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CN101512033A - 高温强度、韧性和耐再热脆化特性优异的耐火钢材及其制造方法 - Google Patents

高温强度、韧性和耐再热脆化特性优异的耐火钢材及其制造方法 Download PDF

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CN101512033A CNA200780032737XA CN200780032737A CN101512033A CN 101512033 A CN101512033 A CN 101512033A CN A200780032737X A CNA200780032737X A CN A200780032737XA CN 200780032737 A CN200780032737 A CN 200780032737A CN 101512033 A CN101512033 A CN 101512033A
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Abstract

本发明提供一种高温强度、韧性和耐再热脆化特性优异的耐火钢材该耐火钢材，以质量％计，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％以上且不到0.040％、N：0.0001％以上且不到0.0050％、Al：0.005％～0.030％，P、S分别限制为P：0.03％以下、S：0.02％以下，且满足C－Nb/7.74≤0.005、2≤Ti/N≤12，其余量由Fe以及不可避免的杂质组成。另外，本发明提供一种耐火钢材的制造方法，该方法包括：将包含上述化学组分的钢坯加热至1100～1350℃，使1000℃以下的累积压下率为30％以上而进行热轧。

Description

高温强度、韧性和耐再热脆化特性优异的耐火钢材及其制造方法
技术领域
本发明涉及用于建筑结构构件等的高温强度、韧性和耐再热脆化特性优异的耐火钢材及其制造方法。
背景技术
由于建筑物的超高层化、建筑设计技术的高度化等，耐火设计的重新评估根据日本建设省综合计划进行，在日本昭和62年3月制定了“新耐火设计法”。由此，重新评估了使火灾时的钢材温度为350℃以下这一关于耐火被覆的限制，根据钢材的高温强度与建筑物的实际载荷之间的关系可选择适当的耐火被覆方法。因此，在可确保600℃下的满足设计标准的高温强度时，即通过使用600℃下的高温强度高的钢材，可简化或削减耐火被覆。
为了应对这种动向，已开发出即使在建筑物遭受火灾等而处于高温时，也具有规定的强度的建筑用钢材，即所谓的耐火钢。在此，将火灾时的建筑物温度设想为600℃，对于可维持该温度下的强度的耐火钢进行说明。
作为钢材的在600℃下的高温强度的强化机理，熟知有以下四种机理：(1)铁素体晶粒粒径的微细化；(2)利用固化相进行的分散强化；(3)利用微细析出物进行的析出强化；(4)利用合金元素进行的固溶强化。
(1)铁素体晶粒粒径的微细化：在晶粒内移动的位错，经由晶界(以下也称为晶粒边界)向邻接的晶粒移动，因此，晶界针对位错的移动起到抗力的作用。因此，当晶粒变得微细时，位错移动时越过晶界的频率变高，针对位错移动的抗力增加。通过该铁素体晶粒粒径的微细化来增加针对位错移动的抗力的强化方法，由于高温下的晶粒生长而效果降低。因此，对于耐火钢而言，很少单独使用铁素体晶粒粒径微细化的强化方法。
(2)利用硬质相进行的分散强化：硬质相，与软质相相比，晶粒内的位错难以移动，变形所需要的抗力较大。因此，在硬质相和软质相混合存在的显微组织(称为双相组织。)中，通过增加硬质相的体积分率，强度变高。例如，在由铁素体和珠光体构成的双相组织中，作为硬质相的珠光体的体积分率增加时，强度上升。但是，该方法存在由于硬质相而导致韧性容易降低的问题。
(3)利用微细析出物进行的析出强化：分布于滑移面上的析出物，针对晶粒内位错的移动起到抗力的作用。特别是微细的析出物，对高温下的强化有效，因此以往的耐火钢，利用该析出强化的情形较多。特别是在以往的耐火钢中，添加Mo生成微细的Mo碳化物，通过析出强化来提高高温强度(例如，参照日本特开平5-186847号公报、日本特开平7-300618号公报、日本特开平9-241789号公报、日本特开2005-272854号公报)。这些以往的耐火钢中，C含量为0.1％左右，不使Mo固溶而作为Mo碳化物析出。此外，也提出了一种利用Cu的微细析出来提高高温强度的钢材(例如，参照日本特开2002-115022号公报)。
但是，在析出强化中，已知有以下问题，即，通常母材的韧性降低，对于焊接时的焊接热影响区(Heat Affected Zone，称为HAZ。)，由于加热的影响而粗大化的析出物也导致韧性降低。
(4)由合金元素进行的固溶强化：固溶于钢中的合金元素(称为固溶合金元素。)，由于在其周围形成弹性应力场，因此犹如被位错拖曳，成为针对位错的移动的抗力。将该抗力称为拖曳抗力，其大小，受起因于固溶合金元素与钢、即溶质原子与溶剂原子的尺寸不同的错配、和溶质原子浓度和扩散系数等。另外，固溶合金元素以被位错拖曳的方式发生作用而产生拖曳抗力的效应，称为拖拽效应。
利用该拖拽效应的固溶强化，作为耐火钢的强化机理开始被研究。为了利用该固溶强化，必须降低碳、氮等来抑制碳化物、氮化物等析出物的生成。例如，在日本特开2006-249467号公报中，提出了一种有效利用Mo作为固溶合金元素的耐火钢材。该耐火钢材，含有Mo和B(硼)来提高淬硬性，另一方面，将Mn的上限限制在比通常的添加量低的0.5％，从而避免过剩的强度上升。
另外，利用固溶Nb的拖拽效应的耐火钢，也由日本特开平5-222484号公报、日本特开平10-176237号公报、日本特开2000-54061号公报、日本特开2000-248335号公报、日本特开2000-282167号公报等提出。但是，这些文献中的耐火钢，是以板厚薄的热轧钢板等为对象的，并不是考虑了厚钢板和H型钢等厚钢材所要求的、母材和焊接热影响区的韧性和焊接热影响区的高温延性的钢。因此存在以下问题：
