JP4638956B2 - 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 - Google Patents

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 Download PDF

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Description

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、６００℃において高い降伏応力を有し、同時に、溶接継手部の耐ＳＲ（Stress Relief）割れ性（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に関する。
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ってきた。
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３３３号（２００４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、建築構造物が倒壊しないことで、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、Ｍｏを添加した高温強度の高い鋼材に関する発明の開示が、特許文献１(特開２００１−２９４９８４号公報、特許文献２(特開平１０−０９６０２４号公報）、特許文献３(特開２００２−１１５０２２号公報）に見られる。
これら特許文献１〜３に開示された技術は、何れもＭｏ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Ｍｏ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、６００℃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を添加する特許文献４(特開平０７−２８６２３３号公報）に記載の発明の例や、あるいは、γ相安定化元素であるＣｕ、Ｍｎ等を添加した特許文献５(特許第３６３５２０８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５のようにγ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４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ＨＡＺ（Heat Affected Zone）、それも溶接金属との境界近傍ＨＡＺ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った。
上述のような脆化現象（再熱脆化現象）は、主に、粒界析出によって脆化する場合と、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、６００℃近傍の温度に保持された際、ＨＡＺ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１〜３に記載の従来の耐火鋼材は、何れもＨＡＺ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ＭｏやＢを添加する点にあって、何れも６００℃の温度においては、粒界析出するＭｏ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Ｃｒ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。
Ｃｒを含有しない鋼材に、Ｃｒを徐々に添加して行き、添加量が０．５％を超えると、組織がベイナイト変態しやすくなり、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γ粒界を明瞭に残すため、該旧γ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Ｃｒを添加すると、通常の炭化物、例えばセメンタイトが不安定となり、Ｃｒ２３Ｃ６炭化物が生成し、他の炭化物、例えばＭｏ２Ｃは同様にＣｒ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Ｃｒ２３Ｃ６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、Ｃｒ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、Ｃｒ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、γ安定化元素として知られるＮｉ、Ｍｎ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６００℃の温度においては変態点と高温耐力評価温度が近づき、粒界の一部はα→γ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ＨＡＺ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った。
特開２００１−２９４９８４号公報 特開平１０−０９６０２４号公報 特開２００２−１１５０２２号公報 特開平０７−２８６２３３号公報 特許第３６３５２０８号公報
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、６００℃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、溶接継手のボンド（Bond：ＨＡＺと溶接金属の境界部で、溶融境界（Fusion Line）とも呼ばれる部分）において、０℃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ＭｎとＣｒを必要量添加し、Ｍｎを過剰に添加することなく、且つ、他のγ安定化元素であるＮｉ，Ｃｕの添加を制限し、加えて粒界脆化を生じやすいＢＮ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、Ｍｏの添加量も、Ｍｏ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ＳＲＳ値を、次式
［ＳＲＳ］＝4Cr［%］−5Mo［%］−10Ni［%］−2Cu［%］−Mn［%］
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、ＨＡＺに５ｋＪ／ｍｍ以上の入熱が加わる大入熱溶接部において、ＨＡＺと溶接金属の境界部、すなわちボンドの充分な靱性を確実に得るため、Ｃ量を０．０５％未満に制限して普通鋼材に比べて低く制御し、また、最低限のＣ添加量として０．０１％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ＨＡＺ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、鋳造組織を均質化し、８００℃以上の高温で圧延を終え、次いで２℃／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１００℃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力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８００℃以上の温度で圧延を終了した後に、同様に２℃／ｓ以上の冷却速度で鋼板の各部位を冷却し、４００〜７５０℃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２０％以上がベイナイト又は焼き戻しベイ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（高温耐力）とは、原則として、室温規格耐力の１／２を意味し、例えば、ＪＩＳ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を必要耐力とする。
