JP2013224460A - 耐火鋼材及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】合金元素を多量に添加することなく、鋼材の高温強度を向上させ、ＨＡＺの耐再熱脆化性及び靭性に優れた耐火鋼材、並びにその製造方法を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．００１〜０．０３０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｎ：０．００１０〜０．０１００％を含有し、更に、Ｐ、Ｓ、Ｏの各々の含有量を制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、金属組織が、面積率で５０％以上の擬ポリゴナルフェライト及び面積率で４０％以下のポリゴナルフェライトを含み、これらの合計が９０％以上である耐火鋼材。８００〜１０００℃の温度範囲での圧下比を２０％以上として熱間圧延を行い、６２０℃以下の温度域まで加速冷却する製造方法を採用する。
【選択図】なし
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．００１〜０．０３０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｎ：０．００１０〜０．０１００％を含有し、更に、Ｐ、Ｓ、Ｏの各々の含有量を制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、金属組織が、面積率で５０％以上の擬ポリゴナルフェライト及び面積率で４０％以下のポリゴナルフェライトを含み、これらの合計が９０％以上である耐火鋼材。８００〜１０００℃の温度範囲での圧下比を２０％以上として熱間圧延を行い、６２０℃以下の温度域まで加速冷却する製造方法を採用する。
【選択図】なし
Description
本発明は、建築物等の鋼構造物に好適な、耐火鋼材及びその製造方法に関する。
建築物等の鋼構造物には、火災に曝された際、倒壊を防ぎ、居住する人員の脱出を可能とするために、一定時間、必要とする強度を発揮することが求められる。一般に、鋼材は高温に曝されると強度が低下するため、従来は、鋼材を耐火被覆で覆い、火災時の鋼材の温度上昇を抑制する手法が採られてきた。しかし、昭和６２年３月の新耐火設計法の制定に伴い、耐火被覆を簡略化又は削減するために、６００℃における高温強度が高い鋼材が使用されるようになった。
従来の高温強度を備える鋼材、いわゆる耐火鋼材は、析出強化によって高温強度を上昇させるＭｏを積極的に添加したものであった。しかし、Ｍｏは価格が変動し易く、高騰した際にはコストが増加するため、必ずしもＭｏ添加に頼らない合金設計に基づく技術が提案されている（例えば、特許文献１、参照）。また、合金成分の添加に依らずに、高温強度を上昇させる方法としては、鋼材の製造時に加速冷却を用いる方法が提案されている（例えば、特許文献２、参照）。
更に、鋼構造物が火災に曝された際、溶接継手の溶接熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ：以下、ＨＡＺと称することがある）が変形に追随できずに破断する例がある。ＨＡＺが高温に曝された際の変形能の劣化（以下、ＨＡＺの再熱脆化と称することがある）は、特に、ＭｏやＢを添加した鋼では顕著になる場合がある。そのため、Ｎｂの固溶強化によって高温強度を高め、Ｍｏ、Ｂの添加を抑制した鋼が提案されている（例えば、特許文献３、４、参照）。また、ＨＡＺの再熱脆化の抑制のためにＣｒを添加した耐火鋼材が提案されている（例えば、特許文献５）。
近年、建築物は、大規模化し、高層化しつつあり、溶接構造物の大型化に伴い、鋼材の厚みが増加し、また、溶接の効率を高めるために、大入熱溶接の採用が増加している。大入熱溶接では、溶接時のＨＡＺの温度が上昇し、冷却速度が低下するため、旧オーステナイト（以下、旧γと称することがある）の粒径の粗大化や、ＨＡＺの旧γ粒界への炭化物などの析出が促進される。特に、高温強度を高めるためにＭｏ、Ｂなどを添加した場合、ＨＡＺに炭窒化物が生じて、ＨＡＺの再熱脆化や靭性の低下が顕著になる。
本発明は、このような実情に鑑みてなされたものであり、合金元素を多量に添加することなく、鋼材の高温強度を向上させ、大入熱の溶接が施された場合であっても、ＨＡＺの耐再熱脆化性及び靭性に優れた耐火鋼材、並びにその製造方法の提供を課題とするものである。
本発明者らは、従来、高温強度を確保するために積極的に用いられたＭｏ、Ｂを添加せず、大入熱ＨＡＺの再熱脆化を防ぎ、靭性を確保し、かつ高温強度を確保するための化学成分と製造条件について検討を重ねた。その結果、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｎの含有量の制限及び加速冷却条件の最適化により、室温での引張り強さが４００〜５１０ＭＰａで、高温強度が１５７ＭＰａ以上の耐火鋼材を安定的に製造できることを見出した。また、Ｍｏ、Ｂを添加せず、Ｃ量を低く抑えることにより、極めて高い水準の耐再熱脆化性を実現している。
本発明の要旨は、以下のとおりである。
（１） 質量％で、
Ｃ ：０．００１〜０．０３０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ａｌ：０．００５〜０．１００％、
Ｎ ：０．００１０〜０．０１００％
を含有し、更に、Ｐ、Ｓ、Ｏの各々の含有量を、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．０２０％以下、
Ｏ ：０．０１０％以下
に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
金属組織が、面積率で５０％以上の擬ポリゴナルフェライト及び面積率で４０％以下のポリゴナルフェライトを含み、前記擬ポリゴナルフェライトの面積率と前記ポリゴナルフェライトの面積率の合計が９０％以上であることを特徴とする耐火鋼材。
