JP3987813B2 - High-strength steel for fire-resistant building structures having a normal temperature yield stress exceeding 455 N / mm 2 and excellent high-temperature characteristics at 800 ° C. - Google Patents

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、常温降伏応力が４５５Ｎ／ｍｍ²超で８００℃までの高温強度が高く、特に、高温耐火建築構造用高強度鋼として優れた性能を発揮する鋼およびその厚鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
一般に、建築物には火災時の安全性を確保するために、火災時における鋼材表面温度が３５０℃以下で使用するように耐火基準が定められており、ロックウールなどの耐火被覆が必要となる。しかし、耐火被覆施工費用は高額であり、工程も余分にかかること、さらには景観上からも、耐火被覆を完全に省略したいという要求は非常に高まっている。
【０００３】
一方、昭和５７年度から６１年度にかけて、建設省総合技術開発プロジェクト「建築物の防火設計法の開発」の中で設けられた「耐火設計法の開発」という課題のもとで、性能型の新しい耐火設計法を具体化するための研究が行われた。
【０００４】
その成果を受けて（建築基準法第３８条に基づく認定により）、性能型の設計が可能となった結果、鋼材の高温強度と建物に実際に加わっている荷重とによって、どの程度の耐火被覆が必要かを決定できるようになり、場合によっては、無耐火被覆で鋼材を使用することも可能となった。
【０００５】
こうした状況から、近年、短時間の高温強度を高めたいわゆる耐火鋼が多く開発された。特許文献１をはじめとして、６００℃での高温降伏強度が常温時の２／３以上となる鋼材（以下、６００℃耐火鋼という。）の技術は多数開示されている。
【０００６】
また、特許文献２や特許文献３などでは、７００℃での高温降伏強度が常温時の２／３となる鋼材（以下、７００℃耐火鋼という。）の技術も開示されている。
【０００７】
【特許文献１】
特開平２−７７５２３号公報
【特許文献２】
特開平９−２０９０７７号公報
【特許文献３】
特開平１０−６８０１５号公報
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、上記従来技術による６００℃耐火鋼では、無耐火被覆構造が可能となるのは、比較的可燃物量が少ない立体駐車場や外部鉄骨に限られる。また、上記従来技術による７００℃耐火鋼でも、無耐火被覆が可能となる構造物はそれほど多くはならない。
【０００９】
これに対して耐火性能が８００℃以上であれば、無耐火被覆構造が可能となる範囲の大幅な拡大が可能である。
【００１０】
一方、現行の耐震設計法では、骨組みの変形による地震エネルギー吸収を前提としていることから、設計で想定した骨組みの崩壊形の確保や、部材の組成変形能力の確保、部材性能を十分発揮させるための接合部降伏強度や靭性の確保が必要となり、これに用いる建築構造用の鋼材には、降伏強度のばらつきの制限（つまり降伏強度の上下限の規定）や、降伏比上限の制約がある。
【００１１】
高温強度を確保するためには、例えば、耐熱鋼で利用されるＣｒ、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｖなどの合金元素を添加する方法が一般的である。
【００１２】
しかし、８００℃というような高温においては、変態によって鋼材の組織が変化することや、炭化物などの析出物が粗大化あるいは消失して析出強化の効果が少なくなるため、耐火性能を確保するためには合金元素量が多量になり、溶接継手靭性などの溶接性を低下させ、また、常温強度が高くなるため上記建築構造用鋼で規定されている降伏強度上限を上回るなどの問題が生じる。
【００１３】
こうしたことから、従来、８００℃まで無耐火被覆での設計が可能な耐火性能を有する建築構造用鋼はなかった。
【００１４】
そこで、本発明は、前述のような事情を鑑みなされたもので、特に、常温降伏応力が４５５Ｎ／ｍｍ²超で８００℃までの高温強度が高く、高温耐火建築構造用高強度鋼として優れた性能を発揮する鋼とその厚鋼板の製造方法を提供することを目的とするものである。
【００１５】
【課題を解決するための手段】
上述のように、耐震性を確保するための常温降伏強度の上限規定が、８００℃での耐火鋼性能を付与するにあたってのひとつの制約である。そこで、本発明においては、耐震性に関するそうした制約を緩和できる鉄骨構造を採用することを前提とする。
【００１６】
そのような鉄骨構造とは、主架構部材である柱や梁とは別に、損傷集中部材を有する構造であり、地震時の外部エネルギーをそこに集中させて吸収し、柱や梁の変形を弾性範囲内にとどめて柱や梁の損傷を防ぐものである。
【００１７】
こうした構造においては、現行耐震設計法で鋼材に対して要求される常温降伏強度の上限や降伏比の上限の制限が必要でなくなる。むしろ、高い常温降伏応力を有する鋼材を用いることで、建築物の強度設計の幅が大きく広がることになる。
【００１８】
一方、耐火設計では火災継続時間内で高い強度を維持すればよく、従来の耐熱鋼のように長時間の強度を考慮する必要はなく、比較的短時間の高温降伏強度が維持できればよい。例えば、８００℃での保持時間が３０分程度の短時間高温降伏強度が確保できれば８００℃耐火鋼として十分利用できる。
【００１９】
従来耐火鋼では、高温降伏強度が常温時の２／３となるように性能を定めていたが、鉄骨構造物の実設計範囲が常温降伏強度下限の０．２〜０．４倍であることを勘案し、常温降伏強度下限比０．３以上であれば使用できるとの考えに基づき、本発明では、８００℃高温強度のめやすとしては、常温降伏強度下限比０．３以上とした。
【００２０】
すなわち、本発明では、常温降伏強度下限が４５５Ｎ／ｍｍ²であるので、８００℃降伏強さの目標値下限をその０．３倍の１３７Ｎ／ｍｍ²として、このような降伏強度を確保する方法について種々検討した。
【００２１】
通常、７００℃未満程度の温度域での強化に利用されるＣｒ炭化物やＭｏ炭化物などは、８００℃といった高温では再固溶してしまうため、大きな強化効果を維持できない。
【００２２】
そこで、本発明者らは、高温における安定性のより高い単独あるいは複合の析出物を種々検討した。その結果、Ｍｏと、Ｎｂ、Ｔｉとの複合炭化物、あるいは、Ｍｏと、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖとの複合炭化物は、高温における安定性が高く、８００℃においても高い強化効果を有することを見出した。
【００２３】
こうした複合炭化物も、８００℃保持中には成長粗大化して、やがて強化効果は小さくなるが、非常に微細かつ高密度に分散して存在する場合、具体的には、粒子径０．００５〜０．２μｍのＭｏと、Ｎｂ、Ｔｉとの複合炭化物あるいはＭｏと、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖとの複合炭化物が平均粒子間隔２０μｍ以下で鋼中に分散していれば、３０分程度の保持時間内においては、上記の８００℃降伏強さ目標値を十分得ることができる。
【００２４】
なお、析出物の存在状態については電子顕微鏡により５万倍で１０視野を観察し、析出物の同定、粒子径の測定、および平均粒子間隔の測定を行うものとする。
【００２５】
しかし、析出物自体は安定であっても、温度上昇によって素地が変態すれば析出物と素地との整合性が失われて非整合になるために、析出物による強化作用が急激に低下する。すなわち、高温でも安定な複合炭化物による強化効果を利用するには、設計温度である８００℃においても素地組織を変態させないことが材料にとって必須となる。
【００２６】
具体的には、オーステナイトフォーマーであるＭｎの添加量を低くするなどの合金元素の調整によって、鋼のＡc1変態温度（フェライトからオーステナイトに逆変態する温度）を８００℃以上とすることが必要である。
【００２７】
一方、Ａc1変態温度が９００℃を超えると必然的にＡr3温度（オーステナイトからフェライトに変態する温度）が高くなるので、圧延中に変態が進行するために析出サイトとして有効な圧延組織が得られないことから、かえって、高温強度は得にくくなる。従って、Ａc1変態温度は８００℃以上、９００℃以下であることが必要条件である。
【００２８】
また、鋼材の素地組織をフェライトあるいはフェライト・パーライトの単組織とするよりも、ベイナイト単組織またはベイナイトとフェライトの混合組織とする方が高温強度が安定する。
【００２９】
そのためには、圧延終了後にある程度以上の冷却速度を確保する製造方法とするとともに、鋼板の焼入性を高める成分組成とすることが必要であり、例えば、鋼板の焼入性を高めるＢ添加が有効である。
【００３０】
しかし、一方で、焼入性を高めるためにＣ、Ｍｎなどを多く添加すると、靭性が低下したり、変態温度を低下させる場合がある。
【００３１】
そこで、本発明では、Ｃ添加量は低くしつつ鋼板の焼入性を高める手段として、Ｂを有効活用することとした。
【００３２】
