材は、前述した各成分に加えて、質量％で、Ｎｂ：０．０１０〜０．３００％を含有していてもよく、その場合、下記数式（１）を満足することが好ましい。なお、下記数式（１）における［Ｎｂ］はＮｂ含有量（％）であり、［Ｃ］はＣ含有量（％）である。

更に、質量％で、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｙ：０．００１％〜０．０５０％、Ｌａ：０．００１％〜０．０５０％及びＣｅ：０．００１％〜０．０５０％からなる群から選択された１種又は２種以上の元素を含有することもできる。

本発明に係る溶接継手部の靱性に優れた耐火鋼材の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．００５％以上かつ０．０３％未満、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．０５〜０．４０％、Ｃｒ：１．５０〜５．００％、Ｖ：０．０５〜０．５０％及びＮ：０．００１〜０．００５％を含有すると共に、Ｎｉ：０．１０％未満、Ｃｕ：０．１０％未満、Ｍｏ：０．０５％未満及びＢ：０．０００３％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、前記不可避的不純物のうち、Ｐ：０．０２０％未満、Ｓ：０．００５０％未満及びＯ：０．０１０％未満に制限した組成の鋼片を、１１５０〜１３００℃に加熱した後、終了温度を８８０度以上とした熱間加工又は熱間圧延を施す工程と、加工又は圧延後の鋼材を、前記鋼材において最も冷却速度が遅い位置での冷却速度が、少なくとも２℃／秒以上となる条件で、表面温度が３５０〜６００℃となる温度領域まで加速冷却した後、放冷する工程とを有することを特徴とする。

この耐火鋼材の製造方法では、前記鋼片が、更に、質量％で、Ｔｉ：０．００５％超かつ０．０５０％以下及びＺｒ：０．００２〜０．０１０％のうちの少なくとも１種の元素を含有していてもよい。

また、前記鋼片は、前述した各成分に加えて、Ｎｂを含有していてもよく、その場合、質量％で、Ｎｂ：０．０１０〜０．３００％とすると共に、Ｎｂ含有量とＣ含有量との積が０．００７未満となるようにすることが望ましい。

更に、前記鋼片が、質量％で、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｙ：０．００１％〜０．０５０％、Ｌａ：０．００１％〜０．０５０％及びＣｅ：０．００１％〜０．０５０％からなる群から選択された１種又は２種以上の元素を含有していてもよい。

本発明によれば、火災想定温度においてもＡｃ１変態点には至らず、安定したＢＣＣ構造を有するフェライト構造の鋼とすることができるため、７００〜８００℃の高温での耐力を室温での耐力の１／２以上とすることができ、更に火災環境に鋼材が曝された後も溶接継手の溶接熱影響部が脆化することのない溶接継手部の靱性に優れた耐火鋼材が得られる。

以下、本発明を実施するための最良の形態について、詳細に説明する。本発明者らは、上記課題を解決するため、７００〜８００℃の温度範囲において、室温における規格強度の少なくとも１／２以上となるように鋼材の化学成分を最適化すると共に、７００〜８００℃の火災想定温度に比べてＡｃ１変態点が５０℃以上高い合金組成について鋭意実験研究を行い、以下に示す知見を得た。

先ず、７００℃以上の高温で鋼材の強度を維持するためには、主に炭化物系の析出物を活用することと、同時にこれら炭化物を微細に分散析出させことが必要である。この炭化物の微細分散析出は、結晶粒内の転位上析出を最も工業的に安定して達成できる手段であり、本発明者らの研究により、高温強度を得るためには、鋼材を製造するに際して結晶粒内転位密度を高めておく必要があることが明らかとなった。金属組織の観点からは、上部ベイナイト組織を与え、このベイナイト組織が有する結晶粒内転位上への炭化物析出を安定して実現するためには、焼入れ性が高く、更に炭化物が必要量添加されている必要がある。焼入れ性そのものは合金設計の目安であり、実際の鋼材製造時には加速冷却によって鋼材の見かけ上の焼入れ性を高めることが可能となる。即ち、７００℃以上で化学的に安定な炭化物を析出する合金組成であって、かつ製造時の加速冷却によって十分な粒内転位を導入し、結果的に安定炭化物の微細分散を実現することが必要である。更に、決定した合金組成は、変態点が７５０〜８５０℃又はそれ以上であって、部材が曝される環境温度よりも５０℃以上高いＡｃ１変態点となる組成でなければならない。

