專利名稱：：高溫強度、韌性和耐再熱脆化特性優(yōu)異的耐火鋼材及其制造方法
技術領域：
：本發(fā)明涉及用于建筑結構構件等的高溫強度、韌性和耐再熱脆化特性優(yōu)異的耐火鋼材及其制造方法。
背景技術：
：由于建筑物的超高層化、建筑設計技術的高度化等，耐火設計的重新評估根據日本建設省綜合計劃進行，在日本昭和62年3月制定了"新耐火設計法"。由此，重新評估了使火災時的鋼材溫度為350。C以下這一關于耐火被覆的限制，根據鋼材的高溫強度與建筑物的實際載荷之間的關系可選擇適當的耐火^皮覆方法。因此，在可確保600。C下的滿足設計標準的高溫強度時，即通過使用600。C下的高溫強度高的鋼材，可簡化或削減耐火被覆。為了應對這種動向，已開發(fā)出即使在建筑物遭受火災等而處于高溫時，也具有規(guī)定的強度的建筑用鋼材，即所謂的耐火鋼。在此，將火災時的建筑物溫度i殳想為600'C，對于可維持該溫度下的強度的耐火鋼進行說明。作為鋼材的在600。C下的高溫強度的強化機理，熟知有以下四種機理(1)鐵素體晶粒粒徑的微細化；(2)利用固化相進行的分散強化；(3)利用微細析出物進行的析出強化；(4)利用合金元素進行的固溶強化。(1)鐵素體晶粒粒徑的微細化在晶粒內移動的位錯，經由晶界(以下也稱為晶粒邊界)向鄰接的晶粒移動，因此，晶界針對位錯的移動起到抗力的作用。因此，當晶粒變得微細時，位錯移動時越過晶界的頻率變高，針對位錯移動的抗力增加。通過該鐵素體晶粒粒徑的微細化來增加針對位錯移動的抗力的強化方法，由于高溫下的晶粒生長而效果降低。因此，對于耐火鋼而言，很少單獨使用鐵素體晶粒粒徑微細化的強化方法。(2)利用硬質相進行的分散強化硬質相，與軟質相相比，晶粒內的位錯難以移動，變形所需要的抗力較大。因此，在硬質相和軟質相混合存在的顯微組織(稱為雙相組織。)中，通過增加硬質相的體積分率，強度變高。例如，在由鐵素體和珠光體構成的雙相組織中，作為硬質相的珠光體的體積分率增加時，強度上升。但是，該方法存在由于硬質相而導致韌性容易降低的問題。(3)利用微細析出物進行的析出強化分布于滑移面上的析出物，針對晶粒內位錯的移動起到抗力的作用。特別是微細的析出物，對高溫下的強化有效，因此以往的耐火鋼，利用該析出強化的情形較多。特別是在以往的耐火鋼中，添加Mo生成微細的Mo碳化物，通過析出強化來提高高溫強度(例如，參照日本特開平5-186847號公報、日本特開平7-300618號公報、日本特開平9-241789號公報、日本特開2005-272854號公報)。這些以往的耐火鋼中，C含量為0.1。/。左右，不使Mo固溶而作為Mo碳化物析出。此外，也提出了一種利用Cu的微細析出來提高高溫強度的鋼材(例如，參照日本特開2002-115022號公報)。但是，在析出強化中，已知有以下問題，即，通常母材的韌性降低，對于焊接時的焊接熱影響區(qū)(Heat4ffectedSone，稱為HAZ。)，由于加熱的影響而粗大化的析出物也導致韌性降低。(4)由合金元素進行的固溶強化固溶于鋼中的合金元素(稱為固溶合金元素。)，由于在其周圍形成彈性應力場，因此猶如被位錯拖曳，成為針對位錯的移動的抗力。將該抗力稱為拖曳抗力，其大小，受起因于固溶合金元素與鋼、即溶質原子與溶劑原子的尺寸不同的錯配、和溶質原子濃度和擴散系數等。另外，固溶合金元素以被位錯拖曳的方式發(fā)生作用而產生拖曳抗力的效應，稱為拖拽效應。利用該拖拽效應的固溶強化，作為耐火鋼的強化機理開始被研究。為了利用該固溶強化，必須降低碳、氮等來抑制碳化物、氮化物等析出物的生成。例如，在曰本特開2006-249467號公l艮中，提出了一種有效利用Mo作為固溶合金元素的耐火鋼材。該耐火鋼材，含有Mo和B(硼)來提高淬硬性，另一方面，將Mn的上限限制在比通常的添加量低的0.5。/。，從而避免過剩的強度上升。另外，利用固溶Nb的拖拽效應的耐火鋼，也由日本特開平5-222484號公報、日本特開平10-176237號^^艮、日本特開2000-54061號公報、日本特開2000-248335號公報、日本特開2000-282167號公報等提出。但是，這些文獻中的耐火鋼，是以板厚薄的熱軋鋼板等為對象的，并不是考慮了厚鋼板和H型鋼等厚鋼材所要求的、母材和焊接熱影響區(qū)的韌性和焊接熱影響區(qū)的高溫延性的鋼。因此存在以下問題a)為了抑制Nb的氮化物的析出而過剩地添加Ti，在厚鋼材中生成粗大的Ti析出物，不能確保母材和焊接熱影響區(qū)的韌性，b)為了脫氧而過剩地添加A1，厚鋼材存在由島狀馬氏體引起的韌性降低的問題，c)有時含有B(硼)，對于焊接熱影響區(qū)的高溫延性的降低、即再熱脆化沒有采取對策。'
發(fā)明內容為了將型鋼和厚鋼板等的厚鋼材作為耐火鋼材使用，對于母材、焊接熱影響區(qū)的韌性、再熱脆性等的各種特性要求嚴格的限制。但是，以往的利用了固溶強化的耐火鋼材，并沒有考慮到應用于這樣的厚鋼材。另外，Mo的價格不穩(wěn)定，近年來Mo的價格高漲成為問題。由此，大量添加Mo作為強化元素的耐火鋼材開始失去價格竟爭力。因此，本發(fā)明者們對于使用Nb作為固溶元素的耐火鋼材及其制造方法進行了深入研究。其結果發(fā)現，為了將有效使用Nb作為固溶強化元素的厚鋼材作為耐火鋼使用，存在以下的課題。第一課題是韌性。當鋼板的厚度為7mm以上、進而為12mm以上時，Ti、Al的添加量脫離規(guī)定范圍時，韌性的降低變得顯著。特別是，腹板厚為7mm以上、凸緣厚度為12mm以上的H型鋼，不象鋼板那樣具有制造方6法的自由度，因此韌性的問題極為重要。第二課題是再熱脆化。特別是在添加了B時，焊接熱影響區(qū)由于B的析出物而脆化，高溫延性降低這一再熱脆化，對需要焊接的厚鋼材而言較重要。另一方面，B是為了確保Nb的固溶量較有用的元素。這是因為，當添加容易偏析于晶界的B時，可抑制Nb在晶界處的偏析。第三課題是確保高溫強度。這是在根據第二課題不添加B的情況下，由于難以高效地得到Nb的拖拽效應而成為必要的課題。因此，用于確保固溶C量、提高高溫強度的成分設計變得必要。本發(fā)明者們，為了確保作為第一課題的韌性、確保作為第二課題的耐再熱脆化特性、確保作為第三課題的高溫強度而進行了研究。首先，對于作為第一課題的韌性的提高，將Al的含量限制為0.005。/。