従って、室温強度に応じて必要な高温耐力は変化し、引張り強さ４００Ｎ／ｍｍ２級鋼では室温耐力下限値２３５Ｎ／ｍｍ２の１／２となる１１７Ｎ／ｍｍ２（小数点以下切り捨て）であり、引張り強さ５００Ｎ／ｍｍ２級鋼では室温耐力３２５Ｎ／ｍｍ２の１／２となる１６２Ｎ／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４００〜６００Ｎ／ｍｍ２級の耐火鋼材であって、質量％で、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、Ｎｉ：０．１０％未満、Ｃｕ：０．１０％未満、Ｍｏ：０．１０％以下、Ｂ：０．０００３％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：０．０２０％未満、Ｓ：０．００５０％未満、Ｏ：０．０１０％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、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ及びＭｎ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[%]−10Ni[%]−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、Ｔｉ：０．００５％超０．０５０％以下、Ｚｒ：０．００２〜０．０１０％、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、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｙ ：０．００１〜０．０５０％、Ｌａ：０．００１〜０．０５０％、Ｃｅ：０．００１〜０．０５０％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、１０ １０ ／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２０％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、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｔｉ又はＺｒのうちの１種以上からなる炭化物又は窒化物が、２個／μｍ２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、１１５０〜１３００℃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８００℃以上の温度で終了し、その後、温度５００℃までの間で、当該鋼材の各部位における冷却速度が２℃／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３５０〜６００℃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、１１５０〜１３００℃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８００℃以上の温度で終了し、その後、温度５００℃までの間で、当該鋼材の各部位における冷却速度が２℃／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１００℃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、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２０％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４００℃〜７５０℃の温度範囲で、５分以上３６０分以内の時間で焼戻すことにより、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｔｉ又はＺｒ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／μｍ２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６００℃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ＨＡＺボンドが再熱脆化を生じることがなく、且つ５ｋＪ／ｍｍ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、６００℃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ＨＡＺボンドが再熱脆化を生じることがなく、且つ５ｋＪ／ｍｍ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、高温での耐力は鋼材の組成によって、温度毎に変化する。７００℃以上の温度で高温耐力に優れた鋼材が、必ずしも７００℃未満の温度で高い高温耐力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）が、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６００℃の優れた高温耐力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。
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靱性に優れた耐火鋼材は、室温強度４００〜６００Ｎ／ｍｍ２級の耐火鋼材であって、質量％で、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、Ｎｉ：０．１０％以下、Ｃｕ：０．１０％以下、Ｍｏ：０．１０％以下、Ｂ ：０．０００３％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 ：０．０２０％未満、Ｓ ：０．００５０％未満、Ｏ ：０．０１０％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、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ及びＭｎ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[%]―10Ni[%]―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：０．０１０％以上０．０５％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６００℃の温度で安定な炭化物を析出させるためには、Ｃを０．０１０％以上添加する必要がある。また、Ｃを０．０５％以上添加すると、大入熱溶接ＨＡＺ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０．０１０％以上０．０５％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０．０１５％以上または０．０２０％以上に制限してもよい。また、ボンドの靭性向上のため、Ｃを０．０４０％以下に制限してもよい。
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％
Ｓｉ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０．０１％以上を添加しないとその効果が発現しない。一方、Ｓｉを０．５０％超で添加した場合、Ｓｉは残留オーステナイトの安定性を高め、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０．０１〜０．５０％に規定した。脱酸を確実におこなうため、Ｓｉを０．０５％以上、０．１０％以上または０．１５％以上に制限してもよい。また、ＨＡＺの靭性向上のため０．４５％以下または０．４０％以下に制限してもよい。
Ｍｎ：０．８０％以上〜２．００％
Ｍｎは、γ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Ｃｒを含有する鋼材においては、Ｍｎを０．８０％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Ｍｎを添加すると、Ａｃ１変態点の低下が著しく、６００℃への再熱時、粒界偏析を伴うＨＡＺでは再熱時に局部的なα→γ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ＨＡＺ相当の組織の高温引張り試験時の絞り値で判断して１５％以下となってしまうことから、その添加範囲を０．８０〜２．０％に限定した。Ｍｎの焼き入れ性効果をより活用するために、Ｍｎを０．９０％以上、１．０５％以上または１．２０％以上に制限してもよい。また、Ａｃ１変態点の低下等を防止するため、１．８０％以下または１．６０％以下に制限してもよい。
