CN101855379A - 焊接热影响部的耐再热脆化性及低温韧性优良的耐火钢材及其制造方法 - Google Patents

焊接热影响部的耐再热脆化性及低温韧性优良的耐火钢材及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供在施以大线能量焊接、暴露于火灾中时焊接热影响部的耐再热脆化性及低温韧性优良的耐火钢材及其制造方法，该耐火钢材含有C：0.012～0.050％、Mn：0.80～2.00％、Cr：0.80～1.90％、Nb：0.01～低于0.05％，将Cu限制在0.10％以下，含有适量的Si、N、Ti、Al，限制Mo、B、P、S、O的含量，余量为铁及不可避免的杂质，C、Mn、Cr、Nb、Cu的含量满足-1200C-20Mn+30Cr-330Nb-120Cu≥-80，通过光学显微镜观察的钢材组织以面积分率计80％以上为铁素体相，该钢材组织的剩余部分为贝氏体相、马氏体相及马氏体-奥氏体混合组织。

Description

焊接热影响部的耐再热脆化性及低温韧性优良的耐火钢材及其制造方法
技术领域
本发明涉及焊接热影响部的耐再热脆化性及低温韧性优良的耐火钢材及其制造方法。
背景技术
对于建筑物等的钢结构物，为了在暴露于火灾中时能够防止倒塌、使得居住人员能够逃离，要求其在一定时间内发挥必要的强度。可是，一般，如果钢材暴露于高温中，则强度下降。因此，以往作为其对策，为了抑制火灾时的钢材的温度上升，采用通过耐火被覆来覆盖钢材的方法。
另一方面，近年来，从环境问题及美观等问题出发，提出了不使用耐火被覆地构成钢结构物的技术。由于设定了各种火灾的规模及环境温度等，因此，在不通过耐火被覆来覆盖钢材的情况下，对于维持结构物的强度的钢材，要求尽可能地提高高温下的强度。将即使在高温下强度也难降低的特性称为“耐火性能”。
作为具备如此的耐火性能的钢材，以往积极地利用Mo。Mo是通过析出强化使高温强度上升的有用的元素。可是，近年来，因Mo的价格高涨，提出了基于几乎不依赖于添加Mo的合金设计的技术(例如参照专利文献1～4)。
此外，存在当钢结构物暴露于火灾时焊接接头的焊接热影响部(HeatAffected Zone：以下有时称为HAZ)不能追随变形而断裂的例子。HAZ暴露于高温中时的变形能力小(以下有时称为HAZ的再热脆化)，特别是在添加有Mo或B的钢中变得显著。因此，提出了通过Nb的固溶强化来提高高温强度、并抑制了Mo、B的添加的钢(例如参照专利文献5)。
专利文献1：日本特开2002-115022号公报
专利文献2：日本特开2007-211278号公报
专利文献3：日本特开2007-224415号公报
专利文献4：日本特开2008-88547号公报
专利文献5：日本特开2008-121081号公报
近年来，建筑物不断在大规模化、高层化。特别是如果焊接结构物大型化，则因钢材的大型化及焊接的高效率化而使得焊接的线能量增高。在大线能量焊接中，焊接时的HAZ的温度上升变得显著，冷却速度降低。
因此，促进原奥氏体(以下有时称为原γ)的粒径粗大化、及碳化物等向HAZ的原γ晶界的析出。其结果是，HAZ的再热脆化及韧性的下降变得显著。
此外，为了提高钢材的高温强度，优选在热轧后进行加速冷却，抑制贝氏体的生成。另一方面，如果进行加速冷却，则起因于冷却时的温度控制或冷却的不均匀性，有时使钢材发生变形。因此，作为钢材的制造方法，优选在热轧后不进行加速冷却而进行放冷的方法。
可是，在热轧后放冷时，难以得到贝氏体组织，在得到高温强度方面是不利的。而且，如果为了在不进行加速冷却的情况下确保高温强度而增加合金元素的添加量，则存在因晶界析出等而使HAZ部的再热脆化变得显著化的问题。
发明内容
本发明是鉴于上述问题而完成的，其课题是提供即使在施以大线能量的焊接时HAZ的耐再热脆化性及低温韧性也优良的耐火钢材及其制造方法。
本发明者等对于用于防止大线能量HAZ的再热脆化、确保HAZ的低温韧性所需的化学成分和制造条件，通过实验和解析反复进行了详细的研究。其结果是，可知：为了确保HAZ的耐再热脆化性和低温韧性的双方，控制C、Mn、Cr、Nb、Cu的含量是非常重要的。
基于以上的见解得出的本发明的要旨如下。
(1)一种焊接热影响部的耐再热脆化性及低温韧性优良的耐火钢材，其特征在于，
以质量％计含有：
C：0.012％以上且0.050％以下、
Si：0.01％以上且0.50％以下、
Mn：0.80％以上且2.00％以下、
Cr：0.80％以上且1.90％以下、
Nb：0.01％以上且低于0.05％、
N：0.001％以上且0.006％以下、