（２） 更に、質量％で、
Ｎｂ：０．０３０％以下、
Ｖ ：０．３０％以下、
Ｚｒ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｗ ：０．５０％以下、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下
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）に記載の耐火鋼材。
（３） 更に、質量％で、
Ｍｇ：０．００５％以下、
Ｃａ：０．００５％以下、
Ｙ ：０．０５０％以下、
Ｌａ：０．０５０％以下、
Ｃｅ：０．０５０％以下
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）に記載の耐火鋼材。
（４） 上記（１）〜（３）の何れか１項に記載の鋼成分を有する鋼片を、１０００〜１３００℃の温度に加熱した後、８００〜１０００℃の温度範囲での圧下比を２０％以上として熱間圧延を行い、８００℃以上で熱間圧延を終了し、その後、６２０℃以下の温度域まで加速冷却することを特徴とする耐火鋼材の製造方法。
（１） 質量％で、
Ｃ ：０．００１〜０．０３０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ａｌ：０．００５〜０．１００％、
Ｎ ：０．００１０〜０．０１００％
を含有し、更に、Ｐ、Ｓ、Ｏの各々の含有量を、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．０２０％以下、
Ｏ ：０．０１０％以下
に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
金属組織が、面積率で５０％以上の擬ポリゴナルフェライト及び面積率で４０％以下のポリゴナルフェライトを含み、前記擬ポリゴナルフェライトの面積率と前記ポリゴナルフェライトの面積率の合計が９０％以上であることを特徴とする耐火鋼材。
（２） 更に、質量％で、
Ｎｂ：０．０３０％以下、
Ｖ ：０．３０％以下、
Ｚｒ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｗ ：０．５０％以下、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下
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）に記載の耐火鋼材。
（３） 更に、質量％で、
Ｍｇ：０．００５％以下、
Ｃａ：０．００５％以下、
Ｙ ：０．０５０％以下、
Ｌａ：０．０５０％以下、
Ｃｅ：０．０５０％以下
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）に記載の耐火鋼材。
（４） 上記（１）〜（３）の何れか１項に記載の鋼成分を有する鋼片を、１０００〜１３００℃の温度に加熱した後、８００〜１０００℃の温度範囲での圧下比を２０％以上として熱間圧延を行い、８００℃以上で熱間圧延を終了し、その後、６２０℃以下の温度域まで加速冷却することを特徴とする耐火鋼材の製造方法。
本発明の耐火鋼材は、室温での引張強度が４００〜５１０ＭＰａであり、６００℃における降伏強度が１５７ＭＰａであり、ＨＡＺの６００℃破断絞り値が５０％以上であって、耐再熱脆化性に優れる。特に、入熱１０ｋＪ／ｍｍの溶接によるＨＡＺにおいても靭性が確保される。したがって、本発明によれば、建築設計における要求確保及び火災における充分な安全裕度を得ることができる、建築用途に好適な耐火鋼材及びその製造方法の提供が可能になり、産業上の貢献が極めて顕著である。
従来、加速冷却は、室温での強度を上昇させるために採用されることが多く、例えば、室温での引張強さが５００ＭＰａ以上の厚鋼板やＨ形鋼の製造に適用されていた。しかし、加速冷却を適用しなくても、室温での引張り強さが４００〜５００ＭＰａの厚鋼板の製造は可能であり、鋼板の形状不良や残留応力を生じさせ、また、製造工程の負荷低減の観点から、加速冷却は避けられる傾向にあった。
しかし、合金元素を多量に添加することなく鋼材の高温強度を高めるためには、熱間圧延後に加速冷却を行い、転位密度が高い組織とすることが好ましいと考えられる。そこで、発明者らは、室温強度が４００〜５００ＭＰａの範囲にある種々の鋼材の高温強度を調査した。その結果、加速冷却を適用して製造した鋼と、空冷によって製造した鋼とを比較すると、高温強度に著しい差が認められる場合があることを実験により見出した。即ち、適正な条件で加速冷却を行って製造された鋼材は、加速冷却を適用しない鋼に比べて、室温強度が同程度であっても、高い高温強度が得られることがわかった。
本発明者らは、加速冷却の適用の有無によって高温強度に差が生じる原因について検討を行った。その結果、加速冷却を適用し、高い高温強度が得られる鋼材は、金属組織が擬ポリゴナルフェライト主体になっているという知見を得た。しかし、加速冷却を適用した場合であっても、加速冷却の停止温度が高い場合や合金元素の選択が適切でない場合は、ポリゴナルフェライト主体の金属組織となり、高い高温強度が得られないこともわかった。
光学顕微鏡で観察した擬ポリゴナルフェライトの一例の模式図および写真を図１および図３に、ポリゴナルフェライトの一例の模式図および写真を図２および図４に、それぞれ示す。図１〜図４に示したように、擬ポリゴナルフェライトの結晶粒の形状は、ポリゴナルフェライトに比べて角張っている。また、本発明の耐火鋼材をＸ線回折法で解析した結果、フェライトの回折ピークの半価幅が大きく、転位密度が高いことがわかった。擬ポリゴナルフェライト、ポリゴナルフェライトの残部は、アシキュラーフェライト、ベイナイト、マルテンサイト及び残留オーステナイトの１種又は２種以上である。
