WO2003087414A1

WO2003087414A1 - Acier a haute resistance presentant une excellente resistance aux temperatures elevees et procede de production de celui-ci

Info

Publication number: WO2003087414A1
Application number: PCT/JP2003/004040
Authority: WO
Inventors: Yasushi Mizutani; Ryuji Uemori; Tatsuya Kumagai; Tadayoshi Okada; Yoshiyuki Watanabe; Yoshio Terada
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2002-03-29
Filing date: 2003-03-28
Publication date: 2003-10-23
Anticipated expiration: 2004-09-29
Also published as: TWI235769B; CN1643167A; KR20040089746A; EP1493828A4; TW200305650A; EP1493828A1; KR100630402B1

Description

明細書高温強度に優れた高張力鋼ならびにその製造方法技術分野

本発明は、建築、土木、海洋構造物、造船、貯槽タンクなどの一般的な構造物に用いる 6 0 0 °C以上 8 0 0 °C以下の温度範囲において、 1時間程度の比較的短時間における高温強度が優れた低合金炭素添加の建築構造用高張力鋼（鋼板、鋼管、形鋼、線材）の製造方法に関する。背景技術

例えば、建築、土木などの分野においては、各種建築用鋼材として、 J I S等で規格化された鋼材等が広く利用されている。なお、一般の建築構造用鋼材は、約 3 5 0 °Cから強度低下するため、その許容温度は 5 5 0 °Cとなっている。

すなわち、ビルや事務所、住居、立体駐車場などの建築物に前記の鋼材を用いた場合は、火災における安全性を確保するため、十分な耐火被覆を施すことが義務付けられており、建築関連諸法令では、火災時に鋼材温度が 3 5 0 °C以上にならないように規定されている。

これは、前記鋼材では、 3 5 0 °C程度で耐力が常温の 2 / 3程度になり、必要な強度を下回るためである。鋼材を建造物に利用する場合、火災時において鋼材の温度が 3 5 0的に達しないように耐火被覆を施して使用される。そのため、鋼材費用に対して耐火被覆ェ費が高額となり、建設コストが大幅に上昇することが避けられない上記の課題を解決するため、例えば、特開平 2— 7 7 5 2 3号公報ゃ特開平 1 0— 6 8 0 4 4号公報などが発明されている。

6 0 0 °C以上の場合、一般に耐火鋼と呼称しており、例えば、特開平 2— 7 7 5 2 3号公報記載の発明では、 6 0 0 °Cで常温降伏強度の 2 3 (約 7 0 %) 以上の高温強度を有する耐火鋼が提案されている。その他の 6 0 0 °C耐火鋼に関する発明の例でも、 6 0 0 °C での降伏強度を常温降伏強度の 2 Z 3以上とすることが一般的となつている。

しかしながら、 7 0 0 °C耐火鋼、 8 0 0 °C耐火鋼は、現時点では高温強度の設定（常温降伏強度との比率）に一般則が見られない。例えば、特開平 2— 7 7 5 2 3号公報では、相当量の M o と N bを添加した鋼で、 6 0 0 °Cの耐力が常温耐力の 7 0 %以上を確保するものであるが、 7 0 0 °C、 8 0 0 °Cの耐カは示されていない。

また、 6 0 0 °Cの耐力が常温耐力の 7 0 %程度では、火災時の温度上昇を考慮すると、耐火被覆量の低減は可能であるものの、省略が可能となる建造物は立体駐車場ゃァトリウムなどの開放的空間に限定されるため、無耐火被覆での使用は著しく限定される。

特開平 1 0— 6 8 0 4 4号公報では、相当量の M o と N bを添加した鋼でミクロ組織をべイナィトとすることにより、 7 0 0 °Cの耐力が常温耐力の 5 6 %以上を確保するものが開示されているが、 8 0 0 °Cの耐カは示されていない。

すなわち、これらの例のように 6 0 0 °C程度の高温強度を確保した鋼は、すでに市場でも使用されており、 7 0 0 °Cで一定の強度を確保する鋼材の発明がなされているが、 7 0 0 °C、 8 0 0 °Cでの高温強度を確保できる実用鋼の安定的な製造は困難であった。

一方、特開 2 0 0 2 - 1 0 5 5 8 5号公報に示される 8 5 0 °C耐火鋼が本発明者らにより最近開示された。この鋼は A 1 、 T i などの合金元素の比較的多量の添加により高温においても有効な析出物を確保して 8 5 0 °Cにおける耐火性を得るものであるが、溶接構造用鋼としては不適である。

前述のように建築物に鋼材を利用する場合、通常の鋼では高温強度が低いため、無被覆や軽被覆で利用することができず、高価な耐火被覆を施さなければならなかつた。

また、耐火鋼であっても、耐火温度は 6 0 0〜 7 0 0 °Cまでの保証が限界であり、 7 0 0 °C、 8 0 0 °Cでの無耐火被覆使用およびこれによる耐火被覆工程の省略が可能となる鋼材の開発が望まれていた。発明の開示

本発明は、 6 0 0 °C〜8 0 0 °Cの温度範囲での高温強度及び溶接性に優れた建築土木などの用途に用いられる高張力鋼、及び当該鋼を工業的に安定して供給することを可能にする製造方法を提供することにある。本発明の要旨は以下の通りである。

( 1 ) 質量⁰/。で、 C ： 0. 0 0 5 %以上 0， 0 8 %未満、 S i ： 0 . 5 %以下、 M n ： 0. 1〜 1. 6 %、 P ： 0. 0 2 %以下、 S ： 0. 0 1 %以下、 M o : 0. 1〜 1 . 5 %、 N b : 0. 0 3〜0. 3 %、 T i : 0. 0 2 5 %以下、 B : 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 3 % 、 A 1 ： 0. 0 6 %以下、 N : 0. 0 0 6 %以下を含有し、残部 F eおよび不可避的不純物からなることを特徴とする高温強度に優れた高張力鋼。

( 2 ) 前記鋼が、常温時の降伏応力から高温時の降伏応力を無次元化した応力低下率（高温降伏応力/常温降伏応力）： Pが、鋼材温度 T (°C) が 6 0 0 °C以上 8 0 0 °C以下の範囲で、 p ≥— 0. 0 0 2 9 XT + 2. 4 8、を満足することを特徴とする（ 1 ) 記載の高温強度に優れた高張力鋼。

( 3 ) 前記鋼が、火災相当の高温加熱時に、常温におけるべイナィト単組織、またはフェライトおよびべィナイトの混合組織であり、火災相当の高温加熱時に、オーステナイトに逆変態する温度（A c ！ ) が 8 0 0 °C超であり、かつ常温時の降伏応力から高温時の降伏応力を無次元化した応力比（高温降伏応力/常温降伏応力）： Pが、鋼材温度 T (°C) が 6 0 0 °C以上 8 0 0 °C以下の範囲で、 p≥— 0. 0 0 2 9 XT + 2. 4 8、を満足することを特徴とする（ 1 ) 記載の高温強度に優れた高張力鋼。

