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CN101171354A - 耐火用钢材及其制造方法 - Google Patents

耐火用钢材及其制造方法 Download PDF

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CN101171354A CNA2006800151857A CN200680015185A CN101171354A CN 101171354 A CN101171354 A CN 101171354A CN A2006800151857 A CNA2006800151857 A CN A2006800151857A CN 200680015185 A CN200680015185 A CN 200680015185A CN 101171354 A CN101171354 A CN 101171354A
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Abstract

本发明提供一种材质的波动更小、即使在600℃时也能显示出常温时的2/3以上的屈服强度的耐火性优异的耐火用钢材及其制造方法。该耐火用钢材的特征在于：以质量％计含有C：0.01～0.03％、Mn：0.2～1.7％、Si：0.5％以下、Cu：0.7～2％、Mo：0.8％以下、Nb：0.01～0.3％、Ti：0.005～0.03％、N：0.006％以下、B：0.0003～0.003％、V：0.2％以下、Cr：1％以下、Al：0.1％以下、P：0.03％以下、S：0.02％以下，并且含有以质量比计Ni/Cu为0.6～0.9的Ni，余量由Fe及不可避免杂质构成，在600℃时的屈服强度是在21℃时的屈服强度的60％以上。

Description

耐火用钢材及其制造方法
技术领域
本发明涉及建筑物的结构部件等所用的耐火用钢材及其制造方法。
背景技术
从建筑物的超高层化、建筑设计技术的高级化等方面出发，根据日本建设省综合计划进行了耐火设计的重新研究，并在昭和62年3月制定了“新耐火设计法”。根据该规定，解除了为使火灾时钢材的温度在350℃以下而要求耐火包覆的旧法令的限制，可通过兼顾耐火用钢材的高温强度和建筑物的实际载荷地来确定适合其的耐火包覆方法。即，在能够确保600℃时的设计高温强度的情况下，能够削减与之相应的耐火包覆。
对应于这种动向，本申请人先前在特开平2-77523号公报中，提出了耐火性优异的建筑用低屈服比钢及钢材及其制造方法。该在先发明的宗旨是，通过添加Mo、Nb来提高高温强度，以使得600℃时的屈服点达到常温时的70％以上。将钢材的设计高温强度设定在600℃是基于从兼顾合金元素带来的钢材费用的上涨和其所需的耐火包覆施工费方面考虑最经济的认识来进行的。该开发的H型钢的特征在于，通过低碳化和添加微量的Nb、B和Cu，生成低碳贝氏体组织，600℃时的屈服强度达到293MPa以上的高温高强度化，是耐火590MPa级规格的常温屈服强度440MPa的2/3。(屈服强度在屈服点明确时是指屈服点，在屈服点不明确时是指0.2％屈服强度。)
此外，除了同样的目的以外，还为了改进H型钢的圆角部等地方的脆性，在特开平9-137218号公报中公开了通过添加Mo、Cu、Ni来减小了材质波动的建筑结构用H型钢。
另外，在特开平10-072620号公报中公开了材质的波动小、焊接性优异的H型钢的制造方法。
发明内容
本发明人等试验了将通过上述在先申请技术制造的钢材用作各种型钢、尤其是因形状复杂而在严格的轧制造形方面受到制约的H型钢的原材料。结果，从在腹板、翼缘、圆角各部位的精轧温度、压下率、冷却速度的差别发现，根据钢材的部位，组织尤其贝氏体比例明显不同，常温和高温强度、延展性、韧性波动，产生不能满足焊接结构用轧制钢材(JIS G3106)等标准的部位。此外，根据上述专利文献2及专利文献3制造的钢材，因Cu造成的高温裂纹而产生表面缺陷，或耐火性能劣化。
本发明是鉴于上述情况而完成的，其目的在于提供一种材质的波动更小、即使在600℃时也能显示出在常温时的60％以上的屈服强度的耐火性优异的耐火用钢材及其制造方法。
为此，本发明人等进行了研究，结果发现，尤其是Cu的添加，对于提高600℃时的屈服强度是有效的，因为在常温下固溶的Cu在高温时在钢材组织中析出。但另一方面可知，如果为了抑制伴随Cu添加而产生的高温裂纹而添加的Ni过多，则在高温时Cu难析出，不能充分达到利用Cu析出来提高屈服强度的目的。然后，进一步进行了深入的调查研究，结果发现，通过以质量％计含有0.7～2.0％的Cu，并且还含有Ni以使得Ni/Cu的质量比为0.6～0.9，即能够平衡性良好地享有抑制伴随Cu添加所发生的高温裂纹和利用Cu析出来提高屈服强度。