さらに、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉは、析出せずに鋼中で固溶のままの状態にある場合でも、複合炭化物による析出強化ほどではないが、高温強度を向上させる効果がある。具体的には、８００℃において鋼中に固溶するＭｏ、Ｎｂ、Ｔｉの合計量が、モル濃度で１×１０^−３以上あればその効果が明確に現れる。
【００３３】
また、本発明は、析出物の活用によって高温強化を高めようとするものであるので、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏなど従来高温用鋼に多く添加されていた合金元素の添加量はむしろ低く抑えることができ、溶接性を低下させない合金設計が可能である。
【００３４】
以上のような知見に基づく本発明の要旨は、以下の通りである。
【００３５】
（１） 質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｓｉ：０．０２％〜０．８％、Ｍｎ：０．５％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｍｏ：０．３％超〜１．０％、Ｎｂ：０．０１〜０．２０％、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、Ｂ：０．０００５〜０．０１０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、Ａｃ１変態温度が８００〜９００℃であって、粒子径０．００５〜０．２μｍの（Ｍｏ，Ｎｂ）、（Ｍｏ，Ｔｉ）、（Ｍｏ，Ｎｂ，Ｔｉ）のいずれかの複合炭化物の１種あるいは２種以上が、平均粒子間隔２０μｍ以下で鋼中に分散していることを特徴とする、常温降伏応力が４５５Ｎ／ｍｍ^２超で８００℃高温特性に優れる耐火建築構造用高強度鋼。
【００３６】
（２） 質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｓｉ：０．０２％〜０．８％、Ｍｎ：０．５％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｍｏ：０．１〜１．０％、Ｎｂ：０．０１〜０．２０％、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、Ｖ：０．０１〜０．２０％、Ｂ：０．０００５〜０．０１０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、Ａｃ１変態温度が８００〜９００℃であって、粒子径０．００５〜０．２μｍの（Ｍｏ，Ｎｂ）、（Ｍｏ，Ｔｉ）、（Ｍｏ，Ｖ）、（Ｍｏ，Ｎｂ，Ｔｉ）、（Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖ）、（Ｍｏ，Ｔｉ，Ｖ）、（Ｍｏ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖ）のいずれかの複合炭化物の１種あるいは２種以上が、平均粒子間隔２０μｍ以下で鋼中に分散していることを特徴とする、常温降伏応力が４５５Ｎ／ｍｍ^２超で８００℃高温特性に優れる耐火建築構造用高強度鋼。
【００３７】
（３） さらに、質量％で、Ｃｕ：０．１〜２．０％、Ｎｉ：０．１〜０．５％、Ｃｒ：０．１〜１．０％のうちの１種または２種以上を含むことを特徴とする、上記（１）または（２）に記載の常温降伏応力が４５５Ｎ／ｍｍ²超で８００℃高温特性に優れる高強度耐火建築構造用鋼。
【００３８】
（４） さらに、質量％で、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、Ｃａ：０．０００１〜０．０１％のうちの１種または２種を含むことを特徴とする、上記（１）ないし（３）のいずれかに記載の常温降伏応力が４５５Ｎ／ｍｍ²超で８００℃高温特性に優れる高強度耐火建築構造用鋼。
【００３９】
（５） 前記鋼が、８００℃で固溶するＭｏ、Ｎｂ、Ｔｉを、合計でモル濃度１×１０^-3以上含有することを特徴とする、上記（１）ないし（４）のいずれかに記載の常温降伏応力が４５５Ｎ／ｍｍ²超で８００℃高温特性に優れる高強度耐火建築構造用鋼。
【００４０】
（６） 上記（１）ないし（５）のいずれかに記載の成分組成を有する鋼片または鋳片を、１２００℃以上に加熱し、９３０℃以下８３０℃以上の温度域で仕上げ板厚に対して４０％以上の累積圧下率を確保する熱間圧延を行い、圧延終了後、８００℃以上の温度からの鋼板表面の平均冷却速度が２℃／ｓ以上の冷却を行い、冷却停止温度を４５０℃以下とした後に鋼板を５７５℃以下２５０℃以上の温度範囲で２０分以上の焼戻し熱処理を行うことを特徴とする、常温降伏応力が４５５Ｎ／ｍｍ²超で８００℃高温特性に優れる耐火建築構造用高強度鋼板の製造方法。
【００４１】
（７） 上記（１）ないし（５）のいずれかに記載の成分組成を有する鋼片または鋳片を、１２００℃以上に加熱し、９３０℃以下８３０℃以上の温度域で仕上げ板厚に対して４０％以上の累積圧下率を確保する熱間圧延を行い、圧延終了後、８００℃以上の温度からの鋼板表面の平均冷却速度が２℃／ｓ以上の冷却を行い、冷却停止温度をＡr1点以下４５０℃以上とすることを特徴とする、常温降伏応力が４５５Ｎ／ｍｍ²超で８００℃高温特性に優れる耐火建築構造用高強度鋼板の製造方法。
【００４２】
【発明の実施の形態】
以下に、本発明における各成分の限定理由を説明する。
【００４３】
Ｃは、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖとの複合炭化物を形成するために必須であり、少なくとも０．０２％が必要である。しかし、０．１０％を超えて添加をすると、Ａｃ１変態温度が低下して８００℃において素地組織が変態するので、８００℃高温強度が得にくく、靭性も低下するため、０．０２％以上、０．１０％以下に限定する。
【００４４】
Ｓｉは、製鋼上脱酸元素として必要な元素であり、鋼中に０．０２％以上の添加が必要であるが、０．８％を越えると溶接熱影響部の靭性を低下させるので、０．８％を上限とする。
【００４５】
Ｍｎは、常温強度に対する強化元素であるが、高温強度にはあまり効果がない。さらに、Ａc1変態温度を８００℃以上とするためには、その添加を抑制する必要があり、上限を０．５％とする。
【００４６】
Ａｌは、通常脱酸元素として添加される範囲の０．００１〜０．１％とする。
【００４７】
Ｍｏは、高温強度を高める複合炭化物を構成する基本元素であり、本発明鋼においては必須元素である。Ｍｏと、Ｎｂ、Ｔｉとの複合炭化物、あるいは、Ｍｏと、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖとの複合炭化物を高密度に得るためには、０．３％超の添加が必要であるが、１．０％を超えて添加すると溶接熱影響部の靭性を低下させるので、Ｍｏ添加量は０．３％超、１．０％以下とする。
【００４８】
Ｎｂは、高温強度を高める複合炭化物の構成元素として、本発明鋼においては必須元素である。８００℃高温強度を高めるには０．０１％以上の添加が必要である。しかし、０．２０％を超えて添加すると母材靭性を低下させる場合があるため、添加量は０．０１％以上、０．２０％以下とする。
【００４９】
Ｔｉも、高温強度を高める複合炭化物の構成元素として、本発明鋼においては必須元素である。８００℃高温強度を高めるには０．０１％以上の添加が必要である。しかし、０．１０％を超えて添加すると溶接熱影響部の靭性を低下させて溶接性を低下させる場合があるため、添加量は０．０１％以上、０．１０％以下とする。
【００５０】
Ｖは、高温強度を高める複合炭化物の構成元素として有効である。８００℃高温強度を高めるには、０．０１％以上の添加が有効である。しかし、０．２０％を超えて添加すると母材靭性を低下させる場合があるため、その添加量は、０．０１％以上、０．２０％以下とする。
【００５１】
Ｂは、焼入性を高め、ベイナイト単組織またはベイナイトとフェライトの混合組織を得るために添加する。この目的のためには０．０００５％以上の添加を必要とするが、０．０１０％を超えて添加してもその効果は変わらないので、その添加量は、０．０００５％以上、０．０１０％以下とする。
【００５２】
Ｃｕは、析出強化元素として添加する場合には０．１％以上の添加を必要とするが、２．０％を超えて添加してもその効果は変わらないので、その添加量は、０．１％以上、２．０％以下とする。
【００５３】
Ｎｉは、母材靭性を高めるために添加する場合は０．１％以上を必要とするが、Ａc1変態温度を低下させるため、０．５％を超えて添加すると高温強度が低下する。したがって、Ｎｉの添加量は０．１％以上、０．５％以下の範囲とする。
【００５４】
Ｃｒは、焼入強化元素として添加する場合には０．１％以上を要するが、１．０％を超えて添加するとＡc1変態温度を低下させて高温強度を低下させることから、その添加量は、０．１％以上、１．０％以下とする。
【００５５】
ＭｇおよびＣａの１種または２種を添加することにより、硫化物や酸化物を形成して母材靭性および溶接熱影響部靭性を高めることができる。この効果を得るためには、ＭｇあるいはＣａは、それぞれ、０．０００１％以上の添加が必要である。
【００５６】
しかし、０．０１％を超えて過剰に添加すると粗大な硫化物や酸化物が生成するため、かえって靭性を低下させることがある。したがって、その添加量を０．０００１〜０．０１％とする。
