CN101111621A - 焊接性和气割性优良的高强度耐火钢及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明的高强度耐火钢以质量％计含有C：0.04～0.14％、Si：0.50％以下、Mn：0.50～2.00％、P：0.020％以下、S：0.010％以下、Nb：0.01～0.05％、Mo：大于等于0.30％且低于0.70％、Al：0.060％以下、N：0.0010～0.0060％，且焊接裂纹敏感性组成：PCM＝C＋Si/30＋Mn/20＋Cu/20＋Ni/60＋Cr/20+Mo/15＋V/10＋5B为0.25％以下，并且余量由铁以及不可避免的杂质组成，最终轧制的钢板的板厚方向的1/4厚度位置处的多边形铁素体或伪多边形铁素体的面积分率为10％以下。

Description

焊接性和气割性优良的高强度耐火钢及其制造方法
技术领域
本发明涉及焊接性和气割性优良的高强度耐火钢及其制造方法。
本申请基于2005年3月4日在日本申请的特愿2005-060601号主张优先权，在此援引其内容。
背景技术
作为火灾时等以确保高温强度为目的的建筑结构物用的耐火钢，已经提出将钢坯或铸坯热轧而得到的耐火钢(例如，特开平2-77523号公报)。
该耐火钢主要是所谓的400MPa级钢和490MPa级钢，也包括几个屈服强度为440MPa(45kgf/mm2)以上的所谓590MPa级钢。
另一方面，作为以590MPa级钢为对象的耐火钢，已提出含有0.7％以上的Mo的钢(例如，特开2002-12939号公报)。
作为建筑用钢，例如在日本工业标准JIS G 3136“建筑结构用轧制钢材”、国土交通大臣认定品“建筑结构用高性能590N/mm2钢材(SA440B、C)”中，规定板厚达到100mm。但是，从前的400MPa级钢和490MPa级钢是主要的耐火钢，590MPa级钢的板厚充其量不过40mm，对于在其以上厚度的钢不能得到。
特别近年来，要求不断提高的屈服强度440MPa以上的所谓590MPa级钢以上的钢材，通常多进行调质处理，在实施了热轧的状态下则成为以强度低的多边形铁素体或伪多边形铁素体(pseudo polygonal ferrite)为主体的金属组织。因此，即使通过热轧制作100mm左右的厚度的钢板，在工业上也不能稳定地确保强度。
另一方面，以590MPa级钢为对象的耐火钢，由于其钢成分含有0.7％以上的Mo，因此气割性不佳、且材料成本提高。而且，该耐火钢虽然限制了焊接裂纹敏感性组成(PCM)，但Mo使钢的淬透性(淬硬性)显著提高，因此从焊接性的观点来看，Mo的含量少一些为宜。
发明内容
本发明是鉴于上述情况而提出的，其目的在于提供焊接性和气割性优良的高强度耐火钢及其制造方法，可以大量且便宜地供给焊接性和气割性优良、同时即使在暴露在火灾时等的高温环境也具有充分的高温强度的屈服强度为440MPa以上的高强度钢。
本发明人们对上述课题进行了潜心研讨，结果得到以下的见解，从而完成了本发明。通过在抑制Mo的含量的同时复合添加Nb，能够稳定地确保屈服强度为440MPa以上的高强度钢的高温强度。通过抑制钢中的Mo含量，能够使焊接性和气割性的劣化限制到最小限度。同时，通过限定以C、Si、Mn为首的各个合金元素量以及PCM，并限定钢的显微组织以及为此的制造条件，可以兼备优良的高温强度和焊接性、气割性等复合特性。这样的本发明的要旨如下。
(1)一种焊接性和气割性优良的高强度耐火钢，其以质量％计含有C：0.04～0.14％、Si：0.50％以下、Mn：0.50～2.00％、P：0.020％以下、S：0.010％以下、Nb：0.01～0.05％、Mo：大于等于0.30％且低于0.70％、Al：0.060％以下、N：0.0010～0.0060％，且以PCM＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B表示的焊接裂纹敏感性组成PCM为0.25％以下，并且余量由铁以及不可避免的杂质组成，而且最终轧制的钢板的板厚方向的1/4厚度位置处的多边形铁素体或伪多边形铁素体的面积分率为10％以下。
(2)根据(1)所述的焊接性和气割性优良的高强度耐火钢，其以质量％计还含有Ni：0.05～1.0％、Cu：0.05～1.0％、且Ni的含量为Cu含量的1/2以上，并且还含有从Cr：0.05～1.0％、V：0.01～0.06％、B：0.0002～0.0030％、Ti：0.005～0.025％、Mg：0.0002～0.0050％之中选择的1种或2种以上。
