WO2009123076A1 - 溶接継手部の耐再熱脆化性と靭性に優れた耐火鋼材及びその製造方法 - Google Patents

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溝口昌毅
渡部義之
吉田卓
岡田忠義
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新日本製鐵株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a refractory steel material used for constructing a steel structure, particularly a building structure, by welding, and in particular, has a high yield stress at 60 ° C., and at the same time, a welded joint.
  • the present invention relates to a fire resistant steel material having excellent SR (Stre ss Relief) crack resistance (reheat embrittlement resistance) and toughness, and a method for producing the same.
  • fireproof performance means that when a steel material is exposed to a fire without covering, the steel material will continue to exhibit the required strength for a certain period of time, while the building structure does not collapse, This performance is necessary to make it easier for residents to escape.
  • the steel material is not provided with a fireproof coating, it is necessary for the steel material that supports the strength of the structure because various fire scales and environmental temperatures at the time of the fire are assumed.
  • the strength at high temperatures is required to be as high as possible.
  • Patent Documents a to c all relate to materials having high-temperature strength enhanced by precipitation strengthening of Mo carbides, or by combined use of precipitation strengthening and structure strengthening of other carbides.
  • B is added to improve the hardenability in order to ensure high temperature strength at a temperature of about 600 ° C. (d) described in Japanese Patent Laid-Open No. 0-7-2 8 6 3 3
  • a phase-stabilizing element such as Cu or Mn (e).
  • such a steel material has almost no high temperature deformability even though the high temperature strength is high, so when the design is made such that the weld joint concentrates and bears the deformation of the structure. Or if damage occurs Mainly HAZ (Heat Affected Zone), also near the boundary with the weld metal It is clear that the grain boundary on the HAZ side cannot follow the deformation at high temperature of the fire and may cause grain boundary fracture It was.
  • Mainly HAZ Heat Affected Zone
  • embrittlement phenomenon mainly occurs when embrittlement occurs due to grain boundary precipitation, and the transformation point decreases only at the grain boundary due to segregation, and the strength of the grain boundary part is remarkably increased. As a result of the local deformation caused by the decrease, it may show a fracture that peels off from the grain boundary, and various changes depending on the chemical composition of the steel material have also been clarified by research by the present inventors. .
  • Such conventional refractory steel materials are characterized by the addition of Mo and B for the purpose of increasing the high temperature strength, and at any temperature of 600, either Mo carbide or B nitride that undergoes grain boundary analysis. This is due to the fact that it is an element with a high ability to form.
  • reheat embrittlement phenomenon as described above is not manifested only by precipitation embrittlement. This event is the first revealed as a result of research by the present inventors, and is a new problem to be solved.
  • reheat embrittlement is reduced by adding 2% or more of Cr, and it is known that reheat embrittlement is unlikely to occur when the addition amount is 0.5% or less. ing.
  • the present inventors conducted extensive research. As a result, it was found that the reheat embrittlement phenomenon is related to the transformation point of the steel material.In other words, the addition of Cr raises the transformation point of the steel material and at the same time consumes the solid solution C to further raise the transformation point. Has an effect. On the other hand, Ni and Mn, known as ⁇ stabilizing elements, lower the transformation point when added in large quantities.
  • the transformation point and the high temperature resistance evaluation temperature approach in the high temperature range targeted by the present invention that is, a temperature of 600 ° C.
  • a part of the grain boundary Has already undergone phase transformation due to the formation of a ⁇ ⁇ transformation, and many dislocations were lost from the structure during the rearrangement of the atoms, and the strength was remarkable. It was found that it would break down from the grain boundary by lowering.
  • An object of the present invention is to provide a refractory steel material having excellent reheat embrittlement resistance and toughness of a welded joint capable of establishing reheat embrittlement and a method for producing the same.
  • the present inventors have conducted intensive research to solve the above problems, and the most important issue of the present invention is that the room temperature standard strength is at least 12 or more at an assumed fire temperature of 60 ° C.
  • the aim was to realize a refractory steel material with sufficient toughness and reheat embrittlement resistance upon reheating in the event of a fire.
  • Mn and Cr are added in necessary amounts, and Mn is excessively added.
  • Ni, Cu is restricted, and grain boundary embrittlement is prevented.
  • B is basically not added. It was. Furthermore, the amount of Mo added was also controlled to 0.1% or less in order to suppress coarse grain boundary precipitation of Mo carbide, so that reheat embrittlement resistance was obtained.
  • the C amount is set to 0.0. It was controlled to be lower than that of ordinary steel by limiting it to less than 5%, and to control the addition of 0.01% as the minimum C addition amount. At the same time, by appropriately selecting the alloying element addition amount within the range specified in the present invention, it was possible to optimize the chemical composition that can achieve both high temperature strength and high heat input HAZ toughness.
  • each part of the steel sheet is cooled at a cooling rate of 2 ° C / s or higher, and a temperature of 400 to 75 ° C Control cooling is stopped in the range, and after that, it is allowed to cool, so that the same effect as tempering can be obtained during cooling to room temperature, or further, tempering heat treatment is performed after that.
  • a method of making the steel plate substantially 20% or more of a bait or tempered bait structure.
  • the necessary high temperature strength (high temperature resistance) explained in the present invention means, as a rule, 1/2 of the room temperature standard proof strength.
  • 1/2 of the room temperature standard proof strength For example, the range of the proof strength of steel materials stipulated by the JIS standard etc. If present, 1/2 of the lower limit shall be required.
  • the required high temperature resistance varies depending on the room temperature strength, and the tensile strength of 400 N / mm grade 2 steel becomes 1 Z 2 with a room temperature resistance lower limit of 2 3 5 N / mm 2 ll Z NZmm 2 (Truncation is rounded down.)
  • Tensile strength 5 0 0 N / mm For grade 2 steel, it means 1 6 2 N // mm 2 which is 1/2 of room temperature resistance 3 2 5 N / mm 2 .
  • each of Cu, Mo and B is as follows: Ni: less than 0.1%, Cu: less than 0.1%, Mo: 0.1% or less, B: 0.00 Furthermore, the content of each of the impurity components P, S, and 0 is limited to less than 3%, P: less than 0.020%, S: less than 0.05%, 0: 0 0 10% is limited to less than 10%, and has a steel component composed of the balance iron and inevitable impurities, and among the elements constituting the steel component, Cr, Mo, Ni, Cu and Mn Each element satisfies the relationship represented by the following formula (1), and is excellent in reheat embrittlement resistance and toughness resistance of a welded joint. Fire steel.
  • M g 0. 0 0 0 5 to 0.0 0 5%
  • C a 0. 0 0 0 5 to 0.0. 0 5%
  • Y 0. 0 0 1 ⁇ 0.0 5 0%
  • L a 0. 0 0 1 to 0.0.50 0%
  • C e 0. 0 0 1 to 0.
  • the occupancy ratio of the optical microscope structure of bainite or martensite is 20% or more and is formed of a quenched structure.
  • Refractory steel with excellent reheat embrittlement resistance and toughness is provided in any one of the above [1] to [4], in the steel structure.
  • N b, V, C r, carbides or nitrides comprising one or more of the T i or Z r has issued analyzed by two Z ⁇ m 2 or more densities
  • the steel slab having the steel component described in any one of [1] to [3] above is heated to a temperature of 1 1550 to 1300 ° C and then hot-worked or hot-rolled.
  • the hot working or hot rolling is finished at a temperature of 800 ° C. or higher, and then at a temperature up to 500 ° C., at each part of the steel material.
  • Accelerated cooling is performed so that the cooling rate is 2 or more at Z seconds, and the accelerated cooling is stopped in a temperature region where the surface temperature of the steel material is 100: or less and more than room temperature, and then allowed to cool.
  • a refractory steel material excellent in reheat embrittlement resistance and toughness, characterized in that a hardened structure having an optical microscope structure occupancy rate of 20% or more in the steel structure is obtained. Manufacturing method.
  • the steel material is applied to the steel material at a temperature range of 400 ° 0 to 75 ° 0 ° for 5 minutes to 3600 minutes.
  • carbide or nitride consisting of one or more of Nb, V, Cr, Ding 1 or ⁇ ] "is precipitated in the steel material at a density of 2 m 2 or more.
  • the strength at a temperature of 600 ° C, particularly the tensile strength is 1/2 or more at room temperature, and the HAZ pound is reheat embrittled even at the assumed fire temperature.
  • the bond toughness of a high heat input weld of 5 kJZ mm or more can be obtained at the same time.
  • the strength at a temperature of 60 ° C., particularly the tensile strength is 1/2 or more at room temperature, and the HAZ pound is reheated even at the assumed fire temperature. It is possible to produce a refractory steel material that does not cause embrittlement and that can simultaneously obtain bond toughness of a high heat input weld of 5 kJ mm or more.
  • a refractory steel material for construction that is excellent in high-temperature strength and excellent in reheat embrittlement resistance and toughness of a welded joint.
  • the present invention proposes a new steel material for obtaining an excellent high-temperature resistance of 600 ° C., and is based on a design philosophy different from a steel material having an excellent high-temperature resistance in other temperature ranges. . Brief Description of Drawings
  • Fig. 1 is a diagram schematically illustrating an example of the refractory steel material according to the present invention.
  • the Mo content and reproduction HAZ drawing value of the weld joint during a tensile test at 60 ° C (SR drawing) It is a graph which shows the relationship of (value).
  • Fig. 2 is a diagram schematically illustrating an example of the refractory steel material according to the present invention.
  • the B content and reproduction HAZ drawing value of the welded joint during the tensile test at 60 ° C (SR drawing value) It is a graph which shows the relationship.
  • Fig. 3 is a diagram schematically illustrating an example of a method for producing a refractory steel material according to the present invention.
  • Fig. 4 is a diagram schematically illustrating an example of the refractory steel material according to the present invention.
  • the reheat embrittlement index value SRS and the reproduced HAZ reheat embrittlement resistance evaluation test are shown. It is a figure which shows a relationship.
  • a refractory steel material excellent in reheat embrittlement resistance and toughness of a welded joint according to the present invention is a refractory steel material having a room temperature strength of 400 to 60 ON mm 2 and having a mass% of C: 0 .0 1 0% or more, but less than 0.0 5%, S i: 0. 0 1 to 0.5 0%, M n: 0. 8 0-2. 0 0%, C r: 5 0% Above 2.0%, V: 0.03 to 0.30%, Nb: 0.01 to 0.10%, N: 0.00 0 to 0.0 1 0% , A 1: 0.
  • Ni, Cu, Mo, and B are defined as follows: Ni: 0.1% or less, Cu: 0.10% or less, Mo: 0.10% or less, B: limited to less than 0.000%, and further, each content of P, S, and O, which are impurity components, P: less than 0.020%, S: less than 0.050%, O: limited to less than 0.010%, having a steel component consisting of the balance iron and inevitable impurities, Among the elements that make up steel components, the relationship between each element of Cr, Mo, Ni, Cu, and Mn is expressed by the following formula (1) It is schematically constituted by a steel material as satisfies.
  • C is an effective element for improving the hardenability of steel, and at the same time is an essential element for forming carbide.
  • C is set to 0.0 1 It is necessary to add 0% or more.
  • C is added in an amount of 0.05% or more, a large amount of retained austenite or precipitated carbide is formed in the high heat input welding HAZ, which may significantly deteriorate bond toughness.
  • the addition range was specified to be 0.01% or more and less than 0.05%. Considering the case where the welding heat input is further increased, it is preferable that the C content is small, and C may be limited to 0.015% or more or 0.020% or more. In addition, C may be limited to 0.0 40% or less in order to improve toughness of pounds.
  • Si is a deoxidizing element and an element that contributes to improving hardenability, but the effect is not manifested unless at least 0.01% or more is added.
  • Si is an element that increases the stability of residual austenite and lowers the toughness of HAZ. ⁇ 0.5 0%.
  • 3% may be limited to 0.05% or more, 0.10% or more, or 0.15% or more.
  • HAZ toughness it may be limited to 0.45% or less or 0.40% or less.
  • Mn 0.80% or more to 2.00%
  • Mn is a ⁇ -phase stabilizing element and contributes to the improvement of hardenability.
  • the above effect is manifested if Mn is not added at 0.80% or more. There is a risk of not.
  • Mn is added in excess of 2.0%, the Ac 1 transformation point decreases remarkably, and when reheated to 600 ° C, HAZ with grain boundary segregation causes local ⁇ ⁇ Transformation causes a significant drop in grain boundary strength, promotes grain boundary precipitation of carbides and causes precipitation embrittlement, and reheat embrittlement resistance is a reproducible thermal cycle. Judging from the aperture value during the test, 15% or more Therefore, the range of addition was limited to 0.8 to 2.0%.
  • M n may be limited to 0.9% or more, 1.05% or more, or 1.2% or more. In order to prevent a decrease in the A c 1 transformation point, it may be limited to 1.80% or less or 1.60% or less.
  • the upper limit of addition was limited to 2.0%, because in the present invention, when a large amount of V or S i is added, the addition amount of Cr is more preferable.
  • the addition of Cr may reduce the temperature of the molten steel during steelmaking and also suppresses the cost increase (: 1 "May be limited to 1.8% or less, 1.5% or less, or 1,40% or less.
  • Cr is 0.75% or more or 1. It may be limited to 0% or more.
  • V forms carbides that are easily finely dispersed in the grains, and is extremely effective in improving high temperature resistance. The effect is manifested by addition of 0.03% or more, and if added over 0.30%, grain boundary precipitation and coarsening are remarkable, and the resistance to reheat embrittlement deteriorates. From 0.0 3 to 0.3 0% Limited. However, in the tempering process, V carbide tends to precipitate at grain boundaries, so V may be limited to 0.25% or less or 0.20% or less. Further, V may be limited to 0.05% or more or 0.08% or more in order to improve high temperature resistance.
  • Nb 0.0 1 to 0, 1 0%
  • Nb combines with carbon in a short time and precipitates as NbC, contributing to the improvement of strength at room temperature and high temperature. At the same time, it significantly enhances the hardenability of the steel, contributes to the improvement of dislocation density, and enhances the steel strength improvement effect by controlled cooling.
  • the range of addition was limited to 0.01 to 0.10% because it may promote unstable fracture of welded joints at high temperatures.
  • Nb may be limited to 0.0 2% or more, 0.03% or more, or 0.04% or more.
  • Nb may be limited to 0.08% or less or 0.06% or less.
  • N is an element that should not be actively added but should be controlled so as not to generate coarse nitrides.
  • N since N is chemically more stable than carbide when added in a trace amount, it may precipitate as carbonitride and contribute to improving high temperature resistance.
  • the amount of N added is specified as 0.001% as an industrial lower limit, and the upper limit of the amount added is set to 0.010% in order to suppress the formation of coarse nitrides. Stipulated. In order to improve high temperature resistance, N may be limited to 0.0 80% or less or 0.060% or less.
  • a 1 is an element required for deoxidation of steel and A 1 N formation
  • steel materials containing Cr it is added as a major deoxidizing element in order to prevent it from becoming difficult to add to the steel material due to oxidation of Cr during milling. Since the effect of controlling the oxygen concentration in the molten steel with A 1 alone can be obtained by adding 0.005% or more, the lower limit value of A 1 was set to 0.005%. On the other hand, if the A 1 content exceeds 0.10%, coarse oxide clusters may be formed, which may impair the toughness of the steel material. Therefore, the upper limit was defined as 0.1%.
  • a 1 may be limited to 0.010% or more, 0.015% or more, or 0.020% or more for more reliable deoxidation and refinement by A1N generation. . Further, in order to prevent a decrease in the toughness of the steel material due to the formation of coarse oxide clusters, 8 1 may be limited to 0.08% or less or 0.06% or less.
