高温特性和韧性优良的钢材及其制造方法 【技术领域】
本发明涉及耐火钢材及其制造方法。
背景技术
从建筑物的超高层化、建筑设计技术的高度化等方面考虑，根据建设省综合计划进行耐火设计的重新评价，于昭和62年3月制定了“新耐火设计法”。根据该规定，解除了旧法令中为了在火灾时使得钢材的温度在350℃以下而进行耐火被覆的限制，变成可以根据钢材的高温强度和建筑物的实际负荷选择适当的耐火被覆方法。也就是说，在能够确保600℃时的设计高温强度的情况下，能够削减与此相称的耐火被覆。
与常温下的强化机理相同，通过以下四点来提高钢材在600℃下的高温强度：(1)铁素体晶体粒径的微细化、(2)利用合金元素的固溶体强化、(3)利用硬化相的分散强化、(4)利用微细析出物的析出强化。
以往的耐火钢主要通过Mo的碳化物的析出强化来提高高温下的软化阻力。可是，Mo是高价元素，在添加量多的情况下有损经济性，因而必须抑制添加量，最好不添加Mo。而且，如果过剩地添加Mo，有可能发生碳化物析出造成的再热脆化。
对于这样的问题，提出了复合添加Nb、B及Ti来提高高温强度的耐火钢(例如参照日本特开平4-350127号公报、日本特开平11-302770号公报、日本特开2000-248335号公报)。
可是，这些耐火钢没有对焊接时焊接热影响部(Heat Affeced Zone，简称为HAZ。)的析出物的粗大化的抑制进行考虑，因而担心HAZ的韧性下降。
对于如此的HAZ的韧性的下降，提出了通过利用Ti系氧化物抑制晶粒生长的效果、或通以Ti系氧化物作为生成核的晶粒内相变而防止了HAZ的晶体粒径的粗大化的钢材(例如参照日本特开平4-362156号公报)。
再有，提出了活用Ti系氧化物的晶粒内相变，谋求显微组织的均质化的H型钢的制造方法(例如参照日本特开2002-212632号公报)。
可是，由于对厚钢板或型钢等以大线能量进行焊接，在焊接部附近被加热到更高的温度，因此尤其在对一度因焊接被加热到高温的HAZ被再加热时，产生因碳化物、氮化物的析出而发生脆化的问题。这些以往的专利文献中提出的钢材没有考虑到如此的HAZ的高温脆化(以下称为再热脆化)。
此外，对于主要作为高层建筑物的柱材使用的极厚H型钢，由于伴随着板厚尺寸的增大，其制造工序为低压下量、低冷却速度，因而与薄钢材相比较更难于实施充分的加工热处理，因此在以往技术中，要确保强度就需要大量添加合金元素，在这种情况下出现韧性下降、焊接性下降等的问题。
【发明内容】
本发明提供钢材及其制造方法，该钢材的包括焊接热影响区的耐再热脆化特性在内的高温特性及母材和HAZ的韧性优良，可作为耐火钢材或极厚H型钢使用。
本发明涉及钢材及其制造方法，该钢材通过添加微量的B、Nb提高淬火性来确保常温强度，利用固溶Nb地曳力效应(固溶的Nb在位错等晶格缺陷中浓化，成为缺陷及位错的移动的阻力，从而提高强度的现象)，提高高温强度，将Ti的微细的氧化物用于晶界的钉扎和晶粒内相变的生成，抑制HAZ的粗大化，防止向晶界偏析的B的浓度的上升，谋求由板厚引起的机械特性变动少、耐再热脆化等高温特性的提高，进而，为了确保母材及HAZ的韧性，对添加Ti时的钢水中的溶解氧浓度进行调整，使Ti的微细的氧化物分散在钢中。
如此的本发明的要旨如下所述。
(1)一种高温特性和韧性优良的钢材，其特征在于，该钢材以质量％计含有C：0.005％以上且0.030％以下、Si：0.05％以上且0.40％以下、Mn：0.40％以上且1.70％以下、Nb：0.02％以上且0.25％以下、Ti：0.005％以上且0.025％以下、N：0.0008％以上且0.0045％以下、B：0.0003％以上且0.0030％以下；将P、S、Al的含量限定为P：0.030％以下、S：0.020％以下、Al：0.03％以下；余量为Fe及不可避免的杂质；C和Nb的含量满足C-Nb/7.74≤0.02，以30～300个/mm2的密度具有粒径为0.05～10μm的Ti系氧化物。
(2)根据上述(1)所述的高温特性和韧性优良的钢材，其特征在于，以质量％计还含有以下元素中的1种或2种：V：0.10％以下、Mo：0.10％以下。