(3)根据(1)或(2)所述的焊接性和气割性优良的高强度耐火钢，其以质量％计还含有Ca：0.0005～0.0040％、REM：0.0005～0.0100％中的任何1种或2种。
(4)根据(1)、(2)或(3)所述的焊接性和气割性优良的高强度耐火钢，其中所述钢的屈服强度为440MPa以上。
(5)一种焊接性和气割性优良的高强度耐火钢的制造方法，其中将具有(1)～(4)的任何一项所述的钢组成的钢坯或铸坯加热到1100～1300℃的温度，接着在800～950℃的温度下进行轧制后，以比该轧制结束时的温度低150℃的温度或750℃之中较高的一个温度以上的温度进行直接淬火，接着在Ac1(加热时开始生成奥氏体的温度)以下的温度进行回火处理。
(6)一种焊接性和气割性优良的高强度耐火钢的制造方法，其中将具有(1)～(4)的任何一项所述的钢组成的钢坯或铸坯进行热轧后，放冷，接着再次加热到900～950℃的温度进行淬火，然后在Ac1以下的温度进行回火处理。
在本发明的焊接性和气割性优良的高强度耐火钢中，以PCM＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B表示的焊接裂纹敏感性组成PCM为0.25％以下、余量为铁以及不可避免的杂质，而且最终轧制的钢板的板厚方向的1/4厚度位置处的多边形铁素体或伪多边形铁素体的面积分率为10％以下。根据这样的高强度耐火钢，能够大量且便宜地供给焊接性和气割性优良、同时即使在暴露在火灾时等的高温环境下也具有充分的高温强度的屈服强度为440MPa以上的高强度钢。
本发明的高强度耐火钢可以适用于广泛的用途，不仅可以作为建筑结构物的一般的焊接结构用钢，也可以作为土木、海洋结构物、船舶、各种贮藏槽罐、厚板轧机等工业用设备等的一般的焊接结构用钢。本发明的高强度耐火钢即使在暴露在火灾时等的高温之类的苛刻环境下也具有充分的高温强度，因此可以使焊接结构物的安全性进一步提高。
根据本发明的焊接性和气割性优良的高强度耐火钢的制造方法，将具有本发明的钢组成的钢坯或铸坯加热到1100～1300℃的温度，接着在800～950℃的温度下进行轧制后，以比该轧制结束时的温度低150℃的温度或750℃之中较高的一个温度以上的温度进行直接淬火，接着在Ac1以下的温度进行回火处理，因此，能够大量且便宜地制造焊接性和气割性优良、同时即使在暴露在火灾时等的高温环境下也具有充分的高温强度的屈服强度为440MPa以上的高强度钢。
根据本发明的另一焊接性和气割性优良的高强度耐火钢的制造方法，将具有本发明的钢组成的钢坯或铸坯进行热轧后，放冷，接着再次加热到900～950℃的温度进行淬火，接着在Ac1以下的温度进行回火处理，因此，能够大量且便宜地制造焊接性和气割性优良、同时即使在暴露在火灾时等的高温环境下也具有充分的高温强度的屈服强度为440MPa以上的高强度钢。
具体实施方式
现就本发明的焊接性和气割性优良的高强度耐火钢及其制造方法的一个实施方式进行说明。
本实施方式是为了使得对发明的主旨更好地理解而进行详细说明的，因此在没有特别指明的情况下并不限定本发明。
本发明的高强度钢以质量％计含有C：0.04～0.14％、Si：0.50％以下、Mn：0.50～2.00％、P：0.020％以下、S：0.010％以下、Nb：0.01～0.05％、Mo：大于等于0.30％且低于0.70％、Al：0.060％以下、N：0.0010～0.0060％，且以PCM＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B表示的焊接裂纹敏感性组成PCM为0.25％以下，并且余量由铁以及不可避免的杂质组成，而且最终轧制的钢板的板厚方向的1/4厚度位置处的多边形铁素体或伪多边形铁素体的面积分率为10％以下。
在此，对以上述那样地限定高强度耐火钢的组成的理由进行说明。
C：最显著地影响钢材的特性，下限值0.04％是为了确保强度，而且是用于使焊缝区等热影响区不会软化成所要求以上的最小量。但是，C的含量过多时，淬透性提高到所要求以上，对钢材本来所应具有的强度和韧性平衡、以及焊接性等产生不良影响。因此，将C含量的上限确定为0.14％。
Si：对钢的洁净度、焊接性、以及焊缝区韧性有影响，因此限制上限值是重要的。在此，Si含量确定为0.50％以下。Si对钢的脱氧也有效果。但是，钢的脱氧用Ti和Al就足够可以了，因此，特别是在强烈要求焊接性、以及焊缝区韧性的场合，不一定需要添加Si。
Mn：是确保强度和韧性不可缺少的元素，其下限为0.50％。但是，Mn的含量过多时钢的淬透性提高，不仅使焊接性、焊接热影响区的韧性劣化，而且助长了连铸坯的中心偏析，因此上限确定为2.00％。