本发明提供一种耐火用钢材，其特征在于：以质量％计含有：C：0.01～0.03％、Mn：0.2～1.7％、Si：0.5％以下、Cu：0.7～2％、Mo：0.8％以下、Nb：0.01～0.3％、Ti：0.005～0.03％、N：0.006％以下、B：0.0003～0.003％、V：0.2％以下、Cr：1％以下、Al：0.1％以下、P：0.03％以下、S：0.02％以下，并且含有以质量比计Ni/Cu为0.6～0.9的Ni，余量由Fe及不可避免杂质构成，在600℃时的屈服强度是在21℃时的屈服强度的60％以上。另外，屈服强度在屈服点明确时是指屈服点，在屈服点不明确时是指0.2％屈服强度。
该耐火用钢材也可以以质量％计还含有Ca：0.0005～0.005％、Mg：0.0005～0.01％、REM：0.0005～0.01％中的任何一种或2种以上，余量由Fe及不可避免杂质构成。此外，该耐火用钢材例如是型钢。
此外，本发明提供一种耐火用钢材的制造方法，其特征在于：在将铸坯加热到1200℃～1350℃的温度区域后开始轧制，在轧制结束后以平均为0.1℃/s以上的冷却速度冷却800℃～500℃的温度范围，其中所述铸坯以质量％计含有：C：0.01～0.03％、Mn：0.2～1.7％、Si：0.5％以下、Cu：0.7～2％、Mo：0.8％以下、Nb：0.01～0.3％、Ti：0.005～0.03％、N：0.006％以下、B：0.0003～0.003％、V：0.2％以下、Cr：1％以下、Al：0.1％以下、P：0.03％以下、S：0.02％以下，并且含有以质量比计Ni/Cu为0.6～0.9的Ni，余量由Fe及不可避免杂质构成。
该制造方法也可以在将以质量％计还含有Ca：0.0005～0.005％、Mg：0.0005～0.01％、REM：0.0005～0.01％，余量由Fe及不可避免杂质构成的铸坯加热到1200℃～1350℃的温度区域后开始轧制，在轧制结束后以平均为0.1℃/s以上的冷却速度冷却800℃～500℃的温度范围。此外，该耐火用钢材的制造方法也可以是例如通过轧制来制造型钢。
根据本发明，能够得到常温下生成了Cu过饱和的低碳贝氏体组织的高强度的耐火用钢材。如果将本发明的耐火用钢材加热到600℃，则通过Cu析出可得到高温强度。
附图说明
图1是本发明的实施例中所用的轧制装置的说明图。
图2是表示机械试验片的采取位置的H型钢的剖视图。
图3是示意地表示本发明的Ni/Cu比和在600℃时的屈服强度(高温PS)与在21℃时的屈服强度(常温YP)之比的范围的图表。
具体实施方式
以下，详细说明本发明。
对于钢材的高温强度而言，在钢熔点的大致1/2的温度的700℃以下，与常温时的强化机理大致相同，由下述的1～4方面等来控制：1.铁素体晶粒粒径的微细化；2.由合金元素产生的固溶体强化；3.由硬化相产生的分散强化；4.由微细析出物产生的析出强化。一般来说，高温强度的上升可通过添加Mo、Cr而提高析出强化和通过抑制位错的消失而提高高温时的软化阻力来实现。但是，在碳含量超过0.03％的低碳贝氏体成分系钢中，生成岛状马氏体，低温韧性显著降低，产生不能满足标准的部位。
因此，在本发明中，通过形成碳含量在0.03％以下的极低碳贝氏体成分系钢来谋求由抑制岛状马氏体的生成而产生高韧性化，此外，通过利用复合添加Nb和B产生的淬透性提高的效果，使其稳定地发生贝氏体相变，在常温下使Cu最大限度地固溶在α中，在600℃时最大限度地发挥Cu的析出强化作用，实现了目标的常温强度、高温强度和高韧性。
此处，在低碳钢中，由于不能期待以往的耐火钢使用的碳化钼及碳化钒所产生的析出强化，所以采用了作为金属析出元素的Cu。
下面，说明本发明中的各成分范围和轧制条件的限定理由。另外，各成分范围用质量％表示。
C：C是为强化钢而添加的元素，如果低于0.01％，则得不到作为结构用钢所需的强度。此外，超过0.03％的过剩添加会在贝氏体板条间生成岛状马氏体，使母材韧性显著下降，所以将下限定为0.01％，上限定为0.03％。
Mn：Mn为确保母材的强度、韧性而需要添加0.2％以上，但按焊接部的韧性、裂纹性等可容许的范围，将上限定为1.7％。
Si：Si是对确保母材的强度、将钢水预脱氧等所必需的元素，但如果超过0.5％，会在焊接热影响部的组织内生成硬化组织的高碳岛状马氏体，降低焊接接头部分的韧性，所以将Si含量的上限限定在0.5％以下。另外，Si也可以不一定含有。