更に、本発明者らは、耐火鋼の各種合金元素がＨＡＺの再熱脆化に与える影響について、実験と解析を通じて詳細に検討した。具体的には、まず、Ｃ：０．００１〜０．０７０％、Ｓｉ：０．０１〜０．８０％、Ｍｎ：０．５０〜２．００％、Ｎ：０．００１０〜０．０１００％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３５％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、を含有し、残部がＦｅからなる種々の成分組成を有する鋼材を製造した。
次に、得られた鋼材から試験片を採取し、入熱１０ｋＪ／ｍｍの溶接を想定した熱サイクルを付与した。入熱１０ｋＪ／ｍｍの溶接を想定した熱サイクルとは、室温から１４００℃まで２０℃／ｓで加熱し、１４００℃で２ｓ保持した後、冷却する際に、８００℃から５００℃までの冷却速度を３℃／ｓとする熱履歴である。その後、室温から６００℃の温度まで６０分間で昇温し、６００℃で３０分保持した後に、６００℃に保持したまま応力増加率を１ＭＰa／ｓとして引張試験を実施し、試験片破断部の絞り値を測定した。絞り値をＨＡＺの再熱脆化の指標とし、５０％以上を良好とした。
その結果、Ｃ量を０．０３％以下に制限すれば、炭化物の形成が抑制され、ＨＡＺの耐再熱脆化性が著しく向上することがわかった。また、Ｓｉは、ＨＡＺへの硬質の脆化相の生成を促進し、Ｍｎは粒界に偏析するため、Ｓｉ量を０．５０％以下、Ｍｎ量を１．５０％以下にすれば、ＨＡＺの耐再熱脆化性の劣化を抑制することができるという知見を得た。更に、ＴｉはＣ、Ｎの固定に有効であり、０．００５〜０．０３０％の添加によって粒界への炭化物及び窒化物の析出が抑制され、耐再熱脆化性が改善されることがわかった。
以下、本発明について詳細に説明する。
まず、本発明の耐火鋼の化学成分について説明する。なお、以下の説明において、各元素の含有量は全て質量％で表す。
Ｃ：０．００１〜０．０３０％
Ｃは、鋼材の焼入れ性向上に有効な元素であり、擬ポリゴナルフェライトを主体とする金属組織を得るため、０．００１％以上を添加する。焼入れ性を高めて高温強度を上昇させるためには、０．００５％以上のＣを添加することが好ましく、０．０１０％以上とすることがより好ましく、更には、０．０１５％以上とすることが好ましい。高温強度の向上が重要である場合は、Ｃ量を０．０２０％以上とすることが更に好ましい。一方、０．０３０％を超えてＣを添加すると、大入熱溶接の際のＨＡＺにおいて、多くのマルテンサイト−オーステナイト混合組織（以下、ＭＡ相と称することがある）や、炭化物が生成し、ＨＡＺの靭性を低下させ、再熱脆化を招く場合がある。したがって、Ｃ量の上限を０．０３０％以下とする。より好ましいＣ量の上限は０．０２５％以下である。
Ｃは、鋼材の焼入れ性向上に有効な元素であり、擬ポリゴナルフェライトを主体とする金属組織を得るため、０．００１％以上を添加する。焼入れ性を高めて高温強度を上昇させるためには、０．００５％以上のＣを添加することが好ましく、０．０１０％以上とすることがより好ましく、更には、０．０１５％以上とすることが好ましい。高温強度の向上が重要である場合は、Ｃ量を０．０２０％以上とすることが更に好ましい。一方、０．０３０％を超えてＣを添加すると、大入熱溶接の際のＨＡＺにおいて、多くのマルテンサイト−オーステナイト混合組織（以下、ＭＡ相と称することがある）や、炭化物が生成し、ＨＡＺの靭性を低下させ、再熱脆化を招く場合がある。したがって、Ｃ量の上限を０．０３０％以下とする。より好ましいＣ量の上限は０．０２５％以下である。
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り、０．０１％以上を添加する。強度を高めるには、０．０５％以上のＳｉを添加することが好ましく、０．１０％以上とすることがより好ましい。一方、Ｓｉも、大入熱溶接の際のＨＡＺのＭＡ相の生成を促進させる元素であり、耐再熱脆化特性及び靱性を確保するために、上限を０．５０％以下にすることが必要であり、より好ましくは０．４０％以下である。ＨＡＺの靭性を高めるには、Ｓｉ量の上限を０．３０％以下にすることが好ましい。
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り、０．０１％以上を添加する。強度を高めるには、０．０５％以上のＳｉを添加することが好ましく、０．１０％以上とすることがより好ましい。一方、Ｓｉも、大入熱溶接の際のＨＡＺのＭＡ相の生成を促進させる元素であり、耐再熱脆化特性及び靱性を確保するために、上限を０．５０％以下にすることが必要であり、より好ましくは０．４０％以下である。ＨＡＺの靭性を高めるには、Ｓｉ量の上限を０．３０％以下にすることが好ましい。
Ｍｎ：０．５０〜１．５０％
Ｍｎは、焼入性向上に有効であり、擬ポリゴナルフェライトを主体とする金属組織を得るため、０．５０％以上を添加する。室温強度及び高温強度を高めるには、０．７０％以上のＭｎを添加することが好ましく、１．００％以上の添加がより好ましい。一方、Ｍｎは、粒界に偏析しＨＡＺの再熱脆化を助長する傾向があることから、上限を１．５０％以下とする。より好ましいＭｎの上限は１．４０％である。
Ｍｎは、焼入性向上に有効であり、擬ポリゴナルフェライトを主体とする金属組織を得るため、０．５０％以上を添加する。室温強度及び高温強度を高めるには、０．７０％以上のＭｎを添加することが好ましく、１．００％以上の添加がより好ましい。一方、Ｍｎは、粒界に偏析しＨＡＺの再熱脆化を助長する傾向があることから、上限を１．５０％以下とする。より好ましいＭｎの上限は１．４０％である。
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％
Ｔｉは、炭化物及び窒化物として析出し、高温強度の増加に寄与する。また、Ｔｉは、ＨＡＺの粒界及び粒内に炭化物及び窒化物を析出し、粒界への粗大な析出物の生成を抑制し、ＨＡＺの再熱脆化の抑制に寄与する。これらの効果を得るためには、０．００５％以上のＴｉの添加が必要である。Ｔｉ量の好ましい下限は、０．００８％以上であり、更に好ましい下限は０．０１０％である。一方、Ｔｉを、０．０３０％を超えて添加するとＨＡＺの靭性が低下することから、上限を０．０３０％に制限した。Ｔｉ量の好ましい上限は、０．０２５％以下である。
