CN1643167A - 高温强度优异的高强度钢及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及在建筑、土木、海洋结构件、造船、贮槽箱等一般的结构件中使用的、在600～800℃温度范围内在1小时左右比较短的时间内高温强度优异的建筑结构用低碳合金高强度钢(钢板、钢管、型钢、线材)的制造方法，该高温强度优异的高强度钢及其制造方法的特征是以质量％计含有C：至少为0.005％且小于0.08％，Si：0.5％或以下，Mn：0.1～1.6％，P：0.02％或以下，S：0.01％或以下，Mo：0.1～1.5％，Nb：0.03～0.3％，Ti：0.025％或以下，B：0.0005～0.003％，Al：0.06％或以下，N：0.006％或以下，余量为Fe与不可避免的杂质，且由常温时的屈服应力对高温时的屈服应力进行无量纲化处理的应力降低率(高温屈服应力/常温屈服应力)p在钢材温度T(℃)为600～800℃的范围内，满足p≥－0.0029×T+2.80。

Description

高温强度优异的高强度钢及其制造方法
技术领域
本发明涉及在建筑、土木、海洋结构件、造船、贮罐等一般的结构件中使用的、在600～800℃温度范围内在1小时左右比较短的时间内高温强度优异的建筑结构用低碳合金高强度钢(钢板、钢管、型钢、线材)的制造方法。
背景技术
例如，在建筑、土木等领域中，作为各种建筑用钢材广泛使用符合JIS等标准的钢材等。还有，一般的建筑结构用钢材，由于从约350℃起强度降低，其允许温度为550℃。
即在大楼与办事处、住所、立体停车场等的建筑物中使用上述钢材的场合，为了确保在火灾中的安全性，需要涂敷非常耐火的覆层，与建筑相关的各法令规定，火灾时钢材温度不能达到350℃或以上。
这是因为上述钢材在约350℃的屈服强度为常温的2/3左右，低于必需的强度。在建筑物中使用钢材的场合，需要涂敷耐火的覆层来使用，以便使火灾时钢材的温度达不到350℃。因此，相对于钢材费用耐火覆层费用高，建设成本大幅度上升不可避免。
为解决上述课题，例如，有特开平2-77523号公报与特开平10-68044号公报等的发明。
在600℃或以上的场合，一般称作耐热钢，例如，特开平2-77523号公报记载的发明中揭示了在600℃具有常温屈服强度的2/3(约70％)或以上高温强度的耐热钢。在其它关于600℃耐热钢的发明的例子中，一般将600℃时的屈服强度设计为常温屈服强度的2/3或以上。
但是，700℃的耐热钢、800℃的耐热钢目前尚未看到高温强度设定(与常温屈服强度的比率)的一般准则。例如，特开平2-77523号公报中添加相当量的Mo与Nb的钢可确保600℃的屈服强度为常温屈服强度的70％或以上，但没有示出700℃、800℃的屈服强度。
另外，600℃的屈服强度为常温屈服强度的70％，如考虑火灾时的温度上升，虽然可降低耐火覆层的用量，但可能省略的建筑物限于立体停车场与门廊(atrium)等开放空间，所以无耐火覆层的使用则明显受到限制。
特开平10-68044号公报中揭示了由于在添加相当量的Mo与Nb的钢中显微组织为贝氏体，可确保700℃的屈服强度为常温屈服强度的56％或以上，但没有示出800℃的屈服强度。
即像这些示例那样可确保600℃左右高温强度的钢已在市场上使用，可确保700℃具有一定强度的钢材正在被发明，但能确保700℃、800℃高温强度的实用钢在稳定制造方面存在困难。
另一方面，特开2002-105585号公报中公开的850℃耐热钢是本发明人最近公开的。由于该钢比较多地添加了Al、Ti等合金元素，在高温中也能确保具有有效的析出物，可获得850℃的耐热性，但不适合用作焊接结构用钢。
如上所述，在建筑物中使用钢材的场合，由于普通钢的高温强度低，无覆层与薄覆层不能使用，必须涂敷高价的耐火覆层。
另外，即使是耐热钢，其界限也只保证耐热温度直到600-700℃，因此希望开发在700℃、800℃不使用耐火覆层并由此可省略耐火覆层的钢材。
发明内容
本发明提供在600～800℃温度范围内高温强度与焊接性优异的用于土木建筑等的高强度钢以及工业上可稳定供给该钢的制造方法。本发明的要点如下：
(1)一种高温强度优异的高强度钢，其特征在于以质量％计含有C：至少为0.005％且小于0.08％，Si：0.5％或以下，Mn：0.1～1.6％，P：0.02％或以下，S：0.01％或以下，Mo：0.1～1.5％，Nb：0.03～0.3％，Ti：0.025％或以下，B：0.0005～0.003％，Al：0.06％或以下，N：0.006％或以下，余量为Fe与不可避免的杂质。
(2)按照(1)所述的高温强度优异的高强度钢，其特征在于上述钢由常温时的屈服应力对高温时的屈服应力进行无量纲化处理的应力降低率(高温屈服应力/常温屈服应力)p在钢材温度T(℃)为600～800℃的范围内，满足p≥-0.0029×T+2.48。