  • Ni, Cu, Mo, and B are all effective in improving hardenability, but their contents are limited as described below.
  • Ni and Cu are elements that significantly reduce the A c 1 transformation point and promote reheat embrittlement due to local transformation of grain boundaries. For this reason, even if these elements are mixed as impurities, they must be eliminated or mixed by preventing the mixing process. Since the allowable upper limit is 0.10%, the content limit is set to less than 0.1% in consideration of the industrial production margin.
  • Figure 1 shows the structure of a steel structure equivalent to the HAZ, which is a reproducible thermal cycle for evaluating the effect of addition of Mo to the steel of the present invention and its content on the resistance to reheat embrittlement during fire resumption.
  • This is a graph showing the aperture value during a high temperature tensile test at 0 0 ° C.
  • the aperture value is 15% or less, a clear grain boundary fracture form is observed in more than half of the fracture surface, and it can be judged that the resistance to reheat embrittlement has deteriorated.
  • a reproducible HAZ heat cycle assuming a welding heat input of 2 kJ / mm (heated to 150 ° C / second at a temperature of 140 ° C and held for 2 seconds, then 80 0 Reproduction HAZ created by giving a temperature of 0 ° C to 500 ° C and a temperature-degree W passage time of about 16 seconds) is the expected fire temperature over 1 hour from room temperature 6
  • SR squeezing test A test (hereinafter referred to as SR squeezing test) in which the temperature is raised to 0 0 ° C and held for 30 minutes, then stress is applied to the test piece with hydraulic pressure and the stress is increased until the test piece breaks.
  • SR squeezing test A test in which the temperature is raised to 0 0 ° C and held for 30 minutes, then stress is applied to the test piece with hydraulic pressure and the stress is increased until the test piece breaks.
  • the graph of Fig. 2 shows the relationship of the SR aperture value at 60 ° C when B is added to the steel of the present invention. It can be seen that B decreases the SR aperture value to 15% or less from the addition of only 0.03%. -Based on the results of these experiments, limits of Mo: 0.10% or less and B: less than 0.03% were specified. This provision allows for the re-welding of welded joints. It becomes possible to prevent thermal embrittlement.
  • the B addition amount is 0 including contamination due to contamination of scrap, ore, alloy raw materials or furnace materials as raw materials. It is necessary to strictly manage less than 3%.
  • the allowable upper limit value of B is less than 0.0 0 0 2% considering the variation of industrial component analysis values.
  • this [SRS] equation is used to prevent grain boundary precipitation embrittlement due to Mo and partial transformation of grain boundaries at high temperatures due to the r-phase stabilizing elements of Ni, Cu and Mn.
  • the chemical composition range that does not cause local softening due to grain boundary was subjected to multiple regression analysis with experimental results, the limit region where the SR aperture was over 15% was linearly approximated, and the coefficient was expressed as an approximate integer. Is.
  • Figure 4 is a graph showing the relationship between the results of the experiment conducted when defining the above SRS values, that is, the SRS values of steel materials with different SR drawing values and the boundary line of the SR drawing value of 15%. Based on the graph, the coefficient of the above [SRS] equation was determined by the method described above.
  • the SR aperture value in the SR aperture test may be slightly less than 15%. To prevent this, the above [ SRS] formula.
  • the present invention does not show a steel material that can completely prevent reheat embrittlement by only limiting each of the chemical component compositions.
  • the present invention is excellent in reheat embrittlement resistance at the time of fire of welded joints of steel materials, and at the same time, a large input of 5 k: J mm.
  • a steel material with excellent high-temperature proof stress at a temperature of 60 ° C. with excellent thermal HAZ toughness can be realized.
  • T i More than 0.0 0 5% and 0.0 5 0% or less
  • T i and Z r are carbide and nitride forming elements, and can be used for precipitation strengthening by adding them.
  • the addition range is set to 0.0 0.
  • Zr is limited to 0.0 0 to 0.0 1 0% for the same reason as T i.
  • One or more of the above two selective elements can be selectively added.
  • MnS formation is basically small in the central segregation part, it cannot always be eliminated at the time of mass production. . Therefore, in order to reduce the influence of sulfide on the toughness of steel materials, it is possible to add a sulfide form control element, and at the same time, the effect of the present invention can be further enhanced.
  • M g 0. 0 0 0 5 to 0.0. 0 5%
  • C a 0. 0 0 0 5 to 0.0 0 5%
  • Y 0.0 0 1% to 0 . 0 5 0 %
  • La 0.0 0 1% to 0.050%
  • Ce 0.01% to 0.05%
  • the steel structure in addition to the definition of the steel component, it is more preferable to define the steel structure as follows.
  • the dislocation density in the ferrite phase of the steel material is 10 1 .
  • Zm is preferably 2 or more. If the dislocation density in the ferrite phase of steel is within this range, it has excellent high-temperature strength characteristics. W Refractory steel is obtained.
  • the steel component (chemical composition) of the present invention is a precipitation strengthening factor that prevents recovery of dislocation structures, improved reheat embrittlement resistance, and high heat input of 5 kJ Zmm. Therefore, the composition is optimal for introduction so as not to cause a decrease in toughness.
  • the dislocation density in the ferrite phase of the steel material is specified to be 10 1 D Zm 2 or more, and excellent high-temperature strength characteristics are realized (the description of the manufacturing method described later is also provided). See) When the dislocation densities of the ferrite phase of the steel but is less than 1 0 1 ° Zm 2, wherein the hardly above effect is obtained, as a method of measuring the dislocation density of the steel material, the half width of the X-ray diffraction peaks Can be used (see Reference 1 below).
  • the main surface is mirror-polished, and then the mirror-polished surface is machined by more than 50 ⁇ m by chemical polishing or electrolytic polishing . Then, set up the sample to X-ray diffraction apparatus, the polishing main surface, and enters the C r one kappa alpha or C u- kappa alpha characteristic X-ray, the back reflected X-ray diffraction method, alpha-F e
  • the diffraction lines of the (1 1 0), (2 1 1) and (2 2 0) planes are measured.
  • C r I K a or C u — ⁇ ⁇ Characteristic X-rays are composed of adjacent, ⁇ , lines and ⁇ ⁇ 2 lines. For this reason, by using the Rachinger method (see Reference 2 below), subtract the adjacent Ka 2 line diffraction peak height from the diffraction peak of each crystal plane, and ⁇ ⁇ , the line diffraction peak half-value width Evaluated. The half-width of this diffraction peak is proportional to the average strain ⁇ in the crystal, so the Williamson-Hall method (see reference 3 below) ) Can be obtained from the half-value width of the diffraction peak.
  • the refractory steel material of the present invention is preferably a quenched structure in which the occupancy rate of the optical microscope structure of bainite or martensite is 20% or more in the steel material structure. If the occupancy ratio of paynite or martensite in the steel structure is within this range, it is possible to obtain a steel material having the above specified dislocation density. That's tissue occupancy is less than 2 0% base Ina wells or martensite in the steel tissues, the dislocation density of the ferrite phase of the steel (1 0 1 0 / m 2 or more) is obtained hardly
  • N b, V, C r, carbides or nitrides comprising one or more of the T i or Z r is, are deposited in two Z ⁇ m 2 or more densities in the steel material Preferably it is.
  • a precipitate which is composed of the carbide or nitride as described above and is a dislocation migration obstacle for high temperature strength expression is precipitated in the steel material at a density in the above range, and is preferably dispersed. Therefore, the effect of improving the high-temperature proof stress can be obtained with certainty.
  • the density of the carbide or nitride in the steel material is
  • a method for producing a refractory steel material excellent in reheat embrittlement resistance and toughness of a welded joint comprises a steel slab having a steel component as described above, having a temperature of 1 1 5 0 to 1 3 0 0 ° C. After heating to a temperature, hot working or hot rolling is performed, and the hot working or hot rolling is finished at a temperature of 800 ° C. or higher, and then the temperature is increased to 500 ° C. Accelerated cooling is performed so that the cooling rate at each part of the steel material is 2 ° CZ or more, and the accelerated cooling is stopped in a temperature range where the surface temperature of the steel material is 3550 to 600 ° C. Then, let it cool.
  • a steel component capable of obtaining high temperature resistance at a temperature of 600 ° C., reheat embrittlement resistance and toughness even in HAZ affected by 5 kJ / mm welding heat input (Chemical component composition) is proposed, but the effect of the present invention cannot be stably obtained by merely rolling and manufacturing such a steel material.
  • the chemical component composition of the present invention mainly defines the prevention of reheat embrittlement and the acquisition of HAZ toughness, so the specifications of room temperature strength, yield ratio, and high temperature strength This is because the specified range of composition alone may not be met.
  • the chemical composition defined in the present invention is to introduce precipitation strengthening factors so as to improve reheat embrittlement resistance and not to cause toughness deterioration in HAZ affected by heat input of high heat input welding. It is the optimal composition. Therefore, it must be in a state before the refractory steel material is exposed to high temperatures, that is, in a room temperature environment before the occurrence of a fire, with dislocations introduced that can sufficiently develop strength even at high temperatures.
  • the controlled cooling rate is set to 2 ° C./s so that the dislocation density is not less than 10 1 Q Z m 2 in the chemical composition of the present invention.
  • the controlled cooling rate is set to 2 ° C./s so that the dislocation density is not less than 10 1 Q Z m 2 in the chemical composition of the present invention.
  • the above cooling rate is maintained at least at the start point of the bainitic transformation (corresponding to the Ar 3 point at the time of the ferritic transformation), and then at least 20% of the cross-sectional structure is bainitic. Since the previous dislocation density cannot be obtained unless the structure or martensite structure is used, the average cooling rate during cooling from 800 ° C to 500 ° C is specified as 2 ° CZ s as a management index. did. This cooling can be continued until the B s point at which the bainitic transformation is completely completed (corresponding to the A r point of the ferrite transformation), but depending on the chemical composition, the B s point may be 500 ° C. In some cases, it is not always necessary to continue water cooling to 500 ° C.
  • the average cooling rate when cooling from 80 0 ⁇ to 5 0 0 ° C which is limited as an index of cooling rate, is the cooling rate below the B s point for steel materials with a B s point of 5 000 ° C or higher. Is specified because it has no meaning from the viewpoint of improving the dislocation density.
  • control cooling process is intentionally stopped in the middle with the intention of omitting the process, and then allowed to cool, thereby improving the productivity of the steel sheet normally manufactured through the control cooling and tempering process. It is also possible to make it.
  • the cooling process by the controlled cooling process is stopped in a temperature range where the surface temperature of the steel material is 3500 to 600 ° C and then allowed to cool, it is not exactly the same.
  • the productivity can be further improved by adopting a process capable of obtaining substantially the same effect, that is, a process in which controlled cooling is stopped halfway and allowed to cool.
  • the cooling process in the controlled cooling process is stopped at a temperature range of 100 ° C. or lower and above room temperature, and then allowed to cool down. It is more preferable from the viewpoint that a hardened structure can be surely obtained by making 0% or more of the baked or martensitic structure.
  • controlled cooling-tempering which is a conventional manufacturing method, without going through such a high-productivity process. Rather, the B s transformation point is less than 500, For steels with relatively low hardenability, using a controlled cooling and tempering process may enable stable production from the standpoint of material properties.
  • controlled quenching is performed at 100 to the following and the strength of the steel is measured, the yield stress is increased if the moving dislocation density in the steel is high.
  • the yield ratio is less than 0.8, and a characteristic called “low Y R (Y i el d R t i o)” can be obtained.
  • the effect of obtaining such characteristics is remarkable even when the above-described process of stopping control cooling is employed, but the effect can be further enhanced.
  • Such a low YR steel material has a low plastic deformation initiation stress and a high tensile strength, so the material breaks down after a large deformation, so it should be used suitably as a material for building structures with excellent earthquake resistance. Can do.
  • a manufacturing process in which controlled cooling is performed to 100 ° C. or lower and no tempering can be applied, which is an effective method for stably obtaining the seismic resistance of the steel material.
  • the tempering process after the controlled cooling described above can be appropriately selected between 4 00 to 7500 ° C (substantially below the A c 1 transformation point temperature) to determine the temperature.
  • the effect of the present invention can be enhanced by determining the required material strength, carbide precipitation state, and matrix chemical composition.
  • the heat treatment time is the same.
  • the temperature and time can be converted into parameters that give the same effect. In other words, it is possible to achieve the same treatment by treating for a short time at a high temperature and for a long time at a low temperature.
  • the present inventors have experimentally found that the precipitation of carbides is promoted by the tempering treatment, and this effect is remarkable at the high temperature strength, and the high temperature strength can be improved without changing the room temperature strength. .
  • steel is tempered in the temperature range of 400 ° C to 75 ° C in a time of 5 minutes to 3600 minutes, Nb, V, Cr, Carbide or nitridation consisting of one or more of T i or Z r It is preferable that the material be deposited in steel with a density of Z ⁇ m 2 or more because the high-temperature strength of the refractory steel can be further improved.
  • FIG. 5 is a graph showing the results of measuring high-temperature resistance again at 600 ° C. after holding for 0.5 hours at 0 to 700 ° C., with respect to the tempering temperature.
  • the high-temperature resistance is the highest at 5500, indicating that the high-temperature resistance is increased compared to steel that is not tempered.
  • it exceeds strength required by the 1 6 2 N / mm 2 1 Z 2 in room-temperature strength 5 0 0 NZmm intensity specification minimum value when the secondary steel 3 2 5 N / mm 2 is It was confirmed by observation with a transmission electron microscope at an observation magnification of 10,000 times that two carbides were precipitated in the steel material at a density of 2 or more. This is the greatest feature of the present invention as an effect of tempering.
  • tempering is performed for the purpose of reducing the room temperature strength, but in the present invention, precipitates, which are dislocation migration obstacles for high temperature strength development, are interspersed in the dislocations in a suitable dispersed state, and the high temperature proof stress is reliably improved. It can be seen that there is an effect to obtain. Accordingly, the tempering conditions in the present invention are defined not only by the adjustment of room temperature strength as in the conventional tempering but also by carbide precipitation control for improving the high temperature strength. / v ⁇ nsso600zfcl> d / -0 ⁇ M
  • the reduction ratio in hot working is necessary to recrystallize the structure during fabrication as much as possible and to crimp small solidification voids.
  • the value obtained by dividing the sheet thickness after rolling, or the reciprocal of the integrated value of the temporary change rate of the cross-sectional area in hot working such as forging, etc. is limited to 2.5 or more so that a sound structure can be obtained. It is preferable. These restrictions are intended to prevent segregation or voids due to texture heterogeneity to promote reheat embrittlement.
  • the strength at a temperature of 60 ° C., particularly the tensile strength is excellent.
  • HAZ bond does not cause reheat embrittlement even at an assumed fire temperature at room temperature of 1 to 2 or more, and the pound toughness of a high heat input weld of 5 kJ / mm or more can be obtained at the same time It is possible to provide steel materials that can be manufactured.
  • the slab was reheated at a temperature of 1 1600 to 1280 ° C for 1 hour, and then rough rolling was started immediately, and the temperature was raised to 1500 ° C.
  • a steel plate having a thickness of 100 mm was obtained.
  • a steel plate with a finished thickness of 15 to 35 mm or a forged or rolled steel with a complex cross-section with a maximum thickness of 15 to 35 mm is formed.
  • the finish rolling was performed while controlling the finishing temperature to be 800 ° C. or higher.
  • the tensile properties and Charpy impact properties were evaluated by collecting and measuring each specimen from the plate thickness of 1 part, 2 parts, and the rolling length (L) direction of each sample of the above refractory steel material.