Ｃｒ：０．５０％以上２．００％未満
Ｃｒは、０．５０％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、Ｎｂ、ＶあるいはＴｉ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−炭素系の共析型からγ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、２．００％を超えてＣｒ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錬中に低下してしまい、鋳造性を悪化させ、ひいては製造時のコスト上昇を招くため、添加上限を２．００％に限定した。
なお、本発明では、ＶあるいはＳｉを多く添加する場合には、Ｃｒの添加量を、より好ましくは０．５０〜１．５０％に制御する必要がある。ただし、Ｃｒの添加は製鋼精錬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、Ｃｒを１．８０％以下、１．５０％以下または１．４０％以下に制限してもよい。また、焼入れ性を高めるために、Ｃｒを０．７５％以上または１．００％以上に制限してもよい。
Ｖ：０．０３〜０．３０％
Ｖは、粒内に微細分散しやすい炭化物を形成し、高温耐力向上に極めて有効である。その効果は０．０３％以上の添加で発現し、また、０．３０％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０．０３〜０．３０％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０．２５％以下または０．２０％以下に制限してよい。また、高温耐力向上のため、Ｖを０．０５％以上または０．０８％以上に制限してもよい。
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％
Ｎｂは、炭素と短時間に結合してＮｂＣ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、Ｎｂの添加量が０．０１％未満では上記効果が見られず、また、０．１０％を超えて添加すると粒界へのＮｂＣ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０．０１〜０．１０％に限定した。Ｎｂによる強度向上効果をより活用するため、Ｎｂを０．０２％以上、０．０３％以上または０．０４％以上に制限してもよい。また、再熱脆化をさけるために、Ｎｂを０．０８％以下または０．０６％以下に制限してもよい。
Ｎ：０．００１〜０．０１０％
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、高温耐力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０．００１％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０．０１０％に規定した。高温耐力向上のため、Ｎを０．０８０％以下または０．０６０％以下に制限してもよい。
Ａｌ：０．００５〜０．１０％
Ａｌは、鋼材の脱酸およびＡｌＮ生成による細粒化に必要な元素であり、特にＣｒを含有する鋼材においては、精錬中にＣｒ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、Ａｌ単独で溶鋼中の酸素濃度を制御できる効果は、０．００５％以上の添加によって得られることから、Ａｌの下限値は０．００５％とした。一方、Ａｌ含有量が０．１０％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０．１０％に規定した。より確実に脱酸およびＡｌＮ生成による細粒化のため、Ａｌを０．０１０％以上、０．０１５％以上または０．０２０％以上に制限してもよい。また、粗大な酸化物クラスター形成による鋼材の靱性低下を防止するために、Ａｌを０．０８％以下または０．０６％以下に制限してもよい。
Ｎｉ：０．１０％未満
Ｃｕ：０．１０％未満
Ｍｏ：０．１０％以下
Ｂ ：０．０００３％未満
Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、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。
ＮｉとＣｕは、既に述べたように、Ａｃ１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っても、これを排除し、あるいは精錬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０．１０％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０．１０％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、Ｍｏ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ことから、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Ｍｏ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ＨＡＺ相当の組織の６００℃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１５％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２ｋＪ／ｍｍを想定した再現ＨＡＺ熱サイクル（１４００℃の温度へ１５０℃／秒で加熱し、２秒保持した後に８００℃から５００℃の温度帯通過時間が約１６秒）を与えて作成した再現ＨＡＺを、室温から１時間かけて火災想定温度である６００℃の温度に昇温し、３０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、ＳＲ絞り試験と称する）を実施し、この試験結果として、破断した試験片の破面観察と、破面の面積を試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（０〜１００％：以下、ＳＲ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、Ｍｏを０．１０％超で添加する場合、上記絞り値が１５％以下となることがわかる。また、ＳＲ絞り値が１５％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６００℃におけるＳＲ絞り値の関係を図２のグラフに示す。Ｂは、僅か０．０００３％の添加から、ＳＲ絞り値を１５％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、Ｍｏ：０．１０％以下、Ｂ：０．０００３％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０．０００３％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、０．０００２％未満である。
なお、耐再熱脆化性の評価指標であるＳＲ絞り値を確実に１５％超とするため、本発明においては、次式｛［ＳＲＳ］＝４Ｃｒ［％］−５Ｍｏ［％］−１０Ｎｉ［％］−２Ｃｕ［％］−Ｍｎ［％］｝（上記（１）式に対応）で表されるＳＲＳ値により、化学成分組成を規定した。