a)为了抑制Nb的氮化物的析出而过剩地添加Ti，在厚钢材中生成粗大的Ti析出物，不能确保母材和焊接热影响区的韧性，
b)为了脱氧而过剩地添加Al，厚钢材存在由岛状马氏体引起的韧性降低的问题，
c)有时含有B(硼)，对于焊接热影响区的高温延性的降低、即再热脆化没有采取对策。
发明内容
为了将型钢和厚钢板等的厚钢材作为耐火钢材使用，对于母材、焊接热影响区的韧性、再热脆性等的各种特性要求严格的限制。但是，以往的利用了固溶强化的耐火钢材，并没有考虑到应用于这样的厚钢材。
另外，Mo的价格不稳定，近年来Mo的价格高涨成为问题。由此，大量添加Mo作为强化元素的耐火钢材开始失去价格竞争力。
因此，本发明者们对于使用Nb作为固溶元素的耐火钢材及其制造方法进行了深入研究。其结果发现，为了将有效使用Nb作为固溶强化元素的厚钢材作为耐火钢使用，存在以下的课题。
第一课题是韧性。当钢板的厚度为7mm以上、进而为12mm以上时，Ti、Al的添加量脱离规定范围时，韧性的降低变得显著。特别是，腹板厚为7mm以上、凸缘厚度为12mm以上的H型钢，不象钢板那样具有制造方法的自由度，因此韧性的问题极为重要。
第二课题是再热脆化。特别是在添加了B时，焊接热影响区由于B的析出物而脆化，高温延性降低这一再热脆化，对需要焊接的厚钢材而言较重要。另一方面，B是为了确保Nb的固溶量较有用的元素。这是因为，当添加容易偏析于晶界的B时，可抑制Nb在晶界处的偏析。
第三课题是确保高温强度。这是在根据第二课题不添加B的情况下，由于难以高效地得到Nb的拖拽效应而成为必要的课题。因此，用于确保固溶C量、提高高温强度的成分设计变得必要。
本发明者们，为了确保作为第一课题的韧性、确保作为第二课题的耐再热脆化特性、确保作为第三课题的高温强度而进行了研究。
首先，对于作为第一课题的韧性的提高，将Al的含量限制为0.005％以上且不到0.030％，而且，将Ti的含量限制为0.005％以上且不到0.040％，还使Ti和N(氮)的含量的比Ti/N为2～12的范围。
由此，夹杂物、析出物被微细化，可确保优异的韧性。韧性，特别是作为以H型钢为首的厚钢材的必要特性特别重要。
其次，作为第二课题的耐再热脆化特性，通过使B(硼)的含量在杂质水平来解决。B为提高淬硬性的元素，如图1(a)所示那样优先地偏析于晶界1，抑制铁素体相变，促进贝氏体相变。而且，还通过B的晶界偏析，可抑制Nb的晶界偏析，作为结果，Nb在铁素体中以固溶状态维持。因此，通常作为固溶强化元素有效利用Nb时，同时添加B来确保固溶量。
但是，偏析于晶界的B，当受到焊接热过程时，在焊接热影响区形成粗大的析出物。因此，由于火灾等而导致温度上升时，存在焊接热影响区的延性急剧降低、发生脆性破坏的问题。该所谓的再热脆化的问题，特别是对于厚钢板、H型钢而言极为重要。本发明者们明确了以下情况：对于需要焊接的厚钢材而言，为了实现利用Nb的固溶强化的耐火钢，必须不添加B而使高温强度提高。
进而，本发明者们对于作为固溶元素的Nb进行了详细的研究。其结果发现，在不含有B时，
x)如图1(b)所示，Nb偏析于晶界1，
y)当Nb的添加量达到规定量以上时，Nb的晶界偏析饱和，
z)偏析于晶界的Nb，抑制铁素体相变，并促进贝氏体相变，即，Nb与B同样地提高钢的淬硬性，获得提高强度的效果，为了确保固溶量，必须添加规定量以上。
基于这些见解，在本发明的不添加B的耐火钢材中，将Nb的添加量的下限确定为0.05％。另外发现，根据使用的原料，有时作为杂质含有不到0.0005％(5ppm)的B，但该程度的含量对耐再热脆化特性没有影响。
作为第三课题的高温强度，与第一课题和第二课题存在关系。在要求高的韧性和耐再热脆化特性的本发明的耐火钢材中，不能主动含有提高高温强度的析出元素、辅助固溶Nb的效果的B之类的元素。因此，为了确保高温强度，固溶Nb起到的作用极大。因此，使添加的Nb不以NbC之类的碳化物形式析出，而是使其固溶是极为重要的。
对于该课题，如上述那样，不仅规定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。本发明者们详细研究的结果发现，如果使C含量为0.03％以下，则可抑制Nb的碳化物的析出，Nb的拖拽效应增大，可实现大幅度的固溶强化。进而，本发明者们发现，为了最大限度发挥Nb的作为固溶强化元素的作用，使C-Nb/7.74的值为0.005以下是必要的。
另外，由固溶Nb的拖拽效应产生的强化，比在以往的耐火钢中添加的Mo效果更显著，通过更少量的合金添加，就可确保同等的高温强度。
本发明是基于以上见解完成的，可特别有效地应用于特别是作为耐火建材的存在需求的型钢和厚板等的厚钢材尤其是耐火H型钢，本发明是不含有Mo和B这两者，控制C、Nb、Ti含量的平衡、和作为脱氧元素的Si和Al的含量而得到的韧性、耐再热脆化特性和高温强度优异的耐火钢材及其制造方法。
另外，本发明提供：通过利用固溶Nb的拖拽效应提高高温强度，在热轧态下确保常温下的抗拉强度为400MPa以上、600℃下的屈服强度为常温下的屈服强度的50％以上这一优异的高温强度，并且，抑制韧性的降低，而且在焊接热影响区再次加热至高温时防止了脆化即所谓的再热脆化的、耐再热脆化特性优异的耐火钢材、特别是耐火H型钢及其制造方法，本发明的要旨如下。
(1)一种高温强度、韧性和耐再热脆化特性优异的耐火钢材，其特征在于，以质量％计，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％以上且不到0.040％、N：0.0001％以上且不到0.0050％、Al：0.005％～0.030％，P、S分别限制为P：0.03％以下、S：0.02％以下，且C、Nb、Ti、N的含量满足C-Nb/7.74≤0.005、2≤Ti/N≤12，其余量由Fe以及不可避免的杂质组成。