(4 ) 前記鋼が、 6 0 0 °C以上 8 0 0 °C以下の高温領域において、常温時の降伏応力から高温時の降伏応力を無次元化した応力低下率

(高温降伏応力ノ常温降伏応力）： Pが、鋼材温度 T (°C) が 6 0 0 °C以上 8 0 0 °C以下の範囲で、 p≥— 0. 0 0 2 9 XT + 2. 4 8、を満足する強度を有し、かつ火災相当の高温加熱時に、常温におけるべィナイト単組織、またはフェライトおよびべィナイトの混合組織が、オーステナイトに逆変態する温度（A _{C l} ) が 8 0 0 °C 超である組織を有し、更に、前記べイナイト単組織、またはフェラィトおよびべィナイトの混合組織中で熱力学的に安定な炭窒化析出相をモル分率で 5 X I 0 ⁴以上保持すると共に、フェライト組織中に固溶する M o， N b , T i の合計量がモル濃度で 1 X 1 0 -³以上であることを特徴とする（ 1 ) 記載の高温強度に優れた高張力鋼。

( 5 ) 前記鋼が、 6 0 0 °C以上 8 0 0 °C以下の高温領域において、常温時の降伏応力から高温時の降伏応力を無次元化した応力低下率

(高温降伏応力/常温降伏応力）： ΐ>が、鋼材温度 T (°C) が 6 0 0 °C以上 8 0 0 °C以下の範囲で、 p≥— 0. 0 0 2 9 XT+ 2. 4 8、を満足する強度を有し、かつ火災相当の高温加熱時に、常温におけるべィナイト単組織、またはフェライトおよびべィナイトの混合組織が、オーステナイトに逆変態する温度（A c ) が 8 0 0 °C 超である組織を有し、更に、旧オーステナイト粒の平均円相当径が 1 2 0 μπι以下で、かつ前記べィナイト単組織、またはフェライトおよびべィナイトの混合組織中で熱力学的に安定な炭窒化析出相をモル分率で 5 X 1 0— ⁴以上保持すると共に、フェライト組織中に固溶する M o， N b , T i の合計量がモル濃度で 1 X 1 0 以上であることを特徴とする（ 1 ) 記載の高温強度に優れた高張力鋼。

( 6 ) 前記鋼が、 P CM= C + S i / 3 0 +Mn / 2 0 + C u / 2 0 + N i / 6 0 + C r / 2 O +M o / 1 5 + V/10+ 5 Bで定義される溶接割れ感受性組成： P CMが 0. 2 0 %以下であることを特徴とする（ 1 ) 〜（ 5 ) の何れかの項に記載の高温強度に優れた高張力鋼。

( 7 ) 前記鋼が、更に、質量％で、 N i ： 0. 0 5〜 1. 0 %、 C u ； 0. 0 5〜 1 . 0 %， C r ： 0. 0 5〜 1 . 0 %、 V : 0. 0 1〜 0. 1 %の 1種または 2種以上を含有することを特徴とする（ 1 ) 〜（ 7 ) の何れかの項に記載の高温強度に優れた高張力鋼。

( 8 ) 前記鋼が、更に、質量％で、 N i ： 0. 0 5〜 1. 0 %、 C u ： 0. 0 5〜： 1 . 0 %, C r ： 0. 0 5〜： L . 0 %、 V : 0. 0 1〜 0. 1 %の 1種または 2種以上を含有し、かつ、 C a ： 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 4 %、 R EM : 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 4 %、 M g ： 0. 0 0 0 1〜 0. 0 0 6 %の 1種または 2種以上を含有することを特徴とする（ 1 ) 〜（ 7 ) の何れかの項に記載の高温強度に優れた高張力鋼。

( 9 ) 前記鋼が、 6 0 0 °C以上 8 0 0 °C以下の高温領域において、常温時の降伏応力から高温時の降伏応力を無次元化した応力低下率

(高温降伏応力/常温降伏応力）： Pが、鋼材温度 T (°C) が 6 0 0 °C以上 8 0 0 °C以下の範囲で、 p≥— 0. 0 0 2 9 XT + 2. 4 8、を満足する強度を有し、かつ火災相当の高温加熱時に、常温におけるペイナイト単組織、またはフェライトおよびべィナイトの混合組織が、オーステナイトに逆変態する温度（ A c i ) が 8 0 0 °C 超である組織を有し、更に、旧オーステナイト粒の平均円相当径が 1 2 0 /zm以下で、かつ前記べィナイト単組織、またはフェライトおよびべィナイトの混合組織中で熱力学的に安定な炭窒化析出相をモル分率で 5 X 1 0— ⁴以上保持すると共に、フヱライト組織中に固溶する M o , N b , T i の合計量がモル濃度で 1 X 1 0 _³以上であることを特徴とする請求項（ 7 ) または（ 8 ) 記載の高温強度に優れた高張力鋼。

( 1 0 ) ( 1 ) 〜（ 9 ) の何れかの項に記載の鋼成分組成を有する铸片または鋼片を、 1 1 0 0〜 1 2 5 0 °Cの温度域に再加熱後、 1 1 0 0 °C以下での累積圧下量を 3 0 %以上として 8 5 0 °C以上の温度で熱延し、熱延終了後 8 0 0 °C以上の温度域から 6 5 0 °C以下の温度域までを 0. 3 K s ¹以上の冷却速度で冷却し、鋼のミクロ組織をべイナィト単組織、またはフェライトとべイナィトの混合組織とすることを特徴とする高温強度に優れた高張力鋼の製造方法。

( 1 1 ) 質量％で、 C ： 0. 0 0 5 %以上 0. 0 8 %未満、 S i ： 0. 5 %以下、 M n ： 0. 1〜 1 . 6 %、 P ： 0. 0 2 %以下、 S : 0. 0 1 %以下、 M o : 0. 1〜 1. 5 %、 Nb : 0. 0 3〜 0

. 3 %、 T i : 0. 0 2 5 %以下、 B : 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 3 %、 A 1 ： 0. 0 6 %以下、 N ： 0. 0 0 6 %以下を含有し、残部 F eおよび不可避的不純物からなり、かつ火災相当の高温加熱時に、常温におけるべイナィト分率が 2 0〜 9 5 %であるフェライトぉよびべィナイトの混合組織が、オーステナイトに逆変態する温度（ A c！ ) が 8 0 0 °C超である組織で、低降伏比を有することを特徴とする高温強度に優れた高張力鋼。 ( 1 2 ) 前記鋼が、更に、質量％で、 N i ： 0. 0 5〜： L . 0 %、 C u ： 0. 0 5〜： 1 . 0 %， C r ： 0. 0 5〜： L . 0 %、 V : 0. 0 1〜 0. 1 %の 1種または 2種以上を含有することを特徴とする

( 1 1 ) に記載の高温強度に優れた高張力鋼。

( 1 3 ) 前記鋼が、更に、質量％で、 N i ： 0. 0 5〜 1. 0 %、 C u ： 0. 0 5〜： L . 0 %， C r ： 0. 0 5〜： I . 0 %、 V : 0. 0 1〜 0. 1 %の 1種または 2種以上を含有し、かつ、 C a ： 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 4 %、 R EM : 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 4 %、 M g ： 0. 0 0 0 1〜 0. 0 0 6 %の 1種または 2種以上を含有することを特徴とする（ 1 1 ) または（ 1 2 ) の何れかの項に記載の高温強度に優れた高張力鋼。