この［ＳＲＳ］式は、既に述べてきたように、Ｍｏによる粒界析出脆化の防止や、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｎのγ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、ＳＲ絞り値を１５％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［ＳＲＳ］式においては｛［ＳＲＳ］＞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ＳＲＳ値を規定する際に実施した実験結果、すなわちＳＲ絞り値の異なる鋼材のＳＲＳ値と、ＳＲ絞り値１５％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［ＳＲＳ］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Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕと意図的に添加するＭｎ，Ｃｒの間の相関により、規定化学成分内であっても、僅かにＳＲ絞り試験時におけるＳＲ絞り値が１５％を下回る場合があり、これを防止するため、上記［ＳＲＳ］式で規定することとした。
例えば、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏの各々を、上限値である０．１％ずつ含有する場合、Ｍｎ量を１．８％としても、Ｃｒが０．８％の場合にはＳＲＳ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、Ｃｒ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［ＳＲＳ］式（請求項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：０．０２０％未満
Ｓ：０．００５０％未満
Ｏ：０．０１０％未満
Ｐ、Ｓ、Ｏは、それぞれ不純物として鋼材自体の靭性に甚大な影響を及ぼし、且つ火災時の再熱脆化にも影響するため、実験的に確認した含有上限として、それぞれＰ：０．０２０％未満、Ｓ：０．００５０％未満、Ｏ：０．０１０％未満に制限した。より靭性改善をはかるために、Ｐを０．０１５％未満または０．０１０％未満に、Ｓを０．００４％未満または０．００３％未満に、Ｏを０．００５０％未満または０．００３０％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５ｋＪ／ｍｍの大入熱ＨＡＺ靱性にも優れた、６００℃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。
Ｔｉ：０．００５％超０．０５０％以下
Ｚｒ：０．００２〜０．０１０％
Ｔｉ及びＺｒ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、Ｔｉでは０．００５％超の添加が必要であり、また、０．０５０％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０．００５％超０．０５０％以下に限定した。また、Ｚｒは、Ｔｉと全く同様の理由から０．００２〜０．０１０％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。
Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％
Ｙ ：０．００１〜０．０５０％
Ｌａ：０．００１〜０．０５０％
Ｃｅ：０．００１〜０．０５０％
上述したようなＳの制限とＭｎ添加量から、本発明の鋼材では、中心偏析部におけるＭｎＳ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、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｙ：０．００１％〜０．０５０％、Ｌａ：０．００１％〜０．０５０％、Ｃｅ：０．００１％〜０．０５０％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壊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、ＭｇおよびＣａは０．００３％以下に、Ｙ、ＬａおよびＣｅは０．０２０％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、１０１０／ｍ２以上とされていることが好ましい。鋼材のフェ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、５ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接の熱影響を受けたＨＡＺ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１０１０／ｍ２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１０１０／ｍ２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１０ｍｍ×１０ｍｍ×２ｍｍ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５０μｍ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、Ｃｒ−Ｋα又はＣｕ−Ｋα特性Ｘ線を入射して、背面反射Ｘ線回折法により、α−Ｆｅ（１１０）、（２１１）及び（２２０）面の回折線の測定を行う。Ｃｒ−Ｋα又はＣｕ−Ｋα特性Ｘ線は、それぞれ近接するＫα１線及びＫα２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Ｋα２線回折ピーク高さを差し引いて、Ｋα１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、回折ピーク半価幅から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（１０）式：｛ρ＝１４．４ε２／ｂ２｝を用いて、転位密度ρ（個／ｍ２）が求められる。ここで、前式中のｂは、バーガースベクトルの大きさ（＝０．２４８×１０−９ｍ）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.396-399
（２）参考文献２：Guinier,A、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 Metall.,1(1953),p.22
（ベイナイト又はマルテンサイトの組織占有率）
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２０％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ベ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ベイナイト又はマルテンサイトの組織占有率が２０％未満だと、上記鋼材のフェライト相中の転位密度（１０ １０ ／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、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｔｉ又はＺｒ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／μｍ２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／μｍ２未満だと、上述のような高温耐力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、１１５０〜１３００℃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８００℃以上の温度で終了し、その後、温度５００℃までの間で、当該鋼材の各部位における冷却速度が２℃／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３５０〜６００℃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、６００℃の温度における高温耐力を獲得し、耐再熱脆化性、及び、５ｋＪ／ｍｍの溶接入熱による影響を受けるＨＡＺ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ＨＡＺ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ＨＡＺ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。
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１０１０／ｍ２以上となるように、２℃／ｓとすることを必要条件とした。