Ｔｉは、炭化物及び窒化物として析出し、高温強度の増加に寄与する。また、Ｔｉは、ＨＡＺの粒界及び粒内に炭化物及び窒化物を析出し、粒界への粗大な析出物の生成を抑制し、ＨＡＺの再熱脆化の抑制に寄与する。これらの効果を得るためには、０．００５％以上のＴｉの添加が必要である。Ｔｉ量の好ましい下限は、０．００８％以上であり、更に好ましい下限は０．０１０％である。一方、Ｔｉを、０．０３０％を超えて添加するとＨＡＺの靭性が低下することから、上限を０．０３０％に制限した。Ｔｉ量の好ましい上限は、０．０２５％以下である。
Ａｌ：０．００５〜０．１００％
Ａｌは、鋼材の脱酸に必要な元素である。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。Ａｌ量の好ましい下限は０．０１０％以上であり、より好ましくは０．０２０％以上であり、更に好ましくは、０．０３０％以上である。一方、Ａｌ含有量が０．１００％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０．１００％に規定した。Ａｌ量の好ましい上限は、０．０７０％以下であり、更に好ましい上限は０．０５０％以下である。
Ａｌは、鋼材の脱酸に必要な元素である。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。Ａｌ量の好ましい下限は０．０１０％以上であり、より好ましくは０．０２０％以上であり、更に好ましくは、０．０３０％以上である。一方、Ａｌ含有量が０．１００％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０．１００％に規定した。Ａｌ量の好ましい上限は、０．０７０％以下であり、更に好ましい上限は０．０５０％以下である。
Ｎ：０．００１０〜０．０１００％
Ｎは、各種合金元素と窒化物を形成して高温強度向上に寄与するため、０．００１０％以上を含有させる。Ｎ量の好ましい下限は０．００２０％以上である。しかし、Ｎの含有量が過剰になると、ＨＡＺの粒界に析出する窒化物が粗大化しＨＡＺの再熱脆化が顕著になるため、上限を０．０１００％に制限した。Ｎ量の好ましい上限は０．００７０％以下であり、より好ましくは０．００６０％以下であり、更に好ましくは０．００５０％以下である。
Ｎは、各種合金元素と窒化物を形成して高温強度向上に寄与するため、０．００１０％以上を含有させる。Ｎ量の好ましい下限は０．００２０％以上である。しかし、Ｎの含有量が過剰になると、ＨＡＺの粒界に析出する窒化物が粗大化しＨＡＺの再熱脆化が顕著になるため、上限を０．０１００％に制限した。Ｎ量の好ましい上限は０．００７０％以下であり、より好ましくは０．００６０％以下であり、更に好ましくは０．００５０％以下である。
Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、不純物であり、鋼材の靭性を低下させ、また、ＨＡＺの再熱脆化を助長することから、含有量の上限を０．０３０％以下に制限する。Ｐ量の好ましい上限は０．０２０％以下である。Ｐ量の下限は規定しないが、コストの上昇を抑制するため、０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｐは、不純物であり、鋼材の靭性を低下させ、また、ＨＡＺの再熱脆化を助長することから、含有量の上限を０．０３０％以下に制限する。Ｐ量の好ましい上限は０．０２０％以下である。Ｐ量の下限は規定しないが、コストの上昇を抑制するため、０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｓ：０．０２００％以下
Ｓも不純物であり、粗大なＭｎＳが生成すると、鋼材の靭性が低下し、また、ＨＡＺの再熱脆化を助長することから、含有量の上限を０．０２０％以下に制限する。Ｓ量の好ましい上限は０．０１０％以下である。Ｓ量の下限は規定しないが、コストの上昇を抑制するため、０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｓも不純物であり、粗大なＭｎＳが生成すると、鋼材の靭性が低下し、また、ＨＡＺの再熱脆化を助長することから、含有量の上限を０．０２０％以下に制限する。Ｓ量の好ましい上限は０．０１０％以下である。Ｓ量の下限は規定しないが、コストの上昇を抑制するため、０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｏ：０．０１００％以下
Ｏも不純物であり、粗大な酸化物が生成すると、鋼材の靭性が低下し、また、ＨＡＺの再熱脆化を助長することから、含有量の上限を０．０１０％以下に制限する。Ｏ量の好ましい上限は０．００５０％以下、更に好ましくは０．００３０％以下である。Ｏ量の下限は規定しないが、コストの上昇を抑制するため、０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｏも不純物であり、粗大な酸化物が生成すると、鋼材の靭性が低下し、また、ＨＡＺの再熱脆化を助長することから、含有量の上限を０．０１０％以下に制限する。Ｏ量の好ましい上限は０．００５０％以下、更に好ましくは０．００３０％以下である。Ｏ量の下限は規定しないが、コストの上昇を抑制するため、０．０００１％以上とすることが好ましい。
本発明においては、上記必須元素に加え、更に、以下に説明するような元素の１種又は２種以上を選択的に添加することができる。
Ｎｂ：０．０３０％以下
Ｎｂは、鋼材の焼入性を増し、擬ポリゴナルフェライトの生成を促進して、転位密度を増加させ、更に、炭化物又は窒化物として析出し、室温の引張強度と高温強度の向上にも寄与する。室温強度及び高温強度を高めるためには、Ｎｂを、０．００１％以上添加することが好ましく、０．００５％以上の添加がより好ましい。しかしながら、０．０３０％を超えてＮｂを添加すると、ＨＡＺの靭性及び粒界へのＮｂＣ粗大析出によるＨＡＺの再熱脆化が顕著となるため、その添加量を０．０３０％以下とすることが好ましく、０．０２０％以下とすることがより好ましく、０．０１５％以下とすることが更に好ましい。
