JP3285731B2

JP3285731B2 - 耐火用圧延形鋼およびその製造方法

Info

Publication number: JP3285731B2
Application number: JP08956595A
Authority: JP
Inventors: 広一山本; 卓吉田
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1995-04-14
Filing date: 1995-04-14
Publication date: 2002-05-27
Anticipated expiration: 2017-05-27
Also published as: JPH08283901A

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【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、靭性の優れたＨ形鋼等フランジを
有する圧延形鋼と制御圧延による圧延形鋼の製造方法に
係わるものである。

【０００２】

【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との
かねあいにより、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。

【０００３】このような動向に対応し、先に特開平２−
７７５２３号公報の耐火性の優れた建築用低降伏比鋼お
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℃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。

【０００４】また、従来は鋼のＡｌ脱酸は溶製過程の初
期段階でＡｌ添加され、溶鋼の脱酸と生成したＡｌ₂Ｏ
₃を浮上分離し高清浄化することを目的にしていた。即
ち、如何に溶鋼の酸素濃度を下げ、鋼中の粗大な一次脱
酸酸化物個数を減らすかに主題がおかれていた。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】本発明者等は前述の先
願技術によって製造された鋼材を各種の形鋼、特に複雑
な形状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、ウエブ、フランジ、フ
ィレットの各部位での圧延仕上げ温度、圧下率、冷却速
度に差生じることから、部位により組織、特にベイナイ
ト割合が著しく異なり、常温・高温強度、延性、靭性が
バラツキ、溶接構造用圧延鋼材(JIS G3106) 等の規準に
満たない部位が生じた。また、粒内フェライトの生成に
よる組織微細化では、フェライトの組織割合が比較的高
い成分では効果的であるが、ベイナイトの割合が高くな
ると組織の微細化が困難となる欠点があった。

【０００６】上記の課題を解決するためには、圧延時の
加熱温度１２００〜１３００℃でもγ粒径をＡＳＴＭ
Ｎｏ. で６番以上に細粒化ができればベイナイト割合の
高い組織でも組織微細化が可能となるので、このγ細粒
化法の開発が課題となる。この目的を達成するには高温
で分解せず安定に存在する、微細な析出物を分散分布さ
せ、これにより成長するγ粒界をピンニングし、γ粒成
長を抑制し細粒化する方法が考えられる。本発明はこの
析出物としてＭｇ系酸化物とＴｉＮが効果的であること
を見出しこれらを微細晶出・析出させた鋼を開発するこ
とを指向した。

【０００７】本発明は従来の発想とは異なり、製鋼過程
における脱酸剤の選択、その添加順序及び凝固過程の冷
却制御により酸化物の組成とサイズ、分散密度を制御
し、生成させた酸化物を異相析出の優先析出サイトとし
活用する点にある。本願出願は先に特願平６−１１７０
５号で、前記酸化物を粒内フェライト変態核として機能
させ、粒内フェライトの生成により組織を微細し、Ｈ形
鋼の部位間の材質特性の均質化と高靭性化を達成する手
段を提供した。本発明はこれとは異なり、高温安定性の
高い微細なＭｇ系酸化物（主としてＭｇＯ）とＴｉＮを
高密度分散させ、これらの析出物を圧延加熱時の１２０
０〜１３００℃でのγ粒の粒成長を抑制するためのピン
ニングサイトとして機能させ、γ粒の細粒化により組織
を微細化することによりＨ形鋼の部位間の材質特性の均
質化と高靭性・高温高強度化を達成することを特徴とし
ている。

【０００８】また、製造法におけるＴＭＣＰの特徴は厚
鋼板で多く行われている低温・大圧下圧延とは異なり、
形鋼における軽圧下の熱間圧延においても効率的に組織
の細粒化が可能となるように圧延パス間で水冷し、水
冷、圧延、水冷とを繰り返す工程をとる方法にある。