【００５７】
上記の成分の他に不可避不純物として、Ｐ、Ｓ、Ｏは、母材靭性を低下させる有害な元素であるので、その量は少ないほうが良い。望ましくは、Ｐは０．０２％以下、Ｓは０．０２％以下、Ｏは０．００５％以下とする。
【００５８】
次に、本発明の厚鋼板の製造方法について説明する。
【００５９】
本発明では、Ｎｂ、Ｔｉなど本発明で利用する炭化物生成元素を十分に固溶させるために、鋼片または鋳片を１２００℃以上の温度で溶体化処理するか、圧延時の加熱温度を１２００℃以上とする。これらの処理温度が１２００℃未満では、本発明が必要とする炭化物の効果が十分に得られない。
【００６０】
さらに、９３０℃以下８３０℃以上の温度域で、仕上げ板厚に対して４０％以上の累積圧下率を確保する熱間圧延を行う。
【００６１】
９３０℃超の温度域での熱間圧延では、また、４０％未満の累積圧下率の熱間圧延では、十分な圧延歪が得らないため微細な金属組織を得ることができず、ひいては本発明が目的とする鋼材の常温特性を得ることができない。
【００６２】
また、８３０℃未満の温度域で圧延を行うと、圧延中に加工誘起析出によって結晶粒界に析出物が析出するため、微細で素地と整合な複合炭化物を得にくくなり、ひいては、本発明が目的とする鋼材の高温特性を得ることができない。
【００６３】
また、圧延終了後、８００℃以上の温度からの鋼板表面の平均冷却速度が２℃／ｓ以上の冷却を行う。
【００６４】
これは、オーステナイト域での圧延後、変態開始までの間に析出した析出物は変態を経ることで素地との整合性を失って強化効果を大幅に減じることから、できるだけ変態開始までの時間を短くしてＮｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍｏを変態までできるだけ析出させないで固溶状態のままにしておくためであり、また、素地をベイナイト単組織またはベイナイトとフェライトの混合組織とするためである。
【００６５】
この冷却の停止温度は、Ａｒ１点以下４５０℃以上とするか、あるいは、この冷却の停止温度を４５０℃以下とした後に鋼板を５７５℃以下２５０℃以上の温度範囲で２０分以上の焼戻し熱処理を行う。これは、冷却停止温度をＡｒ１点以下４５０℃以上とした場合には徐冷中に、冷却停止温度を４５０℃以下とした場合にはその後の焼戻し熱処理中に、微細で素地と整合なＭｏと、Ｎｂ、Ｔｉとの複合炭化物あるいはＭｏと、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖとの複合炭化物を高密度に得るためである。
【００６６】
固溶状態にあるＭｏ、Ｎｂ、Ｔｉが高温強度を顕著に向上させるためには、それらの８００℃における合計量がモル濃度で１×１０^-3以上は必要である。
【００６７】
また、本発明の鋼は、厚鋼板の他、鋼管、薄鋼板、形鋼などの鋼材としても、十分に本発明の効果を享受可能である。
【００６８】
【実施例】
表１に示す成分組成の鋼を溶製して得られた鋼片を、表２および表３に示す製造条件にて６〜５０ｍｍ厚さの鋼板とした。これらのうち、１−Ａ〜１４−Ｎは本発明例であり、１５−Ｏ〜３４Ａは比較例である。
【００６９】
表２および表３中の複合炭化物の平均粒子間隔は、それぞれ５万倍の電子顕微鏡写真１０枚から、粒子径が０．００５〜０．２μｍのものの（Ｍｏ，Ｎｂ）、（Ｍｏ，Ｔｉ）、（Ｍｏ，Ｖ）、（Ｍｏ，Ｎｂ，Ｔｉ）、（Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖ）、（Ｍｏ，Ｔｉ，Ｖ）、（Ｍｏ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖ）のすべての複合炭化物を測定し、それぞれの平均粒子間隔を測定したものである。
【００７０】
また、固溶Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉの合計モル濃度は、８００℃において鋼中に固溶するＭｏ、Ｎｂ、Ｔｉのモル濃度合計量の熱力学計算値を示した。
【００７１】
これらの鋼板についての各種特性を表２および表３に示す。
【００７２】
それぞれの表中で下線で示すものは、本発明の範囲を逸脱しているもの、または各特性の目標値に達していないものである。
【００７３】
常温降伏強さの下限値は４５５Ｎ／ｍｍ²超、８００℃降伏強さの目標値は１３７Ｎ／ｍｍ²である。
【００７４】
靱性は−２０℃におけるシャルピー衝撃試験により評価し、その目標値は吸収エネルギー値ｖＥ−２０≧２７Ｊとした。
【００７５】
また、入熱が５ｋＪ／ｍｍの溶接を付与し、熱影響部の最粗粒域からシャルピー衝撃試験片を採取して評価し、その目標値はやはり−２０℃の吸収エネルギー値ｖＥ−２０≧２７Ｊ とした。
【００７６】
本発明例１−Ａ〜１４−Ｎは、いずれも、Ａｃ１変態温度が８００℃〜９００℃の範囲にあり、複合炭化物の平均粒子間隔は２０μｍ以下、常温降伏強さは４５５Ｎ／ｍｍ^２超、８００℃降伏強さは１３７Ｎ／ｍｍ^２を超えており、７００℃降伏強さも高い。
【００７７】
また、母材および溶接熱影響部の−２０℃吸収エネルギー（ｖＥ−２０）は２７Ｊ以上である。
【００７８】
さらに、これらの本発明例のなかで、２−Ｂ、３−Ｃ、６−Ｆ、７−Ｇ、８−Ｈ、１０−Ｊ、１４−Ｎについては、８００℃において鋼中に固溶するＭｏ、Ｎｂ、Ｔｉの合計量がモル濃度で１×１０^-3以上であり、８００℃降伏強さは１５０Ｎ／ｍｍ²以上である。
【００７９】
これに対し、比較例１５−Ｏは、Ｃが低いため複合炭化物平均粒子間隔が大きく、８００℃ 降伏強さが低く、かつ常温降伏強度も低い。比較例１６−Ｐは、Ｃが高いためＡｃ１変態温度が低く、８００℃降伏強さが低く、かつ、母材および溶接熱影響部靭性も低い。比較例１７−Ｑは、Ｓｉが高いため溶接熱影響部靭性が低い。
【００８０】
比較例１８−ＲはＭｎが高いため、比較例２７−ＡＡはＮｉが高いため、比較例２８−ＡＢはＣｒが高いため、それぞれ、Ａｃ１変態温度が低く、８００℃ 降伏強さも低い。比較例１９−ＳはＭｏが低いため、比較例２５−ＹはＢが低いため、それぞれ複合炭化物平均粒子間隔が大きく、８００℃降伏強度が低い。
【００８１】
比較例２１−ＵはＮｂが低いため、比較例２３−ＷはＴｉが低いため、それぞれ、複合炭化物の平均粒子間隔が大きく、８００℃降伏強度が低く、かつ、常温降伏強度も低い。
【００８２】
比較例２０−ＴはＭｏが高いため、比較例２４−ＸはＴｉが高いため、溶接熱影響部靭性が低い。
【００８３】
比較例２２−ＶはＮｂが高いため、比較例２６−ＺはＶが高いため、比較例２９−ＡＣはＭｇが高いため、比較例３０−ＡＤはＣａが高いため、それぞれ母材および溶接熱影響部靭性が低い。
【００８４】
また、比較例３１−Ａは、圧延時の加熱温度が低いため複合炭化物平均粒子間隔が大きく、８００℃降伏強度が低く、かつ常温降伏強度も低い。
【００８５】
比較例３２−Ｂは、９３０℃以下８３０℃以上の温度域での累積圧下率が低いため、比較例３３−Ｂは冷却速度が小さいため、比較例３４−Ａは焼き戻し温度が高いため、それぞれ複合炭化物平均粒子間隔が大きく、８００℃降伏強度が低い。
【００８６】
【表１】

【００８７】
【表２】

【００８８】
【表３】

【００８９】
【表４】

【００９０】
【発明の効果】
本発明によれば、常温降伏応力が４５５Ｎ／ｍｍ²超で、８００℃までの高温強度が高く、特に、高温耐火建築構造用高強度鋼として優れた性能を発揮する鋼およびその厚鋼板の製造方法が提供でき、その工業界への効果は極めて大きい。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
TECHNICAL FIELD The present invention relates to a steel that exhibits high performance as a high-strength steel for high-temperature fireproof building structures, and a method for producing such a thick steel plate, with a normal temperature yield stress exceeding 455 N / mm ² and high strength up to 800 ° C. It is.
[0002]
[Prior art]
In general, in order to ensure safety in the event of a fire, fire resistance standards are established so that the steel surface temperature during a fire is 350 ° C or lower, and fireproof coating such as rock wool is required. . However, there is a growing demand for fireproof coating to be completely omitted from the viewpoint that the construction cost of fireproof coating is expensive, extra steps are required, and the landscape is also required.