以上且不到0.030%，而且，將11的含量限制為0.005%以上且不到0.040%，還使Ti和N(氮)的含量的比Ti/N為212的范圍。由此，夾雜物、析出物被微細化，可確保優(yōu)異的韌性。韌性，特別是作為以H型鋼為首的厚鋼材的必要特性特別重要。其次，作為第二課題的耐再熱脆化特性，通過使B(硼)的含量在雜質水平來解決。B為提高淬硬性的元素，如圖l(a)所示那樣優(yōu)先地偏析于晶界l，抑制鐵素體相變，促進貝氏體相變。而且，還通過B的晶界偏析，可抑制Nb的晶界偏析，作為結果，Nb在鐵素體中以固溶狀態(tài)維持。因此，通常作為固溶強化元素有效利用Nb時，同時添加B來確保固溶量。但是，偏析于晶界的B,當受到焊接熱過程時，在焊接熱影響區(qū)形成粗大的析出物。因此，由于火災等而導致溫度上升時，存在焊接熱影響區(qū)的延性急劇降低、發(fā)生脆性破壞的問題。該所謂的再熱脆化的問題，特別是對于厚鋼板、H型鋼而言極為重要。本發(fā)明者們明確了以下情況對于需要焊接的厚鋼材而言，為了實現利用Nb的固溶強化的耐火鋼，必須不添加B而使高溫強度提高。進而，本發(fā)明者們對于作為固溶元素的Nb進行了詳細的研究。其結果發(fā)現，在不含有B時，x)如圖l(b)所示，Nb偏析于晶界l，y)當Nb的添加量達到規(guī)定量以上時，Nb的晶界偏析飽和，z)偏析于晶界的Nb，抑制鐵素體相變，并促進貝氏體相變，即，Nb與B同樣地提高鋼的淬硬性，獲得提高強度的效果，為了確保固溶量，必須添加規(guī)定量以上?；谶@些見解，在本發(fā)明的不添加B的耐火鋼材中，將Nb的添加量的下限確定為0.05%。另外發(fā)現，根據使用的原料，有時作為雜質含有不到0.0005%(5ppm)的B,但該程度的含量對耐再熱脆化特性沒有影響。作為第三課題的高溫強度，與第一課題和第二課題存在關系。在要求高的韌性和耐再熱脆化特性的本發(fā)明的耐火鋼材中，不能主動含有提高高溫強度的析出元素、輔助固溶Nb的效果的B之類的元素。因此，為了確保高溫強度，固溶Nb起到的作用極大。因此，使添加的Nb不以NbC之類的碳化物形式析出，而是使其固溶是極為重要的。對于該課題，如上述那樣，不僅規(guī)定Nb添加量的下限值，而且限制C含量使得不形成碳化物是必要的。本發(fā)明者們詳細研究的結杲發(fā)現，如果使C含量為0.03%以下，則可抑制Nb的碳化物的析出，Nb的拖拽效應增大，可實現大幅度的固溶強化。進而，本發(fā)明者們發(fā)現，為了最大限度發(fā)揮Nb的作為固溶強化元素的作用，使C-Nb/7.74的值為0.005以下是必要的。另外，由固溶Nb的拖拽效應產生的強化，比在以往的耐火鋼中添加的Mo效果更顯著，通過更少量的合金添加，就可確保同等的高溫強度。本發(fā)明是基于以上見解完成的，可特別有效地應用于特別是作為耐火建材的存在需求的型鋼和厚板等的厚鋼材尤其是耐火H型鋼，本發(fā)明是不含有Mo和B這兩者，控制C、Nb、Ti含量的平衡、和作為脫氧元素的Si和Al的含量而得到的韌性、耐再熱脆化特性和高溫強度優(yōu)異的耐火鋼材及其制造方法。另外，本發(fā)明提供通過利用固溶Nb的拖拽效應提高高溫強度，在熱軋態(tài)下確保常溫下的抗拉強度為400MPa以上、600。C下的屈服強度為常溫下的屈服強度的50%以上這一優(yōu)異的高溫強度，并且，抑制韌性的降低，而且在焊接熱影響區(qū)再次加熱至高溫時防止了脆化即所謂的再熱脆化的、耐再熱脆化特性優(yōu)異的耐火鋼材、特別是耐火H型鋼及其制造方法，本發(fā)明的要旨如下。(1)一種高溫強度、韌性和耐再熱脆化特性優(yōu)異的耐火鋼材，其特征在于，以質量％計，含有C:0.001%~0.030%、Si:0.05%~0.50。/。、Mn:0.4%~2.0%、Nb:0.03%~0.50%、Ti:0.005。/q以上且不到0.040%、N:0.0001%以上且不到0.0050%、Al:0.005%~0.030%，P、S分別限制為P:0.03%以下、S:0.02%以下，且C、Nb、Ti、N的含量滿足C-Nb/7.74《0.005、2<Ti/N<12，其余量由Fe以及不可避免的雜質組成。(2)才艮據上述(1)所述的高溫強度、韌性和耐再熱脆化特性優(yōu)異的耐火鋼材，其特征在于，耐火鋼材具有由一體成形的凸緣和腹板構成的H形的截面形狀，該凸緣的板厚為12mm以上，該腹板的板厚為7mm以上。(3)才艮據上述(1)或(2)所述的高溫強度、韌性和耐再熱脆化特性優(yōu)異的耐火鋼材，其特征在于，以質量％計，還含有V:0.10%以下、Mo:不到0.10%中的一種或兩種。(4)根據上述(1)~(3)的任一項所述的高溫強度、韌性和耐再熱脆化特性優(yōu)異的耐火鋼材，其特征在于，以質量％計，還含有Zr:0.03%以下、Hf:0.010%以下中的一種或兩種。(5)根據上述(1)~(4)的任一項所述的高溫強度、韌性和耐再熱脆化特性優(yōu)異的耐火鋼材，其特征在于，以質量％計，還含有Cr:1.5%以下、Cu:1.0%以下、Ni:1.0%以下中的一種或兩種以上。(6)根據上述(1)~(5)的任一項所述的高溫強度、韌性和耐再熱脆化特性優(yōu)異的耐火鋼材，其特征在于，以質量％計，還含有Mg:0.005。/。以下、REM:0.01%以下、Ca:0.005%以下中的一種或兩種以上。(7)根據上述(1)~(6)的任一項所述的高溫強度、韌性和耐再熱脆化特性優(yōu)異的耐火鋼材，其特征在于，Nb和C的質量濃度積為0.0015以上。(8)根據上述(1)~(7)的任一項所述的高溫強度、韌性和耐再熱9脆化特性優(yōu)異的耐火鋼材，其特征在于，在600'C下的Ti-Nb系碳氮化物的平衡析出摩爾比率不到0.3%。(9)一種高溫強度、韌性和耐再熱脆化特性優(yōu)異的耐火鋼材的制造方法，其特征在于，將具有上述(l)、(3)~(8)的任一項中所述的成分的鋼坯加熱至11001350。C，使在1000。C以下的累積壓下率為30。/Q以上來進行熱軋。(10)根據上述(9)所述的高溫強度、韌性和耐再熱脆化特性優(yōu)異的耐火鋼材的制造方法，其特征在于，經所述軋制后，將從800。C到500。C的溫度范圍以O.l~10'C/秒的平均冷卻速度冷卻。