CN101680068A - 焊接接头部的耐再热脆化性和韧性优良的耐火钢材及其制造方法 - Google Patents

焊接接头部的耐再热脆化性和韧性优良的耐火钢材及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN101680068A
CN101680068A CN200980000163A CN200980000163A CN101680068A CN 101680068 A CN101680068 A CN 101680068A CN 200980000163 A CN200980000163 A CN 200980000163A CN 200980000163 A CN200980000163 A CN 200980000163A CN 101680068 A CN101680068 A CN 101680068A
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel
fire
hot
temperature
toughness
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
CN200980000163A
Other languages
English (en)
Inventor
长谷川泰士
沟口昌毅
渡部义之
吉田卓
冈田忠义
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Publication of CN101680068A publication Critical patent/CN101680068A/zh
Pending legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/50—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for welded joints
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Abstract

本发明提供高温强度及焊接接头部的耐再热脆化性和韧性优良的耐火钢材，该耐火钢材是室温强度为400～600N/mm2级的钢，并使用下述钢制得，该钢作为主要成分含有C：0.010％以上且低于0.05％、Si：0.01～0.50％、Mn：0.80～2.00％、Cr：0.50％以上且低于2.00％、V：0.03～0.30％、Nb：0.01～0.10％、N：0.001～0.010％、Al：0.005～0.10％，限制Ni、Cu、Mo、B各自的含量，各元素满足用4Cr[％]－5Mo[％]－10Ni[％]－2Cu[％]－Mn[％]＞0表示的关系。