Ｎｂは、鋼材の焼入性を増し、擬ポリゴナルフェライトの生成を促進して、転位密度を増加させ、更に、炭化物又は窒化物として析出し、室温の引張強度と高温強度の向上にも寄与する。室温強度及び高温強度を高めるためには、Ｎｂを、０．００１％以上添加することが好ましく、０．００５％以上の添加がより好ましい。しかしながら、０．０３０％を超えてＮｂを添加すると、ＨＡＺの靭性及び粒界へのＮｂＣ粗大析出によるＨＡＺの再熱脆化が顕著となるため、その添加量を０．０３０％以下とすることが好ましく、０．０２０％以下とすることがより好ましく、０．０１５％以下とすることが更に好ましい。
Ｖ：０．３０％以下
Ｖは、火災時の再熱によって炭化物を形成する元素であり、高温強度を向上させるために、０．０１％以上を添加することが好ましい。高温引張試験における一様伸びを増加させるために、より好ましくは、０．０５％以上のＶを添加する。一方、０．３０％を超えてＶを添加すると、ＨＡＺの粒界に析出する炭化物が粗大化し、ＨＡＺの再熱脆化を顕著にするため、添加量を０．３０％以下にすることが好ましい。より好ましいＶ量の上限は０．２５％以下であり、更に好ましくは０．２０％以下である。
Ｖは、火災時の再熱によって炭化物を形成する元素であり、高温強度を向上させるために、０．０１％以上を添加することが好ましい。高温引張試験における一様伸びを増加させるために、より好ましくは、０．０５％以上のＶを添加する。一方、０．３０％を超えてＶを添加すると、ＨＡＺの粒界に析出する炭化物が粗大化し、ＨＡＺの再熱脆化を顕著にするため、添加量を０．３０％以下にすることが好ましい。より好ましいＶ量の上限は０．２５％以下であり、更に好ましくは０．２０％以下である。
Ｚｒ：０．０１０％以下
Ｚｒは、炭化物及び窒化物を生成する元素であり、室温強度及び高温強度を向上させるためには、０．００２％以上を添加することが好ましい。一方、０．０１０％を超えるＺｒを添加すると、粒界に析出する炭化物が粗大化してＨＡＺの再熱脆化を助長する場合があるため、Ｚｒ量の上限を０．０１０％以下とすることが好ましい。より好ましいＺｒ量の上限は０．００５％以下である。
Ｚｒは、炭化物及び窒化物を生成する元素であり、室温強度及び高温強度を向上させるためには、０．００２％以上を添加することが好ましい。一方、０．０１０％を超えるＺｒを添加すると、粒界に析出する炭化物が粗大化してＨＡＺの再熱脆化を助長する場合があるため、Ｚｒ量の上限を０．０１０％以下とすることが好ましい。より好ましいＺｒ量の上限は０．００５％以下である。
Ｃｒ：０．５０％以下
Ｃｒは、焼入れ性を向上させる元素であり、室温強度及び高温強度を向上させるために、０．０１％以上を添加することが好ましい。また、Ｃｒは、微細なＣｒ炭化物を形成し、ＨＡＺの粒界における炭化物の生成を抑制し、ＨＡＺの再熱脆化を抑制する効果が有ることから、０．１０％以上を添加することが好ましい。一方、Ｃｒを過剰に添加すると、ＨＡＺが硬化したり、ＭＡ相が増加して、靭性が低下することがあるため、上限を０．５０％以下にすることが好ましい。より好ましくは、Ｃｒ量を０．３５％以下とし、更に好ましくは０．２０％以下とする。
Ｃｒは、焼入れ性を向上させる元素であり、室温強度及び高温強度を向上させるために、０．０１％以上を添加することが好ましい。また、Ｃｒは、微細なＣｒ炭化物を形成し、ＨＡＺの粒界における炭化物の生成を抑制し、ＨＡＺの再熱脆化を抑制する効果が有ることから、０．１０％以上を添加することが好ましい。一方、Ｃｒを過剰に添加すると、ＨＡＺが硬化したり、ＭＡ相が増加して、靭性が低下することがあるため、上限を０．５０％以下にすることが好ましい。より好ましくは、Ｃｒ量を０．３５％以下とし、更に好ましくは０．２０％以下とする。
Ｗ：０．５０％以下
Ｗは、焼入れ性を向上させる元素であり、室温強度及び高温強度を向上させるために、０．０１％以上を添加することが好ましい。また、Ｗは、炭化物を形成し、ＨＡＺの粒界における炭化物の生成を抑制し、ＨＡＺの再熱脆化を抑制する効果が有ることから、０．１０％以上を添加することが好ましい。一方、Ｗを過剰に添加すると、ＨＡＺが硬化したり、ＭＡ相が増加して、靭性が低下することがあるため、上限を０．５０％以下にすることが好ましい。より好ましくは、Ｗ量を０．３５％以下とし、更に好ましくは０．２０％以下とする。
Ｗは、焼入れ性を向上させる元素であり、室温強度及び高温強度を向上させるために、０．０１％以上を添加することが好ましい。また、Ｗは、炭化物を形成し、ＨＡＺの粒界における炭化物の生成を抑制し、ＨＡＺの再熱脆化を抑制する効果が有ることから、０．１０％以上を添加することが好ましい。一方、Ｗを過剰に添加すると、ＨＡＺが硬化したり、ＭＡ相が増加して、靭性が低下することがあるため、上限を０．５０％以下にすることが好ましい。より好ましくは、Ｗ量を０．３５％以下とし、更に好ましくは０．２０％以下とする。
Ｃｕ：０．５０％以下
Ｃｕは、焼入性向上による室温強度及び高温強度の向上に有効であり、０．０１％以上を添加することが好ましい。より好ましくは０．１０％以上を添加する。一方、Ｃｕは、ＨＡＺの再熱脆化を助長する元素でもあり、上限を０．５０％にすることが好ましい。より好ましいＣｕ量の上限は、０．３０％以下である。
Ｃｕは、焼入性向上による室温強度及び高温強度の向上に有効であり、０．０１％以上を添加することが好ましい。より好ましくは０．１０％以上を添加する。一方、Ｃｕは、ＨＡＺの再熱脆化を助長する元素でもあり、上限を０．５０％にすることが好ましい。より好ましいＣｕ量の上限は、０．３０％以下である。
Ｎｉ：０．５０％以下