[0003]
On the other hand, a new performance type was developed under the task of “Development of fireproof design method” established in the Ministry of Construction's comprehensive technology development project “Development of fireproof design method for buildings” from 1982 to 1981. Research was carried out to materialize the fireproof design method.
[0004]
As a result of the results (according to Article 38 of the Building Standards Act), it became possible to design a performance type. As a result, how much fire-resistant coating was applied depending on the high-temperature strength of the steel and the load actually applied to the building. It is now possible to determine whether or not it is necessary, and in some cases, it is possible to use steel with a fireproof coating.
[0005]
Under such circumstances, many so-called refractory steels having high temperature strength for a short time have been developed in recent years. Including Patent Document 1, many techniques of steel materials (hereinafter referred to as 600 ° C. refractory steel) whose high-temperature yield strength at 600 ° C. is 2/3 or more at normal temperature are disclosed.
[0006]
Further, Patent Document 2 and Patent Document 3 disclose a technique of a steel material (hereinafter referred to as 700 ° C. refractory steel) in which the high-temperature yield strength at 700 ° C. becomes 2/3 at room temperature.
[0007]
[Patent Document 1]
Japanese Patent Laid-Open No. 2-77523 [Patent Document 2]
Japanese Patent Laid-Open No. 9-209077 [Patent Document 3]
Japanese Patent Laid-Open No. 10-68015
[Problems to be solved by the invention]
However, in the 600 ° C. refractory steel according to the above-described prior art, a fire-resistant covering structure is possible only in a multilevel parking lot or an external steel frame with a relatively small amount of combustible material. In addition, even in the 700 ° C. refractory steel according to the above-mentioned prior art, there are not so many structures that can be fire-resistant coated.
[0009]
On the other hand, if the fire resistance is 800 ° C. or higher, the range in which a fire-free coating structure is possible can be greatly expanded.
[0010]
On the other hand, since the current seismic design method presupposes seismic energy absorption by deformation of the framework, to ensure the collapsed shape of the framework assumed in the design, to ensure the composition deformation capacity of the member, to fully demonstrate the member performance It is necessary to ensure the yield strength and toughness of the joint, and the steel materials for building structures used for this have restrictions on variation in yield strength (that is, the upper and lower limits of yield strength) and upper limits on the yield ratio.
[0011]
In order to ensure the high temperature strength, for example, a method of adding alloy elements such as Cr, Mo, Mn, and V used in heat resistant steel is common.
[0012]
However, at a high temperature of 800 ° C., the structure of the steel material changes due to transformation, and precipitates such as carbides are coarsened or disappeared to reduce the effect of precipitation strengthening. Increases the amount of alloying elements, lowers weldability such as welded joint toughness, and raises the normal temperature strength, resulting in problems such as exceeding the upper limit of yield strength defined in the steel for building structures.
[0013]
For these reasons, there has been no steel for building structures having fire resistance that can be designed with a fireproof coating up to 800 ° C.
[0014]
Therefore, the present invention has been made in view of the circumstances as described above, and is particularly excellent as a high-strength steel for high-temperature fire-resistant building structures, with high-temperature strength up to 800 ° C. at room temperature yield stress exceeding 455 N / mm ² . It aims at providing the manufacturing method of steel which exhibits performance, and its thick steel plate.