Description

焊接接头部的耐再热脆化性和韧性优良的耐火钢材及其制造方法
技术领域
本发明涉及为了通过焊接形成钢结构物、尤其是建筑用结构物而使用的耐火钢材，特别涉及在600℃具有高的屈服应力，同时焊接接头部的耐SR(应力释放：Stress Relief)裂纹性(耐再热脆化性)和韧性优良的耐火钢材及其制造方法。
背景技术
在构成建筑结构物的焊接结构体中，当然需要焊接接头的特性优良。近年来，进一步要求在高温下的抗拉强度优良，且具有所谓的“耐火钢”的特性(耐火性能)。
这是考虑到环境问题、使得在无耐火被覆的情况下可使用钢材的、基于“新耐火设计法”由国土交通省确定的特性，是以基于国土交通省告示333号(2004年)的性能为标准的性能。
这里，所谓耐火性能是如下所述的必要的性能，该性能使得在无涂覆的状态下将钢材暴露于火灾中时，在某一定时间内钢材继续发挥必要的强度，此间建筑结构物不会倒塌，从而使得居住人员能够容易地逃离。
在不对钢材设置耐火被覆的情况下，从设想到各种火灾的规模及火灾时的环境温度的方面考虑，维持结构物的强度的钢材所需要的高温下的强度要求尽可能地高。
关于具备这样的耐火性能的钢材，以往在各方面进行了研究开发。
例如，在(a)日本特开2001-294984号公报、(b)日本特开平10-096024号公报、(c)日本特开2002-115022号公报中公开了有关添加了Mo的高温强度高的钢材的发明。
这些专利文献(a)～(c)中公开的技术都是有关通过Mo碳化物的析出强化、或者通过其它碳化物的析出强化和组织强化的并用来提高高温强度的材料的技术。
另一方面，各种合金元素的供求紧迫，由此在工业上添加Mo使得钢材成本提高，因而还公开了采用其它合金设计的技术。
特别可列举出如下例子：(d)日本特开平07-286233号公报中记载的发明，其为了确保以600℃左右的温度为对象的高温强度，谋求提高淬火性而添加B；(e)日本专利第3635208号公报中记载的发明，其添加了作为γ相稳定化元素的Cu、Mn等。
但是，在无意中添加了如专利文献e那样的γ相稳定化元素的情况下，或者在如专利文献d那样以抑制从晶界开始的核产生或生长而使低温相变组织生成为目的而添加B的情况下，存在当钢材的晶界暴露于高温时发生显著脆化(损害高温变形时的延性的现象，称为再热脆化)的问题。
根据本发明者等的研究表明，在这样的钢材中，尽管高温强度高，但是高温变形能力几乎没有，因此，存在如下情况：在进行由焊接接头将结构物的变形集中并负担的设计的情况下、或发生损坏的情况下，主要是HAZ(热影响区：Heat Affected Zone)、而且是与焊接金属的边界附近HAZ侧的晶界无法追随火灾高温时的变形而产生晶界破坏的情况。
根据本发明者等的研究还表明，上述的脆化现象(再热脆化现象)主要存在以下情况：因晶界析出而脆化的情况，和通过偏析使得仅晶界的相变点降低，该晶界部分的强度显著下降，产生局部变形，结果呈现出从晶界剥离这样的破坏的情况；并且上述脆化现象根据钢材的化学成分发生多种变化。
如上所述，认为在发生火灾时钢材暴露于高温下，在保持在600℃附近的温度时，即使在提高了高温强度的钢结构物的母材部健全的情况下，HAZ在焊接金属附近产生的晶界的脆化(高温变形时的延性下降)有时也与在焊接接头部中伴随着不稳定的破坏形态而产生难以预测的大变形的结果相关。
因此，作为结构物的设计变得困难，其结果表明，作为耐火结构，即使在钢材具有足够的高温强度的情况下，也会成为不合适的结构体。
上述专利文献a～c中记载的以往的耐火钢材都不是考虑了HAZ的再热时(即火灾时)的晶界脆化来进行合金设计而得到的钢材，只具有如下见解：即，针对仅着眼于高温强度、尤其是高温抗拉强度的合金设计的见解。
这样的以往的耐火钢材在以提高高温强度为目的而添加Mo或B的方面来看，利用了这些元素均是在600℃的温度下发生晶界析出的Mo碳化物或B氮化物的形成能力高的元素。
另一方面，上述的再热脆化现象不是只通过析出脆化而明显化的。该现象是本发明者等的研究结果，是首次弄清楚的现象，为新的解决课题。
以往，在耐热钢领域中，已知有如下的见解：通过添加2％以上的Cr来减轻再热脆化，并且如果添加量在0.5％以下，就难以产生再热脆化。
如果在不含Cr的钢材中缓慢地添加Cr，且添加量超过0.5％，则组织容易发生贝氏体相变，材料强度提高。这是淬火性提高的结果，但同时也认为，贝氏体组织明显残存旧γ晶界，因此容易使该旧γ晶界的脆化变得明显，容易产生再热脆化。
另一方面，如果添加2％以上的Cr，则通常的碳化物例如渗碳体变得不稳定，生成Cr23C6碳化物，其它碳化物例如Mo2C也同样被Cr夺去碳，难以在晶界粗大化。由此，也可以认为能够防止晶界脆化，但另一方面，Cr23C6碳化物也容易晶界析出。
这样，虽然提出了许多上述这样的假设，但是关于Cr添加量与再热脆化的关系，至今还没有确立确定的见解。
在这样的现状下，本发明者等进行了深入研究。其结果是，发现了上述再热脆化现象与钢材的相变点相关。
也就是说，Cr的添加具有提高钢材的相变点、同时消耗固溶C而使相变点进一步提高的效果。另一方面，如果多添加作为γ稳定化元素已知的Ni、Mn，则相变点下降。因此，在碳等在晶界浓缩时，在本发明中作为对象的高温区域、即在600℃的温度下，相变点与高温耐力评价温度接近，晶界的一部分因产生α→γ相变已经发生相转变，在其原子的配置转换时从组织失去多个位错，强度显著下降，由此从晶界开始破坏。
其结果是，作为新课题弄清了以下内容：提高钢材的相变点是重要的，同时大量添加与碳的亲和力强、容易晶界析出的元素在提高高温强度方面是有效的，但同时提高HAZ的再热脆化敏感性，使作为结构物的设计变得困难。
此外，近年来建筑物以有效地利用土地为目的而存在大规模化、高层化的倾向，但这样的结构物的大型化导致建筑材料即钢板、型钢或钢管的大型化，为了这些钢制品的生产效率的提高、或者组装效率的提高，有提高焊接时的线能量的倾向。因此，为了在焊接线能量高时也获得充分抗震性，需要充分提高焊接部的韧性。
发明内容
本发明是考虑到上述那样的以往的耐火钢所存在的问题而完成的，其目的在于提供焊接接头部的耐再热脆化性和韧性优良的耐火钢材及其制造方法，该耐火钢材可获得高温强度，同时可确立上述以往钢不能解决的课题即焊接接头的耐再热脆化性。
本发明者们为解决上述问题进行了深入研究，提出了实现如下所述的耐火钢材作为本发明的最重要的课题，该耐火钢材以在600℃的火灾设想温度下满足室温标准强度的至少1/2以上的方式将钢材的化学成分最佳化，同时在焊接接头的结合部(Bond：HAZ与焊接金属的边界部，也称为熔融边界(Fusion Line)的部分)中，在0℃的温度下具有充分的韧性、且在火灾时的再热时兼具耐再热脆化性。
如上所述，为了获得高温强度，首先需要导入对材料强度进行控制的位错，为此添加必要量的Mn和Cr，不过量地添加Mn，且限制其它γ稳定化元素即Ni、Cu的添加，此外从防止生成容易产生晶界脆化的BN的方面考虑，基本上不添加B。再有，关于Mo的添加量，为了抑制Mo碳化物的粗大的晶界析出，将其抑制在0.1％以下，由此可获得耐再热脆化性。
为此，作为具体的指标，引入SRS值，并用下式定义该SRS值，用数值定量地限定合金设计指标。
[SRS]＝4Cr[％]-5Mo[％]-10Ni[％]-2Cu[％]-Mn[％]
此外，在对HAZ施加5kJ/mm以上的线能量的大线能量焊接部中，为了确实得到HAZ与焊接金属的边界部、即结合部的充分的韧性，将C量限制在低于0.05％，与普通钢材相比控制在比较低的水平，此外作为最低限的C添加量，控制成添加0.01％。同时，通过按本发明中规定的范围适当地选择合金元素的添加量，能将可兼顾高温强度及大线能量HAZ韧性的化学成分组成最优化。
另外，利用进行通常的轧制处理、并通过放冷来制造本发明钢材的方法，无法得到优良的高温强度。这是因为，为了获得上述的结合部韧性而限制了合金元素量，从而使得淬火性不充分。
对于此问题，可通过控制冷却来弥补，这是本发明者等通过研究而弄清楚的。也就是说，发现通过设定下述的1)或者2)的方法，能够与高温的析出强化一同实现高温时的强度表现。
1)热轧时，充分地设定压减比，使铸造组织均质化，在800℃以上的高温下结束轧制，接着以2℃/s以上的冷却速度对钢板的各部位进行控制冷却，将该冷却继续到100℃以下的温度，由此，一次进行作为贝氏体组织的淬火处理，使室温强度提高，同时将室温耐力控制在较低水平的方法；或者通过接着进行回火热处理使强度和韧性最优化的、对控制冷却和回火热处理进行并用的方法。
2)同样在800℃以上的温度下结束轧制后，同样以2℃/s以上的冷却速度对钢板的各部位进行冷却，在400～750℃的温度范围中将控制冷却停止，然后，通过放冷，在到室温为止的冷却中进行可获得与回火相同的效果的途中停止型的控制冷却的方法，或者进一步利用通过在其后进行回火热处理来可靠地提高钢材强度和碳化物或者氮化物的析出密度的方法，形成实质上20％以上由贝氏体或回火贝氏体组织形成的钢板的方法。
这里，所谓本发明中说明的必要的高温强度(高温耐力)，原则上表示室温标准耐力的1/2，例如，在JIS标准等中规定的钢材的耐力存在范围时，将其下限值的1/2作为必要耐力。
因此，必要的高温耐力因室温强度而异，在抗拉强度为400N/mm2级的钢中，是为室温耐力下限值235N/mm2的1/2的117N/mm2(小数点以后舍去)，在抗拉强度为500N/mm2级的钢中，表示为室温耐力325N/mm2的1/2的162N/mm2。
本发明中的这些规定不一定是在实际的工业标准中确定的，是可通过设计计算推断的值，是包含安全系数的参考值。高温耐力均设定了下限值，但无上限值。
基于以上的研究结果得出的本发明的要旨如下。
[1]一种焊接接头部的耐再热脆化性和韧性优良的耐火钢材，其特征在于，该耐火钢材是室温强度为400～600N/mm2级的耐火钢材，具有下述钢成分，该钢成分以质量％计含有C：0.010％以上且低于0.05％、Si：0.01～0.50％、Mn：0.80～2.00％、Cr：0.50％以上且低于2.00％、V：0.03～0.30％、Nb：0.01～0.10％、N：0.001～0.010％、Al：0.005～0.10％；将Ni、Cu、Mo、B各自的含量限制为Ni：低于0.10％、Cu：低于0.10％、Mo：0.10％以下、B：低于0.0003％；而且，将杂质成分P、S、O各自的含量限制为P：低于0.020％、S：低于0.0050％、O：低于0.010％；余量为铁及不可避的杂质；在形成所述钢成分的元素中，Cr、Mo、Ni、Cu及Mn各元素满足由下述式(1)表示的关系。
4Cr[％]-5Mo[％]-10Ni[％]-2Cu[％]-Mn[％]＞0           (1)
{其中，在上述式(1)中，各元素浓度的单位为质量％}
[2]根据上述[1]所述的焊接接头部的耐再热脆化性和韧性优良的耐火钢材，其特征在于，以质量％计还含有以下元素中的1种或2种：Ti：超过0.005％且在0.050％以下、Zr：0.002～0.010％。
[3]根据上述[1]或[2]所述的焊接接头部的耐再热脆化性和韧性优良的耐火钢材，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：0.0005～0.005％、Ca：0.0005～0.005％、Y：0.001～0.050％、La：0.001～0.050％、Ce：0.001～0.050％。
[4]根据上述[1]～[3]任一项所述的焊接接头部的耐再热脆化性和韧性优良的耐火钢材，其特征在于，进而该钢材的铁素体相中的位错密度为1010/m2以上。
[5]根据上述[1]～[4]任一项所述的焊接接头部的耐再热脆化性和韧性优良的耐火钢材，其特征在于，在该钢材组织中，贝氏体或马氏体的光学显微镜组织占有率为20％以上，由淬火组织形成。
[6]根据上述[1]～[5]任一项所述的耐再热脆化性和韧性优良的耐火钢材，其特征在于，在该钢材中，包含Nb、V、Cr、Ti或Zr中的1种以上元素的碳化物或氮化物以2个/μm2以上的密度析出。
[7]一种耐再热脆化性和韧性优良的耐火钢材的制造方法，其特征在于，将具有上述[1]～[3]任一项所述的钢成分的钢坯加热到1150～1300℃的温度后，实施热加工或热轧，在800℃以上的温度下结束该热加工或热轧，然后在到温度500℃为止的期间，以该钢材的各部位的冷却速度为2℃/秒以上的方式进行加速冷却，在该钢材的表面温度成为350～600℃的温度区域停止该加速冷却，然后进行放冷。
[8]一种耐再热脆化性和韧性优良的耐火钢材的制造方法，其特征在于，将具有上述[1]～[3]中任一项所述的钢成分的钢坯加热到1150～1300℃的温度后，实施热加工或热轧，在800℃以上的温度下结束该热加工或热轧，然后在到温度500℃为止的期间，以该钢材的各部位的冷却速度为2℃/秒以上的方式进行加速冷却，在钢材的表面温度成为100℃以下且在室温以上的温度区域停止该加速冷却，然后进行放冷，从而在该钢材组织中，得到贝氏体或马氏体的光学显微镜组织占有率为20％以上的淬火组织。
[9]一种焊接接头部的耐再热脆化性和韧性优良的耐火钢材的制造方法，其特征在于，在应用了上述[7]或[8]中所述的制造方法后，通过在400℃～750℃的温度范围中用5分钟以上且360分钟以下的时间对该钢材进行回火，使包含Nb、V、Cr、Ti或Zr中的1种以上元素的碳化物或氮化物在该钢材中以2个/μm2以上的密度析出。
