(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼素材を、熱間圧延して所定寸法の鋼材とするにあたり、
前記鋼素材を、質量％で、
Ｃ：0.01〜0.1％、                          Si：0.01〜1.0％、
Mn：0.1〜2.0％、                           Ｐ：0.030％以下、
Ｓ：0.030％以下、                          A1：0.003〜0.1％、
Mo：0.010〜0.30％、                        Nb：0.010〜0.20％
を、下記（１）式で定義される炭素当量Ｃeqが0.46以下を満足するように調整して含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、
前記熱間圧延が、前記鋼素材を、1000〜1350℃の範囲の温度に加熱したのち、圧延終了温度が850℃以上となる熱間圧延を行う熱延工程と、該熱延工程後、（Ar3変態点−30℃）〜（Ar3変態点−130℃）の範囲の温度まで空冷する冷却工程と、該冷却工程後、（Ar3変態点−30℃）〜（Ar3変態点−130℃）の温度範囲で圧下率：1.0〜10％とする、少なくとも１パスの熱間圧延を行う析出誘起処理工程と、
を順次施す工程であり、
前記鋼材が、前記組成を有し、さらに鋼中に質量％で、粒径20nm未満のNb炭窒化物として析出したNb量が0.01〜0.08％である組織を有する鋼材であることを特徴とする高温強度に優れた耐火鋼材の製造方法。
記
炭素当量Ｃeq（％）＝C＋Si/24＋Mn/6＋Mo/4    ‥‥（１）
ここで、C、Si、Mn、Mo：各元素の含有量（質量％）
【請求項２】
前記冷却工程における前記空冷に代えて、平均で20℃／ｓ以下の冷却速度で冷却する加速冷却とすることを特徴とする請求項１に記載の耐火鋼材の製造方法。
【請求項３】
前記鋼素材が、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：0.01〜1.0％、Ni：0.01〜1.0％、Cr:0.05〜1.0％、V：0.001〜0.2％、B：0.0001〜0.003％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の耐火鋼材の製造方法。
【請求項４】
前記鋼素材が、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｔｉ：0.003〜0.02％を含有することを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の耐火鋼材の製造方法。
【請求項５】
前記鋼素材が、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0005〜0.005％、REM：0.0005〜0.005％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする請求項１ないし４のいずれかに記載の耐火鋼材の製造方法。
【請求項６】
前記鋼素材が、前記組成に加えてさらに、質量％で、Zr：0.0001〜0.003％、Mg：0.0001〜0.003％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする請求項１ないし５のいずれかに記載の耐火鋼材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、建築や橋梁、船舶などの溶接構造物に幅広く用いられている溶接構造用鋼材に係り、とくに火災時の高温強度（耐火性能と呼ぶ）に優れた、いわゆる耐火鋼材に関する。ここでいう「鋼材」には、厚板、Ｈ形鋼等を含むものとする。
【背景技術】
【０００２】
一般に、溶接構造用鋼材は、常温では必要十分な強度を有しているが、350℃を超える温度に曝されると、通常、強度が低下するようになる。このため、このような溶接構造用鋼材を、例えば、建築構造物の構造部材に使用した場合には、火災時における安全性を確保するために、当該構造部材には耐火被覆を被覆し、鋼材の温度上昇を抑えるなどの工夫が行われている。
【０００３】