(2)根据上述(1)所述的高温强度、韧性和耐再热脆化特性优异的耐火钢材，其特征在于，耐火钢材具有由一体成形的凸缘和腹板构成的H形的截面形状，该凸缘的板厚为12mm以上，该腹板的板厚为7mm以上。
(3)根据上述(1)或(2)所述的高温强度、韧性和耐再热脆化特性优异的耐火钢材，其特征在于，以质量％计，还含有V：0.10％以下、Mo：不到0.10％中的一种或两种。
(4)根据上述(1)～(3)的任一项所述的高温强度、韧性和耐再热脆化特性优异的耐火钢材，其特征在于，以质量％计，还含有Zr：0.03％以下、Hf：0.010％以下中的一种或两种。
(5)根据上述(1)～(4)的任一项所述的高温强度、韧性和耐再热脆化特性优异的耐火钢材，其特征在于，以质量％计，还含有Cr：1.5％以下、Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下中的一种或两种以上。
(6)根据上述(1)～(5)的任一项所述的高温强度、韧性和耐再热脆化特性优异的耐火钢材，其特征在于，以质量％计，还含有Mg：0.005％以下、REM：0.01％以下、Ca：0.005％以下中的一种或两种以上。
(7)根据上述(1)～(6)的任一项所述的高温强度、韧性和耐再热脆化特性优异的耐火钢材，其特征在于，Nb和C的质量浓度积为0.0015以上。
(8)根据上述(1)～(7)的任一项所述的高温强度、韧性和耐再热脆化特性优异的耐火钢材，其特征在于，在600℃下的Ti-Nb系碳氮化物的平衡析出摩尔比率不到0.3％。
(9)一种高温强度、韧性和耐再热脆化特性优异的耐火钢材的制造方法，其特征在于，将具有上述(1)、(3)～(8)的任一项中所述的成分的钢坯加热至1100～1350℃，使在1000℃以下的累积压下率为30％以上来进行热轧。
(10)根据上述(9)所述的高温强度、韧性和耐再热脆化特性优异的耐火钢材的制造方法，其特征在于，经所述轧制后，将从800℃到500℃的温度范围以0.1～10℃/秒的平均冷却速度冷却。
(11)根据上述(2)所述的高温强度、韧性和耐再热脆化特性优异的耐火钢材的制造方法，其特征在于，将具有上述(1)、(3)～(8)的任一项中所述的成分的钢坯加热至1100～1350℃，利用万能式轧制设备组，使在1000℃以下的累积压下率为30％以上来进行热轧。
(12)根据上述(11)所述的高温强度、韧性和耐再热脆化特性优异的耐火钢材的制造方法，其特征在于，经所述轧制后，从外侧喷淋冷却凸缘，使凸缘的从800℃到500℃的温度范围的平均冷却速度为0.1～10℃/秒而进行冷却。
根据本发明，可不实施冷态加工和调质热处理而提供具有充分的常温强度和高温强度、且HAZ的韧性和耐再热脆化特性优异的耐火钢材，可谋求施工成本降低、和由工期缩短带来的大幅度的成本削减，提高大型建筑物的可靠性、确保安全性、经济性等产业上的效果极为显著。
特别是通过热轧而制造的H型钢，根据其形状可分为凸缘、腹板、拐角(fillet)的部位，相应于各自的形状，轧制温度过程和冷却速度不同，因此即使是同一成分，往往根据部位不同机械特性也较大地变化，但是由于本发明具有强度、韧性对轧制加工温度的依赖性和对冷却速度的依赖性比较小的成分系，因此可减轻H型钢的截面部位内的材质的偏差。另外，对于钢板，也能够减小由板厚引起的材质的变化。
附图说明
图1是用于说明Nb的拖拽效应的图，(a)是表示除了Nb以外还存在B的情况的图，(b)是表示只单独添加Nb的情况的图。
图2是表示C和Nb对钢材的高温强度造成的影响的图。
图3是表示N和Ti对钢材的韧性造成的影响的图。
图4是表示平衡析出量对钢材的再热脆化特性造成的影响的图。
图5是表示Nb和C的添加量的适当范围的图。
图6是表示Ti和N的添加量的适当范围的图。
图7是表示实施本发明法的装置配置例的一例的略图。
图8是表示H型钢的截面形状和力学试验片的制样位置的图。
具体实施方式
本发明者们以开发最大限度地有效利用固溶Nb的拖拽效应、且母材和焊接区的特性都没有问题的耐火性钢材、特别是耐火性厚钢材为目的，对于(1)C和Nb与钢材的高温强度的关系、(2)Ti和N与韧性的关系、(3)成分与再热脆化的关系进行了详细的研究。
本发明者们熔炼下述的钢，进行铸造，将得到的钢坯加热至1100～1350℃，使在1000℃以下的累积压下率为30％以上而制造了板厚为10～40mm的钢板，所述钢，以质量％计，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％以上且不到0.040％、N：0.0001％以上且不到0.0050％、Al：0.005％～0.030％，作为杂质的P和S的上限分别限制为P：0.03％以下、S：0.02％以下，其余量由Fe以及不可避免杂质组成。
从钢板上依据JIS Z 2201来制取拉伸试验片，依据JIS Z 2241进行室温下的拉伸试验，依据JIS G 0567进行在600℃下的拉伸试验。另外，关于屈服强度，在室温下的屈服强度不明显时，采用0.2％屈服强度，但在计算0.2％屈服强度时，使用JIS Z 2241的偏移法。另外，进行了依据JIS Z 2242的夏比冲击试验。将试验的结果按与成分的关系进行整理，示于图2和图3。
图2是表示C和Nb的含量(质量％)与高温强度的关系的图，对于高温强度，C-Nb/7.74为重要的指标。由图2可知，当C-Nb/7.74为0.005以下时，600℃下的0.2％屈服强度，对于常温下的抗拉强度为400MPa级的钢材以及为490MPa级的钢材而言，都超出了各自的目标值，可获得良好的高温强度。
图3是表示Ti和N的含量(质量％)与母材的夏比吸收能的关系的图，对于韧性，Ti/N为重要的指标。由图3可知，当Ti/N超过12时韧性降低，当Ti/N为2～12的范围时，母材的韧性良好。另外发现，当Ti/N不到2时，虽然韧性良好，但是强度降低。