(3)按照(1)所述的高温强度优异的高强度钢，其特征在于：上述钢在相当于火灾的高温加热时，在常温为贝氏体单一组织或铁素体与贝氏体的混合组织；在相当于火灾的高温加热时，逆相变成奥氏体的温度(Ac1)超过800℃；且由常温时的屈服应力对高温时的屈服应力进行无量纲化处理的应力降低率(高温屈服应力/常温屈服应力)p在钢材温度T(℃)为600～800℃的范围内，满足p≥-0.0029×T+2.48。
(4)按照(1)所述的高温强度优异的高强度钢，其特征在于：上述钢具有在600～800℃的高温区域，由常温时的屈服应力对高温时的屈服应力进行无量纲化处理的应力降低率(高温屈服应力/常温屈服应力)p在钢材温度T(℃)在600～800℃的范围内，满足p≥-0.0029×T+2.48的强度；且在相当于火灾的高温加热时，在常温为贝氏体单一组织或铁素体与贝氏体的混合组织是逆相变成奥氏体的温度(Ac1)超过800℃的组织；而且上述贝氏体单一组织或铁素体与贝氏体的混合组织中热力学稳定的碳氮化析出相保持在5×10-4(摩尔分数)或以上；同时在铁素体组织中固溶的Mo、Nb、Ti的总量为1×10-3(摩尔浓度)或以上。
(5)按照(1)所述的高温强度优异的高强度钢，其特征在于：上述钢具有在600～800℃的高温区域，由常温时的屈服应力对高温时的屈服应力进行无量纲化处理的应力降低率(高温屈服应力/常温屈服应力)p在钢材温度T(℃)为600～800℃的范围内，满足p≥-0.0029×T+2.48的强度；且在相当于火灾的高温加热时，在常温为贝氏体单一组织或铁素体与贝氏体的混合组织为逆相变成奥氏体的温度(Ac1)超过800℃的组织；而且原奥氏体晶粒的平均等价圆粒径在120μm或以下；而且上述贝氏体单一组织或铁素体与贝氏体的混合组织中热力学稳定的碳氮化析出相保持在5×10-4(摩尔分数)或以上；同时在铁素体组织中固溶的Mo、Nb、Ti的总量在1×10-3(摩尔浓度)或以上。
(6)按照(1)～(5)任一项所述的高温强度优异的高强度钢，其特征在于上述钢以PCM＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B定义的焊接裂纹敏感性组成PCM为0.20％或以下。
(7)按照(1)～(6)任一项所述的高温强度优异的高强度钢，其特征在于上述钢以质量％计还含有Ni：0.05～1.0％，Cu：0.05～1.0％，Cr：0.05～1.0％，V：0.01～0.1％的一种、二种或以上。
(8)按照(1)～(7)任一项所述的高温强度优异的高强度钢，其特征在于上述钢以质量％计还含有Ni：0.05～1.0％，Cu：0.05～1.0％，Cr：0.05～1.0％，V：0.01～0.1％的一种、二种或以上；而且含有Ca：0.0005～0.004％，REM：0.0005～0.004％，Mg：0.0001～0.006％的一种、二种或以上。
(9)按照(7)或(8)所述的高温强度优异的高强度钢，其特征在于：上述钢具有在600～800℃的高温区域，由常温时的屈服应力对高温时的屈服应力进行无量纲化处理的应力降低率(高温屈服应力/常温屈服应力)p在钢材温度T(℃)为600～800℃的范围内，满足p≥-0.0029×T+2.48的强度；且在相当于火灾的高温加热时，在常温为贝氏体单一组织或铁素体与贝氏体的混合组织为逆相变成奥氏体的温度(Ac1)超过800℃的组织；而且原奥氏体晶粒的平均等价圆粒径在120μm或以下；而且上述贝氏体单一组织或铁素体与贝氏体的混合组织中热力学稳定的碳氮化析出相保持在5×10-4(摩尔分数)或以上；同时在铁素体组织中固溶的Mo、Nb、Ti的总量在1×10-3(摩尔浓度)或以上。
(10)一种高温强度优异的高强度钢的制造方法，其特征在于：将具有(1)～(9)任一项所述的钢成分组成的铸坯或钢坯在1100～1250℃的温度区域再加热后，将1100℃或以下的累计压下量设定为30％或以上，并且在850℃或以上的温度热轧，热轧终止后从800℃或以上的温度区域以0.3Ks-1或以上的冷却速度冷却到650℃或以下的温度区域，使钢的显微组织为贝氏体单一组织，或铁素体与贝氏体的混合组织。
(11)一种高温强度优异的高强度钢，其特征在于：以质量％计含有C：至少为0.005％且小于0.08％，Si：0.5％或以下，Mn：0.1～1.6％，P：0.02％或以下，S：0.01％或以下，Mo：0.1～1.5％，Nb：0.03～0.3％，Ti：0.025％或以下，B：0.0005～0.003％，Al：0.06％或以下，N：0.006％或以下，余量为Fe与不可避免的杂质；且在相当火灾的高温加热时，常温贝氏体比率为20～95％的铁素体与贝氏体的混合组织为逆相变成奥氏体的温度(Ac1)超过800℃的组织，且具有低屈服比。
(12)按照(11)所述的高温强度优异的高强度钢，其特征在于上述钢以质量％计还含有Ni：0.05～1.0％，Cu：0.05～1.0％，Cr：0.05～1.0％，V：0.01～0.1％的一种、二种或以上。