しかし最近では、建築構造物のコスト低減や美観上の観点から、耐火被覆の低減や、さらには耐火被覆の省略（無被覆化）が要望されている。このような要望に対し、600℃で常温強度規格値の2/3以上の優れた高温強度を保有する高温強度に優れ、耐火被覆を必要としない溶接構造用鋼材、すなわち耐火鋼材が開発されている。このような耐火鋼材としては、例えば、特許文献１、特許文献２、特許文献３、特許文献４などに、記載がある。
特許文献１〜４に記載された耐火鋼材は、いずれもMoを必須含有し、Mo炭化物の析出により、600℃で所望の優れた強度（高温強度）を確保している。なお、上記した耐火鋼材では、Mo炭化物の析出強化以外に、Mo以外の合金元素による固溶強化、析出強化、さらには硬質相の分散による強化などを併用している。
【０００４】
しかしながら、Moは希少な資源で高価であることから、多量のMoを含有する耐火鋼材は、Mo原料の高騰により、経済的な優位性が損なわれる場合が多い。そのため、低Mo含有とするか、あるいはMo無添加とする試みが行われている。
例えば、特許文献５には、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0.040％未満、Ｎ：0.0001〜0.0050％、Al：0.005〜0.030％を含み、さらに、Mg：0.005％以下、REM：0.010％以下の１種または２種を含有し、Ｐ、Ｓを低く制限し、Ｃ、Nb、Ti、Ｎを特定の関係を満足するように調整した耐火鋼材が提案されている。特許文献５に記載された技術では、Nbを多量含有させ、さらに炭化物を形成しないようにＣ量を低く抑えて、固溶Nbのドラッグ効果を利用して、Mo含有鋼材と同等の高温強度を確保できるとしている。なお、特許文献５に記載された技術では、Mo：0.10％未満の含有が許容されている。
【０００５】
また、特許文献６には、Ｃ：0.005〜0.030％、Si：0.05〜0.40％、Mn：0.40〜1.85％、Nb：0.01％以上0.35％未満、Ｎ：0.0001〜0.0045％、およびZr：0.005〜0.060％またはREM：0.001〜0.01％の１種または２種を含有し、Al：0.03％以下、さらにＰ、Ｓを低く制限し、かつZr、REM、Ｎが特定の関係を満足し、さらにＣ、Nbが特定の関係を満足するように調整した耐火Ｈ形鋼が記載されている。特許文献６に記載された技術では、高価なMoを含有することなく、優れた高温強度を確保でき、しかも再熱脆化をも防止できるとしている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特許2828054号公報
【特許文献２】特許3596473号公報
【特許文献３】特開平6-10040号公報
【特許文献４】特開平9-137218号公報
【特許文献５】特開2008−121120号公報
【特許文献６】特開2008−179881号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら、特許文献５、６に記載された技術では、Ｃを低く調整する必要があり、精錬時間（脱炭時間）が長くなるという問題や、例えばMn添加の副原料として、Ｃを含まない金属Mnを利用する必要があり、材料コストが高騰するという問題もある。また、特許文献５、６に記載された技術では、極低Ｃ化、高Nb含有に伴い再熱脆化が発生しやすくなることや、更なる高温強度の増加を必要とするなどの問題もある。また、特許文献７に記載された技術では、Ｃを低く調整する必要があり、精錬時間（脱炭時間）が長くなるという問題や、例えば副原料として、Ｃを含まない原料を利用する必要があり、材料コストが高騰するという問題がある。
【０００８】
本発明は、かかる従来技術の問題を解決し、Mo含有量を極力低減した組成でも、安定して所望の高温強度を確保できる、高温強度に優れた耐火鋼材およびその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明者らは、上記した目的を達成するために、Mo含有量を極力低減した状態でも、所望の高温強度を安定して確保するための方策について、鋭意研究した。従来、Mo含有量を極力低減したあるいは削減した鋼組成で、耐火性能を向上させるために、Nbを含有させ、固溶Nbのドラッグ効果を利用していたが、本発明者らは、固溶Nbではなく、Nbの炭窒化物Nb（C,N）に着目した。
【００１０】
そして、本発明者らの更なる研究により、20nm未満の微細なNb炭窒化物を適正量析出させることで、火災時に析出するMo量（高温加熱時に炭化物として析出するMo量）が飛躍的に増加し、Mo含有量が少なくても、高温強度が安定して増加すること、すなわち、全Mo量に対する、火災時に（高温加熱時に）析出するMo量の比率、析出Mo比率（Mo歩留）が向上し、そのため、Mo量を低減することができる可能性があることを知見した。
