JPH1068018A

JPH1068018A - 溶接熱影響部靭性の優れた構造用耐火鋼板の製造法

Info

Publication number: JPH1068018A
Application number: JP22539696A
Authority: JP
Inventors: Hiroshi Iki; 浩壱岐; Kazushi Onishi; 一志大西; Shuichi Suzuki; 秀一鈴木; Masahiko Hamada; 昌彦濱田; Takeshi Ichinose; 威一ノ瀬
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1996-08-27
Filing date: 1996-08-27
Publication date: 1998-03-10

Abstract

(57)【要約】【課題】溶接熱影響部靭性が優れ、土木、建築等の陸
上構造物や海洋構造物の構造部材として有利的に使用で
きる構造用耐火鋼板の製造法の提供。【解決手段】重量％で、Ｃ：０.０３〜０.２％、Ｓ
ｉ：０.６％以下、Ｍｎ：０.６〜２.０％、Ｓ：０.０３
０％以下、Ｍｏ：０.２〜０.７％、Ａｌ：０.０２％以
下、Ｔｉ：０.０２％以下、Ｏ：０.００１〜０.０１
％、Ｎ：０.０１％以下を含み、残部がＦｅ及び不可避
的不純物から成る化学組成を有し；且つ、酸化物からな
り、大きさが１〜１０μｍの分散粒子が鋼マトリックス
中に１ｍｍ²あたり４個以上の平均密度で分散してお
り、該酸化物が、原子％で、Ｍｎ：５〜５０％、（Ａｌ
＋Ｔｉ）：５０〜９５％を含み、全部で１００％となる
化学組成の酸化物構成元素を含む；鋼片を、１０００〜
１２８０℃に加熱後圧延を開始し、Ａｒ₃点以上で圧延
を終了した後、得られた鋼板を室温まで放冷又は３℃／
秒以上の鋼板表面冷却速度で７００℃以下の温度まで加
速冷却した後室温まで放冷して、鋼板とする。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、溶接熱影響部靭性
の優れた構造用耐火鋼板の製造法に関する。より詳細に
は、本発明は、溶接熱影響部靭性に優れ、土木、建築等
の陸上構造物や海洋構造物の構造部材として有利的に使
用できる構造用耐火鋼板の製造法に関する。

【０００２】

【従来の技術】建築構造物が火災に遭うと、その構造物
の構成部材である鉄骨は高温暴露されるため、その耐力
は、場合によっては建築構造物として要求される下限を
下回る。例えば、従来より建築用構造部材として使用さ
れているＳｉ−Ｍｎ鋼板の場合には、３５０℃を超える
高温に暴露されると、建築構造物の構造部材として要求
されている耐力（「長期耐力」と言われているものであ
り、常温耐力の２／３程度の力である）である２１７Ｎ
／ｍｍ²を下回ってしまう。従って、火災に遭っても鉄
骨が建築構造物として必要な耐力を維持できるよう、従
来は、建築基準法により、鉄骨に耐火施工を実施するこ
とが義務づけられていた。具体的には、スラグウール、
ガラスウールアスベスト等を基材とする吹き付け材やフ
ェルトを展着する他、防火モルタル等で鉄骨の表面を包
被することが行われてきた。しかしながら、鉄骨に耐火
施工を実施することは、施工費の増大や工期の延長等を
必然的にもたらしていた。

【０００３】最近になって施行された「新耐火設計法」
によれば設計基準が変更され、耐火性すなわち高温耐力
の優れた鋼材である耐火鋼材を鉄骨として用いれば、耐
火施工を従来に比べて軽減でき、場合によっては耐火施
工の実施が免除されることとなった。現在は施工費の低
減や工期の短縮化が求められていることから、上記設計
基準を満足するような耐火鋼材の使用の動きが出てい
る。