本発明者らは、これらを総括的に勘案し、Ｃｒを焼き入れ性向上元素として選択し、その含有量を１．５質量％以上とすることにより焼入れ性を確保することができ、更に、十分な転位密度の導入、即ち、ベイナイト組織の導入には、熱間加工後の冷却速度を２℃／秒とすることが有効であることを見出した。このとき、Ａｃ１変態点を低下させて焼き入れ性を向上させる元素の添加は、極力これを排除する必要がある。これに該当する合金元素には、Ｎｉ、Ｃｕ及びＭｎがあり、Ｃ及びＮも同様である。しかしながら、Ｃは、安定炭化物形成のために不可欠であって、一定量を添加せざるを得ず、また、Ｍｎは、脱酸元素であることから、完全に除去することは困難であることから、一定量の添加は避けがたい。そこで、本発明では、Ｎｉ及びＣｕを原則無添加とし、更に不純物として混入してくることも考慮してこれらの元素の含有上限を定め、Ａｃ１変態点の低下を安定的に抑止することを企図した。また、Ｎも不純物レベルで低減することが必要であるが、安定窒化物も高温耐力の向上に貢献することから、その添加量を低位で制御することとした。

一方、火災環境に曝された鋼材の溶接継手の靭性を確保することもまた、本発明の重要な課題である。これは、火災想定温度である７００〜８００℃の温度下に鋼材が曝された際に生じる再熱脆化を抑制できる合金設計を同時に考慮しなければならないことを意味する。そのためには、再熱脆化に有害な元素の排除が必要である。粒界偏析しやすいＭｏ又はＮｂについては、極力その添加を避けなければならない。但し、Ｎｂについては、本発明者らの研究により、分解温度が高いことから、火災時に微細析出していれば再熱脆化への影響がないこと、また、再熱脆化は粒界での析出物生成が強く関与していることが明らかとなった。そして、本発明者らは、下記数式（２）を満足する範囲であれば、ある程度Ｎｂを添加して、高温耐力向上にのみ活用できることを見出した。なお、なお、下記数式（２）における［Ｎｂ］はＮｂ含有量（質量％）であり、［Ｃ］はＣ含有量（質量％）である。

また、Ｍｏも粒界偏析しやすい元素であり、これが炭化物として粒界に粗大析出する場合には強化に寄与せずに専ら溶接継手の靱性低下を招く。このため、Ｍｏ添加量も厳密に低減する必要がある。更に、焼き入れ性向上に有効で、かつＡｃ１変態点を低下させない元素としてはＢが挙げられる。しかしながら、本発明者らの研究により、Ｂは、前述した火災想定温度においてはＢＮの形態で粒界析出し、溶接継手の脆化を強く誘起することが明らかとなった。従って、本発明では、Ｂ含有も厳密に制限することとした。なお、溶接継手の脆化には当然各種不純物も関与する。なかでもＰとＳは有害であり、その添加上限を規制する必要がある。また、Ｓについては各種硫化物形態制御元素を添加することが有効である。

以下、本発明の溶接継手部の靱性に優れた耐火鋼材（以下、単に耐火鋼材という。）の化学組成に関して、必須成分の添加理由及び数値限定理由について説明する。なお、以下の説明においては、組成における質量％は、単に％と記載する。

Ｃ：０．００５％以上かつ０．０３％未満
Ｃは、鋼材の焼入れ性向上に有効な元素であって、同時に炭化物を形成するために必須の元素である。しかしながら、その拡散速度が他の遷移金属元素に比較して格段に大きく、転位上への炭化物の微細析出を意図する場合は、炭素含有量が炭化物の大きさを決定する因子となるため、その添加量に留意しなければならない。具体的には、７００℃以上の高温で安定な炭化物を析出させるためには、Ｃを０．００５％以上添加する必要がある。一方、Ｃ含有量が０．０３％以上になると、焼入れ性が高くなり、鋼材の厚みが３０ｍｍ以下と比較的薄い場合に、冷却速度を調節しても室温強度が高くなりすぎて鋼材自体の靭性を損なう可能性がある。よって、Ｃ含有量は０．００５％以上かつ０．０３％未満とする。

Ｓｉ：０．０１〜０．５０％
Ｓｉは、脱酸元素であると共に、焼入れ性の向上にも寄与する元素である。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．０１％未満の場合、その効果が発現しない。一方、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると、Ｓｉがフェライト相安定化元素であるが故に、加速冷却による組織制御が困難となり、転位密度を必要なだけ高めることができなくなる可能性がある。よって、Ｓｉ含有量は０．０１〜０．５０％とする。

Ｍｎ：０．０５〜０．４０％
Ｍｎは、γ相安定化元素であり、焼入れ性向上に寄与する。しかしながら、Ｍｎ含有量が０．０５％未満の場合、その効果が発現しない。一方、Ｍｎ含有量が０．４０％を超えると、鋼材のＡｃ１変態点を低下させてしまい、７００℃以上での高温耐力確保が困難となる。よって、Ｍｎ含有量は０．０５〜０．４０％とする。