【００１１】
まず、本発明の基礎となった実験結果について説明する。
質量％で、0.04％Ｃ−0.2％Si−1.1％Mn−0.25％Mo−0.055％Nb系組成の鋼素材（低Mo−高Nb系：鋼Ａ）を、1250℃に加熱し、圧延終了温度をAr3点以上とする熱間圧延を施して厚鋼板（板厚：28mm）No.A1とし、また、圧延終了温度をAr3点未満の二相温度域（730℃）とする熱間圧延を施して、厚鋼板（板厚：28mm）No.A2とした。またさらに、質量％で、0.05％Ｃ−0.2％Si−0.65％Mn−0.45％Mo−0.012％Nb系組成の鋼素材（高Mo−低Nb系：鋼Ｂ）を、1250℃に加熱し、圧延終了温度をAr3点以上とする熱間圧延を施して、厚鋼板（板厚：28mm）No.B1とした。
【００１２】
得られた厚鋼板から試験片を採取して、試験温度：600℃で高温引張を実施し、600℃における高温耐力σ600を求めた。
また、圧延まま状態の厚鋼板から、電解抽出用試験片を採取し、電解抽出残渣法を用いて、圧延まま状態での析出Nb量を調査した。電解抽出残渣法では、まず、試験材を、10％AA系電解液（10vol％アセチルアセトン−１mass％塩化テトラメチルアンモニウム・メタノール）中で、定電流電解する。そして、得られた電解液をろ過し、ろ過済みの電解液についてICP発光分光分析装置を用いて分析し、電解液中のNb量を測定した。
【００１３】
なお、電解液のろ過は、まず、100nmの多孔質フィルタで100nm以上の大きさの残渣（粒子）を捕捉し、次に20nmの多孔質フィルタを用いてろ過し、100nm〜20nmの大きさの残渣（粒子）を捕捉し、ついで、この20nmのフィルタで捕捉できなかった残渣（粒子）を、粒径20nm未満の微細な析出物と定義して、得られたろ過後の電解液についてNb量を分析した。そして得られたNb量を電解重量で除して、粒径20nm未満の微細な析出Nb量（質量％）とした。
【００１４】
さらに、得られた厚鋼板から試験材を採取し、該試験材に、火災を想定して600℃×30minの熱処理を施した。
得られた上記熱処理済みの試験材について、圧延まま状態と同様に電解抽出残渣法で、試験材を電解液中で定電流電解し、電解液をろ過し、20nmのフィルタで捕捉できなかった残渣を、20nm未満の微細な析出物として、得られたろ過後の電解液をICP発光分光分析装置を用いて分析し、電解液中のMo量を測定した。得られた電解液中のMo量を電解重量で除して、粒径20nm未満の微細な析出Mo量（質量％）とした。
【００１５】
得られた結果を表１に示す。
【００１６】
【表１】
0005768595.tif 000002
【００１７】
高Nb−低Mo系の厚鋼板No.A2では、Mo含有量が0.25％と比較的低いにもかかわらず、高温耐力（600℃）は170MPaを示した。一方、同じ成分系の高Nb−低Mo系厚鋼板No.A1では、高温耐力（600℃）は、142 MPaと低くなっている。なお、Mo含有量が高い低Nb−高Mo系の厚鋼板No.B1では、高温耐力（600℃）は157MPaであった。
高Nb−低Mo系の厚鋼板No.A2が、0.45％Moの低Nb−高Mo系の厚鋼板と同じ程度まで、高温強度が高くなる理由について、本発明者らは、つぎのように考えた。
【００１８】
厚鋼板No.A2では、圧延まま状態で、粒径20nm未満の微細なNb析出物（Nb炭窒化物）が多量析出している。これに対し、厚鋼板No.A1では、圧延まま状態で、粒径20nm未満の微細なNb析出物（Nb炭窒化物）の析出量は少ない。したがって、この圧延まま状態での微細Nb析出物の多量析出が、火災時相当の高温加熱時に、Mo炭化物の多量析出を促進させているものと推察した。このことは、表１に示すように、Mo含有量の多い、厚鋼板No.B1と同等量のMo析出物が、低Mo含有量である厚鋼板No.A2の場合に認められることからも明らかである。圧延まま状態で粒径20nm未満の微細なNb析出物（Nb炭窒化物）の析出量が少ない厚鋼板A1では、火災時相当の高温加熱時に析出する、Mo炭化物量は少ない。
【００１９】
このようなことから、本発明者らは、圧延まま状態で多量のNb析出物を析出させておけば、火災時（高温加熱時）に微細なMo炭化物の析出が促進され、低いMo含有量でも、低Nb−高Mo系並みの高温耐力を確保でき、すなわち優れた耐火性能を保持させることができることを知見した。