【０００９】

【課題を解決するための手段】本発明は、組織を微細化
することを目的とし、製鋼過程において適正な脱酸処
理を行い、溶鋼の高清浄化、溶存酸素濃度の規制、Ti添
加、最後にSi-Mg 合金及びNi-Mg 合金を添加する添加順
序とMg添加量の限定を行い、鋳片に微細なMg系酸化物を
微細分散させた鋳片を圧延しＨ形鋼としたものと、該鋳
片を素材として熱間圧延パス間で水冷することによ
り、Ｈ形鋼のフランジの表面と内部に温度差を与え、軽
圧下条件下においても、より高温の内部への圧下浸透を
高め、α生成核となる加工転位を導入し、板厚中央部で
の組織の微細化が達成できる圧延中水冷方法を開発し
た。加えて、圧延後のγ／α変態温度域を冷却制御する
ことにより、その核生成させたフェライトの粒成長を抑
制する方法によればミクロ組織の細粒化ができ、高能率
で製造コストの安価な耐火用圧延形鋼の生産が可能であ
ると言う知見に基づき前記課題を解決したもので、その
要旨とするところは、以下のとおりである。（１）質量％で、Ｃ：０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：
０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．４〜１．８％、Ｍ
ｏ：０．４〜１．０％、Ｎ：０．００４〜０．０１５
％、Ａｌ：０．００４％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．
０２５％、Ｍｇ：０．００１〜０．００５％、を含有
し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、大
きさ３μｍ以下のＭｇ系酸化物を５０個／mm² 以上含有
する鋳片を熱間圧延して製造したことを特徴とする耐火
用圧延形鋼。（２）質量％で、更に、Ｃｒ：１．０％以下、Ｃｕ：
１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｎｂ：０．０１％
以下の何れか１種または２種以上を含有することを特徴
とする上記（１）記載の耐火用圧延形鋼。（３）上記（１）記載の耐火用圧延形鋼の製造方法であ
って、前記成分組成を含有する鋳片を１２００〜１３０
０℃の温度域に再加熱した後に圧延を開始し、この圧延
工程で形鋼のフランジ表面温度を７００℃以下に水冷
し、以降の圧延パス間の復熱過程で圧延する水冷・圧延
工程を一回以上繰り返し圧延し、圧延終了後に０．５〜
１０℃／ｓの冷却速度で７００〜４００℃まで冷却し、
その後放冷することを特徴とする請求項１記載の耐火用
圧延形鋼の製造方法。（４）上記（２）記載の耐火用圧延形鋼の製造方法であ
って、前記成分組成を含有する鋳片を１２００〜１３０
０℃の温度域に再加熱した後に圧延を開始し、この圧延
工程で形鋼のフランジ表面温度を７００℃以下に水冷
し、以降の圧延パス間の復熱過程で圧延する水冷・圧延
工程を一回以上繰り返し圧延し、圧延終了後に０．５〜
１０℃／ｓの冷却速度で７００〜４００℃まで冷却し、
その後放冷することを特徴とする請求項２記載の耐火用
圧延形鋼の製造方法。

【００１０】

【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Ｍｏ、Ｃｒの
添加による析出強化と転位の消失抑制による高温での軟
化抵抗を高めることにより達成されている。しかしＭ
ｏ、Ｃｒの添加は著しく焼き入れ性を上げ、母材のフェ
ライト+ パーライト組織をベイナイト組織に変化させ
る。ベイナイト組織を生成し易い成分系鋼を圧延Ｈ形鋼
に適応した場合は、その特異な形状からウェブ、フラン
ジ、フィレットの各部位で、圧延仕上げ温度、圧下率、
冷却速度に差を生じるため、各部位によりベイナイト組
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じ
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。

【００１１】本発明の特徴は、製鋼工程において、脱酸
の制御、鋳込み後の冷却速度を規制し、鋳片内に多数の
微細なＭｇ系酸化物を晶出・分散させた鋳片により、圧
延加熱時のγ粒径を細粒化した状態から圧延し耐火性・
靭性に優れたＨ形鋼を得ることである。加えて本発明で
は、熱間圧延工程において、熱間圧延パス間でフランジ
表面を水冷し、その復熱時に圧延することを繰り返すこ
とによりフランジの板厚中心部に圧下浸透効果を付与
し、この部位においてもＴＭＣＰによる組織微細化効果
を高め、この組織微細化によりＨ形鋼の各部位における
母材の機械特性を向上するとともに均一化を達成するも
のである。

【００１２】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。まず、Ｃは鋼の強化するため
に添加するもので、0.04% 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% を超える過剰の添加
は、母材靭性、耐溶接割れ性、溶接熱影響部（以下ＨＡ
Ｚと略記）靭性などを著しく低下させるので、下限を0.
04% 、上限を0.20% とした。