(11)才艮據上述(2)所述的高溫強度、韌性和耐再熱脆化特性優(yōu)異的耐火鋼材的制造方法，其特征在于，將具有上述(l)、(3)~(8)的任一項中所述的成分的鋼坯加熱至1100~135CTC，利用萬能式軋制i殳備組，使在1OOO'C以下的累積壓下率為30%以上來進行熱軋。(12)根據上述(11)所述的高溫強度、韌性和耐再熱脆化特性優(yōu)異的耐火鋼材的制造方法，其特征在于，經所述軋制后，從外側噴淋冷卻凸緣，使凸緣的從800。C到500。C的溫度范圍的平均冷卻速度為0.1~10。C/秒而進行冷卻。根據本發(fā)明，可不實施冷態(tài)加工和調質熱處理而提供具有充分的常溫強度和高溫強度、且HAZ的韌性和耐再熱脆化特性優(yōu)異的耐火鋼材，可謀求施工成本降低、和由工期縮短帶來的大幅度的成本削減，提高大型建筑物的可靠性、確保安全性、經濟性等產業(yè)上的效果極為顯著。特別是通過熱軋而制造的H型鋼，根據其形狀可分為凸緣、腹板、拐角(fillet)的部位，相應于各自的形狀，軋制溫度過程和冷卻速度不同，因此即使是同一成分，往往根據部位不同機械特性也較大地變化，但是由于本發(fā)明具有強度、韌性對軋制加工溫度的依賴性和對冷卻速度的依賴性比較小的成分系，因此可減輕H型鋼的截面部位內的材質的偏差。另外，對于鋼板，也能夠減小由板厚引起的材質的變化。圖l是用于說明Nb的拖拽效應的圖，(a)是表示除了Nb以外還存在B的情況的圖，(b)是表示只單獨添加Nb的情況的圖。圖2是表示C和Nb對鋼材的高溫強度造成的影響的圖。圖3是表示N和Ti對鋼材的韌性造成的影響的圖。圖4是表示平衡析出量對鋼材的再熱脆化特性造成的影響的圖。圖5是表示Nb和C的添加量的適當范圍的圖。圖6是表示Ti和N的添加量的適當范圍的圖。圖7是表示實施本發(fā)明法的裝置配置例的一例的略圖。圖8是表示H型鋼的截面形狀和力學試驗片的制樣位置的圖。具體實施例方式本發(fā)明者們以開發(fā)最大限度地有效利用固溶Nb的拖拽效應、且母材和焊接區(qū)的特性都沒有問題的耐火性鋼材、特別是耐火性厚鋼材為目的，對于(1)C和Nb與鋼材的高溫強度的關系、(2)Ti和N與韌性的關系、(3)成分與再熱脆化的關系進行了詳細的研究。本發(fā)明者們熔煉下述的鋼，進行鑄造，將得到的鋼坯加熱至1100~1350。C，使在1000。C以下的累積壓下率為30%以上而制造了板厚為10~40mm的鋼板，所述鋼，以質量％計，含有C:0.001%~0.030%、Si:0.05%~0.500/。、Mn:0.4%~2.0%、Nb:0.03%~0.50%、Ti:0.005%以上且不到0扁％、N:0.0001%以上且不到0.0050%、Al:0.005%~0.030%,作為雜質的P和S的上限分別限制為P:0.03%以下、S:0.02%以下，其余量由Fe以及不可避免雜質組成。從鋼板上依據JISZ2201來制取拉伸試驗片，依據JISZ2241進行室溫下的拉伸試驗，依據JISG0567進行在600。C下的拉伸試驗。另外，關于屈服強度，在室溫下的屈服強度不明顯時，采用0.2%屈服強度，但在計算0.2%屈服強度時，使用JISZ2241的偏移法。另夕卜，進行了依據JISZ2242的夏比沖擊試驗。將試驗的結果按與成分的關系進行整理，示于圖2和圖3。圖2是表示C和Nb的含量(質量。/。)與高溫強度的關系的圖，對于高溫強度，C-Nb/7.74為重要的指標。由圖2可知，當C-Nb/7.74為0.005以下時，600°(:下的0.2%屈服強度，對于常溫下的抗拉強度為400MPa級的鋼材以及為4卯MPa級的鋼材而言，都超出了各自的目標值，可獲得良好的高溫強度。圖3是表示Ti和N的含量(質量％)與母材的夏比吸收能的關系的圖，對于韌性，Ti/N為重要的指標。由圖3可知，當Ti/N超過12時韌性降低，當Ti/N為212的范圍時，母材的韌性良好。另外發(fā)現，當Ti/N不到2時，雖然韌性良好，但是強度降低。進而，本發(fā)明者們使用圖2和3所示的高溫強度、HAZ的韌性均良好的試樣進行模擬熱循環(huán)試驗后，制取直徑10mm的試驗片，加熱至600。C進行拉伸試驗，測定斷面收縮率。另外，由C、Si、Mn、Nb、Ti、N、Al的含量，利用通用的平衡熱力學計算軟件Thermo-Calc(注冊商標)，作為數據庫使用TCFE2來計算600。C下的TiC、TiN、NbC、NbN(將這些物質總稱為Ti-Nb系碳氮化物)的平衡析出量。如圖4所示那樣，當含有C:0.001%~0.030%、Si:0.05%~0.50%、Mn:0.4%~2.00/。、Nb:0.03%~0.50%、Ti:0.005。/。以上且不到0.040%、N:0.0001%以上且不到0.0050%、Al:0.005%~0.030%，且滿足C-Nb/7.74<0.005、2《Ti/N《12時，再熱斷面收縮率為30%以上，較良好，同時，如果600。C下的Ti-Nb系碳氮化物的平衡析出摩爾比率不到0.3。/。，則再熱斷面收縮率為40%以上，變得更良好。這樣，作為本發(fā)明的耐火鋼材的耐再熱脆化特性提高的原因之一，可以考慮是由于C、N、Ti、Nb的添加量以及平衡的原因，使得600'C下的Ti-Nb系碳氮化物的析出被抑制在極低的水平。如以上所述可知，在不含有B的本發(fā)明的耐火鋼材中，當使C和Nb的關系以及Ti和N的關系最佳化時，可確保固溶Nb，可抑制碳化物和氮化物在焊接熱影響區(qū)的晶界的析出，對再熱脆化的防止極為有效。另外，通過在該成分系中，根據需要適當添加V、Mo、Zr、Hf、REM、Cr、Cu、Ni、Mg，可使特性進一步提高。12以下對于本發(fā)明的鋼材的成分的限定理由進行說明。另外，元素的含量中的％表示質量0/0。C:作為結構用鋼材，為了獲得必要的強度，必須添加0.001%以上的C。優(yōu)選含有0.005%以上。但是，當含量超過0.030%時，Nb以作為碳化物的NbC的形式析出，有助于固溶強化的固溶Nb的量減少。因此，為了獲得由固溶Nb的拖拽效應帶來的強化效果，必須將C量的上限限制為0.030%。進而，為了切實獲得由固溶Nb的拖拽效應帶來的強化效果，上限優(yōu)選為0.020%以下，為了防止生成粗大的碳化物、提高母材和焊接熱影響區(qū)的韌性和耐再熱脆化特性，上限進一步優(yōu)選為0.015%以下。Si:在本發(fā)明中，Si是非常重要的元素。