Ti：0.010％以上且0.030％以下、
Al：0.005％以上且0.10％以下；
而且，将Cu、Mo、B、P、S、O各元素的含量限制为：
Cu：0.10％以下、
Mo：低于0.01％、
B：低于0.0003％、
P：低于0.02％、
S：低于0.01％、
O：低于0.01％；
余量为铁及不可避免的杂质；
C、Mn、Cr、Nb、Cu的含量[质量％]满足-1200C-20Mn+30Cr-330Nb-120Cu≥-80，通过光学显微镜观察的钢材组织以面积分率计80％以上为铁素体相，该钢材组织的剩余部分为贝氏体相、马氏体相及马氏体-奥氏体混合组织。
(2)根据上述(1)所述的焊接热影响部的耐再热脆化性及低温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一种或两种：
V：0.40％以下、
Ni：1.00％以下。
(3)根据上述(1)或(2)所述的焊接热影响部的耐再热脆化性及低温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：
Zr：0.010％以下、
Mg：0.005％以下、
Ca：0.005％以下、
Y：0.050％以下、
La：0.050％以下、
Ce：0.050％以下。
(4)一种焊接热影响部的耐再热脆化性及低温韧性优良的耐火钢材的制造方法，其特征在于，在将具有上述(1)～(3)中任一项记载的钢成分的钢坯加热至1150℃以上且1300℃以下的温度后，将800℃以上且900℃以下的温度下的压下比设定为50％以上，实施热加工或热轧，然后放冷。
(5)一种焊接热影响部的耐再热脆化性及低温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(4)所述的制造方法后，对该钢材在400℃以上且低于650℃的温度范围内进行5分钟以上且360分钟以内的回火热处理。
根据本发明，可得到如下的耐火钢材，该耐火钢材即使在暴露于火灾时，在600℃的温度下也具有高的屈服强度，并可抑制焊接热影响部的再热脆化，且母材及焊接热影响部的低温韧性优良。此外，可采用生产率高的只进行热轧的制造方法来制造焊接热影响部的耐再热脆化性及低温韧性优良的耐火钢材。
因此，采用了本发明的耐火钢材的建筑物对于确保安全性的贡献是非常大的，在产业上的贡献是非常显著的。
附图说明
图1是表示C、Mn、Cr、Nb、Cu对HAZ的耐再热脆化性的影响的图。
具体实施方式
作为本发明的特征之一，可列举出积极地使用Cr。即使添加Cr，对室温下的屈服强度和抗拉强度及高温强度也几乎没有帮助。可是，通过添加Cr，可显著地改善HAZ的再热脆化。
认为这是因为Cr形成数nm～数十nm的簇程度的碳化物。通过形成微细的Cr的碳化物，可抑制使晶界脆化的粗大碳化物的形成、及C向晶界的偏析。
此外，为了确保高温强度，需要向钢材组织中引入位错。对于位错的引入，马氏体、贝氏体等硬质相的生成是有效的，作为提高淬火性的元素，需要添加一定量的C、Mn、Nb。
另一方面，为了在大线能量焊接时得到良好的低温韧性，需要将C量限制在与普通钢材相比为低水平的0.05％以下。此外，通过将C量限制在0.05％以下，还能够确保母材的低温韧性。再有，有助于碳化物形成的C、Nb还可使耐再热脆化性降低。此外，Cu尽管可提高淬火性，但使得HAZ的再热脆化变得显著。
接着，将在晶界生成氮化物、使耐再热脆化性显著降低的B的含量限制在低于0.0003％，最好不添加。关于Mo，为了抑制Mo的碳化物及Laves相的晶界析出，不积极地添加，将其含量限制在低于0.01％。另一方面，Ti对于改善再热脆化是有效的。其理由是因为Ti的碳化物及氮化物也在晶粒内析出，可使在晶界析出的碳化物及氮化物减少。
再有，本发明者等就耐火钢的各种合金元素对HAZ的再热脆化的影响，通过实验和解析进行了详细的研究。具体是，制造了含有C：0.010～0.050％、Si：0.01～0.50％、Mn：0.80～2.00％、Cr：0.80～1.90％、Nb：0.01％以上且低于0.05％、N：0.001～0.006％、Ti：0.010～0.030％、Al：0.005～0.10％、Cu：0～0.10％、余量为铁的具有多种成分组成的耐火钢。另外，作为制造方法，采用不进行加速冷却而在热轧后进行放冷的工艺。
从得到的耐火钢采取试验片，对其施以设想成线能量为10kJ/mm的焊接的热循环。设想成线能量为10kJ/mm的焊接的热循环是如下的热过程：以20℃/s的加热速度从室温加热到1400℃，在1400℃下保持2s后，在进行冷却时，将从800℃到500℃的冷却速度规定为3℃/s。然后，用60分钟从室温升温到600℃的温度，在600℃下保持30分钟后，在600℃下实施拉伸试验，测定试验片断裂部的收缩值。以收缩值作为HAZ的再热脆化的指标，20％以上为良好。
