JP4954507B2

JP4954507B2 - 耐火性に優れたｈ形鋼およびその製造方法

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Publication number: JP4954507B2
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Inventors: 卓吉田; 和彦江田; 裕史北
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Filing date: 2005-07-15
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Description

本発明は、建築構造用部材として用いられる、低降伏点比でかつ靭性と耐火性に優れたＨ形鋼（以降、耐火Ｈ形鋼と略記する。）およびその製造方法に関するものである。

従来、昭和６２年３月制定の建設省（現国土交通省）告示第３３２号に基づいて、高温設計強度を確保し、建築構造物に使用される鋼材の耐火被覆の不要化または低減を可能とする「新耐火設計法」に供される耐火鋼材が提供されている。

このような動向に対応し、Ｈ形鋼についても、Ｍｏ系の炭化物の析出により６００℃での強度を確保する技術、すなわち析出強化技術をベースとして高温域での強度および降伏比の確保、即ち、耐火性を確保した多くの先行技術が開示されている。

本発明者は、例えば特許文献１に示す通り、こうした、（１）析出強化技術に加えて、（２）溶鋼の溶存酸素をＴｉ、Ｂ、Ｍｇなどによって脱酸して得る酸化物の個数を制御する技術、すなわち、オキサイドメタラジー技術を付与した耐火Ｈ形鋼を開発してきた。オキサイドメタラジー技術には、次のような効果がある。

Ｈ形鋼の製造工程においては、鋼材断面内の形状不均一に伴って、圧延仕上げ温度および冷却速度が部位により異なることが主因となって、断面内ミクロ組織の不均一、すなわち、結晶粒径の不均一が発現し、機械的特性の断面内ばらつきが生じる。

特に、フランジ部のなかで、フランジとウェブが結合するフィレット部（図１、参照）は、他のフランジ部と比較して、圧延加工による歪量が小さいうえに、高温域での加工を強いられる。

Ｈ断面部位（図１、参照。）において、フィレット、１／４フランジ、および、ウェブの３点の間で、仕上げ温度差にして１５０℃程度の差異が発生する場合がある。この圧延温度履歴差に起因する断面部位間の機械的特性の差違を解消しなければならない。

ここで、Ｔｉオキサイド等のフェライト粒内変態核を分散させ、粒内変態を促進させることにより、熱間圧延におけるミクロ組織形成の仕上げ温度依存性を低減し、ミクロ組織の微細均一化および機械的特性の均質化を実現する。さらに、結晶粒の均質化効果のみならず、細粒化効果をも発揮するので、母材靭性を改善できる。

特開平９−１０４９４４号公報

本発明者は、例えば、特許文献１に開示されているなどの耐火性に優れたＨ形鋼を製造していたが、以下の問題点を明らかにし、該問題点を解消すべく改善を重ねた。

特許文献１のように、オキサイドメタラジー技術を適用してＨ形鋼に耐火性を付与する技術には、鋼片製造段階において、Ｔｉ添加前の酸素濃度制御およびその後のＴｉ添加など、汎用プロセスと比較して、複雑な工程を必要とするので、生産能力減および製造原価高などの問題が生じていた。

さらに、析出強化は、高温域での強度および降伏比の確保、つまり、耐火性の確保には有効であるが、特許文献１で開示されているＭｏ系炭化物は、主として、Ｍｏ₂Ｃで、特許文献１開示の成分範囲においては、６００〜６５０℃の温度範囲で、鋼中へ完全に固溶することが予測される。

このような場合、鋼材強度に対する合金炭化物および合金炭窒化物の析出強化による効果は消失してしまう。

また、析出強化の主たる制御要素は、合金炭化物および合金炭窒化物の析出量（以下「析出モル分率」で示す。）であり、これには温度依存性がある。温度依存性は、鋼中の炭素濃度や、合金炭化物および合金炭窒化物の種類などに起因する熱力学特性の影響を受ける。

炭素濃度の影響とは、炭窒化物を生成するＭｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃｒ等（合金元素）の濃度と比較して十分に多い場合には、温度低下に伴うフェライト中の固溶炭素濃度の低下に伴って、析出に寄与する炭素量が多くなるため、合金炭化物および合金炭窒化物の合計析出モル分率も多くなる。

この結果、温度低下幅が同一でも炭素濃度が多くて合金炭化物および合金炭窒化物の合計析出モル分率の増加幅が大きい場合、常温での強度および降伏比までも大きくなり過ぎていた。