(13)按照(11)或(12)所述的高温强度优异的高强度钢，其特征在于：上述钢以质量％计还含有Ni：0.05～1.0％，Cu：0.05～1.0％，Cr：0.05～1.0％，V：0.01～0.1％的一种、二种或以上，而且含有Ca：0.0005～0.004％，REM：0.0005～0.004％，Mg：0.0001～0.006的一种、二种或以上。
(14)一种高温强度优异的高强度钢的制造方法，其特征在于：将具有(11)～(13)任一项所述的钢成分组成的铸坯或钢坯在1100～1250℃的温度区域再加热后，将1100℃或以下的累计压下量设定为30％或以上，在850℃或以上的温度热轧，热轧终止后从800℃或以上的温度区域以0.3Ks-1或以上的冷却速度冷却到650℃或以下的温度区域，钢的显微组织为贝氏体单一组织，或铁素体与贝氏体的混合组织；且在相当于火灾的高温加热时，常温贝氏体比率为20～95％的铁素体与贝氏体的混合组织为逆相变成奥氏体的温度(Ac1)超过800℃的组织，且具有低屈服比。
具体实施方式
本发明人已发明了600℃、700℃的高温强度优异的钢，600℃的高温强度优异的钢已用于以建筑为首的多个领域，然而，市场对耐更高温度的钢有极强的需求，同时对高温强度优异的钢具有更高强度的需求也大。
按照耐火设计只要在火灾持续时间内维持高的强度就行，和以前的耐热钢一样不需要考虑长时间的强度，只需维持比较短时间的高温屈服强度。例如，在800℃只要确保保持时间30分钟左右的短时间高温屈服强度，就可以作为800℃的耐热钢而充分加以利用。
以前的耐热钢，规定高温屈服强度为常温时的2/3，如果钢架结构件的实际设计范围酌量为常温屈服强度下限的0.2～0.4倍，则常温时的屈服应力对高温时的屈服应力进行无量纲化处理的应力降低率(高温屈服应力/常温屈服应力)p在钢材温度T(℃)为600～800℃的范围内，必须满足p≥-0.0029×T+2.48。
对于高温强度的增加，因Mo、Nb的复合添加而促进了在高温稳定的碳氮化物的析出，同时使显微组织有效地贝氏体化。为了提高常温强度并强调作为高强度钢的特性，也可以设计为贝氏体单一组织。
但是，由于硬质贝氏体的比率越大，常温的强度越高，在要求屈服比(YR)上限的场合，对应所要求的常温强度与各种特性，希望显微组织为贝氏体单一组织或具有适当贝氏体比率的铁素体与贝氏体的混合组织。
为构造适当的显微组织并达到所要求的常温强度范围，减少碳含量是有效的。减少碳含量可提高贝氏体或铁素体与贝氏体混合组织的高温热力学稳定性，也保持逆相变成奥氏体的温度(Ac1)上升的效果。但是在该场合，已经清楚显微组织与材质易于受到轧制条件与其后的冷却条件的影响，稳定的制造是有困难的。
于是，本发明人致力于显微组织的控制与高温强度的增加，结果发现添加适量的B对稳定制造是有效的，从而完成了本发明。
作为一般的焊接结构用钢，由于与以前同样必须具备焊接性，制造700～800℃的高温强度优异的钢是非常困难的课题。
为了解决这个课题，本发明人专心研究后查明700～800℃的高温强度，是由于复合添加Mo、Nb、V、Ti等合金元素的析出强化和由于显微组织的贝氏体化的位错密度的增加以及由于固溶Mo、Nb、V的延迟位错恢复的效果、还有Ti的一些效果综合产生的。
为了同时确保700～800℃的强度、常温的强度以及常温与高温的强度比p，发现重要的是使显微组织成为铁素体与贝氏体的混合组织或贝氏体的单一组织，同时添加合金元素量在最合适的范围，以便得到在高温的母相组织的热稳定性与合适的共格析出强化效果及延迟位错恢复效果。另外，为确保低屈服比，需要使显微组织成为合适的铁素体与贝氏体的混合组织。
钢材的屈服强度一般从450℃附近急剧下降，这是因为伴随着温度上升热活化能下降，对于位错滑动在低温为有效的抵抗，高温下则变得无效。
通常，在小于700℃的温度区域的强化中被利用的Cr碳化物与Mo碳化物等，虽然对于位错滑动直到600℃左右的高温仍能作有效的抵抗，但由于在800℃这样的高温下再固溶而几乎不能维持强化效果。
本发明人对高温稳定性更高的单个或复合析出物进行了各种研究。结果发现，Mo和Nb、Ti、V的复合析出物提高了高温稳定性，在700～800℃也具有高的强化效果。即通过适量添加Mo、Nb、Ti、V并提高轧制时的加热温度，使其完全固溶，而且通过导入位错密度高的适当的轧制组织，可确保析出物在可能析出的析出部位析出，再升温时，例如在因火灾引起的升温中，细小的Mo和Nb、Ti、V的复合析出物得以析出。
这样的复合析出物在温度保持在700～800℃的过程中生长并粗化，但不久强化效果变小，在非常细小且以高密度分散存在的场合，在30分钟的保持时间内可完全获得上述700～800℃屈服强度的目标值。