本發(fā)明的厚鋼板和型鋼，與薄鋼板不同，必須減少給韌性造成不良影響的A1的含量。因此，Si作為脫氧元素非常有用，而且，它也是使常溫強度提高的強化元素。為了獲得該效果，必須添加0.05。/。以上的Si，因此下限確定為0.05%。另一方面，Si的添加量超過0.50%時，會生成低融點的氧化物，使氧化皮剝離性惡化，因此上限確定為0.50%，進一步優(yōu)選上限為0.20%。Mn:為提高淬硬性的元素，為了確保母材的強度、韌性，必須添加0.4%以上，優(yōu)選添加0.6%以上。在需要更高的母材強度時，進一步優(yōu)選添加0.8%以上，最優(yōu)選添加1.1%以上。另一方面，當Mn的添加量超過2.(T/。時，在連鑄中制造鋼坯時，中心偏析變得顯著，在偏析部淬硬性過度上升而韌性惡化，因此上限確定為2.0%。Nb:為了確保固溶Nb、有效利用Nb的拖拽效應，添加0.03%以上，優(yōu)選添加0.05%以上。為了提高高溫強度，進一步優(yōu)選添加0.10。/。以上的Nb。在本發(fā)明中，固溶Nb極為重要，它提高淬硬性，從而提高常溫強度，另夕卜，由于位錯的拖拽效應，而使變形抗力增加，從而在高溫區(qū)也可確保強度。因此，最優(yōu)選的Nb量的下限為超過0.20。/。，由此可確保Nb的固溶量，最大限度地發(fā)揮拖拽效應和淬硬性提高的效果，可顯著提高常溫和高溫下的強度。另一方面，當添加超過0.50。/。的Nb時，相對于效果，在經濟上是不利的，因此上限確定為0.50%。另外，Nb是強力的碳化物形成元素，與過剩的C形成NbC而析出，因此為了確保固溶Nb，必須考慮與C添加量的平衡。為了確保固溶Nb、獲得由拖拽效應帶來的充分的高溫強度，必須滿足C-Nb/7.74《0.005。另夕卜，C、Nb分別為C、Nb的含量，單位為質量％。為了確保更高的高溫強度，優(yōu)選C-Nb/7.74為Nb稍微過剩的不到O.OOO的負值。下限沒有特別規(guī)定，但根據C的下限值和Nb的上限值求出的、C-Nb/7.74的下限值為-0.064。整理以上內容，將Nb和C的添加量以及平衡的適當范圍示于圖5。圖中的實線(a)意指為了確保強度，使C含量的下限為0.001。/。以上；實線(b)意指為了確保韌性，使C含量的上限為0.030。/。以下；實線(c)意指為了確保高溫強度，使Nb量的下限為0.03Q/。以上；實線(d)意指從合金成本的觀點出發(fā)，使Nb含量的上限為0.50。/。以下。另外，圖中的實線(e)意指為了確保固溶Nb并提高高溫強度，使C含量和Nb含量的關系為Nb》7.74x(C-0.005)。另外，以質量。/。表示的Nb和C的含量之積，即Nb和C的質量濃度積，成為固溶Nb量的指標，因此為了進一步提高高溫強度，根據需要進行限定。Nb和C的質量濃度積優(yōu)選為0.0015以上。上限沒有規(guī)定，但由本發(fā)明的鋼的Nb和C的含量的上限值求出的、Nb和C的質量濃度積的上P艮值為0.015。Al:是用于鋼液脫氧的元素，為了避免脫氧不充分、充分獲得室溫和高溫下的鋼的強度，必須添加0.005%以上。為了控制脫氧后的溶解氧濃度，使Ti有效地作用于固溶N量的降低，優(yōu)選添加0.010。/o以上的Al。另一方面，特別是型鋼或厚板的情況下，當含有超過0.030。/。的Al時，會形成島狀馬氏體而母材的韌性惡化，并且，也給焊接區(qū)的高溫強度帶來不良影響，因此上限確定為0.030%以下。在要求母材的韌性進一步提高、焊接熱影響區(qū)的耐再熱脆化特性進一步改善時，優(yōu)選限制為不到0.030%，進一步優(yōu)選限制為0.025%以下。Ti:是生成碳化物和氮化物的元素，特別是在高溫下容易形成TiN。由此，能夠抑制NbN的析出，因此添加Ti對于確保固溶Nb來說是極為有效的。另外，在本發(fā)明的鋼材中，由于Ti形成在直到1300。C的溫度區(qū)中較穩(wěn)定的TiN，抑制偏析于HAZ的晶界而析出的NbN的粗大化，有助于提高韌性。為了獲得該效果，添加0.005。/。以上的Ti是必要的。另一方面，Ti的含量為0.040%以上時，會生成粗大的TiN，損害母材的韌性，因此使上限為不到0.040%。進而，在要求母材韌性時，優(yōu)選上限為0.030%以下，最優(yōu)選上限為0.020%以下。N:是形成氮化物的元素，為了抑制固溶Nb的減少，使上限為不到0.0050%。優(yōu)選N的含量為極力低的濃度，但難以使其不到0.0001%。另夕卜，從確保韌性的觀點出發(fā)，優(yōu)選上限為0.0045%以下。另外，為了抑制粗大的NbN、TiN的析出，確保韌性，Ti與N的平衡極為重要，必須使Ti/N為12以下，優(yōu)選為10以下。另外，Ti、N分別為Ti、N的含量，單位為質量％。另一方面，為了充分獲得由TiN生成帶來的抑制NbN生成的效果、確保高溫強度，使Ti/N為2以上是必要的，優(yōu)選為3以上。整理以上內容，將Ti和N的添加量以及平衡的適當范圍示于圖6。圖中的實線(f)意指為了確保高溫強度、即通過TiN的析出確保固溶Nb量，使Ti量的下限為0.005%以上；實線(g)意指為了確保韌性、即防止粗大的TiN的析出，使Ti量的上限為不到0.04。/。；實線(h)意指為了確保高溫強度、即抑制NbN的析出、確保固溶Nb量，使N量的上限為不到0.0050%。另外，實線(i)意指為了確保高溫強度、即通過TiN的析出確保固溶Nb量，^f吏Ti/N的下限為2以上；實線(j)意指為了確保韌性、即防止TiN的粗大化，4吏Ti/N的上限為12以下。另夕卜，本發(fā)明的鋼材由于滿足不含有B,降低C、N，添加適當量的Nb、Ti這一成分限定，因此耐再熱脆化特性良好。而且，耐再熱脆化特性提高的直接要因，可以認為是在加熱至高溫時，抑制了含有Nb、Ti的碳化物、氮化物的析出。因此，優(yōu)選在600。C下的Ti-Nb系碳氮化物的平衡析出摩爾比率不到0.3%。600°C下的Ti-Nb系碳氮化物的平衡析出摩爾比率，是將鋼材在600。C下加熱，使用非水溶劑電解試樣使得鋼中的析出物殘留，過濾電解液而得到的殘渣，通過x線衍射法進行定量分析，進而通過定量分析可求得。但是，使Ti-Nb系碳氮化物的析出成為平衡狀態(tài)，需要長時間的熱處理，測定繁雜，因此難以針對全部的事例實施。