进而，本发明者们使用图2和3所示的高温强度、HAZ的韧性均良好的试样进行模拟热循环试验后，制取直径10mm的试验片，加热至600℃进行拉伸试验，测定断面收缩率。另外，由C、Si、Mn、Nb、Ti、N、Al的含量，利用通用的平衡热力学计算软件Thermo-Calc(注册商标)，作为数据库使用TCFE2来计算600℃下的TiC、TiN、NbC、NbN(将这些物质总称为Ti-Nb系碳氮化物)的平衡析出量。
如图4所示那样，当含有C：0.001％～0.030％、Si：0.05％～0.50％、Mn：0.4％～2.0％、Nb：0.03％～0.50％、Ti：0.005％以上且不到0.040％、N：0.0001％以上且不到0.0050％、Al：0.005％～0.030％，且满足C-Nb/7.74≤0.005、2≤Ti/N≤12时，再热断面收缩率为30％以上，较良好，同时，如果600℃下的Ti-Nb系碳氮化物的平衡析出摩尔比率不到0.3％，则再热断面收缩率为40％以上，变得更良好。这样，作为本发明的耐火钢材的耐再热脆化特性提高的原因之一，可以考虑是由于C、N、Ti、Nb的添加量以及平衡的原因，使得600℃下的Ti-Nb系碳氮化物的析出被抑制在极低的水平。
如以上所述可知，在不含有B的本发明的耐火钢材中，当使C和Nb的关系以及Ti和N的关系最佳化时，可确保固溶Nb，可抑制碳化物和氮化物在焊接热影响区的晶界的析出，对再热脆化的防止极为有效。另外，通过在该成分系中，根据需要适当添加V、Mo、Zr、Hf、REM、Cr、Cu、Ni、Mg，可使特性进一步提高。
以下对于本发明的钢材的成分的限定理由进行说明。另外，元素的含量中的％表示质量％。
C：作为结构用钢材，为了获得必要的强度，必须添加0.001％以上的C。优选含有0.005％以上。但是，当含量超过0.030％时，Nb以作为碳化物的NbC的形式析出，有助于固溶强化的固溶Nb的量减少。因此，为了获得由固溶Nb的拖拽效应带来的强化效果，必须将C量的上限限制为0.030％。进而，为了切实获得由固溶Nb的拖拽效应带来的强化效果，上限优选为0.020％以下，为了防止生成粗大的碳化物、提高母材和焊接热影响区的韧性和耐再热脆化特性，上限进一步优选为0.015％以下。
Si：在本发明中，Si是非常重要的元素。本发明的厚钢板和型钢，与薄钢板不同，必须减少给韧性造成不良影响的Al的含量。因此，Si作为脱氧元素非常有用，而且，它也是使常温强度提高的强化元素。为了获得该效果，必须添加0.05％以上的Si，因此下限确定为0.05％。另一方面，Si的添加量超过0.50％时，会生成低融点的氧化物，使氧化皮剥离性恶化，因此上限确定为0.50％，进一步优选上限为0.20％。
Mn：为提高淬硬性的元素，为了确保母材的强度、韧性，必须添加0.4％以上，优选添加0.6％以上。在需要更高的母材强度时，进一步优选添加0.8％以上，最优选添加1.1％以上。另一方面，当Mn的添加量超过2.0％时，在连铸中制造钢坯时，中心偏析变得显著，在偏析部淬硬性过度上升而韧性恶化，因此上限确定为2.0％。
Nb：为了确保固溶Nb、有效利用Nb的拖拽效应，添加0.03％以上，优选添加0.05％以上。为了提高高温强度，进一步优选添加0.10％以上的Nb。在本发明中，固溶Nb极为重要，它提高淬硬性，从而提高常温强度，另外，由于位错的拖拽效应，而使变形抗力增加，从而在高温区也可确保强度。因此，最优选的Nb量的下限为超过0.20％，由此可确保Nb的固溶量，最大限度地发挥拖拽效应和淬硬性提高的效果，可显著提高常温和高温下的强度。另一方面，当添加超过0.50％的Nb时，相对于效果，在经济上是不利的，因此上限确定为0.50％。
另外，Nb是强力的碳化物形成元素，与过剩的C形成NbC而析出，因此为了确保固溶Nb，必须考虑与C添加量的平衡。为了确保固溶Nb、获得由拖拽效应带来的充分的高温强度，必须满足C-Nb/7.74≤0.005。另外，C、Nb分别为C、Nb的含量，单位为质量％。
为了确保更高的高温强度，优选C-Nb/7.74为Nb稍微过剩的不到0.000的负值。下限没有特别规定，但根据C的下限值和Nb的上限值求出的、C-Nb/7.74的下限值为-0.064。
整理以上内容，将Nb和C的添加量以及平衡的适当范围示于图5。图中的实线(a)意指：为了确保强度，使C含量的下限为0.001％以上；实线(b)意指：为了确保韧性，使C含量的上限为0.030％以下；实线(c)意指：为了确保高温强度，使Nb量的下限为0.03％以上；实线(d)意指：从合金成本的观点出发，使Nb含量的上限为0.50％以下。另外，图中的实线(e)意指：为了确保固溶Nb并提高高温强度，使C含量和Nb含量的关系为Nb≥7.74×(C-0.005)。
另外，以质量％表示的Nb和C的含量之积，即Nb和C的质量浓度积，成为固溶Nb量的指标，因此为了进一步提高高温强度，根据需要进行限定。Nb和C的质量浓度积优选为0.0015以上。上限没有规定，但由本发明的钢的Nb和C的含量的上限值求出的、Nb和C的质量浓度积的上限值为0.015。
Al：是用于钢液脱氧的元素，为了避免脱氧不充分、充分获得室温和高温下的钢的强度，必须添加0.005％以上。为了控制脱氧后的溶解氧浓度，使Ti有效地作用于固溶N量的降低，优选添加0.010％以上的Al。另一方面，特别是型钢或厚板的情况下，当含有超过0.030％的Al时，会形成岛状马氏体而母材的韧性恶化，并且，也给焊接区的高温强度带来不良影响，因此上限确定为0.030％以下。在要求母材的韧性进一步提高、焊接热影响区的耐再热脆化特性进一步改善时，优选限制为不到0.030％，进一步优选限制为0.025％以下。
Ti：是生成碳化物和氮化物的元素，特别是在高温下容易形成TiN。由此，能够抑制NbN的析出，因此添加Ti对于确保固溶Nb来说是极为有效的。另外，在本发明的钢材中，由于Ti形成在直到1300℃的温度区中较稳定的TiN，抑制偏析于HAZ的晶界而析出的NbN的粗大化，有助于提高韧性。为了获得该效果，添加0.005％以上的Ti是必要的。另一方面，Ti的含量为0.040％以上时，会生成粗大的TiN，损害母材的韧性，因此使上限为不到0.040％。进而，在要求母材韧性时，优选上限为0.030％以下，最优选上限为0.020％以下。