  • Base metal toughness was evaluated by measuring absorbed energy measured by Charbi impact test at 0 ° C using a No. 4 impact test piece with 2 mmV notch according to JI S Z 2 2 4 2. At this time, the toughness threshold was set to 27 J considering the earthquake resistance of the building structure.
  • the diameter of the parallel part i> Take a high-temperature tensile test piece with a length of 6 mm and a parallel part length of 30 mm, and deform the test piece at a tensile strain rate of 0.5% / min in accordance with the provisions of the high-temperature tensile test described in JISG 0 5 67. Stress strain curves were collected and high temperature resistance was measured, and all resistance was 0.2%.
  • each sample of the above refractory steel materials was used to machine 45 ° X-grooves as welded joints.
  • TIG welding Tungsten Inner gas arc welding
  • SAW welding Submerged Arc Welding
  • a welded joint was actually formed with a heat input of 5 kJ mm after manufacturing the same steel, and the entire welded joint was The temperature was raised to various temperatures of C in 1 hour, held for 0.5 hour, and then a tensile test was conducted at the same temperature to obtain the SR drawing value with the fracture drawing value.
  • Fig. 1 when the SR aperture value is less than 15%, it was found by the fracture surface observation when the fracture surface after the tensile test was observed with a scanning electron microscope that the grain boundary fracture rate was 50% or more. Since it was determined that reheat embrittlement had occurred remarkably, the SR aperture threshold was set to 15%.
  • a list of chemical composition of the refractory steel material of the present invention steel in this example is shown in Table 2 below, and a list of manufacturing conditions of the steel material is shown in Table 3 below.
  • a list of chemical composition of comparative steel is shown in Table 4 below, and a list of steel production conditions is shown in Table 5 below.
  • a list of the evaluation results of the mechanical properties of the refractory steel of the present invention steel is shown in Table 3 below, and a list of the evaluation results of the mechanical properties of the refractory steel of the comparative steel is shown in Table 5 below. Show.
  • Table 6 shows the manufacturing conditions and mechanical property evaluation results for the H-section steel composed of the chemical components of the present invention.
  • SRS is 4 [% Cr] -5 [% Mo] -10 [% Ni] -2 [% Cu]-[% Mn]. Is the calculated value.
  • each item means the following.
  • vEO- B Charpy absorption energy of steel at 0 vEO-: Weld reproduction equivalent to 5-6kJ / mm heat input H A Z Charby absorption energy
  • Cooling rate after rolling Average cooling rate when passing through 800-500 after rolling or average cooling rate until 800-water cooling stop temperature
  • SR drawing The value of the drawing drawing when a high-temperature tensile test is performed at 600 ° C after applying a thermal cycle equivalent to a welded joint.
  • Steel numbers 1 to 41 shown in Tables 2 and 3 are steels of the present invention, and examples of refractory steel materials having a fire temperature of 60 ° C are assumed. As shown in the measurement results of mechanical properties shown in Table 3, all steels have 1 1 T NZmm 2 when the room temperature resistance is 2 3 5 N / mm 2 or more, and the room temperature resistance is 3 2 5 N / For mm 2 or more, it is clear that it is 1 6 2 N / mm 2 or more, satisfying the required high temperature characteristics, and both the base metal and the weld joint must be 27 J or more at 0 ° C. From the above, it is clear that the toughness and joint toughness of the steel materials 1 to 41 which are the steels of the present invention satisfy the required performance.
  • Table 2 also shows S R S values (unit: mass%), which is a chemical component restriction index for preventing reheat embrittlement. As shown in Table 2, the S R S values were all positive in the steels of the present invention.
  • the refractory steel of the comparative steel Nos. 51 to 80 shown in Table 4 and Table 5 is either of the chemical composition or the production conditions specified in the present invention.
  • the refractory steel material with steel number 51 which cannot satisfy some characteristics, has an excessive C content with respect to the specified range of the present invention. Therefore, the high-temperature proof stress exceeds the upper limit of 60 N / mm 2 grade steel standard, 59 90 N / mm 2 and the hardenability is enhanced, resulting in a clear old grain boundary.
  • the refractory steel with steel number 53 is an example in which the amount of Si added is small and deoxidation becomes insufficient, resulting in the formation of a cluster of Mn-based oxides and a decrease in the toughness of the steel.
  • Refractory steel with steel number 5 4 has an excessive addition of Mn, resulting in too high hardenability, and room temperature proof stress exceeds the upper limit of standard value 590 mm NZmm 2 , and the former grain boundary in HAZ clearly appears.
  • this is an example where the SRS value was negative due to the high Mn content of the material, and the SR aperture value was less than 15% when evaluating reheat embrittlement resistance.
  • the refractory steel with steel number 54-2 has an Mn content of 0.71%, less than 0.80%, and therefore it has insufficient hardenability and is resistant to room temperature and 600 ° C.
  • yield stress is an example, while the refractory steel with steel number 5 4-3 has an Mn content exceeding 2.00% and 2.15%, so the grain boundary strength
  • yield stress is an example in which the SR drawing value when evaluating reheat embrittlement resistance of welded joints was as low as 13%, which is 15% or less.
  • the refractory steel of steel number 5 5 has an excessive Cr addition and the structure contains a martensitic structure, and carbide precipitation increases at distinct grain boundaries during high heat input welding.
  • HAZ 0 ° C Charpy impact absorption energy is as low as 15 J, which is below the target of 27 J
  • the refractory steel with steel number 5 6 has insufficient Cr addition, resulting in a decrease in hardenability, a decrease in the proof stress of both room temperature and 600 e C, and a negative SRS value. This is an example in which the SR drawing value at the time of embrittlement evaluation is less than 15% and the toughness at the time of high heat input welding is insufficient because the structure of the welded joint is the main component of ferrite.
  • the refractory steel with steel number 5 6-2 has a low Cr addition, resulting in poor hardenability, reduced resistance to room temperature and 60 ° C, and SR reduction of 15%.
  • Steel number 5 6-3 is a refractory steel material with a Cr addition amount as high as 2.14%, and the HAZ part of the welded joint has a Charpy impact absorption energy of 0 ° C, the target This is an example that did not reach 27 J.
  • the refractory steel with steel number 5 7 has an excessive amount of Nb, and NbC precipitates at the grain boundaries of the welded joint at a high density, resulting in an SR drawing value of 15% when evaluating reheat embrittlement resistance. This is an example in which coarse precipitation of NbC also occurred in the grains, and the toughness of the base metal and HA Z toughness during high heat input welding decreased.
  • the refractory steel with steel number 5 7-2 has a low ⁇ 13 content of 0.04%, which is less than 0.01%. This is an example in which the room temperature and the proof stress at 600 ° C did not reach the targets.
  • the refractory steels with steel numbers 5 8 and 5 8-2 produced excessive VC carbide, resulting in the formation of coarse VC carbide, and the SR drawing value at the time of reheat embrittlement evaluation was less than 15%.
  • the refractory steel with steel number 5 8-3 has a V content of less than 0.03%, so it cannot achieve the effect of improving high-temperature resistance, and it has become a high-temperature resistance target at 600 ° C. This is an example that did not arrive.
  • the refractory steel with steel number 59 has an excessive amount of Mo, so although high temperature resistance of 600 ° C has been secured, the SR drawing value when evaluating reheat embrittlement resistance of welded joints is high. This is an example of less than 5%.
  • Ni was mixed and the amount was excessive, so that the transformation point decreased only at the grain boundary, and the SRS became negative, and the reheat embrittlement resistance of the welded joint was evaluated. This is an example where the SR aperture value was less than 15%.
  • the refractory steels with steel numbers 6 1 to 3 were only deoxidized by Si, the deoxidizing element, instead of A 1 which should be added as a deoxidizing element.
  • the toughness of the steel material is low due to the insufficient amount of A 1 N produced, and the 0 ° C Charpy impact absorption energy of the HAZ part did not reach the target of 27 J.
  • steel No. 6 1-4 has an excessive amount of A 1, resulting in a coarse oxide class with a size of several meters or more, which reduces the toughness of the steel, and the steel itself and the HAZ part. This is an example in which the 0 ° C Charpy impact absorption energy did not reach the target of 27 J.
  • the refractory steels with steel numbers 6 1 to 5 have an excess B content of 0.04% due to the incorporation of B from scrap, alloy raw materials, etc. This is an example where the SR aperture value is below 15%.
  • the N content is excessive, and coarse nitrides are formed, and the toughness of the steel, the toughness during high heat input welding, and the SR drawing value when evaluating the reheat embrittlement resistance of the welded joint. This is an example in which any of these decreases.
  • the refractory steel with steel number 64 is an example in which an oxide cluster was formed due to the high O content, and the toughness of the steel and the HAZ toughness during high heat input welding were reduced.
  • Steel No. 6 5 refractory steel has a high P content
  • Steel No. 6 6 refractory steel has a high S content, both of which were evaluated during the evaluation of steel toughness and reheat embrittlement resistance of welded joints.
  • This is an example where the SR aperture value is below 15%.
  • the refractory steel with steel number 6 7 has an excessive amount of Ti added, and the toughness of the steel, the toughness during high heat input welding, and the SR drawing value when evaluating the reheat embrittlement resistance of welded joints all decreased. It is an example.
  • Refractory steel with steel number 6 9 is Ca
  • refractory steel with steel number 70 is Mg
  • Refractory steel with steel number 7 1 is Y
  • refractory steel with steel number 7 2 is Ce
  • refractory steel with steel number 7 3 This is an example in which the amount of each La added is excessive, and oxide clusters are formed in common, resulting in decreased steel toughness and HAZ toughness during high heat input welding.
  • Steel No. 70 the grain refinement due to the oxide dispersion of HAZ was observed due to the addition of Mg, and high heat input HAZ toughness was obtained.
  • the refractory steel with steel number 7 4 has all chemical components within the specified range of the present invention, but because the SRS value was negative, the SR throttling value during reheat embrittlement resistance evaluation was 15%. This is an example below.
  • the refractory steel with steel number 75 is an example in which the heating temperature before rolling is too high and the crystal grains become coarse and the toughness of the steel decreases.
  • the refractory steel with steel number 7 6 has a lower rolling end temperature, but the chemical composition satisfies the steel of the present invention, but the quenching is insufficient, and the dislocation density in the base metal structure is lowered.
  • the above-mentioned “method of evaluating from the half width of the X-ray diffraction peak” is used. Using.
  • the refractory steel material No. 7 7 has a reduced water density during cooling after rolling, the cooling rate is lowered, the apparent hardenability is reduced, and the room temperature and 600 ° C resistance target are stabilized. This is an example that could not be achieved.
  • An example of the refractory steel with the steel number 80 was that the tempering time was too long, so that the dislocation density of the structure was remarkably reduced, and neither the room temperature nor the 600 ° C resistance target could be obtained stably. It is.
  • the refractory steel material of the present invention is excellent in toughness and high-temperature strength, and is excellent in reheat embrittlement resistance of welded joints.