P：在本发明钢中是杂质，当使P含量降低时，焊接热影响区的晶界破坏减少，因此含量越少越好。在此，为了不使母材和焊接热影响区的低温韧性劣化，因此上限确定为0.020％。
S：与P一样在本发明钢中是杂质，为了确保钢材的低温韧性，含量越少越好。在此，为了不使母材和焊接热影响区的低温韧性劣化，因此上限确定为0.010％。
Nb：是在极力抑制Mo的本发明中具有重要作用的元素。首先，作为一般的效果，Nb是使奥氏体的再结晶温度升高、发挥热轧时的控制轧制效果的必须元素。为了显现出这些效果，钢中含Nb必须最低为0.01％。
Nb对轧制前再次加热时的加热奥氏体的晶粒细化也有利，而且发生析出硬化而具有提高强度的效果，通过与Mo的复合添加也有利于高温强度。但是，在过量含有Nb的场合，导致焊缝区的韧性劣化。因此为了不使焊缝区的韧性发生劣化，Nb含量的上限确定为0.05％。
Mo：是确保钢的高温强度所必不可少的元素，也是对于本发明最重要的元素之一。
为了即使在暴露在火灾时等的高温环境下钢也具有充分的高温强度，需要含有0.30％以上的Mo。另一方面，在Mo含量过多时使焊接性和气割性劣化，因此其上限确定为低于0.70％。
Al：是脱氧元素，钢的脱氧即使只使用Si或Ti也就足够了，因此在本发明钢中，其下限不作限定。但是，Al的含量增多时，不仅损害钢的清洁度、使母材的韧性劣化，而且焊接热影响区的韧性也劣化，因此上限确定为0.060％。
N：是作为不可避免的杂质在钢中含有，但与上述的Nb结合形成碳氮化物，从而提高钢的强度。而且，在添加后述的Ti时形成TiN，并提高钢的强度。为了得到这样的效果，N的含量必须最低为0.0010％。
另一方面，N的含量增加对焊接热影响区的韧性和焊接性有害，所以其上限确定为0.0060％。
对于本发明的高强度耐火钢，优选的是，除了上述的组成以外，以质量％计还含有Ni：0.05～1.0％、Cu：0.05～1.0％，且将Ni的含量确定为Cu的含量的1/2以上，并且还含有从Cr：0.05～1.0％、V：0.01～0.06％、B：0.0002～0.0030％、Ti：0.005～0.025％、Mg：0.0002～0.0050％之中选择的1种或2种以上。
在上述的基本的组成中再添加这些元素的主要目的是，为了不损害本发明钢的优良特征，使强度和韧性等特性提高。因此，其添加量被限制。
Ni：只要不过量添加，就不会对焊接性以及焊接热影响区的韧性产生不良影响，使母材的强度和韧性提高。为了使这些效果得以发挥，需要至少含有0.05％以上。另一方面，过量的添加，不仅使钢的价格升高，而且对焊接性也不利。因此上限确定为1.0％。
此外，在添加Cu的场合，为了防止热轧时的Cu-裂纹，在将Ni的含量确定为上述的含量范围内的同时，需要确定为Cu的含量的1/2以上。
Cu：显示与Ni几乎同样的作用和效果，除了焊接性劣化以外，由于过量地添加会在热轧时发生Cu-裂纹，制造变得困难。因此，Cu的含量是以1.0％为上限。另一方面，为了得到实质的效果，需要以最小量含有，因此下限确定为0.05％。
Cr：使母材的强度和韧性一起提高。但是Cr含量过多时，使母材和焊缝区的韧性以及焊接性劣化，因此上限确定为1.0％。另一方面，为了得到实质的效果，需要以最小量含有，因此下限确定为0.05％。
上述Ni、Cu、Cr不仅对母材的强度和韧性的提高有效，而且对耐候性的提高也有效。对于这样的目的，优选在不损害焊接性的范围内添加。
V：具有与Nb大致相同的作用，但与Nb相比，其效果小。V也对淬透性产生影响，对高温强度的提高也有利。
为了使得显现与Nb同样的效果，钢中含V必须最低为0.01％。另一方面，在钢中过量含有V的场合，焊缝区的韧性劣化。因此，为了不使焊缝区的韧性发生劣化，上限确定为0.06％。
B：偏析于奥氏体晶界，通过抑制铁素体的生成，使钢的淬透性提高、使强度提高。为了显现该效果，必须最低含有0.0002％。但是，含量过多时，不仅淬透性提高效果饱和，而且也有可能形成对韧性有害的B析出物。因此，上限确定为0.003％。
此外，作为槽罐用钢等，在担心应力腐蚀裂纹的场合，多数情况下降低母材和焊接热影响区的硬度是重要的。例如，为了防止硫化物应力腐蚀裂纹(SSC：sulfide stress corrosion cracking)，HRC≤22(HV≤248)的硬度是必需的。在这种场合，添加使淬透性增加的B并不优选。