【００１３】次に、Ｓｉは母材の強度確保、溶鋼の予備
脱酸などに必要であるが、0.50% を超えるとＨＡＺ組織
内に硬化組織の高炭素島状マルテンサイトを生成し、溶
接継手部靭性を著しく低下させる。また、0.05% 未満で
は必要な溶鋼の予備脱酸ができないためＳｉ含有量を0.
05〜0.50% の範囲に限定した。Ｍｎは母材の強度、靭性
の確保には0.4%以上の添加が必要であるが、溶接部の靭
性、割れ性などの許容できる範囲で上限を1.8%とした。

【００１４】Ｍｏは母材強度および高温強度の確保に有
効な元素である。0.4%未満ではＭｏ炭化物（Ｍｏ₂Ｃ）
の析出が不十分で強化作用を持たないため十分な高温強
度が確保できず、1.0%超では焼き入れ性が上昇しすぎ母
材及びＨＡＺの靭性が劣化するため0.4 〜1.0%に制限し
た。ＮはＴｉＮの析出には極めて重要な元素であり、0.
004%未満ではＴｉＮの析出量が不足し、１２００〜１３
００℃再加熱時のγ粒の粒成長を抑制できず、γ粒の細
粒化ができないため0.004%以上とした。含有量が0.015%
を超えるとフェライトの硬化および歪み時効などにより
靭性・延性を低下を生じるため0.015%以下に制限した。

【００１５】Ａｌを0.004%以下としたのは、Ａｌは強力
な脱酸元素であり、0.004%超の含有ではＡｌ含有量の多
い粒子径の大きなＡｌ−Ｍｇ系複合酸化物を生成し、微
細な３μｍ以下のＭｇ系酸化物が形成されず、高温再加
熱時においてのγ細粒化ができないためＡｌを0.004%以
下とした。Ｔｉは微細なＴｉＮの析出によりγを細粒化
し母材及び溶接部の靭性を向上させる。従って、0.005%
以下ではＴｉＮの析出量が不足し、γ細粒化ができない
ためＴｉ量の下限値をO.005%とした。しかし0.025%を超
えると過剰なＴｉはＴｉＣを析出し、その析出硬化によ
り母材および溶接熱影響部の靭性を劣化させるため0.02
5%以下に制限した。

【００１６】成分を調整した溶鋼を予備脱酸処理を行い
溶存酸素を重量％で0.003 〜0.015%に調整するのは、溶
鋼の高清浄化と同時に鋳片内に微細なＭｇ系酸化物を晶
出させるために行うものである。予備脱酸後の[O] 濃度
が0.003%未満では微細な酸化物が減少し、細粒化できず
靭性を向上できない。一方、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３μｍ以上の大きさ
に粗大化し脆性破壊の起点となり、靭性を低下させるた
めに予備脱酸後の[O] 濃度を重量％で0.003 〜0.015%に
限定した。

【００１７】予備脱酸処理は真空脱ガス、Ａｌ、Ｓｉ、
Ｍｇ脱酸により行った。その理由は真空脱ガス処理は直
接溶鋼中の酸素をガスおよびＣＯガスとして除去し、Ａ
ｌ、Ｓｉ、Ｍｇなどの強脱酸により生成する酸化物系介
在物は浮上、除去しやすく溶鋼の清浄化に有効なためで
ある。次に上述の溶鋼にMg合金を添加し重量％でMg:0.0
01〜0.005%に成分調整した溶鋼を後述する一定の鋳造冷
却速度で鋳込む。

【００１８】Ｍｇ添加に使用したMg合金はSi-Mg 及びNi
-Mg である。Ｍｇ合金を用いた理由は合金化によりＭｇ
の濃度を低くし、Ｍｇ酸化物生成時の反応を抑え、添加
時の安全性確保とＭｇの歩留を上げるためである。Ｍｇ
を0.001 〜0.005%に限定するのは、Ｍｇも強力な脱酸元
素であり、晶出したＭｇ酸化物は溶鋼中で容易に浮上分
離されるため0.005%を超えての添加は歩留が低いためそ
の上限を0.005%とした。また、0.001%未満では目的のＭ
ｇ系酸化物の分散密度が不足するため下限を0.001%とし
た。なお、ここでのＭｇ系酸化物は、主にＭｇＯを表し
ているが、この酸化物は微量のＡｌおよび不純物として
含まれているＣａなどの酸化物と複合化している場合が
多いのでこのような表現を用いた。

【００１９】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、
靱性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% 未満である。以上の成
分に加えて、母材強度の上昇、および母材の靱性向上の
目的で、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂの１種または２種以上
を含有することができる。