Ｃｒ：１．５０〜５．００％
Ｃｒは、１．５０％以上添加することにより、鋼材の焼入れ性を顕著に高める効果がある。また、Ｃとの親和力も高く、高温で安定であって、Ｎｂ、Ｖ又はＴｉといったＣとの親和力の極めて高い元素が粗大化することを抑制する効果も有する。但し、５．００％を超えて大量に添加すると、変態点の無いα単相鋼となる可能性がある。よって、Ｃｒ含有量は１．５０〜５．００％とする。なお、鋼中にＶ又はＳｉを多量に添加する場合には、Ｃｒ含有量を１．５０〜３．５０％とすることが好ましい。

Ｖ：０．０５〜０．５０％
Ｖは、粒内に微細分散しやすい炭化物であり、高温耐力向上には極めて有望な元素である。しかしながら、Ｖ含有量が０．０５％未満では、その効果が発現しない。一方、０．５０％を超えてＶを添加すると、かえって粗大析出して強度向上に寄与しがたくなる。よって、Ｖ含有量は０．０５〜０．５０％に限定する。

Ｎ：０．００１〜０．００５％
本発明において、Ｎは、積極的に添加するのではなく、粗大窒化物を生成しないために制御すべき元素である。しかしながら、微量であれば炭化物よりも化学的に安定であることから、炭窒化物として析出し、高温耐力向上に寄与する場合がある。具体的には、Ｎ含有量を０．００１％未満に低減することは、工業的に困難であり、また、粗大窒化物の生成を抑制するためにはＮ含有量を０．００５％以下にする必要がある。よって、Ｎ含有量は０．００１〜０．００５％とする。

Ｎｉ：０．１０％未満，Ｃｕ：０．１０％未満
Ｎｉ及びＣｕは、焼入れ性向上に有効な元素であるが、上述の如くＮｉ及びＣｕは、Ａｃ１変態点を顕著に低下させるため、たとえ不純物としての混入であっても、製錬技術を駆使してこれを排除するか、又は精錬工程を工夫して混入を防止しなければならない。具体的には、Ｎｉ含有量又はＣｕ含有量が０．１０％を超えると、Ａｃ１変態点の低下が顕著となる。よって、Ｎｉ含有量又はＣｕ含有量はいずれも０．１０％未満に規制する。

Ｍｏ：０．０５％未満，Ｂ：０．０００３％以下
Ｍｏ及びＢも、前述のＮｉ及びＣｕと同様に焼入れ性向上に有効であるが、火災後の溶接継手の再熱脆化を防止する観点からは、Ｍｏ及びＢの添加は好ましくなく、たとえ不純物としての混入であっても避ける必要がある。そこで、本発明者らは、Ｍｏ含有量及びＢ含有量について検討を行い、これらの厳密な含有量制限を実験的に明らかにした。具体的には、火災想定熱処理として、溶接入熱５ｋＪ／ｍｍで予め作製した溶接継手を、１時間かけて想定温度である７００〜８００℃の温度に昇温し、その想定温度で１時間保持した後に放冷する脆化促進処理を行った。この火災想定熱処理を実施した後の溶接継手における溶接金属と母材の界面（Fusion Line）の靱性としては、ＪＩＳ Ｚ ２２０２に準拠し、２ｍｍＶノッチが付与された４号衝撃試験片のシャルピー衝撃試験を繰返し数３で実施し、その吸収エネルギーの最低値をもって代表する継手靱性とした。また、対象鋼材には、Ｍｏ含有量が異なる幾つかの成分系のものを実験室で作成した３００ｋｇ真空溶解材を使用した。図１は横軸にＭｏ含有量をとり、縦軸に溶接継手の靭性をとって、Ｍｏ含有量と想定火災後の溶接継手の靭性との関係を示すグラフ図である。本発明者らの検討の結果、図１に示すように、Ｍｏ含有量が０．０５％以上となる場合に継手の靱性が２７Ｊを下回ることがわかった。また、Ｂについても、前述したＭｏと同様の検討を行った。なお、Ｂについては、化学分析を慎重に実施し、１ｐｐｍ以上のＢを検出し、Ｂ含有量と継手靱性の関係を調査した。図２は横軸にＢ含有量をとり、縦軸に溶接継手の靭性をとって、Ｂ含有量と想定火災後の溶接継手の靭性との関係を示すグラフ図である。図２に示すように、Ｂ含有量が０．００３％を超えると、継手靱性が２７Ｊ未満になることがわかった。これらの実験結果に基づき、本発明においては、Ｍｏ含有量を０．０５％未満、Ｂ含有量を０．００３％以下に夫々制限する。これにより、溶接継手の再熱脆化を防止することができる。

Ｐ：０．０２０％未満，Ｓ：０．００５０％未満，Ｏ：０．０１０％未満
Ｐ、Ｓ及びＯは、鋼中に含まれる不可避的不純物であるが、これらの元素は鋼材自体の靭性に甚大な影響を及ぼし、かつ火災後の再熱脆化にも影響する。具体的には、Ｐ含有量が０．０２０％以上、Ｓ：含有量が０．００５０％以上、又はＯ含有量が０．０１０％以上になると、鋼材の靭性が低下したり、再熱脆化が顕著になったりする。よって、Ｐ含有量は０．０２０％未満、Ｓ含有量は０．００５０％未満、Ｏ含有量は０．０１０％未満に夫々制限する。