[0015]
[Means for Solving the Problems]
As described above, the upper limit of the room temperature yield strength to ensure earthquake resistance is one of the constraints for imparting fireproof steel performance at 800 ° C. Therefore, in the present invention, it is assumed that a steel structure that can alleviate such restrictions on earthquake resistance is adopted.
[0016]
Such a steel structure is a structure with damage concentrating members apart from the columns and beams that are the main frame members, which concentrates and absorbs external energy during an earthquake and elastically deforms the columns and beams. It is within the range to prevent damage to the pillars and beams.
[0017]
In such a structure, the upper limit of the room temperature yield strength and the upper limit of the yield ratio required for steel materials by the current seismic design method are not required. Rather, by using a steel material having a high room temperature yield stress, the range of strength design of the building is greatly expanded.
[0018]
On the other hand, in fireproof design, it is only necessary to maintain high strength within the fire duration, and it is not necessary to consider long-time strength unlike conventional heat-resistant steel, and it is only necessary to maintain high-temperature yield strength for a relatively short time. For example, if a high-temperature yield strength at a short time of about 30 minutes at 800 ° C. can be secured, it can be sufficiently used as 800 ° C. refractory steel.
[0019]
Conventional refractory steels have been defined so that the high-temperature yield strength is 2/3 at room temperature, but the actual design range of the steel structure is 0.2 to 0.4 times the lower limit of room-temperature yield strength. In consideration of the above, based on the idea that a room temperature yield strength lower limit ratio of 0.3 or more can be used, the present invention sets the room temperature yield strength lower limit ratio of 0.3 or more as an indication of 800 ° C. high temperature strength.
[0020]
That is, the method in the present invention, room temperature yield strength lower limit since it is 455N / mm ^2, as 137N / mm ² of 0.3 times the target lower limit of 800 ° C. yield strength, to secure such yield strength Various investigations were made.
[0021]
Usually, Cr carbide and Mo carbide used for strengthening in a temperature range of less than about 700 ° C. are re-dissolved at a high temperature such as 800 ° C., so that a large strengthening effect cannot be maintained.
[0022]
Therefore, the present inventors have studied various single or composite precipitates having higher stability at high temperatures. As a result, it was found that a composite carbide of Mo and Nb, Ti, or a composite carbide of Mo, Nb, Ti, and V has high stability at high temperatures and has a high strengthening effect even at 800 ° C. .
[0023]
Such a composite carbide also grows coarse during holding at 800 ° C., and eventually the strengthening effect becomes small. However, when it is dispersed in a very fine and high density, specifically, the particle diameter is 0.005 to 0. If a composite carbide of 2 μm Mo and Nb, Ti or a composite carbide of Mo and Nb, Ti, V is dispersed in steel with an average particle spacing of 20 μm or less, within a holding time of about 30 minutes Can sufficiently obtain the above-mentioned 800 ° C. yield strength target value.
[0024]
In addition, about the presence state of a precipitate, 10 visual fields are observed with an electron microscope at 50,000 times, and a precipitate is identified, a particle diameter is measured, and an average particle interval is measured.
[0025]
However, even if the precipitate itself is stable, if the substrate transforms due to a temperature rise, the consistency between the precipitate and the substrate is lost and becomes inconsistent, so the strengthening action by the precipitate is drastically reduced. That is, in order to use the strengthening effect of the composite carbide that is stable even at high temperatures, it is essential for the material not to transform the base structure even at the design temperature of 800 ° C.
[0026]
Specifically, it is necessary to adjust the Ac1 transformation temperature of steel (the temperature at which ferrite reversely transforms to austenite) to 800 ° C. or higher by adjusting the alloy elements such as lowering the amount of Mn that is an austenite former. is there.
[0027]
On the other hand, when the Ac1 transformation temperature exceeds 900 ° C., the Ar3 temperature (temperature at which austenite is transformed into ferrite) is inevitably increased, so that the transformation progresses during rolling, so that a rolling structure effective as a precipitation site cannot be obtained. On the contrary, high temperature strength is difficult to obtain. Accordingly, it is a necessary condition that the Ac1 transformation temperature is 800 ° C. or higher and 900 ° C. or lower.
[0028]
In addition, the high-temperature strength is more stable when the base structure of the steel material is a single structure of bainite or a mixed structure of bainite and ferrite than a single structure of ferrite or ferrite / pearlite.
[0029]
For that purpose, it is necessary to set it as the manufacturing method which ensures the cooling rate more than a certain degree after completion | finish of rolling, and to set it as the component composition which improves the hardenability of a steel plate, for example, B addition which improves the hardenability of a steel plate is required. It is valid.
[0030]
However, on the other hand, if a large amount of C, Mn or the like is added in order to improve hardenability, the toughness may be lowered or the transformation temperature may be lowered.
[0031]
Therefore, in the present invention, B is effectively utilized as a means for improving the hardenability of the steel sheet while reducing the C addition amount.
[0032]
Furthermore, even if Mo, Nb, and Ti are not precipitated but remain in a solid solution state in the steel, they are not as strong as precipitation strengthening by the composite carbide , but have an effect of improving high-temperature strength. Specifically, if the total amount of Mo, Nb, and Ti dissolved in the steel at 800 ° C. is 1 × 10 ⁻³ or more in terms of molar concentration, the effect appears clearly.
[0033]
In addition, since the present invention intends to enhance the high-temperature strengthening by utilizing precipitates, it is possible to keep the addition amount of alloy elements, such as Cr, Mn, and Mo, which are conventionally added in a high temperature steel, rather low. It is possible to design an alloy that does not deteriorate weldability.
[0034]
The gist of the present invention based on the above findings is as follows.
[0035]
(1) By mass%, C: 0.02-0.10%, Si: 0.02% -0.8%, Mn: 0.5% or less, Al: 0.001-0.1%, Mo : More than 0.3% to 1.0%, Nb: 0.01 to 0.20%, Ti: 0.01 to 0.10%, B: 0.0005 to 0.010%, balance Fe And any one of (Mo, Nb) , (Mo, Ti) and (Mo, Nb, Ti) having an Ac1 transformation temperature of 800 to 900 ° C. and a particle diameter of 0.005 to 0.2 μm. One or more of these composite carbides are dispersed in steel with an average particle spacing of 20 μm or less, and a refractory building having a normal temperature yield stress exceeding 455 N / mm ² and excellent in high temperature characteristics at 800 ° C. Structural high-strength steel.
[0036]
(2) By mass%, C: 0.02-0.10%, Si: 0.02% -0.8%, Mn: 0.5% or less, Al: 0.001-0.1%, Mo : 0.1-1.0%, Nb: 0.01-0.20%, Ti: 0.01-0.10%, V: 0.01-0.20%, B: 0.0005-0 (Mo, Nb) , (Mo, Ti) , containing 0.010%, consisting of the balance Fe and inevitable impurities, and having an Ac1 transformation temperature of 800 to 900 ° C and a particle diameter of 0.005 to 0.2 µm. (Mo, V) , (Mo, Nb, Ti) , (Mo, Nb, V) , (Mo, Ti, V) , (Mo, Nb, Ti, V) Any one or two of composite carbides more species, and wherein the dispersed in the steel below the average particle spacing 20 [mu] m, 800 ° C. ambient temperature a yield stress of at 455N / mm ² than Fire-resistant building structures for high-strength steel with excellent temperature characteristics.
