焊接接頭部的耐再熱脆化性和韌性優良的耐火鋼材及其制造方法

專利名稱：：焊接接頭部的耐再熱脆化性和韌性優良的耐火鋼材及其制造方法
技術領域：
：本發明涉及為了通過焊接形成鋼結構物、尤其是建筑用結構物而使用的耐火鋼材，特別涉及在60(TC具有高的屈服應力，同時焊接接頭部的耐SR(應力釋放StressRelief)裂紋性(耐再熱脆化性)和韌性優良的耐火鋼材及其制造方法。
背景技術：
：在構成建筑結構物的焊接結構體中，當然需要焊接接頭的特性優良。近年來，進一步要求在高溫下的抗拉強度優良，且具有所謂的"耐火鋼"的特性(耐火性能)。這是考慮到環境問題、使得在無耐火被覆的情況下可使用鋼材的、基于"新耐火設計法"由國土交通省確定的特性，是以基于國土交通省告示333號(2004年)的性能為標準的性能。這里，所謂耐火性能是如下所述的必要的性能，該性能使得在無涂覆的狀態下將鋼材暴露于火災中時，在某一定時間內鋼材繼續發揮必要的強度，此間建筑結構物不會倒塌，從而使得居住人員能夠容易地逃離。在不對鋼材設置耐火被覆的情況下，從設想到各種火災的規模及火災時的環境溫度的方面考慮，維持結構物的強度的鋼材所需要的高溫下的強度要求盡可能地高。關于具備這樣的耐火性能的鋼材，以往在各方面進行了研究開發。例如，在(a)日本特開2001—294984號公報、(b)日本特開平10—096024號公報、(c)日本特開2002—115022號公報中公開了有關添加了Mo的高溫強度高的鋼材的發明。這些專利文獻(a)(c)中公開的技術都是有關通過Mo碳化物的析出強化、或者通過其它碳化物的析出強化和組織強化的并用來提高高溫強度的材料的技術。另一方面，各種合金元素的供求緊迫，由此在工業上添加Mo使得鋼材成本提高，因而還公開了采用其它合金設計的技術。特別可列舉出如下例子(d)日本特開平07—286233號公報中記載的發明，其為了確保以60(TC左右的溫度為對象的高溫強度，謀求提高淬火性而添加B;(e)日本專利第3635208號公報中記載的發明，其添加了作為Y相穩定化元素的Cu、Mn等。但是，在無意中添加了如專利文獻e那樣的Y相穩定化元素的情況下，或者在如專利文獻d那樣以抑制從晶界開始的核產生或生長而使低溫相變組織生成為目的而添加B的情況下，存在當鋼材的晶界暴露于高溫時發生顯著脆化(損害高溫變形時的延性的現象，稱為再熱脆化)的問題。根據本發明者等的研究表明，在這樣的鋼材中，盡管高溫強度高，但是高溫變形能力幾乎沒有，因此，存在如下情況在進行由焊接接頭將結構物的變形集中并負擔的設計的情況下、或發生損壞的情況下，主要是HAZ(熱影響區HeatAffectedZone)、而且是與焊接金屬的邊界附近HAZ側的晶界無法追隨火災高溫時的變形而產生晶界破壞的情況。根據本發明者等的研究還表明，上述的脆化現象(再熱脆化現象)主要存在以下情況因晶界析出而脆化的情況，和通過偏析使得僅晶界的相變點降低，該晶界部分的強度顯著下降，產生局部變形，結果呈現出從晶界剝離這樣的破壞的情況；并且上述脆化現象根據鋼材的化學成分發生多種變化。如上所述，認為在發生火災時鋼材暴露于高溫下，在保持在600'C附近的溫度時，即使在提高了高溫強度的鋼結構物的母材部健全的情況下，HAZ在焊接金屬附近產生的晶界的脆化(高溫變形時的延性下降)有時也與在焊接接頭部中伴隨著不穩定的破壞形態而產生難以預測的大變形的結果相關。因此，作為結構物的設計變得困難，其結果表明，作為耐火結構，即使在鋼材具有足夠的高溫強度的情況下，也會成為不合適的結構體。上述專利文獻ac中記載的以往的耐火鋼材都不是考慮了HAZ的再熱時(即火災時)的晶界脆化來進行合金設計而得到的鋼材，只具有如下6見解即，針對僅著眼于高溫強度、尤其是高溫抗拉強度的合金設計的見解。這樣的以往的耐火鋼材在以提高高溫強度為目的而添加Mo或B的方面來看，利用了這些元素均是在60(TC的溫度下發生晶界析出的Mo碳化物或B氮化物的形成能力高的元素。另一方面，上述的再熱脆化現象不是只通過析出脆化而明顯化的。該現象是本發明者等的研究結果，是首次弄清楚的現象，為新的解決課題。以往，在耐熱鋼領域中，已知有如下的見解通過添加2。/。以上的Cr來減輕再熱脆化，并且如果添加量在0.5%以下，就難以產生再熱脆化。如果在不含Cr的鋼材中緩慢地添加Cr，且添加量超過0.5%，則組織容易發生貝氏體相變，材料強度提高。這是淬火性提高的結果，但同時也認為，貝氏體組織明顯殘存舊y晶界，因此容易使該舊Y晶界的脆化變得明顯，容易產生再熱脆化。另一方面，如果添加2n/。以上的Cr，則通常的碳化物例如滲碳體變得不穩定，生成023(:6碳化物，其它碳化物例如M02C也同樣被Cr奪去碳，難以在晶界粗大化。由此，也可以認為能夠防止晶界脆化，但另一方面，Cr23C6碳化物也容易晶界析出。這樣，雖然提出了許多上述這樣的假設，但是關于Cr添加量與再熱脆化的關系，至今還沒有確立確定的見解。在這樣的現狀下，本發明者等進行了深入研究。其結果是，發現了上述再熱脆化現象與鋼材的相變點相關。也就是說，Cr的添加具有提高鋼材的相變點、同時消耗固溶C而使相變點進一步提高的效果。另一方面，如果多添加作為Y穩定化元素已知的Ni、Mn,則相變點下降。因此，在碳等在晶界濃縮時，在本發明中作為對象的高溫區域、即在60(TC的溫度下，相變點與高溫耐力評價溫度接近，晶界的一部分因產生a—Y相變已經發生相轉變，在其原子的配置轉換時從組織失去多個位錯，強度顯著下降，由此從晶界幵始破壞。其結果是，作為新課題弄清了以下內容提高鋼材的相變點是重要的，同時大量添加與碳的親和力強、容易晶界析出的元素在提高高溫強度方面是有效的，但同時提高HAZ的再熱脆化敏感性，使作為結構物的設計變得困難。此外，近年來建筑物以有效地利用土地為目的而存在大規模化、高層化的傾向，但這樣的結構物的大型化導致建筑材料即鋼板、型鋼或鋼管的大型化，為了這些鋼制品的生產效率的提高、或者組裝效率的提高，有提高焊接時的線能量的傾向。因此，為了在焊接線能量高時也獲得充分抗震性，需要充分提高焊接部的韌性。
發明內容本發明是考慮到上述那樣的以往的耐火鋼所存在的問題而完成的，其目的在于提供焊接接頭部的耐再熱脆化性和韌性優良的耐火鋼材及其制造方法，該耐火鋼材可獲得高溫強度，同時可確立上述以往鋼不能解決的課題即焊接接頭的耐再熱脆化性。本發明者們為解決上述問題進行了深入研究，提出了實現如下所述的耐火鋼材作為本發明的最重要的課題，該耐火鋼材以在600'C的火災設想溫度下滿足室溫標準強度的至少1/2以上的方式將鋼材的化學成分最佳化，同時在焊接接頭的結合部(Bond:HAZ與焊接金屬的邊界部，也稱為熔融邊界(FusionLine)的部分)中，在0。C的溫度下具有充分的韌性、且在火災時的再熱時兼具耐再熱脆化性。如上所述，為了獲得高溫強度，首先需要導入對材料強度進行控制的位錯，為此添加必要量的Mn和Cr，不過量地添加Mn，且限制其它y穩定化元素即Ni、Cu的添加，此外從防止生成容易產生晶界脆化的BN的方面考慮，基本上不添加B。再有，關于Mo的添加量，為了抑制Mo碳化物的粗大的晶界析出，將其抑制在0.1%以下，由此可獲得耐再熱脆化性。為此，作為具體的指標，引入SRS值，并用下式定義該SRS值，用數值定量地限定合金設計指標。