そしてさらに本発明者らは、圧延まま状態で多量の微細Nb析出物を析出させるためには、熱間圧延時に、一部、α相が析出した状態、すなわち（α＋γ）二相温度域で歪を付加し、α相中へのNb炭窒化物の歪誘起析出を促進させる、析出誘起処理工程を施すことが有効であることに想到した。
【００２０】
本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成させたものである。すなわち、本発明の要旨は、つぎのとおりである。
（１）鋼素材を、熱間圧延して所定寸法の鋼材とするにあたり、前記鋼素材を、質量％で、Ｃ：0.01〜0.1％、Si：0.01〜1.0％、Mn：0.1〜2.0％、Ｐ：0.030％以下、Ｓ：0.030％以下、A1：0.003〜0.1％、Mo：0.010〜0.30％、Nb：0.010〜0.20％を、次（１）式
炭素当量Ｃeq（％）＝C＋Si/24＋Mn/6＋Mo/4    ‥‥（１）
（ここで、C、Si、Mn、Mo：各元素の含有量（質量％））
で定義される炭素当量Ｃeqが0.46以下を満足するように調整して含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、前記熱間圧延が、前記鋼素材を、1000〜1350℃の範囲の温度に加熱したのち、圧延終了温度が850℃以上となる熱間圧延を行う熱延工程と、該熱延工程後、（Ar3変態点−30℃）〜（Ar3変態点−130℃）の範囲の温度まで空冷する冷却工程と、該冷却工程後、（Ar3変態点−30℃）〜（Ar3変態点−130℃）の温度範囲で圧下率：1.0〜10％とする、少なくとも１パスの熱間圧延を行う析出誘起処理工程と、を順次施す工程であり、前記鋼材が、前記組成を有し、さらに鋼中に質量％で、粒径20nm未満のNb炭窒化物として析出したNb量が0.01〜0.08％である組織を有する鋼材であることを特徴とする高温強度に優れた耐火鋼材の製造方法。
（２）（１）において、前記冷却工程における前記空冷に代えて、平均で20℃／ｓ以下の冷却速度で冷却する加速冷却とすることを特徴とする耐火鋼材の製造方法。
（３）（１）または（２）において、前記鋼素材が、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：0.01〜1.0％、Ni：0.01〜1.0％、Cr：0.05〜1.0％、V：0.001〜0.2％、B：0.0001〜0.003％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする耐火鋼材の製造方法。
（４）（１）ないし（３）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ti：0.003〜0.02％を含有することを特徴とする耐火鋼材の製造方法。
（５）（１）ないし（４）のいずれかにおいて、前記鋼素材が、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0005〜0.005％、REM：0.0005〜0.005％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする耐火鋼材の製造方法。
（６）（１）ないし（５）のいずれかにおいて、前記鋼素材が、前記組成に加えてさらに、質量％で、Zr：0.0001〜0.003％、Mg：0.0001〜0.003％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする耐火鋼材の製造方法。
【発明の効果】
【００２１】
本発明によれば、NbとMoを必須含有し、しかもMo含有量を極力低減した組成でも、安定して所望の高温耐力を確保でき、優れた高温強度を有する耐火鋼材を、容易にしかも安価に、かつ安定して製造することができ、産業上格段の効果を奏する。
【発明を実施するための形態】
【００２２】
まず、本発明鋼材の組成限定理由について説明する。以下、とくに断わらない限り、質量％は単に％で記す。
Ｃ：0.01〜0.1％
Cは、鋼の強度を増加させる元素であり、本発明では、圧延状態でNb（C,N）を有効に析出させるとともに、高温加熱時（火災時）に所定量以上のMo炭化物を、析出させ、高温強度を高めるために、必要不可欠な元素である。このような効果を得るためには、0.01％以上の含有を必要とする。一方、0.1％を超えて含有しても、その効果が飽和するとともに、溶接性が低下する。そのため、Ｃは0.01〜0.1％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.02〜0.08％である。