其结果是，可知：通过多元线性回归分析，HAZ的耐再热脆化性能用-1200C-20Mn+30Cr-330Nb-120Cu来进行整理。此外，还可知：如图1所示，为了确保HAZ的耐再热脆化性，C、Mn、Cr、Nb、Cu的含量需要满足用各元素的含量(质量％)表示的下式：-1200C-20Mn+30Cr-330Nb-120Cu≥-80。另外，在不含Cu时，需要满足-1200C-20Mn+30Cr-330Nb≥-80。
这里，由于-1200C-20Mn+30Cr-330Nb-120Cu的上限越高，HAZ的耐再热脆化性越高，因此不进行规定。但是，从C、Mn、Nb、Cu的含量的下限值、Cr的含量的上限值得出，-1200C-20Mn+30Cr-330Nb-120Cu的上限为23.3。
如上所述，特别是通过控制C、Mn、Cr、Nb、Ti、Cu、Mo、B的添加量，能够确保母材的高温强度，兼顾大线能量焊接时的HAZ的耐再热脆化性及低温韧性。
此外，通过采用本发明的成分系，进行800℃以上的热轧或热加工，然后进行放冷，可得到室温抗拉强度为400MPa～610MPa的耐火钢材。特别是600℃的温度下的屈服应力在室温抗拉强度为400～489MPa的范围时达到157MPa以上、在室温抗拉强度为490～610MPa的范围时达到217MPa以上。
此外，接着在热轧后进行放冷到室温的工序，通过在400℃以上且650℃以下的温度下回火，还能够在不使高温强度降低的情况下，只使室温抗拉强度下降，使母材的低温韧性提高。
以下，对本发明进行详细说明。
首先，对实施本发明时规定的必需的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用质量％表示。
[C：0.012％以上且0.050％以下]
C是对于提高钢材的淬火性有效的元素，添加0.012％以上。另外，从充分确保淬火性的观点出发，更优选添加0.015％以上或0.020％以上。另一方面，如果添加C超过0.050％，则在大线能量焊接时的HAZ中生成许多马氏体-奥氏体混合组织(以下有时称为MA相)或者析出碳化物。其结果是，除了有时使HAZ的低温韧性显著劣化以外，还有可能在火灾时使在HAZ的晶界析出的碳化物的量增大，导致HAZ的再热脆化。因此，将C的添加范围规定为0.012％以上且0.050％以下。为了确保强度，优选添加0.020％以上的C。另一方面，为了提高HAZ的低温韧性，优选将C量的上限规定为0.040％以下。
[Si：0.01％以上且0.50％以下]
Si是脱氧元素，而且也是有助于提高淬火性的元素，至少添加0.01％以上。另一方面，在添加Si超过0.50％时，有时使大线能量焊接时的HAZ的MA相的生成量增大，使低温韧性降低。因此，将Si的添加范围规定为0.01％以上且0.50％以下。为了提高强度，优选添加0.05％以上的Si。此外，为了提高HAZ的韧性，优选将Si量的上限规定为0.30％以下。
[Mn：0.80％以上且2.00％以下]
Mn对于提高淬火性是有效的，为了确保作为本发明目的的400MPa以上的室温抗拉强度，需要添加0.80％以上。另一方面，Mn有在晶界偏析、助长HAZ的再热脆化的可能性，因此将添加量的上限限制在2.00％。为了提高强度，优选添加1.00％以上的Mn。另一方面，为了确保HAZ的耐再热脆化性，优选将Mn量的上限规定为1.60％以下。为了提高HAZ的低温韧性，优选Mn量的上限为1.50％以下。
[Cr：0.80％以上且1.90％以下]
通过本发明者等的研究表明：Cr在采用本发明的成分系的原材料只通过热轧来制造钢材时，对室温的屈服强度及抗拉强度几乎没有帮助，此外对高温强度的提高也几乎没有帮助。另一方面，还表明：Cr通过形成微细的Cr碳化物，虽然其本身对HAZ的再热脆化没有帮助，但是消耗碳原子，具有抑制Nb或V的碳化物的粗大化造成的HAZ的再热脆化的效果。
在本发明中，特别是为了抑制再热脆化而添加0.80％以上的Cr。Cr量的优选的下限为0.90％以上，更优选的下限为1.00％以上。此外，如果添加Cr超过1.90％，则因HAZ的硬化及MA相的增加而使得HAZ的韧性降低，因此将上限限制在1.90％。Cr量的优选的上限为1.80％以下，更优选的上限为1.50％以下。
另外，在本发明中，优选的是，越是多添加C、Mn、Nb、Ni或Cu等助长HAZ的再热脆化的元素，与之相对地越是增加Cr的添加量。