N：是形成氮化物的元素，为了抑制固溶Nb的减少，使上限为不到0.0050％。优选N的含量为极力低的浓度，但难以使其不到0.0001％。另外，从确保韧性的观点出发，优选上限为0.0045％以下。
另外，为了抑制粗大的NbN、TiN的析出，确保韧性，Ti与N的平衡极为重要，必须使Ti/N为12以下，优选为10以下。另外，Ti、N分别为Ti、N的含量，单位为质量％。
另一方面，为了充分获得由TiN生成带来的抑制NbN生成的效果、确保高温强度，使Ti/N为2以上是必要的，优选为3以上。
整理以上内容，将Ti和N的添加量以及平衡的适当范围示于图6。图中的实线(f)意指：为了确保高温强度、即通过TiN的析出确保固溶Nb量，使Ti量的下限为0.005％以上；实线(g)意指：为了确保韧性、即防止粗大的TiN的析出，使Ti量的上限为不到0.04％；实线(h)意指：为了确保高温强度、即抑制NbN的析出、确保固溶Nb量，使N量的上限为不到0.0050％。另外，实线(i)意指：为了确保高温强度、即通过TiN的析出确保固溶Nb量，使Ti/N的下限为2以上；实线(j)意指：为了确保韧性、即防止TiN的粗大化，使Ti/N的上限为12以下。
另外，本发明的钢材由于满足不含有B，降低C、N，添加适当量的Nb、Ti这一成分限定，因此耐再热脆化特性良好。而且，耐再热脆化特性提高的直接要因，可以认为是在加热至高温时，抑制了含有Nb、Ti的碳化物、氮化物的析出。因此，优选在600℃下的Ti-Nb系碳氮化物的平衡析出摩尔比率不到0.3％。
600℃下的Ti-Nb系碳氮化物的平衡析出摩尔比率，是将钢材在600℃下加热，使用非水溶剂电解试样使得钢中的析出物残留，过滤电解液而得到的残渣，通过X线衍射法进行定量分析，进而通过定量分析可求得。但是，使Ti-Nb系碳氮化物的析出成为平衡状态，需要长时间的热处理，测定繁杂，因此难以针对全部的事例实施。
因此，也可以通过热力学平衡计算来求出平衡析出摩尔比率。例如，可使用通用的热力学平衡计算软件Thermo-Calc(注册商标)、数据库TCFE2，根据C、Si、Mn、Nb、Ti、N、Al的含量来计算。另外，在含有选择元素V、Mo、Zr、Hf、Cr、Cu、Ni、Mg时，优选也输入它们的含量。另外，本发明者们确认，即使使用上述以外的软件、数据库也可通过热力学平衡计算得到同样的结果。
P和S为杂质，下限越低越好因此没有特别限定，但P和S的含量分别为超过0.03％以及超过0.02％时，会产生由凝固偏析导致的焊接裂纹以及韧性的降低。因此，P和S的含量的上限分别确定为0.03％和0.02％。
接着，对于选择性地添加的成分进行说明。
V和Mo，与Nb、Ti同样是生成碳化物、氮化物的元素，但在C和N的含量低时，以Nb和Ti为主成分生成碳化物、氮化物。因此，V和Mo无助于利用碳化物、氮化物进行的析出强化，但通过固溶于铁素体中而有助于强化。
V：为了充分体现固溶强化的效果，优选添加0.01％以上，进一步优选添加0.05％以上。另一方面，即使超过0.10％而过剩地添加V，效果也饱和，还损害经济性，因此优选V的上限为0.10％。
Mo：是不仅有固溶强化的效果，而且通过提高淬硬性也有助于组织强化的有用元素。但是，在本发明中，作为强化元素添加时，为了不较大地损害经济性，上限优选为不到0.10％。
Zr：是与Ti相比可生成在高温下稳定的氮化物的元素，有助于降低钢中的固溶N，因此通过进一步添加Zr，与单独添加Ti时相比可确保固溶Nb更多。为了获得该效果，优选添加0.001％以上的Zr。为了获得抑制NbN的析出、提高高温强度和改善再热脆化特性的效果，进一步优选添加0.010％以上的Zr。另一方面，含有超过0.030％的Zr时，会在铸造前的钢液中生成粗大的ZrN，损害韧性，因此优选上限为0.030％。
Hf：具有与Ti同样的效果，但为了得到效果，优选添加0.001％以上。另一方面，添加超过0.010％的Hf时，有时会降低韧性，因此优选上限为0.010％。
Cr：是提高淬硬性、有助于母材强化的元素，为了获得该效果，优选添加0.1％以上。另一方面，过剩地添加Cr时，有时损害韧性，因此优选上限为1.5％。进一步优选的Cr含量的上限为1.0％以下。
Cu：是与Cr同样地有助于母材强化的元素，优选添加0.1％以上。另一方面，过剩地添加Cu时，有时损害韧性，因此优选上限为1.0％。
Ni：是通过提高淬硬性而有助于母材强化的元素，即使过剩地添加，给特性造成的不良影响也小。为了有效获得母材的强化效果，优选添加0.1％以上的Ni。另一方面，Ni含量的上限，从经济性的观点出发，优选为1.0％以下。
Mg：是强力的脱氧元素，并且生成高温下稳定的Mg系氧化物，即使焊接时加热至高温的情况下，也不固溶于钢中，具有钉扎(pinning)晶界的功能。由此，将HAZ的组织微细化，抑制韧性的降低。为了获得该效果，优选添加0.0005％以上的Mg。但是，添加超过0.0050％的Mg时，Mg系氧化物粗大化，无助于抑制晶粒生长的钉扎，有时由于粗大的氧化物而损害韧性，因此优选上限为0.0050％。
REM(稀土类元素)：在钢中进行氧化和硫化反应，生成氧化物和硫化物。这些氧化物和硫化物在高温下稳定，即使焊接时加热至高温的情况下，也不固溶于钢中，具有钉扎晶界的功能。利用该功能，可将HAZ的组织微细化，抑制韧性的降低。为了获得该效果，所有的稀土类元素的合计含量优选为0.001％以上。另一方面，添加超过0.010％的REM时，氧化物、硫化物的体积分率变高，有时降低韧性，因此优选上限为0.010％。
Ca：通过添加少量，呈现抑制在热轧中硫化物沿轧制方向延伸的效果。由此，韧性提高，特别有助于改善板厚方向的夏比冲击值。为了获得该效果，优选添加0.001％以上的Ca。另一方面，超过0.005％地添加Ca时，氧化物、硫化物的体积分率变高、降低韧性，因此优选上限为0.005％。