【００２３】
Si：0.01〜1.0％
Siは、固溶して強度を増加させる有効な元素である。このような効果を得るためには、0.01％以上の含有を必要とする。一方、1.0％を超える含有は溶接熱影響部（HAZ）の靭性を著しく低下させる。このため、Siは0.01〜1.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.05％〜0.6％である。
【００２４】
Mn：0.1〜2.0％
Mnは、Siと同様に、強度を増加させる比較的安価な元素であり、溶接構造用鋼材の高強度化には重要な元素である。このような効果を得るためには、0.1％以上の含有を必要とする。0.1％未満ではその効果は小さい。一方、2.0％を超えて含有すると、上部ベイナイト変態を促進させるため、母材靭性や溶接熱影響部の靭性を低下させる。このため、Mnは0.1〜2.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.5〜1.8％である。
【００２５】
Ｐ：0.030％以下
Ｐは、粒界や最終凝固位置等に偏析する傾向が強く、とくに中心偏析部などでは、靱延性や溶接熱影響部の靭性を低下させる等の悪影響を及ぼす。このため、Ｐはできるだけ低減することが望ましい。しかし、0.030％以下であれば、その悪影響は小さいため、Ｐは0.030％以下に限定することにした。なお、好ましくは、0.025％以下である。
【００２６】
Ｓ：0.030％以下
Ｓは、鋼中では、MnS等の硫化物系介在物として存在し、延性、靭性を低下させる悪影響を及ぼす。また、Ｐと同様に、鋼材の脆化を助長する。そのため、Ｐと同様に，できるだけ低減することが望ましい。しかし、0.030％以下であれば、その悪影響は許容できる。このため、Ｓは0.030％以下に限定した。なお、好ましくは、0.025％以下である。
【００２７】
Al：0.003〜0.1％
Alは、脱酸材として作用する元素である。このような効果を得るためには、0.003％以上の含有を必要とする。一方、0.1％を超えて含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果を期待できなくなる。このため、Alは0.003〜0.1％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.005〜0.06％である。
【００２８】
Mo：0.010〜0.30％
Moは、火災時（600℃加熱時）にMo炭化物を形成し、高温強度を安定的に確保する作用を有し、鋼材の耐火性能を十分発揮するために有効な元素である。このような効果を確保するためには、0.010％以上の含有を必要とする。一方、0.30％を超える含有は、材料コストの高騰を招く。このため、Moは0.010〜0.30％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.050〜0.30％である。
【００２９】
Nb：0.010〜0.20％
Nbは、本発明において極めて重要な元素である。本発明では、圧延され冷却された鋼材中に、微細なNb（C,N ）を多量析出させ、火災時のMo炭化物の析出を促進させる。これにより、Mo含有量が少なくても、得られる高温強度を高くすることができ、Mo含有量を低減させることができる。このような効果を得るためには、0.010％以上の含有を必要とする。一方、0.20％を超えて含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できないばかりか、粗大なNb（C,N）が析出し、鋼材（母材）が脆化するとともに、溶接部も脆化するなどの悪影響がある。このため、Nbは0.010〜0.20％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.015〜0.15％である。
【００３０】
上記した成分が基本の成分であるが、基本成分に加えてさらに、選択元素として、Cu：0.01〜1.0％、Ni：0.01〜1.0％、Cr：0.05〜1.0％、V：0.001〜0.2％、B：0.0001〜0.003％のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ti：0.003〜0.02％、および／または、Ca：0.0005〜0.005％、REM：0.0005〜0.005％のうちから選ばれた１種または２種、および／または、Zr：0.0001〜0.003％、Mg：0.0001〜0.003％のうちから選ばれた１種または２種、を選択して含有できる。