=4Cr[%]—5Mo[%]—10Ni[%]—2Cu[%]—Mn[%]此外，在對HAZ施加5kJ/mm以上的線能量的大線能量焊接部中，為了確實得到HAZ與焊接金屬的邊界部、即結合部的充分的韌性，將C量限制在低于0.05%，與普通鋼材相比控制在比較低的水平，此外作為最低限的C添加量，控制成添加0.01%。同時，通過按本發明中規定的范圍適當地選擇合金元素的添加量，能將可兼顧高溫強度及大線能量HAZ韌性的化學成分組成最優化。另外，利用進行通常的軋制處理、并通過放冷來制造本發明鋼材的方法，無法得到優良的高溫強度。這是因為，為了獲得上述的結合部韌性而限制了合金元素量，從而使得淬火性不充分。對于此問題，可通過控制冷卻來彌補，這是本發明者等通過研究而弄清楚的。也就是說，發現通過設定下述的l)或者2)的方法，能夠與高溫的析出強化一同實現高溫時的強度表現。1)熱軋時，充分地設定壓減比，使鑄造組織均質化，在80(TC以上的高溫下結束軋制，接著以2-C/s以上的冷卻速度對鋼板的各部位進行控制冷卻，將該冷卻繼續到IOO'C以下的溫度，由此，一次進行作為貝氏體組織的淬火處理，使室溫強度提高，同時將室溫耐力控制在較低水平的方法；或者通過接著進行回火熱處理使強度和韌性最優化的、對控制冷卻和回火熱處理進行并用的方法。2)同樣在80(TC以上的溫度下結束軋制后，同樣以2'C/s以上的冷卻速度對鋼板的各部位進行冷卻，在40075(TC的溫度范圍中將控制冷卻停止，然后，通過放冷，在到室溫為止的冷卻中進行可獲得與回火相同的效果的途中停止型的控制冷卻的方法，或者進一步利用通過在其后進行回火熱處理來可靠地提高鋼材強度和碳化物或者氮化物的析出密度的方法，形成實質上20%以上由貝氏體或回火貝氏體組織形成的鋼板的方法。這里，所謂本發明中說明的必要的高溫強度(高溫耐力)，原則上表示室溫標準耐力的1/2，例如，在JIS標準等中規定的鋼材的耐力存在范圍時，將其下限值的1/2作為必要耐力。因此，必要的高溫耐力因室溫強度而異，在抗拉強度為400N/mm2級的鋼中，是為室溫耐力下限值235N/mm2的1/2的117N/mm2(小數點以后舍去)，在抗拉強度為500N/mm2級的鋼中，表示為室溫耐力325N/mm2的1/2的162N/mm2。本發明中的這些規定不一定是在實際的工業標準中確定的，是可通過設計計算推斷的值，是包含安全系數的參考值。高溫耐力均設定了下限值，但無上限值。基于以上的研究結果得出的本發明的要旨如下。m—種焊接接頭部的耐再熱脆化性和韌性優良的耐火鋼材，其特征在于，該耐火鋼材是室溫強度為400600N/mm2級的耐火鋼材，具有下述鋼成分，該鋼成分以質量％計含有C:0.010%以上且低于0.05%、Si:0.010.50%、Mn:0.802.00%、Cr:0.50%以上且低于2.00%、V:0.030.30%、Nb:0.010.10%、N:0.0010.010%、Ah0.0050.10%;將Ni、Cu、Mo、B各自的含量限制為Ni:低于0.10%、Cu:低于0.10%、Mo:0.10%以下、B:低于0.0003%;而且，將雜質成分P、S、O各自的含量限制為P-低于0.020%、S:低于0.0050%、O:低于0.010%;余量為鐵及不可避的雜質；在形成所述鋼成分的元素中，Cr、Mo、Ni、Cu及Mn各元素滿足由下述式(1)表示的關系。4Cr[%]—5Mo[%]—1ONi[%]—2Cu[%]—Mn[%]>0(1){其中，在上述式(1)中，各元素濃度的單位為質量％}[2]根據上述[l]所述的焊接接頭部的耐再熱脆化性和韌性優良的耐火鋼材，其特征在于，以質量％計還含有以下元素中的1種或2種Ti:超過0.005%且在0.050%以下、Zr:0觀0.0腦。根據上述[1]或[2]所述的焊接接頭部的耐再熱脆化性和韌性優良的耐火鋼材，其特征在于，以質量％計還含有以下元素中的l種或2種以上Mg:0.00050.0050/0、Ca:0.00050.005%、Y:0,0010.050%、La:0.0010.050%、Ce:0.0010.050%。根據上述[1][3]任一項所述的焊接接頭部的耐再熱脆化性和韌性優良的耐火鋼材，其特征在于，進而該鋼材的鐵素體相中的位錯密度為101()/m2以上。根據上述[1][4]任一項所述的焊接接頭部的耐再熱脆化性和韌性優良的耐火鋼材，其特征在于，在該鋼材組織中，貝氏體或馬氏體的光學顯微鏡組織占有率為20%以上，由淬火組織形成。根據上述[1][5]任一項所述的耐再熱脆化性和韌性優良的耐火鋼材，其特征在于，在該鋼材中，包含Nb、V、Cr、Ti或Zr中的l種以上元素的碳化物或氮化物以2個/ym2以上的密度析出。—種耐再熱脆化性和韌性優良的耐火鋼材的制造方法，其特征在于，將具有上述[1][3]任一項所述的鋼成分的鋼坯加熱到11501300'C的溫度后，實施熱加工或熱軋，在80(TC以上的溫度下結束該熱加工或熱軋，然后在到溫度500'C為止的期間，以該鋼材的各部位的冷卻速度為2-C/秒以上的方式進行加速冷卻，在該鋼材的表面溫度成為35060(TC的溫度區域停止該加速冷卻，然后進行放冷。—種耐再熱脆化性和韌性優良的耐火鋼材的制造方法，其特征在于，將具有上述[1][3]中任一項所述的鋼成分的鋼坯加熱到11501300°C的溫度后，實施熱加工或熱軋，在80(TC以上的溫度下結束該熱加工或熱軋，然后在到溫度50(TC為止的期間，以該鋼材的各部位的冷卻速度為2"C/秒以上的方式進行加速冷卻，在鋼材的表面溫度成為IO(TC以下且在室溫以上的溫度區域停止該加速冷卻，然后進行放冷，從而在該鋼材組織中，得到貝氏體或馬氏體的光學顯微鏡組織占有率為20%以上的淬火組織。一種焊接接頭部的耐再熱脆化性和韌性優良的耐火鋼材的制造方法，其特征在于，在應用了上述[7]或[8]中所述的制造方法后，通過在40(TC75(TC的溫度范圍中用5分鐘以上且360分鐘以下的時間對該鋼材進行回火，使包含Nb、V、Cr、Ti或Zr中的l種以上元素的碳化物或氮化物在該鋼材中以2個&m2以上的密度析出。根據以上的本發明的耐火鋼材，600。C的溫度時的強度、特別是拉伸耐力為室溫時的1/2以上，即使在火災設想溫度中HAZ結合部也不產生再熱脆化、且同時能夠得到5kJ/mm以上的大線能量焊接部的結合部的韌性。此外，根據本發明的耐火鋼材的制造方法，能夠制造下述耐火鋼材，該耐火鋼材在600。C的溫度時的強度、特別是拉伸耐力為室溫時的1/2以上，即使在火災設想溫度中HAZ結合部也不產生再熱脆化、且同時能夠得到5kJ/mm以上的大線能量焊接部的結合部韌性。因此，根據本發明，可提供高溫強度優良、而且焊接接頭的耐再熱脆化性和韌性優良的建筑用的耐火鋼材。另外，高溫下的耐力根據鋼材的組成在每一溫度下發生變化。70(TC以上的溫度下高溫耐力優良的鋼材不一定在低于700°C的溫度下發揮高的高溫耐力。這是因為材料暴露于火災環境下時，預先作為合金成分含有的碳化物等的析出(稱為2次硬化)在哪一溫度區產生，對高溫耐力有較大影響。本發明是新提出用于獲得60(TC的優良的高溫耐力的鋼材的發明，是基于與其它溫度區中的高溫耐力優良的鋼材不同的設計思想的發明。圖1是示意性地說明本發明的耐火鋼材的一例子的圖示，是表示Mo含量與再現HAZ的60(TC時的拉伸試驗時的焊接接頭的拉深值(SR拉深值)的關系的曲線圖。