[Nb：0.01％以上且低于0.05％]
Nb提高钢材的淬火性，还有助于位错密度的提高，而且作为碳化物或氮化物析出，也有助于室温抗拉强度和高温强度的提高，因此添加0.01％以上。但是，如果添加0.05％以上的Nb，则HAZ的韧性下降、及因NbC向晶界的粗大析出造成的HAZ的再热脆化变得显著，因此将其添加量限制在0.01％以上且低于0.05％。为了提高室温抗拉强度，优选添加0.02％以上的Nb。另一方面，为了抑制HAZ的韧性及耐再热脆化性的下降，优选将Nb量的上限规定为低于0.03％。
[N：0.001％以上且0.006％以下]
N通过与各种合金元素形成氮化物而有助于提高高温强度，因此添加0.001％以上。N量的优选的下限为0.002％以上，更优选为0.003％以上。但是，如果大量地添加N，则在HAZ的晶界析出的氮化物粗大化，HAZ的再热脆化变得显著，因此将上限限制在0.006％。N量的优选的上限为0.005％以下。
[Ti：0.010％以上且0.030％以下]
Ti作为碳化物及氮化物析出，有助于室温抗拉强度及高温强度的增加。此外，Ti在HAZ中不局限于晶界，也在晶粒内作为碳化物及氮化物析出，消耗碳及氮。其结果是，Ti可抑制其它合金元素的碳化物或者氮化物在晶界的粗大析出，有助于抑制HAZ的再热脆化。为得到这些效果，需要添加0.010％以上的Ti。Ti量的优选的下限为0.015％以上，更优选的下限为0.020％。另一方面，如果添加Ti超过0.030％，则母材的低温韧性显著下降，因此将上限限制在0.030％。Ti量的优选的上限为0.025％以下。
[Al：0.005％以上且0.10％以下]
Al是钢材脱氧所必要的元素。特别是在含有Cr的钢材中，为了防止精炼中的Cr的氧化，作为主要的脱氧元素，添加Al。通过添加0.005％以上的Al可得到如此的能够控制钢水中的氧浓度的效果，因此将Al的下限值规定为0.005％。Al量的优选的下限为0.020％以上、更优选为0.030％以上。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，因此将上限值规定为0.10％。Al量的优选的上限为0.075％以下，更优选的上限为0.050％以下。
[Cu：0.10％以下]
Cu对于通过提高淬火性来提高室温抗拉强度及高温强度是有效，但在本发明中，是使HAZ的再热脆化变得显著的元素。因此，虽然无法阻止由工业生产上引起的少量的混入，但是优选抑制积极添加，将容许上限限制在0.10％。优选将Cu量限制在0.05％以下。
[Mo：低于0.01％]
Mo通过淬火性的提高和析出强化而有助于室温抗拉强度及高温强度的提高。但是，Mo在HAZ的晶界容易作为碳化物或Laves相粗大析出，使得HAZ的再热脆化变得非常显著，因此在本发明中不优选添加Mo。因此，虽然无法阻止由工业生产上引起的少量的混入，但是优选抑制积极添加，从工业生产上的富余度方面考虑，将添加量的上限限制在低于0.01％。
[B：低于0.0003％]
B通过淬火性的提高和氮化物析出而有助于室温抗拉强度及高温强度的提高。但是，B的氮化物在HAZ的晶界容易粗大析出，使得HAZ的再热脆化变得非常显著，因此在本发明中不优选添加B。因此，虽然无法阻止由工业生产上引起的少量的混入，但是优选抑制积极添加，从工业生产上的富余度方面考虑，将添加量的上限限制在低于0.0003％。
[P：低于0.02％]
P作为杂质使母材的低温韧性显著降低，此外火灾时的HAZ的再热脆化也变得显著，因此将其添加量的上限限制在低于0.020％。P量的优选的上限为0.01％以下。
[S：低于0.01％]
S作为杂质使母材的低温韧性显著降低，此外火灾时的HAZ的再热脆化也变得显著，因此将其添加量的上限限制在低于0.01％。S量的优选的上限为0.005％以下。
[O：低于0.01％]
O作为杂质使母材的低温韧性显著降低，此外火灾时的HAZ的再热脆化也变得显著，因此将其添加量的上限限制在低于0.010％。O量的优选的上限为0.005％以下、更优选为0.003％以下。
在本发明中，除了上述必需元素，还能够选择性地添加以下说明的元素。
以下，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。
[V：0.40％以下]
V因火灾时的再热而形成碳化物，因此对于提高高温强度是非常有效的，所以优选添加0.03％以上。另一方面，如果添加V超过0.40％，则在HAZ的晶界析出的碳化物粗大化，使HAZ的再热脆化变得显著，因此优选将其添加量限制在0.40％以下。此外，更优选将V的添加量规定为0.05％以上且0.20％以下的范围。