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Abstract

本発明は、高温強度および溶接継手部の耐再熱脆化性と靱性に優れた耐火鋼材を提供するもので、室温強度４００～６００Ｎ／ｍｍ2級の鋼であって、主要な成分として、Ｃ：０．０１０％以上０．０５％未満、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｍｎ：０．８０～２．００％、Ｃｒ：０．５０％以上２．００％未満、Ｖ：０．０３～０．３０％、Ｎｂ：０．０１～０．１０％、Ｎ：０．００１～０．０１０％、Ａｌ：０．００５～０．１０％を含有し、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｂの各々の含有量を制限し、各元素が、４Ｃｒ［％］−５Ｍｏ［％］−１０Ｎｉ［％］−２Ｃｕ［％］−Ｍｎ［％］＞０で表される関係を満たす鋼を用いて製造される。

Description

明 細 書 溶接継手部の耐再熱脆化性と靭性に優れた耐火鋼材及びその製造方 法 技術分野
本発明は、 鋼構造物、 特に建築用構造物を、 溶接によって構成す るために用いられる耐火鋼材に関するものであり、 特に、 6 0 0 °C において高い降伏応力を有し、 同時に、 溶接継手部の耐 S R (Stre ss Relief) 割れ性 （耐再熱脆化性） と靱性に優れた耐火鋼材及び その製造方法に関する。 背景技術
建築構造物を構成する溶接構造体においては、 溶接継手の特性が 優れている必要があることは言うまでもない。 近年では、 さらに高 温での引張り強さに優れた、 いわゆる 「耐火鋼」 の特性 （耐火性能 ) を有することが求められるようになつてきた。
これは、 環境問題を考慮し、 鋼材を耐火被覆無しで用いるように する、 「新耐火設計法」 に基づいて国土交通省が取り決めている特 性であり、 国土交通省告示 3 3 3号 （ 2 0 0 4年） に基づく性能に 準ずるものである。
ここで、 耐火性能とは、 被覆のない状態で鋼材が火災に曝された 際、 ある一定の時間、 鋼材が必要とする強度を発揮し続け、 その間 、 建築構造物が倒壌しないことで、 居住する人員の脱出を容易なら しめるために必要な性能である。
鋼材に耐火被覆を設けない場合には、 火災の規模や火災時の環境 温度は種々想定されることから、 構造物の強度を支える鋼材に必要 な高温での強度は、 可能な限り高いことが要求される。
こう した耐火性能を備える鋼材については、 従来、 各方面におい て研究開発が実施されている。
例えば、 M oを添加した高温強度の高い鋼材に関する発明の開示 が、 )特開 2 0 0 1 — 2 9 4 9 8 4号公報、 （b)特開平 1 0— 0 9 6 0 2 4号公報、 （c )特開 2 0 0 2— 1 1 5 0 2 2号公報に見ら れる。
これら特許文献 a〜 c に開示された技術は、 何れも M o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、 高温強度を高めた材料に関するものである。
一方で、 各種合金元素の需給逼迫により、 工業的に M o添加が鋼 材のコス トを高めてしまうという理由から、 別の合金設計を採用す る技術の開示も見られる。
特に、 6 0 0 °C程度の温度を対象に高温強度を確保すべく、 焼き 入れ性の向上を図って Bを添加する （d)特開平 0 7 — 2 8 6 2 3 3 号公報に記載の発明の例や、 あるいは、 ァ相安定化元素である C u 、 M n等を添加した（e )特許第 3 6 3 5 2 0 8号公報に記載の発明 の例等が挙げられる。
しかしながら、 特許文献 eのようにァ相安定化元素を不用意に添 加する場合、 あるいは、 特許文献 dのように粒界からの核発生また は成長を抑えて低温変態組織を生成させる目的で Bを添加する場合 は、 鋼材の粒界が高温に曝された場合において著しく脆化 （高温変 形時の延性を損なう現象で再熱脆化と呼ばれる） するという問題が ある。
本発明者等の研究によれば、 このような鋼材では、 高温強度は高 く とも高温変形能がほとんど無いため、 構造物の変形を溶接継手が 集中して負担するような設計を行った場合や損壊が発生した場合、 主に H A Z ( He a t Af f ec t ed Zone) 、 それも溶接金属との境界近傍 H A Z側の粒界が火災高温時の変形に追随できず、 粒界破壊を生じ る場合があることが明らかとなつた。
上述のような脆化現象 （再熱脆化現象） は、 主に、 粒界析出によ つて脆化する場合と、 偏析により粒界のみ変態点が低下し、 該粒界 部分の強度が著しく減少して局部変形を生じた結果、 粒界から剥離 するような破壊を呈する場合とがあり、 鋼材の化学成分に依存して 種々変化することも、 本発明者等の研究によって明らかとなった。
上述のように、 火災時に鋼材が高温に曝され、 6 0 0 °C近傍の温 度に保持された際、 H A Zの溶接金属近傍に生じた粒界の脆化 （高 温変形時の延性低下） は、 高温強度を高めた鋼構造物の母材部は健 全であっても、 溶接継手部で不安定な破壊形態を伴って予測しがた い大変形を生じる結果に繋がる場合があると考えられる。
このため、 構造物としての設計が困難となり、 その結果、 耐火構 造としては、 鋼材が十分な高温強度を持っている場合であっても、 不適切な構造体になることは明白である。
上記特許文献 a〜 cに記載の従来の耐火鋼材は、 何れも H A Zの 再熱時 （すなわち火災時） における粒界脆化を勘案して合金設計し たものではなく、 高温強度、 特に高温引張り強度についてのみ着目 した合金設計についての知見しか持たないものである。
このような従来の耐火鋼材は、 高温強度を高める目的で M oや B を添加する点にあって、 何れも 6 0 0での温度においては、 粒界析 出する M o炭化物又は B窒化物の形成能が高い元素であることによ るものである。
一方、 上述のような再熱脆化現象は、 単に析出脆化のみによって 顕在化するものではない。 この事象は、 本発明者等の研究の結果、 初めて明らかにされた事象であり、 新たな解決課題である。 従来、 耐熱鋼分野では、 再熱脆化は C r を 2 %以上添加すること で軽減され、 また、 添加量が 0 . 5 %以下では再熱脆化は生じがた いとの知見が知られている。
C r を含有しない鋼材に、 C r を徐々に添加して行き、 添加量が 0 . 5 %を超えると、 組織がペイナイ 卜変態しやすくなり、 材料強 度が向上する。 これは、 焼入れ性の向上による結果だが、 同時に、 ベイナイ ト組織は旧ァ粒界を明瞭に残すため、 該旧ァ粒界での脆化 が顕在化しやすくなり、 再熱脆化が生じやすくなると考えられてい る。
一方、 2 %以上の C r を添加すると、 通常の炭化物、 例えばセメ ンタイ 卜が不安定となり、 C r 2 3 C 6 炭化物が生成し、 他の炭化 物、 例えば M o 2 Cは同様に C rに炭素を奪われ、 粒界で粗大化し 難くなる。 これにより、 粒界脆化を防止できるとの考え方もあった が、 一方で C r 2 3 C 6 炭化物も粒界析出しやすい。
このように、 上述のような仮説は多く提案されているものの、 C r添加量と再熱脆化との関係について確定した見解は現在に至るま で確立されていない。
このような現状の下で、 本発明者等は鋭意研究を行なった。 その 結果、 上記再熱脆化現象が鋼材の変態点と関係することを知見した つまり、 C rの添加は、 鋼材の変態点を上げ、 同時に固溶 Cを消 費して更に変態点を上げる効果を有する。 一方で、 ァ安定化元素と して知られる N i 、 M nは、 多く添加すると変態点を下げる。 この ため、 粒界に炭素等が濃縮している場合、 本発明で対象とする高温 域、 すなわち 6 0 0 °Cの温度においては変態点と高温耐カ評価温度 が近づき、 粒界の一部はひ→ァ変態を生じて既に相変態しており、 その原子の配置転換の際に多くの転位を組織から失い、 強度が著し く低下することで粒界から破壊することを知見した。
その結果、 鋼材の変態点を上げることが肝要であり、 同時に炭素 との親和力が高く粒界析出しやすい元素を大量に添加することは、 高温強度を上げる点では有効だが、 同時に H A Zの再熱脆化感受性 を上げてしまい、 構造物としての設計を困難とする事が、 新たな課 題として明らかとなった。
またさらに、 近年、 建築物は土地の有効活用を目的として大規模 化、 高層化する傾向にあるが、 こうした構造物の大型化は、 建築資 材である鋼板、 形鋼又は鋼管の大型化を招いており、 これら鋼製品 の生産効率の向上、 あるいは組立て効率の向上のため、 溶接時の入 熱を高くする傾向がある。 このため、 溶接入熱が高い場合でも充分 な耐震性を獲得するには、 溶接部の靱性を充分に高く取る必要があ /こ o 発明の開示
本発明は上記のような従来の耐火鋼が有する問題に鑑みてなされ たものであり、 高温強度を獲得することと同時に、 上述したような 従来鋼が解決し得ない課題である溶接継手の耐再熱脆化性を確立す ることが可能な、 溶接継手部の耐再熱脆化性と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。
本発明者等は、 上記問題を解決するために鋭意研究を行ない、 本 発明の最も重要な課題として、 6 0 0 °Cの火災想定温度において、 室温規格強度の少なく とも 1 2以上を満足するように鋼材の化学 成分を最適化し、 同時に、 溶接継手のポンド （Bond： H A Zと溶接 金属の境界部で、 溶融境界 （Fus i on L ine) とも呼ばれる部分） に おいて、 0 °Cの温度で十分な靱性を有し、 且つ火災時の再熱に際し て耐再熱脆化性を兼ね備えた耐火鋼材を実現することを掲げた。 既に述べたように、 高温強度を獲得するためには、 まず、 材料の 強度を支配する転位を導入する必要があり、 そのためには M nと C rを必要量添加し、 M nを過剰に添加することなく、 且つ、 他のァ 安定化元素である N i， C uの添加を制限し、 加えて粒界脆化を生 じゃすい B N生成を防止することから基本的に Bを無添加とした。 さらに、 M oの添加量も、 M o炭化物の粗大粒界析出を抑制するた めに 0. 1 %以下に抑制することで、 耐再熱脆化性を獲得すること とした。
このための具体的指標として S R S値を、 次式
[ S R S ] =4Cr [%] -5Mo [%] - lONi [%] - 2Cu [¾] 一 Mn [¾
]
で定義して導入し、 数値で定量的に合金設計指標を限定することと した。
また、 H A Zに 5 k J /mm以上の入熱が加わる大入熱溶接部に おいて、 H A Zと溶接金属の境界部、 すなわちポンドの充分な靱性 を確実に得るため、 C量を 0. 0 5 %未満に制限して普通鋼材に比 ベて低く制御し、 また、 最低限の C添加量として 0. 0 1 %を添加 するように制御した。 同時に、 本発明で規定する範囲で合金元素添 加量を適宜選択することにより、 高温強度及び大入熱 H A Z靱性を 両立できる化学成分組成に最適化できるものとした。
なお、 優れた高温強度は、 本発明鋼材を通常の圧延処理を行ない 、 放冷で製造する方法では得られない。 これは、 上述のボンド靱性 を獲得するために合金元素量を制限したことから、 焼入れ性が充分 でないためである。
この問題に対しては、 制御冷却によって補完することが可能であ ることが、 本発明者等の研究によって明らかとなった。 即ち、 下記 の 1 ) あるいは 2 ) のような方法とすることにより、 高温における 析出強化と合わせ、 高温における強度発現を実現できることを見出 した。
1 ) 熱間圧延の際、 圧減比を充分にとり、 铸造組織を均質化し、 8 0 0°C以上の高温で圧延を終え、 次いで 2 °CZ s以上の冷却速度で 鋼板の各部位を制御冷却し、 この冷却を 1 0 0 °C以下の温度まで継 続することで、 一度、 ベイナイ ト組織として焼入れ処理し、 室温強 度を向上させると同時に室温耐カを低く制御する方法、 又は、 続い て焼戻し熱処理を行なうことにより強度と靱性を最適化する、 制御 冷却と焼戻し熱処理を併用する方法。
2 ) 同様に 8 0 0 °C以上の温度で圧延を終了した後に、 同様に 2°C / s以上の冷却速度で鋼板の各部位を冷却し、 4 0 0〜 7 5 0 °Cの 温度範囲で制御冷却を停止して、 その後、 放冷とすることにより、 室温までの冷却中に焼戻しと同じ効果を得る途中停止型の制御冷却 する方法、 あるいは、 さらに、 その後に焼戻し熱処理を行なうこと で、 鋼材強度と炭化物あるいは窒化物の析出密度とを確実に向上さ せる方法を用いることで、 実質的に 2 0 %以上がベイナイ ト又は焼 き戻しべィナイ ト組織からなる鋼板とする方法。
ここで、 本発明で説明する必要な高温強度 （高温耐カ） とは、 原 則として、 室温規格耐力の 1 / 2を意味し、 例えば、 J I S規格等 で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を必要耐カとする。
従って、 室温強度に応じて必要な高温耐カは変化し、 引張り強さ 40 0 N/mm2 級鋼では室温耐カ下限値 2 3 5 N/mm2 の 1 Z 2となる l l Z NZmm2 (小数点以下切り捨て） であり、 引張り 強さ 5 0 0 N/mm2 級鋼では室温耐カ 3 2 5 N/mm2 の 1 / 2 となる 1 6 2 N//mm2 を意味している。
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。 以上の検討結果に基づきなされた本発明の要旨は以下の通りであ る。
[ 1 ] 室温強度 4 0 0〜 6 0 O N/mm2 級の耐火鋼材であって 、 質量％で、 C : 0. 0 1 0 %以上 0. 0 5 %未満、 S i : 0. 0 1〜 0. 5 0 %、 Mn : 0. 8 0〜 2. 0 0 %, C r ： 0. 5 0 % 以上 2. 0 0 %未満、 V : 0. 0 3 - 0. 3 0 %、 N b : 0. 0 1 〜 0. 1 0 %、 N : 0. 0 0 1〜 0. 0 1 0 %、 A 1 : 0. 0 0 5 〜 0. 1 0 %、 を含有し、 N i 、 C u、 M o、 Bの各々の含有量を 、 N i ： 0. 1 0 %未満、 C u ： 0. 1 0 %未満、 M o ： 0. 1 0 %以下、 B ： 0. 0 0 0 3 %未満に制限し、 さらに、 不純物成分で ある P、 S、 0の各々の含有量を、 P : 0. 0 2 0 %未満、 S : 0 . 0 0 5 0 %未満、 0 : 0. 0 1 0 %未満に制限し、 残部鉄及び不 可避的不純物からなる鋼成分を有し、 前記鋼成分をなす元素のうち 、 C r、 M o、 N i 、 C u及び M nの各元素が、 下記 （ 1 ) 式で表 される関係を満たすことを特徴とする、 溶接継手部の耐再熱脆化性 と靱性に優れた耐火鋼材。
4Cr [%] - 5Mo [%} - lONi [¾] - 2Cu [%) - Mn [%] > 0 · · · ( 1 )
{但し、 上記 （ 1 ) 式において、 各元素濃度の単位は質量％とする
}
[ 2 ] さらに、 質量％で、 T i ： 0. 0 0 5 %超 0. 0 5 0 %以 下、 Z r : 0. 0 0 2〜 0. 0 1 0 %、 のうちの 1種又は 2種を含 有することを特徴とする、 上記 [ 1 ] に記載の溶接継手部の耐再熱 脆化性と靱性に優れた耐火鋼材。
[ 3 ] さらに、 質量％で、 M g : 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 5 %、 C a : 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 5 %、 Y : 0. 0 0 1〜 0. 0 5 0 %、 L a : 0. 0 0 1〜 0. 0 5 0 %、 C e ： 0. 0 0 1〜 0.