另外，在BCC相固溶的Mo、Nb、V、Ti对延迟位错恢复是有效的，在屈服强度开始急剧降低的温度可维持高温化的效果。发明人就这些高温强化因子对700～800℃屈服应力的影响进行反复详细研究的结果，获得以下结论。即在700～800℃中，将钢材温度设定为T(℃)，高温常温屈服强度比p(＝高温屈服应力/常温屈服应力)满足p≥-0.0029×T+2.48。即屈服强度比在700℃、800℃分别为45％、16％或以上，为此在该温度的Mo、Nb、V、Ti的复合碳氮化物的摩尔分数必须为5×10-4或以上，同时在BCC相固溶的Mo、Nb、V、Ti的总量的摩尔浓度必须为1×10-3或以上。
在实现高温强度中起重要作用的复合碳氮化物析出相的组成，例如利用电子显微镜与EDX分析可以很容易地确定。另外，热力学稳定的析出相的平衡生成量与在BCC相中固溶的合金元素量可利用市售的热力学计算数据库软件等由添加合金元素的量很容易地算出。
但是，即使析出物本身是稳定的，如果基体因温度上升而相变，则基体与析出物失去共格性，由于非共格，析出物的强化作用急剧降低。即为了利用在高温稳定的复合析出物的强化效果，即使在800℃的设计温度也使基体组织不发生相变对材料来说是必须的。
所以，具体地说，通过降低奥氏体形成元素Mn的添加量等方式对合金元素进行调整，必须使钢的Ac1相变温度达到800℃或以上。
另外，在通过析出物和固溶元素的有效使用来提高高温强化的思路下，在以前的高温用钢中多添加的合金元素Cr、Mn、Mo等的添加量宁可抑制在较低水平，所以不降低焊接性的合金设计是可能的。
还有，为了提高贝氏体单一组织的钢的强度，建筑用钢所要求的低屈服比条件未必能够满足。为此在本发明钢中要求低屈服比的场合，将显微组织设计为铁素体与贝氏体的混合组织，将贝氏体的比率设计在20～95％的范围内。如显微组织中铁素体占的比率过大，通过所添加合金元素的增加来确保常温与高温的强度变得困难。
以下，说明本发明中各成分的限定理由，％表示质量％。
C是对钢材特性效果最显著的元素，是与Mo、Nb、Ti、V形成复合析出物(碳化物)所必须的，所以至少需要0.005％。C量小于它则强度不足。但是，如添加超过0.08％，则Ac1相变温度下降，难于获得800℃的强度，另外，韧性也降低，因此限定在0.005％至0.08％。还有，在相当于火灾的高温加热时，在保持铁素体与贝氏体的混合母相组织的热力学温度、维持与Mo、Nb、V、Ti的复合碳氮化析出物的共格性并确保强化效果方面，优选小于0.04％。
Si是钢中所含的脱氧元素，由于具有置换型的固溶强化作用，在常温对提高母材强度是有效的，但对超过600℃的高温强度的改善没有效果。如过多添加，焊接性、HAZ韧性恶化，因此上限限定为0.5％。钢的脱氧也可仅用Ti、Al，从HAZ韧性、淬透性等的观点看越低越好，未必需要添加。
Mn是确保强度、韧性不可缺少的元素，Mn是置换型的固溶强化元素，在常温对提高强度是有效的，但对超过600℃的高温强度没有多大的改善效果。所以在本发明含有比较多Mo的钢中，从改善焊接性，即降低PCM的观点看，限定在1.6％或以下。由于Mn的上限被抑制在较低水平，从连铸板坯的中心偏析的观点看是有利的。为了使Ac1相变温度在800℃或以上，有必要控制添加，优选上限为0.9％。关于下限，没有特别的限定，就母材的强度、韧性调整上，优选添加0.1％或以上。
为了获得适当的贝氏体组织的比率，轧制终止后从800℃或以上的温度到650℃或以下的温度的冷却速度必须在0.3Ks-1或以上。即板厚小于约25mm的比较薄的钢板需要用空冷或加速冷却(水冷)工艺来制造，超过约25mm的比较厚的钢板需要用加速冷却(水冷)工艺来制造。
P是本发明钢中的杂质，由于降低P量有减少HAZ晶界破坏的倾向，因此越少越好。如含量多，则使母材、焊接部位的低温韧性恶化，因此上限设定为0.02％。
S与P一样是本发明钢中的杂质，从母材的低温韧性的观点看越少越好。如含量多，则使母材、焊接部位的低温韧性恶化，因此上限设定为0.01％。
Mo是构成提高高温强度的复合析出物的基本元素，在本发明钢中是必要元素。要得到高密度的Mo与Nb、Ti的复合析出物，或Mo与Nb、Ti、V的复合析出物来提高高温强度，需要添加0.1％或以上。另一方面，如添加超过1.5％，控制母材材质的一致性变得困难，同时引起焊接热影响部位的韧性恶化，还失去了经济性，因此Mo的添加量为大于0.1％，但不超过1.5％，优选0.2％至1.1％。
在比较多的添加Mo的本发明中，为确保700℃、800℃的高温强度，Nb是扮演重要角色的元素。首先，作为一般的效果可提高奥氏体再结晶温度，在最大限度地发挥热轧时控制轧制的效果上是有用的元素。另外，在轧制前的再加热与正火、淬火时的加热有助于奥氏体的晶粒细化。
另外，作为析出硬化具有提高强度的效果，通过与Mo的复合添加也有助于提高高温强度。小于0.03％，则在700～800℃的析出硬化作用小，优选添加0.1％或以上。另一方面如超过0.2％，恐怕使母材韧性降低，所以上限设定为0.3％。因此，限定范围为0.03～0.3％。