[0037]
(3) Furthermore, by mass%, Cu: 0.1 to 2.0%, Ni: 0.1 to 0.5%, Cr: 0.1 to 1.0%, or one or more of them The high-strength fire-resistant building structural steel having excellent high-temperature characteristics at 800 ° C. with a normal temperature yield stress of more than 455 N / mm ² as described in (1) or (2) above.
[0038]
(4) The above (1), further comprising one or two of Mg: 0.0001 to 0.01% and Ca: 0.0001 to 0.01% by mass%. Or high strength fireproof building structural steel having excellent high temperature characteristics at 800 ° C. with a normal temperature yield stress exceeding 455 N / mm ^{2 according} to any one of (3).
[0039]
(5) In any one of the above (1) to (4), the steel contains Mo, Nb, and Ti that are solid-solved at 800 ° C. in a total molar concentration of 1 × 10 ⁻³ or more. A high-strength fire-resistant building structural steel having a normal temperature yield stress of more than 455 N / mm ² and excellent high-temperature characteristics at 800 ° C.
[0040]
(6) A steel slab or cast slab having the composition described in any one of (1) to (5) above is heated to 1200 ° C or higher, and the finished plate thickness is 930 ° C or lower and 830 ° C or higher. The steel sheet is hot-rolled to ensure a cumulative reduction ratio of 40% or more, and after the rolling is finished, the steel sheet is cooled at an average cooling rate of 2 ° C./s or more from a temperature of 800 ° C. or more, and the cooling stop temperature is set to 450. A refractory building structure having a room temperature yield stress exceeding 455 N / mm ² and excellent in high temperature characteristics at 800 ° C., characterized in that the steel sheet is subjected to a tempering heat treatment for 20 minutes or more at a temperature range of 575 ° C. For manufacturing high-strength steel sheets for industrial use.
[0041]
(7) A steel slab or slab having the composition described in any one of (1) to (5) above is heated to 1200 ° C. or higher, and is 930 ° C. or lower and 830 ° C. or higher to the finished sheet thickness. The steel sheet is hot-rolled to ensure a cumulative reduction of 40% or more. After the rolling is completed, the steel sheet is cooled at an average cooling rate of 2 ° C./s or more from a temperature of 800 ° C. or more, and the cooling stop temperature is set to Ar1. A method for producing a high-strength steel sheet for a fire-resistant building structure having a normal temperature yield stress of more than 455 N / mm ² and excellent high-temperature characteristics at 800 ° C.
[0042]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Below, the reason for limitation of each component in this invention is demonstrated.
[0043]
C is essential for forming a composite carbide with Mo, Nb, Ti, and V, and at least 0.02% is necessary. However, if added over 0.10%, the Ac1 transformation temperature is lowered and the substrate structure is transformed at 800 ° C, so that it is difficult to obtain 800 ° C high-temperature strength and toughness is reduced. It is limited to 0.10% or less.
[0044]
Si is an element necessary as a deoxidizing element in steelmaking, and it is necessary to add 0.02% or more to the steel. However, if it exceeds 0.8%, the toughness of the heat affected zone is reduced. .8% is the upper limit.
[0045]
Mn is a strengthening element for normal temperature strength, but is not very effective for high temperature strength. Furthermore, in order to make the Ac1 transformation temperature 800 ° C. or higher, it is necessary to suppress the addition, and the upper limit is made 0.5%.
[0046]
Al is 0.001 to 0.1% of the range usually added as a deoxidizing element.
[0047]
Mo is a basic element constituting a composite carbide that enhances the high-temperature strength, and is an essential element in the steel of the present invention. In order to obtain a composite carbide of Mo and Nb, Ti, or a composite carbide of Mo and Nb, Ti, V at a high density, addition of more than 0.3% is necessary. If added in excess of%, the toughness of the weld heat-affected zone will be reduced, so the Mo addition amount should be more than 0.3% and not more than 1.0%.
[0048]
Nb is an essential element in the steel of the present invention as a constituent element of the composite carbide that increases the high temperature strength. Addition of 0.01% or more is necessary to increase the 800 ° C. high temperature strength. However, if added over 0.20%, the toughness of the base metal may be lowered, so the addition amount is set to 0.01% or more and 0.20% or less.
[0049]
Ti is also an essential element in the steel of the present invention as a constituent element of the composite carbide that increases the high temperature strength. Addition of 0.01% or more is necessary to increase the 800 ° C. high temperature strength. However, if added over 0.10%, the toughness of the weld heat-affected zone may be lowered and weldability may be lowered, so the added amount is made 0.01% or more and 0.10% or less.
[0050]
V is effective as a constituent element of the composite carbide that increases the high-temperature strength. In order to increase the high temperature strength at 800 ° C., addition of 0.01% or more is effective. However, if added over 0.20%, the toughness of the base metal may be lowered. Therefore, the added amount is set to 0.01% or more and 0.20% or less.
[0051]
B is added to improve hardenability and obtain a bainite single structure or a mixed structure of bainite and ferrite. For this purpose, addition of 0.0005% or more is required, but even if added over 0.010%, the effect does not change. 010% or less.
[0052]
When Cu is added as a precipitation strengthening element, it needs to be added in an amount of 0.1% or more, but even if added over 2.0%, the effect does not change. 1% or more and 2.0% or less.
[0053]
When Ni is added in order to increase the base metal toughness, 0.1% or more is required. However, since Ni decreases the Ac1 transformation temperature, if it exceeds 0.5%, the high temperature strength decreases. Therefore, the amount of Ni added is in the range of 0.1% to 0.5%.
[0054]
When Cr is added as a quenching strengthening element, 0.1% or more is required. However, if added over 1.0%, the Ac1 transformation temperature is lowered and the high temperature strength is lowered. 0.1% or more and 1.0% or less.
[0055]
By adding one or two of Mg and Ca, sulfides and oxides can be formed to increase the base metal toughness and the weld heat affected zone toughness. In order to obtain this effect, Mg or Ca needs to be added in an amount of 0.0001% or more.
[0056]
However, if it is added in excess of 0.01%, coarse sulfides and oxides are produced, and the toughness may be lowered. Therefore, the addition amount is set to 0.0001 to 0.01%.
[0057]
In addition to the above-described components, P, S, and O are unavoidable impurities that are harmful elements that lower the base material toughness. Desirably, P is 0.02% or less, S is 0.02% or less, and O is 0.005% or less.
[0058]
Next, the manufacturing method of the thick steel plate of this invention is demonstrated.
[0059]
In the present invention, in order to sufficiently dissolve the carbide- forming elements used in the present invention such as Nb and Ti, the steel slab or slab is subjected to solution treatment at a temperature of 1200 ° C. or higher, or the heating temperature during rolling is set to 1200. ℃ or more. If these processing temperatures are less than 1200 ° C., the effect of carbide required by the present invention cannot be sufficiently obtained.
[0060]
Further, hot rolling is performed in a temperature range of 930 ° C. or lower and 830 ° C. or higher to ensure a cumulative reduction ratio of 40% or higher with respect to the finished sheet thickness.
[0061]
In hot rolling in a temperature range exceeding 930 ° C., and hot rolling with a cumulative reduction ratio of less than 40%, a sufficient metal strain cannot be obtained, so that a fine metal structure cannot be obtained. The normal temperature characteristic of the steel material which the invention aims at cannot be obtained.
[0062]
In addition, when rolling is performed at a temperature range of less than 830 ° C., precipitates are precipitated at the grain boundaries due to processing-induced precipitation during rolling, so that it is difficult to obtain a composite carbide that is fine and consistent with the base material. The high temperature characteristics of the target steel material cannot be obtained.