本发明作为对象的低碳钢的金属组织，已知根据冷却速度等，主要产生多边形铁素体组织、块状铁素体组织、贝氏体组织。这些组织中，块状铁素体组织和贝氏体组织，由于Nb的固溶强化有效地作用，因此可提高强度。因此，本发明的钢的优选的金属组织为块状铁素体组织、贝氏体组织的一方或两方的混合组织。
块状铁素体组织，是在冷却过程中奥氏体组织扩散相变成同一组成的铁素体组织的组织，相变前后的组成相同。因此，没有碳原子的扩散，铁原子的自扩散(晶格的再排列)成为相变的律速阶段。因此，块状铁素体组织，由于原子的移动距离短，以较快的相变速度生成，因此晶粒粒径比多边形铁素体组织大，位错密度高，因而是适于固溶强化的组织。这是作为本发明的钢的组织，不优选多边形铁素体组织，而是优选块状铁素体组织的理由。另外，由于作为Nb的碳化物的NbC、作为Nb的氮化物的NbN，成为多边形铁素体组织的生成核，因此低C化和低N化不仅确保固溶Nb，而且对于抑制多边形铁素体组织生成也有效。
关于这些金属组织的识别，对于晶粒内生成碳化物的贝氏体组织，通过光学显微镜可判别为块状铁素体组织、多边形铁素体组织。另一方面，虽然块状铁素体组织，其晶粒粒径与多边形铁素体组织不同，但是在利用光学显微镜进行组织观察时，难以判别。为了明确区别块状铁素体组织和多边形铁素体组织，必须通过透射型电子显微镜进行观察。
另外，本发明的钢的金属组织，除了块状铁素体组织、贝氏体组织、多边形铁素体组织以外，有时产生少量的马氏体组织、残余奥氏体组织、珠光体组织。即，并不排除这些通常可混入的组织的存在。
通过提高钢的淬硬性，可促进块状铁素体组织、贝氏体组织的生成。因此，作为淬硬性指标的Ceq优选为0.05以上。另外，Ceq过高时，有时强度上升而损害韧性，因此进一步优选上限为0.60以下。
Ceq＝C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14
式中的C、Si、Mn、Ni、Cr、Mo、V为各个元素的含量[质量％]。
本发明的耐火钢材是如以上那样构成的，特别是对于板厚10mm以上的厚钢板、腹板厚为7mm以上的H型钢很有效，其中，对于凸缘厚度为12mm以上的H型钢特别有效。这样的钢材，进行焊接容易引起HAZ的再热脆化，但在本发明中，如上述的那样不含有B，降低了C、N，添加了适当量的Nb、Ti，因此不仅可确保高温强度，而且焊接时可抑制碳化物、氮化物在HAZ的晶界的析出，防止再热脆化。
H型钢是代表性的建筑结构构件，是截面形状为由两侧的凸缘、和其之间的腹板构成的H形的钢材。特别是当凸缘的板厚为12mm以上、腹板的板厚为7mm以上时，作为耐火H型钢使用时，要求具有非常优异的韧性和焊接热影响区的高温延性。因此，本发明的耐火钢材，作为这样的H型钢使用时，能够发挥最大的效果。
接着，对于制造方法进行说明。
熔炼具有上述成分的钢，进行铸造，制成钢坯。从生产率的观点出发，优选连铸。得到的钢坯，通过热轧，成形为钢板或型钢，进行冷却。另外，本发明作为对象的钢材，包括经轧制的钢板、H型钢、I型钢、角钢、槽钢、不等边不等厚角钢等的型钢。其中，在要求耐火性和耐再热脆化特性的建材中，特别优选H型钢。
通过热轧来制造钢材时，为了使塑性变形容易，使Nb充分固溶，需使钢坯的加热温度的下限为1100℃。钢坯的加热温度的上限，考虑到加热炉的性能和经济性，确定为1350℃。为了将钢的微组织微细化，钢坯的加热温度的上限优选为1300℃以下。
在热轧中，优选在1000℃以下的累积压下率为30％以上。由此，促进热加工下的再结晶，将晶粒细化，可提高钢材的韧性和强度。另外，通过在钢的组织为奥氏体单相的温度范围(称为γ单相区。)完成热轧，或在通过相变而生成的铁素体的体积分率较低的状态下完成热轧，可避免屈服强度的显著上升、韧性的降低以及韧性的各向异性的发生等的机械特性的降低。因此，优选热轧的结束温度为800℃以上。
进而，在热轧后，优选将800～500℃的温度范围以0.1～10℃/秒的平均冷却速度进行控制冷却。通过该加速冷却，钢材的强度和韧性进一步提高。为了获得该效果，优选加速冷却的平均冷却速度为0.1℃/秒以上。另一方面，当为超过10℃/秒的平均冷却速度时，贝氏体组织、马氏体组织的组织分率提高，有时韧性降低，因此优选上限为10℃/秒。
在制造H型钢时，利用图7例示的万能式轧制设备组实施热轧。万能式轧制设备组，例如包括加热炉2、粗轧机3、中间轧机4、精轧机5。为了控制钢材的机械特性，进行加速冷却，因此优选在中间热轧机4的前后、精轧机5的出料侧设置凸缘水冷装置6。
在利用该万能式轧制设备组实施热轧时，为了使塑性变形容易、使Nb充分固溶，需使钢坯的加热温度为1100℃以上。另一方面，加热温度的上限，从加热炉的性能、经济性出发，优选为1350℃以下，为了将钢的显微组织微细化，进一步优选为1300℃以下。
在热轧时，为了将晶粒细化、提高韧性和强度，优选在1000℃下的累积压下率为30％以上。在H型钢的场合，累积压下率以凸缘的板厚变化来代表。即，轧制前的凸缘的板厚与轧制后的凸缘的板厚之差除以轧制前的凸缘的板厚而得到的值为各轧制道次的压下率，以百分率表示。累积压下率为各轧制道次的压下率的合计。
另外，为了避免屈服强度的显著上升、韧性的降低和韧性的各向异性发生等的机械特性的降低，优选在γ单相区结束热轧，或在通过相变而生成的铁素体的体积分率较小的状态下结束热轧。因此，热轧的结束温度的优选下限为800℃。另外，为了将晶粒粒径微细化，优选如上述那样在中间轧机的前后设置水冷装置、在热轧的中途实施加速冷却。
进而，在热轧后优选使凸缘的从800℃到500℃的温度范围的平均冷却速度为0.1～10℃/秒来进行冷却。通过平均冷却速度为0.1℃/秒以上的加速冷却，可生成块状铁素体组织和贝氏体组织，使Nb的固溶强化有效地作用。另一方面，为了抑制贝氏体组织或马氏体组织的生成，防止由于强度的过度上升而引起韧性降低，优选上限为10℃/秒。特别是由于凸缘是板厚较厚、要求韧性和耐再热脆化特性的部位，因此优选在精轧机的出料侧设置凸缘水冷装置，在轧制后从外侧喷淋冷却凸缘，进行上述的加速冷却。