( 1 4) ( 1 1 ) 〜（ 1 3 ) の何れかの項に記載の鋼成分組成を有する铸片または鋼片を、 1 1 0 0〜 1 2 5 0 °Cの温度域に再加熱後、 1 1 0 0 °C以下での累積圧下量を 3 0 %以上として 8 5 0 °C以上の温度で熱延し、熱延終了後 8 0 0 °C以上の温度域から 6 5 0 °C以下の温度域までを 0. 3 K s ¹以上の冷却速度で冷却し、鋼のミク口組織をべイナィト単組織、またはフェライトおよびべィナイトの混合組織とし、かつ火災相当の高温加熱時に、常温におけるべイナィト分率が 2 0〜 9 5 %であるフェライトおよびペイナイトの混合組織が、オーステナイトに逆変態する温度（ A c i ) が 8 0 0 °C超である組織で、低降伏比を有することを特徴とする高温強度に優れた高張力鋼の製造方法。発明を実施するための最良の形態

本発明者らはすでに、 6 0 0 °C、 7 0 0 °Cの高温強度が優れた鋼を見出し、 6 0 0 °Cの高温強度が優れた鋼はすでに建築はじめ多くの分野で使用されているが、市場ではさらに高温に耐える鋼への極めて強い要求がある。また、同時に、高温強度が優れた鋼に対してより高強度のニーズも大きい。

耐火設計では火災継続時間内で高い強度を維持すればよく、従来の耐熱鋼のように、長時間の強度を考慮する必要はなく、比較的短時間の高温降伏強度が維持できればよい。例えば、 8 0 0 °Cでの保持時間が 3 0分程度の短時間高温降伏強度が確保できれば、 8 0 0 °C耐火鋼として十分利用できる。

従来耐火鋼では、高温降伏強度が常温時の 2ノ 3 となるように性能を定めていたが、鉄骨構造物の実設計範囲が常温降伏強度下限の 0. 2〜 0. 4倍程度であることを勘案すれば、常温時の降伏応力から高温時の降伏応力を無次元化した応力低下率（高温降伏応力 Z 常温降伏応力）： Pが、鋼材温度 T (°C) が 6 0 0 °C以上 8 0 0 °C 以下の範囲で、 p≥— 0. 0 0 2 9 X T + 2. 4 8を満足することが必要である。

高温強度増加に対しては、 M o、 N bの複合添加により高温にて安定な炭窒化物の析出を促進するとともに、ミク口組織のペイナイト化が有効である。常温強度を高め高張力鋼としての特性を強調するためにはべィナイト単組織としてもよい。

しかし、硬質べイナイトの分率が多いほど常温の強度が高くなることから、降伏比（YR) の上限が要求される場合には、所要の常温強度および諸特性に応じて、ミク口組織をべィナイト単耝織または適切なべィナイト分率を有するフライトとべイナィトの混合組織とすることが望ましい。

適切なミク口組織を造り込み、所要の常温強度範囲を達成するには低 C化が有効である。低 C化は、べィナイトあるいはフェライトとべイナィトの混合組織の高温における熱力学的安定性を高め、ォーステナイトへの逆変態温度（A _{C l} ) を上昇させる効果も持つ。しかし、この場合、ミクロ組織及び材質が圧延条件とその後の冷却条件により影響を受けやすく、安定的な製造が困難であることが判明した。

そこで本発明者らはミクロ組織制御と高温強度の増加に取り組んだ結果、適量の B添加が製造安定化に有効であることを知見し、本発明に至った。

一般的な溶接構造用鋼として、溶接性は従来と同様に具備する必要があるため、 7 0 0 °C〜 8 0 0 °Cの高温強度が優れた鋼は極めて困難な課題であった。

この課題を解決するため、本発明者らは鋭意検討し、 7 0 0 °C〜 8 0 0 °Cの高温強度は M 0、 N b、 V、 T i 等の合金元素の複合添加による析出強化とミクロ組織のペイナイト化による転位密度の増大、さらには固溶 M o、 N b、 Vによる転位回復遅延が有効であり、 T i も若干の効果があることを突き止めた。

7 0 0 °C〜 8 0 0 °Cの強度と常温の強度、常温と高温の強度比 p の全てを同時に確保するためには、ミクロ組織をフェライトとべィナイトの混合組織あるいはべィナイト単組織とするとともに、添加合金元素量を最適範囲として、高温における母相組織の熱的安定性と適切な整合析出強化効果及び転位回復遅延効果を得ることが重要であることを見出した。さらに、低降伏比を確保するためには、ミク口組織を適切なフェライトとべイナィトの混合組織とすること力 S 必要である。

鋼材の降伏強度は、一般に 4 5 0 °C近傍から急激に低下するが、これは、温度上昇に伴い熱活性化エネルギーが低下し、転位のすべり運動に対して低温では有効であった抵抗が無効となるためである通常、 7 0 0 °C未満程度の温度'域での強化に利用される C r炭化物や M o炭化物などは、転位のすべり運動に対して 6 0 0 °C程度の高温まで有効な抵抗として作用するものの、 8 0 0 °Cといった高温では再固溶してしまうため、ほとんど強化効果を維持できない。本発明者らは、高温における安定性のより高い単独あるいは複合の析出物を種々検討した。その結果、 M o と、 N b、 T i 、 Vとの複合析出物は高温における安定性が高く、 7 0 0〜 8 0 0 °Cにおいても高い強化効果を有することを見いだした。すなわち、 M o、 N b、 T i 、 Vを適量添加して圧延時の加熱温度を高くとることで、これらを十分に固溶させ、かつ、転位密度の高い適切な圧延組織の導入により、析出物が析出可能な析出サイトを確保することで、再昇温時、例えば、火災による昇温中に、 M o と、 N b、 T i 、 Vとの複合析出物が微細に析出する。

こうした複合析出物も、 7 0 0〜 8 0 0 C保持中には成長粗大化して、やがて強化効果は小さくなるが、非常に微細かつ高密度に分散して存在する場合、 3 0分程度の保持時間内においては、上記の 7 0 0〜 8 0 0 °C降伏強さ目標値を十分得ることができる。

さらに、 B C C相中に固溶した M o、 N b、 V、 T i は、転位回復遅延に対して有効であり、降伏強度の急激な低下が始まる温度を高温化する効果を持つ。発明者らは、これらの高温強化因子が、 70 0°C〜800°Cにおける降伏応力に及ぼす影響について詳細に検討を重ねた結果、以下の知見を得るに至った。すなわち、 7 0 0 °C〜 8 0 0 °Cにおいて、鋼材温度を T (°C) として、高温常温降伏応力比 p (=高温降伏応力/常温降伏応力）が、 P ≥— 0. 0 0 2 9 X T + 2. 4 8を満足する、すなわち、降伏応力比が 7 0 0 °C、 8 0 0 °C において、それぞれ 4 5 %、 1 6 %以上となるためには、当該温度における M o、 N b、 V、 T i の複合炭窒化物はモル分率にて 5 X 1 0—⁴以上であるとともに、 B C C相中に固溶する M o、 N b、 V 、 T i の合計量がモル濃度にて 1 X 1 0 _ ³以上でなければならない高温強度発現に重要である複合炭窒化析出相の組成は、例えば電子顕微鏡や E D Xによる分析により容易に同定可能である。また、熱力学的に安定な析出相の平衡生成量及び B C C相中の固溶合金元素量については、市販の熱力学計算データベースソフト等利用することにより、添加合金元素量より容易に算出可能である。