(3)根据上述(1)或(2)所述的高温特性和韧性优良的钢材，其特征在于，以质量％计还含有以下元素中的1种或2种：Zr：0.03％以下、Hf：0.01％以下。
(4)根据上述(1)～(3)中任一项所述的高温特性和韧性优良的钢材，其特征在于，以质量％计还含有以下元素中的1种或2种以上：Cr：1.5％以下、Cu：1.0％以下、Ni：0.7％以下。
(5)根据上述(1)～(4)中任一项所述的高温特性和韧性优良的钢材，其特征在于，以质量％计还含有以下元素中的1种或2种以上：Mg：0.0050％以下、REM：0.01％以下、Ca：0.005％以下。
(6)根据上述(1)～(5)中任一项所述的高温特性和韧性优良的钢材，其特征在于，Nb与C的质量浓度积为0.0015以上。
(7)根据上述(1)～(6)中任一项所述的高温特性和韧性优良的钢材，其特征在于，钢材是耐火钢材。
(8)根据上述(1)～(6)中任一项所述的高温特性和韧性优良的钢材，其特征在于，钢材是翼缘厚度为40mm以上的极厚H型钢。
(9)一种高温特性和韧性优良的钢材的制造方法，其特征在于，在将包含上述(1)～(6)中任一项记载的成分的钢调整到溶解氧为0.003～0.015质量％后，添加Ti进行熔炼，并进行铸造而得到钢坯，将该钢坯加热到1100～1350℃并进行热轧。
(10)根据上述(9)所述的高温特性和韧性优良的钢材的制造方法，其特征在于，进行1000℃以下的累积压下率为30％以上的热轧。
(11)根据上述(9)或(10)所述的高温特性和韧性优良的钢材的制造方法，其特征在于，热轧后，将从800～500℃的温度范围的平均冷却速度设定为0.1～10℃/s来进行冷却。
根据本发明，能够在不实施冷加工及调质热处理的情况下，制造具有充分的常温强度及高温强度、并且母材和HAZ的韧性及耐再热脆化特性优良的钢材、特别是耐火H型钢或极厚H型钢，或者对于板厚大的尺寸、例如翼缘厚度为140mm左右的极厚H型钢，仅通过热轧就能够确保强度、韧性地来进行制造。
钢材中的通过热轧制造的H型钢可从其形状分为翼缘(flange)、腹板(web)、圆角(fillet)等部位，由于轧制温度经历及冷却速度根据各自的形状有所不同，因此即使同一成分有时因部位的不同而使得机械特性也发生较大变化。
对于具有本发明的成分组成的钢，其影响强度、韧性的精轧温度依赖性及冷却速度依赖性相对较小，能够减轻H型钢的截面部位内的材质的不均匀，此外能够减小板厚造成的材质变化，因而尤其对于极厚H型钢这样的板厚大的尺寸的钢材，能够确保强度、韧性，并能够降低H型钢的截面内的材质的不均匀。
【附图说明】
图1是表示C及Nb对钢材的高温强度的影响的图。
图2是表示Ti氧化物的数密度分布对钢材的HAZ的韧性的影响的图。
图3是表示Ti氧化物的数密度分布对钢材的再热脆化特性的影响的图。
图4是表示添加Ti之前的溶解氧量与Ti量的关系对Ti系氧化物的密度的影响的图。
图5是作为实施本发明方法的装置配置例的型钢制造工艺的简略图。
图6是表示H型钢的截面形状及机械试验片的采取位置的图。
【具体实施方式】
本发明者进行了如下研究：通过添加B、Nb提高淬火性，通过生成块状铁素体或贝氏体，从而提高高温强度以及常温下的强度及韧性，得到耐再热脆化特性优良的钢材、尤其是H型钢。
其结果是，发现通过确保固溶Nb，能够利用其曳力效应使高温下的位错的移动速度变慢，相对于高温下的软化发挥抵抗力，作为耐火钢能够确保强度。
再有，为了最大限度地发挥B及Nb的效果，研究了低C化、低N化、及Ti的氧化物的利用。其结果是，得到以下见解。
低C化及低N化对于抑制多边形铁素体的生成及确保固溶Nb、固溶B是有效的。Nb及B的碳化物即NbC及Fe23CB6、以及氮化物即NbN及BN成为铁素体的生成核，并且通过碳化物、氮化物的析出使得固溶Nb、固溶B减少。特别是，如果Nb及B的碳化物、氮化物少量、微细地析出，则有助于通过析出强化来提高强度，但在焊接时，有时NbC、BN在奥氏体的晶界(以下，也称为γ晶界)析出，出现再热脆化。因而，从确保耐再热脆化特性的观点出发，规定C添加量及N添加量的上限是非常重要的。