圖2是示意性地說明本發明的耐火鋼材的一例子的圖示，是表示B含量與再現HAZ的600'C時的拉伸試驗時的焊接接頭的拉深值(SR拉深值)的關系的曲線圖。圖3是示意性地說明本發明的耐火鋼材的制造方法的一例子的圖示，是表示對本發明鋼(水冷途中停止)進行回火時的回火溫度與60(TC高溫拉伸耐力的關系的曲線圖。圖4是示意性地說明本發明的耐火鋼材的一例子的圖示，是表示耐再熱脆化性指標值SRS與再現HAZ的耐再熱脆化性評價試驗時的拉深值的關系的圖示。具體實施例方式以下，對本發明的焊接接頭部的耐再熱脆化性和韌性優良的耐火鋼材及其制造方法的實施方式進行說明。再者，為更好地理解發明的宗旨對該實施方式進行詳細說明，因此只要沒有特別的指定，就不限定本發明。本發明的焊接接頭部的耐再熱脆化性和韌性優良的耐火鋼材是室溫強度為400600N/mm2級的耐火鋼材，該耐火鋼材具有下述鋼成分，該鋼成分以質量％計含有C:0.010%以上且低于0.05%、Si:0.010.50%、Mn:0.802.00%、Cr:0.50%以上且低于2.00%、V:0.030.30%、Nb:0.010.10%、N:0.0010.010%、Al:0.0050.10%;將Ni、Cu、Mo、B各自的含量限制為Ni:低于O.腦、Cu:低于0.10%、Mo:0.10%以下、B:低于0.0003%;而且，將雜質成分P、S、O各自的含量限制為P:低于0.020%、S:低于0.0050%、0:低于0.010%;余量為鐵及不可避的雜質；在形成上述鋼成分的元素中，Cr、Mo、Ni、Cu及Mn各元素滿足由下述式(1)表12示的關系。4Cr[%]—5Mo[%]—10Ni[%]—2Cu[%〗一Mn[%]>0(1){其中，在上述式(1)中，各元素濃度的單位為質量％}[耐火鋼材的鋼成分(化學成分組成)]首先，對實施本發明時規定的基本的鋼化學成分范圍的限定理由進行說明。另外，在以下的說明中，各元素的添加量全部以質量％表示。C:0.010%以上且低于0.05%c是對于提高鋼材的淬火性有效的元素，同時是形成碳化物所必需的元素。在鋼材中，為了在60(TC的溫度下使穩定的碳化物析出，最低需要添加0.010%以上的C。此外，如果添加0.05%以上的C，則在大線能量焊接HAZ中，形成許多殘留奧氏體或者析出碳化物，有時在HAZ中使結合部韌性顯著劣化，因此將其添加范圍規定在0.010%以上且低于0.05%。如果考慮到焊接線能量更大的情況，優選C含量少，也可以將C限制在0.015M以上或0.020%以上。此外，為了提高結合部的韌性，也可以將C限制在0.040%以下。Si:0.010.50%Si是脫氧元素，而且是有助于淬火性提高的元素，但如果不至少添加0.01%以上則不能體現其效果。另一方面，在添加超過0.50。/。的Si時，由于Si是提高殘留奧氏體的穩定性，尤其是使HAZ的韌性下降的元素，因此將其添加范圍規定在0.010.50%。為了可靠地進行脫氧，也可以將Si限制在0.05%以上、0.10%以上或0.15%以上。此外，為提高HAZ的韌性，也可以限制在0.45°/。以下或0.40%以下。Mn:0.80%以上2.00%Mn是Y相穩定化元素，有助于淬火性提高，但在本發明這樣的含有Cr的鋼材中，如果不添加0.80%以上的Mn，有時不能體現上述效果。此夕卜，如果超過2.0。/。地添加Mn，則Acl相變點的降低顯著，在向60(TC的再熱時，在伴隨著晶界偏析的HAZ中在再熱時產生局部的a—y相變，招致明顯的晶界強度的降低，并且，促進碳化物的晶界析出而產生析出脆化，耐再熱脆化性用與再現熱循環HAZ相當的組織的高溫拉伸試驗時的拉深值來判斷為15°/。以下，因此，將Mn的添加范圍限定在0.802.0。/。。為了更好地利用Mn的淬火性效果，也可以將Mn限制在0.90%以上、1.05%以上或1.20%以上。此外，為防止Acl相變點的降低等，也可以限制在1.80%以下或1.60%以下。Cr:0.50%以上且低于2.00%Cr通過添加0.50%以上，可得到提高鋼材淬火性的效果。此外，還具有與碳的親和力，對于抑制Nb、V及Ti等與C的親和力非常高的元素的粗大化也具有效果。此外，使狀態圖的形態本身從鐵一碳系的共析型向Y環型轉變，尤其在晶界中發揮提高相變點的顯著效果。但是，如果超過2.00%地添加Cr，雖然尤其沒有鋼材特性上的弊害，但是制鋼上的課題、即因延長雜質除去時間使得鋼水溫度在精煉中降低，使鑄造性惡化，進而導致制造時的成本上升，所以將添加上限限定為2.00%。另外，在本發明中，在大量添加V或Si的情況下，需要更優選將Cr的添加量控制在0.501.50%。但是，由于Cr的添加有時使制鋼精煉時的鋼水溫度下降，并且為了抑制成本上升，也可以將Cr限制在1.80%以下、1.50%以下或1.40%以下。此夕卜，為了提高淬火性，也可以將Cr限制在0.75%以上或1.00%以上。V:0.030.30%V形成在晶粒內容易微細分散的碳化物，對于提高高溫耐力是非常有效的。在添加0.03%以上時體現其效果，此外，如果超過0.30。/。地添加，則晶界析出和粗大化顯著，使耐再熱脆化性惡化，因此將添加范圍限定在0.030.30%。但是，由于在回火的工序中有V碳化物進行晶界析出的傾向，因此也可以將V限制在0.25%以下或0.20%以下。此外，為了提高高溫耐力，也可以將V限制在0.05%以上或0.08%以上。Nb:0.010.10%Nb短時間內與碳結合作為NbC析出，有助于室溫時的強度及高溫強度的提高。同時，顯著提高鋼材的淬火性，還有助于位錯密度的提高，并且使通過控制冷卻提高鋼材強度的效果提高。但是，在Nb的添加量低于o.om時則不能體現上述效果，此外如果超過0.10%地添加，則產生向晶界的NbC粗大析出，引起再熱脆化，有可能助長高溫下的焊接接頭的不穩定破壞，所以將其添加范圍限定在0.010.10%。為了更有效地活用Nb的提高強度的效果，也可以將Nb限制在0.02°/。以上、0.03%以上或0.04%以上。此夕卜，為了避免再熱脆化，也可以將Nb限制在0.08%以下或0.06%以下。N:0.0010細％N在本發明中不是積極地添加，而是為了不生成粗大氮化物而應控制的元素。但是，N如果是微量的添加，則化學上比碳化物穩定，因此作為碳氮化物析出，有時有助于提高高溫耐力。因此，將N的添加量作為工業的下限規定為0.001%,此外作為添加量的上限，為了抑制粗大氮化物的生成，規定為0.010%。為了提高高溫耐力，也可以將N限制在0.080。/。以下或0.060%以下。Al:0.0050.10%Al是在鋼材的脫氧及利用A1N生成的細粒化中必要的元素，尤其在含有Cr的鋼材中，為了防止精煉中因Cr氧化而難以添加到鋼材中，作為主要的脫氧元素添加。這樣通過添加0.005%以上可得到能夠單獨用Al-制鋼水中的氧濃度的效果，因此將0.005%作為Al的下限值。另一方面，如果Al含量超過0.10%，則形成粗大的氧化物簇，有時損害鋼材的韌性，所以將上限值規定為0.10%。為了更可靠地進行脫氧及利用A1N生成的細粒化，也可以將Al限制在0.010%以上、0.015%以上或0.020%以上。此外，為了防止粗大的氧化物簇的形成造成的鋼材的韌性下降，也可以將Al限制在0.08%以下或0.06%以下。Nh低于0.