根据以上的本发明的耐火钢材，600℃的温度时的强度、特别是拉伸耐力为室温时的1/2以上，即使在火灾设想温度中HAZ结合部也不产生再热脆化、且同时能够得到5kJ/mm以上的大线能量焊接部的结合部的韧性。
此外，根据本发明的耐火钢材的制造方法，能够制造下述耐火钢材，该耐火钢材在600℃的温度时的强度、特别是拉伸耐力为室温时的1/2以上，即使在火灾设想温度中HAZ结合部也不产生再热脆化、且同时能够得到5kJ/mm以上的大线能量焊接部的结合部韧性。
因此，根据本发明，可提供高温强度优良、而且焊接接头的耐再热脆化性和韧性优良的建筑用的耐火钢材。
另外，高温下的耐力根据钢材的组成在每一温度下发生变化。700℃以上的温度下高温耐力优良的钢材不一定在低于700℃的温度下发挥高的高温耐力。这是因为材料暴露于火灾环境下时，预先作为合金成分含有的碳化物等的析出(称为2次硬化)在哪一温度区产生，对高温耐力有较大影响。本发明是新提出用于获得600℃的优良的高温耐力的钢材的发明，是基于与其它温度区中的高温耐力优良的钢材不同的设计思想的发明。
附图说明
图1是示意性地说明本发明的耐火钢材的一例子的图示，是表示Mo含量与再现HAZ的600℃时的拉伸试验时的焊接接头的拉深值(SR拉深值)的关系的曲线图。
图2是示意性地说明本发明的耐火钢材的一例子的图示，是表示B含量与再现HAZ的600℃时的拉伸试验时的焊接接头的拉深值(SR拉深值)的关系的曲线图。
图3是示意性地说明本发明的耐火钢材的制造方法的一例子的图示，是表示对本发明钢(水冷途中停止)进行回火时的回火温度与600℃高温拉伸耐力的关系的曲线图。
图4是示意性地说明本发明的耐火钢材的一例子的图示，是表示耐再热脆化性指标值SRS与再现HAZ的耐再热脆化性评价试验时的拉深值的关系的图示。
具体实施方式
以下，对本发明的焊接接头部的耐再热脆化性和韧性优良的耐火钢材及其制造方法的实施方式进行说明。再者，为更好地理解发明的宗旨对该实施方式进行详细说明，因此只要没有特别的指定，就不限定本发明。
本发明的焊接接头部的耐再热脆化性和韧性优良的耐火钢材是室温强度为400～600N/mm2级的耐火钢材，该耐火钢材具有下述钢成分，该钢成分以质量％计含有C：0.010％以上且低于0.05％、Si：0.01～0.50％、Mn：0.80～2.00％、Cr：0.50％以上且低于2.00％、V：0.03～0.30％、Nb：0.01～0.10％、N：0.001～0.010％、Al：0.005～0.10％；将Ni、Cu、Mo、B各自的含量限制为Ni：低于0.10％、Cu：低于0.10％、Mo：0.10％以下、B：低于0.0003％；而且，将杂质成分P、S、O各自的含量限制为P：低于0.020％、S：低于0.0050％、O：低于0.010％；余量为铁及不可避的杂质；在形成上述钢成分的元素中，Cr、Mo、Ni、Cu及Mn各元素满足由下述式(1)表示的关系。
4Cr[％]-5Mo[％]-10Ni[％]-2Cu[％]-Mn[％]＞0          (1)
{其中，在上述式(1)中，各元素浓度的单位为质量％}
[耐火钢材的钢成分(化学成分组成)]
首先，对实施本发明时规定的基本的钢化学成分范围的限定理由进行说明。另外，在以下的说明中，各元素的添加量全部以质量％表示。
C：0.010％以上且低于0.05％
C是对于提高钢材的淬火性有效的元素，同时是形成碳化物所必需的元素。在钢材中，为了在600℃的温度下使稳定的碳化物析出，最低需要添加0.010％以上的C。此外，如果添加0.05％以上的C，则在大线能量焊接HAZ中，形成许多残留奥氏体或者析出碳化物，有时在HAZ中使结合部韧性显著劣化，因此将其添加范围规定在0.010％以上且低于0.05％。如果考虑到焊接线能量更大的情况，优选C含量少，也可以将C限制在0.015％以上或0.020％以上。此外，为了提高结合部的韧性，也可以将C限制在0.040％以下。
Si：0.01～0.50％
Si是脱氧元素，而且是有助于淬火性提高的元素，但如果不至少添加0.01％以上则不能体现其效果。另一方面，在添加超过0.50％的Si时，由于Si是提高残留奥氏体的稳定性，尤其是使HAZ的韧性下降的元素，因此将其添加范围规定在0.01～0.50％。为了可靠地进行脱氧，也可以将Si限制在0.05％以上、0.10％以上或0.15％以上。此外，为提高HAZ的韧性，也可以限制在0.45％以下或0.40％以下。
Mn：0.80％以上～2.00％
Mn是γ相稳定化元素，有助于淬火性提高，但在本发明这样的含有Cr的钢材中，如果不添加0.80％以上的Mn，有时不能体现上述效果。此外，如果超过2.0％地添加Mn，则Ac1相变点的降低显著，在向600℃的再热时，在伴随着晶界偏析的HAZ中在再热时产生局部的α→γ相变，招致明显的晶界强度的降低，并且，促进碳化物的晶界析出而产生析出脆化，耐再热脆化性用与再现热循环HAZ相当的组织的高温拉伸试验时的拉深值来判断为15％以下，因此，将Mn的添加范围限定在0.80～2.0％。为了更好地利用Mn的淬火性效果，也可以将Mn限制在0.90％以上、1.05％以上或1.20％以上。此外，为防止Ac1相变点的降低等，也可以限制在1.80％以下或1.60％以下。
Cr：0.50％以上且低于2.00％
Cr通过添加0.50％以上，可得到提高钢材淬火性的效果。此外，还具有与碳的亲和力，对于抑制Nb、V及Ti等与C的亲和力非常高的元素的粗大化也具有效果。此外，使状态图的形态本身从铁-碳系的共析型向γ环型转变，尤其在晶界中发挥提高相变点的显著效果。但是，如果超过2.00％地添加Cr，虽然尤其没有钢材特性上的弊害，但是制钢上的课题、即因延长杂质除去时间使得钢水温度在精炼中降低，使铸造性恶化，进而导致制造时的成本上升，所以将添加上限限定为2.00％。另外，在本发明中，在大量添加V或Si的情况下，需要更优选将Cr的添加量控制在0.50～1.50％。但是，由于Cr的添加有时使制钢精炼时的钢水温度下降，并且为了抑制成本上升，也可以将Cr限制在1.80％以下、1.50％以下或1.40％以下。此外，为了提高淬火性，也可以将Cr限制在0.75％以上或1.00％以上。
V：0.03～0.30％
V形成在晶粒内容易微细分散的碳化物，对于提高高温耐力是非常有效的。在添加0.03％以上时体现其效果，此外，如果超过0.30％地添加，则晶界析出和粗大化显著，使耐再热脆化性恶化，因此将添加范围限定在0.03～0.30％。但是，由于在回火的工序中有V碳化物进行晶界析出的倾向，因此也可以将V限制在0.25％以下或0.20％以下。此外，为了提高高温耐力，也可以将V限制在0.05％以上或0.08％以上。
Nb：0.01～0.10％
Nb短时间内与碳结合作为NbC析出，有助于室温时的强度及高温强度的提高。同时，显著提高钢材的淬火性，还有助于位错密度的提高，并且使通过控制冷却提高钢材强度的效果提高。但是，在Nb的添加量低于0.01％时则不能体现上述效果，此外如果超过0.10％地添加，则产生向晶界的NbC粗大析出，引起再热脆化，有可能助长高温下的焊接接头的不稳定破坏，所以将其添加范围限定在0.01～0.10％。为了更有效地活用Nb的提高强度的效果，也可以将Nb限制在0.02％以上、0.03％以上或0.04％以上。此外，为了避免再热脆化，也可以将Nb限制在0.08％以下或0.06％以下。
N：0.001～0.010％
N在本发明中不是积极地添加，而是为了不生成粗大氮化物而应控制的元素。但是，N如果是微量的添加，则化学上比碳化物稳定，因此作为碳氮化物析出，有时有助于提高高温耐力。因此，将N的添加量作为工业的下限规定为0.001％，此外作为添加量的上限，为了抑制粗大氮化物的生成，规定为0.010％。为了提高高温耐力，也可以将N限制在0.080％以下或0.060％以下。
Al：0.005～0.10％
Al是在钢材的脱氧及利用AlN生成的细粒化中必要的元素，尤其在含有Cr的钢材中，为了防止精炼中因Cr氧化而难以添加到钢材中，作为主要的脱氧元素添加。这样通过添加0.005％以上可得到能够单独用Al-制钢水中的氧浓度的效果，因此将0.005％作为Al的下限值。另一方面，如果Al含量超过0.10％，则形成粗大的氧化物簇，有时损害钢材的韧性，所以将上限值规定为0.10％。为了更可靠地进行脱氧及利用AlN生成的细粒化，也可以将Al限制在0.010％以上、0.015％以上或0.020％以上。此外，为了防止粗大的氧化物簇的形成造成的钢材的韧性下降，也可以将Al限制在0.08％以下或0.06％以下。
Ni：低于0.10％
Cu：低于0.10％
Mo：0.10％以下
B：低于0.0003％
Ni、Cu、Mo、B对于提高淬火性都是有效的，但如下所述地限制含量。
Ni和Cu如上所述，是使Ac1相变点显著下降、付与促进由晶界局部相变引起的再热脆化的可能性的元素。因此，这些元素例如即使是作为杂质混入也要将其排除，或者必须通过精炼工序防止其混入。其容许上限都为0.10％，因此考虑到工业生产富余度，将含量限制规定在低于0.10％。
同样，从防止火灾后的焊接接头的再热脆化的观点出发，不优选含有Mo及B，例如，需要避免作为杂质混入，因此本发明者等通过实验弄清楚了严格的含量限制。
图1是表示与再现热循环HAZ相当的组织的600℃高温拉伸试验时的拉深值的曲线图，用于评价在本发明钢材中添加Mo时，其含量对火灾设想再热时的耐再热脆化性的影响。这里，在拉深值为15％以下时，在断裂面的一半以上观察到明显的晶界破坏形态，可判断为耐再热脆化性劣化。
具体地讲，提供设想焊接线能量为2kJ/mm的再现HAZ热循环(以150℃/秒向1400℃的温度加热，在保持2秒后，通过800℃至500℃的温度带的时间大约为16秒)作成再现HAZ，将作成的再现HAZ从室温开始用1小时升温到火灾设想温度即600℃的温度，在保持30分钟后，用油压对试验片施加应力，实施增加应力直至试验片断裂为止的试验(以下，称为SR拉深试验)，作为该试验结果，进行了断裂的试验片的断面观察，并评价了由将断面的面积除以试验前的试验片平行部截面积而得出的值表示的拉深值(0～100％：以下，有时简称为SR拉深值)。
从图1的曲线图得知，在超过0.10％地添加Mo时，上述拉深值为15％以下。此外，关于SR拉深值为15％以下时的断面，在断面的一半以上可确认晶界裂纹。
此外，同样，图2的曲线图表示在本发明钢材中添加B的情况与600℃时的SR拉深值的关系。得知，B从0.0003％的少量添加开始，使SR拉深值下降到15％以下。
基于这些实验结果，规定了Mo：0.10％以下、B：低于0.0003％的限制。通过该规定可防止焊接接头的再热脆化。
为了充分得到本发明的效果，对于B的混入需要十分注意，也包括作为原材料的废钢铁、矿石、合金原料或炉材等的污染造成的混入，需要严格的管理使B添加量低于0.0003％。在严格选择制钢原料的情况下，B的容许的上限值，如果考虑到工业上的成分分析值的偏差，则低于0.0002％。
另外，为了使耐再热脆化性的评价指标即SR拉深值确实超过15％超，在本发明中，通过用下式{[SRS]＝4Cr[％]-5Mo[％]-10Ni[％]-2Cu[％]-Mn[％]}(与上述式(1)对应)表示的SRS值，规定化学成分组成。
该[SRS]式如前所述，对由Mo引起的晶界析出脆化的防止、或由Ni、Cu、Mn的γ相稳定化元素引起的起因于晶界的高温时的部分相变的晶界局部软化不会发生的化学成分范围，用实验结果进行了多元回归分析，使SR拉深值超过15％的限界区域近似直线，通过概略整数化表示其系数。
此外，在上述[SRS]式中需要形成{[SRS]＞0}的关系，通过满足此式的规定和本发明的化学成分组成的规定的双方，首次可实现可靠的再热脆化防止。
图4是表示在规定上述SRS值时实施的实验结果、即SR拉深值不同的钢材的SRS值与SR拉深值为15％的边界线的关系的曲线图，基于该曲线图，通过上述方法决定上述[SRS]式的系数。
在本发明中，根据作为杂质混入的Mo、Ni、Cu和特意添加的Mn、Cr之间的相互关系，即使在规定化学成分内，有时SR拉深试验时的SR拉深值略微低于15％，为了防止其发生而按上述[SRS]式规定。
例如，在每个按上限值即0.1％分别含有Ni、Cu、Mo时，即使Mn量为1.8％，在Cr为0.8％的情况下SRS也为负值。在这种情况下，析出脆化和局部软化同时发生，不能防止再热脆化。相反，在添加1.5％的Cr时，即使将其它元素添加到上限值，也能防止再热脆化。
这样，本发明不是示出仅通过化学成分组成的各个限定就能完全防止再热脆化的钢材，而是增加了构成上述[SRS]式(与技术方案1的式(1)对应)的化学成分的最优化指标，对用于抑制再热脆化的合金成分范围进行了限定。
P：低于0.020％
S：低于0.0050％
O：低于0.010％
P、S、O：分别作为杂质对钢材本身的韧性有很大的影响，且影响到火灾时的再热脆化，因此作为实验确认的含有上限，分别限制为P：低于0.020％、S：低于0.0050％、O：低于0.010％。为了谋求更好的韧性改善，也可以将P限制在低于0.015％或低于0.010％，将S限制在低于0.004％或低于0.003％，将O限制在低于0.0050％或低于0.0030％。
根据以上说明的钢成分的规定，在本发明中，能够实现钢材的焊接接头在火灾时耐再热脆化性优良、同时5kJ/mm的大线能量HAZ韧性也优良的、600℃的温度时的高温耐力高的钢材。