0 5 0 %のうちの 1種又は 2種以上を含有することを特徴とする、 上記 [ 1 ] 又は [ 2 ] に記載の溶接継手部の耐再熱脆化性と靱性に 優れた耐火鋼材。
[4 ] さらに、 当該鋼材のフェライ ト相中の転位密度が、 1 0 1 0 /m2 以上であることを特徴とする、 上記 [ 1 ] 〜 [ 3〗 の何れ かに記載の溶接継手部の耐再熱脆化性と靱性に優れた耐火鋼材。
[ 5 ] 当該鋼材組織中において、 ベイナイ ト又はマルテンサイ ト の光学顕微鏡組織占有率が 2 0 %以上とされ、 焼入れ組織からなる ことを特徴とする、 上記 [ 1 ] 〜 [4 ] の何れかに記載の耐再熱脆 化性と靭性に優れた耐火鋼材。
[ 6 ] 当該鋼材中に、 N b、 V、 C r、 T i 又は Z rのうちの 1 種以上からなる炭化物又は窒化物が、 2個 Z^ m2 以上の密度で析 出されていることを特徴とする、 上記 [ 1 ] 〜 〔 5 ] の何れかに記 載の耐再熱脆化性と靭性に優れた耐火鋼材。
[ 7 ] 上記 [ 1 ] 〜 [ 3 ] の何れかに記載の鋼成分を有する鋼片 を、 1 1 5 0〜 1 3 0 0での温度に加熱した後、 熱間加工又は熱間 圧延を施し、 該熱間加工又は熱間圧延を 8 0 0 °C以上の温度で終了 し、 その後、 温度 5 0 0 °Cまでの間で、 当該鋼材の各部位における 冷却速度が 2 °C/秒以上となるように加速冷却し、 該加速冷却を当 該鋼材の表面温度が 3 5 0〜 6 0 0 °Cとなる温度領域で停止し、 そ の後、 放冷することを特徴とする、 耐再熱脆化性と靭性に優れた耐 火鋼材の製造方法。
[ 8 ] 上記 [ 1 ] 〜 [ 3 ] の何れかに記載の鋼成分を有する鋼片 を、 1 1 5 0〜 1 3 0 0 °Cの温度に加熱した後、 熱間加工又は熱間 圧延を施し、 該熱間加工又は熱間圧延を 8 0 0 °C以上の温度で終了 し、 その後、 温度 5 0 0 °Cまでの間で、 当該鋼材の各部位における 冷却速度が 2で Z秒以上となるように加速冷却し、 該加速冷却を鋼 材の表面温度が 1 0 0 :以下で且つ室温以上となる温度領域で停止 し、 その後、 放冷することにより、 当該鋼材組織中において、 ペイ ナイ ト又はマルテンサイ 卜の光学顕微鏡組織占有率が 2 0 %以上と なる焼入れ組織を得ることを特徴とする、 耐再熱脆化性と靭性に優 れた耐火鋼材の製造方法。
[ 9 ] 上記 [ 7 ] 又は [ 8 ] に記載の製造方法を適用した後、 当 該鋼材を 4 0 0 °〇〜 7 5 0 °〇の温度範囲で、 5分以上 3 6 0分以内 の時間で焼戻すことにより、 N b、 V、 C r、 丁 1 又は∑ ]"のぅち の 1種以上からなる炭化物又は窒化物を、 当該鋼材中に 2個 m 2 以上の密度で析出させることを特徴とする、 溶接継手部の耐再熱 脆化性と靱性に優れた耐火鋼材の製造方法。
以上のような本発明の耐火鋼材によれば 6 0 0 °Cの温度における 強度、 特に引張り耐力が室温時の 1 / 2以上であって、 火災想定温 度においても H A Zポンドが再熱脆化を生じることがなく、 且つ 5 k J Z m m以上の大入熱溶接部のボンド靱性を同時に得ることがで きる。
また、 本発明の耐火鋼材の製造方法によれば、 6 0 0 °Cの温度に おける強度、 特に引張り耐力が室温時の 1 / 2以上であって、 火災 想定温度においても H A Zポンドが再熱脆化を生じることがなく、 且つ 5 k Jノ m m以上の大入熱溶接部のボンド靱性を同時に得るこ とが可能な耐火鋼材を製造することができる。
従って、 本発明によれば、 高温強度に優れるとともに、 溶接継手 の耐再熱脆化性と靭性に優れた建築用の耐火鋼材を提供することが 可能となる。
なお、 高温での耐カは鋼材の組成によって、 温度毎に変化する。 7 0 0 °C以上の温度で高温耐力に優れた鋼材が、 必ずしも 7 0 0 °C 未満の温度で高い高温耐カを発揮するわけではない。 これは、 材料 が火災の環境に曝されたときに、 予め合金成分として含有する、 炭 化物等の析出 （ 2次硬化と称される） 力 どの温度域で生じるかに よって、 高温耐力が大きく影響されるためである。 本発明は 6 0 0 °Cの優れた高温耐カを獲得するための鋼材を新しく提案するもので あり、 他の温度域での高温耐力に優れた鋼材とは異なる設計思想に 基づく ものである。 図面の簡単な説明
図 1 は、 本発明に係る耐火鋼材の一例を模式的に説明する図であ り、 M o含有量と再現 H A Zの 6 0 0 °Cにおける引張り試験時の溶 接継手の絞り値 （ S R絞り値） の関係を示すグラフである。
図 2は、 本発明に係る耐火鋼材の一例を模式的に説明する図であ り、 B含有量と再現 H A Zの 6 0 0 °Cにおける引張り試験時の溶接 継手の絞り値 （ S R絞り値） の関係を示すグラフである。
図 3は、 本発明に係る耐火鋼材の製造方法の一例を模式的に説明 する図であり、 本発明鋼 （水冷途中停止） を焼戻した場合の、 焼戻 し温度と 6 0 0 高温引張り耐力との関係を示すグラフである。 図 4は、 本発明に係る耐火鋼材の一例を模式的に説明する図であ り、 耐再熱脆化性指標値 S R S と再現 H A Zの耐再熱脆化性評価試 験時の絞り値の関係を示す図である。 発明を実施するための最良の形態
以下、 本発明の溶接継手部の耐再熱脆化性と靱性に優れた耐火鋼 材及びその製造方法の実施の形態について説明する。 なお、 この実 施形態は、 発明の趣旨をより良く理解させるために詳細に説明する ものであるから、 特に指定の無い限り、 本発明を限定するものでは ない。
本発明に係る溶接継手部の耐再熱脆化性と靭性に優れた耐火鋼材 は、 室温強度 4 0 0〜 6 0 O Nノ mm 2 級の耐火鋼材であって、 質 量％で、 C : 0. 0 1 0 %以上 0. 0 5 %未満、 S i : 0. 0 1 〜 0. 5 0 %、 M n : 0. 8 0 - 2. 0 0 %、 C r : ひ . 5 0 %以 上 2. 0 0 %未満、 V : 0. 0 3〜 0. 3 0 %、 N b ： 0. 0 1 〜 0 . 1 0 %、 N : 0. 0 0 1〜 0. 0 1 0 %、 A 1 : 0. 0 0 5〜 0. 1 0 %、 を含有し、 N i 、 C u、 M o、 Bの各々の含有量 を、 N i : 0. 1 0 %以下、 C u : 0. 1 0 %以下、 M o : 0. 1 0 %以下、 B ： 0. 0 0 0 3 %未満に制限し、 さらに、 不純物成 分である P、 S、 Oの各々の含有量を、 P ： 0. 0 2 0 %未満、 S ： 0. 0 0 5 0 %未満、 〇 ： 0. 0 1 0 %未満に制限し、 残 部鉄及び不可避的不純物からなる鋼成分を有し、 前記鋼成分をなす 元素のうち、 C r、 M o、 N i 、 C u及び M nの各元素が、 下記 （ 1 ) 式で表される関係を満たしているような鋼材によって概略構成 されている。
4Cr [%] - 5Mo [%] - lONi [%} - 2Cu [%} -Mn [%} > 0 · · · ( 1 ) {但し、 上記 （ 1 ) 式において、 各元素濃度の単位は質量％と する }
[耐火鋼材の鋼成分 （化学成分組成） ]
まず、 本発明を実施するにあたって規定した基本となる鋼の化学 成分範囲の限定理由について説明する。 なお、 以下の説明において 、 各元素の添加量は全て質量％で表す。
C ： 0 . 0 1 0 %以上 0. 0 5 %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。 鋼材中において、 最低でも 6 0 0 nCの温度で安定な炭化物を析出させるためには、 Cを 0. 0 1 0 %以上添加する必要がある。 また、 Cを 0. 0 5 %以上添加する と、 大入熱溶接 H A Zにおいて、 多くの残留オーステナイ トあるい は析出炭化物を形成し、 HAZにおいてボンド靱性を著しく劣化さ せる場合があるので、 その添加範囲を 0. 0 1 0 %以上0. 0 5 % 未満に規定した。 溶接入熱がさらに大きくなる場合を考慮すれば、 C含有量は少ない方が好適で、 Cを 0. 0 1 5 %以上または 0. 0 2 0 %以上に制限してもよい。 また、 ポンドの靭性向上のため、 C を 0. 0 4 0 %以下に制限してもよい。
S i ： 0. 0 1〜 0. 5 0 %
S iは、 脱酸元素であるとともに、 焼入れ性の向上にも寄与する 元素であるが、 少なく とも 0. 0 1 %以上を添加しないとその効果 が発現しない。 一方、 3 1 を 0. 5 0 %超で添加した場合、 S iは 残留オーステナイ 卜の安定性を高め、 特に HAZの靱性を低下させ る元素であることから、 その添加範囲を 0. 0 1〜 0. 5 0 %に規 定した。 脱酸を確実におこなうため、 3 〖 を 0. 0 5 %以上、 0. 1 0 %以上または 0. 1 5 %以上に制限してもよい。 また、 HAZ の靭性向上のため 0. 4 5 %以下または 0. 4 0 %以下に制限して もよい。
M n ： 0. 8 0 %以上〜 2. 0 0 %
Mnは、 τ相安定化元素であり、 焼入れ性の向上に寄与するが、 本発明のような C rを含有する鋼材においては、 Mnを 0. 8 0 % 以上で添加しないと上記効果が発現しない虞がある。 また、 2. 0 %を超えて M nを添加すると、 Ac 1変態点の低下が著しく、 6 0 0 °Cへの再熱時、 粒界偏析を伴う HAZでは再熱時に局部的な α→ ァ変態を生じて著しい粒界強度の低下を来すことや、 炭化物の粒界 析出を促進して析出脆化を生じ、 耐再熱脆化性が、 再現熱サイクル ΗΑΖ相当の組織の高温引張り試験時の絞り値で判断して 1 5 %以 下となってしまう ことから、 その添加範囲を 0. 8 0〜 2. 0 %に 限定した。 M nの焼き入れ性効果をより活用するために、 M nを 0 . 9 0 %以上、 1. 0 5 %以上または 1. 2 0 %以上に制限しても よい。 また、 A c 1変態点の低下等を防止するため、 1. 8 0 %以 下または 1. 6 0 %以下に制限してもよい。
C r ： 0. 5 0 %以上 2. 0 0 %未満
C rは、 0. 5 0 %以上の添加で、 鋼材の焼入れ性を高める効果 が得られる。 また。 炭素との親和力もあり、 N b、 Vあるいは T i といった Cとの親和力の極めて高い元素が粗大化するのを抑制する 効果も有する。 加えて、 状態図の形態そのものを、 鉄一炭素系の共 析型からァループ型へと変え、 変態点を上げる顕著な効果を、 特に 粒界において発揮する。 しかしながら、 2. 0 0 %を超ぇて。 1" を 添加すると、 鋼材特性上の弊害はとく に無いものの、 製鋼上の課題 、 即ち不純物除去時間の延長によって溶鋼温度が精鍊中に低下して しまい、 鍩造性を悪化させ、 ひいては製造時のコス ト上昇を招くた め、 添加上限を 2. 0 0 %に限定した。 なお、 本発明では、 Vある いは S i を多く添加する場合には、 C rの添加量を、 より好ましく は 0. 5 0〜； 1. 5 0 %に制御する必要がある。 ただし、 C rの添 加は製鋼精鍊時の溶鋼温度を下げる場合があるためまたコス ト上昇 を抑えるため、 （： 1" を 1. 8 0 %以下、 1. 5 0 %以下または 1， 4 0 %以下に制限してもよい。 また、 焼入れ性を高めるために、 C r を 0. 7 5 %以上または 1. 0 0 %以上に制限してもよい。
V ： 0. 0 3〜 0. 3 0 %
Vは、 粒内に微細分散しやすい炭化物を形成し、 高温耐カ向上に 極めて有効である。 その効果は 0. 0 3 %以上の添加で発現し、 ま た、 0. 3 0 %を超えて添加すると粒界析出と粗大化が著しく、 耐 再熱脆化性を悪化させるため、 添加範囲を 0. 0 3〜 0. 3 0 %に 限定した。 ただし、 焼き戻しの工程において、 V炭化物は粒界析出 する傾向があることから、 Vを 0. 2 5 %以下または 0. 2 0 %以 下に制限してよい。 また、 高温耐カ向上のため、 Vを 0. 0 5 %以 上または 0. 0 8 %以上に制限してもよい。
N b ： 0. 0 1〜 0 , 1 0 %
N bは、 炭素と短時間に結合して N b Cとして析出し、 室温時の 強度及び高温強度の向上に寄与する。 同時に、 鋼材の焼入れ性を顕 著に高め、 転位密度の向上にも寄与するとともに、 制御冷却による 鋼材強度向上効果を高める。 しかしながら、 N bの添加量が 0. 0 1 %未満では上記効果が見られず、 また、 0. 1 0 %を超えて添加 すると粒界への N b C粗大析出が生じて再熱脆化を引き起こし、 高 温での溶接継手の不安定破壊を助長する虞があるため、 その添加範 囲を 0. 0 1〜 0. 1 0 %に限定した。 N bによる強度向上効果を より活用するため、 N bを 0. 0 2 %以上、 0. 0 3 %以上または 0. 0 4 %以上に制限してもよい。 また、 再熱脆化をさけるために 、 N bを 0. 0 8 %以下または 0. 0 6 %以下に制限してもよい。
N ： 0. 0 0 1〜 0. 0 1 0 %
Nは、 本発明において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、 Nは 、 微量の添加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、 高温耐カ向上に寄与する場合がある。 この ため、 Nの添加量は、 工業的下限として 0. 0 0 1 %に規定し、 ま た、 添加量の上限としては、 粗大窒化物の生成を抑制するために 0 . 0 1 0 %に規定した。 高温耐カ向上のため、 Nを 0. 0 8 0 %以 下または 0. 0 6 0 %以下に制限してもよい。
A 1 ： 0. 0 0 5〜 0. 1 0 %
A 1 は、 鋼材の脱酸および A 1 N生成による細粒化に必要な元素 であり、 特に C r を含有する鋼材においては、 精鍊中に C rが酸化 することによって鋼材に添加し難くなるのを防止するため、 主要な 脱酸元素として添加する。 このような、 A 1 単独で溶鋼中の酸素濃 度を制御できる効果は、 0. 0 0 5 %以上の添加によって得られる ことから、 A 1 の下限値は 0. 0 0 5 %とした。 一方、 A 1含有量 が 0. 1 0 %を超えると、 粗大な酸化物クラスターを形成し、 鋼材 の靱性を損なう場合があることから、 上限値を 0. 1 0 %に規定し た。 より確実に脱酸および A 1 N生成による細粒化のため、 A 1 を 0. 0 1 0 %以上、 0. 0 1 5 %以上または 0. 0 2 0 %以上に制 限してもよい。 また、 粗大な酸化物クラスタ一形成による鋼材の靱 性低下を防止するために、 八 1 を 0. 0 8 %以下または 0. 0 6 % 以下に制限してもよい。
N i ： 0. 1 0 %未満
C u ： 0. 1 0 %未満
M o ： 0. 1 0 %以下
B : 0. 0 0 0 3 %未満
N i 、 C u、 M o、 Bは、 何れも焼入れ性向上に有効であるが、 以下に述べるように含有量が制限される。
N i と C uは、 既に述べたように、 A c 1変態点を顕著に低下さ せ、 粒界の局部変態による再熱脆化を促進する可能性を与える元素 である。 このため、 これらの元素は、 例え不純物としての混入であ つても、 これを排除し、 あるいは精鍊工程を工夫して混入を防止し なければならない。 その許容上限は何れも 0. 1 0 %であることか ら、 工業的生産余裕度を考慮して含有量制限を 0. 1 0 %未満に規 定した。
同様に、 火災後の溶接継手の再熱脆化を防止する観点からは、 M o及び Bを含有することは好ましくなく、 例え、 不純物として混入 することも避ける必要がある とから、 本発明者等は、 厳密な含有 量制限を実験的に明らかにした
図 1 は、 本発明鋼材に M oを添加し、 その含有量が、 火災想定再 熱時の耐再熱脆化性に与える影響を評価するための、 再現熱サイク ル H A Z相当の組織の 6 0 0 °C高温引張り試験時の絞り値を示すグ ラフである。 ここで、 絞り値が 1 5 %以下の場合は、 破断面の半分 以上に明瞭な粒界破壊形態が観察され、 耐再熱脆化性が劣化してい ると判断できる。
具体的には、 溶接入熱 2 k J / m mを想定した再現 H A Z熱サイ クル （ 1 4 0 0 °Cの温度へ 1 5 0 °C /秒で加熱し、 2秒保持した後 に 8 0 0 °Cから 5 0 0 °Cの温 - 度 W通過時間が約 1 6秒） を与えて作 成した再現 H A Zを、 室温から 1時間かけて火災想定温度である 6
0 0 °Cの温度に昇温し、 3 0分保持した後、 試験片に油圧で応力を 付加し、 試験片が破断するまで応力を増加する試験 （以降、 S R絞 り試験と称する） を実施し、 の試験結果として、 破断した試験片 の破面観察と、 破面の面積を pi験前の試験片平行部断面積で除した 値であらわす絞り値 （ 0 1 0 0 % ： 以下、 S R絞り値と略称する 場合がある） を評価した
図 1のグラフから、 M o 0 1 0 %超で添加する場合、 上記絞 り値が 1 5 %以下となることがわかる。 また、 S R絞り値が 1 5 % 以下の時の破面は、 破面の半分以上に粒界割れが確認された。
また、 同様に、 本発明鋼材に Bを添加した場合の 6 0 0 °Cにおけ る S R絞り値の関係を図 2のグラフに示す。 Bは、 僅か 0 . 0 0 0 3 %の添加から、 S R絞り値を 1 5 %以下に低下せしめることがわ かる。 - これらの実験結果に基づいて、 M o ： 0 . 1 0 %以下、 B ： 0 . 0 0 0 3 %未満の制限を規定した。 この規定により、 溶接継手の再 熱脆化を防止することが可能となる。
本発明の効果を十分に得るためには、 Bの混入に十分留意する必 要があり、 原材料としてのスクラップ、 鉱石、 合金原料または炉材 等の汚染による混入も含めて、 B添加量は 0. 0 0 0 3 %未満を厳 格に管理する必要がある。 製鋼原料を厳密に選択できる場合には、 Bの許容される上限値は、 工業的な成分分析値のばらつきまで考慮 すると、 0. 0 0 0 2 %未満である。
なお、 耐再熱脆化性の評価指標である S R絞り値を確実に 1 5 % 超とするため、 本発明においては、 次式 { [ S R S ] = 4 C r [% ] - 5 M o [%] - 1 0 N i [% ] - 2 C u [%] - M n [ ] } (上記 （ 1 ) 式に対応） で表される S R S値により、 化学成分組成 を規定した。
この [ S R S ] 式は、 既に述べてきたように、 M oによる粒界析 出脆化の防止や、 N i 、 C u、 M nの r相安定化元素による、 粒界 の高温における部分変態を起因とする粒界局部軟化が生じない化学 成分範囲を、 実験結果をもって重回帰分析し、 S R絞り値を 1 5 % 超とする限界領域を直線近似し、 その係数を概略整数化して表した ものである。
また、 上記 [S R S ] 式においては { [ S S ] > 0 } の関係と なることが必要であり、 この式による規定と本発明の化学成分組成 の規定の両方を満たして、 初めて、 確実な再熱脆化防止を実現する ことが可能となる。
図 4は、 上記 S R S値を規定する際に実施した実験結果、 すなわ ち S R絞り値の異なる鋼材の S R S値と、 S R絞り値 1 5 %の境界 線の関係を示したグラフであり、 本グラフに基づき、 上記 [S R S ] 式の係数を、 上述の方法によって決定した。
本発明では、 不純物として混入する M o、 N i 、 C uと意図的に 添加する M n , C rの間の相関により、 規定化学成分内であっても 、 僅かに S R絞り試験時における S R絞り値が 1 5 %を下回る場合 があり、 これを防止するため、 上記 [S R S ] 式で規定することと した。
例えば、 N i 、 C u、 M oの各々を、 上限値である 0. 1 %ずつ 含有する場合、 M n量を 1. 8 %としても、 C rが 0. 8 %の場合 には S R Sは負となる。 この場合は、 析出脆化と局部軟化が同時に 発生し、 再熱脆化を防止することができない。 逆に、 C r を 1 , 5 %添加する場合は、 他の元素を上限値まで添加しても再熱脆化は防 止可能となる。
このように、 本発明は、 化学成分組成の各々の限定だけで再熱脆 化を完全に防止できる鋼材を示しているのではなく、 上記 [ S R S
] 式 （請求の範囲 1の （ 1 ) 式に対応） を構成する化学成分の最適 化指標を加えて 、 再熱脆化抑制のための合金成分範囲を規定するも のである
P ： 0. 0 2 0 %未満
S ： 0. 0 0 5 0 λ>
o ： 0. 0 1 0 %术満
P、 S 、 Oは、 それぞれ不純物として鋼材自体の靭性に 大な影 響を及ぼし、 且つ火災時の再熱脆化にも影響するため 、 実験的に確 き し 合
B'C レに O有上限として、 それぞれ P ： 0. 0 2 0 %未満、 S ： 0.