本発明者は、合金炭化物および合金炭窒化物は、材料製造時の再加熱工程で一旦溶体化されて、後続の熱間圧延工程での冷却過程で析出する合金炭化物および合金炭窒化物でなければ、析出強化に効果的に寄与しないから、合金炭化物および合金炭窒化物にとっては、熱力学特性が安定していることだけが望ましいことではなく、加熱温度において固溶する程度とする必要があるという考えに至った。

そして、以上の課題について精査した結果、高温域および常温域での合金炭化物および合金炭窒化物の析出モル分率の変動幅を、適切に制御する必要があるが、そのためには、具体的には、以下の項目を考慮して、鋼の成分設計を行う必要があることを知見した。

（ｉ）常温域に至った時の、強度および降伏比の過剰な増大を抑制するため、常温域での合金炭化物および合金炭窒化物の合計析出モル分率を抑制する。

（ii）高温域での強度を確保するため、所定の高温域での所定量以上の合金炭化物および合金炭窒化物の合計析出モル分率を確保する。

こうした観点を踏まえて、本発明者は、合金炭化物および合金炭窒化物の設計を種々行った。析出量については、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃｒ等の合金炭化物および合金炭窒化物を構成する合金元素群と、ＣおよびＮとの量的バランスで制御し、熱力学特性については、合金元素群の中で相互の量的バランスで制御するＨ形鋼を発明した。

なお、本発明で対象とする「合金炭窒化物・析出物」とは、セメンタイトを除く合金炭化物および合金炭窒化物の合計を意味する。

具体的には、特に６００〜６５０℃の温度範囲で、鋼中へ完全に固溶してしまう可能性の高いＭｏ系炭化物（主としてＭｏ₂Ｃ）が析出物の主体の場合では、鋼材強度に対する合金炭化物の析出強化による寄与は消失してしまう可能性がある。

そこで、これらＭｏ系炭化物の一部代替として、Ｍ₂Ｃ型よりも高温域での安定性の高いＭＣＮ型炭窒化物に着目し、Ｍ₂Ｃ型炭化物と比較して、ＭＣＮ型炭窒化物の析出量を増加させて、上記の課題を解決することが有効であることを見出した。

Ｍｏ系炭化物（Ｍ₂Ｃ系）以外の合金炭窒化物を形成させるべく、Ｍｏ代替として、主にＮｂを増やすのが好ましく、ＮｂおよびＭｏの添加量には、適正な添加量バランスがあり、ＮｂおよびＭｏを主体とした好ましい種類の合金炭化物および合金炭窒化物の生成を制御できることを知見した。

なお、常温とは、０〜３０℃程度の温度範囲を指すのが一般的であるが、実際の析出挙動は、一般的な常温近傍では、鋼中の合金元素および炭素、窒素等の固溶元素の拡散が著しく低下することが知られている。

つまり、３００℃未満から一般的な常温の温度範囲では、３００℃の平衡状態がほぼ維持されるが故に、本発明の説明では、便宜上、３００℃の析出状態を常温の析出状態に代わって代表させた。

本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は、以下のとおりである。

（１）質量％で、本質的に、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｍｏ：０．１〜０．３％、Ｎｂ≦０．０６％、Ｎ：０．００２〜０．０１２％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｎ：０．４〜１．６％、Ａｌ≦０．０１％を含み、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる耐火性に優れたＨ形鋼であって、（ｘ）６００℃での合金炭化物および合金炭窒化物の合計析出モル分率が０．２％以上、（ｙ）合金炭化物および合金炭窒化物の合計析出モル分率＝（３００℃での合金炭化物および合金炭窒化物の合計析出モル分率）／（６００℃での合金炭化物及び合金炭窒化物の合計析出モル分率）が４．０以下、（ｚ１）フランジ部の常温引張強度が４００ＭＰａ以上、（ｚ２）６００℃での０．２％耐力が１５７ＭＰａ以上、かつ、（ｚ３）０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが１００Ｊ以上であることを特徴とする耐火性に優れたＨ形鋼。

（２）さらに、質量％で、Ｖ≦０．２０％、Ｔｉ≦０．０２％、Ｃｒ≦０．７％、Ｎｉ≦１．０％、Ｃｕ≦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）に記載の耐火性に優れたＨ形鋼。

（３）上記（１）〜（２）のいずれかに記載の成分組成を有する鋼片を、１１００〜１３００℃に再加熱した後、熱間圧延を開始し、フランジ部の表面温度を８６０℃以上として仕上げ、次いで、放冷するか、または、加速冷却後、放冷することを特徴とする耐火性に優れたＨ形鋼の製造方法。

（４）前記熱間圧延工程において、Ｈ形鋼のフランジ部の表面を７００℃以下にまで水冷し、復熱過程で圧延する水冷・圧延サイクルを１回以上行うことを特徴とする上記（３）に記載の耐火性に優れたＨ形鋼の製造方法。