腦Cu:低于0.10%Mo:0.10%以下B:低于0.0003%Ni、Cu、Mo、B對于提高淬火性都是有效的，但如下所述地限制含量。Ni和Cu如上所述，是使Acl相變點顯著下降、付與促進由晶界局部相變引起的再熱脆化的可能性的元素。因此，這些元素例如即使是作為雜質混入也要將其排除，或者必須通過精煉工序防止其混入。其容許上限都為0.10%，因此考慮到工業生產富余度，將含量限制規定在低于0.10。/。。同樣，從防止火災后的焊接接頭的再熱脆化的觀點出發，不優選含有Mo及B，例如，需要避免作為雜質混入，因此本發明者等通過實驗弄清楚了嚴格的含量限制。圖1是表示與再現熱循環HAZ相當的組織的600'C高溫拉伸試驗時的拉深值的曲線圖，用于評價在本發明鋼材中添加Mo時，其含量對火災設想再熱時的耐再熱脆化性的影響。這里，在拉深值為15%以下時，在斷裂面的一半以上觀察到明顯的晶界破壞形態，可判斷為耐再熱脆化性劣化。具體地講，提供設想焊接線能量為2kJ/mm的再現HAZ熱循環(以15CTC/秒向1400'C的溫度加熱，在保持2秒后，通過80(TC至50(TC的溫度帶的時間大約為16秒)作成再現HAZ，將作成的再現HAZ從室溫開始用1小時升溫到火災設想溫度即600'C的溫度，在保持30分鐘后，用油壓對試驗片施加應力，實施增加應力直至試驗片斷裂為止的試驗(以下，稱為SR拉深試驗)，作為該試驗結果，進行了斷裂的試驗片的斷面觀察，并評價了由將斷面的面積除以試驗前的試驗片平行部截面積而得出的值表示的拉深值(0100%:以下，有時簡稱為SR拉深值)。從圖l的曲線圖得知，在超過0.10Q/。地添加Mo時，上述拉深值為15%以下。此外，關于SR拉深值為15。/。以下時的斷面，在斷面的一半以上可確認晶界裂紋。此外，同樣，圖2的曲線圖表示在本發明鋼材中添加B的情況與60(TC時的SR拉深值的關系。得知，B從0.0003%的少量添加開始，使SR拉深值下降到15%以下。基于這些實驗結果，規定了Mo:0.10。/。以下、B:低于0.0003%的限制。通過該規定可防止焊接接頭的再熱脆化。為了充分得到本發明的效果，對于B的混入需要十分注意，也包括作為原材料的廢鋼鐵、礦石、合金原料或爐材等的污染造成的混入，需要嚴格的管理使B添加量低于0.0003%。在嚴格選擇制鋼原料的情況下，B的容許的上限值，如果考慮到工業上的成分分析值的偏差，則低于0.0002%。另外，為了使耐再熱脆化性的評價指標即SR拉深值確實超過15%超，在本發明中，通過用下式{[SRS]=4Cr[%]—5Mo[%]—1ONi[%]—2Cu[%]—Mn[%]}(與上述式(1)對應)表示的SRS值，規定化學成分組成。該[SRS]式如前所述，對由Mo引起的晶界析出脆化的防止、或由Ni、Cu、Mn的y相穩定化元素引起的起因于晶界的高溫時的部分相變的晶界局部軟化不會發生的化學成分范圍，用實驗結果進行了多元回歸分析，使SR拉深值超過15%的限界區域近似直線，通過概略整數化表示其系數。此外，在上述[SRS]式中需要形成([SRS]〉(n的關系，通過滿足此式的規定和本發明的化學成分組成的規定的雙方，首次可實現可靠的再熱脆化防止。圖4是表示在規定上述SRS值時實施的實驗結果、即SR拉深值不同的鋼材的SRS值與SR拉深值為15%的邊界線的關系的曲線圖，基于該曲線圖，通過上述方法決定上述[SRS]式的系數。在本發明中，根據作為雜質混入的Mo、Ni、Cu和特意添加的Mn、Cr之間的相互關系，即使在規定化學成分內，有時SR拉深試驗時的SR拉深值略微低于15%，為了防止其發生而按上述[SRS]式規定。例如，在每個按上限值即0.1。/。分別含有Ni、Cu、Mo時，即使Mn量為1.8%,在Cr為0.8。/。的情況下SRS也為負值。在這種情況下，析出脆化和局部軟化同時發生，不能防止再熱脆化。相反，在添加1.5%的0"時，即使將其它元素添加到上限值，也能防止再熱脆化。這樣，本發明不是示出僅通過化學成分組成的各個限定就能完全防止再熱脆化的鋼材，而是增加了構成上述[SRS]式(與技術方案l的式(1)對應)的化學成分的最優化指標，對用于抑制再熱脆化的合金成分范圍進行了限定。P:低于0.020%S:低于0.0050%0:低于0.010%P、S、O:分別作為雜質對鋼材本身的韌性有很大的影響，且影響到火災時的再熱脆化，因此作為實驗確認的含有上限，分別限制為P:低于0.020%、S:低于0.0050%、0:低于0.010%。為了謀求更好的韌性改善，也可以將P限制在低于0.015%或低于0.010%，將S限制在低于0.004%或低于0.003%，將0限制在低于0.0050%或低于0.0030%。根據以上說明的鋼成分的規定，在本發明中，能夠實現鋼材的焊接接頭在火災時耐再熱脆化性優良、同時5kJ/mm的大線能量HAZ韌性也優良的、600'C的溫度時的高溫耐力高的鋼材。接著，對本發明中的選擇成分元素的添加范圍的限定理由進行說明。Ti:超過0.005%且在0.050%以下Zr:0.0020,010%Ti及Zr是碳化物及氮化物形成元素，通過添加這些元素能夠用于析出強化。在本發明中為發揮析出強化能力，Ti需要添加超過0.005%，此外，如果超過0.050°/。地添加，則晶界析出粗大的碳化物，使耐再熱脆化性劣化，因此將其添加范圍限定在超過0.005%且在0.050%以下。此外，Zr基于與Ti完全相同的理由將其限定在0.0020.010%。在以上的2種選擇元素中可選擇添加1種或2種以上。Mg:0.00050.005%Ca:0細50.0050/0Y:0.0010.050%La:0,0010.050%Ce:0.0010.050%從上述的S的限制和Mn添加量得出，在本發明的鋼材中，雖然中心偏析部的MnS的生成基本上很少，但是在大量生產時，不一定能夠使其完全沒有。因而，為降低硫化物對鋼材的韌性的影響，可添加硫化物形態控制元素，同時能夠進一步提高本發明的效果。也就是說，在本發明中，能夠選含有選自Mg:0.00050.005%、Ca:0.00050.005%、Y:0.001%0.050%、La:0.001%0.050%、Ce:0扁％0.050%中的1種或2種以上。這些元素的添加量如果都低于下限值則不能體現上述效果，此外如果超過添加上限，則生成粗大氧化物簇，有可能產生鋼材的不穩定破壞，因此將它們分別限定在上述范圍。再者，也可以將Mg及Ca限制在0.003%以下，將Y、La及Ce限制在0.020%以下。一般，熟知伴隨著環境溫度的上升，組織強化對鋼材的高溫強度的貢獻減少。這是因為伴隨著環境溫度的上升進行組織回復(伴隨著位錯的上升運動的復合消失及擴散現象的促迸等)。因此，對于高溫強度的體現而言，在室溫下材料所具有的內部應力(由位錯強化或析出強化等材料強化因子中的支配機構而大致決定的材料的變形阻力)的維持是重要的。也就是說，第一，在鋼材中為了體現材料強度而導入必要量的位錯，在高溫區中防止位錯消失的因子、例如高密度的不動位錯或者高密度地分散的析出物的存在是重要的。基于這樣的理由，在本發明中，除上述鋼成分的規定以外，再有，更優選按以下所述規定鋼材組織。(位錯密度)在本發明的耐火鋼材中，優選鋼材的鐵素體相中的位錯密度為101(Vm2以上。只要鋼材的鐵素體相中的位錯密度在此范圍，就可得到高溫強度特性優良的耐火鋼材。