再有，如果使微细的Ti的氧化物分散在钢中，则即使在焊接热循环中的最高到达温度下也能够通过钉扎晶粒来防止HAZ的粒径的粗大化。此外，微细的Ti的氧化物在HAZ中作为晶粒内相变的生成核发挥作用，通过生成的晶粒内铁素体可进一步抑制HAZ的粒径的粗大化。该HAZ的粒径的粗大化的防止对于抑制再热脆化是非常有效的。这是因为如果HAZ的粒径粗大化，则晶界面积减少，向晶界偏析的B及Nb的晶界浓度上升，促进碳化物、氮化物等的晶界析出，助长晶界脆化。
为了使微细的Ti的氧化物分散在钢中，需要在通过预备脱氧处理将溶解氧浓度调整到0.003～0.015％的浓度范围后添加Ti。此外，如果过剩地添加强力的脱氧元素Al，则不生成Ti的微细的氧化物，因此需要将Al的含量抑制在低于0.03％。
此外，碳含量超过0.03％的钢生成岛状马氏体，韧性显著降低，产生不能满足标准的部位，因此需要将碳含量规定在0.03％以下。
基于以上的见解，本发明者还对C及Nb与钢材的高温强度的关系、添加Ti之前的溶解氧量、Ti系氧化物的粒径及密度与HAZ韧性的关系、及对耐再热脆化特性的影响进行了详细的研究。
本发明者通过使添加Ti时的溶解氧量变化地将下述的钢熔炼并进行铸造而得到钢坯；该钢以质量％计含有C：0.03％以下、Si：0.05％以上且0.4％以下、Mn：0.4％以上且1.7％以下、Nb：0.02％以上且0.25％以下、N：0.0008％以上且0.0045％以下、B：0.0003％以上且0.0030％以下，并将杂质元素P及S分别限制在0.03％以下、0.02％以下，将脱氧元素Al限制在0.03％以下，余量为Fe及不可避的杂质；将上述得到的钢坯加热到1100～1350℃，将1000℃以下的累积压下率设定为30％以上，进行热轧，制造了板厚为10～40mm的钢板。
按照JIS Z 2201从钢板采取拉伸试验片，按照JIS Z 2241进行常温下的拉伸试验，按照JIS G 0567进行600℃下的拉伸试验。此外，从钢板采取小片，实施如下所述的热处理(称为HAZ再现热处理)，该热处理为：以10℃/s的升温速度加热到1400℃并保持1s，将从800℃冷却到500℃所需的时间设定为10s来进行冷却，模拟HAZ的热经历；然后，加工成试验片，按照JISZ 2242进行了夏比冲击试验。此外，采用扫描型电子显微镜测定了Ti系氧化物的粒径和密度。
图1表示C及Nb的含量与高温强度的关系、具体是表示600℃时的0.2％耐力(600℃YS)相对于C-Nb/7.74的关系。在图中，○及●是常温时的抗拉强度为400MPa级的钢材的600℃YS，◇及◆是490MPa级的钢材的600℃YS。
从图1看出，如果C-Nb/7.74在0.02以下，则常温的抗拉强度为400MPa级、490MPa级的钢材的600℃时的0.2％耐力超过目标值，可得到良好的高温强度。
图2是表示在钢中粒径为0.05～10μm的Ti系氧化物的数密度分布对HAZ韧性的影响的图。从图2看出，为了得到良好的HAZ韧性，需要按30～300个/mm2的比例分散地含有粒径为0.05～10μm的Ti系氧化物。
此外，采用圆棒的拉伸试验片，实施下述的HAZ再现热处理，然后将升温速度规定为10℃/s，再加热到600℃，测定了收缩值即再热收缩率，该HAZ再现热处理为：以10℃/s的升温速度加热到1400℃并保温1s，将从800℃冷却到500℃所需的时间规定为10s，冷却到100℃。
其结果是，对于HAZ韧性优良的钢材，如图3所示，对于Ti系氧化物的分散在上述范围内的HAZ韧性优良的钢材，确认可得到再热收缩率(也称作再热断面收缩率)为30％以上的良好的结果。
图4是表示添加Ti之前的溶解氧量与Ti量的关系对Ti系氧化物的密度的影响的图。图4的数值是粒径为0.05～10μm的Ti系氧化物的密度。从图4得知，为了得到具有良好HAZ韧性的、以30～300个/mm2的比例含有粒径为0.05～10μm的Ti系氧化物的钢材，需要将Ti添加前的一次脱氧后的溶解氧调整到以质量％计为0.003～0.015％、优选调整到0.003～0.010％，将Ti的含量设定为0.005～0.025％、优选设定为0.005～0.020％。