因此，也可以通過熱力學平衡計算來求出平衡析出摩爾比率。例如，可使用通用的熱力學平衡計算軟件Thermo-Calc(注冊商標)、數據庫TCFE2，根據C、Si、Mn、Nb、Ti、N、Al的含量來計算。另夕卜，在含有選擇元素V、Mo、Zr、Hf、Cr、Cu、M、Mg時，優(yōu)選也輸入它們的含量。另外，本發(fā)明者們確認，即使使用上述以外的軟件、數據庫也可通過熱力學平衡計算得到同樣的結果。P和S為雜質，下限越低越好因此沒有特別限定，但P和S的含量分別為超過0.03%以及超過0.02%時，會產生由凝固偏析導致的焊接裂紋以及韌性的降低。因此，P和S的含量的上限分別確定為0.03。/。和0.020/0。接著，對于選擇性地添加的成分進行說明。V和Mo,與Nb、Ti同樣是生成碳化物、氮化物的元素，但在C和N的含量低時，以Nb和Ti為主成分生成碳化物、氮化物。因此，V和Mo無助于利用碳化物、氮化物進行的析出強化，但通過固溶于鐵素體中而有助于強化。V:為了充分體現固溶強化的效果，優(yōu)選添加0.01%以上，進一步優(yōu)選添加0.05%以上。另一方面，即使超過0.10。/Q而過剩地添加V，效果也飽和，還損害經濟性，因此優(yōu)選V的上限為0.10。/0。Mo:是不僅有固溶強化的效果，而且通過提高淬硬性也有助于組織強化的有用元素。但是，在本發(fā)明中，作為強化元素添加時，為了不較大地損害經濟性，上限優(yōu)選為不到0.10%。Zr:是與Ti相比可生成在高溫下穩(wěn)定的氮化物的元素，有助于降低鋼中的固溶N，因此通過進二步添加Zr，與單獨添加Ti時相比可確保固溶Nb更多。為了獲得該效果，優(yōu)選添加0.001。/。以上的Zr。為了獲得抑制NbN的析出、提高高溫強度和改善再熱脆化特性的效果，進一步優(yōu)選添加0.010%16以上的Zr。另一方面，含有超過0.030。/。的Zr時，會在鑄造前的鋼液中生成粗大的ZrN，損害韌性，因此優(yōu)選上限為0.030%。Hf:具有與Ti同樣的效果，但為了得到效果，優(yōu)選添加0.001%以上。另一方面，添加超過0.010。/。的Hf時，有時會降低韌性，因此優(yōu)選上限為0.010%。Cr:是提高淬硬性、有助于母材強化的元素，為了獲得該效果，優(yōu)選添加0.1%以上。另一方面，過剩地添加Cr時，有時損害韌性，因此優(yōu)選上限為1.5%。進一步優(yōu)選的Cr含量的上限為1.0%以下。Cu:是與Cr同樣地有助于母材強化的元素，優(yōu)選添加0.1%以上。另一方面，過剩地添加Cu時，有時損害韌性，因此優(yōu)選上限為1.0%。Ni:是通過提高淬硬性而有助于母材強化的元素，即使過剩地添加，給特性造成的不良影響也小。為了有效獲得母材的強化效果，優(yōu)選添加O.l。/o以上的M。另一方面，Ni含量的上限，從經濟性的觀點出發(fā)，優(yōu)選為l.O0/o以下。Mg:是強力的脫氧元素，并且生成高溫下穩(wěn)定的Mg系氧化物，即使焊接時加熱至高溫的情況下，也不固溶于鋼中，具有釘扎(pinning)晶界的功能。由此，將HAZ的組織微細化，抑制韌性的降低。為了獲得該效果，優(yōu)選添加0.0005M以上的Mg。但是，添加超過0.0050。/。的Mg時，Mg系氧化物粗大化，無助于抑制晶粒生長的釘扎，有時由于粗大的氧化物而損害韌性，因此優(yōu)選上限為0.0050%。REM(稀土類元素)在鋼中進行氧化和硫化反應，生成氧化物和硫化物。這些氧化物和硫化物在高溫下穩(wěn)定，即使焊接時加熱至高溫的情況下，也不固溶于鋼中，具有釘扎晶界的功能。利用該功能，可將HAZ的組織微細化，抑制韌性的降低。為了獲得該效果，所有的稀土類元素的合計含量優(yōu)選為0.001%以上。另一方面，添加超過0.010。/Q的REM時，氧化物、硫化物的體積分率變高，有時降低韌性，因此優(yōu)選上限為0.010%。Ca:通過添加少量，呈現抑制在熱軋中硫化物沿軋制方向延伸的效果。由此，韌性提高，特別有助于改善板厚方向的夏比沖擊值。為了獲得該效果，優(yōu)選添加0.001Q/Q以上的Ca。另一方面，超過0.005。/。地添加Ca時，氧化物、硫化物的體積分率變高、降低韌性，因此優(yōu)選上限為0.005%。本發(fā)明作為對象的低碳鋼的金屬組織，已知根據冷卻速度等，主要產生多邊形鐵素體組織、塊狀鐵素體組織、貝氏體組織。這些組織中，塊狀鐵素體組織和貝氏體組織，由于Nb的固溶強化有效地作用，因此可提高強度。因此，本發(fā)明的鋼的優(yōu)選的金屬組織為塊狀鐵素體組織、貝氏體組織的一方或兩方的混合組織。塊狀鐵素體組織，是在冷卻過程中奧氏體組織擴散相變成同一組成的鐵素體組織的組織，相變前后的組成相同。因此，沒有碳原子的擴散，鐵原子的自擴散(晶格的再排列)成為相變的律速階段。因此，塊狀鐵素體組織，由于原子的移動距離短，以較快的相變速度生成，因此晶粒粒徑比多邊形鐵素體組織大，位錯密度高，因而是適于固溶強化的組織。這是作為本發(fā)明的鋼的組織，不優(yōu)選多邊形鐵素體組織，而是優(yōu)選塊狀鐵素體組織的理由。另外，由于作為Nb的碳化物的NbC、作為Nb的氮化物的NbN,成為多邊形鐵素體組織的生成核，因此低C化和低N化不僅確保固溶Nb，而且對于抑制多邊形鐵素體組織生成也有效。關于這些金屬組織的識別，對于晶粒內生成碳化物的貝氏體組織，通過光學顯微鏡可判別為塊狀鐵素體組織、多邊形鐵素體組織。另一方面，雖然塊狀鐵素體組織，其晶粒粒徑與多邊形鐵素體組織不同，但是在利用光學顯微鏡進行組織觀察時，難以判別。為了明確區(qū)別塊狀鐵素體組織和多邊形鐵素體組織，必須通過透射型電子顯微鏡進行觀察。另外，本發(fā)明的鋼的金屬組織，除了塊狀鐵素體組織、貝氏體組織、多邊形鐵素體組織以外，有時產生少量的馬氏體組織、殘余奧氏體組織、珠光體組織。即，并不排除這些通?？苫烊氲慕M織的存在。通過提高鋼的淬硬性，可促進塊狀鐵素體組織、貝氏體組織的生成。因此，作為淬硬性指標的Ceq優(yōu)選為0.05以上。另外，Ceq過高時，有時強度上升而損害韌性，因此進一步優(yōu)選上限為0.60以下。Ceq=C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/1418式中的C、Si、Mn、M、Cr、Mo、V為各個元素的含量[質量％]。