0 0 5 0 満、 0 : 0. 0 1 0 %未満に制限した。 より靭性改善 をはかるために、 Pを 0. 0 1 5 %未満または 0. 0 1 0 %未満に
、 Sを 0 . 0 0 4 %未満または 0. 0 0 3 %未満に、 〇を 0 . 0 0
5 0 %未満ま 7こは 0. 0 0 3 0 %未満に制限してもよい。
以上説明したような鋼成分の規定により、 本発明では、 鋼材の溶 接継手の火災時の耐再熱脆化性に優れ、 同時に 5 k: Jノ mmの大入 熱 H A Z靱性にも優れた、 6 0 0 の温度における高温耐力が高い 鋼材が実現できる。
次いで、 本発明における選択成分元素の添加範囲の限定理由につ いて以下に説明する。
T i ： 0. 0 0 5 %超 0. 0 5 0 %以下
Z r ： 0. 0 0 2〜 0. 0 1 0 %
T i 及び Z rは、 炭化物および窒化物形成元素であり、 これらを 添加することで析出強化に用いることができる。 本発明において析 出強化能を発揮するには、 丁 1 では 0. 0 0 5 %超の添加が必要で あり、 また 、 0 . 0 5 0 %を超えて添加すると粗大な炭化物が粒界 析出し、 耐再熱脆化性を劣化させるため、 その添加範囲を 0. 0 0
5 %超 0. 0 5 0 %以下に限定した。 また、 Z rは、 T i と全く同 様の理由から 0 . 0 0 2〜 0. 0 1 0 %に限定した。 以上の 2つの 選択元素の内 、 1種又は 2種以上を選択添加することができる。
g ： 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 5 %
C a ： 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 5 %
Y ： 0. 0 0 1〜 0. 0 5 0 %
L a ： 0. 0 0 1〜 0. 0 5 0 %
C e ： 0. 0 0 1〜 0. 0 5 0 %
上述したような Sの制限と M n添加量から、 本発明の鋼材では、 中心偏析部における M n Sの生成は基本的には少ないものの、 大量 生産時においては、 必ずしも皆無とすることはできない。 そこで、 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 元素の添加が可能であり、 同時に本発明の効果をさらに高めること ができる。
すなわち、 本発明では、 M g : 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 5 %、 C a ： 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 5 %、 Y ： 0. 0 0 1 %〜 0. 0 5 0 %、 L a ： 0. 0 0 1 %〜 0. 0 5 0 %、 C e ： 0. 0 0 1 %〜 0 . 0 5 0 %のうちの 1種又は 2種以上を選択して含有することがで きる。
これらの元素の添加量は、 何れも下限値未満では上記効果が発現 せず、 また、 添加上限を超えると、 粗大酸化物クラスターを生成し て鋼材の不安定破壌を生じる可能性があることから、 上記範囲にそ れぞれ限定した。 なお、 M gおよび C aは 0. 0 0 3 %以下に、 Y 、 L aおよび C eは 0 , 0 2 0 %以下に制限してもよい。
[鋼材組織]
一般に、 環境温度の上昇に伴って鋼材の高温強度に対する組織強 化の寄与が減少することが良く知られている。 これは、 環境温度の 上昇に伴って組織回復 （転位の上昇運動に伴う合一消滅や拡散現象 の促進等） が進行するためである。 このため、 高温強度の発現には 、 室温において材料が有する内部応力 （転位強化又は析出強化等の 材料強化因子のうちの支配機構によって概略決定される、 材料の変 形抵抗） の維持が重要である。
即ち、 第一に、 鋼材中に材料強度を発現させるために必要な量の 転位を導入し、 高温域において転位が消滅することを防ぐ因子、 例 えば高密度の不動転位あるいは密度高く分散した析出物の存在が重 要となる。
このような理由から、 本発明においては、 上記鋼成分の規定に加 え、 さらに、 鋼材組織を以下のように規定することがより好ましい
(転位密度）
本発明の耐火鋼材においては、 鋼材のフェライ ト相中の転位密度 が、 1 0 1 。 Zm2 以上とされていることが好ましい。 鋼材のフエ ライ ト相中の転位密度がこの範囲であれば、 高温強度特性に優れた W 耐火鋼材が得られる。
本発明の鋼成分 （化学成分組成） は、 転位組織の回復を防止する 析出強化因子を、 耐再熱脆化性を向上させ、 5 k J Zmmの大入熱 溶接の熱影響を受けた H A Zにおいて靱性低下の原因とならないよ うに導入するための最適組成とされている。
従って、 耐火鋼材が高温に曝される前の状態、 即ち火災の発生前 の常温環境において、 高温でも充分に強度を発現できるような転位 を導入した状態でなければならない。
本発明では、 このような理由により、 鋼材のフェライ ト相中の転 位密度を 1 0 1 D Zm2 以上に規定し、 優れた高温強度特性を実現 している （後述の製造方法の説明も参照） 。 鋼材のフェライ ト相中 の転位密度が 1 0 1 ° Zm2 未満だと、 上記効果が得られ難くなる ここで、 鋼材の転位密度を測定する方法としては、 X線回折ピー クの半価幅から評価する方法 （下記参考文献 1 を参照） を用いるこ とができる。 具体的には、 まず、 試験片素材を l O mmX I O mm X 2 mmに切断加工後、 主面を鏡面研磨した後、 化学研磨又は電解 研磨によって鏡面研磨表面を 5 0 ^ m以上溶削する。 そして、 この 試料を X線回折装置に設置し、 前記研磨主面に、 C r 一 Κα 又は C u— Κ α 特性 X線を入射して、 背面反射 X線回折法により、 α— F e ( 1 1 0 ) 、 ( 2 1 1 ) 及び （ 2 2 0 ) 面の回折線の測定を行う 。 C r 一 Ka 又は C u— Κα 特性 X線は、 それぞれ近接する Κα , 線及び Κα 2 線からなる。 このため、 Rachingerの方法 （下記参考 文献 2を参照） によって、 それぞれの結晶面の回折ピークにおいて 、 近接する Ka 2 線回折ピーク高さを差し引いて、 Κα ,線回折ピ ーク半価幅を評価した。 この回折ピーク半価幅は、 結晶内の平均歪 み ε に比例するため、 Williamson— Hall法 （下記参考文献 3を参照 ) により、 回折ピ一ク半価幅から ε を求めることができる。
さらに、 平均歪み εから、 下記参考文献 1 に記載 （p.396-399) の （ 1 0 ) 式 ： { ρ = 1 4. 4 ε 2 / b 2 } を用いて、 転位密度 p (個 Zm2 ) が求められる。 ここで、 前式中の bは、 バーガ一スべ ク トルの大きさ （= 0. 2 4 8 X 1 0— 9 m) である。
( 1 ) 参考文献 1 ： 中島孝一ら 「X線回折を利用した転位密度の評 価法」 材料とプロセス、 日本鉄鋼協会、 Vol.17 (2004)， No3, p.396 - 3 99
( 2 ) 参考文献 2 ： Guinier, 高良和武ら訳 「X線結晶学の理論 と実際 改訂 3版」 理学電機（1967)， p.406
( 3 ) 参考文献 3 ： G. K. Williamson and W. H. Hall, Acta Metalに 1 (1953), p.22
(ペイナイ ト又はマルテンサイ 卜の組織占有率）
本発明の耐火鋼材は、 鋼材組織中において、 ベイナイ ト又はマル テンサイ トの光学顕微鏡組織占有率が 2 0 %以上とされた焼入れ組 織であることが好ましい。 鋼材組織中におけるペイナイ ト又はマル テンサイ トの組織占有率がこの範囲であれば、 上記規定の転位密度 を有する鋼材とすることが可能となる。 鋼材組織中におけるべイナ イ ト又はマルテンサイ トの組織占有率が 2 0 %未満だと、 上記鋼材 のフェライ ト相中の転位密度 （ 1 0 1 0 /m2 以上） が得られ難い
(炭化物又は窒化物の析出密度）
本発明の耐火鋼材は、 N b、 V、 C r、 T i 又は Z rのうちの 1 種以上からなる炭化物又は窒化物が、 鋼材中に 2個 Z ^ m2 以上の 密度で析出されていることが好ましい。 本発明では、 上述のような 炭化物又は窒化物からなり、 高温強度発現のための転位移動障害で ある析出物が上記範囲の密度で鋼材中に析出され、 好適な分散状態 で転位に介在している状態とすることにより、 高温耐力の向上効果 が確実に得られる。 鋼材中における上記炭化物又は窒化物の密度が
2個 Z ^ m 2 未満だと、 上述のような高温耐カ向上効果が得られ難 くなる。
[耐火鋼材の製造方法]
以下に、 本発明の溶接維手部の耐再熱脆化性と靱性に優れた耐火 鋼材の製造方法について、 その限定理由を説明する。
本発明に係る溶接継手部の耐再熱脆化性と靱性に優れた耐火鋼材 の製造方法は、 上述したような鋼成分を有する鋼片を、 1 1 5 0〜 1 3 0 0 °Cの温度に加熱した後、 熱間加工又は熱間圧延を施し、 該 熱間加工又は熱間圧延を 8 0 0 °C以上の温度で終了し、 その後、 温 度 5 0 0 °Cまでの間で、 当該鋼材の各部位における冷却速度が 2 °C Z秒以上となるように加速冷却し、 該加速冷却を当該鋼材の表面温 度が 3 5 0〜 6 0 0 °Cとなる温度領域で停止し、 その後、 放冷する 方法である。
本発明では、 6 0 0 °Cの温度における高温耐カを獲得し、 耐再熱 脆化性、 及び、 5 k J / m mの溶接入熱による影響を受ける H A Z においても靱性を確保できる鋼成分 （化学成分組成） を提案してい るが、 このような鋼材を単に圧延して製造するだけでは、 本発明の 効果を安定して得ることは出来ない。 これは、 本発明の化学成分組 成は、 主として再熱脆化の防止及び H A Z靱性獲得を主眼として規 定するものであるので、 室温強度、 降伏比、 高温強度の仕様につい ては、 化学成分組成の規定範囲だけでは満たされない場合があるた めである。
上述したように、 環境温度の上昇に伴って、 鋼材の高温強度に対 する組織強化の寄与が減少するので、 高温強度発現のためには、 室 温において材料が有する内部応力の維持が求められる。 このために は、 鋼材中に材料強度を発現させるために必要な量の転位を導入し 、 高温において転位が消滅することを防ぐ因子、 例えば、 高密度の 不動転位あるいは密度高く分散した析出物の存在が必要となる。
本発明で規定する化学成分組成は、 析出強化因子を、 耐再熱脆化 性を向上させ、 大入熱溶接の熱影響を受けた H A Zにおいて靭性低 下の原因とならないように導入するための最適組成とされている。 従って、 耐火鋼材が高温に曝される前の状態、 即ち火災の発生前の 常温環境において、 高温でも充分に強度を発現できるような転位を 導入した状態でなければならない。
このためには、 鋼材を加速冷却して組成的過冷却状態を安定化す る方法を採用することが、 工業的な観点では適している。 しかしな がら、 工業的には、 板厚の厚い鋼板を均一に冷却することは技術的 に簡単ではなく、 制御冷却と呼ばれる鋼板の均一冷却機構を用いる 必要がある。
ここで、 鋼材を実際の建築構造物に適用する際には、 製造した鋼 板を任意の形状に切断し、 構成部材を作り上げることが必要である が、 このような観点から、 鋼材の至る所、 つまり鋼材全体の各部位 が同様な組織を有している必要がある。
本発明では、 この点を重視し、 制御冷却速度を、 本発明の化学成 分組成において充分な転位密度である 1 0 1 Q Z m 2 以上となるよ うに、 2 °C / s とすることを必要条件とした。
なお、 上記冷却速度を、 少なく ともべイナイ ト変態開始点 （フエ ライ ト変態の際の A r 3点に相当する） において維持し、 その後、 断面組織の少なく とも 2 0 %以上をべイナィ ト組織又はマルテンサ イ ト組織としなければ、 先の転位密度を獲得できないことから、 管 理指標として 8 0 0 °Cから 5 0 0 °Cへの冷却時における平均冷速を 2 °C Z s に規定した。 この冷却はべイナイ ト変態が完全に終了する B s点 （フェライ ト 変態の A r 点に相当する） まで継続することもできるが、 化学成 分組成によっては B s点が 5 0 0 °C以上の場合もあり、 必ずしも 5 0 0 °Cまで継続して水冷する必要はない。 冷却速度の指標として限 定した 8 0 0 ^から 5 0 0 °Cへの冷却時における平均冷速は、 B s 点が 5 0 0 °C以上の鋼材においては、 B s点以下の冷却速度が転位 密度向上という観点からは意味を持たないことから規定したもので ある。
また、 本発明では、 工程の省略を意図して、 この制御冷却工程を あえて途中で停止し、 その後放冷することで、 通常、 制御冷却一焼 戻し工程を経て製造する鋼板の生産性を向上させることも可能であ る。
具体的には、 制御冷却工程による冷却処理を、 当該鋼材の表面温 度が 3 5 0〜 6 0 0 °Cとなる温度領域で停止し、 その後、 放冷する ことにより、 全く同一ではないものの、 概略同一効果を得ることの 出来る工程、 即ち、 制御冷却一途中停止及び放冷する工程とするこ とにより、 生産性をより向上させることができる。
また、 制御冷却工程による冷却処理は、 1 0 0 °C以下で且つ室温 以上となる温度領域で停止し、 その後、 放冷する方法とすることが 、 鋼材組織中において、 断面組織の少なく とも 2 0 %以上をべイナ ィ 卜組織又はマルテンサイ ト組織とし、 焼入れ組織が確実に得られ る点からより好ましい。
一方、 このような高生産性の工程を経ず、 従来の製造方法である 制御冷却—焼戻しを採用することにも問題は無く、 むしろ、 B s変 態点が 5 0 0 以下であつたり、 焼入れ性が比較的低い鋼において は、 制御冷却一焼戻しの工程を採用する方が、 材料特性の観点から 安定した生産が可能となる場合がある。 さらに、 制御冷却によって 1 0 0で以下まで焼入れ、 鋼材の強度 を測定する場合、 鋼材中の可動転位密度が高い場合には降伏応力が