なお、上記冷却速度を、少なくともベイナイト変態開始点（フェライト変態の際のＡｒ３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２０％以上をベイナイ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８００℃から５００℃への冷却時における平均冷速を２℃／ｓに規定した。
この冷却はベイナイト変態が完全に終了するＢｓ点（フェライト変態のＡｒ１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Ｂｓ点が５００℃以上の場合もあり、必ずしも５００℃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８００℃から５００℃への冷却時における平均冷速は、Ｂｓ点が５００℃以上の鋼材においては、Ｂｓ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−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３５０〜６００℃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−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、１００℃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２０％以上をベイナイト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、Ｂｓ変態点が５００℃以下であったり、焼入れ性が比較的低い鋼においては、制御冷却−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１００℃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ＹＲ（Yield Ratio）」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−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ＹＲ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壊するため、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、１００℃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、４００〜７５０℃（実質的なＡｃ１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ータ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４００℃〜７５０℃の温度範囲で、５分以上３６０分以内の時間で焼戻し、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｔｉ又はＺｒ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／μｍ２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、請求項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−途中水冷停止によって製造し、続いて４００〜７００℃において０．５時間保持した後、再度６００℃にて高温耐力を測定した結果を、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、高温耐力は５５０℃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１６２Ｎ／ｍｍ２（室温強度５００Ｎ／ｍｍ２級鋼の場合の強度仕様最低値を３２５Ｎ／ｍｍ２の１／２）を超える場合には、鋼材中に炭化物が２個／μｍ２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。
Figure 0004638956
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、ＮｂＣ、ＶＣ、ＴｉＣ、ＺｒＣ、Ｃｒ２３Ｃ６等が完全に固溶する条件として、１１５０℃以上、１３００℃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８００℃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、鋳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、６００℃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ＨＡＺボンドが再熱脆化を生じることがなく、且つ５ｋＪ／ｍｍ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鋼材を提供し、それを製造することができる。
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、連続鋳造によって下記表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１１６０〜１２８０℃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、１０５０℃の温度にて板厚１００ｍｍ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１５〜３５ｍｍの厚鋼板とするか、又は最大厚みが１５〜３５ｍｍ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８００℃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５００℃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５００±５０℃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（請求項１〜６）に係る耐火鋼材の各サンプル（本発明鋼：鋼番号１〜４１）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５１〜８０）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２１ｍｍ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１／２部−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。
耐力（降伏応力）は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１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、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠し、２ｍｍＶノッチを付与した４号衝撃試験片により、０℃におけるシャルピー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２７Ｊとした。
高温強度（高温耐力）については、上記耐火鋼材の各サンプルから、平行部直径φ６ｍｍ、平行部長さ３０ｍｍの高温引張り試験片を採取し、ＪＩＳ Ｇ ０５６７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力を測定した。この際の耐力は、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４５度のＸ開先を加工し、予後熱無しで３層以上のＴＩＧ溶接（Tungsten Inert Gas arc welding）、あるいはＳＡＷ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５ｋ〜６ｋＪ／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５ｋＪ／ｍｍの入熱で溶接継手を形成し、その溶接継手全体を６００℃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、破断絞り値をもってＳＲ絞り値とした。図１において、ＳＲ絞り値が１５％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５０％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、ＳＲ絞り値のしきい値は１５％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) ：室温の引張り耐力