（５）前記加速冷却において、６００℃までの平均冷却速度を０．５〜５．０℃／ｓとなるように加速冷却を行うことを特徴とする上記（４）に記載の耐火性に優れたＨ形鋼の製造方法。

本発明によれば、所定の成分組成とした鋼片を、圧延仕上げ温度８６０℃以上で熱間圧延する等の所定の製造工程を経ることにより、適正なＮｂとＭｏの添加量バランスの下で、ＮｂおよびＭｏを主体とした合金炭化物および合金炭窒化物を形成し、所要の高温強度および常温での機械的特性を有する耐火性に優れたＨ形鋼およびその製造方法を提供することができる。

まず、本発明において、圧延に供する鋼片の化学成分を限定した理由について説明する。なお、％は、質量％を意味する。

Ｃは、鋼の強度を向上させる有効な成分として添加するが、０．０３％未満では、構造用鋼として必要な強度が得られず、一方、０．１５％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（ＨＡＺ）靭性等を著しく低下させる。したがって、Ｃは０．０３〜０．１５％が好ましい。

Ｓｉは、脱酸元素として機能することに加えて、母材の強度確保に必要な成分であるが、０．０５％未満では、殆ど強度向上に寄与せず、一方、０．５０％超では、ＨＡＺにおいて硬化組織である高炭素島状マルテンサイトを生成し、靭性を著しく損なう。したがって、Ｓｉは０．０５〜０．５０％が好ましい。

Ｍｎは、母材の強度、靭性の確保のために、０．４％以上添加する必要があるが、１．６％を超える添加は、ＨＡＺ靭性、耐割れ性を損なう。したがって、Ｍｎは０．４〜１．６％が好ましい。

Ｍｏは、炭化物を生成する合金元素である。本発明は、この炭化物の析出により、常温および高温強度を確保するので、これら強度の確保に有効な成分である。０．１％未満では、充分な高温強度が確保できず、一方、０．６％超では、焼入れ性が上昇しすぎて、母材靭性およびＨＡＺ靭性を損なう。したがって、Ｍｏは０．１〜０．６％が好ましい。

さらに、限定すれば０．２５〜０．４％がより好ましく、最も好ましいのは０．２５〜０．３％である。

Ｎｂは、ＶやＴｉと同様に、Ｍ（Ｃ、Ｎ）型炭窒化物を構成し、析出強化に寄与する合金元素である。ただし、Ｎｂが０．０６％を超える場合、熱間圧延前の加熱温度１１００〜１３００℃でも溶体化されない炭窒化物量が増加し、析出強化には寄与しない。さらに、Ｎｂは０．０３〜０．０４％がより好ましい。

また、Ｎｂが０．０２％に満たない場合、析出強化による強度向上が不十分である。したがって、Ｎｂは０．０２〜０．０６％が好ましい。

Ｎは、炭窒化物を構成する重要な成分であり、０．００２％未満では、析出量が不充分で、一方、０．０１２％超では、母材靭性を著しく低下させる。したがって、Ｎは０．００２〜０．０１２％が好ましい。

Ａｌは、強力な脱酸元素であるが、０．０１％を超えて含有すると、Ｎと化合してＡｌＮを析出させ、本発明の特徴である炭窒化物の析出量を低減させる。したがって、Ａｌは０．０１％以下が好ましい。

次に、本発明において選択的に添加する合金元素の濃度範囲に係る限定理由について、説明する。

Ｖは、ＮｂやＴｉと同様に、Ｍ（Ｃ、Ｎ）型炭窒化物を構成し、析出強化に寄与する合金元素である。また、Ｖは、本発明におけるＮｂ添加、または、ＮｂとＴｉの複合添加により生成するＭ（Ｃ、Ｎ）型炭窒化物に固溶し、（Ｎｂ、Ｖ）（Ｃ、Ｎ）または（Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ）（Ｃ、Ｎ）を構成し、炭窒化物の熱安定性を変化させる。

具体的には、Ｖ添加により、Ｍ（Ｃ、Ｎ）型炭窒化物の熱力学特性を低温域側にシフトさせ、溶体化温度を低下させることができる。このことに加え、Ｖは、Ｍｏを主体とするＭ₂Ｃ型炭化物に固溶して（Ｍｏ、Ｖ）₂Ｃを形成し、Ｍ₂Ｃ型炭化物の熱力学特性を高温側にシフトさせる。

ただし、Ｖが０．２０％を超えると、Ｎｂとの複合効果により、熱間圧延前の加熱温度１１００〜１３００℃でも溶体化されない炭窒化物量が増加し、析出強化には寄与しない。したがって、Ｖは０．２０％以下が好ましい。