Mo：Mo是确保母材强度及高温强度的有效元素，但如果超过0.8％，由于淬透性过于升高，母材及焊接热影响部的韧性劣化，因此将其限制在0.8％以下。另外，Mo也可以不一定含有。
Cu：Cu用于降低相变点，增加常温强度。另外，在贝氏体相变中不析出的处于过饱和的Cu在常温下固溶于组织中，在作为耐火钢的使用温度600℃加热时，在通过贝氏体相变而导入的位错上析出Cu相，通过该析出硬化使母材的屈服强度增加。但是，Cu相在该α中的析出在低于0.7％时，在α中的Cu固溶限内，不产生析出，因此得不到所述的强化。此外，如果超过2％，由于除了其析出强化饱和以外，还降低韧性，所以将Cu限制在0.7～2％。
Nb：Nb通过形成Nb碳氮化物来固定C、N，对促进铁素体的晶核生长的硼碳氮化物、硼化合物的形成进行抑制，保持为固溶了B的状态。此外，由于固溶Nb通过牵制效应来减缓铁素体的晶粒生长，因此即使在比较慢的冷却速度下，也将未相变的γ保持到贝氏体相变点，有助于稳定地产生贝氏体。因此，将其设定为0.01％以上。另外，固溶Nb通过牵制效应，在高温下成为位错移动的障碍，也有助于确保高温强度。因此，为提高高温强度，优选添加0.05％以上。但是，如果超过0.3％，由于其效果饱和，所以从经济性方面考虑将其限制在0.3％以下。
N：N由于生成氮化硼，有助于铁素体的生成，所以将N含量限制在0.006％以下。
Al：Al是为钢水脱氧及作为AlN的形式固定N而添加的元素，如果超过0.1％，由于生成氧化铝，导致疲劳强度下降，所以将其设定为0.1％以下。另外，Al也可以不一定含有。
Ti：Ti是为通过析出TiN所产生的固溶N的减少、和γ细粒化来抑制BN的析出，增加固溶B量，提高B的淬透性提高效果而添加的元素。由此可提高常温和高温强度。因此，在低于0.005％时，TiN的析出量不足，不能发挥上述效果，因而将Ti量的下限值设定为0.005％。但是，如果超过0.03％，则过剩的Ti析出TiC，因该析出硬化使母材及焊接热影响部的韧性劣化，因此将其限定在0.03％以下。
B：B通过微量添加就可提高淬透性，有助于提高强度。但是，在低于0.0003％时其效果不足，而如果超过0.003％，则生成铁硼化合物，降低淬透性。因此，将B含量限定在0.0003～0.003％。
Ni：Ni为了防止伴随添加Cu而在轧制时产生的高温裂纹缺陷，需要含有按Ni/Cu比计为0.6以上的Ni。另一方面，Ni由于使Cu的固溶限上升，使Cu析出量减少，所以为了确保高温强度，规定含有按Ni/Cu比计为0.9以下的Ni。
Cr：Cr通过提高淬透性，对母材的强化有效的。但是，由于从韧性及硬化性的方面考虑，超过1％的过剩添加有害，所以将上限规定为1％。另外，Cr也可以不一定含有。
V：V通过微量添加可使轧制组织微细化，并通过析出钒碳氮化物来强化，因而能够低合金化，可提高焊接特性。但是，由于V的过剩的添加导致焊接部的硬化、或母材的高屈服点化，所以将V含量的上限规定为0.2％。另外，V也可以不一定含有。
Mg：Mg优选是为了通过氧化物的微细化及硫化物的形成来将夹杂物微细分散而添加的。将Mg量限定在0.0005～0.01％是因为：Mg是强力的脱氧元素，结晶出来的氧化镁容易在钢水中上浮分离，所以超过0.01％的添加并不被利用，因此将其上限规定为0.01％。另外，添加Mg时使用的镁合金例如有Si-Mg及Ni-Mg。采用镁合金的理由是，因为通过合金化可降低Mg的浓度，抑制氧化镁生成时的反应，由此可确保添加时的安全性，并提高Mg的利用率。
Ca、REM：Ca、REM优选为控制硫化物、氧化物的形状而添加。将Ca限制在0.0005～0.005％、将REM限制在0.0005～0.01％是因为：如果在下限值以下，由这些元素形成的硫化物、氧化物的生成不充分，如果在上限值以上，氧化物粗大化，导致韧性及延展性下降，所以将它们限制在上述范围。
对于作为不可避免的杂质含有的P、S的量并不特别限定，但由于产生由凝固偏析造成的焊接裂纹及韧性下降，因此应尽量将它们的量降低，优选P量在0.03％以下，S量在0.02％以下。
将具有上述组成的铸坯加热以使得表面温度达到1200～1350℃的温度区域。将加热温度限定在该温度区域是因为：为了在通过热加工制造型钢时易于塑性变形而需要1200℃以上的加热，并且需要使V、Nb等元素充分固溶，因此将加热温度的下限规定为1200℃。从加热炉的性能、经济性方面考虑将其上限规定为1350℃。