以上の合金元素の限定により、本発明の耐火鋼材は、溶接継手としたときに、火災後の靱性に優れ、かつ７００〜８００℃の高温において高い耐力が得られる。

次に、本発明の耐火鋼材における選択成分の添加理由及び数値限定理由について説明する。

本発明の耐火鋼材においては、上記各成分に加えて、Ｔｉ及びＺｒのうちの少なくとも１種、及び／又は、Ｎｂを添加することができる。

Ｔｉ：０．００５％超かつ０．０５０％以下，Ｚｒ：０．００２〜０．０１０％
Ｔｉ及びＺｒは、強力な窒化物形成元素であり、析出強化に有効な元素である。また、Ｔｉ及びＺｒは炭化物も形成しやすく、本発明の耐火鋼材においては炭窒化物として析出する。しかしながら、Ｔｉ含有量が０．００５％以下、Ｚｒ含有量が０．００２％未満の場合、その強化能が発揮されない。一方、Ｔｉ含有量が０．０５０％を超えるか、又はＺｒ含有量が０．０１０％を超えると、炭化物として析出し、例えばＶＣ等の他の炭化物の析出を抑制してしまう。よって、Ｔｉ及び／又はＺｒを添加する場合は、Ｔｉ含有量は０．００５％超かつ０．０５０％以下、Ｚｒ含有量は０．００２〜０．０１０％とする。

Ｎｂ：０．０１０〜０．３００％
Ｎｂは、０．０１０％以上添加すると、析出強化によって高温耐力向上に資することができる。しかしながら、０．３００％を超えて添加すると、粗大ＮｂＣの析出によって火災後の再熱脆化を誘引する。よって、Ｎｂを添加する場合、その含有量を０．０１０〜０．３００％に限定する。ただし、Ｎｂによる脆化機構は、ＮｂＣの粒界析出に起因することから、Ｎｂは、上記数式（２）に示す実験式を満たす範囲、即ち、Ｎｂ含有量（［Ｎｂ］）とＣ含有量（［Ｃ］）との積（［Ｎｂ］×［Ｃ］）が０．００７未満となる範囲で添加することが好ましい。図３は横軸にＮｂ含有量とＣ含有量との積をとり、縦軸に溶接継手の靭性をとって、Ｎｂ含有量とＣ含有量との積と想定火災後の溶接継手の靭性との関係を示すグラフ図である。上記数式（２）はこの図３から決定した値である。

なお、先に述べたＳ含有量の制限とＭｎ含有量の適正化から、本発明の耐火鋼材は中心偏析部におけるＭｎＳの生成は基本的に少ない。しかしながら、大量生産時には、中心偏析部におけるＭｎＳの生成を安定して皆無とすることは困難である。そこで、本発明の耐火鋼材においては、硫化物が鋼材の靭性に与える影響を低減するため、硫化物形態制御元素を添加することができる。具体的には、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｙ：０．００１％〜０．０５０％、Ｌａ：０．００１％〜０．０５０％及びＣｅ：０．００１％〜０．０５０％のうちの１種又は２種以上の元素を選択して含有することができる。これにより、硫化物による鋼材の靭性の低下を抑制することができると共に、前述した本発明の効果をさらに高めることができる。なお、これらの元素を添加する場合、下限値未満では効果が発現せず、添加上限を超えた場合は粗大酸化物クラスターを生成して鋼材の不安定破壊を生じる可能性がある。

次に、上述の如く構成された本発明の耐火鋼材の製造方法について説明する。本発明においては、７００〜８００℃における高温耐力を高めるための手段として、耐火鋼材の化学成分を規定している。しかしながら、工業的に歩留まり良く高温耐力を発揮できる鋼材を生産するためには、更にその製造方法を規定することが有効である。高温での強度発現機構については種々の考え方があるが、本発明者らは研究の結果、金属組織が有する転位が、高温の結晶粒内に存在する転位の移動を止めることによって、鋼材自体の塑性変形を抑制するとの考えに至っている。従って、鋼材には最初に高温耐力を高く維持するために必要な転位密度が必要であって、これらの転位が高温でも容易には移動できないように、析出物や転位相互の反応を活用する金属組織を形成している必要がある。こうした金属組織を確実に獲得するための技術として、鋼材を制御圧延して焼入れる手法を用いる。しかしながら、本発明者らの研究の結果、建築用鋼材では耐震性、加工性及び溶接性の観点から、材料組織の室温における強度が高くなりすぎる場合は実質的に施工できなくなる場合があることから、加速冷却を中途で停止して転位密度の極端な上昇、例えばマルテンサイト組織のような高密度転位組織とすることを避けなければならないことが明らかとなった。