本發明的鋼成分(化學成分組成)形成了最佳組成，該最佳組成用于以使得耐再熱脆化性提高、在受到5kJ/mm的大線能量焊接的熱影響的HAZ中不會成為韌性下降的原因的方式導入防止位錯組織的回復的析出強化因子。因此，在耐火鋼材暴露于高溫下之前的狀態、即火災發生前的常溫環境下，必須是導入了即使在高溫下也能充分體現強度的位錯的狀態。在本發明中，根據這樣的理由，將鋼材的鐵素體相中的位錯密度規定在101Q/m2以上，實現了優良的高溫強度特性(也可以參照后述的制造方法的說明)。如果鋼材的鐵素體相中的位錯密度低于10IQ/m2，則難以得到上述效果。這里，作為測定鋼材的位錯密度的方法，可采用從X射線衍射峰的半幅寬評價的方法(參照下述參考文獻1)。具體是，首先，在將試驗片材料切斷加工成10mmX10mmX2mm后，對主面進行鏡面研磨，然后通過化學研磨或電解研磨對鏡面研磨表面進行50pm以上的氣刨。然后，將該試料設置在X射線衍射裝置上，向所述研磨主面照射Cr一Ka或Cu—Ka特性X射線，用背面反射X射線衍射法進行a—Fe(110)、(211)及(220)面的衍射線的測定。Cr一Ka或Cu—Ka特性X射線分別由接近的K^射線及K^射線形成。因此，通過Rachinger的方法(參照下述參考文獻2)，在各個結晶面的衍射峰中，減去接近的Ka2射線衍射峰高度，評價了K^射線衍射峰半幅寬。該衍射峰半幅寬與結晶內的平均變形s成比例，因此可用Williamson-Hall法(參照下述參考文獻3)從衍射峰半幅寬求出s。再有，可從平均變形s，采用下述參考文獻1中記載的(p.396-399)的(10)式{p=14.4e2/b2}，求出位錯密度p(個/m2)。這里，上式中的b為巴爾格矢量的大小(=0.248X10—9m)。(1)參考文獻l:中島孝一等"利用了X射線衍射的位錯密度的評價法"材料和工藝，日本鋼鐵協會，Vol.l7(2004)，No3，p.396-399(2)參考文獻2:Guinier，A、高良和武等譯"X射線結晶學的理論和實際改訂第3版"理學電機(1967)，p.406(3)參考文獻3:G.K.WilliamsonandW.H.Hall,ActaMetall.,l(1953),p.22(貝氏體或馬氏體的組織占有率)本發明的耐火鋼材在鋼材組織中，優選是貝氏體或馬氏體的光學顯微鏡組織占有率為20%以上的淬火組織。只要鋼材組織中的貝氏體或馬氏體的組織占有率為該范圍，就能形成具有上述規定的位錯密度的鋼材。如果鋼材組織中的貝氏體或馬氏體的組織占有率低于20%，則難以得到上述鋼材的鐵素體相中的位錯密度(101Q/m2以上)。(碳化物或氮化物的析出密度)本發明的耐火鋼材優選在鋼材中以2個/um2以上的密度析出包含Nb、V、Cr、Ti或Zr中的l種以上元素的碳化物或氮化物。在本發明中，使由上述碳化物或氮化物形成的、用于體現高溫強度的作為位錯移動障礙的析出物以上述范圍的密度在鋼材中析出，形成以適合的分散狀態介于位錯中的狀態，由此可確實地得到提高高溫耐力的效果。如果鋼材中的上述碳化物或氮化物的密度低于2個/)am2，則難以得到上述的高溫耐力的提高效果。以下，關于本發明的焊接接頭部的耐再熱脆化性和韌性優良的耐火鋼材的制造方法，對其限定理由進行說明。本發明的焊接接頭部的耐再熱脆化性和韌性優良的耐火鋼材的制造方法是如下所述的方法將具有上述的鋼成分的鋼坯加熱到11501300'C的溫度后，實施熱加工或熱軋，以80(TC以上的溫度結束該熱加工或熱軋，然后在到溫度500。C為止的期間，以該鋼材的各部位的冷卻速度為2tV秒以上的方式進行加速冷卻，在該鋼材的表面溫度為35060(TC的溫度區域停止該加速冷卻，然后進行放冷。20在本發明中，提出了能夠獲得60(TC的溫度時的高溫耐力、能確保耐再熱脆化性、及即使在受5kJ/mm的焊接線能量的影響的HAZ也能確保韌性的鋼成分(化學成分組成)，但是僅通過軋制制造這樣的鋼材，不能穩定地得到本發明的效果。這是因為，本發明的化學成分組成主要以再熱脆化的防止及HAZ韌性獲得為重點而規定的，因此關于室溫強度、屈服比、高溫強度的規格，光按化學成分組成的規定范圍有時不能滿足。如上所述，伴隨著環境溫度的上升，組織強化對于鋼材的高溫強度的貢獻減少，因此為了體現高溫強度，要求維持在室溫下材料所具有的內部應力。為此，在鋼材中導入體現材料強度所需要的量的位錯，防止在高溫下位錯消失的因子、例如高密度的不動位錯或者密度高地分散的析出物的存在是必要的。本發明中規定的化學成分組成形成了最佳組成，該最佳組成用于以提高耐再熱脆化性、在受大線能量焊接的熱影響的HAZ中不會成為韌性下降的原因的方式導入析出強化因子。因此，在耐火鋼材暴露于高溫前的狀態、即火災的發生前的常溫環境下，必須是導入了即使在高溫下也能充分體現強度的位錯的狀態。為此，采用通過對鋼材進行加速冷卻而使組成的過冷卻狀態穩定化的方法，從工業的觀點考慮是合適的。但是，工業上均勻地對厚鋼板進行冷卻在技術上不是簡單的，需要采用稱為控制冷卻的鋼板的均勻冷卻設備。這里，在將鋼材應用于實際的建筑結構物時，需要將制造的鋼板切斷成任意的形狀，制成構成部件，但是，從這樣的觀點出發，需要鋼材所有部位、即鋼材整體的各部位都具有相同的組織。在本發明中，重視此點，在本發明的化學成分組成中為了達到充分的位錯密度即101Q/m2以上，將控制冷卻速度規定為2'C/s的條件為必要條件。另外，至少在貝氏體相變開始點(相當于鐵素體相變時的Ar3點)維持上述冷卻速度，然后，如果不將截面組織的至少20%以上形成貝氏體組織或馬氏體組織，就不能得到前面的位錯密度，因此作為管理指標,將80(TC至50(TC的冷卻時的平均冷卻速度規定為2°C/s。該冷卻能夠繼續到貝氏體相變完全結束的Bs點(相當于鐵素體相變的An點)，但根據化學成分組成，有時Bs點為50(TC以上，不一定需要繼續水冷到500°C。作為冷卻速度的指標限定的從800'C到50(TC的冷卻時的平均冷卻速度，是考慮到在Bs點為500'C以上的鋼材中，Bs點以下的冷卻速度從提高位錯密度的觀點出發不具有意義而規定的。此外，在本發明中，謀求工序的省略，通過強行在途中停止該控制冷卻工序，然后放冷，通常還能夠提高經由控制冷卻一回火工序制造的鋼板的生產性。具體地講，通過在該鋼材的表面溫度為35060(TC的溫度區域停止利用控制冷卻工序的冷卻處理，然后進行放冷，能夠得到雖然不完全相同但大致相同的效果，通過設定為這樣的工序、即控制冷卻一途中停止及放冷的工序，能夠進一步提高生產性。此外，從在鋼材組織中將截面組織的至少20%以上形成為貝氏體組織或馬氏體組織，可靠地得到淬火組織這點出發，更優選將利用控制冷卻工序的冷卻處理規定為在IO(TC以下且室溫以上的溫度區域停止、然后放冷的方法。另一方面，不經由這樣的高生產性的工序、采用以往的制造方法即控制冷卻一回火也無問題，當然對于Bs相變點為500'C以下、或淬火性比較低的鋼，采用控制冷卻一回火的工序，從材料特性的觀點考慮，有時可進行穩定的生產。而且，在通過控制冷卻淬火到10(TC以下，測定鋼材的強度時，在鋼材中的可動位錯密度高的情況下，屈服應力在表觀上降低，屈服比低于0.8，能夠獲得被稱為"低YR(YieldRatio,屈服比)"的特性。得到這樣的特性的作用在采用上述控制冷卻一途中停止的工序時也顯著，但可進一步提高其效果。