此外，在是超过40mm的极厚型钢的情况下，如果轧制结束后的冷却速度过慢，则在组织中大量地生成α组织，在冷却时Cu在α中析出，从而常温下的固溶Cu量减少。在此种情况下，伴随着α组织的生成，贝氏体比例降低，但通常析出强化越提高屈服点，越是不能提高抗拉强度，所以随着屈服比(YR)的升高，与之相应地耐震性降低。此外，如果常温时的固溶Cu量减小，则不能期待在600℃加热时利用Cu相的析出强化来增加屈服强度。这样一来，在600℃时的屈服强度低于在21℃时的60％。因此，为了在冷却时确保充分的贝氏体组织，使固溶Cu量尽量增加，因而将800～500℃的温度范围的平均冷却速度规定为0.1℃/s以上。
如此制造的本发明的耐火用钢材通过采用添加微量Nb、B和添加大量Cu的合金设计，在贝氏体相变中Cu几乎不析出，处于过饱和状态，另一方面，在将其加热到600℃时，常温下固溶的Cu在钢材组织中析出，可提高600℃时的屈服强度。这样一来，本发明的耐火用钢材就具有优异的耐火性能，即使在600℃也能显示出常温时的60％以上的屈服强度。
本发明的耐火用钢材可作为适合用于建筑物的结构部件等的H型钢、工字钢、角钢、槽钢、不等边不等厚角钢等各种型钢、厚钢板等钢板等而具体实施。例如，在按上述条件来制造H型钢作为本发明的耐火用钢材的一例子时，通过具有常温下被微细化的低碳贝氏体组织，可在腹板、翼缘、圆角各部位显示出均匀的机械特性，即使在H型钢中最难保证机械试验特性的翼缘板厚1/2的部位、宽1/2的部位，也具有足够的强度、韧性。此外，在600℃的加热时，由于显示出由Cu的析出强化产生的优异的耐火性能，因此成为耐火性及韧性优异的高强度耐火轧制H型钢。由于此种H型钢高温特性优异，所以在用于建筑用的耐火材料时，能够用以往的包覆厚度的20～50％达到充分的耐火目的。这样，可通过轧制来制造具有优异的耐火性及韧性的型钢，通过降低施工成本、缩短工期而能够谋求大幅度降低成本，能够实现提高大型建筑物的可靠性、确保安全性、提高经济性等。
实施例
以下，通过实施例进一步地说明本发明的效果。
用转炉熔炼原料，在添加合金后，添加Ti、B，通过连铸铸造成240～300mm厚的铸坯。铸坯的冷却是通过选择模具下方的二次冷却区的水量和铸坯的拉拔速度来控制。表1示出了实施例中所用的各钢种的化学成分值。钢种1～17是在本发明的范围内，钢种18～38是在本发明的范围以外的比较钢。
表1                                     (质量％)
将表1所示的各钢种的铸坯加热到1300℃，在图1所示的万能轧制装置列中，使从加热炉1出来的被轧制材5(铸坯)依次通过粗轧机2、中轧机3、精轧机4，如图2所示，轧制成由腹板6和一对翼缘7构成的具有H型截面形状的H型钢(H458×417×30×50)。另外，使轧制加热温度与1300℃一致是因为，众所周知，一般来说加热温度的下降可使γ晶粒细粒化，可提高机械特性，由此推定高温加热条件表示机械特性的最低值，可以判定此值可代表此温度以下的加热温度下的特性。
对于如此制造的各H型钢的各自个体，在翼缘7的板厚t2的中心部(1/2t2)、且翼缘宽总长(B)的1/2宽(1/2B)的位置，采集试验片，研究了机械特性。另外，研究此处的特性是因为，据认为翼缘1/2B部是在H型钢中机械特性最低的，通过此处可得知各H型钢的机械试验特性。
在表2中，作为从各钢种制造的H型钢的机械试验特性，分别示出600℃时的0.2％屈服强度(600℃PS(MPa))、常温(21℃)时的屈服强度(屈服点应力YP(MPa))和抗拉强度(TS(MPa))、600℃时的0.2％屈服强度(600℃PS)和常温(21℃)时的屈服强度(屈服点应力YP)之比(600℃PS/YP比(％))、屈服比(YR)、冲击值(vE0℃(J))、脆性断面收缩率(％)。另外，作为各机械试验特性的合格标准，要求：常温(21℃)时的抗拉强度TS为590MPa以上、屈服强度(YP)为440MPa以上的高强度，而且，600℃时的0.2％屈服强度是作为常温(21℃)时的屈服强度的最低标准的440MPa的2/3(293MPa)以上，并且在600℃时的屈服强度是在21℃时的屈服强度的60％以上，屈服比YR在80％以下，冲击值vE0℃在70J以上，脆性断面收缩率在50％以下。只要是该合格标准，就能超过建筑学会标准，可判断为适合作为耐火用钢材。
表2
600℃PS YP TS   600℃PS/YP比 YR     冲击值vE0℃   脆性断面收缩率 备注
  钢种     MPa   MPa   MPa   ％   ％     J     ％
本发明   1     393   545   682   72.1   79.9     388     3
  2     385   510   648   75.5   78.7     390     8