本發(fā)明的耐火鋼材是如以上那樣構成的，特別是對于板厚10mm以上的厚鋼板、腹板厚為7mm以上的H型鋼很有效，其中，對于凸緣厚度為12mm以上的H型鋼特別有效。這樣的鋼材，進行焊接容易引起HAZ的再熱脆化，但在本發(fā)明中，如上述的那樣不含有B，降低了C、N，添加了適當量的Nb、Ti，因此不僅可確保高溫強度，而且焊接時可抑制碳化物、氮化物在HAZ的晶界的析出，防止再熱脆化。H型鋼是代表性的建筑結構構件，是截面形狀為由兩側的凸緣、和其之間的腹板構成的H形的鋼材。特別是當凸緣的板厚為12mm以上、腹板的板厚為7mm以上時，作為耐火H型鋼使用時，要求具有非常優(yōu)異的韌性和焊接熱影響區(qū)的高溫延性。因此，本發(fā)明的耐火鋼材，作為這樣的H型鋼使用時，能夠發(fā)揮最大的效果。接著，對于制造方法進行說明。熔煉具有上述成分的鋼，進行鑄造，制成鋼坯。從生產率的觀點出發(fā)，優(yōu)選連鑄。得到的鋼坯，通過熱軋，成形為鋼板或型鋼，進行冷卻。另外，本發(fā)明作為對象的鋼材，包括經軋制的鋼板、H型鋼、I型鋼、角鋼、槽鋼、不等邊不等厚角鋼等的型鋼。其中，在要求耐火性和耐再熱脆化特性的建材中，特別優(yōu)選H型鋼。通過熱軋來制造鋼材時，為了使塑性變形容易，使Nb充分固溶，需使鋼坯的加熱溫度的下限為1100。C。鋼坯的加熱溫度的上限，考慮到加熱爐的性能和經濟性，確定為1350。C。為了將鋼的微組織微細化，鋼坯的加熱溫度的上限優(yōu)選為1300。C以下。在熱軋中，優(yōu)選在1000。C以下的累積壓下率為30。/Q以上。由此，促進熱加工下的再結晶，將晶粒細化，可提高鋼材的韌性和強度。另外，通過在鋼的組織為奧氏體單相的溫度范圍(稱為Y單相區(qū)。)完成熱軋，或在通過相變而生成的鐵素體的體積分率較低的狀態(tài)下完成熱軋，可避免屈服強度的顯著上升、韌性的降低以及韌性的各向異性的發(fā)生等的機械特性的降低。因此，優(yōu)選熱軋的結束溫度為800。C以上。進而，在熱軋后，優(yōu)選將800500'C的溫度范圍以0.110。C/秒的平均冷卻速度進行控制冷卻。通過該加速冷卻，鋼材的強度和韌性進一步提高。為了獲得該效果，優(yōu)選加速冷卻的平均冷卻速度為0.1°C/秒以上。另一方面，當為超過10'C/秒的平均冷卻速度時，貝氏體組織、馬氏體組織的組織分率提高，有時韌性降低，因此優(yōu)選上限為10'C/秒。在制造H型鋼時，利用圖7例示的萬能式軋制設備組實施熱軋。萬能式軋制設備組，例如包括加熱爐2、粗軋機3、中間軋機4、精軋才幾5。為了控制鋼材的機械特性，進行加速冷卻，因此優(yōu)選在中間熱軋機4的前后、精軋機5的出料側設置凸緣水冷裝置6。在利用該萬能式軋制設備組實施熱軋時，為了使塑性變形容易、使Nb充分固溶，需^f吏鋼坯的加熱溫度為1100'C以上。另一方面，加熱溫度的上限，從加熱爐的性能、經濟性出發(fā)，優(yōu)選為1350。C以下，為了將鋼的顯微組織孩t細化，進一步優(yōu)選為1300。C以下。在熱軋時，為了將晶粒細化、提高韌性和強度，優(yōu)選在1000。C下的累積壓下率為300/。以上。在H型鋼的場合，累積壓下率以凸緣的板厚變化來代表。即，軋制前的凸緣的板厚與軋制后的凸緣的板厚之差除以軋制前的凸緣的板厚而得到的值為各軋制道次的壓下率，以百分率表示。累積壓下率為各軋制道次的壓下率的合計。另外，為了避免屈服強度的顯著上升、韌性的降低和韌性的各向異性發(fā)生等的機械特性的降低，優(yōu)選在Y單相區(qū)結束熱軋，或在通過相變而生成的鐵素體的體積分率較小的狀態(tài)下結束熱軋。因此，熱軋的結束溫度的優(yōu)選下限為800'C。另外，為了將晶粒粒徑微細化，優(yōu)選如上述那樣在中間軋機的前后設置水冷裝置、在熱軋的中途實施加速冷卻。進而，在熱軋后優(yōu)選使凸緣的從800。C到500。C的溫度范圍的平均冷卻速度為o.i~io'c/秒來進行冷卻。通過平均冷卻速度為o.rc/秒以上的加速冷卻，可生成塊狀4^素體組織和貝氏體組織，使Nb的固溶強化有效地作用。另一方面，為了抑制貝氏體組織或馬氏體組織的生成，防止由于強度的過度上升而引起韌性降低，優(yōu)選上限為10'C/秒。特別是由于凸緣是板厚較厚、要求韌性和耐再熱脆化特性的部位，因此優(yōu)選在精軋機的出料側設置凸緣水冷裝置，在軋制后從外側噴淋冷卻凸緣，進行上述的加速冷卻。以下，使用實施例對于本發(fā)明的實施可能性和效果進一步進行說明。實施例(實施例l)在轉爐中熔煉包含表l所示的成分的鋼，添加合金后，通過連鑄制成250300mm厚的鋼坯(鑄坯)。利用圖7所示的萬能式軋制設備組，將得到的鋼坯在表2、3所示的條件下進行熱軋，制成圖8所示的具有由腹板7和一對凸緣8構成的H形的截面形狀的H型鋼。另外，H型鋼的腹板高為150900mm，凸緣寬度為150~400mm。如圖7所示，鋼坯在加熱爐2中進行加熱，從加熱爐中取出后，利用粗軋機3、中間軋才幾4、精軋機5進行軋制。在中間軋機4的前后設置凸緣水冷裝置6，反復實施凸緣外側面的噴淋冷卻和反向軋制，進行軋制道次間的水冷。進而，使用設置于精軋機5的出料側的凸緣水冷裝置6，在軋制結束后噴淋冷卻凸緣外側面，進行軋制后的加速冷卻。如圖8所示，從H型鋼的凸緣8的板厚t2的中心部(l/2t2)且凸緣寬度全長(B)的1/4(稱為凸緣。)、凸緣8的板厚t2的中心部(l/2t2)且凸緣寬度全長(B)的1/2(稱為拐角部。)、腹板7的板厚h的中心部(1/2t,)且腹板高度全長(H)的1/2(稱為腹板。)的各個部位，依據JISZ2201制取拉伸試驗片。常溫的拉伸試驗依據JISZ2241進行，600°C下的0.2%屈服強度的測定依據JISG0567進行。另外，求出了這些部位的特性的是各個部位為H型鋼截面的代表性部位，原因是判斷為能夠顯示H型鋼的平均的機械特性和截面內的偏差。夏比沖擊試驗，從拐角部制取試片，依據JISZ2242進行。另外，HAZ的再熱脆化，不是實際進行焊接來評價HAZ區(qū)的特性，而是采用對試樣施加與焊接同等的熱循環(huán)的模擬試驗來進行評價。具體地說，從H型鋼的凸緣l/4F部制取直徑10mm的圓棒的試驗片，以升溫速度10。