【０００４】高温耐力に優れた耐火鋼材用の鋼板として
は、近年、ボイラ・圧力容器用に広く用いられているＣ
ｒ−Ｍｏ鋼板が知られている（ＪＩＳＧ４１０９参
照）。このＣｒ−Ｍｏ鋼板は、重量％で、以下の化学組
成を有し：Ｓｉ：０．５０％以下Ｍｎ：０．３０〜０．６０％Ｐ：０．０３０％以下Ｓ：０．０３０％以下Ｃｒ：０．５０〜６．００％Ｍｏ：０．４０〜１．１５％残部：Ｆｅおよび不可避的不純物６００℃における耐力が２１７Ｎ／ｍｍ²以上という特
性を有する。しかしながら、その一方で、該鋼板は、以
下の式で定義される溶接割れ感受性指数Ｐｃ（化学成分
の他に溶接金属の水素量及び試験材の板厚の係数を入れ
た（低温）溶接割れ感受性の度合を示す）：Ｐｃ＝Ｃ＋Ｓｉ/３０＋Ｍｎ/２０＋Ｎｉ/６０＋Ｃｒ/２
０＋Ｍｏ/１５＋Ｖ/１０＋５Ｂ＋Ｈ/６０＋ｔ/６００（ここで、各成分は重量％、Ｈは溶着金属の拡散性水素
量（ｃｃ／ｇ）、ｔは板厚（ｍｍ）で表す。）が高いた
め、溶接熱影響部の靭性が低い。従って、入熱の大きい
溶接を溶接割れを生ぜずに実施するのは困難である。

【０００５】また、建築構造物用鋼材には、地震時にお
ける建築物の破壊を防止する観点から、降伏比（引張強
度に対する降伏強度の割合）を８０％以下まで低減させ
ることが求められている。

【０００６】上述の様々な要求に答えるべく、建築構造
物用鋼材（鋼板）が提案されているが、その一つに、我
々が先に提案した溶接性、耐火性に優れた建築用鋼板が
ある（特開平６−１９２７３０）。この鋼板は、重量％
でＣ：０．０５〜０．１０％Ｓｉ：０．０５〜０．３５％Ｍｎ：０．６０〜１．５０％Ｎｂ：０．０１０％以下Ｖ：０．０２０〜０．０７０％Ｍｏ：０．１０〜０．４０％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物から成る化学組
成を有し；更に、下記式により規定されるＣｅ
ｑ^(W)：０．３０〜０．４０％、下記式により規定さ
れるＭｏ＊：０．５２％以上であるＣｅｑ^(W)（％）＝Ｃ＋Ｓｉ/２４＋Ｍｎ/６＋Ｎｉ/４０＋Ｍｏ/４＋Ｖ/１４＋Ｃｒ/５ ‥‥‥ Ｍｏ＊＝９/１７Ｃ＋４/１７Ｍｎ＋Ｍｏ＋２４/１７Ｖ
＋９２/１７Ｎｂ；鋼片を、１０００〜１３００℃の温度域に加熱して熱
間圧延を行った後、Ａｒ₃点以上の温度域より加速冷却
を行い、４００℃以下の温度域で前記加速冷却を停止
し、（Ａｃ₁＋１０℃）以上（Ａｒ₃−２０℃）以下の温
度域で焼戻しを行うことにより製造されたものである。
この鋼板は、Ｃｅｑ^(W)を低め、Ｍｏ＊を規定すること
により、溶接継手の溶接熱影響部の靭性を向上させるこ
とが意図されている。

【０００７】しかしながら、近年は施工能率のアップを
図る観点から、入熱が３０ＫＪ／ｍｍやそれ以上にもサ
ブマージアーク溶接（ＳＡＷ）のような大入熱溶接をボ
ックス柱などの構造部材の溶接に適用することが考えら
れており、更に溶接熱影響部靭性の一層優れた構造用鋼
板の開発が求められている。

【０００８】なお、これらは建築用を含む陸上構造物や
海洋構造物の構造部材に有利な特性である。

【０００９】

【発明が解決しようとする課題】それ故、本発明は、耐
火性に優れ、且つ、溶接熱影響部靭性が更に一層優れた
構造用鋼板であって、従来と同じように設計及び施工を
行うことができる構造用鋼板を提供することを目的とす
る。

【００１０】また、本発明は、上記構造用鋼板の簡便な
製造方法を提供することを目的とする。

【００１１】

【課題を解決するための手段】本発明の発明者は、上述
の特開平６−１９２７３０号で提案された鋼板のように
Ｃｅｑ^(W)を低減し且つＭｏ＊を規定しただけのもので
は、３０ＫＪ／ｍｍを超える大入熱溶接を行うと溶接熱
影響部の靭性が低下してしまうこと、更には、大入熱溶
接後に溶接熱影響部がシャルピー衝撃試験で評価される
熱影響部のノッチ位置の吸収エネルギー（_VＥ_O）≧４７
Ｊを満足するような靭性を鋼板に付与させるが必要であ
ることを認識した上で、かかる特性を具備した鋼板の製
造を試みたところ、主にＡｌ、Ｍｎ及びＴｉからなる複
合酸化物からなる粒子を鋼マトリックス中に微細に分散
析出させると、溶接熱サイクルの冷却途中において粒内
フェライトの析出が促進され、結果的に、大入熱溶接適
用後の溶接熱影響部における低温靭性が有意的に改善で
きることを見いだし、更に十分な実験の結果、新規な溶
接熱影響部靭性の優れた構造用耐火鋼板の製造法を提案
するに至った。