Ti：优选在母材和焊缝区要求高的韧性的场合添加。其理由是因为，在Al的含量较少的场合，例如Al的含量为0.003％以下的场合，Ti与O结合而形成以Ti2O3作为主成分的析出物，成为晶粒内相变铁素体生成的核而使焊接区的韧性提高。并且，Ti与N结合，以TiN的形式在板坯中形成微细的析出物，由此对于抑制加热时奥氏体晶粒的粗大化和为了轧制组织晶粒细化是有效的。而且，在钢板中存在的微细TiN在焊接时可以将焊接热影响区组织晶粒细化。
为了得到这些效果，Ti必须最低为0.005％。但是，过量的Ti会形成TiC，使低温韧性和焊接性劣化，因此Ti含量的上限确定为0.025％。
Mg：在焊接热影响区可抑制奥氏体晶粒的长大，并将晶粒细化。其结果，可力求焊缝区的强韧化。为了使得显现出这样的效果，Mg需要为0.0002％以上。另一方面，在含量多的场合，与含量的增加率相比，效果的提高率减小，且成本不划算。因此，其上限确定为0.0050％。
对于本发明的高强度耐火钢，优选的是，除了上述的组成以外，以质量％计还含有Ca：0.0005～0.0040％、稀土金属(REM：Rare Earth Metal)0.0005～0.0100％中的任何1种或2种。
作为REM，可以使用Ce、La、Nd等稀土类金属中的1种以上。
Ca以及REM控制MnS的形态，使母材的低温韧性提高，而且具有使湿润硫化氢环境下的氢诱发裂纹(HIC：hydrogen induced cracking)、硫化物应力腐蚀裂纹(SSC：sulfide stress corrosion cracking)、应力定向氢诱发裂纹(SOHIC：stress oriented HIC)等氢脆裂纹敏感性降低的效果。为了使这些效果显现，必须最低含有0.0005％。
但是，含量过多时，反而使钢的清洁度恶化、且使母材韧性和湿润硫化氢环境下的氢脆裂纹(HIC、SSC、SOHIC)的敏感性提高，因此Ca的含量的上限确定为0.0040％，REM含量的上限确定为0.0100％。Ca和REM呈现大致相同的效果，可以在上述范围内添加其中1种，也可以在上述范围内混合添加Ca和REM。
在本发明的高强度耐火钢中，在Mo含量低于0.70％时，为了确保屈服强度为440MPa以上、且600℃的屈服强度为常温时的2/3以上、即294MPa以上，不仅需要限定钢的成分，而且也需要同时限定显微组织。
作为本发明的高强度耐火钢的显微组织，最终轧制的钢板的板厚方向的1/4厚度位置处的多边形铁素体或伪多边形铁素体的面积分率确定为10％以下。
这是因为，在Mo含量控制在低于0.70％的本发明钢的成分中，当多边形铁素体或伪多边形铁素体的面积分率超过10％时，特别对于超过40mm的厚度的钢板，不仅难以稳定地确保常温强度，而且也难以稳定地确保高温强度。
在本发明中，显微组织是指钢板在最终轧制方向的板厚断面方向1/4厚度位置处的显微组织。
即使限定钢的各个成分，如果成分体系整体上不适宜，则也不能得到优良的特性。
为此，将以PCM＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B表示的焊接裂纹敏感性组成PCM的值限定为0.25％以下。
焊接裂纹敏感性组成PCM是表示焊接性的指标，越低越好。对于本发明钢，焊接裂纹敏感性组成PCM的值如果为0.25％以下，则在确保优良的高温强度的同时，可以确保优良的焊接性。
其次，对本发明的高强度耐火钢的制造方法进行说明。
本发明的高强度耐火钢通过以下的第1和第2的任何一种制造方法都可以制造。
第1制造方法包括：将具有本发明的钢组成的钢坯或铸坯加热到1100～1300℃的温度，接着在800～950℃的温度进行轧制后，以比该轧制结束时的温度低150℃的温度或750℃之中较高的一个温度以上的温度进行直接淬火，接着在Ac1以下的温度进行回火处理。
第2制造方法包括：将具有本发明的钢组成的钢坯或铸坯进行热轧后，放冷，然后再次加热到900～950℃的温度进行淬火，接着在Ac1以下的温度进行回火处理。
首先，对第1制造方法进行说明。
将具有本发明的钢组成的钢坯或铸坯加热到1100～1300℃的温度。
在此，将轧制之前的加热温度限定在1100～1300℃的理由是，为了不使加热时的奥氏体晶粒成为所要求的尺寸以上的大晶粒、并且为了力求轧制组织的微细化。1300℃是加热时奥氏体不极端地粗大化的上限温度，因为如果加热温度超过该上限温度，则奥氏体晶粒发生粗大混粒化，轧制奥氏体晶粒也相对地粗大，其结果不仅相变后的金属组织也相对地粗大，而且从粗晶粒的奥氏体的相变，显微组织也容易成为贝氏体组织，钢的韧性显著劣化。另一方面，考虑到用于使得显现热轧时的控制轧制的效果和析出硬化的Nb的溶体化，加热温度的下限确定为1100℃。