C/秒加熱至1400°C保持l秒，使從800'C到500°C的冷卻速度為15°C/秒而進行冷卻，使升溫速度為rC/秒而加熱至600。C,保持600秒后，以0.5MPa/秒的增加速度施加4i伸應力，采用斷裂部的斷面收縮率、即^^莫擬HAZ再熱脆化斷面收縮率進行評價。結果示于表2，3。制造No.l17為本發(fā)明例，制造No.l、2、6~10、13、16、17的H型鋼，目標的常溫屈服點范圍為JIS標準的400MPa級的下限值以上，制造No.35、11、12、14、15的H型鋼，目標的常溫屈服點范圍為JIS標準的4卯MPa級的下限值以上。另夕卜，制造No.l17的H型鋼，屈服比(YP/TS)也滿足0.8以下的低YR值。此外，關于600。C下的屈服強度，在常溫下的抗拉強度為400MPa級的情況下，為157MPa以上，在常溫下的抗拉強度為4卯MPa綵的情況下，為217MPa以上，夏比吸收能滿足作為基準值的100J以上，并充分滿足作為耐再熱脆化特性的評價基準的模擬HAZ區(qū)再熱斷面收縮率30。/。以上。另一方面，作為比較例的制造No.1825，表l中的由下劃線表示的添加成分脫離了本發(fā)明規(guī)定的范圍，因此如表3中下劃線所示，不能得到必要的特性。22<table>tableseeoriginaldocumentpage23</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage24</column></row><table>表3(表2之二)<table>tableseeoriginaldocumentpage25</column></row><table>(實施例2)將包含表l的鋼No.A、C、F、K所示的成分、且與實施例l同樣地為250~300mm厚的鋼坯，在表4所示的條件下進行熱軋，制成厚鋼板。從厚鋼板的板厚的中央部制取試驗片，在與實施例l同樣的條件下測定常溫的拉伸特性、600'C下的0.2。/。屈服強度、夏比吸收能和模擬HAZ再熱脆化斷面收縮率。將結果示于表4。制造No.26、28的厚鋼板，目標的常溫屈服點范圍為JIS標準的400MPa級的下限值以上，制造No.27、29的厚鋼板，目標的常溫屈服點范圍為JIS標準的4卯MPa級的下限值以上。另外，它們的屈服比(YP/TS)也滿足0.8以下的低YR值。而且，對于600。C下的屈服強度，在常溫下的抗拉強度為400MPa級的情況下，為157MPa以上，在常溫下的抗拉強度為490MPa級的情況下，為217MPa以上，夏比吸收能滿足作為基準值的100J以上，充分滿足作為耐再熱脆化特性的評價基準的模擬HAZ區(qū)再熱斷面收縮率30%以上。<table>tableseeoriginaldocumentpage27</column></row><table>(實施例3)將包含表l的鋼No.A、D、J所示的成分、且與實施例1同樣地為250~300mm厚的鋼坯，在表5所示的條件下，改變1000。C以下的累積壓下率進行熱軋，制造出H型鋼。其他的軋制條件，與實施例l同樣。另外，與實施例l同樣地操作，評價常溫的拉伸特性、600。C下的0.2。/。屈服強度、夏比吸收能和模擬HAZ再熱脆化斷面收縮率。將結果示于表5。制造No.30、31、36、37的H型鋼，目標的常溫屈服點范圍為JIS標準的400MPa級的下限值以上，制造No.33、34的H型鋼，目標的常溫屈服點范圍為JIS標準的4卯MPa級的下限值以上。另外，它們的屈服比(YP/TS)也滿足0.8以下的低YR值。而且，對于600。C下的屈服強度，在常溫下的抗拉強度為400MPa級的情況下為157MPa以上，在常溫下的抗拉強度為4卯MPa級的情況下為217MPa以上，夏比吸收能滿足作為基準值的100J以上，充分滿足作為耐再熱脆化特性的評價基準的模擬HAZ區(qū)再熱斷面收縮率30%以上。另一方面，制造No.32、35、38的H型鋼，IOOO'C以下的累積壓下率不到30%，因此晶粒粒徑的微細化不充分，各自在常溫下的抗拉強度、在600。C下的0.2。/。屈服強度、在常溫下的屈服強度如下劃線所示降低少許。表5制造No.鋼N。.1000。C以下的累積壓下率(%)板厚尺寸(mm)屈服強度YP(MPa)抗拉強度TS(MPa)屈服比(w夏比吸收能(J)600。C下0.2%屈服強度PS(MPa)30A3624246409602611953132241402602951883228233卿5932518533D382140052177295231343337851274299223352936549973312i75"36323524041158305178373023742256298166382542154326巡(實施例4)將包含表l的鋼No.E、J表示的成分、且與實施例1同樣地為250300mm厚的鋼坯，在表6所示的條件下進行熱軋后，進行加速冷卻，改變從800。C到500。C的冷卻速度，制造出H型鋼。軋制后的加速冷卻，是采用圖7所示的精軋機軋制結束后，利用設置于該精軋機出料側的冷卻裝置將凸緣外側面水冷來進行。其他的軋制條件與實施例l同樣。另外，與實施例l同樣地操作，評價常溫的拉伸特性、600。C下的0.2。/。屈服強度、夏比吸收能和模擬HAZ再熱脆化斷面收縮率。將結果示于表6。制造No.42、43的H型鋼，目標的常溫屈服點范圍為JIS標準的400MPa級的下限值以上，制造No.39、40的H型鋼，目標的常溫屈服點范圍為JIS標準的4卯MPa級的下限值以上。另外，它們的屈服比(YP/TS)也滿足0.8以下的低YR值。而且，對于600。C下的屈服強度，在常溫下的抗拉強度為400MPa級的情況下為157MPa以上，在常溫下的抗拉強度為490MPa級的情況下為217MPa以上，夏比吸收能滿足作為基準值的IOOJ以上，充分滿足作為耐再熱脆化特性的評價基準的模擬HAZ區(qū)再熱斷面收縮率30%以上。另一方面，制造No.41、44的H型鋼，從800'C到500'C的冷卻速度不到29o.rc/秒，因此位錯回復，Nbc析出，因此在600°<:下的0.2%屈服強度如下劃線所示降低少許。