【００３１】
Cu：0.01〜1.0％、Ni：0.01〜1.0％、Cr：0.05〜1.0％、V：0.001〜0.2％、B：0.0001〜0.003％のうちから選ばれた１種または２種以上
Cu、Ni、Cr、V、Bはいずれも、鋼材の強度を増加させる元素であり、必要に応じて、選択して１種または２種以上含有できる。
Cu：0.01〜1.0％
Cuは、0.5％程度までの含有では固溶強化により、それ以上では析出強化により鋼材の強度増加に寄与する。このような効果を得るためには、0.01％以上の含有を必要とする。一方、1.0％を超える含有は、鋼材の表面品質を低下させる。このため、含有する場合には、Cuは0.01〜1.0％の範囲に限定することが好ましい。
【００３２】
Ni：0.01〜1.0％
Niは、固溶強化により鋼材の強度増加に寄与するとともに、低温靭性の向上にも寄与する。このような効果を得るためには、0.01％以上含有することが好ましいが、1.0％を超えて含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できず、経済的に不利となる。このため、含有する場合には、Niは0.01〜1.0％に限定することが好ましい。
【００３３】
Cr：0.05〜1.0％
Crは、固溶強化により鋼材の強度増加に寄与するとともに、セメンタイトの分解を抑える作用を有し、これにより、焼戻時の軟化抵抗の向上にも寄与する。このような効果を得るためには、0.05％以上含有することが望ましいが、1.0％を超えて含有すると、溶接性が低下するとともに、スケール剥離性が阻害され、表面品質が低下する。このため、含有する場合には、Crは0.05〜1.0％の範囲に限定することが好ましい。
【００３４】
Ｖ：0.001〜0.2％
Ｖは、V（C,N）として微細析出し、常温強度、高温強度を増加させ、鋼材の強度増加に寄与する。このような効果を得るためには、0.001％以上含有することが好ましい。一方、0.2％を超える含有は表面品質を低下させる。このため、含有する場合には、Ｖは0.001〜0.2％の範囲に限定することが好ましい。
【００３５】
Ｂ：0.0001〜0.003％
Ｂは、微量含有で、焼入れ性を高める有効な元素であり、厚肉H形鋼等の鋼材の高強度化に寄与する。このような効果を得るためには0.0001％以上含有することが望ましいが、0.003％を超える含有は、炭窒化物を形成して靭性を低下させる。このため、含有する場合は、Ｂは0.0001〜0.003％の範囲に限定することが好ましい。
【００３６】
Ti：0.003〜0.02％
Tiは、TiNを形成して大入熱溶接熱影響部のミクロ組織を微細化させ、靭性向上に有効に寄与する。このような効果を得るためには、0.003％以上含有することが好ましいが、0.02％を超えて含有すると、粗大なTiNが析出しやすくなり、Nb炭窒化物の微細分散を阻害する。このため、含有する場合には、Tiは0.003〜0.02％の範囲に限定することが好ましい。
【００３７】
Ca：0.0005〜0.005％、REM：0.0005〜0.005％のうちから選ばれた１種または２種
Ca、REMはいずれも、介在物の形態制御に有効に寄与する元素であり、とくに介在物の形態制御を介して、偏析部の靭性、延性向上や、溶接熱影響部の靭性向上に有効に寄与する元素であり、必要に応じて、選択して１種または２種を含有できる。このような効果を得るためには、それぞれ0.0005％以上含有することが望ましいが、それぞれ0.005％を超える含有は、鋼の清浄度を低下させる。このため、含有する場合には、Ca：0.0005〜0.005％、REM：0.0005〜0.005％の範囲に、それぞれ限定することが好ましい。
【００３８】
Zr：0.0001〜0.003％、Mg：0.0001〜0.003％のうちから選ばれた１種または２種
Zr、Mgはいずれも、酸化物を形成して、大入熱溶接部のミクロ組織を微細化して大入熱溶接部の靭性向上に寄与する元素であり、必要に応じて選択して１種または２種を含有できる。このような効果を得るためには、それぞれ0.0001％以上含有することが望ましいが、それぞれ0.003％を超えて含有すると、鋼材の清浄性を低下させる。このため、含有する場合には、Zr：0.0001〜0.003％、Mg：0.0001〜0.003％の範囲に限定することが好ましい。