【００２０】Ｃｒは焼き入れ性の向上により、母材の強
化に有効である。しかし1.0%を超える過剰の添加は、靭
性および硬化性の観点から有害となるため、上限を1.0%
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
間加工割れを促進するため、上限を1.0%とした。

【００２１】Ｎｉは、母材の強靱性を高める極めて有効
な元素であるが2.0%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2.0%とした。Ｎｂは微量添加
により圧延組織を微細化でき、それらの炭窒化物の析出
により強化することから低合金化でき溶接特性を向上で
きる。しかしながら、これらの元素の過剰な添加は溶接
部の硬化や、母材の高降伏点化をもたらすので、各々の
含有量の上限をNb：0.01% とした。ここでNb含有量を0.
01% 以下としたのはＮｂはＴｉと複合し粗大なＮｂ・Ｔ
ｉ炭窒化物を形成し、ＴｉＮの微細析出を阻害するので
この形成を阻止するために上限を0.01% に制限した。

【００２２】成分調整を終了した溶鋼を鋳込む際の冷却
速度は、Ｍｇ系酸化物粒子の個数の増加とその大きさを
制御するため、鋳込み開始から900 ℃までの冷却速度を
0.5〜20℃/sで冷却するのが望ましい。すなわち、過冷
却により晶出する複合酸化物の核生成数を増加させると
同時に冷却中の粒子成長を抑制し、大きさ３μｍ以下に
した酸化物を鋳片に５０個／ｍｍ²以上含有させるため
に行うものである。この温度間の冷却速度が０．５℃／
ｓ未満の緩冷却では複合酸化物は凝集粗大化し、５０個
／ｍｍ²未満となり靭性、延性を低下させ、一方、冷却
速度の上限は現状の鋳造技術での冷却速度の限界である
２０℃／ｓとする。

【００２３】次に、鋳片に複合酸化物が５０個／ｍｍ²
以上含む必要がある理由について述べる。製品の材質特
性は製鋼、鋳造工程に支配される先天的因子の鋳片の凝
固組織、成分偏析、本発明の微細複合酸化物、析出物等
と圧延、ＴＭＣＰ、熱処理工程等により支配される後天
的因子のミクロ組織により決定される。当然、この先天
的因子である鋳片の性質は後の工程に継承される。本発
明の特徴は、この鋳片の先天的因子の１つを制御するこ
とにあり、鋳片中に高温でのγ粒成長の抑制機能を発揮
する微細なＭｇ系酸化物を分散晶出させることにある。
この粒子の分散個数が５０個／ｍｍ²未満では、１２０
０〜１３００℃加熱におけるγ粒径がＡＳＴＭＮｏ.
６番以上の細粒をえることはできないため下限を５０個
／ｍｍ²とした。

【００２４】なお、Ｍｇ系酸化物個数はＸ線マイクロア
ナライザー（ＥＰＭＡ）で測定し決定したものである。
上記の処理を経た鋳片は次に１２００〜１３００℃の温
度域に再加熱する。この温度域に再加熱温度を限定した
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１２００℃以上の加熱が必要であり、且つＶ、
Ｎｂなど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１２００℃とした。その上限は加熱炉の
性能、経済性から１３００℃とした。

【００２５】熱間圧延のパス間で水冷し、圧延中に一回
以上、フランジ表面温度を７００℃以下に冷却し、その
次の圧延パス間の復熱過程で圧延する水冷・圧延工程を
１回以上繰り返し行うとしたのは、圧延パス間の水冷に
より、フランジの表層部と内部とに温度差を付け、軽圧
下条件においても内部への加工を浸透させるためと、低
温圧延を短時間で効率的に行うためである。

【００２６】フランジ表面温度を７００℃以下に冷却し
た後、復熱過程で圧延するのは、仕上げ圧延後の加速冷
却による表面の焼入れ硬化を抑制し軟化させるために行
うものである。その理由はフランジ表面温度を７００℃
以下に冷却すれば一旦γ／α変態温度を切り、次の圧延
までに表層部は復熱昇温し、圧延はγ／αの二相共存温
度域での加工となり、γ細粒化と加工された微細αとの
混合組織を形成する。これにより表層部の焼き入性を著
しく低減でき、加速冷却により生じる表面層の硬化を防
止できるからである。