对经这样加热的钢坯或铸坯用800～950℃的温度进行轧制。
在此，轧制温度限定为800～950℃的理由是因为，在超过950℃的温度进行轧制时，尽管复合添加Mo和Nb，轧制奥氏体的晶粒细化也不充分，其后即使进行直接淬火和回火处理，也难以确保低温韧性的稳定。另一方面是因为，当在低于800℃的温度进行轧制时，根据不同的板厚，在直接淬火前铁素体析出，难于确保显微组织，或者在轧制中Nb析出而不利于高温强度。
轧制结束后，以比该轧制结束时的温度低150℃的温度(轧制结束温度-150℃)或750℃之中较高的一个温度以上的温度进行直接淬火。
在此，将直接淬火温度如上述那样地限定的理由是，第一是为了以确保显微组织为目的而进行显微组织的控制。为此，必须至少在750℃以上。但是，即使是在750℃以上，当从轧制结束温度也有超过150℃的温降时，轧制后的回复和再结晶、或Nb的析出的可能性提高，有可能引起韧性劣化和包括高温时的强度降低。
因此，将直接淬火的开始温度限定为轧制结束温度-150℃或750℃之中较高的一个温度以上。
直接淬火后，于Ac1以下的温度进行回火处理。
具有本发明的钢组成的钢坯或铸坯大体上在700℃以下时为Ac1以下，实际的处理温度可以根据强度等的目的而进行设定。
考虑工业生产的热处理炉的生产率和控制性，回火处理的温度优选为450～650℃左右。
此外，这些轧制温度等都是可能监测的钢板表面的温度。
由以上能够制造本发明的高强度耐火钢。
其次，对本发明的第2制造方法进行说明。
对具有本发明的钢组成的钢坯或铸坯进行热轧后，放冷。
在此，对热轧、放冷的各个条件没有特别限制。其理由是因为，钢坯或铸坯的金属组织以及材质是由其后的再加热淬火和回火处理来决定的。
其次，将热轧和放冷的钢坯或铸坯再次加热到900～950℃的温度进行淬火。
该再次加热和淬火的温度在其冶金的定义上必须要加热到Ac3(加热时铁素体向奥氏体的相变结束的温度)以上的温度。
对于具有本发明的钢组成的钢坯或铸坯来说，作为Ac3以上的温度，在900℃以上就是足够的。
另一方面，再次加热和淬火的温度过高时，组织粗大，低温韧性劣化。因此，再次加热和淬火的上限温度为950℃。
其次，对经再次加热和淬火的钢坯或铸坯在Ac1以下的温度进行回火处理。
该回火处理的条件等与上述的第1制造方法完全相同。
按照以上那样，能够制造本发明的高强度耐火钢。
本发明的高强度耐火钢可以适用于广泛的用途，不仅可以作为建筑结构物的一般的焊接结构用钢，而且可以作为土木、海洋结构物、船舶、各种贮槽罐等的一般的焊接结构用钢。
实施例
其次，根据实施例1～15、以及比较例16～22，说明本发明的焊接性和气割性优良的高强度耐火钢。
首先，用转炉将表1所示的各种组成的钢板坯熔炼，接着以表2所示的条件进行各种制造工艺，制作表2所示的板厚(50～100mm)的钢板。
其次，对于实施例1～15、以及比较例16～22的各个钢板，进行表2所示的母材组织、机械性能、焊接热影响区的韧性、以及气割面粗糙度的评价。
在此，作为机械性能，测定屈服强度、抗拉强度、600℃的屈服强度这3项，从屈服强度以及抗拉强度求出屈服比(屈服强度/抗拉强度(％))。加以评价。
关于母材组织，对于钢板的最终轧制方向的板厚断面方向1/4厚度位置处用倍率500倍的显微镜观察10个视野，算出多边形铁素体(αp)的面积分率(％)或伪多边形铁素体(αq)的面积分率(％)
关于屈服强度以及抗拉强度，从与轧制方向垂直方向的板厚中心部采取在日本工业标准JIS Z 2201“金属材料拉伸试验片”中规定的4号圆棒形拉伸试验片，然后根据日本工业标准JIS Z 2241“金属材料拉伸试验方法”进行测定和评价。
关于母材韧性，从与轧制方向垂直方向的板厚中心部采取在日本工业标准JIS Z 2202“金属材料冲击试验片”中规定的2mmV型缺口冲击试验片，然后根据日本工业标准JIS Z 2242“金属材料冲击试验方法”，测定冲击试验片的断口转变临界温度(vTrs(℃))，加以评价。
关于焊接热影响区的韧性，作为在日本工业标准JIS Z 2202“金属材料冲击试验片”中规定的冲击试验片，采用从1/4板厚采取的试验片，施加相当于线能量为60kJ/mm的埋弧焊(板厚50mm)的热循环，测定该试验片在0℃的吸收能量(vE0)，加以评价。
对于气割面的粗糙度，对于钢板的表面，测定在日本工业标准JIS B0601 “产品的几何特性规格(GPS)-表面性状：轮廓曲线方式-用语、定义以及表面性状参数”中规定的表面粗糙度的最大高度(Ry)，该最大高度(Ry)为50μm以下的场合，评价为“○”；超过50μm的场合，评价为“×”。