接着，对本发明中的选择成分元素的添加范围的限定理由进行说明。
Ti：超过0.005％且在0.050％以下
Zr：0.002～0.010％
Ti及Zr是碳化物及氮化物形成元素，通过添加这些元素能够用于析出强化。在本发明中为发挥析出强化能力，Ti需要添加超过0.005％，此外，如果超过0.050％地添加，则晶界析出粗大的碳化物，使耐再热脆化性劣化，因此将其添加范围限定在超过0.005％且在0.050％以下。此外，Zr基于与Ti完全相同的理由将其限定在0.002～0.010％。在以上的2种选择元素中可选择添加1种或2种以上。
Mg：0.0005～0.005％
Ca：0.0005～0.005％
Y：0.001～0.050％
La：0.001～0.050％
Ce：0.001～0.050％
从上述的S的限制和Mn添加量得出，在本发明的钢材中，虽然中心偏析部的MnS的生成基本上很少，但是在大量生产时，不一定能够使其完全没有。因而，为降低硫化物对钢材的韧性的影响，可添加硫化物形态控制元素，同时能够进一步提高本发明的效果。
也就是说，在本发明中，能够选含有选自Mg：0.0005～0.005％、Ca：0.0005～0.005％、Y：0.001％～0.050％、La：0.001％～0.050％、Ce：0.001％～0.050％中的1种或2种以上。
这些元素的添加量如果都低于下限值则不能体现上述效果，此外如果超过添加上限，则生成粗大氧化物簇，有可能产生钢材的不稳定破坏，因此将它们分别限定在上述范围。再者，也可以将Mg及Ca限制在0.003％以下，将Y、La及Ce限制在0.020％以下。
[钢材组织]
一般，熟知伴随着环境温度的上升，组织强化对钢材的高温强度的贡献减少。这是因为伴随着环境温度的上升进行组织回复(伴随着位错的上升运动的复合消失及扩散现象的促进等)。因此，对于高温强度的体现而言，在室温下材料所具有的内部应力(由位错强化或析出强化等材料强化因子中的支配机构而大致决定的材料的变形阻力)的维持是重要的。
也就是说，第一，在钢材中为了体现材料强度而导入必要量的位错，在高温区中防止位错消失的因子、例如高密度的不动位错或者高密度地分散的析出物的存在是重要的。
基于这样的理由，在本发明中，除上述钢成分的规定以外，再有，更优选按以下所述规定钢材组织。
(位错密度)
在本发明的耐火钢材中，优选钢材的铁素体相中的位错密度为1010/m2以上。只要钢材的铁素体相中的位错密度在此范围，就可得到高温强度特性优良的耐火钢材。
本发明的钢成分(化学成分组成)形成了最佳组成，该最佳组成用于以使得耐再热脆化性提高、在受到5kJ/mm的大线能量焊接的热影响的HAZ中不会成为韧性下降的原因的方式导入防止位错组织的回复的析出强化因子。
因此，在耐火钢材暴露于高温下之前的状态、即火灾发生前的常温环境下，必须是导入了即使在高温下也能充分体现强度的位错的状态。
在本发明中，根据这样的理由，将钢材的铁素体相中的位错密度规定在1010/m2以上，实现了优良的高温强度特性(也可以参照后述的制造方法的说明)。如果钢材的铁素体相中的位错密度低于1010/m2，则难以得到上述效果。
这里，作为测定钢材的位错密度的方法，可采用从X射线衍射峰的半幅宽评价的方法(参照下述参考文献1)。具体是，首先，在将试验片材料切断加工成10mm×10mm×2mm后，对主面进行镜面研磨，然后通过化学研磨或电解研磨对镜面研磨表面进行50μm以上的气刨。然后，将该试料设置在X射线衍射装置上，向所述研磨主面照射Cr-Kα或Cu-Kα特性X射线，用背面反射X射线衍射法进行α-Fe(110)、(211)及(220)面的衍射线的测定。Cr-Kα或Cu-Kα特性X射线分别由接近的Kα1射线及Kα2射线形成。因此，通过Rachinger的方法(参照下述参考文献2)，在各个结晶面的衍射峰中，减去接近的Kα2射线衍射峰高度，评价了Kα1射线衍射峰半幅宽。该衍射峰半幅宽与结晶内的平均变形ε成比例，因此可用Williamson-Hall法(参照下述参考文献3)从衍射峰半幅宽求出ε。
再有，可从平均变形ε，采用下述参考文献1中记载的(p.396-399)的(10)式：{ρ＝14.4ε2/b2}，求出位错密度ρ(个/m2)。这里，上式中的b为巴尔格矢量的大小(＝0.248×10-9m)。
(1)参考文献1：中岛孝一等“利用了X射线衍射的位错密度的评价法”材料和工艺，日本钢铁协会，Vol.17(2004)，No3，p.396-399
(2)参考文献2：Guinier，A、高良和武等译“X射线结晶学的理论和实际改订第3版”理学电机(1967)，p.406
(3)参考文献3：G.K.Williamson and W.H.Hall，Acta Metall.，1(1953)，p.22
(贝氏体或马氏体的组织占有率)
本发明的耐火钢材在钢材组织中，优选是贝氏体或马氏体的光学显微镜组织占有率为20％以上的淬火组织。只要钢材组织中的贝氏体或马氏体的组织占有率为该范围，就能形成具有上述规定的位错密度的钢材。如果钢材组织中的贝氏体或马氏体的组织占有率低于20％，则难以得到上述钢材的铁素体相中的位错密度(1010/m2以上)。
(碳化物或氮化物的析出密度)
本发明的耐火钢材优选在钢材中以2个/μm2以上的密度析出包含Nb、V、Cr、Ti或Zr中的1种以上元素的碳化物或氮化物。在本发明中，使由上述碳化物或氮化物形成的、用于体现高温强度的作为位错移动障碍的析出物以上述范围的密度在钢材中析出，形成以适合的分散状态介于位错中的状态，由此可确实地得到提高高温耐力的效果。如果钢材中的上述碳化物或氮化物的密度低于2个/μm2，则难以得到上述的高温耐力的提高效果。
[耐火钢材的制造方法]
以下，关于本发明的焊接接头部的耐再热脆化性和韧性优良的耐火钢材的制造方法，对其限定理由进行说明。
本发明的焊接接头部的耐再热脆化性和韧性优良的耐火钢材的制造方法是如下所述的方法：将具有上述的钢成分的钢坯加热到1150～1300℃的温度后，实施热加工或热轧，以800℃以上的温度结束该热加工或热轧，然后在到温度500℃为止的期间，以该钢材的各部位的冷却速度为2℃/秒以上的方式进行加速冷却，在该钢材的表面温度为350～600℃的温度区域停止该加速冷却，然后进行放冷。
在本发明中，提出了能够获得600℃的温度时的高温耐力、能确保耐再热脆化性、及即使在受5kJ/mm的焊接线能量的影响的HAZ也能确保韧性的钢成分(化学成分组成)，但是仅通过轧制制造这样的钢材，不能稳定地得到本发明的效果。这是因为，本发明的化学成分组成主要以再热脆化的防止及HAZ韧性获得为重点而规定的，因此关于室温强度、屈服比、高温强度的规格，光按化学成分组成的规定范围有时不能满足。
如上所述，伴随着环境温度的上升，组织强化对于钢材的高温强度的贡献减少，因此为了体现高温强度，要求维持在室温下材料所具有的内部应力。为此，在钢材中导入体现材料强度所需要的量的位错，防止在高温下位错消失的因子、例如高密度的不动位错或者密度高地分散的析出物的存在是必要的。
本发明中规定的化学成分组成形成了最佳组成，该最佳组成用于以提高耐再热脆化性、在受大线能量焊接的热影响的HAZ中不会成为韧性下降的原因的方式导入析出强化因子。因此，在耐火钢材暴露于高温前的状态、即火灾的发生前的常温环境下，必须是导入了即使在高温下也能充分体现强度的位错的状态。
为此，采用通过对钢材进行加速冷却而使组成的过冷却状态稳定化的方法，从工业的观点考虑是合适的。但是，工业上均匀地对厚钢板进行冷却在技术上不是简单的，需要采用称为控制冷却的钢板的均匀冷却设备。
这里，在将钢材应用于实际的建筑结构物时，需要将制造的钢板切断成任意的形状，制成构成部件，但是，从这样的观点出发，需要钢材所有部位、即钢材整体的各部位都具有相同的组织。
在本发明中，重视此点，在本发明的化学成分组成中为了达到充分的位错密度即1010/m2以上，将控制冷却速度规定为2℃/s的条件为必要条件。
另外，至少在贝氏体相变开始点(相当于铁素体相变时的Ar3点)维持上述冷却速度，然后，如果不将截面组织的至少20％以上形成贝氏体组织或马氏体组织，就不能得到前面的位错密度，因此作为管理指标，将800℃至500℃的冷却时的平均冷却速度规定为2℃/s。
该冷却能够继续到贝氏体相变完全结束的Bs点(相当于铁素体相变的Ar1点)，但根据化学成分组成，有时Bs点为500℃以上，不一定需要继续水冷到500℃。作为冷却速度的指标限定的从800℃到500℃的冷却时的平均冷却速度，是考虑到在Bs点为500℃以上的钢材中，Bs点以下的冷却速度从提高位错密度的观点出发不具有意义而规定的。
此外，在本发明中，谋求工序的省略，通过强行在途中停止该控制冷却工序，然后放冷，通常还能够提高经由控制冷却-回火工序制造的钢板的生产性。
具体地讲，通过在该钢材的表面温度为350～600℃的温度区域停止利用控制冷却工序的冷却处理，然后进行放冷，能够得到虽然不完全相同但大致相同的效果，通过设定为这样的工序、即控制冷却-途中停止及放冷的工序，能够进一步提高生产性。
此外，从在钢材组织中将截面组织的至少20％以上形成为贝氏体组织或马氏体组织，可靠地得到淬火组织这点出发，更优选将利用控制冷却工序的冷却处理规定为在100℃以下且室温以上的温度区域停止、然后放冷的方法。
另一方面，不经由这样的高生产性的工序、采用以往的制造方法即控制冷却-回火也无问题，当然对于Bs相变点为500℃以下、或淬火性比较低的钢，采用控制冷却-回火的工序，从材料特性的观点考虑，有时可进行稳定的生产。
而且，在通过控制冷却淬火到100℃以下，测定钢材的强度时，在钢材中的可动位错密度高的情况下，屈服应力在表观上降低，屈服比低于0.8，能够获得被称为“低YR(Yield Ratio，屈服比)”的特性。得到这样的特性的作用在采用上述控制冷却-途中停止的工序时也显著，但可进一步提高其效果。
这样的低YR的钢材由于塑性变形开始应力低、且抗拉强度高，因而经过大的变形而破坏材料，所以非常适合用作抗震性优良的建筑结构物的原材料。
因此，在本发明中，也可采用控制冷却到100℃以下、不进行回火的制造工序中应用，对于稳定获得钢材的抗震性是有效的方法。
再者，上述的控制冷却后的回火处理可在400～750℃(实质上的Ac1相变点正下方的温度)之间进行适当选择来决定温度，可以根据必要的材料强度或碳化物析出状态和母材化学成分组成来决定，由此可提高本发明的效果。
此外，其热处理时间也同样，在回火时的组织变化由物质的扩散支配时，温度和时间作为提供相同效果的参数能够相互变换。也就是说，通过高温下进行短时间的处理、低温下进行长时间的处理，由此能够设定成同等的处理。
此外，通过回火处理可促进碳化物的析出，此效果在高温强度中显著、可不改变室温强度地提高高温强度，这是本发明者等通过实验发现的。
此外，在能够进一步提高耐火钢材的高温强度的方面考虑，优选设定为下述条件：作为控制冷却后的回火处理，在400℃～750℃的温度范围，用5分钟以上且360分钟以下的时间对钢材进行回火，使包含Nb、V、Cr、Ti或Zr中的1种以上元素的碳化物或氮化物在钢材中以2个/μm2以上的密度析出。
图3是曲线图，该曲线图中，相对于回火温度表示了如下所述得到的结果，该结果是通过控制冷却-途中水冷停止来制造技术方案1～3中所述的本发明钢中的设定为下述表1中所述的化学成分组成的钢，接着在400～700℃中保持0.5小时后，再在600℃下测定高温耐力而得到的结果。
如图3所示，高温耐力在550℃显示最高值，与未回火的钢相比较高温耐力增加。此时，在必要的耐力超过162N/mm2(室温强度500N/mm2级钢的情况的强度标准最低值325N/mm2的1/2)的情况下，用1万倍的观察倍率的透射电子显微镜观察确认：钢材中碳化物以2个/μm2以上的密度析出。这是作为回火的效果的本发明的最大的特征。
通常，以降低室温强度为目的实施回火，但在本发明中得知：以适当的分散状态使得用于体现高温强度的作为位错移动障碍的析出物介于位错中，具有可靠地提高高温耐力的效果。因此，本发明中的回火条件不仅通过以往的回火这样的室温强度的调整来规定，还通过用于提高高温强度的碳化物析出控制来规定。
Figure G2009800001637D00201
再者，作为用于可靠地获得如此形成的金属组织的技术，采用通过对钢材进行控制轧制并淬火的方法，但作为具体的在为了体现优良的高温耐力而向钢材中导入位错中所必需的且充分的制造方法，作为使各种高温稳定碳化物、例如NbC、VC、TiC、ZrC、Cr23C6等完全固溶的条件，必要的是：预加热到1150℃以上且1300℃以下的温度，然后在实施了锻造等热加工或粗轧、或者精轧或精加工(锻造)后，将轧制(加工)结束温度限制在800℃以上，由此尽量提高其后的加速冷却开始温度，提高淬火性。
此外，在轧制时，从需要尽量解除铸造时的组织使其再结晶、及使小的凝固空隙等压接的目的出发，优选注意：将热加工时的压减比(在轧制时为将压下前的板厚除以轧制后的板厚得出的值，在锻造等热加工时为截面积的暂时变化率的累计值的倒数)限制在2.5以上，得到健全的组织。这样的限制的目的在于防止因组织不均匀造成的偏析或空隙助长再热脆化。
也就是说，除化学成分组成的规定以外，如果并用上述的制造条件的规定，就能够制造成品率非常高、合金添加量也能够最优化、高温耐力优良的耐火钢材。