高温耐力発揮のための鋼材中への転位導入に必要かつ十分な製造方法とは、具体的には、先ず、例えば、ＮｂＣ、ＶＣ、ＴｉＣ、ＺｒＣ及びＣｒ_２３Ｃ_６等の各種高温安定炭化物を完全に固溶させるため、鋼片を１１５０℃〜１３００℃の温度に予備加熱し、その後、鍛造等の熱間加工若しくは粗圧延、又は仕上げ圧延若しくは仕上げ加工（鍛造）を実施した後、圧延（加工）終了温度を８８０℃以上に制限することで、その後の加速冷却開始温度を極力高めて見かけ上の焼入れ性を高める。次に、冷却速度は、鋼材の厚みや形状に依存して鋼材の部位毎に異なっているものの、例えば厚板では板厚中心部、形鋼や複雑な形状の鍛造部材では厚肉部中心位置等の最低冷却速度部位のように、最も冷却速度が遅くなる部位における冷却速度が少なくとも２℃／秒以上となる条件で、圧延（加工）後の鋼材を加速冷却すると共に、最後に極端な組織中の転位密度上昇を回避するため、この冷却を鋼材の表面温度の測温で管理して３５０〜６００℃の温度領域において停止し、その後放冷することによって、最適な組織を得ることである。

このとき、鋼材の組織としては、ベイナイトが強度発現のための主体組織となる。また、フェライトは一部に生成する場合もあるが、基本的に室温強度と高温耐力はベイナイト組織の転位が担うこととなる。そして、火災時に想定される高温環境下では、この転位の移動が、析出炭化物や転位が自ら形成したセル構造によって抑制されることになる。なお、本発明では、前者を析出強化、後者を転位強化と呼称している。

このように、鋼材（鋼片）の化学成分の限定に加えて、製造条件の限定を併用すれば、最も歩留まり良く合金添加量を最適化して高温耐力に優れた耐火鋼材を製造することが可能になる。

なお、本発明の耐火鋼材において必要な高温耐力とは、原則として、室温規格耐力の１／２を意味し、例えば、ＪＩＳ等で規格として規定される鋼材の耐力に範囲が存在する場合はその下限値の１／２を必要耐力とする。従って、室温強度に応じて必要な高温耐力は変化し、引張り強さ４００Ｎ／ｍｍ^２級鋼では室温耐力下限値２３５Ｎ／ｍｍ^２の１／２となる１１７Ｎ／ｍｍ^２（小数点以下切り捨て）であり、引張り強さ５００Ｎ／ｍｍ^２級鋼では室温耐力３２５Ｎ／ｍｍ^２の１／２となる１６２Ｎ／ｍｍ^２を意味している。但し、８００℃級耐火鋼材については、フェライト相の鋼材にとって極限環境ともいえる高温であるため、特別に高温耐力の目安として室温耐力に関係なく１１７Ｎ／ｍｍ^２を鋼材の必要特性として規定した。これら本発明における規定は、必ずしも実際の工業規格に定められたものではなく、設計計算で推定される値であり、安全率を含んだ目安である。いずれも下限は設定されるが、上限値は無い。

以下、本発明の実施例について説明する。本実施例においては、下記表１及び表２に示す鋼組成の鋼片を、下記表３及び表４に示す温度で１時間加熱した後、直ちに粗圧延を開始して、１０５０℃にて板厚１００ｍｍの鋼板とした。その後、終了温度（仕上温度）を下記表３及び表４に示す温度として熱間加工又は熱間圧延を行った。具体的には、Ｎｏ．４、Ｎｏ．７、Ｎｏ．１０、Ｎｏ．１４、Ｎｏ．５１、Ｎｏ．６８、Ｎｏ．８０の鋼片は、熱間加工を鍛造で実施し、最大厚みが１５〜３５ｍｍで、断面形状が複雑な形鋼とした。一方、それ以外の鋼片については、熱間圧延を行い、仕上げ厚みが１５〜３５ｍｍの厚鋼板とした。そして、熱間加工又は熱間圧延終了後直ちに５００℃を目標として、下記表３及び表４に示す速度で水冷による加速冷却を行った。その際、非接触式の温度計又は鋼材の一部に熱電対を付与して鋼材表面温度を確認し、鋼材の表面温度が至る所５００±５０℃の温度範囲になった時点、具体的には、下記表３及び表４に示す表面温度になったときに、加速冷却を停止し、その後放冷することにより、実施例及び比較例の鋼材を作製した。なお、下記表１及び表２に示す鋼組成における残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。また、下記表２及び表４における下線は、本発明の範囲外であることを示す。更に、下記表３及び表４に示す冷却速度は、各鋼材において最も冷却速度が遅い位置での平均冷却速度である。