しかし、析出物自体は安定であっても、温度上昇によって素地が変態すれば析出物と素地との整合性が失われて非整合になるために、析出物による強化作用が急激に低下する。すなわち、高温でも安定な複合析出物による強化効果を利用するには、設計温度である 8 0 o °cにおいても素地組織を変態させないことが材料にとつて必須となる。

したがって、具体的には、オーステナイトフォーマーである M n の添加量を低くするなどの合金元素の調整によって、鋼の A _{C l} 変態温度を 8 0 0 °C以上とすることが必要である。

また、析出物および固溶元素の活用によって高温強化を高める思想であるので、 C r 、 M n、 M oなど従来高温用鋼に多く添加されていた合金元素の添加量はむしろ低く抑えることができるので、溶接性を低下させない合金設計が可能である。

なお、べィナイト単組織の鋼においては強度が高くなるため建築用鋼において求められる低降伏比条件を必ずしも満足できない。このため、本発明鋼では低降伏比を要求される場合、ミクロ組織をフヱライトとべイナィトの混合組織とし、べィナイトの分率を 2 0 % 〜 9 5 %の範囲内とする。ミクロ組織に占めるフェライトの分率が過大となると、添加合金元素の増加による常温及び高温の強度確保は困難になるためである。以下に、本発明における各成分の限定理由を説明する。なお、％は質量％を意味する。

Cは、鋼材の特性に最も顕著な効果を及ぼす元素であり、 M o、 N b、 T i 、 Vとの複合析出物（炭化物）を形成するために必須であるため、少なくとも 0. 0 0 5 %が必要である。これ未満の C量では強度が不足する。しかし、 0. 0 8 %を超えて添加すると A c ！変態温度が下降するために 8 0 0 °Cにおける強度が得にくく、また靭性も低下するので、 0. 0 0 5 %以上、 0. 0 8 %以下に限定する。さらに、火災相当の高温加熱時に、フェライトとベイナイトの混合母相組織を熱力学的に安定に保ち、 M o、 N b、 V、 T i の複合炭窒化析出物との整合性を維持して、強化効果を確保する上で、 0. 0 4 %未満とすることが好ましい。

S i は、脱酸上鋼に含まれる元素であり、置換型の固溶強化作用を持つことから常温での母材強度向上に有効であるが、特に 6 0 0 °C超の高温強度を改善する効果はない。また、多く添加すると溶接性、 H A Z靭性が劣化するため、上限を 0. 5 %に限定した。鋼の脱酸は T i 、 A 1 のみでも可能であり、 HA Z靭性、焼入性などの観点から低いほど好ましく、必ずしも添加する必要はない。

Mnは、強度、靭性を確保する上で不可欠な元素ではあるが、置換型の固溶強化元素である M nは、常温での強度上昇には有効であるが、特に 6 0 0 °C超の高温強度にはあまり大きな改善効果はない。したがって、本発明のような比較的多量の M oを含有する鋼において溶接性向上すなわち P CM低減の観点から 1. 6 %以下に限定した。 Mnの上限を低く抑えることにより、連続錶造スラブの中心偏析の点からも有利となる。さらに A _{C l} 変態温度を 8 0 0 °C以上とするためには、添加を抑制する必要があり、上限を 0， 9 %とすることが望ましい。なお、下限については、特に限定しないが、母材の強度、靭性調整上、 0 . 1 %以上添加することが望ましい。

適切なべィナイト組織分率を得るためには、圧延終了後 8 0 0 °C 以上の温度から 6 5 0 °C以下の温度までの冷却速度を 0 . 3 K s 一 ¹ 以上とする必要がある。すなわち、板厚が約 2 5 m m未満の比較的薄い鋼板は空冷または加速冷却（水冷）プロセスにて、約 2 5 m m 超の比較的厚い鋼板は加速冷却（水冷）プロセスを適用して製造する必要がある。

Pは、本発明鋼においては不純物であり、 P量の低減は H A Zにおける粒界破壌を減少させる傾向があるため、少ないほど好ましい。含有量が多いと母材、溶接部の低温靭性を劣化させるため上限を 0 . 0 2 %とした。

Sは、 Pと同様本発明鋼においては不純物であり、母材の低温靭性の観点からは少ないほど好ましい。含有量が多いと母材、溶接部の低温靭性を劣化させるため上限を 0 . 0 1 %とした。

M oは、高温強度を高める複合析出物を構成する基本元素であり、本発明鋼においては必須元素である。 M o と、 N b、 T i との複合析出物、あるいは、 M o と、 N b、 T i 、 Vとの複合析出物を高密度に得て高温強度を高めるには 0 . 1 %以上添加することが必要で、一方 1 . 5 %を超えて添加すると母材材質の一様性の制御が困難になるとともに、溶接熱影響部の靭性の劣化を招き、さらに経済性を失するため、 M o添加量は 0 . 1 %超、 1 . 5 %以下、好ましくは 0 . 2 %以上 1 . 1 %以下とする。

N bは、 M 0を比較的多量添加する本発明においては、 7 0 0 °C 、 8 0 0 °Cの高温強度を確保するために重要な役割を演ずる元素である。まず、一般的な効果として、オーステナイトの再結晶温度を上昇させ、熱間圧延時の制御圧延の効果を最大限に発揮する上で有用な元素である。また、圧延に先立つ再加熱や焼きならしゃ焼入れ時の加熱オーステナイトの細粒化にも寄与する。

さらに、析出硬化として強度向上効果を有し、 M o との複合添加により高温強度向上にも寄与する。 0. 0 3 %未満では 7 0 0 °C〜 8 0 0 °Cにおける析出硬化の硬化が少なく、 0. 1 %以上の添加が好ましい。いっぽう 0. 2 %を超えると母材の靭性を低下させる恐れがあるため、上限を 0. 3 %とする。よって 0. 0 3〜 0. 3 % を限定範囲とする。

T i も N b と同様に高温強度上昇に有効である。特に、母材及び溶接部靱性に対する要求が厳しい場合には、添加することが好ましい。なぜならば T i は、 A 1 量が少ないとき（例えば 0. 0 0 3 % 以下）、 Oと結合して T i ₂0₃を主成分とする析出物を形成、粒内変態フェライト生成の核となり溶接部靭性を向上させる。また、 T i は Nと結合して T i Nとしてスラブ中に微細析出し、加熱時の γ 粒の粗大化を抑え圧延組織の細粒化に有効であり、また鋼板中に存在する微細 T i Nは、溶接時に溶接熱影響部組織を細粒化するためである。これらの効果を得るためには、丁 1 は最低 0. 0 0 5 %以上必要である。しかし多すぎると T i Cを形成し、低温靭性ゃ溶接性を劣化させるので、好ましくは 0. 0 2 %以下、上限は 0. 0 2 5 %である。

Bは、ベイナイトの生成分率を介して強度を制御する上で極めて重要である。すなわち、 Bはオーステナイト粒界に偏析してフェラィ卜の生成を抑制することを介して焼入性を向上させ、空冷のような冷却速度が比較的小さい場合においてもペイナイトを安定的に生成させるのに有効である。この効果を享受するため、最低 0. 0 0 0 5 %以上必要である。しかし、多すぎる添加は焼入性向上効果が飽和するだけでなく、旧オーステナイト粒界の脆化や靭性上有害となる B析出物を形成する可能性があるため、上限を 0. 0 0 3 %とした。