如以上说明，根据本发明的焊接接头部的耐再热脆化性和韧性优良的耐火钢材及其制造方法，可提供并能够制造如下所述的钢材，该钢材在600℃的温度时的强度、尤其拉伸耐力为室温时的1/2以上，即使在火灾设想温度下，HAZ结合部也不产生再热脆化，并且可同时得到5kJ/mm以上的大线能量焊接部的结合部韧性。
实施例
以下，通过列举本发明的焊接接头部的耐再热脆化性优良的耐火钢材及其制造方法的实施例，更具体地说明本发明，但本发明当然不受下述实施例的限定，可在符合后述的宗旨的范围内适当变更地实施，这些都包含在本发明的技术的范围内。
[耐火钢材的试样制作]
在制钢工序中控制钢水的脱氧、脱硫和化学成分，通过连续铸造制作下述表2所示的化学成分组成的板坯。然后，根据表3所示的各制造条件，对板坯进行再加热，然后进行厚板轧制，由此形成规定的板厚，然后，通过实施各条件的热处理，制作耐火钢材的试样。
具体是，首先，在1160～1280℃的温度下对板坯进行1小时的再加热，然后立即开始粗轧，在1050℃的温度下形成板厚为100mm的钢板。然后，在下述表3所示的条件下，制成精加工厚度为15～35mm的厚钢板，或者锻造或轧制成最大厚度为15～35mm的截面形状复杂的型钢，将该精加工温度控制在800℃以上进行精轧。然后，在轧制结束后，立即以500℃的温度为目标进行利用水冷的加速冷却，用非接触式或者对一部分付与热电偶的方法，确认钢材表面温度在钢材的各部位位于500±50℃的温度范围，停止利用水冷的加速冷却，然后进行放冷，制成本发明(技术方案1～6)的耐火钢材的各试样(本发明钢：钢号码1～41)。
此外，制作下述表4中所示钢成分的板坯，除了将下述表5中所示的各条件作为制造条件以外，按与上述本发明钢同样的顺序制成比较例的耐火钢材的试样(比较钢：钢号码51～80)。
加之，采用表2的钢号码1～4中所示的钢成分的原材料，按表6中所示的轧制条件制作翼缘厚度为21mm的H型钢。
[评价试验]
对用上述方法制作的耐火钢材的各试样，进行以下的评价试验。
首先，关于拉伸特性及夏比冲击特性，从上述耐火钢材的各试样的板厚1/2部-轧制长度(L)方向采取各试验片，然后对其进行测定评价。
关于耐力(屈服应力)，在基于JIS Z 2241中所述的拉伸试验方法实施时的应力-应变图上明确显示上屈服点时，下述表3及表5中示出上屈服点，在未显示上屈服点时按0.2％耐力来评价。
关于母材韧性，依据JIS Z 2242，利用带有2mm的V缺口的4号冲击试验片，通过0℃时的夏比冲击试验测定得到的吸收能量的测定进行了评价。此时，韧性的阈值考虑到建筑结构物的抗震性，设为27J。
关于高温强度(高温耐力)，从上述耐火钢材的各试样采取平行部直径φ6mm、平行部长度为30mm的高温拉伸试验片，基于JIS G 0567记载的高温拉伸试验的规定，以0.5％/分钟的拉伸变形速度使试验片变形，采取应力-应变图，测定了高温耐力。此时的耐力全部为0.2％耐力。
关于焊接接头的韧性即耐脆化特性，采用上述耐火钢材的各试样，作为焊接接头加工形成45度的X坡口，无预后热地用3层以上的TIG焊(Tungsten Inert Gas arc welding，钨极惰性气体保护弧焊)、或者SAW焊(Submerged Arc Welding，潜弧焊)进行焊接，关于该焊接接头，用上述的方法评价了焊接接头的韧性即耐脆化特性。此时，由焊接时的功率、电流、电压值进行计算并确认焊接线能量一般为5k～6kJ/mm。
此外，作为判断焊接接头的火灾后的脆化的指标，在同样地制造了钢材后，以实际5kJ/mm的线能量形成焊接接头，用1小时将该焊接接头整体升温到600℃的各种温度，在保温0.5小时后，在相同的温度下实施拉伸试验，以断裂拉深值为SR拉深值。在图1中，在SR拉深值低于15％时，通过用扫描电子显微镜观察拉伸试验后的断裂面时的断面观察，判明晶界破坏率为50％以上，能够判断再热脆化显著发生，因此SR拉深值的阈值为15％。
本实施例中的本发明钢的耐火钢材的化学成分组成的一览见下述表2，同时钢材的制造条件的一览见下述表3。此外，比较钢的化学成分组成的一览见下述表4，同时钢材的制造条件的一览见下述表5。此外，关于本发明钢的耐火钢材，机械特性的评价结果的一览见下述表3，同时关于比较钢的耐火钢材，机械特性的评价结果的一览见下述表5。再者包含本发明的化学成分的H型钢的制造条件及机械特性评价结果见表6。
另外，在表2、4中，SRS为以4[％Cr]-5[％Mo]-10[％Ni]-2[％Cu]-[％Mn]为代表的焊接接头的再热脆化指标的计算值。
在表3、5、6中，各项目表示以下的事项。
YS(RT)：室温的拉伸耐力
YS(600)：温度600℃时的高温拉伸耐力
YR：按100％指标表示室温的屈服耐力/抗拉强度之比的值
vE0-B：钢材的0℃时的夏比吸收能量
vE0-W：与5～6kJ/mm线能量相当的焊接再现HAZ的夏比吸收能量
轧制后冷却速度：轧制结束后，通过800℃至500℃时的平均冷却速度或到800℃至水冷停止温度为止的平均冷却速度
SR拉深：在付与了与焊接接头相当的热循环后，在600℃实施高温拉伸试验时的断裂拉深的值
Figure G2009800001637D00241
Figure G2009800001637D00251
Figure G2009800001637D00261
Figure G2009800001637D00271
Figure G2009800001637D00281
[评价结果]
表2及表3中示出的钢号码1～41为本发明钢，是600℃为火灾设想温度的耐火钢材的实施例。如表3中示出的机械特性的测定结果表明，所有的钢在室温耐力为235N/mm2以上时为117N/mm2，此外在室温耐力为325N/mm2以上时为162N/mm2以上，满足必要的高温特性，同时母材及焊接接头在0℃时都为27J以上，因此本发明钢即钢号码1～41的耐火钢材，表明钢材的韧性及接头韧性满足必要性能。
此外，表2中示出了用于防止再热脆化的化学成分限制指标即SRS值(单位：质量％)。如表2所示，SRS值在本发明钢中全部为正的数值。
另外，关于表3中示出的制造时的控制冷却条件，分别记载了从800℃至500℃的平均冷却速度，在冷却到500℃以下的情况下直接为800℃至500℃的平均冷却速度，在500℃以上途中停止的情况下为到停止温度为止的平均冷却速度。此外，对于实施了回火的钢，都记载了其回火温度和保温时间。
相对于上述的本发明钢的耐火钢材，表4及表5中示出的钢号码51～80的比较钢的耐火钢材，没有满足本发明中规定的化学成分组成或各制造条件的任何一项，因此如以下说明，为不能满足任何特性的结果。
钢号码51的耐火钢材是由于C量相对于本发明的规定范围过多，因此高温耐力超过600N/mm2级钢标准的上限值590N/mm2，而且由于淬火性高，因此成为明显的旧γ晶界出现的钢，耐再热脆化性评价时的SR拉深值低的例子。
钢号码52的耐火钢材是由于没有充分添加C，因而不能在本发明的合金成分范围中确保室温的耐力，不能向组织导入充分的位错，因而碳化物本身的量减少、且位错上的晶粒内析出碳化物量也减少、从而600℃的高温耐力降低的例子。另外，钢号码52是在淬火性的降低的同时，HAZ的组织也成为粗大的铁素体主体，5kJ/mm线能量的大线能量焊接时的HAZ韧性低于27J的例子。
钢号码53的耐火钢材是Si添加量小，脱氧不充分，生成Mn系氧化物簇，而使钢材的韧性降低的例子。
钢号码54的耐火钢材是由于Mn添加过量而结果使得淬火性过高，室温耐力超过标准上限值590N/mm2，明显出现HAZ的旧γ晶界，此外因原材料的Mn量高而使SRS为负值，从而耐再热脆化性评价时的SR拉深值低于15％的例子。此外，钢号码54-2的耐火钢材是由于Mn量为低于0.80％的0.71％，所以淬火性不足，室温及600℃时的耐力(屈服应力)不充分的例子。另一方面，钢号码54-3的耐火钢材是由于Mn量为超过2.00％的2.15％，因此通过晶界强度的降低等使焊接接头的耐再热脆化性评价时的SR拉深值低到15％以下的13％的例子。
钢号码55的耐火钢材是由于Cr添加量过量，使得组织含有马氏体组织，大线能量焊接时在明显的γ晶界中碳化物析出增加，焊接接头的HAZ部0℃夏比冲击吸收能低到15J，低于目标27J的例子。
钢号码56的耐火钢材是由于Cr添加量不足而使淬火性降低，除了室温、600℃的耐力都降低以外，SRS值为负值，耐再热脆化性评价时的SR拉深值低于15％，而且焊接接头的组织为铁素体主体，大线能量焊接时的韧性不足的例子。此外，钢号码56-2的耐火钢材是由于Cr添加量不足而使淬火性降低，室温及600℃的耐力都降低，SR拉深值也低于15％的例子。此外，钢号码56-3的耐火钢材是Cr添加量高达2.14％的、焊接接头的HAZ部0℃夏比冲击吸收能没有达到目标27J的例子。
钢号码57的耐火钢材是Nb量过多，在焊接接头的晶界高密度析出NbC，耐再热脆化性评价时的SR拉深值低于15％，在晶粒内产生NbC的粗大析出，母材的韧性及大线能量焊接时的HAZ韧性降低的例子。另一方面，钢号码57-2的耐火钢材是由于Nb量为低于0.01％的0.004％，因而不能得到添加Nb形成的充分的强度提高的效果，室温及600℃时的耐力没有达到目标的例子。
钢号码58及58-2的耐火钢材是V量过多，生成粗大的VC碳化物，耐再热脆化评价时的SR拉深值低于15％，而且焊接接头的组织为铁素体主体，大线能量焊接时的韧性不足，并且母材的韧性也降低的例子。此外，钢号码58-3的耐火钢材是由于V量低于0.03％，因而不能得到提高高温耐力的效果，没有达到600℃高温耐力目标的例子。
钢号码59的耐火钢材是由于Mo量过量添加，虽然确保了600℃的高温耐力，但是焊接接头的耐再热脆化性评价时的SR拉深值低于15％的例子。
钢号码60的耐火钢材是由于混入Ni，其量过量，因此只有晶界的相变点降低，SRS为负值，焊接接头的耐再热脆化性评价时的SR拉深值低于15％的例子。
钢号码61及61-2的耐火钢材是在添加Cu的情况下，与Ni相同只有晶界的相变点降低，焊接接头的耐再热脆化性评价时的SR拉深值低于15％的例子。
钢号码61-3的耐火钢是为了使钢水中的氧浓度降低，只进行利用脱氧元素Si的脱氧来代替作为脱氧元素添加的Al，但由于AlN的生成量不足，因而钢材的韧性降低，HAZ部的0℃夏比冲击吸收能也没有达到目标27J的例子。另一方面，钢号码61-4是由于Al量过多，因而产生数μm以上尺寸的粗大的氧化物簇，钢材的韧性降低，钢板本身及、HAZ部的0℃夏比冲击吸收能没有达到目标27J的例子。
钢号码61-5的耐火钢是因来自废钢铁、合金原料等的B的混入，B含量过多到0.0004％，使焊接接头的耐再热脆化性评价时的SR拉深值低于15％的例子。
钢号码62的耐火钢材是N量过量，生成粗大氮化物，使钢材的韧性、大线能量焊接时的韧性、及焊接接头的耐再热脆化性评价时的SR拉深值都降低的例子。
钢号码63的耐火钢材是在添加B的情况下，在焊接接头热影响部晶界析出多个BN，耐再热脆化性评价时的SR拉深值低于15％的例子。
钢号码64的耐火钢材是因O量增高而生成氧化物簇，使钢材的韧性和大线能量焊接时的HAZ韧性降低的例子。
钢号码65的耐火钢材的P的含量高，此外，钢号码66的耐火钢材的S的含量高，它们都是钢材的韧性和焊接接头的耐再热脆化性评价时的SR拉深值低于15％的例子。
钢号码67的耐火钢材是Ti添加量过多，钢材的韧性、大线能量焊接时的韧性、及焊接接头的耐再热脆化性评价时的SR拉深值都降低的例子。
钢号码68的耐火钢材是Zr添加量过多，Zr碳化物粗大且大量析出，使钢材的韧性、大线能量焊接时的韧性、及焊接接头的耐再热脆化性评价时的SR拉深值都降低的例子。
钢号码69的耐火钢材的Ca的添加量过量、钢号码70的耐火钢材的Mg的添加量过量、钢号码71的耐火钢材的Y的添加量过量、钢号码72的耐火钢材的Ce的添加量过量、钢号码73的耐火钢材的La的添加量过量，这些耐火钢材都是共通地生成氧化物簇，钢材的韧性和大线能量焊接时的HAZ韧性降低的例子。另外，钢号码70中因添加Mg而出现起因于HAZ的氧化物分散的组织细粒化，能够获得大线能量HAZ韧性。
钢号码74的耐火钢材是化学成分全部在本发明的规定范围，但因SRS值为负值，使耐再热脆化性评价时的SR拉深值低于15％的例子。
钢号码75的耐火钢材是轧制前加热温度过高，结晶粒粗大化，钢材的韧性下降的例子。
钢号码76的耐火钢材是轧制结束温度降低，虽然化学成分满足本发明钢，但是淬火不充分，母材组织中的位错密度下降，不能稳定地实现室温和600℃时的耐力目标的例子。另外，作为本实施例中的位错密度的测定方法，采用上述的“由X射线衍射峰的半幅宽进行评价的方法”。
钢号码77的耐火钢材是在轧制结束后的冷却时水量密度降低，从而冷却速度下降，表观上的淬火性下降，不能稳定地实现室温和600℃时的耐力目标的例子。
钢号码78的耐火钢材是因过高地设定水冷停止温度，虽然化学成分在本发明钢的范围内，但不能稳定地实现室温和600℃时的高温耐力目标的例子。
钢号码79的耐火钢材是因回火温度过高，从而使热处理温度超过Ac1相变点(大约740℃)，形成二相区，相反成为淬火组织和回火组织混杂的结果，室温耐力超过标准上限值的例子。
钢号码80的耐火钢材是回火时间过长，结果组织的位错密度显著下降，都不能稳定得到室温和600℃的耐力目标的例子。
从以上说明的实施例的结果表明，本发明的耐火钢材的韧性及高温强度优良，而且焊接接头的耐再热脆化性优良。
根据本发明，可提供韧性及高温强度优良的、而且焊接接头的耐再热脆化性也优良的建筑用的耐火钢材，因而其产业上应用的可能性非常大。