如以上所述可知，如果在对耐火型钢进行了低C化及低N化的基础上，再使C与Nb的关系及Ti系氧化物的粒径、数密度最佳化，则可确保固溶Nb，并可通过抑制HAZ的粒径的粗大化，使向晶界偏析的B及Nb的浓度进一步降低，对于防止再热脆化是非常有效的。
此外可知，作为本成分系的优点，通过添加B来维持适度的淬火性的同时，有助于提高钢材强度及韧性的元素的平衡也非常好，强度及韧性对加热后的冷却过程中的冷却速度几乎没有依赖性，特性的不均匀非常小，因此在应用于板厚大的尺寸的情况下，能够在所有部位将强度、韧性维持在高水平，是适合于极厚H型钢的化学成分。
以下对基于以上的见解的本发明进行详细的说明。首先，说明Ti系氧化物。
Ti系氧化物的粒径、密度：
本发明涉及耐火钢，该耐火钢利用微细分散的Ti系氧化物，尤其通过钉扎的效果抑制了HAZ的晶粒粗大化，提高了HAZ韧性及再热脆化特性。对钉扎有效的该Ti系氧化物的粒径的下限为0.05μm以上。如果Ti系氧化物的粒径超过10μm，则成为破坏的起点，阻碍韧性。
此外，对于提高HAZ韧性及再热脆化特性，30～300个/mm2的密度是有效的。在粒径为0.05～10μm的Ti系氧化物的密度低于30个/mm2时，钉扎的效果不充分。另一方面，如果粒径为0.05～10μm的Ti系氧化物的密度超过300个/mm2，则因促进龟裂的传播而损害HAZ韧性、再热脆化特性。
再者，所谓Ti系氧化物，是TiO2、Ti2O3、它们与SiO2等Si系氧化物及Al2O3等Al系氧化物的复合氧化物、与MnS等硫化物、TiN等氮化物复合析出而成的含Ti的氧化物的总称。
可以采用扫描型电子显微镜(SEM)对Ti系氧化物的粒径及密度进行测定。在Ti系氧化物的鉴定中优选使用具有能量分散型X射线分析装置的SEM。Ti系氧化物在液相中结晶、在热轧中也不延伸，因而可作为球状的夹杂物被观察。此外，如果使用能量分散型X射线分析装置，则能够确认球状的夹杂物是含有Ti的氧化物。
利用SEM，以5000～10000倍观察数个视野、优选观察20个视野以上，计算夹杂物的个数，将其除以观察部位的面积，由此能够算出密度。再者，由于粒径低于0.05μm或超过10μm的夹杂物对于韧性的改善没有帮助，因此在计算密度时可忽视不计。
Ti添加前的溶解氧量：
要使粒径为0.05～10μm、密度为30～300个/mm2的Ti系氧化物存在于钢中，熔炼钢时的添加Ti之前的溶解氧量是重要的。如果Ti添加前的溶解氧量低于0.003％，则Ti系氧化物的粒径减小，密度下降。另一方面，如果Ti添加前的溶解氧量超过0.015％，则因Ti系氧化物的粒径超过10μm而粗大化，阻碍韧性。因此，将添加Ti之前的溶解氧量设定为0.003～0.015％的范围。如果熔炼钢时在添加Ti之前采用Si及Mn作为脱氧剂进行脱氧，则可将溶解氧量规定在0.003～0.015％。
接着，对本发明的耐火钢的成分进行说明。
C是强化钢的元素，为了得到作为结构用钢所必要的强度，需要添加0.005％以上。另一方面，如果添加C超过0.03％，则在HAZ中产生粗大的碳化物，从而使得韧性及再热脆性降低，此外，在贝氏体相的板条间生成岛状马氏体，使母材的韧性降低。因此，将C量的下限设定为0.005％，将C量的上限设定为0.03％。再者，从确保再热脆性及韧性的观点出发，优选将上限设定为0.02％。
Si在本发明中是重要的脱氧剂，此外，是有助于提高强度的元素。为了使添加Ti之前的钢水的溶解氧达到0.003～0.015质量％，而且为了确保母材的强度，需要添加0.05％以上的Si。另一方面，如果Si量超过0.40％，则生成低熔点的氧化物，使得氧化皮剥离性恶化。因而，将Si量规定在0.05％以上且0.40％以下。此外，如果Si量超过0.30％，则有时会发生热浸镀时的不均，有损美观性。因此，优选将Si量的上限设定为0.30％以下。