各特性的目标值是：屈服强度为440MPa以上、断口转变临界温度(vTrs)为-40℃以下、600℃的屈服强度为294MPa以上、0℃的吸收能量(vE0)为100J以上。
表1中示出了钢的组成，表2中示出了钢板的制造工艺及各种特性。
表1
  钢类别   组成比(质量％)
C Si Mn P S Nb Mo Al N Ni Cu Cr   V   B   Ti   Mg   Ca   PCM(注1)
实施例   1   0.04   0.36   1.98   0.009   0.005   0.04   0.68   0.031   0.0042   0.014   0.196
  2   0.04   0.45   1.80   0.012   0.004   0.05   0.64   0.035   0.0035   0.24   0.0016   0.200
  3   0.05   0.32   1.62   0.010   0.003   0.04   0.60   0.003   0.0038   0.50   0.028   0.012   0.193
  4   0.05   0.30   1.58   0.011   0.005   0.03   0.55   0.026   0.0032   0.176
  5   0.06   0.24   1.55   0.008   0.006   0.01   0.58   0.042   0.0029   0.009   0.184
  6   0.06   0.30   1.40   0.012   0.003   0.02   0.52   0.020   0.0034   0.14   0.14   0.38   0.203
  7   0.07   0.35   1.46   0.012   0.004   002   0.48   0.002   0.0048   0.35   0.34   0.010   0.0013   0.210
  8   0.07   0.30   1.35   0.011   0.006   0.02   0.37   0.033   0.0036   0.15   0.0008   0.184
  9   0.08   0.30   1.50   0.012   0.005   0.03   0.45   0.040   0.0035   0.195
  10   0.08   0.56   1.52   0.010   0.005   0.01   0.40   0.055   0.0055   0.25   0.19   0.015   0.215
  11   0.09   0.41   1.24   0.010   0.003   0.02   0.31   0.025   0.0038   0.20   0.25   0.010   0.202
  12   0.09   0.35   0.80   0.011   0.001   0.03   0.36   0.020   0.0064   0.12   0.039   0.018   0.0014   0.176
  13   0.10   0.25   0.85   0.012   0.004   0.02   0.45   0.029   0.0040   0.044   0.185
  14   0.12   0.33   0.55   0.010   0.003   0.02   0.50   0.019   0.0048   0.005   0.192
  15   0.14   0.31   0.71   0.009   0.005   0.03   0.49   0.020   0.0078   0.010   0.0018   0.219
比较例   16   0.03   0.35   1.48   0.012   0.005   0.04   0.50   0.025   0.0039   0.149
  17   0.04   0.36   1.39   0.012   0.005   0.00   0.51   0.024   0.0041   0.156
  18   0.04   0.08   0.45   0.014   0.004   0.03   0.60   0.026   0.0041   0.15   0.60   0.138