[Ni：1.00％以下]
Ni对于通过提高淬火性来提高室温抗拉强度及高温强度是有效的，但使HAZ的再热脆化变得显著。因此，虽然无法阻止由工业生产上引起的少量的混入，但是优选抑制积极添加，将容许上限限制在1.00％。Ni量的优选的上限为0.40％以下、更优选为0.20％以下。
[Zr：0.010％以下]
Zr作为碳化物及氮化物析出，有助于室温抗拉强度及高温强度的提高。为了得到如此的效果，优选添加0.002％以上的Zr。另一方面，如果添加超过0.010％的Zr，则在晶界析出的碳化物粗大化，使得HAZ的再热脆化变得显著，因此优选将Zr的添加量的上限规定为0.010％以下。Zr量的优选的上限为0.005％以下。
[Mg：0.005％以下]
Mg具有控制钢材中的硫化物的形态、使由硫化物引起的母材韧性的降低减小的效果。为了得到如此的效果，优选添加0.0005％以上的Mg。另一方面，即使添加Mg超过0.005％，其效果也饱和，因此在添加Mg时，优选将上限规定为0.005％以下。Mg量的优选的上限为0.002％以下。
[Ca：0.005％以下]
Ca具有控制钢材中的硫化物的形态、使由硫化物引起的母材韧性的降低减小的效果。为了得到如此的效果，优选添加0.0005％以上的Ca。另一方面，即使添加超过0.005％的Ca，其效果也饱和，因此在添加Ca时，优选将上限规定为0.005％以下。Ca量的优选的上限为0.003％以下。
[Y：0.050％以下]
Y具有控制钢材中的硫化物的形态、使由硫化物引起的母材韧性的降低减小的效果。为了得到如此的效果，优选添加0.001％以上的Y。另一方面，即使添加超过0.050％的Y，其效果也饱和，因此在添加Y时，优选将上限规定为0.050％以下。Y量的优选的上限为0.030％以下。
[La：0.050％以下]
La具有控制钢材中的硫化物的形态、使由硫化物引起的母材韧性的降低减小的效果。为了得到如此的效果，优选添加0.001％以上的La。另一方面，即使添加超过0.050％的La，其效果也饱和，因此在添加La时，优选将上限规定为0.050％以下。La量的优选的上限为0.020％以下。
[Ce：0.050％以下]
Ce具有控制钢材中的硫化物的形态、使由硫化物引起的母材韧性的降低减小的效果。为了得到如此的效果，优选添加0.001％以上的Ce。另一方面，即使添加超过0.050％的Ce，其效果也饱和，因此在添加Ce时，优选将上限规定为0.050％以下。Ce量的优选的上限为0.020％以下。
在本发明中，通过上述的化学成分组成的限定，能够实现如下的耐火钢材，该耐火钢材即使在暴露于火灾中时，在600℃的温度下仍具有高的屈服强度，同时能抑制焊接接头的焊接热影响部的再热脆化，且母材及焊接接头的低温韧性优良。
接着，对本发明的钢材的组织进行说明。
一般，认为钢材的高温强度是通过由存在于钢材中的位错带来的位错强化、和成为位错运动的障碍的析出物来体现的。因此，如果钢材的温度超过550℃，发生由位错上升运动引起的位错的合一消失，则高温强度有时急剧下降。
因此，为了确保高的高温强度，在钢材暴露于火灾前的时刻、即在室温中充分地具有有富余的量的位错、或含有大量成为位错运动的障碍的组织、具体而言含有析出物及晶界是有效果的。
此外，在后述的制造方法中进行了详述，但在本发明中，从机械性质稳定的制品的生产率的观点出发，不采用加速冷却，而是只通过热轧来制造耐火钢材。因此，钢材组织(金属组织)在光学显微镜观察中以面积分率计80％以上为铁素体相，剩余部分为含有贝氏体相、马氏体相及马氏体-奥氏体混合组织(MA相)的组织。为确保母材的韧性，优选铁素体相的面积分率在85％以上。此外，为确保强度，优选铁素体相的面积分率在97％以下。
对于具有本发明的化学组成、钢材组织为上述组织的钢材，如后面详述，采用较大的800℃以上且900℃以下的温度下的压下比，实施热加工或热轧。通过如此的制造条件，可使钢材中成为位错的障碍的析出物微细地分布，并且可使组织细粒化，可得到高的高温强度。
接着，对本发明的钢材的机械特性进行说明。
关于本发明的耐火钢材，通过对设定成上述钢成分及钢材组织的钢材应用后述的制造方法中示出的条件的各工序，可以提供具有以下说明的机械特性的耐火钢板。
[室温抗拉强度及600℃屈服应力]
作为本发明的耐火钢材，可得到如下特性：室温抗拉强度为400～610MPa，且600℃的温度下的屈服应力在室温抗拉强度为400～489MPa时为157MPa以上、在室温抗拉强度为490～610MPa时为217MPa以上。由此，能够实现在建筑用途中可确保建筑设计上的各种要求、及火灾时具有充分的安全容限的耐火钢材。