Mn在本发明中是重要的脱氧剂，此外是使淬火性提高、使贝氏体组织的生成量增加、有助于提高强度及韧性的元素。为了使添加Ti之前的钢水的溶解氧达到0.003～0.015质量％，而且为了确保母材的强度、韧性，需要添加0.40％以上。另一方面，Mn是在连续铸造中制造钢坯时容易向钢坯的中心偏析的元素，如果添加Mn超过1.70％，则偏析部的淬火性过度提高，使得韧性恶化。因此，将Mn量规定为0.40％以上且1.70％以下。特别是，在Mn以外的强化元素的添加量少的情况下，为了通过添加Mn来确保强度，优选添加0.80％以上。
Nb是为了确保在本发明中非常重要的固溶Nb而添加的。通过确保固溶Nb，使淬火性上升，提高常温强度，此外通过位错的曳力效应使得变形阻力增加，从而即使在高温区也能确保强度。为了确保表现如此效果的固溶Nb，需要添加0.02％以上的Nb。另一方面，即使添加Nb超过0.25％，其效果也饱和，因此将0.25％作为上限。此外，在本发明中，由于B有助于提高强度，因此优选将Nb的添加量的上限设定为0.10％以下。
此外，Nb是强力的碳化物形成元素，以NbC的形式将过剩的C固定，防止因Fe23CB6的析出而减少固溶B。因此，为了提高高温强度，需要满足C-Nb/7.74≤0.02的关系。这里，C和Nb分别是C和Nb的含量，单位为质量％。
由于能够从C的下限值和Nb的上限值求出C-Nb/7.74的下限，因而不特别规定。
Nb和C的质量浓度积是固溶Nb量的指标，为了进一步提高高温强度，优选规定为0.0015以上。所谓Nb和C的质量浓度积，是以质量％表示的Nb及C的含量的积。由于可从Nb及C的含量的上限值求出Nb和C的质量浓度积的上限，因而不特别规定。
Ti是如上所述形成Ti系氧化物的重要的元素。此外是生成碳化物及氮化物的元素，在高温下容易形成TiN。TiN在到1300℃为止的温度区中是稳定的，将N固定，抑制BN向HAZ的晶界的析出，有助于耐再热脆化特性的提高。此外，通过形成TiN能够抑制NbN的析出，因此Ti的添加对于确保固溶Nb也是非常有效的。为了得到此效果，需要添加0.005％以上的Ti。另一方面，如果添加Ti超过0.025％，则Ti系氧化物、TiN粗大化，损害韧性。为此，将Ti量规定为0.005％以上且0.025％以下。从确保微细的Ti系氧化物的量来提高韧性的观点出发，优选将上限值设定为0.020％。
N是生成氮化物的杂质元素。N量的降低对于抑制固溶Nb及B的减少是有效的，将上限设定为0.0045％以下。优选N的含量为尽量低的浓度，但是为了设定为低于0.0008％，使得制造成本增大。此外，优选将直到高温区生成稳定的TiN、强力的氮化物生成元素即Ti的添加量和N的含量规定为适当的关系。在本发明中，为了提高常温及高温下的机械特性，优选将Ti/N浓度比规定为3.4以上。
B是添加微量就能使淬火性提高、有助于提高强度的元素。为了得到此效果，需要添加0.0003％以上。另一方面，如果B量超过0.0030％，则BN过剩地析出，有损耐再热脆化特性。因此，将B量规定为0.0003～0.0030％。但是，在应用于耐火钢时，从使再热脆化尽量降低的观点出发，优选上限值为0.0020％，更优选为0.0015％。在应用于极厚H型钢时，从利用淬火性来确保强度的观点出发，优选上限值为0.0025％。
P、S是杂质，如果过剩地含有，则产生由凝固偏析造成的焊接裂纹及韧性的下降。因此，应当尽量降低P及S，将P及S的含量的上限分别设定为0.03％以下、及0.02％以下。
Al是强力的脱氧剂，为了将钢水的一次脱氧后的溶解氧浓度控制在0.003～0.015％而添加。可是，如果添加Al超过0.03％，则形成岛状马氏体，损害韧性，因此将上限设定为0.03％。从提高韧性的观点出发，优选将上限设定为0.02％。
在本发明中，也可以根据需要进一步在该成分系中适当添加V、Mo、Zr、Hf、Cr、Cu、Ni、Mg、REM、Ca，由此可提高特性。以下对这些选择添加的成分进行说明。