【００１２】すなわち、本発明は、重量％でＣ：０．０３〜０．２％Ｓｉ：０．６％以下Ｍｎ：０．６〜２．０％Ｓ：０．０３０％以下Ｍｏ：０．２〜０．７％Ａｌ：０．０２％以下Ｔｉ：０．０２％以下Ｏ：０．００１〜０．０１％Ｎ：０．０１％以下を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物から成る化学組
成を有し；且つ、酸化物からなり、大きさが１〜１０μ
ｍの粒子が鋼マトリックス中に１ｍｍ²あたり４個以上
の平均密度で分散しており、該酸化物が、原子％で、Ｍｎ：５〜５０％（Ａｌ＋Ｔｉ）：５０〜９５％を含み、全部で１００％となる化学組成の酸化物構成元
素を含む；鋼片を、１０００〜１２８０℃の温度域に加
熱後圧延を開始し、Ａｒ₃点以上で圧延を終了した後、
得られた鋼板を室温まで放冷又は３℃／秒以上の鋼板表
面冷却速度で７００℃以下の温度まで加速冷却した後室
温まで放冷することを特徴とする溶接熱影響部靭性の優
れた構造用耐火鋼板の製造法に関する。

【００１３】本発明の別の態様は、重量％でＣｕ：０．０５〜０．５％Ｎｉ：０．０５〜０．５％Ｃｒ：０．０５〜０．５％Ｎｂ：０．００５〜０．０３％Ｖ：０．００５〜０．０７％Ｃａ：０．０００５〜０．００５％ＲＥＭ：０．０００１〜０．００５％の１種以上を更に含有する鋼片を用いて、上述の製造法
を適用する。

【００１４】なお、以下の記載では、特に断り書きがな
い場合には、「％」は「重量％」を意味するものである
と理解されたい。

【００１５】

【発明の実施の形態】鋼片の化学組成及び組織（基本成分）Ｃ：０．０３〜０．２％Ｃは、強度を増大できる元素であるが、０．０３％未満
では効果が十分に発揮されず、一方、０．２％を超える
と製品である鋼板の溶接性及び靭性が劣化する。従っ
て、０．０３〜０．２％と限定する。望ましくは０．０
６〜０．１２％である。

【００１６】Ｓｉ：０．６％以下Ｓｉは、溶鋼の脱酸のため必須の元素であるが、０．６
％を超えると鋼板の溶接性が劣化する。従って、０．６
％以下と限定する。

【００１７】Ｍｎ：０．６〜２．０％Ｍｎは、本発明においてはフェライト析出核となる複合
酸化物の構成元素として必須の元素であり、また、溶鋼
の脱酸や鋼板の強度や靭性を確保するために有効な元素
でもあるが、０．６％未満では効果が十分に発揮され
ず、一方、２．０％を超えると、焼入性が高まりその結
果として鋼板の溶接性及び溶接熱影響部靭性が劣化す
る。従って、０．６〜２．０％と限定する。

【００１８】Ｓ：０．０３０％以下ＳもＰと同様に鋼に不可避的に含有される不純物元素で
ある。Ｓが多量に存在する場合には、ＭｎＳ等の溶接割
れ起点となる析出物が形成される。このため、Ｓの含有
量は低い方が望ましいが、経済的観点を考慮して、０．
０３０％を許容できる上限とした。母材靭性や溶接熱影
響部靭性を更に一層向上させ、且つ、スラブ中心偏析も
低減するために、０．０１％以下が望ましい。

【００１９】Ｍｏ：０．２〜０．７％Ｍｏは、高温強度を確保するのに必須の元素であって、
６００℃における耐力を著しく上昇させるが、０．２％
未満では効果が十分に発揮されず、一方、０．７０％を
超えると、溶接性が劣化し、大入熱溶接の際の靭性劣化
を招く。従って、０．２〜０．７％と限定する。０．４
〜０．７％が望ましい。