以下，使用实施例对于本发明的实施可能性和效果进一步进行说明。
实施例
(实施例1)
在转炉中熔炼包含表1所示的成分的钢，添加合金后，通过连铸制成250～300mm厚的钢坯(铸坯)。利用图7所示的万能式轧制设备组，将得到的钢坯在表2、3所示的条件下进行热轧，制成图8所示的具有由腹板7和一对凸缘8构成的H形的截面形状的H型钢。另外，H型钢的腹板高为150～900mm，凸缘宽度为150～400mm。
如图7所示，钢坯在加热炉2中进行加热，从加热炉中取出后，利用粗轧机3、中间轧机4、精轧机5进行轧制。在中间轧机4的前后设置凸缘水冷装置6，反复实施凸缘外侧面的喷淋冷却和反向轧制，进行轧制道次间的水冷。进而，使用设置于精轧机5的出料侧的凸缘水冷装置6，在轧制结束后喷淋冷却凸缘外侧面，进行轧制后的加速冷却。
如图8所示，从H型钢的凸缘8的板厚t2的中心部(1/2t2)且凸缘宽度全长(B)的1/4(称为凸缘。)、凸缘8的板厚t2的中心部(1/2t2)且凸缘宽度全长(B)的1/2(称为拐角部。)、腹板7的板厚t1的中心部(1/2t1)且腹板高度全长(H)的1/2(称为腹板。)的各个部位，依据JIS Z 2201制取拉伸试验片。常温的拉伸试验依据JIS Z 2241进行，600℃下的0.2％屈服强度的测定依据JIS G 0567进行。
另外，求出了这些部位的特性的是各个部位为H型钢截面的代表性部位，原因是判断为能够显示H型钢的平均的机械特性和截面内的偏差。夏比冲击试验，从拐角部制取试片，依据JIS Z 2242进行。
另外，HAZ的再热脆化，不是实际进行焊接来评价HAZ区的特性，而是采用对试样施加与焊接同等的热循环的模拟试验来进行评价。具体地说，从H型钢的凸缘1/4F部制取直径10mm的圆棒的试验片，以升温速度10℃/秒加热至1400℃保持1秒，使从800℃到500℃的冷却速度为15℃/秒而进行冷却，使升温速度为1℃/秒而加热至600℃，保持600秒后，以0.5MPa/秒的增加速度施加拉伸应力，采用断裂部的断面收缩率、即模拟HAZ再热脆化断面收缩率进行评价。
结果示于表2，3。制造No.1～17为本发明例，制造No.1、2、6～10、13、16、17的H型钢，目标的常温屈服点范围为JIS标准的400MPa级的下限值以上，制造No.3～5、11、12、14、15的H型钢，目标的常温屈服点范围为JIS标准的490MPa级的下限值以上。另外，制造No.1～17的H型钢，屈服比(YP/TS)也满足0.8以下的低YR值。此外，关于600℃下的屈服强度，在常温下的抗拉强度为400MPa级的情况下，为157MPa以上，在常温下的抗拉强度为490MPa级的情况下，为217MPa以上，夏比吸收能满足作为基准值的100J以上，并充分满足作为耐再热脆化特性的评价基准的模拟HAZ区再热断面收缩率30％以上。另一方面，作为比较例的制造No.18～25，表1中的由下划线表示的添加成分脱离了本发明规定的范围，因此如表3中下划线所示，不能得到必要的特性。
Figure A200780032737D00231
表2(表2之一)
Figure A200780032737D00241
表3(表2之二)
Figure A200780032737D00251
(实施例2)
将包含表1的钢No.A、C、F、K所示的成分、且与实施例1同样地为250～300mm厚的钢坯，在表4所示的条件下进行热轧，制成厚钢板。从厚钢板的板厚的中央部制取试验片，在与实施例1同样的条件下测定常温的拉伸特性、600℃下的0.2％屈服强度、夏比吸收能和模拟HAZ再热脆化断面收缩率。
将结果示于表4。制造No.26、28的厚钢板，目标的常温屈服点范围为JIS标准的400MPa级的下限值以上，制造No.27、29的厚钢板，目标的常温屈服点范围为JIS标准的490MPa级的下限值以上。另外，它们的屈服比(YP/TS)也满足0.8以下的低YR值。而且，对于600℃下的屈服强度，在常温下的抗拉强度为400MPa级的情况下，为157MPa以上，在常温下的抗拉强度为490MPa级的情况下，为217MPa以上，夏比吸收能满足作为基准值的100J以上，充分满足作为耐再热脆化特性的评价基准的模拟HAZ区再热断面收缩率30％以上。
Figure A200780032737D00271
(实施例3)
将包含表1的钢No.A、D、J所示的成分、且与实施例1同样地为250～300mm厚的钢坯，在表5所示的条件下，改变1000℃以下的累积压下率进行热轧，制造出H型钢。其他的轧制条件，与实施例1同样。另外，与实施例1同样地操作，评价常温的拉伸特性、600℃下的0.2％屈服强度、夏比吸收能和模拟HAZ再热脆化断面收缩率。
将结果示于表5。制造No.30、31、36、37的H型钢，目标的常温屈服点范围为JIS标准的400MPa级的下限值以上，制造No.33、34的H型钢，目标的常温屈服点范围为JIS标准的490MPa级的下限值以上。另外，它们的屈服比(YP/TS)也满足0.8以下的低YR值。而且，对于600℃下的屈服强度，在常温下的抗拉强度为400MPa级的情况下为157MPa以上，在常温下的抗拉强度为490MPa级的情况下为217MPa以上，夏比吸收能满足作为基准值的100J以上，充分满足作为耐再热脆化特性的评价基准的模拟HAZ区再热断面收缩率30％以上。
另一方面，制造No.32、35、38的H型钢，1000℃以下的累积压下率不到30％，因此晶粒粒径的微细化不充分，各自在常温下的抗拉强度、在600℃下的0.2％屈服强度、在常温下的屈服强度如下划线所示降低少许。
表5
Figure A200780032737D00291
(实施例4)
将包含表1的钢No.E、J表示的成分、且与实施例1同样地为250～300mm厚的钢坯，在表6所示的条件下进行热轧后，进行加速冷却，改变从800℃到500℃的冷却速度，制造出H型钢。轧制后的加速冷却，是采用图7所示的精轧机轧制结束后，利用设置于该精轧机出料侧的冷却装置将凸缘外侧面水冷来进行。其他的轧制条件与实施例1同样。另外，与实施例1同样地操作，评价常温的拉伸特性、600℃下的0.2％屈服强度、夏比吸收能和模拟HAZ再热脆化断面收缩率。