V作为析出强化元素是已知的，但在C含量低的本发明中，有助于固溶强化。V即使添加超过0.10％，其效果也饱和，还有损经济性，因此优选将上限设定为0.10％。
Mo是有助于固溶强化及由淬火性的提高引起的组织强化的元素，优选根据作为目标的强度水平来选择性地活用由添加Mo引起的强化，但如果添加超过0.10％，则有损经济性，因此优选将上限设定为0.10％。
Zr是生成在高温下比TiN稳定的氮化物即ZrN的元素。通过生成ZrN，与单独添加Ti时相比，更有助于钢中的固溶N的减少，能够确保固溶B、固溶Nb。如果Zr的含量超过0.03％，则在铸造前的钢水中生成粗大的ZrN，有损常温下的韧性及HAZ的韧性。因此，优选将Zr的浓度规定为0.03％以下。此外，为了通过N的固定来抑制成为再热脆化的原因的BN的析出，能够防止高温强度、收缩率的下降，优选添加0.005％以上。
Hf与Ti同样地是生成氮化物的元素，有助于固溶N的降低。可是，如果添加Hf超过0.01％，则有时使得HAZ的韧性降低。因此，优选将Hf的上限设定为0.01％。
Cr、Cu、Ni是通过提高淬火性而有助于提高强度的元素。如果过剩地添加Cr及Cu，则有时损害韧性，因而优选将上限分别设定为1.5％以下及1.0％以下。此外，从经济性的观点出发，优选将Ni的上限设定为0.7％。
Mg是强力的脱氧元素，同时在高温下生成稳定的Mg系氧化物，在焊接时即使在加热到高温时也不在钢中固溶，具有将γ晶粒钉扎的功能。由此，可使HAZ的组织微细化，抑制韧性的下降。但是，如果添加Mg超过0.0050％，则Mg系氧化物粗大化，不有助于γ晶粒的钉扎，有时生成粗大的氧化物，损害韧性，因此优选将上限设定为0.0050％。
REM(稀土类元素)在钢中发生氧化反应及硫化反应，生成氧化物及硫化物。这些氧化物及硫化物在高温下是稳定的，即使在焊接时被加热到高温的情况下，也不在钢中固溶，具有将晶界钉扎的功能。通过该功能能够使HAZ的组织微细化，抑制韧性的下降。为得到此效果，对于所有稀土类元素的合计含量优选添加0.001％以上。另一方面，如果添加REM超过0.01％，则氧化物或硫化物的体积分率增高，有时使得韧性降低，因此将上限设定为0.01％。
Ca通过添加少量，就体现出抑制在热轧时硫化物向轧制方向延伸的效果。由此，可提高韧性，特别是有助于板厚方向的夏比值的改善。为了得到此效果，优选添加0.001％以上的Ca。另一方面，如果添加Ca超过0.005％，则氧化物或硫化物的体积分率增高，有时使得韧性下降，因此优选将上限设定为0.005％。
本发明的钢的金属组织没有特别的限定，只要调整使淬火性提高的元素的含量，形成与所要求的强度相符的金属组织即可。为了提高强度，优选提高块状铁素体、贝氏体的一方或双方的面积率。
块状铁素体是在冷却过程中奥氏体向同一组成的铁素体扩散相变而成的组织，相变前后的组成相同，因此不是C的扩散而是Fe原子的自扩散即晶格的再排列成为决速阶段。因此，块状铁素体由于原子的移动距离短、以比较快的相变速度生成，因而晶体粒径比多边形铁素体大，位错密度高。
按如此的机理生成的块状铁素体与多边形铁素体相比，在利用光学显微镜的组织观察中，尽管晶体粒径不同，但是形态没有差异。因此，为了明确区分它们，需要利用透射型电子显微镜进行观察。此外，贝氏体是板状组织，可通过光学显微镜与块状铁素体及多边形铁素体区别。再者，除块状铁素体、贝氏体、多边形铁素体以外，有时还生成少量的马氏体、残留奥氏体、珠光体。
通过提高钢的淬火性可促进块状铁素体、贝氏体的生成。因而，优选将淬火性指标即Ceq规定在0.05以上。此外，如果Ceq过高，则强度升高，有时损害韧性，因此更优选将上限设定为0.60以下。再者，Ceq＝C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14，C、Si、Mn、Ni、Cr、Mo、V是各个元素的含量[质量％]。
下面对制造方法进行说明。
作为钢，如上所述使用Si、Mn作为脱氧剂，调整Ti添加前的溶解氧量，进行熔炼及铸造，制成钢坯。从生产性的观点考虑，优选采用连续铸造。