【００２０】Ａｌ：０．０２％以下Ａｌは、本発明においてはフェライト析出核となる複合
酸化物の構成元素として必須の元素であるが、０．０２
％を超えると溶接熱影響部における島状マルテンサイト
の増加を招く。従って、０．０２％以下と限定する。な
お、複合酸化物形成には、Ａｌは計算上は少なくとも
０．０００１％程度は添加させることが望ましい。

【００２１】Ｔｉ：０．０２％以下ＴｉもＡｌと同様に、本発明においてはフェライト析出
核となる複合酸化物の構成元素として必須の元素である
が、０．０２％を超えると粗大なＴｉＣが単独で析出
し、母材や溶接熱影響部の靭性が劣化する。従って、
０．０２％以下と限定する。なお、複合酸化物形成に
は、Ｔｉは計算上は少なくとも０．０００１％程度は添
加させることが望ましい。

【００２２】Ｏ：０．００１〜０．０１％Ｏは、フェライト析出核となる複合酸化物の形成のため
には最低０．００１％は必要である。しかしながら、鋼
中に過剰のＯが存在すると母材の靭性に悪影響を及ぼ
す。従って、０．００１〜０．０１％と限定する。

【００２３】Ｎ：０．０１％以下Ｎは、鋼に不可避的に含まれる不純物元素であり、過剰
に存在すると母材の靭性に悪影響を及ぼすが、本発明に
おいては０．０１％以下であればその影響が少ない。従
って、０．０１％以下と限定する。

【００２４】残部はＦｅおよび不可避的不純物からな
る。

【００２５】（追加成分）なお、本発明で用いる鋼片
は、上記の基本成分の他に、強度改善元素群として、以
下の元素を添加すると、強度や靭性の更に一層の改善が
図れる。

【００２６】Ｎｉ：０．０５〜０．５％Ｎｉは、溶接性、溶接熱影響部靭性に悪影響を及ぼすこ
となく、母材の強度や靭性を向上させるが、０．０５％
未満では効果が十分に発揮されず、一方、０．５％を超
えると特に建築用構造物用構造部材として許容し難い程
度の価格の増大を招く。従って、０．０５〜０．５％と
限定する。

【００２７】Ｃｕ：０．０５〜０．５％Ｃｕは、Ｎｉと略同様の効果を発揮する他、Ｃｕ析出物
による高温強度の増大や耐食性及び耐候性の向上にも効
果を発揮するが、０．０５％未満ではその効果が十分に
発揮されず、一方、０．５％を超えると熱間圧延の際に
Ｃｕ割れが発生し成形が困難となる。従って、０．０５
〜０．５％と限定する。

【００２８】Ｃｒ：０．０５〜０．５％Ｃｒは、母材及び溶接部の強度を高め、更に、耐候性の
向上をも図れる元素であるが、０．００５％未満ではそ
の効果が十分発揮されず、一方、０．５％を超えると溶
接性や溶接熱影響部靭性が劣する。従って、０．０５〜
０．５％と限定する。

【００２９】Ｎｂ：０．００５〜０．０３％Ｎｂは、析出硬化及び変態強化による高温強度（耐火
性）の向上と、細粒化による靭性の向上とを図れる元素
であるが、０．００５％未満ではその効果が十分に発揮
されず、一方、０．０３％を超えると大入熱溶接の際に
溶接熱影響部靭性が劣化する。従って、０．００５〜
０．０３％と限定する。

【００３０】Ｖ：０．００５〜０．０７％Ｖは、高温耐力に対する効果は劣るが、Ｎｂと略同様の
効果を発揮する元素である。しかしながら、０．００５
％未満ではその効果が十分に発揮されず、一方、０．０
７％を超えると溶接熱影響部靭性に悪影響を及ぼす。従
って、０．００５〜０．０７％と限定する。

【００３１】Ｃａ：０．０００５〜０．００５％Ｃａは、硫化物（ＭｎＳ）の形態を制御し、（シャルピ
ー）吸収エネルギーを増大させて低温靭性を向上させる
他、耐水素誘起割れの改善にも効果を発揮する。しかし
ながら、０．０００５％未満では効果が十分に発揮され
ず、一方、０．００５％を超えるとＣａＯやＣａＳが多
量に生成して大形介在物となり、鋼の靭性のみならず清
浄度が害され、更には溶接性も劣化する。従って、０．
０００５〜０．００５％と限定する。