Ｔｉは、ＮｂやＶと同様に、Ｍ（Ｃ、Ｎ）炭窒化物を構成し、析出強化に寄与する合金元素である。本発明におけるＶ添加、または、ＶとＮｂの複合添加により生成するＭ（Ｃ、Ｎ）型炭窒化物に固溶し、（Ｖ、Ｔｉ）（Ｃ、Ｎ）または（Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）を構成して、炭窒化物の熱安定性を変化させる。

具体的には、Ｔｉ添加により、Ｍ（Ｃ、Ｎ）型炭窒化物の熱安定性を、高温域まで拡大する。ただし、Ｔｉが０．０２％を超えると、熱間圧延前の加熱温度１１００〜１３００℃でも溶体化されない炭窒化物量が増加し、析出強化には寄与しない。したがって、Ｔｉは０．０２％以下が好ましい。

Ｃｒは、焼入れ性の向上と析出硬化により、母材の常温強度および高温強度上昇に有効な成分であるのみならず、鋼表面の粒界酸化を抑制して表面性状（平滑性）の改善にも機能する合金元素である。ただし、０．７％超の添加は、母材靭性およびＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼす。したがって、Ｃｒは０．７％以下が好ましい。

Ｎｉは、母材の靭性を高めるのに有効な合金元素である。ただし、１．０％超の添加は、成分コストを著しく上昇させるので、Ｎｉは１．０％以下が好ましい。

Ｃｕは、母材の強化に有効な合金元素であるが、同時に焼入れ性を上昇させ、母材靭性およびＨＡＺ靭性を損なう合金元素でもある。したがって、Ｃｕは１．０％以下が好ましい。

合金炭化物および合金炭窒化物の組成や、析出モル分率は、実際に、電子顕微鏡レベルのミクロ組織観察および分析により実測することが可能であるが、比較的簡便な判定方法として、熱力学平衡計算プログラムを用いる計算を採用してもよい。

なお、本発明で採用した熱力学平衡計算プログラムは、市販ソフトウェア「Thermo-Calc」で、データベースは「ＳＳＯＬ」であるが、ソフトウェアおよびデータベースの採用に関しては、信頼性の高いものであれば、この限りではない。

本発明においては、合金炭化物および合金炭窒化物の析出モル分率として、ＭＣＮ型の面心立方晶（Face Centered Cubic）型およびＭ₂Ｃ型の稠密六方晶（Hexagonal Close-Packed）型の２種類の合金炭化物および合金炭窒化物の析出モル分率を合計した値を用いた。この計算条件で、成分、温度を変化させ、析出モル分率の評価を実施した。

６００〜６５０℃の温度範囲で鋼中に完全に固溶してしまって析出強化に寄与しなくなる可能性の高いＭｏ系炭化物の一部代替としてＮｂを増やすのが好ましい。

Ｎｂを０．０６％以下の範囲で含有する本発明の成分範囲において、合金炭化物および合金炭窒化物を構成する合金元素群の中のＭｏおよびＮｂに注目し、ＣおよびＮの量とのバランスから、合金炭化物および合金炭窒化物の種類と、それによる各温度での析出強化モル分率を変動させて、各温度および常温での機械特性を調べた。

析出モル分率については、Ｍｏを主成分とし、Ｖ、Ｎｂも一部固溶する合金炭化物をＭ₂Ｃ型とし、Ｖ、Ｎｂを主成分とし、Ｍｏも一部固溶する合金炭窒化物をＭＣＮ型として、熱力学平衡計算によって予測するのが好ましい。連続冷却で行われる実プロセスの場合は、熱力学平衡計算値とは若干相違するので補正するとよい。

まず、耐火性を確保するためには、６００℃での機械特性、特に０．２％耐力が重要である。１５７ＭＰａ以上が必要である。

合金元素群、ＣおよびＮのバランスを変動させて、合金炭化物および合金炭窒化物の合計析出モル分率を０〜１．０％の範囲で変動させて調べた結果、０．２％以上にするとよいことが判った。

次に、常温での強度および降伏比までも大きくなり過ぎる問題を解消するために、合金炭化物および合金炭窒化物の合計析出モル分率の比、即ち、３００℃での値と６００℃での値との比と、各温度および常温での機械特性の適性化を調べた。

すなわち、常温での過剰な強度を押さえつつ耐火性を確保し、これらを両立させるためには、常温では、（１）フランジ部の引張強度を４００ＭＰａ以上、かつ、（２）０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーを１００Ｊ以上を確保しつつ、耐火性については、（３）６００℃での０．２％耐力を１５７ＭＰａ以上とする必要があることが判った。