[0063]
Moreover, after completion | finish of rolling, the average cooling rate of the steel plate surface from the temperature of 800 degreeC or more is cooled to 2 degrees C / s or more.
[0064]
This is because the precipitates deposited after rolling in the austenite region until the start of transformation loses the consistency with the substrate by undergoing transformation and greatly reduces the strengthening effect. This is because the Nb, Ti, V, and Mo are not deposited as much as possible until transformation, and are kept in a solid solution state, and the base is made of a bainite single structure or a mixed structure of bainite and ferrite.
[0065]
The cooling stop temperature is set to 450 ° C. or higher at the Ar1 point or lower, or the steel plate is subjected to tempering heat treatment for 20 minutes or longer at a temperature range of 575 ° C. or lower and 250 ° C. or higher after the cooling stop temperature is set to 450 ° C. or lower. Do. This is because, when the cooling stop temperature is set to 450 ° C. or more below the Ar1 point, during the slow cooling, and when the cooling stop temperature is set to 450 ° C. or less, during the subsequent tempering heat treatment, Mo and Nb that are fine and consistent with the substrate is to obtain a composite carbide or Mo and Ti, Nb, Ti, the complex carbide and V high density.
[0066]
In order for Mo, Nb, and Ti in a solid solution state to significantly improve the high-temperature strength, the total amount at 800 ° C. is required to be 1 × 10 ⁻³ or more in terms of molar concentration.
[0067]
Moreover, the steel of this invention can fully receive the effect of this invention also as steel materials, such as a steel pipe, a thin steel plate, and a shaped steel other than a thick steel plate.
[0068]
【Example】
Steel pieces obtained by melting steel having the component composition shown in Table 1 were made into steel plates having a thickness of 6 to 50 mm under the production conditions shown in Tables 2 and 3. Among these, 1-A to 14-N are examples of the present invention, and 15-O to 34A are comparative examples.
[0069]
The average particle spacing of the composite carbides in Tables 2 and 3 is (Mo, Nb) , (Mo, Ti) with particle diameters of 0.005 to 0.2 μm from 10 pieces of 50,000 times electron micrographs. , (Mo, V), ( Mo, Nb, Ti), (Mo, Nb, V), (Mo, Ti, V), (Mo, Nb, Ti, V) of all the composite carbide were measured, respectively The average particle spacing was measured.
[0070]
Moreover, the total molar concentration of solid solution Mo, Nb, Ti showed the thermodynamic calculation value of the total molar concentration of Mo, Nb, Ti dissolved in steel at 800 degreeC.
[0071]
Various properties of these steel sheets are shown in Tables 2 and 3.
[0072]
The underlined items in each table are those that deviate from the scope of the present invention or that do not reach the target values of the respective characteristics.
[0073]
The lower limit of the room temperature yield strength is over 455 N / mm ² , and the target value of 800 ° C. yield strength is 137 N / mm ² .
[0074]
Toughness was evaluated by a Charpy impact test at −20 ° C., and the target value was an absorbed energy value vE-20 ≧ 27 J.
[0075]
Further, welding with a heat input of 5 kJ / mm was applied, and Charpy impact test specimens were collected from the most coarse-grained region of the heat-affected zone and evaluated, and the target value is also an absorbed energy value of −20 ° C. vE-20 ≧ 27J.
[0076]
Invention Examples 1-A to 14-N all have an Ac1 transformation temperature in the range of 800 ° C. to 900 ° C., the average particle spacing of the composite carbide is 20 μm or less, and the room temperature yield strength is over 455 N / mm ² . The 800 ° C. yield strength exceeds 137 N / mm ² and the 700 ° C. yield strength is also high.
[0077]
Further, the −20 ° C. absorbed energy (vE-20) of the base material and the weld heat affected zone is 27 J or more.
[0078]
Further, among these examples of the present invention, 2-B, 3-C, 6-F, 7-G, 8-H, 10-J, and 14-N are dissolved in steel at 800 ° C. The total amount of Mo, Nb, and Ti is 1 × 10 ⁻³ or more in terms of molar concentration, and the 800 ° C. yield strength is 150 N / mm ² or more.
[0079]
On the other hand, since Comparative Example 15-O has a low C, the composite carbide average particle spacing is large, the 800 ° C. yield strength is low, and the room temperature yield strength is also low. Since Comparative Example 16-P has a high C, the Ac1 transformation temperature is low, the 800 ° C. yield strength is low, and the base metal and the weld heat affected zone toughness are also low. Since Comparative Example 17-Q has high Si, the weld heat affected zone toughness is low.
[0080]
Since Comparative Example 18-R has a high Mn, Comparative Example 27-AA has a high Ni, and Comparative Example 28-AB has a high Cr, the Ac1 transformation temperature is low and the 800 ° C. yield strength is also low. Since Comparative Example 19-S has a low Mo and Comparative Example 25-Y has a low B, the composite carbide average particle spacing is large and the 800 ° C. yield strength is low.
[0081]
Since Comparative Example 21-U has low Nb and Comparative Example 23-W has low Ti, the average grain spacing of the composite carbide is large, the 800 ° C. yield strength is low, and the room temperature yield strength is also low.
[0082]
Since Comparative Example 20-T has a high Mo and Comparative Example 24-X has a high Ti, the weld heat affected zone toughness is low.
[0083]
Comparative Example 22-V has a high Nb, Comparative Example 26-Z has a high V, Comparative Example 29-AC has a high Mg, and Comparative Example 30-AD has a high Ca. Affected zone toughness is low.
[0084]
In Comparative Example 31-A, since the heating temperature during rolling is low, the composite carbide average particle spacing is large, the 800 ° C. yield strength is low, and the room temperature yield strength is also low.
[0085]
Since Comparative Example 32-B has a low cumulative rolling reduction in a temperature range of 930 ° C. or lower and 830 ° C. or higher, Comparative Example 33-B has a low cooling rate, and Comparative Example 34-A has a high tempering temperature. The composite carbide average particle spacing is large and the 800 ° C. yield strength is low.
[0086]
[Table 1]

[0087]
[Table 2]

[0088]
[Table 3]

[0089]
[Table 4]

[0090]
【The invention's effect】
According to the present invention, a steel having a room temperature yield stress exceeding 455 N / mm ² , a high strength at high temperatures up to 800 ° C., and particularly exhibiting excellent performance as a high strength steel for high temperature fireproof building structures and its thick steel plate Method can be provided, and its effect on the industry is extremely large.