【００３２】ＲＥＭ：０．０００１〜０．００５％ＲＥＭ（希土類元素）は、Ｃａと略同様の効果を発揮す
ると共に、添加量が増大すればＣａと同様の問題も招く
元素である。また、経済的な観点からも過剰な添加は望
ましくない。従って、０．０００１〜０．００５％と限
定する。

【００３３】組織鋼マトリックス中に、複合酸化物からなる粒子が分散し
ている。粒子は、大きさが１〜１０μｍであり、鋼マト
リックス中に１ｍｍ²あたり４個以上の平均密度で分散
している。大きさが１μｍ未満では粒内フェライトの析
出核としては小さすぎ、一方、１０μｍを超えると大き
すぎ、いずれもフェライトの析出核としては十分な機能
を発揮しない。この結果は実験結果に基づいて見いだし
た。また、粒子の分散密度は１ｍｍ²あたり４個以上と
限定した。これ未満では組織改善作用が十分に現れず溶
接熱影響部靭性が満足できる程度に改善されないからで
ある。

【００３４】粒子は複合酸化物からなり、該酸化物は、
原子％で、Ｍｎ：５〜５０％（Ａｌ＋Ｔｉ）：５０〜９５％を含み、全部で１００％となる化学組成の酸化物構成元
素を含むものに限定する。従って、Ｍｎの含有量が５０
原子％のときは、（Ａｌ＋Ｔｉ）の含有量の上限は５０
原子％である。また、Ｍｎと（Ａｌ＋Ｔｉ）の合計含有
量が１００原子％に達しない場合もある。Ｍｎや（Ａｌ
＋Ｔｉ）が上記の範囲で含まれると、溶接後の冷却中に
粒内フェライトの析出核として有効なその機能を発揮す
る。該粒子はフェライトとの結晶整合性が高いためフェ
ライトの析出核として機能し易いのではないかと思われ
る。

【００３５】製造法上述の条件を満足する鋼片を、１０００〜１２８０℃の温度域に加熱後圧延を開始
し、Ａｒ₃点以上で圧延を終了した後、得られた鋼板を室温まで空冷又は３℃／秒以上の鋼
板表面冷却速度で７００℃以下の温度まで冷却した後室
温まで空冷する。

【００３６】（工程）圧延前に鋼片を加熱する。添加
した元素を固溶するため、１０００℃以上に加熱する。
一方、１２８０℃を超えるとオーステナイト粒が粗大化
しすぎて熱間圧延により細粒化を図ることが困難とな
る。従って、加熱の温度域を１０００〜１２８０℃に限
定する。

【００３７】（工程）加熱後熱間圧延を施すが、その
圧延終了温度をＡｒ₃点以上の高温とする。Ａｒ₃未満で
圧延を終了するとＭｏが析出して析出物が大きくなり過
ぎ、高温耐力が著しく低下するからである。

【００３８】（工程）圧延後は、室温まで放冷（典型
的には空冷）又は３℃／秒以上の鋼板表面冷却速度で７
００℃以下の温度まで冷却した後室温まで放冷する。板
厚の厚い場合（４０ｍｍ以上）には、加速冷却を実施す
ると、適量の初析フェライトを生成して、強度の劣化を
もたらすことなく低降伏比を実現することができる。厚
肉（５０〜１０００ｍｍ程度）の場合には、鋼板表面温
度がＡｒ₃−６０℃からＡｒ₃−１２０℃までの範囲の温
度から３℃／秒以上の鋼板表面冷却速度で４００℃以下
まで冷却後、空冷するのが望ましい。また、中肉（４０
〜５０ｍｍ程度）の場合には、圧延後３℃／秒以上の鋼
板表面冷却速度で５００〜７００℃の範囲の温度まで冷
却後、空冷するのが望ましい。

【００３９】

【実施例】試料の作製種々の鋼片を実験室規模の真空精錬炉を用いて溶解後イ
ンゴッド鋳造により作製した。その際、分散粒子を構成
する酸化物の組成を変化させるため、脱酸元素の添加時
期や順序を種々変化させ、また、分散密度を変化させる
ため、鋳型寸法を種々変化させた。得られた鋼片の化学
組成及び鋼中に存在する酸化物粒子は、本発明例に関し
ては表１に、比較例に関しては表３に示す通りであっ
た。精錬条件を同一とした結果、分散粒子の組成は略同
一のものが得られた。なお、分散粒子の分散密度は、５
００倍の光学顕微鏡でミクロ試料の表面を観察し計測し
た。分散粒子を構成する酸化物の組成は、該粒子をＳＥ
Ｍ−ＥＤＸ装置で分析した。