表6<table>tableseeoriginaldocumentpage31</column></row><table>(實施例5)與實施例1同樣地操作，將包含表7的鋼No.AA~AD所示的成分的250300mm厚的鋼坯，在表8所示的條件下熱軋，制造出H型鋼。另夕卜，與實施例l同樣地操作，評價常溫的拉伸特性、600。C下的0.2。/。屈服強度、夏比吸收能和才莫擬HAZ再熱脆化斷面收縮率。將結果示于表8。制造No.45是使用與表l的鋼No.C相比增加了Al含量的表7的鋼No,AA的本發(fā)明例。另外，制造No.48是使用與表7的鋼No,AA相比增加了Al含量的鋼No.AD的比較例。比較表2的制造No.3、表8的制造No.45和48可知，由于A1量的增加而導致韌性降低，當Al量超過0.030。/。時，比作為基準值100J低。另夕卜，表8的制造No.46是選擇性地添加REM和Ca的本發(fā)明例，常溫的屈服點范圍為JIS標準的400MPa級的下限值以上，600。C下的屈服強度也為157MPa以上，滿足目標值。制造No.47是選擇性地添加Cr的本發(fā)明例，常溫的屈服點范圍為JIS標準的490MPa級的下限值以上，600'C下的屈服強度也為217MPa以上，滿足目標值。另外，制造No.46和47，任何一個的屈服比(YP/TS)都為0.8以下，夏比吸收能滿足作為基準值的100J以上，模擬HAZ區(qū)再熱斷面收縮率也為30。/。以上。32表7<table>tableseeoriginaldocumentpage33</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage34</column></row><table>產業(yè)上的可利用性根據本發(fā)明，不實施冷加工和調質熱處理即可提供具有充分的常溫強度和高溫強度、HAZ的韌性和耐再熱脆化特性優(yōu)異的耐火鋼材，通過將本發(fā)明的耐火鋼材用于建筑物的結構構件等，可實現施工成本降低、和由工期縮短帶來的大幅度的成本削減，可提高大型建筑物的可靠性、確保安全性、提高經濟性等。本發(fā)明中表示數值范圍的"以上"和"以下"均包括本數。權利要求1.一種高溫強度、韌性和耐再熱脆化特性優(yōu)異的耐火鋼材，其特征在于，以質量％計，含有C0.001％～0.030％、Si0.05％～0.50％、Mn0.4％～2.0％、Nb0.03％～0.50％、Ti0.005％以上且不到0.040％、N0.0001％以上且不到0.0050％、Al0.005％～0.030％，P、S分別限制為P0.03％以下、S0.02％以下，且C、Nb、Ti、N的含量滿足C-Nb/7.74≤0.005、2≤Ti/N≤12，其余量由Fe以及不可避免的雜質組成。2.根據權利要求l所述的高溫強度、韌性和耐再熱脆化特性優(yōu)異的耐火鋼材，其特征在于，耐火鋼材具有由一體成形的凸緣和腹板構成的H形的截面形狀，該凸緣的才反厚為12mm以上，該腹板的板厚為7mm以上。3.根據權利要求1或2所述的高溫強度、韌性和耐再熱脆化特性優(yōu)異的耐火鋼材，其特征在于，以質量％計，還含有V:0.10%以下、Mo:不到0.10%中的一種或兩種。4.根據權利要求1~3的任一項所述的高溫強度、韌性和耐再熱脆化特性優(yōu)異的耐火鋼材，其特征在于，以質量％計，還含有Zr:0.03%以下、Hf:0.010%以下中的一種或兩種。5.根據權利要求1~4的任一項所述的高溫強度、韌性和耐再熱脆化特性優(yōu)異的耐火鋼材，其特征在于，以質量％計，還含有Cr:1.5%以下、Cu:1.0%以下、Ni:1.0%以下中的一種或兩種以上。6.根據權利要求1~5的任一項所述的高溫強度、韌性和耐再熱脆化特性優(yōu)異的耐火鋼材，其特征在于，以質量。/。計，還含有Mg:0.005。/。以下、REM:0.01。/。以下、Ca:0.005%以下中的一種或兩種以上。7.根據權利要求1~6的任一項所述的高溫強度、韌性和耐再熱脆化特性優(yōu)異的耐火鋼材，其特征在于，Nb和C的質量濃度積為0.0015以上。8.根據權利要求17的任一項所述的高溫強度、韌性和耐再熱脆化特性優(yōu)異的耐火鋼材，其特征在于，在600。C下的Ti-Nb系碳氮化物的平衡析出摩爾比率不到0.3%。9.一種高溫強度、韌性和耐再熱脆化特性優(yōu)異的耐火鋼材的制造方法，其特征在于，將具有權利要求l、3~8的任一項中所述的成分的鋼坯加熱至1100~1350°C，使在1000。C以下的累積壓下率為30。/。以上來進行熱軋。10.根據權利要求9所述的高溫強度、韌性和耐再熱脆化特性優(yōu)異的耐火鋼材的制造方法，其特征在于，經所述軋制后，將從800。C到500。C的溫度范圍以O.l~10。C/秒的平均冷卻速度冷卻。11.根據權利要求2所述的高溫強度、韌性和耐再熱脆化特性優(yōu)異的耐火鋼材的制造方法，其特征在于，將具有權利要求l、3~8的任一項中所述的成分的鋼坯加熱至11001350。C，利用萬能式軋制設備組，使在100(TC以下的累積壓下率為30%以上來進行熱軋。12.根據權利要求ll所述的高溫強度、韌性和耐再熱脆化特性優(yōu)異的耐火鋼材的制造方法，其特征在于，經所述軋制后，從外側噴淋冷卻凸緣，使凸緣的從800°C到500°C的溫度范圍的平均冷卻速度為0.1~10°C/秒而進行冷卻。全文摘要本發(fā)明提供一種高溫強度、韌性和耐再熱脆化特性優(yōu)異的耐火鋼材該耐火鋼材，以質量％計，含有C0.001％～0.030％、Si0.05％～0.50％、Mn0.4％～2.0％、Nb0.03％～0.50％、Ti0.005％以上且不到0.040％、N0.0001％以上且不到0.0050％、Al0.005％～0.030％，P、S分別限制為P0.03％以下、S0.02％以下，且滿足C-Nb/7.74≤0.005、2≤Ti/N≤12，其余量由Fe以及不可避免的雜質組成。另外，本發(fā)明提供一種耐火鋼材的制造方法，該方法包括將包含上述化學組分的鋼坯加熱至1100～1350℃，使1000℃以下的累積壓下率為30％以上而進行熱軋。文檔編號C22C38/00GK101512033SQ20078003273公開日2009年8月19日申請日期2007年7月30日優(yōu)先權日2006年9月4日發(fā)明者北裕史,吉田卓,杉山博一,渡部義之,長谷川泰士申請人:新日本制鐵株式會社