特に、Ｍｏの代替としてＮｂを含有させた上で、合金元素群の量と、ＣおよびＮとのバランスを変動させて、合金炭化物および合金炭窒化物の合計析出モル分率を０〜１０．０％の範囲で変動させた結果、４．０以下とするとよいことが判った。

以上により、Ｍｏの代替としてＮｂを含有させた上で、合金元素群の量と、ＣおよびＮとのバランスを変動させた結果、例えば、図２（ａ）および図２（ｂ）に示すような合金炭化物および合金炭窒化物を、新たに設計できる。

ここで、ＶおよびＮｂも一部固溶する合金炭化物であるＭ₂Ｃ型と、ＶおよびＮｂを主成分とし、Ｍｏも一部固溶する合金炭窒化物であるＭＣＮ型とを合計した量を、「total」として折れ線で図示する。

Ｎｂを０．０２％含有する例を、図２（ａ）に示す。６００℃での合金炭化物および合金炭窒化物の合計析出モル分率は０．５４％である。また、６００℃から３００℃に温度が低下した場合の合金炭化物および合金炭窒化物の合計析出モル分率は、約０．５４％から約１．２８％に増大するに留まって、それらの比は２．３７であって、本発明で規定する要件の４．０以下を満たすことが判る。

Ｎｂを０．０６％含有する例を、図２（ｂ）に示す。６００℃での合金炭化物および合金炭窒化物の合計析出モル分率は約０．４１％である。一方、３００℃での合金炭化物および合金炭窒化物の合計析出モル分率は約１．１４％である。この結果、両者の比は２．７８に抑えられており、本発明で規定する要件の４．０以下を満たすことが判る。

これらに示す通り、結果として、この析出物による析出強化効果についても、６００℃での耐火性を維持しつつ、常温での過剰な強度増大を抑えることが可能となる成分設計技術である。

図３（ａ）および図３（ｂ）に従来技術を示す。図３（ａ）も図３（ｂ）も、成分範囲は本発明で規定する成分範囲に包含されている。

図３（ａ）に示す従来技術では、６００℃での合金炭化物および合金炭窒化物の合計析出モル分率が約０．１６％であって、本発明で規定する要件の０．２０％以上を満足していない。さらに、６００℃と３００℃とでの合計析出モル分率比も４．６と、本発明で規定する要件の４．０以下を満足しておらず、結果的に常温での強度が高くなり過ぎてしまっている。

また、図３（ｂ）に示す従来技術では、６００℃での合金炭化物および合金炭窒化物の合計析出モル分率が約０．２０４％と、本発明で既定する要件の０．２％以上を満足している。

しかし、６００℃と３００℃とでの合計析出モル分率の比は、３００℃での合金炭化物および合金炭窒化物の合計析出モル分率が約０．８４％となってしまった結果、４．２と大きくなっており、本発明で規定する要件の４．０以下から逸脱している。これにより、常温での強度が強化され過ぎていることが判る。

合金炭化物および合金炭窒化物など析出物のサイズについても影響があるので、目標とする強度に応じて、該サイズを、１０〜１０００ｎｍに微細化するなどの工夫を追加するのが好ましい。熱間圧延前に一旦溶体化し、熱間圧延から冷却過程で析出させるプロセスと、６００℃で保持して析出させるプロセスがよい。

本発明では、３００〜６００℃の範囲内において温度依存性の少ない安定した析出量を示すＭＣＮ型炭窒化物と、同温度範囲において比較的温度依存性の高いＭ₂Ｃ型炭化物との析出量比を特に規定しないが、従来と比較すれば、ＭＣＮ型炭窒化物析出量／Ｍ₂Ｃ型炭化物析出量の比（以下、ＭＣＮ／Ｍ₂Ｃ比）を増加させている点に特徴がある。

例えば、高温域の一例として６００℃を取りあげてみた場合、ＭＣＮ／Ｍ₂Ｃ比を０．１以上とすることで効果が顕著になる。ただし、Ｍ₂Ｃ総量を低減した場合には、ＭＣＮ／Ｍ₂Ｃ比だけで決め難いので、例え０．１未満であっても、本発明で規定する範囲から排除されるものではない。

次に、熱間圧延工程でのプロセスについて限定した理由を述べる。

まず、鋼片を１１００〜１３００℃に再加熱する。再加熱温度を１１００〜１３００℃に限定したのは、Ｈ形鋼の熱間圧延において、オーステナイト域での加工を行うに十分な温度を確保するとともに、合金炭化物および合金炭窒化物を一旦溶体化して、析出強化を十分に発現させるためである。