【００２７】また、圧延終了後、引続き、０．５〜１０
℃／Ｓの冷却速度で７００〜４００℃まで冷却し放冷す
るとしたのは、加速冷却によりフェライトの粒成長抑制
とベイナイト組織を微細化し高強度・高靭性を得るため
である。引き続く加速冷却を７００〜４００℃で停止す
るのは、７００℃を超える温度で加速冷却を停止する
と、一部がAr₁点以上となりγ相を残存し、このγ相
が、共存するフェライトを核にフェライト変態し、さら
にフェライトが成長し粗粒化するために加速冷却の停止
温度を７００℃以下とした。また、４００℃未満の冷却
では、その後の放冷中にベイナイト相のラス間に生成す
る高炭素マルテンサイトが、冷却中にセメンタイトを析
出することにより分解できず、硬化相として存在するこ
とになる。これが脆性破壊の起点として作用し、靭性の
低下を招くために、この温度範囲に限定した。

【００２８】

【実施例】試作形鋼は転炉溶製し、合金を添加後、予備
脱酸処理を行い、溶鋼の酸素濃度を調整後、Ｔｉ次いで
Mg合金を添加し、連続鋳造により250 〜300mm 厚鋳片に
鋳造した。鋳片の冷却はモールド下方の二次冷却帯の水
量と鋳片の引き抜き速度の選択により制御した。該鋳片
を加熱し、粗圧延工程の図示は省略するが、図１に示
す、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で圧延終了後にその後面に設置
した冷却装置５ｂでフランジ外側面をスプレー冷却し
た。

【００２９】機械特性は図２に示す、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/
2 幅(1/4B,1/2B) から、試験片を採集し求めた。なお、
これらの箇所の特性を求めたのはフランジ1/4F部はＨ形
鋼の平均的な機械特性を示し、フランジ1/2F部はその特
性が最も低下するので、これらの２箇所によりＨ形鋼の
機械試験特性を代表できると判断したためである。

【００３０】表１、表３には、本発明鋼及び比較鋼の化
学成分値を、表２、表４には、それらの鋼の鋳込み後の
冷却速度及び鋳片中のＭｇ系酸化物の分散密度を示す。
表５、表６および表７には、圧延加熱時のγ粒度、圧延
・加速冷却条件及び製品の機械試験特性値を示す。な
お、圧延加熱温度を１３００℃に揃えたのは、一般的に
加熱温度の低下はγ粒を細粒化し機械試験特性を向上さ
せることは周知であり、高温加熱条件では機械特性の最
低値を示すと推定され、この値がそれ以下の加熱温度で
の機械試験特性を代表できると判断したためである。

【００３１】

【表１】

【００３２】

【表２】

【００３３】

【表３】

【００３４】

【表４】

【００３５】

【表５】

【００３６】

【表６】

【００３７】

【表７】

【００３８】表５、６および７に示すように、本発明に
よるＨ形鋼１〜５、Ａ１〜Ａ３は目標の常温の降伏点範
囲がＪＩＳ規格の下限値＋120N/mm²以内のSM490 ではYP
=325〜445N/mm²、SM520 ではYP=355〜475N/mm²、に制御
され、しかも、降伏比（YP/TS ）も0.8 以下の低YR値を
満たし、抗張力（前記ＪＩＳＧ３１０６）及び６００℃
での降伏強度と常温の降伏強度の比が２／３以上であ
り、−１０℃でのシャルピー衝撃値４７(J) 以上を十分
に満たしている。一方、比較鋼のＨ形鋼６では、成分の
Ｎが0.003wt%と本発明の下限値以下であり、Ａｌは0.00
7wt%と本発明の上限値を超えており、そのためにＴｉＮ
の析出量不足とＭｇ系酸化物の分散個数が５０個／ｍｍ
²未満となり、γ粒度がＡＳＴＭＮｏ．６番以下に粗
粒化し微細組織が得られない。このためにシャルピー衝
撃値が開発目標の−１０℃で４７Ｊ以上を達成できな
い。比較鋼のＨ形鋼７では、Ｍｇ添加前の溶鋼の酸素濃
度が本発明の下限値以下となっているためにＭｇ系酸化
物の個数が不足し、それに反し、比較鋼のＨ形鋼８で
は、この酸素濃度の上限値を超えているために３μｍ以
上の大きさの粗大な酸化物が形成されるために、何れも
シャルピー衝撃値が開発目標の−１０℃で４７Ｊ以上を
達成できない。比較鋼のＨ形鋼９では、Ｔｉ含有量が本
発明の下限値未満となるためにＴｉＮの析出量が不足
し、γ粒度がＡＳＴＭＮｏ．６番以下に粗粒化しシャル
ピー衝撃値をクリアーできない。比較鋼のＨ形鋼１０で
は、Ｍｇが添加されていない。次いで、比較鋼のＨ形鋼
１１では、鋳込み後の冷却速度が下限値以下であるので
Ｍｇ系酸化物の個数が不足し、シャルピー衝撃値がクリ
アーできない。比較鋼のＨ形鋼１２では、成分・製鋼条
件は満たしているものの圧延中でのフランジ外側面を７
００℃以下に水冷する処理が施されていないので、水冷
停止温度が７２５℃と水冷停止温度の上限を超え、圧延
後の冷却速度が１／２Ｆ部では制限冷却速度の下限以下
となるため、常温強度及び６００℃での強度不足をきた
す。