、 見かけ上で低下し、 降伏比は 0 . 8 を下回り、 「低 Y R ( Y i e l d Ra t i o) 」 と呼ばれる特性を獲得できる。 このような特性が得られ る作用は、 上述した制御冷却一途中停止の工程を採用した場合でも 顕著であるが、 その効果を更に高めることが可能である。
このような低 Y Rの鋼材は、 塑性変形開始応力が低く且つ引張り 強さが高いことから、 大きな変形を経て材料が破壌するため、 耐震 性に優れた建築構造物の素材として好適に用いることができる。
従って、 本発明では、 1 0 0 °C以下まで制御冷却し、 焼戻さない 製造工程も適用可能であり、 鋼材の耐震性の安定獲得には有効な方 法となる。
なお、 上述した制御冷却後の焼戻し処理は、 4 0 0〜 7 5 0 °C ( 実質的な A c 1変態点直下温度） までの間で適宜選択して温度を決 定することができ、 必要とする材料強度や炭化物析出状態と母材化 学成分組成によって決定すれば良く、 本発明の効果を高めることが 可能である。
また、 その熱処理時間も同様であって、 焼戻し時の組織変化が物 質の拡散で支配されているときには、 温度と時間は同じ効果を与え るパラメ一夕として相互に変換できる。 即ち、 高温では短時間、 低 温では長時間の処理とすることで同等の処理とすることができる。
また、 焼戻し処理によって炭化物の析出が促進され、 この効果は 高温強度において著しく、 室温強度を変えずに高温強度を向上させ ることが可能であることを、 本発明者等は実験的に知見した。
また、 制御冷却後の焼戻し処理としては、 鋼材を 4 0 0 °C〜 7 5 0 °Cの温度範囲で、 5分以上 3 6 0分以内の時間で焼戻し、 N b、 V、 C r、 T i 又は Z rのうちの 1種以上からなる炭化物又は窒化 物を、 鋼材中に 2個 Z ^ m2 以上の密度で析出させる条件とするこ とが、 耐火鋼材の高温強度をより向上させることができる点で、 好 ましい。
図 3は、 請求の範囲 1〜 3 に記載の本発明鋼のうち、 下記表 1 に 記載の化学成分組成とされた鋼を、 制御冷却一途中水冷停止によつ て製造し、 続いて 4 0 0〜 7 0 0 °Cにおいて 0. 5時間保持した後 、 再度 6 0 0 °Cにて高温耐カを測定した結果を、 焼戻し温度に対し て示したグラフである。
図 3 に示すように、 高温耐カは 5 5 0でで最高値を示すことが分 かり、 焼戻さない鋼に比較して高温耐力が増加していることがわか る。 この際、 必要とする耐力が 1 6 2 N/mm2 (室温強度 5 0 0 NZmm2 級鋼の場合の強度仕様最低値を 3 2 5 N/mm 2 の 1 Z 2 ) を超える場合には、 鋼材中に炭化物が 2個 Ζ ΠΙ2 以上の密度 で析出していることを、 1万倍の観察倍率による透過電子顕微鏡観 察で確認した。 このことが、 焼戻しの効果としての本発明の最大の 特徴である。
通常、 焼戻しは室温強度の低減を目的として実施するが、 本発明 では、 高温強度発現のための転位移動障害である析出物を好適な分 散状態で転位に介在せしめ、 高温耐力の向上を確実に得る効果があ ることがわかる。 従って、 本発明における焼戻しの条件は、 従来の 焼戻しのような室温強度の調整だけでなく、 高温強度向上のための 炭化物析出制御によって規定したものである。 /v〇 nsso600zfcl>d/-0ΏΪM
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なお、 こう した金属組織を確実に得るための技術としては、 鋼材 を制御圧延して焼入れる手法を用いるが、 具体的な、 優れた高温耐 力発現のための鋼材中への転位導入に必要且つ充分な製造方法とし ては、 各種高温安定炭化物、 例えば、 N b C、 V C、 T i C、 Z r C、 C r 2 3 C 6 等が完全に固溶する条件として、 1 1 5 0 1：以上 、 1 3 0 0 °C以下の温度に予加熱し、 その後、 鍛造等の熱間加工又 は粗圧延、 あるいは仕上げ圧延ないしは仕上げ加工 （鍛造） を実施 した後、 圧延 （加工） 終了温度を 8 0 0 °C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焼入れ性を高める事が必要 である。
また、 圧延に際しては、 铸造時の組織を極力解消して再結晶させ る必要があること、 及び小さな凝固空隙等を圧着させる目的から、 熱間加工における圧減比 （圧延では圧下前の板厚を圧延後の板厚で 除した値、 鍛造等の熱間加工では断面積の暫時変化率の積算値の逆 数） を 2 . 5以上に制限し、 健全な組織が得られるように留意する ことが好ましい。 このような制限は、 組織不均一による偏析又は空 隙が再熱脆化を助長させることを防止することを目的としている。 即ち、 化学成分組成の規定に加えて、 上述のような製造条件の規 定を併用すれば、 極めて歩留まりが高く合金添加量も最適化できる 、 高温耐力に優れた耐火鋼材を製造することが可能となる。
以上説明したように、 本発明に係る溶接継手部の耐再熱脆化性と 靱性に優れた耐火鋼材およびその製造方法によれば、 6 0 0 °Cの温 度における強度、 特に引張り耐力が室温時の 1ノ 2以上であって、 火災想定温度においても H A Zボンドが再熱脆化を生じることがな く、 且つ 5 k J / m m以上の大入熱溶接部のポンド靱性を同時に得 ることが可能な鋼材を提供し、 それを製造することができる。 実施例
以下、 本発明に係る溶接継手部の耐再熱脆化性に優れた耐火鋼材 及びその製造方法の実施例を挙げ、 本発明をより具体的に説明する が、 本発明は、 もとより下記実施例に限定されるものではなく、 前 、 後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施すること も可能であり、 それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるも のである。
[耐火鋼材のサンプル作製]
製鋼工程において溶鋼の脱酸 · 脱硫と化学成分を制御し、 連続铸 造によって下記表 2 に示す化学成分組成のスラブを作製した。 そし て、 表 3に示す各製造条件により、 スラブを再加熱して厚板圧延す ることで所定の板厚とした後、 各条件による熱処理を施すことによ り、 耐火鋼材のサンプルを作製した。
具体的には、 まず、 スラブに対して 1 1 6 0〜 1 2 8 0 °Cの温度 で再加熱を 1時間行なった後、 直ちに粗圧延を開始し、 1 0 5 0 °C の温度にて板厚 1 0 0 m mの鋼板とした。 そして、 下記表 3 に示す 条件で、 仕上げ厚みが 1 5〜 3 5 m mの厚鋼板とするか、 又は最大 厚みが 1 5〜 3 5 m mとなる断面形状が複雑な形鋼に鍛造もしくは 圧延し、 その仕上げ温度が 8 0 0 °C以上となるよう制御して仕上圧 延を行なった。 そして、 圧延終了後、 直ちに 5 0 0 °Cの温度を目標 として水冷による加速冷却を行い、 鋼材表面温度が鋼材の各部位で 5 0 0 ± 5 0 °Cの温度範囲にあることを、 非接触式あるいは一部に 熱電対を付与する方法で確認し、 水冷による加速冷却を停止し、 そ の後、 放冷し、 本発明 （請求の範囲 1〜 6 ) に係る耐火鋼材の各サ ンプル （本発明鋼 ： 鋼番号 1 〜 4 1 ) を作製した。
また、 下記表 4に示す鋼成分とされたスラブを作製し、 製造条件 を下記表 5 に示す各条件としたことを除き、 上記本発明鋼と同様の 手順で比較例の耐火鋼材のサンプル （比較鋼 ： 鋼番号 5 1〜 8 0 ) を作製した。
加えて、 表 2の鋼番号 1〜 4に示す鋼成分の素材を用いて、 フラ ンジ厚 2 l mmの H形鋼を表 6に示す圧延条件で作製した。
[評価試験]
上記方法によって作製した耐火鋼材の各サンプルについて、 以下 のような評価試験を行った。
まず、 引張特性及びシャルピー衝撃特性については、 上記耐火鋼 材の各サンプルの板厚 1ノ 2部一圧延長手 （L) 方向から各試験片 を採取して測定して評価した。
耐カ （降伏応力） は、 J I S Z 2 2 4 1 に記載の引張り試験 方法に基づいて実施した際の応力歪み線図上に、 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 %耐力で評価し 、 下記表 3及び表 5に示した。
母材靱性は、 J I S Z 2 2 4 2に準拠し、 2 mmVノッチを 付与した 4号衝撃試験片により、 0 °Cにおけるシャルビ一衝撃試験 によって測定した吸収エネルギーの測定によって評価した。 この際 、 靱性のしきい値は、 建築構造物の耐震性を考慮して 2 7 J とした 高温強度 （高温耐カ） については、 上記耐火鋼材の各サンプルか ら、 平行部直径（i> 6 mm、 平行部長さ 3 0 mmの高温引張り試験片 を採取し、 J I S G 0 5 6 7記載の高温引張り試験の規定に基 づき、 引張り歪み速度 0. 5 %/分で試験片を変形させ、 応力歪み 線図を採取して高温耐カを測定した。 この際の耐カは、 全て 0. 2 %耐力とした。
溶接継手の靱性、 すなわち耐脆化特性については、 上記耐火鋼材 の各サンプルを用い、 溶接継手として 4 5度の X開先を加工し、 予 後熱無しで 3層以上の T I G溶接 （Tungsten Inner t Gas arc weld ing) 、 あるいは S AW溶接 （Submerged Arc Welding) にて溶接し 、 その溶接継手について、 上述した方法で溶接継手の靱性、 すなわ ち耐脆化特性を評価した。 この際、 溶接入熱は常時 5 k〜 6 k J Z mmであることを、 溶接時の出力、 電流、 電圧値より計算して確認 した。
また、 溶接継手の火災後の脆化を判断する指標として、 同様に鋼 材を製造した後に実際に 5 k Jノ mmの入熱で溶接継手を形成し、 その溶接継手全体を 6 0 0 °Cの各種温度に 1時間で昇温し、 0. 5 時間保持した後に同温度で引張り試験を実施し、 破断絞り値をもつ て S R絞り値とした。 図 1 において、 S R絞り値が 1 5 %未満の場 合、 引張り試験後の破断面を走査電子顕微鏡観察した際の破面観察 により、 粒界破壊率が 5 0 %以上となることが判明し、 再熱脆化が 顕著に発生していると判断できたため、 S R絞り値のしきい値は 1 5 %とした。
本実施例における、 本発明鋼の耐火鋼材の化学成分組成の一覧を 下記表 2に示すとともに、 鋼材の製造条件の一覧を下記表 3に示す 。 また、 比較鋼の化学成分組成の一覧を下記表 4に示すとともに、 鋼材の製造条件の一覧を下記表 5に示す。 また、 本発明鋼の耐火鋼 材について、 機械的特性の評価結果の一覧を下記表 3 に示すととも に、 比較鋼の耐火鋼材について、 機械的特性の評価結果の一覧を下 記表 5に示す。 さらに本発明の化学成分からなる H形鋼の製造条件 および機械特性評価結果を表 6に示す。
なお、 表 2、 4において、 SRSは、 4[%Cr]-5 [%Mo]-10[%Ni]-2 [%Cu ] - [%Mn]で代表する溶接継手の再熱脆化指標の計算値である。
表 3、 5、 6において、 各項目は次の事項を意味している。
YS (RT) ： 室温の引張り耐カ YS (600) ： 温度 600°Cにおける高温引張り耐カ
YR ： 室温の降伏耐カ Z引張り強さの比を 1 0 0 %指標にて 示した値
vEO- B ： 鋼材の 0 におけるシャルピ一吸収エネルギー vEO- ： 5〜6kJ/mm入熱相当の溶接再現 H A Zのシャルビ一吸 収エネルギー
圧延後冷却速度 ： 圧延終了後、 800— 500で通過時の平均冷却速度ま たは 800—水冷停止温度までの平均冷却速度
SR絞り ： 溶接継手相当の熱サイクルを付与した後に、 600°Cに て高温引張り試験を実施した際の破断絞りの値
表 2
鋼 化学成分 (mas s¾) 銷本発明
Figure imgf000037_0001
表 3 本
Figure imgf000038_0001
表 4
鋼 化学成分 (mass¾) 較鋼比
Figure imgf000039_0001
銷較比
Figure imgf000040_0001
表 6
Figure imgf000041_0001
*本表の鋼番号は、 表 2の鋼番号に対応しており、 それぞれ同じスラブを素材に用いた。
[評価結果]
表 2及び表 3に示す鋼番号 1〜 4 1 は本発明鋼であり、 6 0 0 °C が火災想定温度となる耐火鋼材の実施例である。 表 3 に示す機械的 特性の測定結果のように、 いずれの鋼も、 室温耐力が 2 3 5 N/m m2 以上の場合は 1 1 T NZmm2 を、 また、 室温耐力が 3 2 5 N /mm2 以上の場合は 1 6 2 N/mm2 以上であることが明らかで あり、 必要とする高温特性を満足するとともに、 母材および溶接継 手ともに 0 °Cで 2 7 J以上であることから、 本発明鋼である鋼番号 1〜 4 1の耐火鋼材は、 鋼材の靱性及び継手靱性が必要性能を満た していることが明らかである。
また、 表 2には、 再熱脆化防止のための化学成分制限指標である S R S値 （単位は質量％) を示した。 表 2に示すように、 S R S値 は、 本発明鋼においては全て正の数値となった。
なお、 表 3に示す製造時の制御冷却条件については、 8 0 0から 5 0 0 °Cの平均冷却速度を、 5 0 0 °C以下まで冷却する場合はその まま、 5 0 0 °C以上で途中停止した場合は停止温度までの平均冷却 速度をそれぞれ記載している。 また、 焼戻しを実施した鋼では、 そ の温度と保持時間をともに記載している。
上述のような本発明鋼の耐火鋼材に対し、 表 4及び表 5に示す鋼 番号 5 1〜 8 0の比較鋼の耐火鋼材は、 本発明で規定する化学成分 組成又は各製造条件の何れかが満たされていないため、 以下に説明 するように、 何らかの特性を満足することが出来ない結果となった 鋼番号 5 1の耐火鋼材は、 C量が本発明の規定範囲に対して過多 となっているため、 高温耐力が 6 0 0 N/mm2 級鋼規格の上限値 5 9 0 N/mm2 を超え、 さらに焼き入れ性が高まったために明瞭 な旧ァ粒界が現出する鋼となり、 耐再熱脆化性評価時の S R絞り値 が低くなった例である。