通过热轧将得到的钢坯形成钢板或型钢，然后对其进行冷却。再者，本发明作为对象的钢材包括轧制而成的钢板、H型钢、I型钢、角钢、槽型钢、不等边不等厚角钢等型钢。其中，作为要求耐火性及耐再热脆化特性的建材，特别适合采用H型钢。此外，在作为柱材使用的情况下，适合采用以极厚H型钢为代表的板厚大的尺寸的钢材。
为了得到按30～300个/mm2的比例含有粒径为0.05～10μm的Ti系氧化物的本发明的钢材，Ti添加前的一次脱氧后的溶解氧的调整是非常重要的，需要将溶解氧量调整到以质量％计为0.003～0.015％。为了生成Ti系氧化物需要0.003％以上的溶解氧量，但如果超过0.015％，则Ti系氧化物的粒径变大，因而无法充分得到粒径为0.05～10μm的个数。从此观点出发，优选溶解氧以0.010％作为上限。
在通过热轧制造钢材时，为了易于进行塑性变形、使Nb充分固溶，需要将钢坯的加热温度的下限设定为1100℃。此外，在通过热加工制造型钢时，为了更易于进行塑性变形，优选将加热温度规定在1200℃以上。从加热炉的性能、经济性方面考虑，将钢坯的加热温度的上限设定为1350℃。为了使钢的显微组织微细化，优选将钢坯的加热温度的上限设定为1300℃以下。
在热轧中，优选将1000℃以下的累积压下率规定在30％以上。由此，可促进热加工时的再结晶，使γ晶粒细粒化，从而能够提高韧性及强度。在板厚超过40mm时，因受轧制前的原材料的板厚制约，有时难以确保累积压下率，此时通过确保1000℃以下的累积压下率在10％以上，就能提高强度，但是，优选的累积压下率的范围在30％以上。
此外，通过在钢的组织为奥氏体单相的温度范围(称为γ单相区域)中结束热加工、或以通过相转变生成的铁素体的体积分率低的状态结束热加工，能够避免屈服强度的显著上升、韧性的下降及韧性的各向异性的发生等、机械特性的下降。因此，优选将热轧的结束温度设定为800℃以上。
再有，热轧后，优选通过控制冷却将800～500℃的温度范围的平均冷却速度设定为0.1～10℃/s。为了通过热轧后的控制冷却来进一步提高钢材的强度及韧性，优选将800～500℃的温度范围的平均冷却速度设定为0.1℃/s以上。另一方面，如果800～500℃的温度范围的平均冷却速度超过10℃/s，则有时贝氏体相或马氏体相的组织分率上升，韧性下降，因而优选将上限设定为10℃/s。
实施例
在用转炉熔炼的钢水中添加了合金后进行连续铸造，制成包含表1所示成分的250～300mm厚的钢坯。表1中还示出了添加Ti之前的溶解氧的量(质量％)。此外，表1的空栏表示没有添加选择元素。
在表2所示的条件下对得到的钢坯进行热轧而形成H型钢。图5中示出了型钢的制造工艺。用粗轧机5对通过加热炉4加热了的钢坯进行粗轧，然后用由中间万能轧机6及精加工万能轧机8组成的万能轧制装置列来轧制成H型钢。通过设在中间万能轧机6前后的水冷装置7进行轧制道次间的水冷，重复进行翼缘外侧面的喷雾冷却和可逆轧制。热轧后的冷却通过设在精加工万能轧机8后面的冷却装置9来进行。
此外，对于表1的钢D、G、L，再按表3的条件进行热轧，对于钢F、L，再按表4的条件进行热轧。
在得到的H型钢中，如图6所示，在翼缘2的板厚t2的中心部(1/2t2)，从翼缘宽度总长(B)的1/4(称为翼缘)和1/2(称为圆角)的部位，按照JIS Z 2201采取拉伸试验片。
常温的拉伸试验按照JIS Z 2241进行，600℃时的0.2％耐力的测定按照JIS G 0567进行。再者，求出这些部位的特性是因为判断出各个部位是H型钢截面的代表性的部位，能够表示H型钢的平均机械特性及截面内的不均匀。
关于夏比冲击试验(表2～4)，从圆角采取小片，按照代表性的试验法即JIS Z 2242在0℃下进行。
在作为耐火钢使用时，再现焊接热影响部(HAZ)的再热收缩率(表2～4)是重要的特性之一，此评价是利用如下的收缩值来进行的，该收缩值是使供试钢经历焊接热循环，然后再次加热，在高温下施加拉伸应力，使其断裂时的收缩值。也就是说，使从翼缘取得的圆棒的拉伸试验片经历在1400℃保温1秒钟后、将从800℃至500℃的冷却时间设定为20秒并冷却到100℃的焊接热循环，再在该原状下以1℃/秒的升温速度加热到600℃，在600℃保温600秒钟后，以0.5MPa/秒的应力增加速度施加拉伸应力，使其断裂，测定收缩值。