  3     387   516   645   75.0   80.0     253     47
  4     375   530   663   70.8   79.9     380     7
  5     365   508   635   71.9   80.0     403     0
  6     311   455   592   68.4   76.9     345     7
  7     309   462   591   66.9   78.2     286     17
  8     315   468   591   67.2   79.4     198     17
  9     331   465   595   71.2   78.2     204     0
  10     368   505   635   72.9   79.5     253     0
  11     385   520   652   74.0   79.8     396     0
  12     385   526   658   73.2   79.9     96     33
  13     388   538   665   72.1   80.9     145     47
  14     332   449   607   73.9   74.0     209     0
  15     392   542   678   72.3   79.9     404     0
  16     387   536   673   72.2   79.6     395     0
  17     392   541   678   72.5   79.8     398     0
比较钢   18     211   398   488   53.0   81.6     115     33
  19     249   379   536   65.7   70.7     58     87
  20     380   535   669   71.0   80.0     35     93
  21     286   424   543   67.5   78.1     121     47
  22     392   530   667   74.0   79.5     12     100
  23     291   458   615   63.5   74.5     304     33
  24     379   638   842   59.4   75.8     57     93
  25     369   503   631   73.4   79.7     98     33 产生高温裂纹缺陷
  26     395   528   667   74.8   79.2     79     47 产生高温裂纹缺陷
  27     302   521   655   58.0   79.5     422     0
  28     296   522   659   56.7   79.2     403     0
  29     345   536   698   64.4   76.8     23     100
  30     383   525   682   73.0   77.0     43     67
  31     361   533   671   67.7   79.4     37     100
  32     249   388   551   64.2   70.4     377     3
  33     268   397   515   67.5   77.1     224     17
  34     386   549   687   70.3   79.9     25     53
  35     368   521   656   70.6   79.4     15     93
  36     286   468   548   61.1   85.4     380     3
  37     243   390   539   62.3   72.4     212     7
  38     378   538   704   70.3   76.4     17     93