  19   0.05   0.35   1.41   0.011   0.003   0.07   0.50   0.026   0.0038   0.166
  20   0.15   0.43   1.18   0.010   0.006   0.02   0.49   0.030   0.0014   0.256
  21   0.06   0.35   1.30   0.013   0.008   0.02   0.25   0.029   0.0028   0.153
  22   0.06   0.35   1.31   0.013   0.007   0.02   0.75   0.028   0.0030   0.187
注(1)PCM＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B
注(2)带下划线者在本发明的范围外
表2
钢类别   制造工艺(注1)   加热温度(℃)   终轧温度(℃)   冷却开始温度(℃)   淬火温度(℃)   回火温度(℃)   板厚(mm)  αp或αq分率(％)(注2)   屈服强度(MPa)   抗拉强度(MPa)   屈服比(％)   在600℃下的屈服强度(MPa)   母材韧性vTrs(℃)   焊接热影响区韧性vE0(J)   气割面粗糙度
实施例   1   DQT   1150   900   850   -   600   60  1   520   623   83   345   -68   165   ○
  2   DQT   1100   810   760   -   580   50  2   515   610   84   365   -72   171   ○
  3   QT   1200   -   -   910   550   60  0   567   663   86   381   -64   154   ○
  4   DQT   1150   940   870   -   620   75  0   482   581   83   344   -59   149   ○
  5   DQT   1150   870   800   -   600   60  0   525   619   85   372   -62   151   ○
  8   QT   1200   -   -   930   580   50  0   562   654   86   386   -57   160   ○
  7   QT   1250   -   -   900   640   55  0   543   628   86   370   -61   204   ○
  8   DQT   1200   920   880   -   600   75  1   538   613   88   368   -55   143   ○
  9   QT   1200   -   -   920   500   100  0   496   616   81   325   -51   153   ○
  10   DQT   1100   900   860   -   580   100  0   509   602   85   336   -54   167   ○
  11   DQT   1200   930   850   -   470   85  0   485   619   78   317   -59   132   ○
  12   QT   1250   -   -   910   520   80  0   525   622   84   322   -53   129   ○
  13   QT   1200   -   -   940   600   75  0   533   614   87   371   -50   152   ○
  14   QT   1250   -   -   900   550   100  0   468   593   79   316   -56   187   ○
  15   DQT   1250   900   860   -   620   75  0   531   636   83   353   -47   137   ○
比较例   16   DQT   1150   930   770   -   600   50  12   433   552   78   261   -62   174   ○