Ti也与Nb一样对提高高温强度是有效的，特别是对母材和焊接部位韧性要求严的场合，优选添加。因为在Al量少时(例如0.003％或以下)，Ti与O结合形成以Ti2O3为主成分的析出物，成为晶粒内相变生成铁素体的核而使焊接部位韧性得以提高。另外，Ti与N结合以细小TiN在板坯中析出，加热时抑制γ晶粒的粗化，对轧制组织晶粒细化是有效的，而且在钢板中存在的细小TiN对在焊接时焊接热影响部位组织晶粒细化有利。为了得到这样的效果，Ti最低需要0.005％或以上。但是，如过多则形成TiC，使低温韧性与焊接性恶化，优选0.02％或以下，上限为0.025％。
B在通过贝氏体的生成比率来控制强度方面是非常重要的。即B通过在奥氏体晶界偏析抑制铁素体的生成而提高淬火性，即使在空冷这样比较小的冷却速度的场合，也可有效地稳定地生成贝氏体。为了达到这样的效果，最低需要0.0005％或以上。但是，过多的添加不仅使提高淬火性的效果饱和，而且可能形成使原奥氏体晶界的脆化或韧性上有害的B析出物，所以上限设定为0.003％。
Al通常是钢中所含的脱氧元素，脱氧只要Si或Ti就足够，在本发明钢中其下限没有限定(包含0％)。而且，如Al量过多，不仅钢的纯度恶化，而且焊接金属的韧性也恶化，因此上限设定为0.06％。
N是钢中所含的不可避免的杂质，下限没有特别的规定，N量增加对HAZ韧性、焊接性非常有害，在本发明钢中其上限为0.006％。
下面，说明根据需要可以包含Ni、Cu、Cr、V、Ca、REM、Mg的添加理由与添加量范围。在基本成分中进一步添加这些元素的主要目的是：不损害本发明钢的优异特征而使强度、韧性等特征得以提高。所以其添加量自然应该受到限制。
Ni对焊接性、HAZ韧性没有不良影响，并可提高母材的强度、韧性。为了发挥这样的效果，必须至少添加0.05％或以上。另一方面，如过剩的添加，不仅经济性损失，而且焊接性不理想，因此上限设定为1.0％。
Cu显示与Ni大致一样的效果和现象，由于使焊接性恶化，加之过量的添加在热轧时产生Cu裂纹而使制造变得困难，因此规定上限为1.0％。下限应为获得实质效果的最小量0.05％。
Cr也可共同提高母材的强度、韧性。但是，如添加量过多，则母材、焊接部位的韧性与焊接性恶化，因此限定范围为0.05～1.0％。
上述Cu、Ni、Cr不仅对母材的强度、韧性有效，对耐候性也是有效的。在这样的目的中，在不损害焊接性的范围内添加是理想的。
V具有与Nb大致一样的复合析出作用，但是与Nb相比其效果小。另外，V也影响淬火性，有助于提高高温强度。小于0.01％与Nb一样效果差。另一方面，如过多，往往使母材的韧性降低。所以，在本发明钢中V的下限为0.01％，上限为0.1％。
Ca、REM与杂质S结合具有提高韧性与抑制焊接部位由氢扩散引起的裂纹的作用，如过多，形成粗大的夹杂物而产生不良影响，因此适合的范围分别为0.0005～0.004％、0.0005～0.004％。
Mg抑制焊接热影响部位奥氏体晶粒的生长，具有细化晶粒的作用，可谋求焊接部位的强韧化。为了获得这样的效果，Mg需要在0.0001％或以上。另一方面，如增加添加量，则由于添加量发挥作用的余地变小，失去了经济性，因此上限设定为0.006％。
另外，与Mo、Nb、V一样，适当添加W以确保高温强度也是提高本发明钢特性的有效手段，为得到W的效果，最低需要0.01％，如超过1％，其效果饱和，从经济性的观点看上限设定为1％。
为确保常温裂纹的敏感性，使不需要预热的焊接成为可能，PCM的值进一步限定在0.20％或以下的范围内。PCM是表示焊接性的指标，越低焊接性越好。在本发明钢中，PCM在0.20％或以下的范围可确保优异的焊接性。另外，焊接裂纹敏感性组成PCM按下式定义：
PCM＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B
另外，在钢板的最终轧制方向的板厚断面方向的1/4厚的位置，最终相变组织的原奥氏体平均等价圆粒径限定为150μm或以下。这是因为原奥氏体粒径给组织和韧性以大的影响，特别在本发明的添加Mo的钢中，为提高韧性，控制并减少原奥氏体粒径是重要且必须的。限定上述原奥氏体粒径的理由是基于发明人变更各种制造条件的试验结果，如果平均直径为120μm或以下，则可确保不逊色于比本发明更低Mo含量的钢的韧性。另外，对于原奥氏体晶粒，其判别未必容易的情况也有不少。在这样的场合，以板厚1/4厚位置为中心，由与最终轧制方向成直角的方向切取带缺口的冲击试片，例如，使用JIS Z2202 4号试片(2mmV型缺口)等，将在很低的温度使之发生脆性破坏时的断口单元读取并替换为原奥氏体粒径，将这样得到的原奥氏体粒径定义为有效晶粒粒径，测定其平均直径，在该情况下同样要求150μm或以下。
关于按照本发明的高温强度优异的高强度钢的制造方法，钢坯或铸坯轧制时的加热温度优选为Mo、Nb、Ti、V完全固溶的高温，但从确保母材韧性的观点看设定为1100℃至1250℃。