這樣的低YR的鋼材由于塑性變形開始應力低、且抗拉強度高，因而經過大的變形而破壞材料，所以非常適合用作抗震性優良的建筑結構物的原材料。因此，在本發明中，也可釆用控制冷卻到10(TC以下、不進行回火的制造工序中應用，對于穩定獲得鋼材的抗震性是有效的方法。再者，上述的控制冷卻后的回火處理可在400750。C(實質上的Acl相變點正下方的溫度)之間進行適當選擇來決定溫度，可以根據必要的材料強度或碳化物析出狀態和母材化學成分組成來決定，由此可提高本發明的效果。此外，其熱處理時間也同樣，在回火時的組織變化由物質的擴散支配時，溫度和時間作為提供相同效果的參數能夠相互變換。也就是說，通過高溫下進行短時間的處理、低溫下進行長時間的處理，由此能夠設定成同等的處理。此外，通過回火處理可促進碳化物的析出，此效果在高溫強度中顯著、可不改變室溫強度地提高高溫強度，這是本發明者等通過實驗發現的。此外，在能夠進一步提高耐火鋼材的高溫強度的方面考慮，優選設定為下述條件作為控制冷卻后的回火處理，在40(TC750'C的溫度范圍，用5分鐘以上且360分鐘以下的時間對鋼材進行回火，使包含Nb、V、Cr、Ti或Zr中的1種以上元素的碳化物或氮化物在鋼材中以2個4im2以上的密度析出。圖3是曲線圖，該曲線圖中，相對于回火溫度表示了如下所述得到的結果，該結果是通過控制冷卻一途中水冷停止來制造技術方案13中所述的本發明鋼中的設定為下述表1中所述的化學成分組成的鋼，接著在400700'C中保持0.5小時后，再在60(TC下測定高溫耐力而得到的結果。如圖3所示，高溫耐力在55(TC顯示最高值，與未回火的鋼相比較高溫耐力增加。此時，在必要的耐力超過162N/mm2(室溫強度500N/mm2級鋼的情況的強度標準最低值325N/mm2的1/2)的情況下，用1萬倍的觀察倍率的透射電子顯微鏡觀察確認鋼材中碳化物以2個/pm2以上的密度析出。這是作為回火的效果的本發明的最大的特征。通常，以降低室溫強度為目的實施回火，但在本發明中得知以適當的分散狀態使得用于體現高溫強度的作為位錯移動障礙的析出物介于位錯中，具有可靠地提高高溫耐力的效果。因此，本發明中的回火條件不僅通過以往的回火這樣的室溫強度的調整來規定，還通過用于提高高溫強度的碳化物析出控制來規定。表l(質量%)<table>tableseeoriginaldocumentpage24</column></row><table>再者，作為用于可靠地獲得如此形成的金屬組織的技術，采用通過對鋼材進行控制軋制并淬火的方法，但作為具體的在為了體現優良的高溫耐力而向鋼材中導入位錯中所必需的且充分的制造方法，作為使各種高溫穩定碳化物、例如NbC、VC、TiC、ZrC、Cr23C6等完全固溶的條件，必要的是預加熱到115(TC以上且130(TC以下的溫度，然后在實施了鍛造等熱加工或粗軋、或者精軋或精加工(鍛造)后，將軋制(加工)結束溫度限制在80(TC以上，由此盡量提高其后的加速冷卻開始溫度，提高淬火性。此外，在軋制時，從需要盡量解除鑄造時的組織使其再結晶、及使小的凝固空隙等壓接的目的出發，優選注意將熱加工時的壓減比(在軋制時為將壓下前的板厚除以軋制后的板厚得出的值，在鍛造等熱加工時為截面積的暫時變化率的累計值的倒數)限制在2.5以上，得到健全的組織。這樣的限制的目的在于防止因組織不均勻造成的偏析或空隙助長再熱脆化。也就是說，除化學成分組成的規定以外，如果并用上述的制造條件的規定，就能夠制造成品率非常高、合金添加量也能夠最優化、高溫耐力優良的耐火鋼材。如以上說明，根據本發明的焊接接頭部的耐再熱脆化性和韌性優良的耐火鋼材及其制造方法，可提供并能夠制造如下所述的鋼材，該鋼材在60(TC的溫度時的強度、尤其拉伸耐力為室溫時的1/2以上，即使在火災設想溫度下，HAZ結合部也不產生再熱脆化，并且可同時得到5kJ/mm以上的大線能量焊接部的結合部韌性。實施例以下，通過列舉本發明的焊接接頭部的耐再熱脆化性優良的耐火鋼材及其制造方法的實施例，更具體地說明本發明，但本發明當然不受下述實施例的限定，可在符合后述的宗旨的范圍內適當變更地實施，這些都包含在本發明的技術的范圍內。在制鋼工序中控制鋼水的脫氧、脫硫和化學成分，通過連續鑄造制作下述表2所示的化學成分組成的板坯。然后，根據表3所示的各制造條件，對板坯進行再加熱，然后進行厚板軋制，由此形成規定的板厚，然后，通過實施各條件的熱處理，制作耐火鋼材的試樣。具體是，首先，在1160128(TC的溫度下對板坯進行1小時的再加熱，然后立即開始粗軋，在1050。C的溫度下形成板厚為100mm的鋼板。然后，在下述表3所示的條件下，制成精加工厚度為1535mm的厚鋼板，或者鍛造或軋制成最大厚度為1535mm的截面形狀復雜的型鋼，將該精加工溫度控制在80(TC以上進行精軋。然后，在軋制結束后，立即以500'C的溫度為目標進行利用水冷的加速冷卻，用非接觸式或者對一部分付與熱電偶的方法，確認鋼材表面溫度在鋼材的各部位位于500士50。C的溫度范圍，停止利用水冷的加速冷卻，然后進行放冷，制成本發明(技術方案16)的耐火鋼材的各試樣(本發明鋼鋼號碼141)。此外，制作下述表4中所示鋼成分的板坯，除了將下述表5中所示的各條件作為制造條件以外，按與上述本發明鋼同樣的順序制成比較例的耐火鋼材的試樣(比較鋼鋼號碼5180)。加之，采用表2的鋼號碼14中所示的鋼成分的原材料，按表6中所示的軋制條件制作翼緣厚度為21mm的H型鋼。對用上述方法制作的耐火鋼材的各試樣，進行以下的評價試驗。首先，關于拉伸特性及夏比沖擊特性，從上述耐火鋼材的各試樣的板厚l/2部一軋制長度(L)方向采取各試驗片，然后對其進行測定評價。關于耐力(屈服應力)，在基于JISZ2241中所述的拉伸試驗方法實施時的應力-應變圖上明確顯示上屈服點時，下述表3及表5中示出上屈服點，在未顯示上屈服點時按0.2%耐力來評價。關于母材韌性，依據JISZ2242，利用帶有2mm的V缺口的4號沖擊試驗片，通過o'c時的夏比沖擊試驗測定得到的吸收能量的測定進行了評價。此時，韌性的閾值考慮到建筑結構物的抗震性，設為27J。關于高溫強度(高溫耐力)，從上述耐火鋼材的各試樣采取平行部直徑06mm、平行部長度為30mm的高溫拉伸試驗片，基于JISG0567記載的高溫拉伸試驗的規定，以0.5%/分鐘的拉伸變形速度使試驗片變形，采取應力-應變圖，測定了高溫耐力。此時的耐力全部為0.2%耐力。關于焊接接頭的韌性即耐脆化特性，釆用上述耐火鋼材的各試樣，作為焊接接頭加工形成45度的X坡口，無預后熱地用3層以上的TIG焊(TungstenInertGasarcwelding,鉤極惰性氣體保護弧焊)、或者SAW焊(SubmergedArcWelding,潛弧焊)進行焊接，關于該焊接接頭，用上述的方法評價了焊接接頭的韌性即耐脆化特性。此時，由焊接時的功率、電流、電壓值進行計算并確認焊接線能量一般為5k6kJ/mm。此外，作為判斷焊接接頭的火災后的脆化的指標，在同樣地制造了鋼材后，以實際5kJ/mm的線能量形成焊接接頭，用1小時將該焊接接頭整體升溫到60CTC的各種溫度，在保溫0.5小時后，在相同的溫度下實施拉伸試驗，以斷裂拉深值為SR拉深值。在圖1中，在SR拉深值低于15Q/。時，通過用掃描電子顯微鏡觀察拉伸試驗后的斷裂面時的斷面觀察，判明晶界破壞率為50%以上，能夠判斷再熱脆化顯著發生，因此SR拉深值的閾值為15%。