再加熱後、鋼片を熱間圧延するが、その工程は、基本的には、孔型圧延によるブレークダウン工程、エッジャー圧延機とユニバーサル圧延機から構成される中間ユニバーサル圧延機群による中間圧延工程、および、ユニバーサル圧延機による仕上げ圧延工程により構成される。なお、上記工程には、Ｈ形鋼のウェブ高を制御するスキューロール圧延工程も含まれる。

上記圧延工程において、上記ブレークダウン工程にて、孔底中央に突起を有し、孔底幅の異なる孔型を複数配置した圧延ロールで、鋼片の幅方向に圧延加工を施し、より適正なフランジ幅およびウェブ高さを確保する。

続いて、上記中間圧延工程にて、エッジャー圧延機で、適正なフランジ幅を確保し、また、ユニバーサル圧延機で、適正なウェブ厚とフランジ厚を確保する。さらに、仕上げ圧延工程で、フランジ部の表面温度を８６０℃以上として、所定のＨ形鋼サイズに成形する。

本発明では、例えば、ウェブ厚９ｍｍ、フランジ厚１２ｍｍ、ウェブ高さ５００ｍｍ、フランジ幅２００ｍｍのＨ形鋼から、ウェブ厚４０ｍｍ、フランジ厚６０ｍｍ、ウェブ高さ５００ｍｍ、フランジ幅５００ｍｍの大型Ｈ形鋼を対象とするのが好ましい。

再加熱後の熱間圧延においては、圧延中、Ｈ形鋼のフランジ部表面を７００℃以下にまで水冷し、復熱過程で圧延する水冷・圧延サイクルを１回以上行うことが好ましい。

前述したように、Ｈ形鋼の形状に起因して、ウェブよりも、フィレットおよびフランジが高温となるので、この温度の不均一を軽減するため、圧延工程において、上記水冷・圧延サイクルを１回以上行う。なお、上記水冷・圧延サイクルは、Ｈ形鋼のサイズ、圧延パス回数に併せて、１回以上適宜の回数実施するのが好ましい。

本発明において、熱間圧延の終了後は、放冷するか、または、加速冷却後、放冷するのが好ましい。この冷却過程で、ミクロ組織を細粒化して、Ｈ形鋼の常温強度、靭性および高温強度を高めることができる。

放冷前に、加速冷却を行う場合、６００℃までの平均冷却速度が０．５〜５．０℃／ｓとなる加速冷却を行うことが、ミクロ組織をより微細化する点で好ましい。

本発明においては、上記冷却工程を経て、フランジ部の常温引張強度が４００ＭＰａ級で、６００℃での０．２％耐力が１５７ＭＰａ以上、かつ、０℃シャルピー衝撃吸収エネルギーが１００Ｊ以上の機械的性質を有する耐火性に優れたＨ形鋼、および、フランジ部の常温引張強度が４９０ＭＰａ級で、６００℃での０．２％耐力が２１７ＭＰａ以上、かつ、０℃シャルピー衝撃吸収エネルギーが１００Ｊ以上の機械的性質を有する耐火性に優れたＨ形鋼を製造することができる。

次に、本発明の実施例について説明するが、実施例の条件は、本発明の実施可能性および効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。

表１に示す成分組成を有し、かつ、平衡計算によって６００℃および３００℃での合金炭化物および合金炭窒化物の析出モル分率をそれぞれ求めて試作した鋼（発明鋼と比較鋼）を転炉で溶製し、連続鋳造により、２４０〜３００ｍｍ厚のスラブ鋼片を鋳造した。

表中、「tr」は、トレース（＝分析しても検出不可能か、もしくは不可避不純物レベル）を意味する。

比較鋼とした試作鋼ａ〜ｅについて、ａは、本発明の要件である６００℃での合金炭化物および合金炭窒化物の合計析出モル分率が０．２％以上を満たしていないものであり、ａ〜ｅは、（３００℃での合金炭化物および合金炭窒化物の合計析出モル分率）／（６００℃での合金炭化物および合金炭窒化物の合計析出モル分率）で求める比が４．０以下とした要件を満たしていないものである。

上記鋼片を１１００〜１３００℃に再加熱した後、孔型圧延によるブレークダウン工程、エッジャー圧延機とユニバーサル圧延機から構成される中間ユニバーサル圧延機群による中間圧延工程、および、ユニバーサル圧延機による仕上げ圧延工程により構成される熱間圧延工程に供し、所定サイズのＨ形鋼を製造した。