【００３９】規格強度で５２０ＭＰａ級鋼に区分される
比較鋼のＨ形鋼Ａ４では、Ｍｏ含有量が本発明の下限値
を以下であるため６００℃での強度不足となり、加えて
Ｍｇが添加されていないので組織の微細化ができずシャ
ルピー衝撃値が開発目標の−１０℃で４７Ｊ以上を達成
できない。また、比較鋼のＨ形鋼Ａ５では、鋳込み後の
冷却速度の制限の下限値以下であるのでＭｇ系酸化物の
個数が不足し、シャルピー衝撃値がクリアーできない。

【００４０】即ち、本発明の製造法の要件が総て満たさ
れた時に、表５、６および７に示されるＨ形鋼１〜５、
Ａ１〜Ａ３のように、圧延形鋼の機械試験特性の最も保
証しにくいフランジ板厚1/2,幅1/2 部においても十分な
常温・高温強度、低温靭性を有する、耐火性及び靭性の
優れた圧延形鋼の生産が可能になる。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。

【００４１】

【発明の効果】本発明による圧延形鋼は機械試験特性の
最も保証しにくいフランジ板厚1/2,幅1/2 部においても
十分な強度、靭性を有し、高温特性に優れ、耐火材の被
覆厚さが従来の２０〜５０％で耐火目的を達成できる、
優れた耐火性及び靭性を持つ形鋼が圧延ままで製造可能
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は極めて顕著なものがあ
る。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明法を実施する装置配置例の略図である。

【図２】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】

１…Ｈ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

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60 C21C 7/00 - 7/06 C21D 8/00

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】質量％で、Ｃ：０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．４〜１．８％、Ｍｏ：０．４〜１．０％、Ｎ：０．００４〜０．０１５％、Ａｌ：０．００４％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｍｇ：０．００１〜０．００５％、を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、か
つ、大きさ３μｍ以下のＭｇ系酸化物を５０個／mm² 以
上含有する鋳片を熱間圧延して製造したことを特徴とす
る耐火用圧延形鋼。
【請求項２】質量％で、更に、Ｃｒ：１．０％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｎｂ：０．
０１％以下の何れか１種または２種以上を含有すること
を特徴とする請求項１記載の耐火用圧延形鋼。
【請求項３】請求項１記載の耐火用圧延形鋼の製造方
法であって、前記成分組成を含有する鋳片を１２００〜
１３００℃の温度域に再加熱した後に圧延を開始し、こ
の圧延工程で形鋼のフランジ表面温度を７００℃以下に
水冷し、以降の圧延パス間の復熱過程で圧延する水冷・
圧延工程を一回以上繰り返し圧延し、圧延終了後に０．
５〜１０℃／ｓの冷却速度で７００〜４００℃まで冷却
し、その後放冷することを特徴とする請求項１記載の耐
火用圧延形鋼の製造方法。
【請求項４】請求項２記載の耐火用圧延形鋼の製造方
法であって、前記成分組成を含有する鋳片を１２００〜
１３００℃の温度域に再加熱した後に圧延を開始し、こ
の圧延工程で形鋼のフランジ表面温度を７００℃以下に
水冷し、以降の圧延パス間の復熱過程で圧延する水冷・
圧延工程を一回以上繰り返し圧延し、圧延終了後に０．
５〜１０℃／ｓの冷却速度で７００〜４００℃まで冷却
し、その後放冷することを特徴とする請求項２記載の耐
火用圧延形鋼の製造方法。