用处于本发明范围内的钢种1～17制造的各H型钢都超过上述合格标准。而本发明范围外的钢种18～38(比较钢)的一部分不能超过上述合格标准。尤其是，Ni/Cu比超过0.9的钢种27、28，在600℃时的屈服强度未达到在21℃时的屈服强度的60％。此外，Ni/Cu比低于0.6的钢种25、26在轧制时产生高温裂纹缺陷。
此处，将根据Ni/Cu比的范围(在本发明中为0.6～0.9)、600℃时的屈服强度(高温PS)和21℃时的屈服强度(常温YP)之比(在本发明中为60％以上)来确定的本发明的范围(最佳范围)示于图3中。另外，图3中记入了本发明范围以外的钢种27、28及钢种25、26。
在表3中针对表1的钢种2示出了使轧制结束后800～500℃的温度范围的平均冷却速度变化时的机械试验特性。轧制结束后800～500℃的温度范围的平均冷却速度在0.1℃/s以上的试验片1～3都超过上述合格标准。而轧制结束后800～500℃的温度范围的平均冷却速度低于0.1℃/s的比较例的试验片4，由于冷却速度过低，在贝氏体相变以前大量地生成了α组织，因此屈服比下降，未满足合格标准。
表3
    冷却速度   600℃PS     YP   TS   600℃PS/YP比 YR 冲击值vE0℃   脆性断面收缩率 备注
  试验片No   钢种     ℃/s   MPa     MPa   MPa   ％   ％ J   ％
  1   2     1   379     505   651   75.0   77.6 366   0 发明例
  2   2     0.2   385     510   648   75.5   78.7 390   8 发明例
  3   2     0.1   329     498   626   66.1   79.6 98   33 发明例
  4   2     0.05   301     486   591   61.9   82.2 79   47 比较例
本发明范围内的各H型钢是即使在最难保证轧制型钢的机械试验特性的翼缘板厚1/2、宽1/2的部位，也具有足够的常温和高温强度、且耐火性及韧性优异的型钢。另外，虽然在实施例中针对H型钢进行了验证，但以本发明为对象的轧制钢材不局限于上述实施例的H型钢，当然也能够用于工字钢、角钢、槽钢、不等边不等厚角钢等各种型钢、厚钢板等钢板等。
本发明例如可用于建筑物的结构部件等所用的耐火用钢材等。

Claims (6)

1.一种耐火用钢材，其特征在于：以质量％计含有：C：0.01～0.03％、Mn：0.2～1.7％、Si：0.5％以下、Cu：0.7～2％、Mo：0.8％以下、Nb：0.01～0.3％、Ti：0.005～0.03％、N：0.006％以下、B：0.0003～0.003％、V：0.2％以下、Cr：1％以下、Al：0.1％以下、P：0.03％以下、S：0.02％以下，并且含有以质量比计Ni/Cu为0.6～0.9的Ni，余量由Fe及不可避免杂质构成，在600℃时的屈服强度是在21℃时的屈服强度的60％以上。
2.如权利要求1所述的耐火用钢材，其特征在于：以质量％计还含有Ca：0.0005～0.005％、Mg：0.0005～0.01％、REM：0.0005～0.01％中的任何一种或2种以上，余量由Fe及不可避免杂质构成。
3.如权利要求1或2所述的耐火用钢材，其特征在于：所述钢材是型钢。
4.一种耐火用钢材的制造方法，其特征在于：在将铸坯加热到1200℃～1350℃的温度区域后开始轧制，轧制结束后以平均为0.1℃/s以上的冷却速度冷却800℃～500℃的温度范围，其中所述铸坯以质量％计含有：C：0.01～0.03％、Mn：0.2～1.7％、Si：0.5％以下、Cu：0.7～2％、Mo：0.8％以下、Nb：0.01～0.3％、Ti：0.005～0.03％、N：0.006％以下、B：0.0003～0.003％、V：0.2％以下、Cr：1％以下、Al：0.1％以下、P：0.03％以下、S：0.02％以下，并且含有以质量比计Ni/Cu为0.6～0.9的Ni，余量由Fe及不可避免杂质构成。
5.如权利要求4所述的耐火用钢材的制造方法，其特征在于：在将铸坯加热到1200℃～1350℃的温度区域后开始轧制，轧制结束后以平均为0.1℃/s以上的冷却速度冷却800℃～500℃的温度范围，其中所述铸坯以质量％计还含有Ca：0.0005～0.005％、Mg：0.0005～0.01％、REM：0.0005～0.01％，余量由Fe及不可避免杂质构成。
6.如权利要求4或5所述的耐火用钢材的制造方法，其特征在于：通过轧制来制造型钢。
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