CN101657555A - 高温强度和韧性优良的钢材及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

为了提供高温特性和韧性优良的钢材，将耐火钢材形成为：以质量％计含有C：0.001～0.030％、Si：0.05～0.50％、Mn：0.40～2.00％、Nb：0.03～0.50％、Ti：0.005～低于0.040％、N：0.0008％～低于0.0050％，将P、S的含量限定为P：0.03％以下、S：0.02％以下，余量为Fe及不可避免的杂质；满足C－Nb/7.74≤0.004，以30～300个/mm2的密度具有粒径为0.05～10μm的Ti系氧化物。

Description

高温强度和韧性优良的钢材及其制造方法
技术领域
本发明涉及高温强度和韧性优良的钢材及其制造方法。
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了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”。由此，重新评价了有关使火灾时的钢材的温度为350℃以下的耐火被覆的限制，可根据钢材的高温强度与建筑物的实际负荷的关系，选择适当的耐火被覆方法。因此，在能够确保满足600℃时的设计标准的高温强度的情况下，也就是说，通过使用600℃时的高温强度高的钢材，能够进行耐火被覆的简略化或削减。
为了对应这种动向，开发了耐火钢材，在钢材的600℃时的高温强度的强化机理即(1)铁素体晶体粒径的微细化、(2)由合金元素带来的固溶体强化、(3)由硬化相带来的分散强化、(4)由微细析出物带来的析出强化中，该耐火钢材主要利用了析出强化。
以往，提出了多种耐火钢材，该耐火材料中添加有有助于析出强化的元素即Mo、Ti、Nb等，通过碳化物、氮化物等来确保高温强度，但近年来，由大量添加Mo而造成的制造成本的上升、焊接性的下降成为问题。
对于这样的问题，提出了通过降低C及Mo和控制热轧的结束温度及卷取温度来谋求确保高温强度和改进韧性及焊接性的热轧钢带(例如参见日本特开平7-300618号公报)。
可是，这样的热轧钢带在卷取时使微细的Mo、Nb的碳化物析出，在没有利用固溶Nb这一点上考虑，高温强度不足，此外，由于含有Ti，不是抑制了氮化物向焊接热影响区(Heat Affected Zone，简称为HAZ)的析出的热轧钢带，因而HAZ的韧性有可能下降。
此外，提出了降低C及Mo、利用固溶Nb提高高温高度、减少固溶C及固溶N来确保冷加工的成形性的钢板及钢管(例如参见日本特开平10-176237号公报、日本特开2000-54061号公报、日本特开2000-282167号公报)。可是，这些钢板及钢管由于Ti/N高，因而析出粗大的TiN，特别是HAZ的韧性有可能下降。
此外，为了确保高温强度、韧性及焊接性，还提出了减少Mo、利用了Cu的固溶及析出的耐火钢材(例如参见日本特开2002-115022号公报)。此种耐火钢材不是利用固溶Nb提高高温强度，而是通过添加Nb使再结晶温度降低，使晶粒细化，此外利用Nb的析出强化。
再有，在以上例示的专利文献中提出的钢材都没有考虑到HAZ的再热脆化。所谓再热脆化是在再次将HAZ加热到高温时因析出碳化物、氮化物而脆化的高温脆化。
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，其制造工序成为低压下量、低冷却速度，与薄钢材相比，更难于实施充分的加工热处理，在以往技术中，为了确保强度，需要大量添加合金元素，在这种情况下出现韧性下降和焊接性下降等并发的问题。
发明内容
本发明提供一种钢材及其制造方法，该钢材在只热轧的状态下、即在热轧后不进行冷轧、或淬火、回火等调质热处理的情况下，包含焊接热影响部的耐再热脆化特性的高温特性、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，该钢材限定了C及N的含量，添加适量的Nb，规定C和Nb的关系，利用固溶Nb的曳力效应(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，再有，将微细的Ti系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，谋求由板厚造成的机械特性的变动少、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，以质量％计含有C：0.001％以上且0.030％以下、Si：0.05％以上且0.50％以下、Mn：0.40％以上且2.00％以下、Nb：0.03％以上且0.50％以下、Ti：0.005％以上且低于0.040％、N：0.0008％以上且低于0.0050％，将P、S的含量限定为P：0.030％以下、S：0.020％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≤0.004，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％计含有V：0.10％以下、Mo：低于0.10％中的1种或2种。
(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％计含有Zr：0.03％以下、Hf：0.01％以下中的1种或2种。
(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％计含有Cr：1.5％以下、Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下中的1种或2种以上。
(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％计含有Mg：0.005％以下、Al：0.030％以下、REM：0.01％以下、Ca：0.005％以下中的1种或2种以上。
(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，将1000℃以下的累积压下率设定为10％以上进行热轧。
(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，在800℃至500℃的温度范围中以0.1～10℃/s的平均冷却速度进行冷却。
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，在只热轧的状态下就能确保强度、韧性地进行制造。
钢材中的通过热轧制造的H型钢可根据其形状分为翼缘(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，但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，此外能够减小由板厚造成的材质变化，因而尤其能够确保极厚H型钢这样的板厚大的尺寸的钢材的强度、韧性，并能够降低H型钢截面内的不均匀。