鋼番号 5 2の耐火鋼材は、 Cを充分に添加していないことから、 本発明の合金成分範囲においては室温の耐力が確保できず、 充分な 転位を組織に導入できなかったため、 炭化物自体の量も少なく、 且 つ転位上の粒内析出炭化物量も減少して 6 0 0 °Cの高温耐力が低下 した例である。 さらに、 鋼番号 5 2は、 焼き入れ性の低下と同時に H A Zの組織も粗大なフェライ ト主体となり、 5 k J Zmm入熱の 大入熱溶接時における H A Z靱性が 2 7 J を下回った例である。
鋼番号 5 3の耐火鋼材は、 S i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一が生成して鋼材の靱性が低下した 例である。
鋼番号 5 4の耐火鋼材は、 M nが添加過剰となって結果焼入れ性 が高くなりすぎ、 室温耐力が規格上限値 5 9 0 NZmm 2 を超え、 H A Zにおける旧ァ粒界が明瞭に現出し、 また、 素材の M n量が高 いために S R Sが負となり、 耐再熱脆化性評価時の S R絞り値が 1 5 %を下回った例である。 また、 鋼番号 5 4— 2の耐火鋼材は、 M n量が、 0. 8 0 %未満の 0. 7 1 %のため、 焼入れ性が不十分で 、 室温および 6 0 0 °Cにおける耐カ （降伏応力） が不十分となった 例であり、 一方、 鋼番号 5 4— 3の耐火鋼材は、 M n量が 2. 0 0 %を超える 2. 1 5 %であったため、 粒界強度の低下等により、 溶 接継手の耐再熱脆化性評価時の S R絞り値が 1 5 %以下の 1 3 %と 低かった例である。
鋼番号 5 5の耐火鋼材は、 C r添加量が過剰となって組織がマル テンサイ ト組織を含むようになり、 大入熱溶接時に明瞭なァ粒界に 炭化物析出が増加して、 溶接継手の H A Z部 0 °Cシャルピー衝撃吸 収エネルギ一が、 1 5 J と低く、 目標の 2 7 J を下回った例である 鋼番号 5 6の耐火鋼材は、 C r添加量が不足して焼入れ性が低下 し、 室温、 6 0 0 eCの耐力が何れも低下したことに加え、 S R S値 が負となり、 耐再熱脆化性評価時の S R絞り値が 1 5 %を下回ると ともに、 溶接継手の組織がフェライ ト主体となって大入熱溶接時の 靱性が不足した例である。 また、 鋼番号 5 6— 2の耐火鋼材は、 C r添加量が不足して焼入れ性が低下し、 室温および 6 0 0 °Cの耐カ が何れも低下し、 S R絞り値も 1 5 %を下回った例であり、 また、 鋼番号 5 6— 3は、 の耐火鋼材は、 C r添加量が 2. 1 4 %と高く 、 溶接継手の H A Z部 0 °Cシャルピー衝撃吸収エネルギーが、 目標 の 2 7 J に届かなかった例である。
鋼番号 5 7の耐火鋼材は、 N b量が過多となって溶接継手の粒界 に N b Cが高密度で析出し、 耐再熱脆化性評価時の S R絞り値が 1 5 %を下回り、 N b Cの粗大析出が粒内にも生じて、 母材の靭性及 び大入熱溶接時の HA Z靱性が低下した例である。 一方、 鋼番号 5 7 — 2の耐火鋼材は、 ^^ 13量が 0. 0 1 %未満の 0. 0 0 4 %と低 かったために、 N b添加による十分な強度向上効果が得られず、 室 温および 6 0 0 °Cにおける耐力が目標に届かなかった例である。 鋼番号 5 8および 5 8 - 2の耐火鋼材は、 V量が過多となって粗 大な V C炭化物が生成し、 耐再熱脆化評価時の S R絞り値が 1 5 % を下回るとともに、 溶接継手の組織がフェライ ト主体となって大入 熱溶接時の靱性が不足し、 なおかつ母材の靱性も低下した例である 。 また、 鋼番号 5 8 — 3の耐火鋼材は、 V量が 0. 0 3 %未満であ つたために、 高温耐カ向上の効果が得られず、 6 0 0 °C高温耐カ目 標に届かなかった例である。
鋼番号 5 9の耐火鋼材は、 M o量が過剰添加となったために、 6 0 0 °Cの高温耐カは確保したものの、 溶接継手の耐再熱脆化性評価 時の S R絞り値が 1 5 %を下回った例である。 鋼番号 6 0の耐火鋼材は、 N i が混入してその量が過剰となった ために粒界のみ変態点が低下し、 S R Sが負となって溶接継手の耐 再熱脆化性評価時の S R絞り値が 1 5 %を下回った例である。
鋼番号 6 1および 6 1 - 2の耐火鋼材は、 C uを添加した場合に おいて、 N i と同様に粒界のみ変態点が低下し、 溶接継手の耐再熱 脆化性評価時の S R絞り値が 1 5 %を下回った例である。
鋼番号 6 1 — 3の耐火鋼は、 溶鋼中の酸素濃度を下げるために、 脱酸元素として添加すべき A 1 の代わりに、 脱酸元素である S i に よる脱酸のみを行なったが A 1 Nの生成量が不足したため鋼材の靭 性も低く、 H A Z部の 0 °Cシャルピー衝撃吸収エネルギーも目標の 2 7 J に届かなかった例である。 一方、 鋼番号 6 1 — 4は、 A 1 量 が過多となったために、 数 m以上のサイズの粗大な酸化物クラス 夕一を生じ、 鋼材の靭性が低下し、 鋼板そのものおよび、 H A Z部 の 0 °Cシャルピ一衝撃吸収エネルギーが、 目標の 2 7 J に届かなか つた例である。
鋼番号 6 1 — 5の耐火鋼は、 スクラップ、 合金原料等からの B混 入により、 B含有量が 0 . 0 0 0 4 %と過多となり、 溶接継手の耐 再熱脆化性評価時の S R絞り値が 1 5 %を下回った例である。
鋼番号 6 2 の耐火鋼材は、 N量が過剰となり、 粗大窒化物が生成 して鋼材の靱性、 大入熱溶接時の靭性、 及び溶接継手の耐再熱脆化 性評価時の S R絞り値が何れも低下した例である。
鋼番号 6 3 の耐火鋼材は、 Bが添加された場合において、 溶接継 手熱影響部粒界に B Nが多数析出し、 耐再熱脆化性評価時の S R絞 り値が 1 5 %を下回った例である。
鋼番号 6 4の耐火鋼材は、 O量が高くなつたために酸化物クラス ターを生成し、 鋼材の靱性と大入熱溶接時の H A Z靱性が低下した 例である。 鋼番号 6 5 の耐火鋼材は Pの含有量が、 また、 鋼番号 6 6の耐火 鋼材は Sの含有量がそれぞれ高く、 何れも鋼材の靱性と溶接継手の 耐再熱脆化性評価時の S R絞り値が 1 5 %を下回った例である。 鋼番号 6 7の耐火鋼材は、 T i添加量が過多となり、 鋼材の靱性 、 大入熱溶接時の靱性、 および溶接継手の耐再熱脆化性評価時の S R絞り値が何れも低下した例である。
鋼番号 6 8 の耐火鋼材は、 Z r添加量が過多となり、 Z r炭化物 が粗大且つ多量に析出して鋼材の靱性、 大入熱溶接時の靱性、 及び 溶接継手の耐再熱脆化性評価時の S R絞り値が、 何れも低下した例 である。
鋼番号 6 9の耐火鋼材は C a、 鋼番号 7 0 の耐火鋼材は M g、 鋼 番号 7 1 の耐火鋼材は Y、 鋼番号 7 2の耐火鋼材は C e、 鋼番号 7 3の耐火鋼材は L aのそれぞれの添加量がいずれも過剰であり、 共 通して酸化物クラスターを生成し、 鋼材の靱性と大入熱溶接時の H A Z靱性が低下した例である。 なお、 鋼番号 7 0では M g添加によ つて H A Zの酸化物分散に起因する組織細粒化が見られ、 大入熱 H A Z靱性は獲得できた。
鋼番号 7 4の耐火鋼材は、 化学成分は全て本発明の規定範囲にあ るが、 S R S値が負となったために、 耐再熱脆化性評価時の S R絞 り値が 1 5 %を下回った例である。
鋼番号 7 5の耐火鋼材は、 圧延前加熱温度が高すぎて結晶粒が粗 大化し、 鋼材の靱性が低下した例である。
鋼番号 7 6 の耐火鋼材は、 圧延終了温度が低下し、 化学成分は本 発明鋼を満たしているものの焼入れが不充分となって母材組織中の 転位密度が低くなり、 室温と 6 0 0 °Cの耐カ目標を安定して達成で きなかった例である。 なお、 本実施例における転位密度の測定方法 としては、 上述の 「X線回折ピークの半価幅から評価する方法」 を 用いた。
鋼番号 7 7の耐火鋼材は、 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て室温と 6 0 0 °Cの耐カ目標を安定して達成できなかった例である。
鋼番号 7 8の耐火鋼材は、 水冷停止温度を高く設定しすぎたため 、 化学成分は本発明鋼の範囲にあるものの、 室温と 6 0 0 °Cの高温 耐カ目標を安定して達成できなかった例である。
鋼番号 7 9の耐火鋼材は、 焼戻し温度が高すぎたために、 熱処理 温度が A c 1変態点 （約 7 4 0 °C ) を超えて二相域になり、 逆に、 焼き入れ組織と焼き戻し組織が混在する結果となり、 室温耐カが規 格上限値を超えた例である。
鋼番号 8 0の耐火鋼材は、 焼戻し時間が長すぎた結果、 組織の転 位密度が著しく低下し、 室温と 6 0 0 °Cの耐カ目標が、 何れも安定 して得られなかった例である。
以上説明した実施例の結果より、 本発明の耐火鋼材が、 靭性およ び高温強度に優れるとともに、 溶接継手の耐再熱脆化性に優れてい ることが明らかである。 産業上の利用可能性
本発明によれば、 靭性および高温強度に優れるとともに、 溶接継 手の耐再熱脆化性に優れた建築用の耐火鋼材の提供が可能となるの で、 その産業上の利用可能性は大きい。

Claims

請 求 の 範 囲
1. 室温強度 4 0 0〜 6 0 0 N/mm 2 級の耐火鋼材であって、 質量％で、
C : 0. 0 1 0 %以上 0. 0 5 %未満、
S i ： 0. 0 1〜 0. 5 0 %、
M n ： 0. 8 0〜 2. 0 0 %、
C r ： 0. 5 0 %以上 2. 0 0 %未満、
V : 0. 0 3〜 0. 3 0 %、
N b ： 0. 0 1〜 0. 1 0 %、
N : 0. 0 0 1〜 0. 0 1 0 %、
A 1 ： 0. 0 0 5〜 0. 1 0 %、
を含有し、
N i 、 C U、 M o、 Bの各々の含有量を、
N i ： 0. 1 0 %未満、
C u ： 0.. 1 0 %未満、
M o ： 0 · 1 0 %以下、
B : 0. 0 0 0 3 %未満
に制限し、
さらに、 不純物成分である P、 S、 〇の各々の含有量を、
P ： 0. 0 2 0 %未満、
S ： 0. 0 0 5 0 %未満、
〇 ： 0. 0 1 0 %未満
に制限し、 残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼成分を有し、 前記鋼成分をなす元素のうち、 C r、 M o、 N i 、 C u及び M n の各元素が、 下記 （ 1 ) 式で表される関係を満たすことを特徴とす る、 溶接継手部の耐再熱脆化性と靱性に優れた耐火鋼材。 4Cr [%] -5Mo C%] — lONi [¾] - 2Cu [%] 一 Mn [¾] > 0 · · • ( 1 )
{但し、 上記 （ 1 ) 式において、 各元素濃度の単位は質量％とする
}
2. さらに、 質量％で、
T i ： 0. 0 0 5 %超 0. 0 5 0 %以下、
Z r ： 0. 0 0 2〜 0. 0 1 0 %
のうちの 1種又は 2種を含有することを特徴とする、 請求の範囲 1 に記載の溶接継手部の耐再熱脆化性と靭性に優れた耐火鋼材。
3. さらに、 質量％で、
M g ： 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 5 %、
C a ： 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 5 %、
Y : 0. 0 0 1〜 0. 0 5 0 %、
L a ： 0. 0 0 1〜 0. 0 5 0 %、
C e ： 0. 0 0 1〜 0. 0 5 0 %
のうちの 1種又は 2種以上を含有することを特徴とする、 請求の範 囲 1又は 2に記載の溶接継手部の耐再熱脆化性と靱性に優れた耐火 材。
4. さらに、 当該鋼材のフェライ ト相中の転位密度が、 1 0 1 0 Zm2 以上であることを特徴とする、 請求の範囲 1〜 3の何れか 1 項に記載の溶接継手部の耐再熱脆化性と靱性に優れた耐火鋼材。
5. 当該鋼材組織中において、 ベイナイ ト又はマルテンサイ トの 光学顕微鏡組織占有率が 2 0 %以上とされ、 焼入れ組織からなるこ とを特徴とする、 請求の範囲 1〜 4の何れか 1項に記載の耐再熱脆 化性と靭性に優れた耐火鋼材。
6. 当該鋼材中に、 N b、 V、 C r、 T i 又は Z rのうちの 1種 以上からなる炭化物又は窒化物が、 2個/ m2 以上の密度で析出 されていることを特徴とする、 請求の範囲 1〜 5の何れか 1項に記 載の耐再熱脆化性と靭性に優れた耐火鋼材。
7. 請求の範囲 1〜 3の何れか 1項に記載の鋼成分を有する鋼片 を、 1 1 5 0〜 1 3 0 0 °Cの温度に加熱した後、 熱間加工又は熱間 圧延を施し、 該熱間加工又は熱間圧延を 8 0 0 °C以上の温度で終了 し、 その後、 温度 5 0 0 °Cまでの間で、 当該鋼材の各部位における 冷却速度が 2 °C/秒以上となるように加速冷却し、 該加速冷却を当 該鋼材の表面温度が 3 5 0〜 6 0 0 °Cとなる温度領域で停止し、 そ の後、 放冷することを特徴とする、 耐再熱脆化性と靭性に優れた耐 火鋼材の製造方法。
8. 請求の範囲 1〜 3の何れか 1項に記載の鋼成分を有する鋼片 を、 1 1 5 0〜 1 3 0 0 °Cの温度に加熱した後、 熱間加工又は熱間 圧延を施し、 該熱間加工又は熱間圧延を 8 0 0 °C以上の温度で終了 し、 その後、 温度 5 0 0 °Cまでの間で、 当該鋼材の各部位における 冷却速度が 2 °C/秒以上となるように加速冷却し、 該加速冷却を鋼 材の表面温度が 1 0 0 °C以下で且つ室温以上となる温度領域で停止 し、 その後、 放冷することにより、 当該鋼材組織中において、 ペイ ナイ ト又はマルテンサイ 卜の光学顕微鏡組織占有率が 2 0 %以上と なる焼入れ組織を得ることを特徴とする、 耐再熱脆化性と靭性に優 れた耐火鋼材の製造方法。
9. 請求の範囲 7又は 8 に記載の製造方法を適用した後、 当該鋼 材を 4 0 0 °( 〜 7 5 0 の温度範囲で、 5分以上 3 6 0分以内の時 間で焼戻すことにより、 N b、 V、 C r、 T i 又は Z rのうちの 1 種以上からなる炭化物又は窒化物を、 当該鋼材中に 2個/ m2 以 上の密度で析出させることを特徴とする、 溶接継手部の耐再^脆化 性と靱性に優れた耐火鋼材の製造方法。
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