  17   DQT   1100   850   730   -   600   50  16   404   535   76   303   -58   168   ○
  18   QT   1100   -   -   900   600   50  3   436   554   79   327   -51   155   ○
  19   AR   1200   860   -   -   -   75  79   313   468   67   235   -74   21   ○
  20   QT   1250   -   -   900   600   75  0   507   598   85   299   -12   17   ○
  21   QT   1200   -   -   900   600   75  1   472   572   83   274   -52   104   ○
  22   AR   1250   900   -   -   -   75  72   324   491   66   243   -32   24   ×
(注1)DQT：直接淬火-回火、QT：再次加热淬火-回火、AR：轧制状态(放冷)
(注2)αp：多边形铁素体、αq：伪多边形铁素体
(注3)带下划线者在本发明的范围外
根据这些评价结果，实施例1～15均显示良好的特性。
与此相比，脱离了本发明的范围的比较例16～22，与实施例1～15相比，强度、韧性等基本特性和高温强度、焊接热影响区韧性、气割性等劣化。
特别是在比较例18中，相对于Cu含量，Ni含量低，因此热轧时产生裂纹，制造变得困难。
并且在比较例20中，不仅C含量高，PCM也高，因此室温下的斜y形坡口焊接裂纹试验时发生根部裂纹。
本发明通过在抑制Mo含量的同时复合添加Nb，稳定地确保了屈服强度为440MPa以上的高强度钢的高温强度，通过抑制Mo含量，将焊接性和切割性的劣化限制到最小限度，同时通过限定以C、Si、Mn为首的各个合金元素量以及PCM、进而限定钢的显微组织及为此的制造条件，可以得到兼备优良的高温强度和焊接性、以及切割性等复合特性的焊接性和气割性优良的高强度耐火钢，所以可以广泛适用于建筑结构物、土木、海洋结构物、船舶、以及各种贮槽罐等的一般的焊接结构用钢，其在产业上的利用价值极大。

Claims (6)

1.一种焊接性和气割性优良的高强度耐火钢，其以质量％计含有C：0.04～0.14％、Si：0.50％以下、Mn：0.50～2.00％、P：0.020％以下、S：0.010％以下、Nb：0.01～0.05％、Mo：大于等于0.30％且低于0.70％、Al：0.060％以下、N：0.0010～0.0060％，且以PCM＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B表示的焊接裂纹敏感性组成PCM为0.25％以下，并且余量由铁以及不可避免的杂质组成，而且最终轧制的钢板的板厚方向的1/4厚度位置处的多边形铁素体或伪多边形铁素体的面积分率为10％以下。
2.根据权利要求1所述的焊接性和气割性优良的高强度耐火钢，其以质量％计还含有Ni：0.05～1.0％、Cu：0.05～1.0％、且Ni含量为Cu含量的1/2以上，并且还含有从Cr：0.05～1.0％、V：0.01～0.06％、B：0.0002～0.0030％、Ti：0.005～0.025％、Mg：0.0002～0.0050％之中选择的1种或2种以上。
3.根据权利要求1或2所述的焊接性和气割性优良的高强度耐火钢，其以质量％计还含有Ca：0.0005～0.0040％、REM：0.0005～0.0100％中的任何1种或2种。
4.根据权利要求1、2或3所述的焊接性和气割性优良的高强度耐火钢，其中所述钢的屈服强度为440MPa以上。
5.一种焊接性和气割性优良的高强度耐火钢的制造方法，其中将具有权利要求1～4的任何一项所述的钢组成的钢坯或铸坯加热到1100～1300℃的温度，接着在800～950℃的温度下进行轧制后，以比该轧制结束时的温度低150℃的温度或750℃之中较高的一个温度以上的温度进行直接淬火，接着在Ac1以下的温度进行回火处理。
6.一种焊接性和气割性优良的高强度耐火钢的制造方法，其中将具有权利要求1～4的任何一项所述的钢组成的钢坯或铸坯进行热轧后，放冷，接着再次加热到900～950℃的温度进行淬火，然后在Ac1以下的温度进行回火处理。
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