接着在1100℃或以下的温度区域进行热轧以确保对于精轧的板厚有30％或以上的累计压下率，在850℃或以上终止轧制。如在低温域压下过大，则促进铁素体相变，铁素体比率过大，强度的确保变得困难。再者，由于Nb、Ti、V在轧制中以碳化物析出，得不到必需的固溶Mo、Nb、Ti、V，所以轧制终止温度下限为850℃。另一方面，如在超过1100℃的温度终止轧制，则韧性不足，因此上限设定为1100℃。
轧制终止后，钢板表面温度从800℃或以上的温度区域直到650℃或以下的温度区域以0.3Ks-1或以上的钢板表面的平均冷却速度进行冷却。目的是得到大量含有析出部位的变形带与位错的轧制组织，通过水冷将其冻结，升温时得到细小的与基体共格的Mo与Nb、Ti、V的高密度复合析出物。
另外，本发明钢制造后，为脱氢等目的在Ac1相变点以下的温度再加热，本发明钢的特征没有任何损失。
水冷后也可将钢板在500℃或以下温度范围进行30分钟以内的回火热处理。
另外，本发明钢除厚钢板外，也可作为钢管、薄钢板、型钢等钢材充分发挥本发明的效果。
实施例
以转炉—连铸—厚板工序制造各种钢成分的钢板(厚度15～50mm)，调查其强度、韧性、700℃和800℃的屈服强度、不预热(室温)的y裂纹试验时的根部裂纹的有无等。
表1和表2示出本发明钢与比较钢的成分，表3示出钢板的制造条件和组织，表4示出各特性的调查结果。
在本发明钢例No.1～9中显微组织均为铁素体·贝氏体的混合组织，且原奥氏体平均等价圆粒径为120μm或以下。另外，实际屈服强度比在700℃、800℃分别为64％、23％或以上的优异数值。
在本发明钢例No.10～18中显微组织为贝氏体单一组织或铁素体·贝氏体的混合组织，且原奥氏体平均等价圆粒径为120μm或以下。实际屈服强度比在700℃、800℃分别为61％、25％或以上的优异数值。
比较钢No.19，C过剩，向奥氏体的逆相变开始温度Ac1在800℃或以下，得到的常温强度值高，但常温/高温的屈服强度比(p)为：p＜-0.0029×T+2.48。
比较钢No.20，C不足，屈服强度不足490MPa级，同时600℃或以上高温的复合碳氮化相的生成量小于5×10-4，常温/高温的屈服强度比(p)也低：p＜-0.0029×T+2.48。
比较钢No.21，由于Mn量超过1.6％，Ac1小于800℃，在700℃或以上的温度下常温/高温的屈服强度比(p)为：p＜-0.0029×T+2.48。
比较钢No.22，由于Mn量小于0.1％，常温的固溶强化效果不足，常温的屈服强度、抗拉强度低于490MPa级的标准值的下限。
比较钢No.23，由于P超过0.02％，母材的韧—脆转变温度，在0℃的再现HAZ的吸收能量值恶化。
比较钢No.24，由于S超过0.01％，与比较钢No.23一样，母材的韧—脆转变温度，在0℃的再现HAZ的吸收能量值恶化。
比较钢No.25，由于Mo的添加量不足，碳氮化析出相、BCC相中固溶Mo都不足，虽然常温强度的结果良好，800℃的实际高温常温屈服强度比低达15％。
比较钢No.26，由于Mo量过剩，母材材质不均匀性增大，尽管焊接裂纹敏感性组成PCM为0.18％，但不预热的y裂纹试验时产生根部裂纹。另外，再现HAZ的吸收能量值低。
比较钢No.27，Nb量不足，700℃，800℃得不到充分的析出硬化效果，常温/高温的屈服强度比(p)为p＜-0.0029×T+2.48。
比较钢No.28，由于Nb量过剩，高温强度可获得高的值，但再现HAZ的吸收能量值低。
比较钢No.29，由于γ晶粒粗大，再现HAZ的吸收能量值低。
比较钢No.30，由于Ti量过剩，母材的韧—脆转变温度，再现HAZ的吸收能量值恶化。
比较钢No.31，B添加量不足，得不到充分的淬火性，由于显微组织的贝氏体比率过少，常温的屈服强度低于490MPa级的标准值的下限。
比较钢No.32，由于B添加量过剩，母材的韧—脆转变温度在0℃附近，再现HAZ的吸收能量值低。
比较钢No.33，由于Al量超过0.06％，母材的韧—脆转变温度在0℃附近，再现HAZ的韧性也低。
比较钢No.34，由于N量超过0.006％，再现HAZ韧性低。
比较钢No.35，PCM值超过0.20％，不预热的y裂纹试验时产生根部裂纹。另外，再现HAZ的吸收能量值低。
比较钢No.36，由于再加热温度小于1100℃，再加热时添加的合金元素没有固溶在奥氏体中，得不到充分的析出强化，常温屈服强度、抗拉强度都有好的结果，但常温/高温的屈服强度比(p)为：p＜-0.0029×T+2.48。
比较钢No.37，由于再加热温度超过1250℃，再加热时奥氏体晶粒粗化，再现HAZ的吸收能量值变低。
比较钢No.38，由于1100℃或以下的累计压下量小于30％，原奥氏体晶粒粗大，再现HAZ韧性低。