A 1 は、一般に脱酸上鋼に含まれる元素であるが、脱酸は S i または T i だけでも十分であり、本発明鋼においては、その下限は限定しない（ 0 %を含む）。しかし、 A 1量が多くなると鋼の清浄度が悪くなるだけでなく、溶接金属の靭性が劣化するので上限を 0. 0 6 %とした。

Nは、不可避的不純物として鋼中に含まれるものであり、下限は特に定めないが、 N量の増加は HA Z靭性、溶接性に極めて有害であり、本発明鋼においてはその上限は 0. 0 0 6 %である。

次に、必要に応じて含有することができる N i 、 C u、 C r、 V 、 C a、 R EM, M gの添加理由と添加量範囲について説明する。基本となる成分に、さらにこれらの元素を添加する主たる目的は、本発明鋼の優れた特徴を損なうことなく、強度、靭性等の特性を向上させるためである。したがって、その添加量は自ずと制限されるべき性質のものである。

N i は、溶接性、 HA Z靭性に悪影響を及ぼすことなく母材の強度、靭性を向上させる。これら効果を発揮させるためには、少なくとも 0. 0 5 %以上の添加が必須である。一方、過剰な添加すると経済性を損なうだけでなく、溶接性に好ましくないため、上限を 1 . 0 %とした。

C uは、 N i とほぼ同様の効果、現象を示し、上限の 1. 0 %は溶接性劣化に加え、過剰な添加は熱間圧延時に C u—クラックが発生し製造困難となるため規制される。下限は実質的な効果が得られるための最小量とすべきで 0. 0 5 %である。

C r は、母材の強度、靭性をともに向上させる。しかし、添加量が多すぎると母材、溶接部の靭性及び溶接性を劣化させるため、限定範囲を 0. 0 5〜 1 . 0 %とした。上記、 C u、 N i 、 C r は、母材の強度、靭性上の観点のみならず、耐侯性にも有効であり、そのような目的においては、溶接性を損ねない範囲で添加することが好ましい。

Vは、 N b とほぼ同様の複合析出作用を有するものであるが、 N bに比べてその効果は小さい。また、 Vは焼入れ性にも影響を及ぼし、高温強度向上にも寄与する。 N b と同様の効果は 0. 0 1 %未満では効果が少ない。いっぽう過多であると母材靱性を低下させる場合がある。したがって本発明鋼における Vの下限は 0. 0 1 %、上限は 0. 1 %である。

C a、 R EMは不純物である S と結合し、靭性の向上や溶接部の拡散水素による誘起割れを抑制する働きを有するが、多すぎると粗大な介在物を形成し悪影響を及ぼすので、それぞれ 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 4 %、 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 4 %が適正範囲である。

M gは、溶接熱影響部においてオーステナイト粒の成長を抑制し、微細化する作用があり、溶接部の強靭化が図れる。このような効果を享受するためには、 M gは 0. 0 0 0 1 %以上必要である。一方、添加量が増えると添加量に対する効果代が小さくなり、経済性を失するため、上限は 0. 0 0 6 %とした。

なお、 M o、 N b、 Vと同様に、 Wを適当量添加して、高温強度を確保することも本発明鋼の特性を向上させる有効な手段である。 Wはその効果を得るためには最低 0· 01%必要であるが、 1%を超えるとその効果は飽和するため、経済性の観点から上限を 1%とする。常温での割れ感受性を確保し、予熱フリーでの溶接を可能とするためには、さらに、の値を 0. 2 0 %以下の範囲に限定する。 PCMは溶接性を表す指標で、低いほど溶接性は良好である。本発明鋼においては、 PCf^^s 0. 2 0 %以下の範囲であれば優れた溶接性の確保が可能である。なお、溶接割れ感受性組成 P CMは以下の式により定義する。

P CM= C + S i / 3 O +Mn / 2 O + C u / 2 0 +N i / 6 0 + C r / 2 0 +M o / l 5 +V/ l 0 + 5 B

さらに、鋼板の最終圧延方向の板厚断面方向 1 / 4厚位置において、最終変態組織の旧オーステナイト粒径を平均円相当直径で 1 5 Ο μ πι以下に限定する。これは、旧オーステナイト粒径が組織とともに靭性に大きな影響を及ぼすためで、特に本発明のような Μ ο添加鋼において靭性を高めるためには、旧オーステナイト粒径を小さく制御することは重要かつ必須である。前記旧オーステナイト粒径の限定理由は、発明者らの製造条件を種々変更した実験結果に基づくもので、平均円相当直径で 1 2 0 μ πι以下であれば、本発明よりも低 Moである鋼と遜色ない靭性を確保できる。なお、旧オーステナイト粒は、その判別が必ずしも容易ではないケースも少なからずある。このような場合には、板厚 1 4厚位置を中心として、銅板の最終圧延方向と直角方向に採取した切り欠き付き衝撃試験片、例えば、 J I S Z 2 2 0 2 4号試験片（ 2 mm Vノッチ）などを用い、十分低温で、脆性破壊させた際の破面単位を旧オーステナィト粒径と読み替え得る有効結晶粒径と定義し、その平均円相当直径を測定することとし、この場合でも同様に 1 5 0 μ πι以下であることが必要である。

本発明による高温強度に優れた高張力鋼の製造方法については、鋼片または鍀片の圧延時の加熱温度は M o、 N b、 T i 、 Vを十分に固溶させるために高い温度が望ましいが、母材の靭性確保の観点から 1 1 0 0 °C以上 1 2 5 0 °C以下とする。

次に、 1 1 0 0 °C以下の温度域で仕上げ板厚に対して 3 0 %以上の累積圧下率を確保する熱間圧延を行い、 8 5 0 °C以上で圧延を完了する。低温域の圧下を過大にとると、フェライト変態が促進されフェライト分率が過大となり強度確保が困難となり、さらに、 N b 、 T i 、 Vが圧延中に炭化物として析出し、必要な固溶 M 0、 N b 、 T i 、 Vが得られないため、圧延終了温度は 8 5 0 °Cが下限であり、いっぽう 1 1 0 0 °Cを超える温度で圧延を終了すると靭性が不足するため上限は 1 1 0 0 °Cとする。

圧延終了後、鋼板表面温度が 8 0 0 °C以上の温度域から 6 5 0 °C 以下の温度域までを、鋼板表面の平均冷却速度が 0 . 3 K s— ¹以上で冷却する。この目的は、析出サイトとなる変形帯や転位を多く含む圧延組織を得、それを水冷によって凍結することにより、昇温時に微細で素地と整合な M o と、 N b、 T i 、 Vとの複合析出物を高密度に得ることにある。

なお、本発明鋼を製造後、脱水素などの目的で A _{C l} 変態点以下の温度に再加熱しても、本発明鋼の特徴は何ら損なわれることはない。

水冷後に鋼板を 5 0 0 °C以下の温度範囲で 3 0分以内の焼戻し熱処理を行ってもよレ、。

また、本発明鋼は、厚鋼板の他、鋼管、薄鋼板、形鋼などの鋼材としても、十分に本発明の効果を享受可能である。 ' 実施例

転炉一連続铸造—厚板工程で種々の鋼成分の鋼板（厚さ 1 5 〜 5 0 m m ) を製造し、その強度、靱性、 7 0 0 °C、 8 0 0 °Cにおける降伏強さ、予熱なし（室温）における y割れ試験時のルート割れの有無等を調査した。