なお、上記熱間圧延工程においては、スキューロール圧延工程により、Ｈ形鋼のウェブ高を、適宜制御した。

上記Ｈ型鋼は、ウェブ厚９ｍｍ、フランジ厚１２ｍｍ、ウェブ高さ５００ｍｍ、フランジ幅２００ｍｍから、ウェブ厚４０ｍｍ、フランジ厚６０ｍｍ、ウェブ高さ５００ｍｍ、フランジ幅５００ｍｍまでのサイズ範囲で製造した。

製造したＨ形鋼の機械的特性は、図１に示すように、フランジにおける板厚ｔ₂の中心部（１／２ｔ₂）でのフランジ幅全長（Ｂ）の１／４および１／２幅（それぞれ１／４Ｂ、１／２Ｂ）、および、ウェブにおける板厚中心部でのウェブ高さの１／２Ｈ）の３箇所から採集した試験片について、各種試験を実施して求めた。

上記フランジ１／４部（１／４Ｂ）における機械的性質は、Ｈ形鋼のフランジ部における機械的特性を代表できるが、今回は常温でのウェブにおける機械的特性が強化され過ぎるという問題点が解消されたことを確認するために、ウェブの機械的特性と３箇所の平均値とを調査した。３箇所の機械的特性の平均値でウェブの機械的特性を除した比を調査した。なお、測定はＣ断面で行った。

表２に、上記試験の結果得られた、常温降伏強度、常温引張強度、常温降伏比、シャルピー試験での０℃衝撃吸収エネルギー値（３点平均値）、６００℃での０．２％耐力を示す。なお、シャルピー試験は、Ｈ形鋼断面部位の中で最も低い値となるフランジ１／２Ｂ部（フィレット）での測定値を採用した。

６００℃での０．２％耐力はＨ形鋼の強度を代表する部位として、フランジ１／４Ｂ部での測定値を採用した。鋼に要求される強度クラスとしては２種類ある。

１つは、ＳＮ４００級と規定される常温引張強度が４００ＭＰａクラス（今回は一例として、４００〜５２０ＭＰａレベル）のものであり、もう１つは、ＳＮ４９０級（今回は一例として、５００〜６１１ＭＰａレベル）、常温引張強度が４９０ＭＰａクラスのものであり、これらを分けて表記した。また、３箇所の機械的特性の平均値でウェブの機械的特性を除した比を併記した。

発明鋼は、本発明で規定する成分組成および合金炭化物および合金炭窒化物の析出モル分率に関する要件を満たし、かつ、製造条件によって降伏強度、引張強度、０℃衝撃吸収エネルギーなど、特に、フランジ部の（６００℃での０．２％耐力）／（常温での降伏強度）で求められる強度比と、常温での降伏比について、目標機械特性および高温（６００℃）での機械特性を満足している。

発明鋼のうち、Ｎｏ．３およびＮｏ．６について、合金炭化物および合金炭窒化物の析出モル分率の総量の温度推移を、図４（ａ）および図４（ｂ）に示す。

合金炭化物および合金炭窒化物の合計析出モル分率の３００℃と６００℃との比を４．０以下に抑える手法として、３００℃での合金炭化物および合金炭窒化物の合計析出モル分率を抑えるアプローチと、６００℃での合金炭化物および合金炭窒化物の合計析出モル分率を大きくするアプローチとを示す。

一方、比較鋼は、本発明で既定する成分条件は満足しているものの、合金炭化物および合金炭窒化物の析出モル分率に関する要件を満たしていないため目標とする常温機械特性および高温機械特性のうちの１つまたは２つ以上を満足していないことが判る。

比較鋼ａ、ｃ、ｄについて、高温（ここでは６００℃）での０．２％耐力がＳＮ４００級のａは、１５７ＭＰａ以上を目標としているにも関わらず、１５７ＭＰａ未満であり、ＳＮ４９０級の比較鋼ｃおよびｄは、２１７ＭＰａを目標としているにもかかわらず、２０６ＭＰａと２０９ＭＰａと未達である。

また、比較鋼ｂは、ＳＮ４００級の目標引張り強度が５１０ＭＰａ以下であるのに対して５４４ＭＰａと、常温で大きくなり過ぎてしまっている。

比較鋼ｅは、ＳＮ４９０級の目標値６１０ＭＰａを超えてしまっている。さらに、１００Ｊ以上を目標とする０℃衝撃吸収エネルギーが不足している。

前述したように、本発明によれば、Ｈ形鋼の製造過程で、適正なＮｂとＭｏの添加量バランスの下で、ＮｂおよびＭｏを主体とした合金炭化物および合金炭窒化物を形成し、所要の高温強度および常温での機械的特性を有する耐火性に優れたＨ形鋼を提供することができる。