比较钢No.39，由于在小于850℃的温度进行轧制，促使Nb、Ti、V析出，得不到充分的析出强化，常温强度可满足490MPa级的标准值，但常温/高温的屈服强度比(p)为：p＜-0.0029×T+2.48。
比较钢No.40，由于再加热温度高达1250℃，轧制终止后的奥氏体晶粒粗大，超过120μm，母材韧性低。
比较钢No.41，由于轧制后进行水冷，常温强度上升，但由于板比较厚，在1/4厚的部位，在γ/α相变温度附近的冷却速度不足，铁素体比率过大(＞80％，贝氏体比率＜20％)，常温的固溶强化效果不足，常温的抗拉强度低于建筑用490MPa级钢的标准值下限。
比较钢No.42，由于板厚超过25mm，适于加速冷却，应考虑确保0.3Ks-1或以上的冷却速度，但水冷开始温度小于700℃，轧制终止后-冷却开始(690℃)的冷却速度在0.3Ks-1或以下，水冷开始前铁素体进行相变，贝氏体的比率小于20％，常温的抗拉强度低于490MPa。
表1
  区别     钢                                                                                                                  化学成分(质量％)
C Si Mn P S Mo Nb B Al N Ni Cu Cr Ti V Ca REM Mg PCM 1) CEQ 2)
  本发明钢     1   0.018   0.33   0.15  0.0061  0.0026   1.29   0.040     10  0.031     30   0.128   0.379
    2   0.010   0.14   0.18  0.0042  0.0025   0.80   0.039     12  0.004     53   0.52   0.007   0.109   0.350
    3   0.008   0.12   0.33  0.0075  0.0028   0.50   0.120     25  0.035     34   0.30   0.015   0.089   0.253
    4   0.016   0.12   0.30  0.0034  0.0077   1.10   0.040     11  0.033     32   0.020   0.0015   0.114   0.346
    5   0.025   0.10   0.38  0.0041  0.0040   1.12   0.038     6  0.003     42   0.009   0.033   0.128   0.375
    6   0.018   0.14   0.20  0.0083  0.0050   0.80   0.050     10  0.004     26   0.058   0.097   0.261
    7   0.013   0.19   0.40  0.0075  0.0033   0.40   0.140     11  0.020     52   0.61   0.012   0.082   0.203
    8   0.016   0.08   0.29  0.0039  0.0049   0.50   0.056     10  0.035     26   0.021   0.045   0.0030   0.076   0.196
    9   0.017   0.15   0.22  0.0062  0.0065   1.10   0.055     11  0.022     47   0.015   0.112   0.335
    10   0.018   0.33   0.55  0.0061  0.0026   1.29   0.040     10  0.031     30   0.148   0.446
    11   0.033   0.09   0.70  0.0075  0.0033   1.20   0.055     11  0.020     52   0.61   0.167   0.469
    12   0.016   0.12   0.60  0.0034  0.0077   1.10   0.040     11  0.033     32   0.020   0.0015   0.129   0.396
    13   0.040   0.11   1.35  0.0042  0.0055   0.45   0.120     16  0.006     45   0.015   0.045   0.0018   0.154   0.385
14 0.049 0.04 0.45 0.0041 0.0067 1.18 0.039 12 0.044 29 0.0011 0.158 0.421