本實施例中的本發明鋼的耐火鋼材的化學成分組成的一覽見下述表2，同時鋼材的制造條件的一覽見下述表3。此外，比較鋼的化學成分組成的一覽見下述表4，同時鋼材的制造條件的一覽見下述表5。此外，關于本發明鋼的耐火鋼材，機械特性的評價結果的一覽見下述表3，同時關于比較鋼的耐火鋼材，機械特性的評價結果的一覽見下述表5。再者包含本發明的化學成分的H型鋼的制造條件及機械特性評價結果見表6。另外，在表2、4中，SRS為以4[%Cr]—5[%Mo]—10[%Ni]—2[%Cu]一[n/。Mn]為代表的焊接接頭的再熱脆化指標的計算值。在表3、5、6中，各項目表示以下的事項。YS(RT):室溫的拉伸耐力YS(600):溫度60(TC時的高溫拉伸耐力YR:按100%指標表示室溫的屈服耐力/抗拉強度之比的值vEO-B:鋼材的O'C時的夏比吸收能量vEO-W:與56kJ/mm線能量相當的焊接再現HAZ的夏比吸收能量軋制后冷卻速度軋制結束后，通過80(TC至50(TC時的平均冷卻速度或到80(TC至水冷停止溫度為止的平均冷卻速度SR拉深在付與了與焊接接頭相當的熱循環后，在60(TC實施高溫拉伸試驗時的斷裂拉深的值27<table>tableseeoriginaldocumentpage28</column></row><table>表3<table>tableseeoriginaldocumentpage29</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage30</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage31</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage32</column></row><table>[評價結果]表2及表3中示出的鋼號碼141為本發明鋼，是60(TC為火災設想溫度的耐火鋼材的實施例。如表3中示出的機械特性的測定結果表明，所有的鋼在室溫耐力為235N/mm2以上時為117N/mm2,此外在室溫耐力為325N/mn^以上時為162N/mm2以上，滿足必要的高溫特性，同時母材及焊接接頭在O"C時都為27J以上，因此本發明鋼即鋼號碼141的耐火鋼材，表明鋼材的韌性及接頭韌性滿足必要性能。此外，表2中示出了用于防止再熱脆化的化學成分限制指標即SRS值(單位質量％)。如表2所示，SRS值在本發明鋼中全部為正的數值。另外，關于表3中示出的制造時的控制冷卻條件，分別記載了從800'C至50(TC的平均冷卻速度，在冷卻到500'C以下的情況下直接為80(TC至50(TC的平均冷卻速度，在50(TC以上途中停止的情況下為到停止溫度為止的平均冷卻速度。此外，對于實施了回火的鋼，都記載了其回火溫度和保溫時間。相對于上述的本發明鋼的耐火鋼材，表4及表5中示出的鋼號碼5180的比較鋼的耐火鋼材，沒有滿足本發明中規定的化學成分組成或各制造條件的任何一項，因此如以下說明，為不能滿足任何特性的結果。鋼號碼51的耐火鋼材是由于C量相對于本發明的規定范圍過多，因此高溫耐力超過600N/mn^級鋼標準的上限值590N/mn^，而且由于淬火性高，因此成為明顯的舊Y晶界出現的鋼，耐再熱脆化性評價時的SR拉深值低的例子。鋼號碼52的耐火鋼材是由于沒有充分添加C，因而不能在本發明的合金成分范圍中確保室溫的耐力，不能向組織導入充分的位錯，因而碳化物本身的量減少、且位錯上的晶粒內析出碳化物量也減少、從而600'C的高溫耐力降低的例子。另外，鋼號碼52是在淬火性的降低的同時，HAZ的組織也成為粗大的鐵素體主體，5kJ/mm線能量的大線能量焊接時的HAZ韌性低于27J的例子。鋼號碼53的耐火鋼材是Si添加量小，脫氧不充分，生成Mn系氧化物簇，而使鋼材的韌性降低的例子。鋼號碼54的耐火鋼材是由于Mn添加過量而結果使得淬火性過高，室溫耐力超過標準上限值590N/ram2，明顯出現haz的舊y晶界，此外因原材料的Mn量高而使SRS為負值，從而耐再熱脆化性評價時的SR拉深值低于15%的例子。此外，鋼號碼54-2的耐火鋼材是由于Mn量為低于0.80%的0.71%，所以淬火性不足，室溫及600'C時的耐力(屈服應力)不充分的例子。另一方面，鋼號碼54-3的耐火鋼材是由于Mn量為超過2.00%的2.15%，因此通過晶界強度的降低等使焊接接頭的耐再熱脆化性評價時的SR拉深值低到15%以下的13%的例子。鋼號碼55的耐火鋼材是由于Cr添加量過量，使得組織含有馬氏體組織，大線能量焊接時在明顯的y晶界中碳化物析出增加，焊接接頭的HAZ部0匸夏比沖擊吸收能低到15J，低于目標27J的例子。鋼號碼56的耐火鋼材是由于Cr添加量不足而使淬火性降低，除了室溫、600'C的耐力都降低以外，SRS值為負值，耐再熱脆化性評價時的SR拉深值低于15%，而且焊接接頭的組織為鐵素體主體，大線能量焊接時的韌性不足的例子。此外，鋼號碼56-2的耐火鋼材是由于Cr添加量不足而使淬火性降低，室溫及600'C的耐力都降低，SR拉深值也低于15%的例子。此外，鋼號碼56-3的耐火鋼材是Cr添加量高達2.14%的、焊接接頭的HAZ部O'C夏比沖擊吸收能沒有達到目標27J的例子。鋼號碼57的耐火鋼材是Nb量過多，在焊接接頭的晶界高密度析出NbC，耐再熱脆化性評價時的SR拉深值低于15%,在晶粒內產生NbC的粗大析出，母材的韌性及大線能量焊接時的HAZ韌性降低的例子。另一方面，鋼號碼57-2的耐火鋼材是由于Nb量為低于0.01。/。的0.004%，因而不能得到添加Nb形成的充分的強度提高的效果，室溫及60(TC時的耐力沒有達到目標的例子。鋼號碼58及58-2的耐火鋼材是V量過多，生成粗大的VC碳化物，耐再熱脆化評價時的SR拉深值低于15%，而且焊接接頭的組織為鐵素體主體，大線能量焊接時的韌性不足，并且母材的韌性也降低的例子。此外，鋼號碼58-3的耐火鋼材是由于V量低于0.03%，因而不能得到提高高溫耐力的效果，沒有達到60(TC高溫耐力目標的例子。鋼號碼59的耐火鋼材是由于Mo量過量添加，雖然確保了60TC的高溫耐力，但是焊接接頭的耐再熱脆化性評價時的SR拉深值低于15%的例子。鋼號碼60的耐火鋼材是由于混入Ni，其量過量，因此只有晶界的相變點降低，SRS為負值，焊接接頭的耐再熱脆化性評價時的SR拉深值低于15%的例子。鋼號碼61及61-2的耐火鋼材是在添加Cu的情況下，與Ni相同只有晶界的相變點降低，焊接接頭的耐再熱脆化性評價時的SR拉深值低于15%的例子。鋼號碼61-3的耐火鋼是為了使鋼水中的氧濃度降低，只進行利用脫氧元素Si的脫氧來代替作為脫氧元素添加的Al，但由于A1N的生成量不足，因而鋼材的韌性降低，HAZ部的O'C夏比沖擊吸收能也沒有達到目標27J的例子。另一方面，鋼號碼61-4是由于Al量過多，因而產生數nm以上尺寸的粗大的氧化物簇，鋼材的韌性降低，鋼板本身及、haz部的ox:夏比沖擊吸收能沒有達到目標27J的例子。鋼號碼61-5的耐火鋼是因來自廢鋼鐵、合金原料等的B的混入，B含量過多到0.0004%,使焊接接頭的耐再熱脆化性評價時的SR拉深值低于15%的例子。