再现焊接热影响部(HAZ)的韧性(表2)与再热收缩率同样，使供试钢经历焊接热循环，然后按照JIS Z 2242在0℃进行夏比冲击试验，以吸收能来进行评价。也就是说，从实施了热处理的小片采取V形切口试验片，供于夏比冲击试验，所述热处理是经历在1400℃保温1秒钟后、将从800℃至500℃的冷却时间设定为20秒并冷却到100℃的焊接热循环的热处理。
作为钢材所要求的强度等级，在耐火钢材中有2种，1种是JIS标准的规定为SM400的常温抗拉强度为400MPa等级的耐火钢材，另1种是规定为SM490的常温抗拉强度为490MPa等级的耐火钢材，将它们分开表示。另一方面，关于极厚H型钢，大多情况下主要按照美国ASTM标准，作为代表性的强度等级，分成Grade50、Grade65来表示。
再者，作为JIS标准的SM400即TS400MPa超级的目标是：常温时的屈服强度YP为235MPa以上、优选355MPa以下，抗拉强度TS为400～510MPa，600℃时的0.2％耐力PS的目标值为157MPa以上。作为SM490即TS490MPa超级的目标是：YP为325MPa以上、优选为445MPa以下，TS为490～610MPa、PS为217MPa以上。此外，SM400级、SM490级都是0℃冲击吸收能的目标值为100J以上，屈服比YP/TS的优选的上限为0.80以下。
此外，关于ASTM标准，在Grade50中为YP 345MPa以上、TS 450MPa以上，在Grade65中为YP 450MPa以上、TS 550MPa以上，除上述以外，关于韧性，在任意情况下都优选在夏比试验温度为0℃的情况下母材圆角部的冲击吸收能为54J以上。
关于再现HAZ的特性，在任意的标准中再热收缩率的目标都为30％以上，韧性的目标为27J以上。特别是作为耐火钢评价时，优选再热收缩率为50％以上。
如表2所示，本发明的制造No.1～15、36、37、39、41～45的钢，其常温的机械特性及高温的机械特性在目标值的范围内。此外，屈服点为JIS标准的下限值以上，屈服比YP/TS也在0.8以下，在优选的范围内。再有，0℃下的夏比冲击值得到了目标值以上的值。再有，充分满足了再现焊接热影响部的再热收缩率30％以上。
另一方面，作为比较例的制造No.16～22、38、40的钢，由于成分、C-Nb/7.74、Ti系氧化物的密度在本发明的范围外，因而无法得到满足目标的机械特性。
如表3所示，在翼缘厚度低于40mm的H型钢的情况下，如果将1000℃以下的累积压下率设定为30％以上，则与累积压下率低于30％的情况相比，机械特性良好。
此外，翼缘厚度为40mm以上的极厚H型钢的情况如在制造No.46～51中作为代表例的翼缘厚度为125mm的情况所示，伴随着1000℃以下的累积压下率的增加，屈服强度、抗拉强度都上升，在累积压下率为10％以上时，可进一步充分满足作为Grade65所要求的强度。
如表4所示，在翼缘厚度低于40mm时，通过水冷将800～500℃间的冷却速度加速到10℃/s来进行冷却的情况与通过放冷等在800～500℃间以0.1℃/s的冷却速度进行缓慢冷却的情况相比，可提高常温强度、高温强度。
此外，关于极厚H型钢，如在制造No.52、53中以翼缘厚度为125mm的尺寸的情况作为代表例所示，通过水冷将800～500℃间的冷却速度加速到0.3℃/s为止进行冷却，从而屈服强度、抗拉强度都提高，可进一步充分满足作为Grade65所要求的强度。
根据本发明，能够在不实施冷加工及调质热处理的情况下，制造具有充分的常温强度及高温强度、并且HAZ的韧性及耐再热脆化特性优良的钢材、特别是耐火H型钢，由此，能够谋求通过降低施工成本或缩短工期来大幅度削减成本，在大型建筑物的可靠性提高、安全性的确保、经济性等工业上的效果是非常显著的。