【００４０】表１、３に示す鋼片を、それぞれ、表２、
４に示す条件で圧延処理して、右欄に示す板厚の鋼板と
した。

【００４１】試験作製された鋼板からそれぞれ試験片を切り出し、常温強
度、すなわち、引張強度：ＹＳ（Ｎ／ｍｍ²）、剪断強
度：ＴＳ（Ｎ／ｍｍ²）、降伏比：ＹＲ（％）及びシャ
ルピー吸収エネルギー：_VＥ_O（Ｊ）と、６００℃におけ
る耐力（オフセット即ち荷重を除いたときの残留歪が
０．２％になる点の応力）（Ｎ／ｍｍ²）と、溶接性を
評価するために再現溶接熱サイクルに暴露した後の溶接
熱影響部の特にノッチ位置のシャルピー吸収エネルギ
ー：_VＥ_O（Ｊ）とを測定した。

【００４２】なお、再現溶接熱サイクル暴露処理とし
て、鋼板を両面からそれぞれ板厚にして４分の１程度切
取って除去した後に、それから幅１１ｍｍ、厚さ１１ｍ
ｍ、長さ６０ｍｍの試験片を採取し、これに最高加熱温
度を１４００℃として加熱を行った後、８００〜５００
℃に３００秒間かけて冷却した。これは、溶接入熱：３
０ｋＪ／ｍｍに相当する。そして、熱サイクル暴露後、
試験片をＪＩＳ４号試験片に加工してシャルピー衝撃試
験に供した。測定結果は、本発明例に関しては表５に、
比較例に関しては表６に示す。

【００４３】

【表１】

【００４４】

【表２】

【００４５】

【表３】

【００４６】

【表４】

【００４７】

【表５】

【００４８】

【表６】

【００４９】評価本発明が規定する化学組成（鋼片全体、分散粒子）、分
散粒子の大きさ及び分散密度を満足する鋼片を本発明の
工程に従って圧延して鋼板を製造した場合には、常温で
も高温でも優れた母材強度を示すと共に、３０ＫＪ／ｍ
ｍの入熱を模擬した再現溶接熱サイクルに暴露された後
にも熱影響部が優れた靭性を示した。一方、分散粒子の
数の少ない鋼片から鋼板を製造した場合には、その鋼板
は母材強度に関しては本発明例のものと同等の性能を示
したが、熱影響部靭性が著しく劣化した。鋼中のＳ量を
低減させてＭｎＳの影響を検討した本発明例（Ｎｏ．
８）においては、ＭｎＳの析出は殆ど観察されず、優れ
た熱影響部靭性を示した。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者濱田昌彦大阪府大阪市中央区北浜４丁目５番33号住友金属工業株式会社内 (72)発明者一ノ瀬威大阪府大阪市中央区北浜４丁目５番33号住友金属工業株式会社内

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％でＣ：０．０３〜０．２％Ｓｉ：０．６％以下Ｍｎ：０．６〜２．０％Ｓ：０．０３０％以下Ｍｏ：０．２〜０．７％Ａｌ：０．０２％以下Ｔｉ：０．０２％以下Ｏ：０．００１〜０．０１％Ｎ：０．０１％以下を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物から成る化学組
成を有し；且つ、酸化物からなり、大きさが１〜１０μｍの粒子が鋼マト
リックス中に１ｍｍ²あたり４個以上の平均密度で分散
しており、該酸化物が、原子％で、Ｍｎ：５〜５０％（Ａｌ＋Ｔｉ）：５０〜９５％を含み、全部で１００％となる化学組成の酸化物構成元
素を含む；鋼片を、１０００〜１２８０℃の温度域に加熱後圧延を開始し、
Ａｒ₃点以上で圧延を終了した後、得られた鋼板を室温
まで放冷又は３℃／秒以上の鋼板表面冷却速度で７００
℃以下の温度まで加速冷却した後室温まで放冷すること
を特徴とする溶接熱影響部靭性の優れた構造用耐火鋼板
の製造法。
【請求項２】重量％でＮｉ：０．０５〜０．５％Ｃｕ：０．０５〜０．５％Ｃｒ：０．０５〜０．５％Ｎｂ：０．００５〜０．０３％Ｖ：０．００５〜０．０７％Ｃａ：０．０００５〜０．００５％ＲＥＭ：０．０００１〜０．００５％の１種以上を更に含有する鋼片を用いる請求項１に記載
の構造用耐火鋼板の製造法。