したがって、上記Ｈ形鋼は、鋼構造物の構造材として有用であり、本発明は、産業上の利用可能性の大きいものである。

Ｈ形鋼において、ミクロ組織および機械的特性を求めるための試験片を採取する位置（フランジにおける板厚ｔ2の中心部（１／２ｔ2）でのフランジ幅全長（Ｂ）の１／４および１／２幅（それぞれ１／４Ｂ、１／２Ｂ）、および、ウェブにおける板厚中心部でのウェブ高さの１／２Ｈ）を示す図である。Ｎｂを０．０２％含有する本発明の一例を示す図である。６００℃での合金炭化物および合金炭窒化物の合計析出モル分率は、およそ０．５４％となっており、６００℃と３００℃とでの合金炭化物および合金炭窒化物の合計析出モル分率比は２．３７程度である。Ｎｂを０．０６％含有する本発明の一例を示す図である。６００℃での合金炭化物および合金炭窒化物の合計析出モル分率は０．４１％となっており、６００℃と３００℃とでの合金炭化物および合金炭窒化物の合計析出モル分率比は２．７８程度である。なお、ＶおよびＮｂも一部固溶する合金炭化物であるＭ₂Ｃ型の析出モル分率の温度推移（％）と、ＶおよびＮｂを主成分とし、Ｍｏも一部固溶する合金炭窒化物であるＭＣＮ型の析出モル分率の温度推移（％）と、これら２つを合計した「total」の析出モル分率の温度推移（％）の３種類について、折れ線で図示する。従来技術を示す図である。Ｍ₂Ｃ型とＭＣＮ型と、それらを合計した「total」の３種類について、折れ線で図示する。ＭＣＮの温度依存性がＭ₂Ｃに比べて低い一例を示す。６００℃での合金炭化物および合金炭窒化物の合計析出モル分率、および６００℃と３００℃とでの合金炭化物および合金炭窒化物の合計析出モル分率比とが、本発明の範囲を外れている。従来技術を示す図である。Ｍ₂Ｃ型とＭＣＮ型と、それらを合計した「total」の３種類について、折れ線で図示する。６００℃での合金炭化物および合金炭窒化物の合計析出モル分率は本発明の範囲内であるが、６００℃と３００℃とでの合金炭化物および合金炭窒化物の合計析出モル分率比とが、本発明の範囲を外れている。本発明の実施例の発明例Ｎｏ．３を示す図である。本発明の実施例の発明例Ｎｏ．６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フィレット部
Ｂフランジ幅
Ｈウェブの高さ
ｔ1 ウェブの板厚
ｔ2 フランジの板厚

Claims

質量％で、本質的に、
Ｃ：０．０３〜０．１５％、
Ｍｏ：０．１〜０．３％、
Ｎｂ≦０．０６％、
Ｎ：０．００２〜０．０１２％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｎ：０．４〜１．６％、
Ａｌ≦０．０１％
を含み、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる耐火性に優れたＨ形鋼であって、
（ｘ）６００℃での合金炭化物及び合金炭窒化物の合計析出モル分率が０．２％以上、
（ｙ）合金炭化物および合金炭窒化物の合計析出モル分率比＝（３００℃での合金炭化物および合金炭窒化物の合計析出モル分率）／（６００℃での合金炭化物および合金炭窒化物の合計析出モル分率）が４．０以下、
（ｚ１）フランジ部の常温引張強度が４００ＭＰａ以上、
（ｚ２）６００℃での０．２％耐力が１５７ＭＰａ以上、かつ、
（ｚ３）０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが１００Ｊ以上
であることを特徴とする耐火性に優れたＨ形鋼。
さらに、質量％で、
Ｖ ≦０．２０％、
Ｔｉ≦０．０２％、
Ｃｒ≦０．７％、
Ｎｉ≦１．０％
Ｃｕ≦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に記載の耐火性に優れたＨ形鋼。
請求項１〜２のいずれか１項に記載の成分組成を有する鋼片を、１１００〜１３００℃に再加熱した後、熱間圧延を開始し、フランジ部の表面温度を８６０℃以上として仕上げ、次いで、放冷するか、または、加速冷却後、放冷することを特徴とする耐火性に優れたＨ形鋼の製造方法。
前記熱間圧延工程において、Ｈ形鋼のフランジ部の表面を７００℃以下にまで水冷し、復熱過程で圧延する水冷・圧延サイクルを１回以上行うことを特徴とする請求項３に記載の耐火性に優れたＨ形鋼の製造方法。
前記加速冷却において、６００℃までの平均冷却速度を０．５〜５．０℃／ｓとなるように加速冷却を行うことを特徴とする請求項４に記載の耐火性に優れたＨ形鋼の製造方法。