[600℃断裂收缩值]
对于本发明的耐火钢材，采用被付与了设想成线能量为5kJ/mm及10kJ/mm的焊接的热过程的试验片，测定了600℃的温度下的断裂收缩值，通过该值评价了该耐火钢材的耐再热脆化性。在本发明中，可得到600℃的温度下的断裂收缩值为20％以上的耐火钢材。由此，能够实现焊接接头的HAZ在被再加热至火灾时的设想温度600℃时具有充分的变形能力的耐火钢材。
[耐火钢材的制造方法]
以下，对母材的高温强度、和焊接热影响部的耐再热脆化性及低温韧性优良的本发明的耐火钢材的制造方法中的限定理由进行说明。
本发明的耐火钢材的制造方法是将具有上述的钢成分的钢坯加热至1150以上且1300℃以下的温度后，将800℃以上且900℃以下的温度下的压下比设定为50％以上，实施热加工或热轧，然后进行放冷的方法。
在本发明的制造方法中，作为建筑用途中使用的耐火钢材，为了确保建筑设计中的要求及得到火灾时的充分的安全容限，如上所述，使用下述钢坯作为原材料，该钢坯为了使室温抗拉强度成为400～610MPa、600℃下的屈服强度高、该钢材的焊接HAZ的600℃断裂收缩值在20％以上、耐再热脆化性优良、即使在由线能量为5kJ/mm的焊接形成的HAZ中也可确保低温韧性、确保母材韧性，具有作为必要条件的化学组成。而且，通过对该钢坯实施规定了温度及压下量的热加工或热轧，能够制造完全满足上述特性的耐火钢材。
[热加工或热轧时的压下比]
如上所述，认为钢材的高温强度是通过存在于钢材中的位错形成的位错强化、和成为位错运动的障碍的析出物而体现的，因此如果钢材的温度超过550℃，发生由位错上升运动引起的位错的合一消失，则高温强度有时急剧下降。因此，为了确保高的高温强度，在室温下充分地具有有富余的量的位错、或者含有大量析出物及晶界等成为位错运动的障碍的组织是有效果的。
这里，在本发明的制造方法中，在实际制造中，从机械性质稳定的制品的生产率的观点出发，以不采用加速冷却、而是只通过热轧来制造耐火钢材为目的。因此，并非钢材组织的全部形成位错密度高的贝氏体或马氏体，而是位错密度低的铁素体组织以利用光学显微镜观察得到的钢材组织的面积分率计占80％以上，低于20％的剩余部分为含有贝氏体、马氏体及MA的钢材组织。
因此，在本发明中为了确保高的高温强度，只依赖于钢材中的贝氏体或马氏体的分率增加是不够的，使成为位错障碍的析出物微细地分布、以及使组织细粒化是必要的。
本发明者等通过实验和解析发现：为了实现使析出物微细地分散于钢材中、及使组织细粒化，在对具有本发明的化学组成的钢坯进行热轧时，采用较大的800℃以上且900℃以下的温度下的压下比，具体地讲将压下比规定为50％以上、更优选规定为70％以上是有效的。
此外，还判明：通过在即将从奥氏体相变成铁素体或贝氏体之前的温度区域大量引入位错，这些位错成为析出物的核生成位点、及这些位错成为铁素体或贝氏体相变的核生成位点，由此能够同时实现析出物的微细分散和组织的细粒化。
另外，一般，如果采用较大的奥氏体区域的压下量，则有时贝氏体分率因相变温度的高温化而降低，铁素体分率上升，但在本发明的化学成分组成中，由于将C量抑制在低水平，因而容易产生贝氏体相变，显然能够抑制贝氏体分率的下降。
[热加工或热轧前的加热温度]
如上所述，在本发明的制造方法中，重要的是有效地利用合金元素的析出，作为稳定且可靠地得到这样的合金元素的析出的手段，需要在对该钢坯进行热加工或热轧之前，将其加热至1150℃以上且1300℃以下。这样的加热处理，其目的是通过将钢坯加热至1150℃以上的温度，使各种合金元素的碳化物或氮化物、例如NbC、NbN、VC、TiC、ZrC、Cr23C6等完全或尽可能多地固溶，由此来提高热轧后的淬火性以及提高热加工或热轧后的析出量。
在不进行热加工或热轧前的加热的情况下，因C、Cr、Nb、V、Ti及Zr等合金元素在热轧前已经作为粗大的析出物析出等，有时导致由热加工或热轧后的淬火性下降造成的钢材位错密度的降低、及由热加工或热轧后析出的微细的碳化物或氮化物的减少造成的析出强化量的减少。
另一方面，如果将热加工或热轧前的加热温度规定为超过1300℃，则钢材表面的氧化皮显著增加，因而将加热温度的上限限制在1300℃。
[回火热处理]
在本发明的制造方法中，在热轧后放冷到室温后，也可以进一步应用对钢材实施回火热处理的工序。通过对钢材实施回火热处理，可促进通过热轧后的放冷未完全析出而以固溶状态残留的合金元素的析出，可进一步增加用于抑制火灾时位错减少的析出物数量。