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Nb提高淬火性，通过生成块状铁素体、或贝氏体的一方或双方，从而提高高温强度以及常温下的强度及韧性，并且得到耐再热脆化特性优良的钢材；以及通过固溶Nb的曳力效应使高温下的位错的移动速度延迟，从而相对于高温下的软化发挥抵抗力，确保作为耐火钢材必要的高温强度。
其结果是，对于为了最大限地发挥Nb的效果的低C化、低N化、及Ti的添加，得到了以下见解。
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是有效的。Nb的碳化物即NbC及氮化物即NbN为多边形铁素体的生成核，而且通过它们的析出使得固溶Nb减少。特别是，如果少量的Nb的碳化物、氮化物微细地析出，则有助于通过析出强化来提高强度，但如果在焊接后再次被加热到高温，则有时NbC在HAZ的奥氏体的晶界(以下，称为γ晶界处)析出，出现再热脆化。
因此，为了确保耐再热脆化特性，最重要的是规定C添加量及N添加量的上限。此外，判明存在如下问题：在碳含量超过0.03％时，出现部分地生成岛状马氏体，有时韧性显著降低。
再有，如果通过利用Ti的控制脱氧使微细的Ti系氧化物分散在钢中，则将晶粒钉扎而抑制其成长，因而晶体粒径变得微细。特别是，能够防止在HAZ中出现的1400℃加热、骤冷这样的热循环时的晶粒粗大化。
由此得知：不仅提高HAZ韧性，而且还抑制HAZ的高温脆化。
基于以上的见解，本发明者还对(1)C及Nb与钢材的高温强度的关系、(2)在通过一次脱氧调整溶解氧后添加Ti进一步进行脱氧时的Ti系氧化物的粒径及数密度分布对HAZ韧性及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：0.001％以上且0.030％以下、Si：0.05％以上且0.50％以下、Mn：0.4％以上且2.0％以下、Nb：0.03％以上且0.50％以下、Ti：0.005％以上且低于0.040％、N：0.0008％以上且低于0.0050％，并将P、S的含量限定为P：0.03％以下、S：0.02％以下，余量为Fe及不可避的杂质；将该钢坯加热到1100～1350℃，将1000℃以下时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，然后将从800℃冷却到500℃所需的时间规定为10s来进行冷却，模拟HAZ的热经历；然后，加工成试验片，按照JIS Z 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的图，具体而言是表示600℃时的0.2％耐力(600℃YS)相对于C-Nb/7.74的关系的图。在图中，○及●是常温时的抗拉强度为400MPa级的钢材的600℃YS，□是490MPa级的钢材的600℃YS。
从图1看出，如果C-Nb/7.74在0.004以下，则常温时的抗拉强度为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，要得到良好的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，如图3所示，对于Ti系氧化物的分散在上述范围中的HAZ韧性优良的钢材，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，确认耐再热脆化特性优良。
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，需要将添加Ti之前的一次脱氧后的溶解氧以质量％计调整到0.003～0.015％、优选调整到0.003～0.010％，将Ti的含量规定为0.005～低于0.040％、优选规定为0.005～0.020％。
如以上所述可知，特别是对于不含B的耐火型钢，如果在进行了低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，并可抑制碳化物及氮化物向HAZ的γ晶界的析出，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，可维持由固溶Nb带来的适度的淬火性，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，因此在用于板厚大的尺寸的情况下，能够在所有部位以高水平维持强度、韧性，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，阻碍韧性提高。
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，则促进龟裂的传播，损害韧性。
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系氧化物由于在液相中结晶、在热轧中也不延伸，因而可作为球状的夹杂物被观察。如果使用能量分散型X射线分析装置，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，阻碍韧性提高。因此，将添加Ti之前的溶解氧量规定为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0.001％以上。另一方面，如果添加超过0.030％的C，则在HAZ中产生粗大的碳化物，从而使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0.001％，将C量的上限设定为0.030％。再者，从确保再热脆性及韧性的观点出发，优选将下限设定为0.005％，将上限设定为0.020％。
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0.50％则生成低熔点的氧化物，使氧化皮剥离性恶化。因而，将Si量规定在0.05％以上且0.50％以下。此外，如果Si量超过0.40％，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0.40％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，因此如果添加超过2.00％的Mn，则偏析部的淬火性过度提高，使韧性恶化。
因此，将Mn量规定为0.40％以上且2.00％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确保强度，优选添加1.10％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变形阻力增加，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0.03％以上的Nb。另一方面，如果添加超过0.50％的Nb，则HAZ韧性劣化，因而将上限设定为0.50％。为了进一步提高高温强度，优选添加0.10％以上的Nb。