将结果示于表6。制造No.42、43的H型钢，目标的常温屈服点范围为JIS标准的400MPa级的下限值以上，制造No.39、40的H型钢，目标的常温屈服点范围为JIS标准的490MPa级的下限值以上。另外，它们的屈服比(YP/TS)也满足0.8以下的低YR值。而且，对于600℃下的屈服强度，在常温下的抗拉强度为400MPa级的情况下为157MPa以上，在常温下的抗拉强度为490MPa级的情况下为217MPa以上，夏比吸收能满足作为基准值的100J以上，充分满足作为耐再热脆化特性的评价基准的模拟HAZ区再热断面收缩率30％以上。
另一方面，制造No.41、44的H型钢，从800℃到500℃的冷却速度不到0.1℃/秒，因此位错回复，NbC析出，因此在600℃下的0.2％屈服强度如下划线所示降低少许。
Figure A200780032737D00311
(实施例5)
与实施例1同样地操作，将包含表7的钢No.AA～AD所示的成分的250～300mm厚的钢坯，在表8所示的条件下热轧，制造出H型钢。另外，与实施例1同样地操作，评价常温的拉伸特性、600℃下的0.2％屈服强度、夏比吸收能和模拟HAZ再热脆化断面收缩率。
将结果示于表8。制造No.45是使用与表1的钢No.C相比增加了Al含量的表7的钢No.AA的本发明例。另外，制造No.48是使用与表7的钢No.AA相比增加了Al含量的钢No.AD的比较例。比较表2的制造No.3、表8的制造No.45和48可知，由于Al量的增加而导致韧性降低，当Al量超过0.030％时，比作为基准值100J低。
另外，表8的制造No.46是选择性地添加REM和Ca的本发明例，常温的屈服点范围为JIS标准的400MPa级的下限值以上，600℃下的屈服强度也为157MPa以上，满足目标值。制造No.47是选择性地添加Cr的本发明例，常温的屈服点范围为JIS标准的490MPa级的下限值以上，600℃下的屈服强度也为217MPa以上，满足目标值。另外，制造No.46和47，任何一个的屈服比(YP/TS)都为0.8以下，夏比吸收能满足作为基准值的100J以上，模拟HAZ区再热断面收缩率也为30％以上。
产业上的可利用性
根据本发明，不实施冷加工和调质热处理即可提供具有充分的常温强度和高温强度、HAz的韧性和耐再热脆化特性优异的耐火钢材，通过将本发明的耐火钢材用于建筑物的结构构件等，可实现施工成本降低、和由工期缩短带来的大幅度的成本削减，可提高大型建筑物的可靠性、确保安全性、提高经济性等。
本发明中表示数值范围的“以上”和“以下”均包括本数。

Claims (12)

1.一种高温强度、韧性和耐再热脆化特性优异的耐火钢材，其特征在于，以质量％计，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％以上且不到0.040％、N：0.0001％以上且不到0.0050％、Al：0.005％～0.030％，P、S分别限制为P：0.03％以下、S：0.02％以下，且C、Nb、Ti、N的含量满足C-Nb/7.74≤0.005、2≤Ti/N≤12，其余量由Fe以及不可避免的杂质组成。
2.根据权利要求1所述的高温强度、韧性和耐再热脆化特性优异的耐火钢材，其特征在于，耐火钢材具有由一体成形的凸缘和腹板构成的H形的截面形状，该凸缘的板厚为12mm以上，该腹板的板厚为7mm以上。
3.根据权利要求1或2所述的高温强度、韧性和耐再热脆化特性优异的耐火钢材，其特征在于，以质量％计，还含有V：0.10％以下、Mo：不到0.10％中的一种或两种。
4.根据权利要求1～3的任一项所述的高温强度、韧性和耐再热脆化特性优异的耐火钢材，其特征在于，以质量％计，还含有Zr：0.03％以下、Hf：0.010％以下中的一种或两种。
5.根据权利要求1～4的任一项所述的高温强度、韧性和耐再热脆化特性优异的耐火钢材，其特征在于，以质量％计，还含有Cr：1.5％以下、Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下中的一种或两种以上。
6.根据权利要求1～5的任一项所述的高温强度、韧性和耐再热脆化特性优异的耐火钢材，其特征在于，以质量％计，还含有Mg：0.005％以下、REM：0.01％以下、Ca：0.005％以下中的一种或两种以上。
7.根据权利要求1～6的任一项所述的高温强度、韧性和耐再热脆化特性优异的耐火钢材，其特征在于，Nb和C的质量浓度积为0.0015以上。
8.根据权利要求1～7的任一项所述的高温强度、韧性和耐再热脆化特性优异的耐火钢材，其特征在于，在600℃下的Ti-Nb系碳氮化物的平衡析出摩尔比率不到0.3％。
9.一种高温强度、韧性和耐再热脆化特性优异的耐火钢材的制造方法，其特征在于，将具有权利要求1、3～8的任一项中所述的成分的钢坯加热至1100～1350℃，使在1000℃以下的累积压下率为30％以上来进行热轧。
10.根据权利要求9所述的高温强度、韧性和耐再热脆化特性优异的耐火钢材的制造方法，其特征在于，经所述轧制后，将从800℃到500℃的温度范围以0.1～10℃/秒的平均冷却速度冷却。
11.根据权利要求2所述的高温强度、韧性和耐再热脆化特性优异的耐火钢材的制造方法，其特征在于，将具有权利要求1、3～8的任一项中所述的成分的钢坯加热至1100～1350℃，利用万能式轧制设备组，使在1000℃以下的累积压下率为30％以上来进行热轧。
12.根据权利要求11所述的高温强度、韧性和耐再热脆化特性优异的耐火钢材的制造方法，其特征在于，经所述轧制后，从外侧喷淋冷却凸缘，使凸缘的从800℃到500℃的温度范围的平均冷却速度为0.1～10℃/秒而进行冷却。
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