次に、上述した方法で作製した実施例及び比較例の各鋼材の室温耐力、高温耐力及び溶接継手の火災後の脆化を判断する指標となる継手の再熱脆化について評価した。室温耐力（ＹＳ（ＲＴ））は、各鋼材から試験片を切り出し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に規定されている引張り試験方法に基づいて、室温で引張り試験を行い、その結果、応力歪み線図上に上降伏点が明瞭に現れる場合は上降伏点を、現れない場合には０．２％耐力により評価した。また、７００℃、７５０℃又は８００℃における高温耐力（ＹＳ（７００），ＹＳ（７５０），ＹＳ（８００））は、実施例及び比較例の各鋼材からＪＩＳ Ｇ ０５６７に規定されている平行部の直径が６ｍｍ、平行部長さ３０ｍｍの高温引張り試験片を採取し、７００℃、７５０℃又は８００℃の温度条件下で高温引張り試験を行い、引張り歪み速度５％／時間で破断させ、その結果から応力歪み線図を作成して評価した。この場合の耐力は全て０．２％耐力である。更に、靱性は、各鋼材からＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠した２ｍｍＶノッチを付与した４号衝撃試験片を切り出し、０℃においてシャルピー衝撃試験を行い、それにより測定した吸収エネルギー（ｖＥ０−Ｂ）により評価した。その際、靱性のしきい値は建築構造物の耐震性を考慮して２７Ｊとした。

更にまた、溶接継手の再熱脆化は、実施例及び比較例の各鋼材を、４５度のＸ開先を形成した後、予後熱無しで５〜２０ｋＪ／ｍｍの入熱で３層以上のＴＩＧ溶接又はＳＡＷ溶接にて溶接して継手を形成し、更に、その溶接継手全体を７００〜８００℃の各種温度まで１時間で昇温して、その温度で１時間保持した後、放冷したものについてシャルピー試験を行って評価した。具体的には、各溶接継手の接合部からFusion LineにＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠した２ｍｍＶノッチを付与した４号衝撃試験片を切り出し、０℃における吸収エネルギー（ｖＥ０−Ｗ）を測定した。その際、しきい値は母材（鋼材）と同様に２７Ｊとした。以上の結果を下記表５及び表６に示す。なお、下記表５及び表６には、参考データとして、昇温速度を２．５℃／分として線膨張測定法により決定した各鋼材のＡｃ１変態点を併せて示す。

上記表５に示すＮｏ．１〜Ｎｏ．３７の鋼材は、７００〜８００℃の各種温度が火災想定温度となる本発明の実施例であり、その適用温度を５０℃ごとに階級で分類して、７００℃級、７５０℃級、８００℃級とし、表中に高温耐力の数値が示してあるうち最も高い温度を最高耐久温度としている。このため、高温耐力の欄に数値が記入されていない温度は、その鋼材の仕様の範囲外ということである。上記表５に示すように、実施例Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３７の鋼材は、室温耐力（ＹＳ（ＲＴ））が２３５Ｎ／ｍｍ^２以上の場合は、最高耐久温度における高温耐力が１１７Ｎ／ｍｍ^２以上であり、また、室温耐力（ＹＳ（ＲＴ））が３２５Ｎ／ｍｍ^２以上の場合は、最高耐久温度における高温耐力が１６２Ｎ／ｍｍ^２以上であった。また、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３７の鋼材は、シャルピー吸収エネルギーも、母材（鋼材）及び溶接継手共に０℃で４７Ｊ以上であった。以上の結果から、本発明の範囲内で製造した実施例Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３７の鋼材はいずれも、必要とする高温特性を満足すると共に、鋼材の靱性及び熱処理後の継手靱性が必要性能を満たしていることが確認された。

一方、本発明の範囲から外れる条件で製造した比較例Ｎｏ．５１〜Ｎｏ．８０の鋼材は、前述した実施例の各鋼材に比べて、室温耐力、高温耐力、靭性又は熱処理後の継手靭性が劣っていた。具体的には、比較例Ｎｏ．５１の鋼材は、Ｃ含有量が本発明の範囲に対して少なく、十分な転位を組織に導入できなかったため、炭化物自体の量が少なくなり、更に転位上の粒内析出炭化物量も減少したため、７００℃の高温耐力（ＹＳ（７００））が低かった。また、比較例Ｎｏ．５２の鋼材は、Ｃ含有量が過多となり、高温耐力は確保できたもののＣｒ系粗大炭化物の析出によって鋼材の靱性が低下した。また、比較例Ｎｏ．５３の鋼材は、Ｓｉ添加量が少なく、脱酸が不十分となり、Ｍｎ系酸化物のクラスターが生成して鋼材の靱性が低下した。また、比較例Ｎｏ．５４の鋼材は、Ｍｎが添加過剰であったため、変態点が著しく低下し、その結果高温耐力が低下した。また、比較例Ｎｏ．５５の鋼材は、Ｃｒ添加量が過剰であったため、組織がマルテンサイト組織を含むようになり、焼入れ性が高くなって室温強度が高くなりすぎ、その結果、高温耐力は高く維持できたものの、鋼材の靱性及び溶接継手の火災同等熱処理後の靱性が低下した。一方、比較例Ｎｏ．５６の鋼材は、Ｃｒ添加量が不足していたため、焼入れ性が低下し、７００℃の高温耐力（ＹＳ（７００））が低下した。