表 1及び表 2に比較鋼とともに本発明鋼の鋼成分を、表 3に鋼板の製造条件および組織、表 4に諸特性の調査結果を示す。

本発明鋼 N o . 1 〜 9の例では、全てミクロ組織がフヱライト · べィナイトの混合組織となっており、かつ旧オーステナイト粒径の平均円相当直径が 1 2 0 μ m以下である。さらに、実績降伏強度比についても、 7 0 0 °C、 8 0 0 °Cでそれぞれ 6 4 %、 2 3 %以上の優れた値である。

本発明鋼 N o . 1 0〜 1 8の例では、ミクロ組織はべイナイト単組織あるいはフェライト ' べィナイトの混合組織となっており、かつ旧オーステナイト粒径の平均円相当直径が 1 2 0 _M m以下で、実績降伏強度の比についても、 7 0 0 °C、 8 0 0 °Cでそれぞれ 6 1 % 、 2 5 %以上の優れた値である。

比較鋼 N o . 1 9では、 Cが過剰であり、オーステナイトへの逆変態開始温度 A c i が 8 0 0 °C以下となるため、常温強度については高い値が得られているが、常温高温の降伏強度比（ P ) が P < — 0. 0 0 2 9 X T + 2. 4 8である。

比較鋼 N o . 2 0では、 Cが不足であり、 4 9 0MP a級として降伏強度が不足であるとともに、 6 0 0 °C以上の高温における複合炭窒化相の生成量が 5 X 1 0— ⁴未満であり、常温 Z高温の降伏強度比（ P ) も p く一 0. 0 0 2 9 X T + 2. 4 8 と低い。

比較鋼 N o . 2 1では、 1^ 11量が 1 . 6 %を超えているため、 A c iが 8 0 0 °C未満となり、 7 0 0 °C以上の温度において、常温/ 高温降伏強度比（ P ) が pく— 0. 0 0 2 9 X T + 2. 4 8である比較鋼 N o . 2 2では、 M n量が 0. 1 %未満のため、常温での固溶強化効果が不足となって、常温の降伏強度、引張り強度が 4 9 0 MP a級の規格値下限を下回った。

比較鋼 N o . 2 3では、 Pが 0. 0 2 %を超えているため、母材の延性脆性遷移温度、ひ °Cでの再現 H A Zの吸収エネルギー値ともに劣化している。比較鋼 N o . 2 4では、 Sが 0. 0 1 %を超えているため、比較鋼 N o . 2 3 と同様に、母材の延性脆性遷移温度、 0 °Cでの再現 H A Zの吸収エネルギー値ともに劣化している。

比較鋼 N o . 2 5では M oの添加量不足により、炭窒化析出相、 B C C相中固溶 M oがともに不足したため、常温強度は良好な結果であるが、 8 0 0 °Cの実績高温常温降伏強度比については、 1 5 % と低い。

比較鋼 N o . 2 6では、 M o量が過剰のため、母材材質の不均一性が増大し、溶接割れ感受性組成 P_CMが 0. 1 8 %であるにも関わらず、予熱なしでの y割れ試験においてルート割れが発生した。また、再現 H A Zの吸収エネルギー値が低い。

比較鋼 N o . 2 7では、 N b量が不足し、 7 0 0 °C、 8 0 0でにおいて十分な析出硬化効果を得ることができなかったため、常温 Z 高温の降伏強度比（ P ) が p く— 0. 0 0 2 9 XT + 2. 4 8である。

比較鋼 N o . 2 8では、 N b量が過剰であるため、高温強度については高い値が得られるが、再現 H A Zの吸収エネルギー値は低い比較鋼 N o . 2 9では、 γ粒が粗大であるため、再現 H A Zの吸収エネルギー値は低い。

比較鋼 N o . 3 0では、 T i量が過剰であるため、母材の延性脆性遷移温度、再現 H A Z吸収エネルギー値ともに劣化している。比較鋼 N o . 3 1では、 B添加量が不足し、十分な焼入れ性を得ることができず、ミクロ組織のべィナイト分率が過少のため、常温の降伏強度が 4 9 0 MP a級の規格値下限を下回った。

比較鋼 N o . 3 2では、 B添加量が過剰なため、母材の延性脆性遷移温度は 0 °C近傍にあり、再現 H A Zの吸収エネルギー値は低い比較鋼 N o . 3 3では、八 1 量が 0. 0 6 %を超えているため、母材の延性脆性遷移温度は 0 °C近傍にあり、再現 H A Z靭性も低い比較鋼 N o . 3 4では、 N量が 0. 0 0 6 %を超えているため、再現 H A Z靭性は低い。

比較鋼 N o . 3 5では、？（；„値が 0. 2 0 %を超えており、予熱なしでの y割れ試験においてルート割れが発生した。また、再現 H A Z吸収エネルギー値も低い。

比較鋼 N o . 3 6では、再加熱温度が 1 1 0 0 °C未満のため、再加熱時に添加合金元素がオーステナイト中に固溶せずに十分な析出強化が得られず、常温については降伏強度、引張り強度ともに良好な結果であるが、常温 Z高温の降伏強度比（ P ) が P < _ 0. 0 0 2 9 XT + 2. 4 8である。

比較鋼 N o . 3 7では、再加熱温度が 1 2 5 0 °Cを超えたため、再加熱時にオーステナイト粒が粗大化し、再現 HA Zの吸収エネルギー値が低くなっている。

比較鋼 N o . 3 8では、 1 1 0 0 °C以下での累積圧下量が 3 0 % 未満のため、旧オーステナイト粒が粗大であり、再現 HA Z靭性が低い。

比較鋼 N o . 3 9では、 8 5 0 °C未満の温度で圧延を行ったため、 N b、 T i 、 Vの析出が促進され十分な析出強化が得られず、常温強度については 4 9 0 M P a級の規格値を満足するが、常温 Z高温の降伏強度比（p) が p く一 0. 0 0 2 9 X T + 2. 4 8である比較鋼 N o . 4 0では、再加熱温度が 1 2 5 0 °Cと高いため、圧延終了後のオーステナイト粒カ 2 0 超と粗大であり、母材靱性が低い。

比較鋼 N 0. 4 1では、圧延後水冷を行うことにより常温強度の上昇を図ったが、板厚が大きく 1 Z 4厚部における γΖα変態温度近傍での冷却速度が不足のため、フェライト分率が過大（〉 8 0 % ：べイナイト分率く 2 0 %) となり、常温での固溶強化効果が不足となって、常温の引張り強度が建築用 4 9 OMP a級鋼の規格値下限を下回った。

比較鋼 N o . 4 2では、板厚 2 5 mm超であるため、加速冷却を適用し、 0. 3 K s ¹以上の冷却速度の確保を図ったが、水冷開始温度が 7 0 0 °C未満であり、圧延終了後〜冷却開始（ 6 9 0 °C) の冷却速度が 0. 3 Κ 3 ·¹以下となり、水冷開始前にフェライトの変態が進行したため、ベイナイト分率が 2 0 %未満となって、常温引張強度が 4 9 OMP aを下回った。