Claims (9)

1、一种焊接接头部的耐再热脆化性和韧性优良的耐火钢材，其特征在于，该耐火钢材是室温强度为400～600N/mm2级的耐火钢材，具有下述钢成分，
该钢成分以质量％计含有：
C：0.010％以上且低于0.05％、
Si：0.01～0.50％、
Mn：0.80～2.00％、
Cr：0.50％以上且低于2.00％、
V：0.03～0.30％、
Nb：0.01～0.10％、
N：0.001～0.010％、
Al：0.005～0.10％；
将Ni、Cu、Mo、B各自的含量限制为：
Ni：低于0.10％、
Cu：低于0.10％、
Mo：0.10％以下、
B：低于0.0003％；
而且，将杂质成分P、S、O各自的含量限制为：
P：低于0.020％、
S：低于0.0050％、
O：低于0.010％；
余量为铁及不可避的杂质；
在形成所述钢成分的元素中，Cr、Mo、Ni、Cu及Mn各元素满足由下述式(1)表示的关系，
4Cr[％]-5Mo[％]-10Ni[％]-2Cu[％]-Mn[％]＞0    (1)
其中，在上述式(1)中，各元素浓度的单位为质量％。
2、根据权利要求1所述的焊接接头部的耐再热脆化性和韧性优良的耐火钢材，其特征在于，以质量％计还含有以下元素中的1种或2种：
Ti：超过0.005％且在0.050％以下、
Zr：0.002～0.010％。
3、根据权利要求1或2所述的焊接接头部的耐再热脆化性和韧性优良的耐火钢材，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：0.0005～0.005％、
Ca：0.0005～0.005％、
Y：0.001～0.050％、
La：0.001～0.050％、
Ce：0.001～0.050％。
4、根据权利要求1～3任一项所述的焊接接头部的耐再热脆化性和韧性优良的耐火钢材，其特征在于，进而该钢材的铁素体相中的位错密度为1010/m2以上。
5、根据权利要求1～4任一项所述的焊接接头部的耐再热脆化性和韧性优良的耐火钢材，其特征在于，在该钢材组织中，贝氏体或马氏体的光学显微镜组织占有率为20％以上，由淬火组织形成。
6、根据权利要求1～5任一项所述的耐再热脆化性和韧性优良的耐火钢材，其特征在于，在该钢材中，包含Nb、V、Cr、Ti或Zr中的1种以上元素的碳化物或氮化物以2个/μm2以上的密度析出。
7、一种耐再热脆化性和韧性优良的耐火钢材的制造方法，其特征在于，将具有权利要求1～3任一项所述的钢成分的钢坯加热到1150～1300℃的温度后，实施热加工或热轧，在800℃以上的温度下结束该热加工或热轧，然后在到温度500℃为止的期间，以该钢材的各部位的冷却速度为2℃/秒以上的方式进行加速冷却，在该钢材的表面温度成为350～600℃的温度区域停止该加速冷却，然后进行放冷。
8、一种耐再热脆化性和韧性优良的耐火钢材的制造方法，其特征在于，将具有权利要求1～3中任一项所述的钢成分的钢坯加热到1150～1300℃的温度后，实施热加工或热轧，在800℃以上的温度下结束该热加工或热轧，然后在到温度500℃为止的期间，以该钢材的各部位的冷却速度为2℃/秒以上的方式进行加速冷却，在钢材的表面温度成为100℃以下且在室温以上的温度区域停止该加速冷却，然后进行放冷，从而在该钢材组织中，得到贝氏体或马氏体的光学显微镜组织占有率为20％以上的淬火组织。
9、一种焊接接头部的耐再热脆化性和韧性优良的耐火钢材的制造方法，其特征在于，在应用了权利要求7或8中所述的制造方法后，通过在400℃～750℃的温度范围中用5分钟以上且360分钟以下的时间对该钢材进行回火，使包含Nb、V、Cr、Ti或Zr中的1种以上元素的碳化物或氮化物在该钢材中以2个/μm2以上的密度析出。
CN200980000163A 2008-03-31 2009-03-24 焊接接头部的耐再热脆化性和韧性优良的耐火钢材及其制造方法 Pending CN101680068A (zh)