Ｎｉは、焼入性向上による室温強度及び高温強度の向上に有効であり、０．０１％以上を添加する。Ｎｉは靱性を向上させる元素でもあり、より好ましくは０．１０％以上を添加する。一方、Ｎｉは、ＨＡＺの再熱脆化を助長する元素でもあり、上限を０．５０％以下にすることが好ましい。より好ましいＮｉ量の上限は０．４０％以下であり、更に好ましくは０．２０％以下である。
Ｎｉは、焼入性向上による室温強度及び高温強度の向上に有効であり、０．０１％以上を添加する。Ｎｉは靱性を向上させる元素でもあり、より好ましくは０．１０％以上を添加する。一方、Ｎｉは、ＨＡＺの再熱脆化を助長する元素でもあり、上限を０．５０％以下にすることが好ましい。より好ましいＮｉ量の上限は０．４０％以下であり、更に好ましくは０．２０％以下である。
Ｍｇ：０．００５％以下
Ｃａ：０．００５％以下
Ｍｇ及びＣａは、鋼材中の硫化物の形態を制御し、硫化物による母材靭性の低下を抑制する効果がある。また、このような効果を得るためには、Ｍｇ及びＣａを、それぞれ、０．０００５％以上添加することが好ましい。一方、Ｍｇ及びＣａは、それぞれ、０．００５％を超えて添加しても効果が飽和することから、上限を０．００５％以下にすることが好ましい。
Ｃａ：０．００５％以下
Ｍｇ及びＣａは、鋼材中の硫化物の形態を制御し、硫化物による母材靭性の低下を抑制する効果がある。また、このような効果を得るためには、Ｍｇ及びＣａを、それぞれ、０．０００５％以上添加することが好ましい。一方、Ｍｇ及びＣａは、それぞれ、０．００５％を超えて添加しても効果が飽和することから、上限を０．００５％以下にすることが好ましい。
Ｙ ：０．０５０％以下
Ｌａ：０．０５０％以下
Ｃｅ：０．０５０％以下
Ｙ、Ｌａ、Ｃｅは、鋼材中の硫化物の形態を制御し、硫化物による母材靭性の低下を抑制する効果がある。このような効果を得るためには、Ｙ、Ｌａ及びＣｅを、それぞれ、０．００１％以上添加することが好ましい。一方、Ｙ、Ｌａ及びＣｅは、それぞれ、０．０５０％を超えて添加しても、効果が飽和することから、上限を０．０５０％以下にすることが好ましく、より好ましくは０．０３０％以下とする。
Ｌａ：０．０５０％以下
Ｃｅ：０．０５０％以下
Ｙ、Ｌａ、Ｃｅは、鋼材中の硫化物の形態を制御し、硫化物による母材靭性の低下を抑制する効果がある。このような効果を得るためには、Ｙ、Ｌａ及びＣｅを、それぞれ、０．００１％以上添加することが好ましい。一方、Ｙ、Ｌａ及びＣｅは、それぞれ、０．０５０％を超えて添加しても、効果が飽和することから、上限を０．０５０％以下にすることが好ましく、より好ましくは０．０３０％以下とする。
本発明においては、上述したような化学成分組成の限定により、室温引張り強さが４００〜５１０ＭＰａの範囲であり、火災に曝された場合であっても、６００℃の温度において高い降伏強度を有し、同時に、溶接継手の溶接熱影響部における再熱脆化が抑制され、母材及び溶接継手の低温靭性に優れた耐火鋼材を得ることができる。
次に、本発明の鋼材の金属組織について説明する。
一般に、鋼材の高温強度は、鋼材中に存在する転位による転位強化と、転位運動の障害となる析出物及び結晶粒界によって発現すると考えられている。鋼材の温度が５５０℃を超え、転位の上昇運動による転位の合一消滅が起こるようになると、急激に高温強度が減少する場合がある。このため、高い高温強度を確保するには、鋼材が火災に曝される前の時点、即ち室温において、充分に余裕のある量の転位を有していること、更には、転位の運動の障害となる組織、具体的には析出物や結晶粒界を多数含むことが効果的である。
また、後述の製造方法において詳述するが、本発明では、ＨＡＺの再熱割れを極限まで抑制するために合金の添加に厳しい制約があり、そのために、高温強度の確保には加速冷却により導入される転位による強化を主体とする。このため、鋼材組織（金属組織）を光学顕微鏡で観察すると、面積率で５０％以上が擬ポリゴナルフェライトとなる。擬ポリゴナルフェライトは、ポリゴナルフェライトに比べて、室温強度が同程度の場合でも、高温強度は高い。擬ポリゴナルフェライトの面積率は、６０％以上がより好ましく、７０％以上が更に好ましく、８０％以上が最も好ましい。
更に、本発明の耐火鋼材の金属組織は、面積率で４０％以下、好ましくは３０％以下、より好ましくは２０％以下のポリゴナルフェライトを有しており、擬ポリゴナルフェライトの面積率とポリゴナルフェライトの面積率との合計が９０％以上である。このような金属組織とすることにより、高温強度を確保することが可能になる。ポリゴナルフェライトの面積率が４０％超になるか、擬ポリゴナルフェライトとポリゴナルフェライトの各面積率の合計が９０％未満になると、高温強度の確保が困難になる。また、金属組織における擬ポリゴナルフェライト及びポリゴナルフェライトを除いた残部は、アシキュラーフェライト、ベイナイト、マルテンサイト及び残留オーステナイトの１種又は２種以上であるが、これらの面積率は小さいものであり、特性にはほとんど影響を及ぼさない。
次に、本発明の鋼材の機械的特性について説明する。
本発明の耐火鋼材は、室温における引張強さが４００〜５１０ＭＰａであり、かつ、６００℃の温度における降伏応力が１５７ＭＰａ以上である。更に、本発明の耐火鋼材は耐再熱脆化性にも優れる。これにより、建築用途において、建築設計上の各種要求の確保、及び、火災における充分な安全裕度を有する耐火鋼材が実現できる。
本発明の耐火鋼材では、その耐再熱脆化性を、入熱１０ｋＪ／ｍｍの溶接を想定した熱履歴を付与した上で６００℃の温度における引張試験を行い、その破断絞り値を測定して、その値により評価する。本発明では、６００℃の温度における破断絞り値が５０％以上となり、火災時の想定温度６００℃に再熱される際に、溶接継手のＨＡＺが充分な変形能を有する耐火鋼材を得ることができる。
次に、本発明の耐火鋼材の製造方法について説明する。
本発明の耐火鋼材は、鋼の溶製及び鋳造を常法によって行い、得られた鋼片を、熱間圧延し、加速冷却を行って製造する。本発明の耐火鋼材は、加速冷却によって導入される転位密度によって高温強度が確保されるので、省合金化によってコストを削減し、更にはＨＡＺの再熱脆化も防止することができる。