YS(600) ：温度600℃における高温引張り耐力
YR ：室温の降伏耐力／引張り強さの比を１００％指標にて示した値
vE0-B ：鋼材の０℃におけるシャルピー吸収エネルギー
vE0-W ：5〜6kJ/mm入熱相当の溶接再現ＨＡＺのシャルピー吸収エネルギー
圧延後冷却速度：圧延終了後、800−500℃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℃にて高温引張り試験を実施した際の破断絞りの値
Figure 0004638956
Figure 0004638956
Figure 0004638956
Figure 0004638956
Figure 0004638956
［評価結果］
表２及び表３に示す鋼番号１〜４１は本発明鋼であり、６００℃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２３５Ｎ／ｍｍ２以上の場合は１１７Ｎ／ｍｍ２を、また、室温耐力が３２５Ｎ／ｍｍ２以上の場合は１６２Ｎ／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℃で２７Ｊ以上であることから、本発明鋼である鋼番号１〜４１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ＳＲＳ値（単位は質量％）を示した。表２に示すように、ＳＲＳ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、８００から５００℃の平均冷却速度を、５００℃以下まで冷却する場合はそのまま、５００℃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５１〜８０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５１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６００Ｎ／ｍｍ２級鋼規格の上限値５９０Ｎ／ｍｍ２を超え、さらに焼き入れ性が高まったために明瞭な旧γ粒界が現出する鋼となり、耐再熱脆化性評価時のＳＲ絞り値が低くなった例である。
鋼番号５２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６００℃の高温耐力が低下した例である。さらに、鋼番号５２は、焼き入れ性の低下と同時にＨＡＺの組織も粗大なフェライト主体となり、５ｋＪ／ｍｍ入熱の大入熱溶接時におけるＨＡＺ靱性が２７Ｊを下回った例である。
鋼番号５３の耐火鋼材は、Ｓｉ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ーが生成して鋼材の靱性が低下した例である。
鋼番号５４の耐火鋼材は、Ｍｎ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５９０Ｎ／ｍｍ２を超え、ＨＡＺにおける旧γ粒界が明瞭に現出し、また、素材のＭｎ量が高いためにＳＲＳが負となり、耐再熱脆化性評価時のＳＲ絞り値が１５％を下回った例である。また、鋼番号５４−２の耐火鋼材は、Ｍｎ量が、０．８０％未満の０．７１％のため、焼入れ性が不十分で、室温および６００℃における耐力（降伏応力）が不十分となった例であり、一方、鋼番号５４−３の耐火鋼材は、Ｍｎ量が２．００％を超える２．１５％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ＳＲ絞り値が１５％以下の１３％と低かった例である。
鋼番号５５の耐火鋼材は、Ｃｒ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γ粒界に炭化物析出が増加して、溶接継手のＨＡＺ部０℃シャルピー衝撃吸収エネルギーが、１５Ｊと低く、目標の２７Ｊを下回った例である。
鋼番号５６の耐火鋼材は、Ｃｒ添加量が不足して焼入れ性が低下し、室温、６００℃の耐力が何れも低下したことに加え、ＳＲＳ値が負となり、耐再熱脆化性評価時のＳＲ絞り値が１５％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５６−２の耐火鋼材は、Ｃｒ添加量が不足して焼入れ性が低下し、室温および６００℃の耐力が何れも低下し、ＳＲ絞り値も１５％を下回った例であり、また、鋼番号５６−３は、の耐火鋼材は、Ｃｒ添加量が２．１４％と高く、溶接継手のＨＡＺ部０℃シャルピー衝撃吸収エネルギーが、目標の２７Ｊに届かなかった例である。
鋼番号５７の耐火鋼材は、Ｎｂ量が過多となって溶接継手の粒界にＮｂＣが高密度で析出し、耐再熱脆化性評価時のＳＲ絞り値が１５％を下回り、ＮｂＣの粗大析出が粒内にも生じて、母材の靱性及び大入熱溶接時のＨＡＺ靱性が低下した例である。一方、鋼番号５７−２の耐火鋼材は、Ｎｂ量が０．０１％未満の０．００４％と低かったために、Ｎｂ添加による十分な強度向上効果が得られず、室温および６００℃における耐力が目標に届かなかった例である。
鋼番号５８および５８−２の耐火鋼材は、Ｖ量が過多となって粗大なＶＣ炭化物が生成し、耐再熱脆化評価時のＳＲ絞り値が１５％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５８−３の耐火鋼材は、Ｖ量が０．０３％未満であったために、高温耐力向上の効果が得られず、６００℃高温耐力目標に届かなかった例である。
鋼番号５９の耐火鋼材は、Ｍｏ量が過剰添加となったために、６００℃の高温耐力は確保したものの、溶接継手の耐再熱脆化性評価時のＳＲ絞り値が１５％を下回った例である。
鋼番号６０の耐火鋼材は、Ｎｉ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、ＳＲＳが負となって溶接継手の耐再熱脆化性評価時のＳＲ絞り値が１５％を下回った例である。
鋼番号６１および６１-２の耐火鋼材は、Ｃｕを添加した場合において、Ｎｉ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ＳＲ絞り値が１５％を下回った例である。
鋼番号６１−３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Ａｌの代わりに、脱酸元素であるＳｉによる脱酸のみを行なったがＡｌＮの生成量が不足したため鋼材の靭性も低く、ＨＡＺ部の０℃シャルピー衝撃吸収エネルギーも目標の２７Ｊに届かなかった例である。一方、鋼番号６１−４は、Ａｌ量が過多となったために、数μｍ以上のサイズの粗大な酸化物クラスターを生じ、鋼材の靭性が低下し、鋼板そのものおよび、ＨＡＺ部の０℃シャルピー衝撃吸収エネルギーが、目標の２７Ｊに届かなかった例である。
鋼番号６１−５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０．０００４％と過多となり、溶接継手の耐再熱脆化性評価時のＳＲ絞り値が１５％を下回った例である。
鋼番号６２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、大入熱溶接時の靱性、及び溶接継手の耐再熱脆化性評価時のＳＲ絞り値が何れも低下した例である。
鋼番号６３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ＢＮが多数析出し、耐再熱脆化性評価時のＳＲ絞り値が１５％を下回った例である。
鋼番号６４の耐火鋼材は、Ｏ量が高くなっ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ＨＡＺ靱性が低下した例である。
鋼番号６５の耐火鋼材はＰの含有量が、また、鋼番号６６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ＳＲ絞り値が１５％を下回った例である。