【００３９】
なお、本発明鋼材では、上記した範囲の成分を、さらに次（１）式
炭素当量Ｃeq（％）＝C＋Si/24＋Mn/6＋Mo/4    ‥‥（１）
（ここで、C、Si、Mn、Mo：各元素の含有量（質量％））
で定義される炭素当量Ceqが0.46以下を満足するように調整する。
上記した（１）式で定義される炭素当量Ceqが、0.46を超えると、溶接性や溶接熱影響部靭性を低下させる。このため、炭素当量Ceqは0.46以下に限定した。なお、好ましくは0.44以下である。
【００４０】
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。なお、不可避的不純物としては、Ｏ：0.0030％以下、Ｎ：0.0070％以下が許容できる。
つぎに、本発明鋼材の組織限定理由について説明する。
本発明鋼材は、上記した組成を有し、さらに、鋼中に質量％で、粒径20nm未満のNb炭窒化物がNb換算で0.01〜0.08％析出した組織を有する。
【００４１】
粒径20nm未満のNb炭窒化物の析出量がNb換算で、すなわちNb炭窒化物として析出したNb量が0.01％未満では、高温加熱時のMo炭化物の析出促進が十分でなく、一方、0.08％を超えて多量に析出しても、効果が飽和するだけである。また、微細Nb析出物を多量析出させるためには、熱間圧延条件、その後の冷却条件を高度に管理する必要があり、生産性を低下させる。このため、圧延まま状態での、粒径20nm未満のNb炭窒化物の析出量はNb換算で0.01〜0.08％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.015〜0.07％である。
【００４２】
つぎに、本発明耐火鋼材の好ましい製造方法について説明する。
上記した組成を有する鋼素材に、熱間圧延として、熱延工程、冷却工程、および析出促進処理工程からなる工程を施して、所定の寸法形状を有する鋼材とする。
鋼素材の製造方法については、特に限定する必要はなく、上記した組成の溶鋼を転炉等の常用の溶製方法を用いて溶製し、連続鋳造法等の常用の鋳造方法で、スラブ、ビームブランク等の鋼素材とすることが好ましい。
【００４３】
鋼素材は、まず、再加熱されたのち、熱延工程を施される。
熱間圧延のための加熱温度は、1000〜1350℃の範囲の温度とする。加熱温度が1000℃未満では、Nbの固溶が不十分で、微細なNb析出物を多量に分散させることができず、Mo炭化物の析出促進を十分に達成できない。一方、1350℃を超える高温では、スケールロスが増加し、歩留りが低下するとともに、加熱のための燃料原単位が低下する。このため、鋼素材の再加熱温度は1000〜1350℃の範囲の温度に限定した。なお、Nbの完全固溶という観点からは、好ましくは1200℃以上である。
【００４４】
また、熱延工程では、加熱された鋼素材に、厚板圧延機、Ｈ形鋼圧延機等のリバース圧延機で、熱間圧延を施し、所望の厚鋼板、Ｈ形鋼等の鋼材とする。熱間圧延は、圧延終了温度を850℃以上とする、オーステナイト域での圧延とする。圧延終了温度が850℃未満では、組織が微細化し常温での降伏比が高くなりやすく、耐震性が低下する。このため、熱間圧延の圧延終了温度は850℃以上に限定した。なお、好ましくは900℃以上である。
【００４５】
熱延工程終了後、得られた鋼材は、ついで冷却工程を施される。冷却工程は、（Ar3変態点−30℃）〜（Ar3変態点−130℃）の範囲の温度まで空冷する工程とする。なお、空冷に代えて、加速冷却としてもよい。空冷に代えて、加速冷却を施すことにより、圧延能率の低下を伴うことなく、微細Nb析出物の析出量を増加させることができる。加速冷却は、20℃/s以下の冷却速度での冷却とすることが好ましい。20℃/ｓを超えて冷却を速くすると、逆に、微細Nb析出物の析出量が低下する。
【００４６】
冷却工程終了後、析出誘起処理工程を施す。析出誘起処理工程は、（Ar3変態点−30℃）〜（Ar3変態点−130℃）の温度範囲で、圧下率：1.0〜10％とする、少なくとも１パスの熱間圧延を行う工程とする。これにより、Nb析出物であるNb（C,N）が歪誘起析出して、α相中に微細にかつ多量に析出する。これにより、火災時に高温に加熱された際に、Mo炭化物の析出が促進され、高温耐力が増加する。
【００４７】