比較例Ｎｏ．５７の鋼材は、Ｖが過多であったため、粗大なＶＣ炭化物が生成し、かえって７００℃の高温耐力（ＹＳ（７００））が低下した。また、比較例Ｎｏ．５８の鋼材は、Ｍｏが過剰添加となったために、７００℃の高温耐力（ＹＳ（７００））は確保したものの、溶接継手が火災想定熱処理後に脆化していた。また、比較例Ｎｏ．５９の鋼材は、Ｎｉが混入してその含有量が過剰となったために変態点が低下し、７００℃の高温耐力（ＹＳ（７００））が低下した。また、比較例Ｎｏ．６０の鋼材は、Ｃｕを添加したためその含有量が本発明の範囲を超えてしまい、Ｎｉと同様に変態点の低下から７００℃の高温耐力（ＹＳ（７００））が低下した。また、比較例Ｎｏ．６１の鋼材は、Ｎ含有量が過剰であったため、粗大窒化物が生成して７００℃の高温耐力（ＹＳ（７００））及び鋼材の靱性の両方が低下した。また、比較例Ｎｏ．６２の鋼材は、Ｂが添加されたためその含有量が本発明の範囲を超えており、７５０℃まで高温耐力はしきい値を超えるが、溶接継手が火災想定熱処理後に脆化した。また、比較例Ｎｏ．６３の鋼材は、Ｏ含有量が高くなったために酸化物クラスターが生成し、鋼材の靱性が低下した。

比較例Ｎｏ．６４の鋼材は、Ｎｂ含有量が過多であったため、Ｎｂ含有量とＣ含有量との積（［Ｎｂ］×［Ｃ］）が０．００７以上となり、鋼材の靱性が低下すると共に、溶接継手が火災想定熱処理後に脆化した。また、比較例Ｎｏ．６５の鋼材は、Ｎｂ含有量及びＣ含有量は本願発明の範囲内であるが、Ｎｂ含有量とＣ含有量との積（［Ｎｂ］×［Ｃ］）が０．００７以上であったため、溶接継手が火災想定熱処理後に脆化した。また、比較例Ｎｏ．６６の鋼材はＰの含有量が、比較例Ｎｏ．６７の鋼材はＳの含有量が夫々高く、いずれも鋼材の靱性が低下すると共に、溶接継手が火災想定熱処理後に脆化した。また、比較例Ｎｏ．６８の鋼材は、Ｔｉ添加量が過多であったため、鋼材の靱性が低下すると共に、溶接継手が火災想定熱処理後に脆化した。また、比較例Ｎｏ．６９の鋼材は、Ｚｒ添加量が過多であったため、Ｚｒ炭化物が粗大化すると共に多量に析出して他の炭化物が形成されなくなり、７００℃の高温耐力（ＹＳ（７００））が低下し、更に鋼材の靱性も低下した。比較例Ｎｏ．７０の鋼材はＣａ含有量が、比較例Ｎｏ．７１の鋼材Ｍｇ含有量が、比較例Ｎｏ．７２の鋼材はＹ含有量が、比較例Ｎｏ．７３の鋼材はＣｅ含有量が、比較例Ｎｏ．７４の鋼材はＬａ含有量が、夫々過剰であったため、いずれも酸化物クラスターが生成し、鋼材の靱性が低下した。

比較例Ｎｏ．７５の鋼材は、圧延前予加熱温度が低かったため、結果的に圧延終了温度が低下し、化学成分は本発明の条件を満たしているものの７００℃の高温耐力（ＹＳ（７００））を安定して達成できなかった。また、比較例Ｎｏ．７６の鋼材は、圧延前加熱温度が高すぎたため、結晶粒が粗大化し、鋼材の靱性が低下した。また、比較例Ｎｏ．７７の鋼材は、圧延仕上げ温度のみが低く、見かけ上の焼入れ性が低下して十分な転位密度が得られず、炭化物の転位上析出が十分に生じなかったため、７００℃の高温耐力（ＹＳ（７００））を安定して達成できなかった。また、比較例Ｎｏ．７８の鋼材は、圧延終了後の冷却時に水量密度が低下して冷却速度が低下し、見かけ上の焼入れ性が低下したため、７００℃の高温耐力（ＹＳ（７００））を安定して達成できなかった。また、比較例Ｎｏ．７９の鋼材は、水冷停止温度を高くとりすぎたため、化学成分は本発明の範囲にあるものの、７００℃の高温耐力（ＹＳ（７００））を安定して達成できなかった。また、比較例Ｎｏ．８０の鋼材は、水冷停止温度を低くとりすぎたため、高温耐力は８００℃まで達成できたが、強度が高くなりすぎて鋼材の靱性が低下した。