加熱温度：１０００〜１３００℃
鋼片の加熱温度は、合金元素の固溶を促進するために、１０００℃以上とする。炭化物や窒化物の再固溶を促進するためには、加熱温度を１１００℃以上にすることが好ましい。一方、鋼片を１３００℃超に加熱するとスケールの生成量が増加したり、結晶粒径が粗大になるため、加熱温度の上限を１３００℃以下とする。好ましくは加熱温度を、１２５０℃以下とする。
鋼片の加熱温度は、合金元素の固溶を促進するために、１０００℃以上とする。炭化物や窒化物の再固溶を促進するためには、加熱温度を１１００℃以上にすることが好ましい。一方、鋼片を１３００℃超に加熱するとスケールの生成量が増加したり、結晶粒径が粗大になるため、加熱温度の上限を１３００℃以下とする。好ましくは加熱温度を、１２５０℃以下とする。
熱間圧延の終了温度：８００℃以上
熱間圧延は、析出物の生成を抑制するために、８００℃以上で終了する。加速冷却によって擬ポリゴナルフェライトを生成させるためには、熱間圧延の終了温度を８５０℃以上にすることが好ましい。熱間圧延の終了温度の上限は１０００℃以下である。
熱間圧延は、析出物の生成を抑制するために、８００℃以上で終了する。加速冷却によって擬ポリゴナルフェライトを生成させるためには、熱間圧延の終了温度を８５０℃以上にすることが好ましい。熱間圧延の終了温度の上限は１０００℃以下である。
８００〜１０００℃の温度範囲における圧下比：２０％以上
熱間圧延では、擬ポリゴナルフェライトの核生成サイトとなる転位密度を高めるために、８００〜１０００℃の温度範囲における圧下比を２０％以上とする。温度範囲の下限は、熱間圧延を終了する温度であり、１０００℃で熱間圧延を終了する場合は、１０００℃での圧下比を２０％以上にすることが必要である。圧下比は３０％以上が好ましく、より好ましくは４０％以上とする。なお、本発明では、８００℃〜１０００℃での圧下率が２０％以上であればよいのであって、１０００℃を超える温度域で圧延を開始することを妨げるものではない。本発明の圧下率は、１０００℃での板厚と８００℃での板厚との差を１０００℃の板厚で除した値を採用すればよい。
熱間圧延では、擬ポリゴナルフェライトの核生成サイトとなる転位密度を高めるために、８００〜１０００℃の温度範囲における圧下比を２０％以上とする。温度範囲の下限は、熱間圧延を終了する温度であり、１０００℃で熱間圧延を終了する場合は、１０００℃での圧下比を２０％以上にすることが必要である。圧下比は３０％以上が好ましく、より好ましくは４０％以上とする。なお、本発明では、８００℃〜１０００℃での圧下率が２０％以上であればよいのであって、１０００℃を超える温度域で圧延を開始することを妨げるものではない。本発明の圧下率は、１０００℃での板厚と８００℃での板厚との差を１０００℃の板厚で除した値を採用すればよい。
加速冷却の停止温度：６２０℃以下
熱間圧延後は直ちに加速冷却を開始する。加速冷却の停止温度が高すぎると転位が回復して、擬ポリゴナルフェライトの生成が阻害される。したがって、本発明では、加速冷却の停止温度を６２０℃以下とする。加速冷却の停止温度は５５０℃以下が好ましく、５００℃以下がより好ましく、室温まで加速冷却を行ってもよい。加速冷却の冷却速度は、空冷よりも速ければよく、板厚によって変化するため、特に、限定されるものではない。また、加速冷却は、水冷、ミスト冷却などによって行うことができる。
熱間圧延後は直ちに加速冷却を開始する。加速冷却の停止温度が高すぎると転位が回復して、擬ポリゴナルフェライトの生成が阻害される。したがって、本発明では、加速冷却の停止温度を６２０℃以下とする。加速冷却の停止温度は５５０℃以下が好ましく、５００℃以下がより好ましく、室温まで加速冷却を行ってもよい。加速冷却の冷却速度は、空冷よりも速ければよく、板厚によって変化するため、特に、限定されるものではない。また、加速冷却は、水冷、ミスト冷却などによって行うことができる。
加速冷却の平均冷却速度：３〜５０℃／ｓ
本発明の耐火鋼材は、Ｃの含有量が低いため、強度に及ぼす冷却速度の変化が顕著ではないが、擬ポリゴナルフェライトの生成を促進するためには、加速冷却の平均冷却速度の下限を、３℃／ｓ以上にすることが好ましい。加速冷却の平均冷却速度の下限は、より好ましくは５℃／ｓ以上、更に好ましくは１０℃／ｓ以上である。また、加速冷却の平均冷却速度が速くなると、停止温度の制御が難しくなるため、上限は５０℃／ｓ以下が好ましい。加速冷却の平均冷却速度の上限は、より好ましくは４０℃／ｓ以下、更に好ましくは３０℃／ｓ以下である。加速冷却の平均冷却速度は、加速冷却開始から終了までの冷却速度の平均である。
本発明の耐火鋼材は、Ｃの含有量が低いため、強度に及ぼす冷却速度の変化が顕著ではないが、擬ポリゴナルフェライトの生成を促進するためには、加速冷却の平均冷却速度の下限を、３℃／ｓ以上にすることが好ましい。加速冷却の平均冷却速度の下限は、より好ましくは５℃／ｓ以上、更に好ましくは１０℃／ｓ以上である。また、加速冷却の平均冷却速度が速くなると、停止温度の制御が難しくなるため、上限は５０℃／ｓ以下が好ましい。加速冷却の平均冷却速度の上限は、より好ましくは４０℃／ｓ以下、更に好ましくは３０℃／ｓ以下である。加速冷却の平均冷却速度は、加速冷却開始から終了までの冷却速度の平均である。
常法により鋼を溶製し、溶鋼の脱酸及び脱硫を行い、化学成分を調整して、連続鋳造によって表１に示す化学組成を有する鋼片を製造した。次に、表２に示す各製造条件により、鋼片を所定の温度に加熱して１時間保持した後、熱間圧延し、加速冷却を行って所定の板厚を有する鋼板を製造した。また、表１及び表２においては、本発明の範囲外である項目に下線を付して表示した。
表２に、製造された鋼板の板厚（製造板厚）、鋼片の加熱温度（鋼片加熱温度）、８００〜１０００℃での圧下率（圧下比）、圧延仕上温度（終了温度）、加速冷却の停止温度（加速冷却停止温度）及び加速冷却の平均冷却速度を示した。表２に示す圧下比は８００〜１０００℃の温度範囲における板厚の変化から求めた。即ち、１０００℃での板厚と８００℃での板厚との差を１０００℃の板厚で除した値を百分率で表している。