此外，Nb是强力的碳化物形成元素，由于与过剩的C形成NbC而析出，因而使固溶Nb减少。因此，为了确保固溶Nb，提高高温强度，需要满足C-Nb/7.74≤0.004。再者，这里，C、Nb分别是C、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与C的质量浓度积是固溶Nb量的指标，为进一步提高高温强度，优选规定为0.0015以上。所谓Nb与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与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，在高温下容易形成稳定的TiN。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。为得到此效果，需要添加0.005％以上的Ti。另一方面，如果添加0.040％以上的Ti，则Ti系氧化物、TiN粗大化，损害韧性。
为此，将Ti量规定在0.005％以上且低于0.040％。从确保微细的Ti系氧化物的量，提高韧性的观点出发，优选上限为0.020％。
N是生成氮化物的杂质元素。N量的降低对于确保固溶Nb是有效的，将其上限规定为低于0.0050％。优选N的含量为尽量低的浓度，但要低于0.0008％，使制造成本增大。此外，从确保韧性的观点出发，优选将N量的上限规定为0.0045％。
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，要尽量降低P及S，将各自的含量的上限分别设定为0.030％、及0.020％。
在本发明中，根据需要还可以在该成分系中适宜添加V、Mo、Zr、Hf、Cr、Cu、Ni、Mg、Al、REM、及/或Ca来提高特性。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，因此优选将其上限设定为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进行添加。可是，如果添加0.10％以上的Mo，则有损经济性，此外有时HAZ的韧性及高温脆性下降，因此优选将上限设定为低于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的降低，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，为了抑制NbN的析出，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，如果添加超过0.01％的Hf，则有时使HAZ的韧性降低。因此，优选将Hf的上限设定为0.01％。
Cr、Cu、及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，有时损害韧性，因而优选分别将上限设定为1.5％、及1.0％。此外，Ni从经济性的观点出发优选将上限设定为1.0％。
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，如果添加超过0.005％的Mg，则Mg系氧化物粗大化，无助于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0.005％。
Al是强力的脱氧剂，也可以为了将一次脱氧后的溶解氧浓度控制在0.003～0.015％而添加。可是，如果含有超过0.030％的Al，则形成岛状马氏体，有时损害韧性，因此将上限设定为0.030％。从提高韧性的观点出发，优选上限为0.02％。
REM(稀土元素)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，即使在焊接时加热到高温的情况下也不在钢中固溶，具有钉扎晶界的功能。通过该功能能够使HAZ的组织微细化，抑制韧性的下降。
为了得到此效果，优选将所有稀土元素的合计含量设定为0.001％以上来进行添加。另一方面，如果超过0.01％地添加REM，则氧化物或硫化物的体积分率增高，有时使韧性降低，因此优选将上限设定为0.01％。
Ca通过添加少量就能体现出抑制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，如果超过0.005％地添加Ca，则氧化物或硫化物的体积分率增高，有时使韧性下降，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，只要通过调整提高淬火性的元素的含量，与所要求的强度相符就可以。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为钢板或型钢，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，需要将溶解氧量以质量％计调整到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氧化物的粒径变大，因而不能充分得到粒径为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1100℃作为钢坯的加热温度的下限。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1350℃作为钢坯的加热温度的上限。为了使钢的显微组织微细化，优选将1300℃作为钢坯的加热温度的上限。
关于热轧，优选将1000℃以下的累积压下率规定在10％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。
在制品的板厚低于40mm时，轧制前的原材料的板厚制约少，通过确保1000℃以下的累积压下率在30％以上就能提高强度，因此在板厚低于40mm时，优选将累积压下率的范围规定在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)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规定为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规定为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
在用转炉熔炼得到的钢水中添加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。
将得到的钢坯按照表2所示的条件进行热轧而形成H型钢。图5中示出型钢制造工艺。用粗轧机5对用加热炉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F、K、J、Z，再按表3的条件进行热轧，对于钢EE、K、Z，再按表4的条件进行热轧。