翳 a *翹 ^

-a

o c+ =

o

13 o

<

ro

E o o

< o

P0P0/£0d /lDd o

表 3

区鋼加熱圧延 1000°C 加速加速板厚 BC 予熱なし複

分；皿 ' 終了以下の冷却冷却 C相

Sクでの y割

ACT a

；皿 ίχ. 累稹開始停止中れ試験口組 to

圧下量皿 nn. fx. 固旧 r 時ルート織べ

(%) + 溶粒径割れ有ィ卜元無 ⁾ 物

秦

分率量

1)

(°C) (°c) (°C) (。c) (mm) (%) (。c) X X ( μ m)

10³ 10³

1 1150 880 70 25 45 891 1.35 7.06 55 No crack

2 1200 900 60 15 62 877 0.57 4.62 72 No cracK

3 1100 880 50 850 450 40 41 829 0.82 2.92 45 No crack

4 1150 910 70 20 40 833 1.03 6.24 56 No crack

5 1100 870 50 25 59 815 0.62 2.00 88 No crack

6 1100 90"θ" 40 880 495 50 46 863 1.00 4.47 43 ¹ No crsck

7 1100 970 30 820 500 30 63 803 1.40 2.33 51 No crack 本 8 ϊ ϊόό 950 50 820 500 32 44 839 1.06 2.84 66 No crack 願 9 1150 880 60 18 50 854 1.12 6.20 55 No crack 発 10 1150 870 70 25 85 815 1.33 7.08 55 No crack 明 11 1100 1000 30 30 73 805 2.73 5.90 51 No crack 鋼 12 1150 960 65 20 55 821 1.03 6.24 56 No crack

13 1100 920 50 850 580 50 85 805 1.84 1.92 82 No crack

14 1100 900 50 850 480 40 75 812 4.08 4.93 59 No crack

15 1100 880 60 820 650 65 100 832 0.73 4.85 76 No crack

16 1100 900 60 860 600 32 81 828 2.27 7.22 78 No crack

17 1150 860 60 810 590 28 88 808 1.20 3.96 73 No crack

18 1150 960 50 900 620 45 89 817 2.46 6.65 62 No crsck

表 3のつづき

1 ) 700°C における相モル分率熱力学計算値

2 ) 700°C におけるモル分率熱力学計算値

3 ) 鋼板の最終圧延方向の板厚断面方向 1 / 4厚位置での旧ォステナイト粒の平均円相当直径。

4 ) JIS Z 3158：斜め y形溶接割れ試験。表 4

区鋼

常温強度 700°C 800¾ 分 HAZ S3

圭 ^, Y ¾ 4¾ Ύ

降伏強さ ^υ引張強さ ²⁾ 降伏比降伏強さ降伏強さ性 _VE。⁵) 比 ^3> 比⁴⁾

( Pa) (MPa) (%) (MPa) (%) (MPa) (%)

1■ 366 499 73 - 51 236 64 85 23 220

2 409 530 77 -40 267 65 94 23 210

3 353 489 72 - 32 232 66 86 24 199

4 348 486 72 一 35 225 65 81 23 187

5 408 530 77 -37 263 64 93 23 225

6 362 496 73 -40 237 65 85 24 218

7 421 539 78 -35 274 65 97 23 155 本 8 357 492 73 -41 233 65 84 24 230 願 9 375 506 74 - 33 246 65 88 24 224 発 10 516 699 74 - 51 337 65 135 26 250 明 11 521 689 76 -45 374 72 137 26 205 鋼 12 468 686 68 -45 325 69 121 26 227

13 535 723 74 -42 327 61 121 23 238

14 483 729 66 一 40 335 69 124 26 241

15 551 680 81 -42 377 68 136 25 254

16 492 703 70 -43 346 70 128 26 271

17 524 721 73 -46 386 74 143 27 242

18 506 699 72 - 52 343 68 128 25 227

4 のつづき

1 ) 常温降伏強度≥ 3 2 5 M P a

2 ) 常温引張強度≥ 4 9 0 M P a

3 ) 700°Cにおける降伏強度の常温における降伏強度実績に対する比（ P ) ≥ 4 5 %

4 ) 800°Cにおける降伏強度の常温における降伏強度実績に対する比（ P ) ≥ 1 6 %

5 ) PT 1400°C Δ t 8/5 = 99S _v E ≥ 2 7 J 産業上の利用可能性 TJP03/04040 本発明の化学成分及び製造法で製造した鋼材は、ミクロ組織がフエライト · ベイナイトの混合組織あるいはべィナイト単組織であり

、常温強度が 4 9 0 M P a以上の高張力鋼であり、 6 0 0〜 8 0 0 °Cにおける高温 Z常温応力比（高温降伏応力/常温降伏応力）： p が、鋼材温度を T C) として、 p≥— 0. 0 0 2 9 XT + 2. 4 8を満足する特性を持ち建築用耐火鋼材としての必要な特性を兼ね備えており、従来になく全く新しい鋼材である。

Claims

請求の範囲

1 . 質量％で、 C ： 0. 0 0 5 %以上 0， 0 8 %未満、 S i : 0 . 5 %以下、 M n ： 0. 1〜； 1. 6 %、 P ： 0. 0 2 %以下、 S ： 0. 0 1 %以下、 M o : 0. 1〜： 1. 5 %、 N b : 0. 0 3〜 0. 3 %、 T i : 0. 0 2 5 %以下、 B : 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 3 % 、 A 1 ： 0. 0 6 %以下、 N : 0. 0 0 6 %以下を含有し、残部 F eおよび不可避的不純物からなることを特徴とする高温強度に優れた高張力鋼。

2. 前記鋼が、常温時の降伏応力から高温時の降伏応力を無次元化した応力低下率（高温降伏応力 Z常温降伏応力）： Pが、鋼材温度 T (°C) が 6 0 0 °C以上 8 0 0 °C以下の範囲で、 p≥— 0. 0 0 2 9 X T + 2. 8 0、を満足することを特徴とする請求項 1記載の高温強度に優れた高張力鋼。

3. 前記鋼が、火災相当の高温加熱時に、常温におけるべイナィト単組織、またはフェライトおよびべィナイトの混合組織であり、火災相当の高温加熱時に、オーステナイトに逆変態する温度（A c , ) が 8 0 0 °C超であり.、かつ常温時の降伏応力から高温時の降伏応力を無次元化した応力低下率（高温降伏応力 Z常温降伏応力）： Pが、鋼材温度 T (°C) が 6 0 0 °C以上 8 0 0 °C以下の範囲で、 p ≥一 0. 0 0 2 9 X T + 2. 8 0、を満足することを特徴とする請求項 1記載の高温強度に優れた高張力鋼。

4. 前記鋼が、 6 0 0 °C以上 8 0 0 °C以下の高温領域において、常温時の降伏応力から高温時の降伏応力を無次元化した応力低下率

(高温降伏応カノ常温降伏応力）： pが、鋼材温度 T (°C) が 6 0 0 °C以上 8 0 0 °C以下の範囲で、 p≥ _ 0. 0 0 2 9 XT + 2. 8 0、を満足する強度を有し、かつ火災相当の高温加熱時に、常温におけるべィナイト単組織、またはフェライトおよびべィナイトの混合組織が、オーステナイトに逆変態する温度（A _{C l} ) が 8 0 0 °C 超である組織を有し、更に、前記べイナイト単組織、またはフェラィトおよびべィナイトの混合組織中で熱力学的に安定な炭窒化析出相をモル分率で 5 X 1 0 以上保持すると共に、フェライ卜組織中に固溶する M o， N b , T i の合計量がモル濃度で 1 X 1 0— ³以上であることを特徴とする請求項 1記載の高温強度に優れた高張力鋼