作为这样的回火处理，可在400～650℃之间适宜选择来确定温度，通过根据需要的室温抗拉强度和要析出的合金元素的种类来确定，能够进一步提高本发明的效果。
此外，关于回火热处理的时间也同样，在通过物质的扩散来控制回火时的组织变化的情况下，通过提高温度和延长时间可取得同样的效果，因此可根据回火温度在5分钟～360分钟之间适宜确定。
如以上说明，本发明的耐火钢材的制造方法是在将具有上述规定范围内的钢成分的钢坯加热至1150以上且1300℃以下的温度后，将800℃以上且900℃以下的温度下的压下比规定为50％以上，实施热加工或热轧，然后放冷的方法。根据该制造方法，能够制造下述耐火钢材，该耐火钢材即使在暴露于火灾中时，在600℃的温度下仍具有高的屈服强度，同时可抑制焊接接头的焊接热影响部的再热脆化，可得到优良的母材及焊接接头的低温韧性。因此，能够利用合金元素少的经济的成分组成和生产率高的只进行热轧的制造方法来制造高温强度优良且焊接接头的耐再热脆化性优良的建筑用的耐火钢材。
实施例
以下，通过列举本发明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，可在符合前后所述的宗旨的范围内适当增加变更地实施，这些都包含在本发明的技术范围内。
[耐火钢材的制作]
通过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1所示的化学组成的板坯。然后，根据下述表2所示的各制造条件，对板坯进行再加热，实施热加工，由此形成规定的板厚，然后通过实施各条件的热处理，制作本发明例及比较例的耐火钢材。
具体是，首先，在1150～1300℃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2所示的条件下，轧制成精轧厚度为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，将其精加工温度控制在800℃以上，将此时的800℃以上且900℃以下的温度下的压下比分别调整到下述表1中所示的数值，进行精轧。然后，在轧制结束后，立即进行放冷，制成本发明例及比较例的耐火钢材。
[评价试验]
对用上述方法制作的本发明例及比较例的各耐火钢材进行以下的评价试验。
首先，关于室温拉伸试验，基于JIS Z2241来实施，在应力-变形曲线上显示上屈服点时，将上屈服点作为室温屈服强度，在未显示时将0.2％耐力作为室温屈服强度。
此外，关于高温拉伸试验，基于JIS G0567在600℃的温度下实施，将测定的0.2％耐力作为600℃屈服强度。
此外，通过对钢坯付与设想成线能量为5kJ/mm及10kJ/mm的焊接的热过程的热循环，对HAZ(焊接热影响部)的600℃拉伸收缩值进行了评价。在实施了热循环后，用60分钟从室温升温到600℃的温度，在600℃保持30分钟后，在600℃下实施拉伸试验，测定试验片断裂部的收缩值作为HAZ的再热脆化的指标。本指标的阈值为20％以上。
此外，关于母材的夏氏试验，从各钢材的板厚1/2t采取JIS Z2202中规定的2mmV冲击试验片，利用JIS Z2242中规定的冲击试验方法来进行。此时，考虑到建筑结构物的抗震性，将吸收能的阈值设定为27J。
此外，关于HAZ的夏氏试验，对各钢材付与设想成线能量为5kJ/mm及线能量为10kJ/mm的焊接的热循环，然后采取JIS Z2202中规定的2mmV缺口冲击试验片，利用JIS Z2242中规定的冲击试验方法来进行。此时，考虑到建筑结构物的抗震性，将吸收能的阈值设定为27J。
另外，所谓设想成线能量为5kJ/mm的焊接的热过程是指，在从室温以20℃/s的加热速度加热到1400℃后，在1400℃保持1s，然后在进行冷却时，以15℃/s的冷却速度对从800℃到500℃的范围进行冷却的热循环。此外，所谓设想成线能量为10kJ/mm的焊接的热过程是指，在从室温以20℃/s的加热速度加热到1400℃后，在1400℃保持2s后，然后在进行冷却时，以3℃/s的冷却速度对从800℃到500℃的范围进行冷却的热循环。
此外，关于钢材组织，从钢材组织的光学显微镜观察结果算出贝氏体、马氏体及MA的面积分率的总和，求出铁素体的面积分率。
本实施例中的本发明例及比较例的耐火钢材的化学成分组成的一览见下述表1，钢材的制造条件及机械特性的一览见下述表2。
再有，在表1中，钢种号码1～21是具有本发明规定的钢成分的本发明例，钢种号码22～34是钢成分在本发明的规定范围外的比较例。式：-1200C-20Mn+30Cr-330Nb-120Cu的值作为HAZ再热脆化系数而示出。