Claims (7)

質量％で、
Ｃ ：０．０２〜０．１０％、
Ｓｉ：０．０２％〜０．８％、
Ｍｎ：０．５％以下、
Ａｌ：０．００１〜０．１％、
Ｍｏ：０．３％超〜１．０％、
Ｎｂ：０．０１〜０．２０％、
Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、
Ｂ ：０．０００５〜０．０１０％
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、Ａｃ１変態温度が８００〜９００℃であって、粒子径０．００５〜０．２μｍの（Ｍｏ，Ｎｂ）、（Ｍｏ，Ｔｉ）、（Ｍｏ，Ｎｂ，Ｔｉ）のいずれかの複合炭化物の１種あるいは２種以上が、平均粒子間隔２０μｍ以下で鋼中に分散していることを特徴とする、常温降伏応力が４５５Ｎ／ｍｍ^２超で８００℃高温特性に優れる耐火建築構造用高強度鋼。% By mass
C: 0.02-0.10%,
Si: 0.02% to 0.8%,
Mn: 0.5% or less,
Al: 0.001 to 0.1%,
Mo: more than 0.3% to 1.0%,
Nb: 0.01-0.20%,
Ti: 0.01-0.10%,
B: 0.0005 to 0.010%
(Mo, Nb) , (Mo, Ti) , (Mo, with an Ac1 transformation temperature of 800 to 900 ° C. and a particle diameter of 0.005 to 0.2 μm . Nb, Ti) one or more of the composite carbides of any one of Nb and Ti) is dispersed in the steel with an average particle spacing of 20 μm or less, and the room temperature yield stress exceeds 455 N / mm ² and is 800 ° C. High-strength steel for fireproof building structures with excellent high temperature characteristics. 質量％で、
Ｃ ：０．０２〜０．１０％、
Ｓｉ：０．０２％〜０．８％、
Ｍｎ：０．５％以下、
Ａｌ：０．００１〜０．１％、
Ｍｏ：０．１〜１．０％、
Ｎｂ：０．０１〜０．２０％、
Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、
Ｖ ：０．０１〜０．２０％、
Ｂ ：０．０００５〜０．０１０％
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、Ａｃ１変態温度が８００〜９００℃であって、粒子径０．００５〜０．２μｍの（Ｍｏ，Ｎｂ）、（Ｍｏ，Ｔｉ）、（Ｍｏ，Ｖ）、（Ｍｏ，Ｎｂ，Ｔｉ）、（Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖ）、（Ｍｏ，Ｔｉ，Ｖ）、（Ｍｏ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖ）のいずれかの複合炭化物の１種あるいは２種以上が、平均粒子間隔２０μｍ以下で鋼中に分散していることを特徴とする、常温降伏応力が４５５Ｎ／ｍｍ^２超で８００℃高温特性に優れる耐火建築構造用高強度鋼。% By mass
C: 0.02-0.10%,
Si: 0.02% to 0.8%,
Mn: 0.5% or less,
Al: 0.001 to 0.1%,
Mo: 0.1 to 1.0%,
Nb: 0.01-0.20%,
Ti: 0.01-0.10%,
V: 0.01-0.20%,
B: 0.0005 to 0.010%
(Mo, Nb) , (Mo, Ti) , (Mo, with an Ac1 transformation temperature of 800 to 900 ° C. and a particle diameter of 0.005 to 0.2 μm . V) , (Mo, Nb, Ti) , (Mo, Nb, V) , (Mo, Ti, V) , (Mo, Nb, Ti, V) , or one or more of the composite carbides A high-strength steel for fireproof building structures having a normal temperature yield stress of more than 455 N / mm ² and excellent 800 ° C. high temperature characteristics, characterized by being dispersed in steel with an average particle spacing of 20 μm or less. さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．１〜２．０％、
Ｎｉ：０．１〜０．５％、
Ｃｒ：０．１〜１．０％
のうちの１種または２種以上を含むことを特徴とする、請求項１または２に記載の常温降伏応力が４５５Ｎ／ｍｍ²超で８００℃高温特性に優れる高強度耐火建築構造用鋼。Furthermore, in mass%,
Cu: 0.1 to 2.0%,
Ni: 0.1 to 0.5%,
Cr: 0.1 to 1.0%
The high-strength fireproof building structural steel according to claim 1 or 2, wherein the room temperature yield stress exceeds 455 N / mm ² and is excellent in high-temperature characteristics at 800 ° C. さらに、質量％で、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、
Ｃａ：０．０００１〜０．０１％
のうちの１種または２種を含むことを特徴とする、請求項１ないし３のいずれか１項に記載の常温降伏応力が４５５Ｎ／ｍｍ²超で８００℃高温特性に優れる高強度耐火建築構造用鋼。Furthermore, in mass%,
Mg: 0.0001 to 0.01%
Ca: 0.0001 to 0.01%
A high-strength refractory building structure having a normal temperature yield stress of more than 455 N / mm ² and excellent in high-temperature characteristics at 800 ° C. Steel. 前記鋼が、８００℃で固溶するＭｏ、Ｎｂ、Ｔｉを、合計でモル濃度１×１０^-3以上含有することを特徴とする、請求項１ないし４のいずれか１項に記載の常温降伏応力が４５５Ｎ／ｍｍ²超で８００℃高温特性に優れる高強度耐火建築構造用鋼。5. The room temperature yield according to claim 1, wherein the steel contains Mo, Nb, and Ti, which are solid-solved at 800 ° C., in total at a molar concentration of 1 × 10 ⁻³ or more. A high-strength fire-resistant building structural steel with excellent stress at high temperature of 800 ° C with stress exceeding 455 N / mm ² . 請求項１ないし５のいずれか１項に記載の成分組成を有する鋼片または鋳片を、１２００℃以上に加熱し、９３０℃以下８３０℃以上の温度域で仕上げ板厚に対して４０％以上の累積圧下率を確保する熱間圧延を行い、圧延終了後、８００℃以上の温度からの鋼板表面の平均冷却速度が２℃／ｓ以上の冷却を行い、冷却停止温度を４５０℃以下とした後に鋼板を５７５℃以下２５０℃以上の温度範囲で２０分以上の焼戻し熱処理を行うことを特徴とする、常温降伏応力が４５５Ｎ／ｍｍ²超で８００℃高温特性に優れる耐火建築構造用高強度鋼板の製造方法。A steel slab or cast slab having the composition according to any one of claims 1 to 5 is heated to 1200 ° C or higher, and 40% or more of the finished plate thickness in a temperature range of 930 ° C or lower and 830 ° C or higher. The steel sheet is hot-rolled to ensure the cumulative reduction ratio of the steel sheet, and after the rolling, the steel sheet is cooled at an average cooling rate of 2 ° C./s or higher from a temperature of 800 ° C. or higher, and the cooling stop temperature is set to 450 ° C. or lower. The steel sheet is later subjected to a tempering heat treatment at a temperature range of 575 ° C. or lower and 250 ° C. or higher for 20 minutes or longer, and a high-strength steel plate for fireproof building structures having a normal temperature yield stress of more than 455 N / mm ² and excellent high-temperature characteristics at 800 ° C. Manufacturing method. 請求項１ないし５のいずれか１項に記載の成分組成を有する鋼片または鋳片を、１２００℃以上に加熱し、９３０℃以下８３０℃以上の温度域で仕上げ板厚に対して４０％以上の累積圧下率を確保する熱間圧延を行い、圧延終了後、８００℃以上の温度からの鋼板表面の平均冷却速度が２℃／ｓ以上の冷却を行い、冷却停止温度をＡr1点以下４５０℃以上とすることを特徴とする、常温降伏応力が４５５Ｎ／ｍｍ²超で８００℃高温特性に優れる耐火建築構造用高強度鋼板の製造方法。A steel slab or cast slab having the composition according to any one of claims 1 to 5 is heated to 1200 ° C or higher, and 40% or more of the finished plate thickness in a temperature range of 930 ° C or lower and 830 ° C or higher. The steel sheet is hot-rolled to ensure the cumulative reduction ratio, and after the end of rolling, the steel sheet is cooled at an average cooling rate of 2 ° C./s or higher from a temperature of 800 ° C. or higher, and the cooling stop temperature is 450 ° C. below the Ar1 point. A method for producing a high-strength steel sheet for a fireproof building structure having a normal temperature yield stress of more than 455 N / mm ² and excellent high-temperature characteristics at 800 ° C.