5. 前記鋼が、 6 0 0 °C以上 8 0 0 °C以下の高温領域において、常温時の降伏応力から高温時の降伏応力を無次元化した応力低下率

(高温降伏応力 Z常温降伏応力）： Pが、鋼材温度 T (°C) が 6 0 0 °C以上 8 0 0 °C以下の範囲で、 p≥— 0. 0 0 2 9 XT + 2. 8 0、を満足する強度を有し、かつ火災相当の高温加熱時に、常温におけるべィナイト単組織、またはフェライトおよびべィナイトの混合組織が、オーステナイトに逆変態する温度（A _{C l} ) が 8 0 0 °C 超である組織を有し、更に、旧オーステナイト粒の平均円相当径が 1 2 0 in以下で、かつ前記べイナイト単組織、またはフェライトおよびべィナイトの混合組織中で熱力学的に安定な炭窒化析出相をモル分率で 5 X 1 0— ⁴以上保持すると共に、フェライト組織中に固溶する Mo , N b， T i の合計量がモル濃度で 1 X 1 0 以上であることを特徴とする請求項 1記載の高温強度に優れた高張力鋼。

6. 前記鋼が、 P CM= C + S i / 3 O +Mn / 2 0 + C u / 2 0 + N i / 6 0 + C r / 2 O +M o / 1 5 +V/10+ 5 Bで定義される溶接割れ感受性組成： P C Mが 0. 2 0 %以下であることを特徴とする請求項 1〜 5の何れかの項に記載の高温強度に優れた高張力鋼。

7. 前記鋼が、更に、質量⁰/。で、 N i ： 0. 0 5〜 1. 0 %、 C u ； 0. 0 5〜： 1 . 0 %， C r ： 0. 0 5〜 1 . 0 %、 V : 0. 0 1〜 0. 1 %の 1種または 2種以上を含有することを特徴とする請求項 1〜 7の何れかの項に記載の高温強度に優れた高張力鋼。

8. 前記鋼が、更に、質量％で、 N i : 0. 0 5〜 1 . 0 %、 C u ： 0. 0 5〜： L . 0 %, C r ： 0. 0 5〜 1 . 0 %、 V : 0. 0 1〜 0. 1 %の 1種または 2種以上を含有し、かつ、 C a ： 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 4 %、 R EM : 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 4 %、 M g ： 0. 0 0 0 1〜 0. 0 0 6 %の 1種または 2種以上を含有することを特徴とする請求項 1〜 7の何れかの項に記載の高温強度に優れた高張力鋼。

9. 前記鋼が、 6 0 0 °C以上 8 0 0 °C以下の高温領域において、常温時の降伏応力から高温時の降伏応力を無次元化した応力低下率

(高温降伏応力 Z常温降伏応力）： Pが、鋼材温度 T (°C) が 6 0 0 °C以上 8 0 0 °C以下の範囲で、 p≥— 0. 0 0 3 3 X T + 2. 8 0、を満足する強度を有し、かつ火災相当の高温加熱時に、常温におけるべィナイト単組織、またはフェライトおよびべィナイトの混合組織が、オーステナイトに逆変態する温度（A c i ) が 8 0 0 °C 超である組織を有し、更に、旧オーステナイト粒の平均円相当径が 1 2 0 /zm以下で、かつ前記べィナイト単組織、またはフェライトおよびべィナイトの混合組織中で熱力学的に安定な炭窒化析出相をモル分率で 5 X 1 0— ⁴以上保持すると共に、フェライト組織中に固溶する M o， N b , T i の合計量がモル濃度で 1 X 1 0— ³以上であることを特徴とする請求項 7または 8記載の高温強度に優れた高張力鋼。

1 0. 請求項 1〜 9の何れかの項に記載の鋼成分組成を有する铸片または鋼片を、 1 1 0 0〜 1 2 5 0 °Cの温度域に再加熱後、 1 1 0 0 °C以下での累積圧下量を 3 0 %以上として 8 5 0 °C以上の温度で熱延し、熱延終了後 8 0 0 °C以上の温度域から 6 5 0 °C以下の温度域までを 0. 3 K s ¹の冷却速度で冷却し、鋼のミクロ組織をべィナイト単組織、またはフェライトとべイナィトの混合組織とすることを特徴とする高温強度に優れた高張力鋼の製造方法。

1 1. 質量％で、 C ： 0. 0 0 5 %以上 0. 0 8。/。未満、 S i ： 0. 5 %以下、 1 : 0. 1〜 1. 6 %、 P ： 0. 0 2 %以下、 S : 0. 0 1 %以下、 M o : 0. 1〜 1. 5 %、 Nb : 0. 0 3〜 0 . 3 %、 T i : 0. 0 2 5 %以下、 B : 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 3 %、 A 1 ： 0. 0 6 %以下、 N ： 0. 0 0 6 %以下を含有し、残部 F eおよび不可避的不純物からなり、かつ火災相当の高温加熱時に、常温におけるべイナィト分率が 2 0〜 9 5 %であるフェライトぉよびべィナイ卜の混合組織が、オーステナイトに逆変態する温度（ A c！ ) が 8 0 0 °C超である組織で、低降伏比を有することを特徴とする高温強度に優れた高張力鋼。

1 2. 前記鋼が、更に、質量％で、 N i ： 0. 0 5〜： 1. 0 %、 C u ： 0. 0 5〜 1. 0 %， C r ： 0. 0 5〜 1 . 0 %、 V : 0. 0 1〜 0. 1 %の 1種または 2種以上を含有することを特徴とする請求項 1 1 に記載の高温強度に優れた高張力鋼

1 3. 前記鋼が、更に、質量％で、 N i ： 0. 0 5〜： L . 0 %、 C u ： 0. 0 5〜 1. 0 %， C r ： 0. 0 5〜： L . 0 %、 V : 0. 0 1 - 0. 1 %の 1種または 2種以上を含有し、かつ、 C a ： 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 4 %、 R EM : 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 4 %、 M g ： 0. 0 0 0 1〜 0. 0 0 6 %の 1種または 2種以上を含有することを特徴とする請求項 1 1 または 1 2の何れかの項に記載の高温強度に優れた高張力鋼。

1 4. 請求項 1 1〜 1 3の何れかの項に記載の鋼成分組成を有する錶片または鋼片を、 1 1 0 0〜 1 2 5 0。( の温度域に再加熱後、 1 1 0 0 °C以下での累積圧下量を 3 0 %以上として 8 5 0 °C以上の温度で熱延し、熱延終了後 8 0 0 °C以上の温度域から 6 5 0 °C以下の温度域までを 0. 3 K s ¹の冷却速度で冷却し、鋼のミクロ組織をべイナィト単組織、またはフェライトおよびべィナイトの混合組織とし、かつ火災相当の高温加熱時に、常温におけるべイナイト分率が 2 0〜 9 5 %であるフェライトおよびべィナイトの混合組織が、オーステナイトに逆変態する温度（A _{C l} ) が 8 0 0 °C超である組織で、低降伏比を有することを特徴とする高温強度に優れた高張力鋼の製造方法。