鋼番号６７の耐火鋼材は、Ｔｉ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ＳＲ絞り値が何れも低下した例である。
鋼番号６８の耐火鋼材は、Ｚｒ添加量が過多となり、Ｚｒ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ＳＲ絞り値が、何れも低下した例である。
鋼番号６９の耐火鋼材はＣａ、鋼番号７０の耐火鋼材はＭｇ、鋼番号７１の耐火鋼材はＹ、鋼番号７２の耐火鋼材はＣｅ、鋼番号７３の耐火鋼材はＬａ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ＨＡＺ靱性が低下した例である。なお、鋼番号７０ではＭｇ添加によってＨＡＺの酸化物分散に起因する組織細粒化が見られ、大入熱ＨＡＺ靱性は獲得できた。
鋼番号７４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、ＳＲＳ値が負となったために、耐再熱脆化性評価時のＳＲ絞り値が１５％を下回った例である。
鋼番号７５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７６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６００℃の耐力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７７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６００℃の耐力目標を安定して達成できなかった例である。
鋼番号７８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６００℃の高温耐力目標を安定して達成できなかった例である。
鋼番号７９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Ａｃ１変態点（約７４０℃）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、室温耐力が規格上限値を超えた例である。
鋼番号８０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６００℃の耐力目標が、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。
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。
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、Ｍｏ含有量と再現ＨＡＺの６００℃における引張り試験時の溶接継手の絞り値（ＳＲ絞り値）の関係を示すグラフである。 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ＨＡＺの６００℃における引張り試験時の溶接継手の絞り値（ＳＲ絞り値）の関係を示すグラフである。 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６００℃高温引張り耐力との関係を示すグラフである。 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ＳＲＳと再現ＨＡＺ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。

Claims (9)

  1. 室温強度４００〜６００Ｎ／ｍｍ２級の耐火鋼材であって、
    質量％で、
    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、
    Ｎｉ：０．１０％未満、
    Ｃｕ：０．１０％未満、
    Ｍｏ：０．１０％以下、
    Ｂ ：０．０００３％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 ：０．０２０％未満、
    Ｓ ：０．００５０％未満、
    Ｏ ：０．０１０％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、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ及びＭｎ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［%］−10Ni［%］−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、
    Ｔｉ：０．００５％超０．０５０％以下、
    Ｚｒ：０．００２〜０．０１０％
    のうちの１種又は２種を含有することを特徴とする、請求項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、
    Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％、
    Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、
    Ｙ ：０．００１〜０．０５０％、
    Ｌａ：０．００１〜０．０５０％、
    Ｃｅ：０．００１〜０．０５０％
    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、請求項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、１０１０／ｍ２以上であることを特徴とする、請求項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２０％以上とされ、焼入れ組織からなることを特徴とする、請求項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、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｔｉ又はＺｒのうちの１種以上からなる炭化物又は窒化物が、２個／μｍ２以上の密度で析出されていることを特徴とする、請求項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. 請求項１〜３の何れか１項に記載の鋼成分を有する鋼片を、１１５０〜１３００℃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８００℃以上の温度で終了し、その後、温度５００℃までの間で、当該鋼材の各部位における冷却速度が２℃／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３５０〜６００℃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. 請求項１〜３の何れか１項に記載の鋼成分を有する鋼片を、１１５０〜１３００℃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８００℃以上の温度で終了し、その後、温度５００℃までの間で、当該鋼材の各部位における冷却速度が２℃／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１００℃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、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２０％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. 請求項７又は８に記載の製造方法を適用した後、当該鋼材を４００℃〜７５０℃の温度範囲で、５分以上３６０分以内の時間で焼戻すことにより、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｔｉ又はＺｒ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／μｍ２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。
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