对得到的H型钢，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℃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，此评价通过在使供试钢经历焊接热循环后再度加热、在高温下施加拉伸应力而使其破断时的收缩值来进行。
也就是说，使从翼缘采取的圆棒的拉伸试验片经历焊接热循环，该焊接热循环是在1400℃保温1秒钟后，将从800℃至500℃的冷却时间规定为20秒，冷却到100℃；再在该状态下以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，使其破断，测定收缩值。
再现焊接热影响部(HAZ)的韧性(表2)与再热收缩同样地进行评价，即，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，以吸收能进行评价。也就是说，从实施了热处理的小片采取V切口试验片，供于夏比冲击试验。所述热处理经历了下述焊接热循环，该焊接热循环是在1400℃保温1秒钟后，将从800℃至500℃的冷却时间规定为20秒，冷却到100℃。
作为钢所要求的强度等级有2种，1种是规定为SM400的常温抗拉强度为400MPa等级的钢，另1种是规定为SM490的常温抗拉强度为490MPa等级的钢，将它们分开表示。另一方面，关于极厚H型钢，多按美国ASTM标准，分开表示为代表性的强度等级的Grade50、Grade65。
再者，作为JIS标准的SM400即TS400MPa超级的目标为：常温时的屈服强度YP为235MPa以上、优选为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超级的目标为：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。
此外，关于ASTM标准，在Grade50中YP为345MPa以上、TS为450MPa以上，在Grade65中YP为450MPa以上、TS为550MPa以上，除上述以外，关于韧性，在所有情况下，都优选在夏比试验温度0℃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。
Figure G2008800116104D00171
Figure G2008800116104D00181
Figure G2008800116104D00191
如表2所示，本发明的制造No.1～15、35～39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。而且，0℃下的夏比冲击值可得到目标值以上的值。而且，充分满足再现焊接热影响部的再热收缩率为30％以上。
另一方面，作为比较例的制造No.16～22、40～42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型钢时，如果将1000℃以下的累积压下率规定在30％以上，则与累积压下率低于30％时相比，机械特性良好。
此外，在翼缘厚度为40mm以上的极厚H型钢时，在制造No.43～48中，作为代表例，示出了翼缘厚度为90～125mm的情况，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Grade50、Grade65各自所要求的强度。
如表4所示，在翼缘厚度低于40mm时，在通过水冷将800～500℃间的冷却速度加速到10℃/s进行冷却的情况，与通过放冷等在800～500℃间以0.1℃/s的冷却速度缓慢进行冷却的情况相比，可提高常温强度、高温强度。
此外，关于极厚H型钢，在制造No.49～51中，作为代表例示出了翼缘厚度为125mm的尺寸的情况，通过在800～500℃间用水冷加速到0.13℃/s进行冷却，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，能够在只热轧的状态下确保强度、韧性地来制造。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，大型建造物的可靠性提高、安全性的确保、经济性等在工业上的效果非常显著。

Claims (11)

1、一种高温特性和韧性优良的钢材，其特征在于，
以质量％计含有
C：0.001％以上且0.030％以下、
Si：0.05％以上且0.50％以下、
Mn：0.40％以上且2.00％以下、
Nb：0.03％以上且0.50％以下、
Ti：0.005％以上且低于0.040％、
N：0.0008％以上且低于0.0050％，
将P、S的含量限定为
P：0.030％以下、
S：0.020％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≤0.004，以30～300个/mm2的密度具有粒径为0.05～10μm的Ti系氧化物。
2、根据权利要求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：低于0.10％。
3、根据权利要求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、根据权利要求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：1.0％以下。
5、根据权利要求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：0.005％以下、
Al：0.030％以下、
REM：0.01％以下、
Ca：0.005％以下。
6、根据权利要求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、根据权利要求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、根据权利要求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，在将包含权利要求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、根据权利要求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，将1000℃以下的累积压下率设定为10％以上进行热轧。
11、根据权利要求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，在800℃至500℃的温度范围中以0.1～10℃/s的平均冷却速度进行冷却。
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