鋼號碼62的耐火鋼材是N量過量，生成粗大氮化物，使鋼材的韌性、大線能量焊接時的韌性、及焊接接頭的耐再熱脆化性評價時的SR拉深值都降低的例子。鋼號碼63的耐火鋼材是在添加B的情況下，在焊接接頭熱影響部晶界析出多個BN，耐再熱脆化性評價時的SR拉深值低于15%的例子。鋼號碼64的耐火鋼材是因O量增高而生成氧化物簇，使鋼材的韌性和大線能量焊接時的HAZ韌性降低的例子。鋼號碼65的耐火鋼材的P的含量高，此外，鋼號碼66的耐火鋼材的S的含量高，它們都是鋼材的韌性和焊接接頭的耐再熱脆化性評價時的SR拉深值低于15%的例子。鋼號碼67的耐火鋼材是Ti添加量過多，鋼材的韌性、大線能量焊接時的韌性、及焊接接頭的耐再熱脆化性評價時的SR拉深值都降低的例子。鋼號碼68的耐火鋼材是Zr添加量過多，Zr碳化物粗大且大量析出，使鋼材的韌性、大線能量焊接時的韌性、及焊接接頭的耐再熱脆化性評價35時的SR拉深值都降低的例子。鋼號碼69的耐火鋼材的Ca的添加量過量、鋼號碼70的耐火鋼材的Mg的添加量過量、鋼號碼71的耐火鋼材的Y的添加量過量、鋼號碼72的耐火鋼材的Ce的添加量過量、鋼號碼73的耐火鋼材的La的添加量過量，這些耐火鋼材都是共通地生成氧化物簇，鋼材的韌性和大線能量焊接時的HAZ韌性降低的例子。另外，鋼號碼70中因添加Mg而出現起因于HAZ的氧化物分散的組織細粒化，能夠獲得大線能量HAZ韌性。鋼號碼74的耐火鋼材是化學成分全部在本發明的規定范圍，但因SRS值為負值，使耐再熱脆化性評價時的SR拉深值低于15%的例子。鋼號碼75的耐火鋼材是軋制前加熱溫度過高，結晶粒粗大化，鋼材的韌性下降的例子。鋼號碼76的耐火鋼材是軋制結束溫度降低，雖然化學成分滿足本發明鋼，但是淬火不充分，母材組織中的位錯密度下降，不能穩定地實現室溫和60(TC時的耐力目標的例子。另外，作為本實施例中的位錯密度的測定方法，采用上述的"由X射線衍射峰的半幅寬進行評價的方法"。鋼號碼77的耐火鋼材是在軋制結束后的冷卻時水量密度降低，從而冷卻速度下降，表觀上的淬火性下降，不能穩定地實現室溫和60(TC時的耐力目標的例子。鋼號碼78的耐火鋼材是因過高地設定水冷停止溫度，雖然化學成分在本發明鋼的范圍內，但不能穩定地實現室溫和600'C時的高溫耐力目標的例子。鋼號碼79的耐火鋼材是因回火溫度過高，從而使熱處理溫度超過Acl相變點(大約74(TC)，形成二相區，相反成為淬火組織和回火組織混雜的結果，室溫耐力超過標準上限值的例子。鋼號碼80的耐火鋼材是回火時間過長，結果組織的位錯密度顯著下降，都不能穩定得到室溫和60(TC的耐力目標的例子。從以上說明的實施例的結果表明，本發明的耐火鋼材的韌性及高溫強度優良，而且焊接接頭的耐再熱脆化性優良。根據本發明，可提供韌性及高溫強度優良的、而且焊接接頭的耐再熱脆化性也優良的建筑用的耐火鋼材，因而其產業上應用的可能性非常大。權利要求1、一種焊接接頭部的耐再熱脆化性和韌性優良的耐火鋼材，其特征在于，該耐火鋼材是室溫強度為400～600N/mm2級的耐火鋼材，具有下述鋼成分，該鋼成分以質量％計含有C0.010％以上且低于0.05％、Si0.01～0.50％、Mn0.80～2.00％、Cr0.50％以上且低于2.00％、V0.03～0.30％、Nb0.01～0.10％、N0.001～0.010％、Al0.005～0.10％；將Ni、Cu、Mo、B各自的含量限制為Ni低于0.10％、Cu低于0.10％、Mo0.10％以下、B低于0.0003％；而且，將雜質成分P、S、O各自的含量限制為P低于0.020％、S低于0.0050％、O低于0.010％；余量為鐵及不可避的雜質；在形成所述鋼成分的元素中，Cr、Mo、Ni、Cu及Mn各元素滿足由下述式(1)表示的關系，4Cr[％]-5Mo[％]-10Ni[％]-2Cu[％]-Mn[％]＞0(1)其中，在上述式(1)中，各元素濃度的單位為質量％。2、根據權利要求1所述的焊接接頭部的耐再熱脆化性和韌性優良的耐火鋼材，其特征在于，以質量％計還含有以下元素中的l種或2種Ti:超過0.005%且在0.050%以下、Zr:0.0020.010%。3、根據權利要求1或2所述的焊接接頭部的耐再熱脆化性和韌性優良的耐火鋼材，其特征在于，以質量％計還含有以下元素中的l種或2種以上:Mg:0.00050.005%、Ca:0.00050.005%、Y:0細0.050%、La:0.0010.050%、Ce:0.0010細％。4、根據權利要求13任一項所述的焊接接頭部的耐再熱脆化性和韌性優良的耐火鋼材，其特征在于，進而該鋼材的鐵素體相中的位錯密度為101G/m2以上。5、根據權利要求14任一項所述的焊接接頭部的耐再熱脆化性和韌性優良的耐火鋼材，其特征在于，在該鋼材組織中，貝氏體或馬氏體的光學顯微鏡組織占有率為20%以上，由淬火組織形成。6、根據權利要求15任一項所述的耐再熱脆化性和韌性優良的耐火鋼材，其特征在于，在該鋼材中，包含Nb、V、Cr、Ti或Zr中的l種以上元素的碳化物或氮化物以2個4im2以上的密度析出。7、一種耐再熱脆化性和韌性優良的耐火鋼材的制造方法，其特征在于，將具有權利要求13任一項所述的鋼成分的鋼坯加熱到1150130(TC的溫度后，實施熱加工或熱軋，在800。C以上的溫度下結束該熱加工或熱軋，然后在到溫度500'C為止的期間，以該鋼材的各部位的冷卻速度為2"C/秒以上的方式進行加速冷卻，在該鋼材的表面溫度成為35060(TC的溫度區域停止該加速冷卻，然后進行放冷。8、一種耐再熱脆化性和韌性優良的耐火鋼材的制造方法，其特征在于，將具有權利要求13中任一項所述的鋼成分的鋼坯加熱到1150130(TC的溫度后，實施熱加工或熱軋，在80(TC以上的溫度下結束該熱加工或熱軋，然后在到溫度50(TC為止的期間，以該鋼材的各部位的冷卻速度為2'C/秒以上的方式進行加速冷卻，在鋼材的表面溫度成為IO(TC以下且在室溫以上的溫度區域停止該加速冷卻，然后進行放冷，從而在該鋼材組織中，得到貝氏體或馬氏體的光學顯微鏡組織占有率為20%以上的淬火組織。9、一種焊接接頭部的耐再熱脆化性和韌性優良的耐火鋼材的制造方法，其特征在于，在應用了權利要求7或8中所述的制造方法后，通過在40(TC75(TC的溫度范圍中用5分鐘以上且360分鐘以下的時間對該鋼材進行回火，使包含Nb、V、Cr、Ti或Zr中的l種以上元素的碳化物或氮化物在該鋼材中以2個/nm2以上的密度析出。全文摘要本發明提供高溫強度及焊接接頭部的耐再熱脆化性和韌性優良的耐火鋼材，該耐火鋼材是室溫強度為400～600N/mm²級的鋼，并使用下述鋼制得，該鋼作為主要成分含有C0.010％以上且低于0.05％、Si0.01～0.50％、Mn0.80～2.00％、Cr0.50％以上且低于2.00％、V0.03～0.30％、Nb0.01～0.10％、N0.001～0.010％、Al0.005～0.10％，限制Ni、Cu、Mo、B各自的含量，各元素滿足用4Cr[％]-5Mo[％]-10Ni[％]-2Cu[％]-Mn[％]＞0表示的關系。文檔編號C22C38/00GK101680068SQ200980000163公開日2010年3月24日申請日期2009年3月24日優先權日2008年3月31日發明者岡田忠義,吉田卓,溝口昌毅,渡部義之,長谷川泰士申請人:新日本制鐵株式會社