Applications Claiming Priority (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2008090571 2008-03-31
JP090571/2008 2008-03-31
JP2009023777 2009-02-04
JP023777/2009 2009-02-04
PCT/JP2009/056411 WO2009123076A1 (ja) 2008-03-31 2009-03-24 溶接継手部の耐再熱脆化性と靭性に優れた耐火鋼材及びその製造方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CN101680068A true CN101680068A (zh) 2010-03-24

Family

ID=41135453

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN200980000163A Pending CN101680068A (zh) 2008-03-31 2009-03-24 焊接接头部的耐再热脆化性和韧性优良的耐火钢材及其制造方法

Country Status (8)

Country Link
US (1) US8715432B2 (zh)
JP (1) JP4638956B2 (zh)
KR (1) KR101100538B1 (zh)
CN (1) CN101680068A (zh)
BR (1) BRPI0903892B1 (zh)
CA (1) CA2715660C (zh)
TW (1) TW201000646A (zh)
WO (1) WO2009123076A1 (zh)

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103958713A (zh) * 2011-11-21 2014-07-30 新日铁住金株式会社 疲劳强度优异的氮化用热轧钢板、氮化用冷轧钢板及它们的制造方法、以及使用它们的疲劳强度优异的汽车部件
CN104018076A (zh) * 2014-06-25 2014-09-03 武汉钢铁(集团)公司 一种耐高温钢筋及生产方法
CN104583441A (zh) * 2012-12-28 2015-04-29 新日铁住金株式会社 具有屈服强度670～870N/mm2及抗拉强度 780～940N/mm2的钢板
CN109628836A (zh) * 2019-01-02 2019-04-16 北京科技大学 一种高强度建筑结构用抗震耐火钢及其制备方法