此外，在表2中，分别示出制造板厚、加热温度、热轧条件(精轧温度、压下比)、回火温度、室温抗拉强度(室温TS)、室温屈服强度(室温YS)、600℃屈服强度(600℃YS)、HAZ的600℃拉伸试验的断裂收缩值(HAZ再热脆化收缩值)、0℃下的母材夏氏吸收能、及0℃下的HAZ夏氏吸收能。
此外，在表2中，关于强度水平，将室温抗拉强度为400～489MPa的规定为400MPa级、将室温抗拉强度为490～610MPa的规定为500MPa级，如此进行表示。
此外，在表1及表2中，对本发明范围外的项目添加了下划线来表示。
Figure GPA00001136237100181
Figure GPA00001136237100191
[评价结果]
如表1及表2所示，根据本发明规定的钢成分及制造条件制造的本发明例的耐火钢材的600℃屈服强度在室温抗拉强度为400～489MPa时为157MPa以上、在室温抗拉强度为490～610MPa时为217MPa以上。同时可知：在本发明中作为重要特征的焊接HAZ的600℃拉伸收缩值也确保为20％以上，从而确保了HAZ的高温变形特性。
再有，可知：本发明例的耐火钢材由于母材及HAZ的夏氏吸收能在0℃下也在27J以上，因此母材的低温韧性及接头韧性满足必要性能。由这些评价结果得出：本发明的耐火钢材的高温强度以及母材及焊接接头的韧性优良。
此外，本发明例的耐火钢材的任一种以面积分率计均含有80％以上的铁素体相。此外，贝氏体相、马氏体相及MA相的合计面积分率为铁素体相的剩余部分，在本发明例中低于20％。再有，除铁素体相、贝氏体相、马氏体相及MA相以外还发现有夹杂物，但其面积分率非常小，可以忽视。
相对于上述本发明例的耐火钢材，比较例的钢材因没有满足本发明规定的化学组成或各制造条件中的任一项，而使得600℃屈服强度(600℃YS)、HAZ的600℃拉伸试验的断裂收缩值、0℃下的母材夏氏吸收能、或0℃下的HAZ夏氏吸收能中的某一项未能满足作为目标的特性。
由以上说明的实施例的结果得出：对于本发明的耐火钢材，母材的高温强度和焊接热影响部的低温韧性及耐再热脆化性优良。

Claims (5)

1.一种焊接热影响部的耐再热脆化性及低温韧性优良的耐火钢材，其特征在于，
以质量％计含有：
C：0.012％以上且0.050％以下、
Si：0.01％以上且0.50％以下、
Mn：0.80％以上且2.00％以下、
Cr：0.80％以上且1.90％以下、
Nb：0.01％以上且低于0.05％、
N：0.001％以上且0.006％以下、
Ti：0.010％以上且0.030％以下、
Al：0.005％以上且0.10％以下；
并且将Cu、Mo、B、P、S、O各元素的含量限制为：
Cu：0.10％以下、
Mo：低于0.01％、
B：低于0.0003％、
P：低于0.02％、
S：低于0.01％、
O：低于0.01％；
余量为铁及不可避免的杂质；
C、Mn、Cr、Nb、Cu的含量以质量％计满足-1200C-20Mn+30Cr-330Nb-120Cu≥-80，通过光学显微镜观察的钢材组织以面积分率计80％以上为铁素体相，该钢材组织的剩余部分为贝氏体相、马氏体相及马氏体-奥氏体混合组织。
2.根据权利要求1所述的焊接热影响部的耐再热脆化性及低温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一种或两种：
V：0.40％以下、
Ni：1.00％以下。
3.根据权利要求1或2所述的焊接热影响部的耐再热脆化性及低温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：
Zr：0.010％以下、
Mg：0.005％以下、
Ca：0.005％以下、
Y：0.050％以下、
La：0.050％以下、
Ce：0.050％以下。
4.一种焊接热影响部的耐再热脆化性及低温韧性优良的耐火钢材的制造方法，其特征在于，在将具有权利要求1～3中任一项记载的钢成分的钢坯加热至1150℃以上且1300℃以下的温度后，将800℃以上且900℃以下的温度下的压下比设定为50％以上，实施热加工或热轧，然后放冷。
5.一种焊接热影响部的耐再热脆化性及低温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4所述的制造方法后，对该钢材在400℃以上且低于650℃的温度范围内进行5分钟以上且360分钟以内的回火热处理。
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