少なくとも１パスの熱間圧延を行う温度が、（Ar3変態点−30℃）を超える高温では、生成するNb析出物の量が少ない。一方、（Ar3変態点−130℃）未満となる低温では、圧延負荷が増加し、熱間圧延が困難となる。このため、析出促進処理の温度は（Ar3変態点−30℃）〜（Ar3変態点−130℃）の温度範囲に限定した。なお、好ましくは（Ar3変態点−30℃）〜（Ar3変態点−100℃）の温度範囲であり、より好ましくは（Ar3変態点−30℃）〜（Ar3変態点−70℃）の温度範囲である。なお、Ar3変態点は、次式
Ar3変態点（℃）＝910−273C＋25Si−74Mn−54Ni−8Cu−15Cr−10Mo
（ここで、Ｃ，Si，Mn，Ni，Cu，Cr，Mo：各元素の含有量（質量％））
を用いて算出するものとする。なお、上記した式に記載の元素を含有しない場合には、当該元素を零として計算するものとする。
【００４８】
なお、Nbの歪誘起析出を、肉厚中心部までに効率的に生じさせるために、析出誘起処理工程では、少なくとも１パスの熱間圧延後に、鋼材の表面温度と中心温度の温度差を30℃以上、すなわち表面温度が中心温度よりも30℃以上低くする、ことが望ましい。
また、少なくとも１パスの熱間圧延の圧下率が、1.0％未満では、Nb析出物の歪誘起析出量が少ない。一方、10％を超えると、圧延負荷が増加し、熱間圧延が困難となる。このため、少なくとも１パスの熱間圧延の圧下率は1.0〜10％の範囲に限定した。なお好ましくは２〜８％である。
【００４９】
析出誘起処理工程後は、空冷で室温まで冷却する。
【実施例】
【００５０】
表２に示す組成を有する溶鋼を、転炉で溶製し、連続鋳造法で鋳片（スラブ又はビームブランク）とした。これら鋳片を表３に示す加熱温度に加熱したのち、表３に示す条件で、熱延工程、冷却工程、析出誘起処理工程を施し、表３に示す板厚（肉厚）の鋼材（厚鋼板、Ｈ形鋼）とした。
得られた鋼材から、JIS Z 2201の規定に準拠して、圧延方向と平行方向が試験片長さ方向となるように、JIS１Ａ号試験片を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して、室温（25℃）で引張試験を実施し、引張特性（降伏強さYP、引張強さTS）を求めた。また、得られた鋼材から、JIS G 0567の規定に準拠して、圧延方向と平行方向が試験片長さ方向となるように、高温引張試験片（直径：10mmφ、GL:50mm）を採取し、JIS G 0567の規定に準拠して、高温引張試験（試験温度：600℃）を実施し、高温耐力（600℃）（0.2％耐力σ600）を求めた。
【００５１】
また、得られた鋼材の圧延まま状態から試験片を採取して、Nbの電解抽出残渣分析を行った。電解抽出条件は、10％AA系電解液（10vol％アセチルアセトン−１mass％塩化テトラメチルアンモニウム・メタノール）中で、定電流電解し、得られた電解液を最終的に20nmの多孔質フィルタを用いてろ過し、ろ過済みの電解液についてICP発光分光分析装置を用いて分析し、電解液中のNb量を測定した。得られたNb量を電解重量で除して、粒径20nm未満の微細な析出Nb量（質量％）とした。
【００５２】
また、得られた鋼材（圧延まま）に、さらに、600℃×30minの熱処理を施し、Moの電解抽出残渣分析を行った。電解抽出残渣分析は、Nbの電解抽出残渣分析と同様な手法で行い、粒径20nm未満の微細な析出Mo量（質量％）を得た。これらの値を用いて、得られた析出Mo量とMo含有量との比、析出Mo比率（Mo歩留）を算出した。
さらに、得られた鋼材（圧延まま）より、入熱3kJ/mm程度でCO2溶接により溶接継手を作製し、溶接接合部からシャルピー衝撃試験片（Vノッチ）を採取し、試験温度0℃でシャルピー衝撃試験を実施し、吸収エネルギーvEo(J)を求めた。
【００５３】
得られた結果を表４に示す。
【００５４】
【表２】
0005768595.tif 000003
【００５５】
【表３】
0005768595.tif 000004
【００５６】
【表４】
0005768595.tif 000005
【００５７】
本発明例はいずれも、析出Mo比率（Mo歩留）が高く、高い高温耐力（600℃での耐力）を確保できている。このため、本発明例はいずれも、低いMo含有量で優れた耐火性能を確保できている。一方、粒径20nm未満の微細なNb析出物が少ない本発明の範囲を外れる比較例は、析出Mo比率が低くなり、所望の優れた耐火性能を確保できていない。また、粒径20nm未満の微細なNb析出物が本発明範囲を満足していても、Mo含有量が本発明範囲を外れる比較例（鋼材No.8）は、析出Mo量が少なく所望の優れた耐火性能を確保できていない。