Families Citing this family (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US10351922B2 (en) 2008-04-11 2019-07-16 Questek Innovations Llc Surface hardenable stainless steels
EP2265739B1 (en) * 2008-04-11 2019-06-12 Questek Innovations LLC Martensitic stainless steel strengthened by copper-nucleated nitride precipitates
JP5903907B2 (ja) * 2011-02-02 2016-04-13 Ｊｆｅスチール株式会社 引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上の大入熱溶接熱影響部の靭性と小入熱溶接熱影響部の耐硬化特性に優れた高強度厚鋼板およびその製造方法
JP5720447B2 (ja) * 2011-07-11 2015-05-20 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼板
WO2013089156A1 (ja) * 2011-12-15 2013-06-20 新日鐵住金株式会社 低温靭性に優れた高強度ｈ形鋼及びその製造方法
KR101839166B1 (ko) 2013-12-25 2018-03-15 주식회사 포스코 B 첨가강의 침탄질화 열처리 방법
JP6327017B2 (ja) * 2014-06-30 2018-05-23 Ｊｆｅスチール株式会社 厚肉かつ高強度の厚鋼板およびその製造方法
WO2016080488A1 (ja) 2014-11-19 2016-05-26 新日鐵住金株式会社 レーザー溶接継手、自動車部品、レーザー溶接継手の製造方法および自動車部品の製造方法
CN111581862B (zh) * 2020-04-20 2022-04-08 湖南大学 一种焊接接头微区力学性能的等效测试方法

Family Cites Families (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5763628A (en) * 1980-10-03 1982-04-17 Daido Steel Co Ltd Production of forge hardened parts
DE69003202T2 (de) * 1989-07-31 1994-03-31 Mitsubishi Heavy Ind Ltd Hochfeste, hitzebeständige, niedrig legierte Stähle.
JPH07286233A (ja) 1994-04-19 1995-10-31 Nippon Steel Corp 耐火性の優れた建築用低降伏比鋼材およびその製造方法
US5545269A (en) 1994-12-06 1996-08-13 Exxon Research And Engineering Company Method for producing ultra high strength, secondary hardening steels with superior toughness and weldability
JP3371712B2 (ja) 1996-09-20 2003-01-27 日本鋼管株式会社 耐火性に優れた耐震性建築鋼材の製造方法
JP4044665B2 (ja) * 1998-03-13 2008-02-06 新日本製鐵株式会社 溶接性に優れたｂｎ析出強化型低炭素フェライト系耐熱鋼
JP3635208B2 (ja) 1999-03-29 2005-04-06 新日本製鐵株式会社 靱性に優れた低降伏比型耐火用鋼板及び鋼管並びにそれらの製造方法
JP3565331B2 (ja) * 1999-08-18 2004-09-15 三菱重工業株式会社 高強度低合金耐熱鋼
JP4543492B2 (ja) 2000-04-12 2010-09-15 Ｊｆｅスチール株式会社 圧延耐火形鋼およびその製造方法
JP4362219B2 (ja) 2000-10-11 2009-11-11 新日本製鐵株式会社 高温強度に優れた鋼およびその製造方法
JP2006002198A (ja) * 2004-06-16 2006-01-05 Nippon Steel Corp 溶接歪の少ない鋼板
JP4332087B2 (ja) * 2004-07-30 2009-09-16 新日本製鐵株式会社 ホーロー密着性が良好なホーロー用メッキ鋼板およびその製造方法並びにホーロー製品
JP4358707B2 (ja) * 2004-08-24 2009-11-04 新日本製鐵株式会社 溶接性および靱性に優れた引張り強さ５５０ＭＰａ級以上の高張力鋼材およびその製造方法
US7442268B2 (en) * 2004-11-24 2008-10-28 Nucor Corporation Method of manufacturing cold rolled dual-phase steel sheet
JP2006225718A (ja) * 2005-02-17 2006-08-31 Kobe Steel Ltd 低温靭性および耐ＳＲ割れ性に優れた高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼用溶着金属
JP4709632B2 (ja) 2005-10-28 2011-06-22 新日本製鐵株式会社 高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用高張力鋼の製造方法
JP2007277680A (ja) * 2006-04-11 2007-10-25 Nippon Steel Corp 高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用鋼の製造方法
JP5098207B2 (ja) * 2006-04-11 2012-12-12 新日鐵住金株式会社 高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用高張力鋼の製造方法

Cited By (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103958713A (zh) * 2011-11-21 2014-07-30 新日铁住金株式会社 疲劳强度优异的氮化用热轧钢板、氮化用冷轧钢板及它们的制造方法、以及使用它们的疲劳强度优异的汽车部件
CN103958713B (zh) * 2011-11-21 2016-02-17 新日铁住金株式会社 氮化用热轧钢板、氮化用冷轧钢板及它们的制造方法、以及使用它们的汽车部件
CN104583441A (zh) * 2012-12-28 2015-04-29 新日铁住金株式会社 具有屈服强度670～870N/mm2及抗拉强度 780～940N/mm2的钢板
US9499873B2 (en) 2012-12-28 2016-11-22 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel plate having yield strength of 670 to 870 N/mm2 and tensile strength of 780 to 940 N/mm2
CN104583441B (zh) * 2012-12-28 2018-01-16 新日铁住金株式会社 具有屈服强度670～870N/mm2及抗拉强度780～940N/mm2的钢板
CN104018076A (zh) * 2014-06-25 2014-09-03 武汉钢铁(集团)公司 一种耐高温钢筋及生产方法
CN104018076B (zh) * 2014-06-25 2016-06-15 武汉钢铁(集团)公司 一种耐高温钢筋及生产方法
CN109628836A (zh) * 2019-01-02 2019-04-16 北京科技大学 一种高强度建筑结构用抗震耐火钢及其制备方法
CN109628836B (zh) * 2019-01-02 2020-10-09 北京科技大学 一种高强度建筑结构用抗震耐火钢及其制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
CA2715660A1 (en) 2009-10-08
US20100132855A1 (en) 2010-06-03
BRPI0903892A2 (pt) 2015-06-30
BRPI0903892B1 (pt) 2017-12-19
CA2715660C (en) 2012-11-27
KR20090122943A (ko) 2009-12-01
WO2009123076A1 (ja) 2009-10-08
US8715432B2 (en) 2014-05-06
KR101100538B1 (ko) 2011-12-29
TWI361838B (zh) 2012-04-11
JPWO2009123076A1 (ja) 2011-07-28
TW201000646A (en) 2010-01-01
JP4638956B2 (ja) 2011-02-23

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN101680068A (zh) 焊接接头部的耐再热脆化性和韧性优良的耐火钢材及其制造方法
JP5177310B2 (ja) 溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板およびその製造方法
EP3239327B1 (en) High-strength steel plate for pressure vessel having excellent toughness after post weld heat treatment and manufacturing method thereof
CN102666885B (zh) 厚钢板的制造方法
US9938597B2 (en) Method for manufacturing press-formed product and press-formed product
JP5867651B2 (ja) Ｈ形鋼及びその製造方法
US11572603B2 (en) Hot-rolled steel strip and manufacturing method
CN101960038A (zh) 冷轧钢板
KR20060049390A (ko) 대입열 용접 이음매 인성이 우수한 후강판
KR20120070603A (ko) 고인성 내마모강 및 그 제조 방법
KR20090122370A (ko) 고온 특성과 인성이 우수한 강재 및 그 제조 방법
CN104328350B (zh) 一种屈服强度960MPa级调质钢及其制造方法
EP2385149B1 (en) Steel material for welding and method for producing same
JP4072191B1 (ja) 高温強度、靭性及び耐再熱脆化特性に優れた耐火鋼材並びにその製造方法
CN101006192A (zh) 焊接性和韧性均优异的抗拉强度为550MPa级以上的高强度钢材及其制造方法
JP2011202214A (ja) 多層溶接部の低温靭性に優れた厚肉高張力鋼板およびその製造方法
EP3392367B1 (en) High-strength steel material having excellent low-temperature strain aging impact properties and method for manufacturing same
JP2012122111A (ja) 優れた生産性と溶接性を兼ね備えた、ＰＷＨＴ後の落重特性に優れたＴＭＣＰ−Ｔｅｍｐｅｒ型高強度厚鋼板の製造方法
CN100497706C (zh) 焊接热影响区的低温韧性优良的焊接结构用钢及其制造方法
CN103958716A (zh) 耐碰撞性优异的钢材及其制造方法
CN107557662A (zh) 调质型800MPa级低成本易焊接厚钢板及其生产方法
CN110225991A (zh) 淬火硬化钢
JP2012224884A (ja) 強度、延性及びエネルギー吸収能に優れた高強度鋼材とその製造方法
CA1091959A (en) Heat treatment for improving the toughness of high manganese steels
CN104520463B (zh) 钢板

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
ASS Succession or assignment of patent right

Owner name: NIPPON STEEL + SUMITOMO METAL CORPORATION

Free format text: FORMER OWNER: SHIN NIPPON STEEL LTD.

Effective date: 20130326

C41 Transfer of patent application or patent right or utility model
TA01 Transfer of patent application right

Effective date of registration: 20130326

Address after: Tokyo, Japan

Applicant after: Nippon Steel Corporation

Address before: Tokyo, Japan, Japan

Applicant before: Nippon Steel Corporation

C12 Rejection of a patent application after its publication
RJ01 Rejection of invention patent application after publication

Application publication date: 20100324