得られた各鋼材から試料を採取し、ナイタール溶液による腐食を行い、光学顕微鏡にて観察し、金属組織の種類を判別し、擬ポリゴナルフェライト及びポリゴナルフェライトの面積率を測定した。測定した領域の大きさは５００μｍ×５００μｍである。擬ポリゴナルフェライト、ポリゴナルフェライトの残部は、アシキュラーフェライト、ベイナイト、マルテンサイト及び残留オーステナイトの１種又は２種以上であった。
次に、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して引張試験を行い、応力−歪曲線上に上降伏点が現れる場合は上降伏点を室温の降伏強度とし、現れない場合には０．２％耐力を室温の降伏強度とした。また、ＪＩＳ Ｇ ０５６７に準拠して６００℃の温度下にて高温引張試験を実施し、測定された０．２％耐力を６００℃降伏強度とした。母材のシャルピー試験は、各鋼材の板厚１／２ｔからＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して、Ｖノッチ試験片を採取し、０℃でシャルピー衝撃試験を行った。この際、吸収エネルギーの閾値は建築構造物の耐震性を考慮して２７Ｊとした。
また、入熱１０ｋＪ／ｍｍの溶接を想定した熱サイクルを施し、ＨＡＺの靱性及び再熱脆化特性を評価した。熱サイクルは、室温から１４００℃まで２０℃／ｓで加熱した後、１４００℃で２ｓ保持した後、その後冷却する際に、８００℃から５００℃の範囲を３℃／ｓで冷却する条件である。
ＨＡＺの靱性は、熱サイクルを付与した後に、ＪＩＳ Ｚ ２２２２に準拠したＶノッチ試験片を採取し、０℃でシャルピー衝撃試験を行って評価した。ＨＡＺの吸収エネルギーの閾値も建築構造物の耐震性を考慮して２７Ｊとした。更に、ＨＡＺの６００℃引張絞り値は、熱サイクルを施した後、室温から６００℃の温度まで６０分間で昇温し、６００℃で３０分保持した後に、６００℃に保持したまま応力増加率を１ＭＰa／ｓとして引張試験を実施し、試験片破断部の絞り値を測定して評価した。ＨＡＺの再熱脆化の指標である絞りの閾値は５０％以上とした。
表３に、擬ポリゴナルフェライト及びポリゴナルフェライトの面積率、並びにその合計、室温での引張強さ（ＴＳ）及び降伏強度（ＹＳ）、６００℃での降伏強度（６００℃ＹＳ）、母材及びＨＡＺの０℃におけるシャルピー吸収エネルギー（vＥ０）、ＨＡＺの６００℃引張試験の破断絞り値（絞り）、をそれぞれ示した。製造Ｎｏ．１〜１５は本発明例であり、製造Ｎｏ．１６〜２５は比較例である。
製造Ｎｏ．１６〜１８は製造条件を本発明の範囲外とした比較例である。製造Ｎｏ．１６は、８００〜１０００℃での圧下比が低すぎる例であり、母材の靱性が低下している。製造Ｎｏ．１７は加速冷却の停止温度が高すぎる例であり、擬ポリゴナルフェライトの生成が不十分であるため、室温強度及び高温強度が低下している。製造Ｎｏ．１８は熱間圧延後に空冷した例であり、擬ポリゴナルフェライトが生成せず、室温強度及び高温強度が低下している。
製造Ｎｏ．１９〜２５は成分を本発明の範囲外とした比較例である。製造Ｎｏ．１９及び２５はＣ量が多く、擬ポリゴナルフェライトよりも高強度の低温変態組織が生成して室温の強度が高くなり、再熱脆化が生じた例である。製造Ｎｏ．２０はＳｉ量が多く、ＨＡＺに脆化相を生じ、ＨＡＺの靱性が低下した例である。製造Ｎｏ．２１はＭｎ量が多く、低温変態組織が増加して擬ポリゴナルフェライトが減少し、室温の強度が高くなり、再熱脆化が生じた例である。製造Ｎｏ．２２はＴｉ量が多く、ＨＡＺ靱性が低下した例である。製造Ｎｏ．２３はＮ量が多く、再熱脆化が生じた例である。製造Ｎｏ．２４はＭｎ量が少なく、ポリゴナルフェライト主体の組織となり室温強度および高温強度が低下した例である。
Claims (4)
- 質量％で、
Ｃ ：０．００１〜０．０３０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ａｌ：０．００５〜０．１００％、
Ｎ ：０．００１０〜０．０１００％
を含有し、更に、Ｐ、Ｓ、Ｏの各々の含有量を、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．０２０％以下、
Ｏ ：０．０１００％以下
に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
金属組織が、面積率で５０％以上の擬ポリゴナルフェライト及び面積率で４０％以下のポリゴナルフェライトを含み、前記擬ポリゴナルフェライトの面積率と前記ポリゴナルフェライトの面積率の合計が９０％以上であることを特徴とする耐火鋼材。 - 更に、質量％で、
Ｎｂ：０．０３０％以下、
Ｖ ：０．３０％以下、
Ｚｒ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｗ ：０．５０％以下、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、
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に記載の耐火鋼材。 - 更に、質量％で、
Ｍｇ：０．００５％以下、
Ｃａ：０．００５％以下、
Ｙ ：０．０５０％以下、
Ｌａ：０．０５０％以下、
Ｃｅ：０．０５０％以下
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に記載の耐火鋼材。 - 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、１０００〜１３００℃の温度に加熱した後、８００〜１０００℃の温度範囲での圧下比を２０％以上として熱間圧延を行い、８００℃以上で熱間圧延を終了し、その後、６２０℃以下の温度域まで加速冷却することを特徴とする耐火鋼材の製造方法。
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