横軸にＭｏ含有量をとり、縦軸に溶接継手の靭性をとって、Ｍｏ含有量と想定火災後の溶接継手の靭性との関係を示すグラフ図である。 横軸にＢ含有量をとり、縦軸に溶接継手の靭性をとって、Ｂ含有量と想定火災後の溶接継手の靭性との関係を示すグラフ図である。 横軸にＮｂ含有量とＣ含有量との積（［Ｎｂ］×［Ｃ］）をとり、縦軸に溶接継手の靭性をとって、Ｎｂ含有量とＣ含有量との積と想定火災後の溶接継手の靭性との関係を示すグラフ図である。

Claims (8)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．００５％以上かつ０．０３％未満、
   Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
   Ｍｎ：０．０５〜０．４０％、
   Ｃｒ：１．５０〜５．００％、
   Ｖ ：０．０５〜０．５０％、
   Ｎ ：０．００１〜０．００５％
   を含有すると共に、
   Ｎｉ：０．１０％未満、
   Ｃｕ：０．１０％未満、
   Ｍｏ：０．０５％未満、
   Ｂ ：０．０００３％以下
   に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
   前記不可避的不純物のうち、
   Ｐ ：０．０２０％未満、
   Ｓ ：０．００５０％未満、
   Ｏ ：０．０１０％未満
   に制限していることを特徴とする溶接継手部の靱性に優れた耐火鋼材。
2. 更に、質量％で、Ｔｉ：０．００５％超かつ０．０５０％以下及びＺｒ：０．００２〜０．０１０％のうちの少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする請求項１に記載の溶接継手部の靱性に優れた耐火鋼材。
3. 更に、質量％で、Ｎｂ：０．０１０〜０．３００％を含有し、Ｎｂ含有量（％）を［Ｎｂ］、Ｃ含有量（％）を［Ｃ］としたとき、下記数式（Ａ）を満足することを特徴とする請求項１又は２に記載の溶接継手部の靱性に優れた耐火鋼材。
   

   
4. 更に、質量％で、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｙ：０．００１％〜０．０５０％、Ｌａ：０．００１％〜０．０５０％及びＣｅ：０．００１％〜０．０５０％からなる群から選択された１種又は２種以上の元素を含有することを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載の溶接継手部の靱性に優れた耐火鋼材。
5. 質量％で、Ｃ：０．００５％以上かつ０．０３％未満、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．０５〜０．４０％、Ｃｒ：１．５０〜５．００％、Ｖ：０．０５〜０．５０％及びＮ：０．００１〜０．００５％を含有すると共に、Ｎｉ：０．１０％未満、Ｃｕ：０．１０％未満、Ｍｏ：０．０５％未満及びＢ：０．０００３％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、前記不可避的不純物のうち、Ｐ：０．０２０％未満、Ｓ：０．００５０％未満及びＯ：０．０１０％未満に制限した組成の鋼片を、１１５０〜１３００℃に加熱した後、終了温度を８８０度以上とした熱間加工又は熱間圧延を施す工程と、
   加工又は圧延後の鋼材を、前記鋼材において最も冷却速度が遅い位置での冷却速度が、少なくとも２℃／秒以上となる条件で、表面温度が３５０〜６００℃となる温度領域まで加速冷却した後、放冷する工程と、
   を有することを特徴とする溶接継手部の靱性に優れた耐火鋼材の製造方法。
6. 前記鋼片が、更に、質量％で、Ｔｉ：０．００５％超かつ０．０５０％以下及びＺｒ：０．００２〜０．０１０％のうちの少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする請求項５に記載の溶接継手部の靱性に優れた耐火鋼材の製造方法。
7. 前記鋼片が、更に、質量％で、Ｎｂ：０．０１０〜０．３００％を含有し、Ｎｂ含有量（％）を［Ｎｂ］、Ｃ含有量（％）を［Ｃ］としたとき、下記数式（Ａ）を満足することを特徴とする請求項５又は６に記載の溶接継手部の靱性に優れた耐火鋼材の製造方法。
   

   
8. 前記鋼片が、更に、質量％で、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｙ：０．００１％〜０．０５０％、Ｌａ：０．００１％〜０．０５０％及びＣｅ：０．００１％〜０．０５０％からなる群から選択された１種又は２種以上の元素を含有することを特徴とする請求項５乃至７のいずれか１項に記載の溶接継手部の靱性に優れた耐火鋼材の製造方法。

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