    15   0.028   0.04   1.49  0.0070  0.0050   1.10   0.025     12  0.012     37   0.012   0.060   0.189   0.557
    16   0.027   0.05   0.50  0.0059  0.0055   1.40   0.040     9  0.004     38   0.30   0.167   0.462
    17   0.018   0.05   1.20  0.0084  0.0030   0.70   0.077     26  0.030     33   0.011   0.0015   0.139   0.395
    18   0.032   0.04   0.60  0.0052  0.0025   1.30   0.050     11  0.030     29   0.66   0.012   0.189   0.459
1)PCM＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B
2)CEQ＝C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/4
*B、N以ppm表示
表2
区别 钢                                                                                                           化学成分(质量％)
C Si Mn P S Mo Nb B Al N Ni Cu Cr Ti V Ca REM Mg PCM 1) CEQ 2)
  比较钢 19 0.082 0.10 0.38 0.0040 0.0032 0.80 0.048 10 0.003 42 0.009 0.163 0.350
20 0.004 0.15 0.28 0.0041 0.0025 0.60 0.045 12 0.004 53 0.069 0.207
21 0.015 0.05 1.65 0.0049 0.0040 1.12 0.038 6 0.003 42 0.009 0.177 0.572
22 0.010 0.12 0.90 0.0042 0.0028 0.80 0.039 10 0.004 53 0.55 0.007 0.145 0.475
23 0.019 0.14 0.21 0.0220 0.0050 1.10 0.052 10 0.004 26 0.012 0.050 0.118 0.338
24 0.014 0.20 0.50 0.0082 0.0120 1.30 0.077 18 0.030 33 0.042 0.0016 0.146 0.434
25 0.016 0.12 0.30 0.0039 0.0077 0.25 0.040 11 0.033 32 0.020 0.057 0.134
26 0.014 0.20 0.80 0.0082 0.0030 1.60 0.076 15 0.030 33 0.011 0.044 0.0015 0.179 0.559
27 0.018 0.18 0.60 0.0053 0.0026 1.26 0.024 8 0.008 44 0.008 0.142 0.441
28 0.022 0.14 0.78 0.0061 0.0049 1.06 0.160 8 0.004 24 0.0014 0.140 0.423
29 0.018 0.18 0.72 0.0052 0.0025 1.26 0.033 8 0.008 44 0.008 0.148 0.461
30 0.016 0.08 0.40 0.0034 0.0047 1.01 0.056 10 0.035 26 0.028   0.0020 0.111 0.339
31 0.025 0.10 0.51 0.0040 0.0041 1.12 0.038 3 0.003 42 0.011 0.030 0.133 0.396
32 0.012 0.12 0.33 0.0072 0.0027 0.60 0.080 34 0.035 34 0.32 0.106 0.286
33 0.016 0.08 1.29 0.0036 0.0049 1.01 0.056 10 0.065 26 0.021 0.0016 0.156 0.487
34 0.011 0.14 0.22 0.0042 0.0020 1.10 0.039 12 0.004 53 0.49 0.007 0.131 0.427
35 0.020 0.28 0.64 0.0050 0.0025 1.21 0.050 18 0.030 29 0.40 0.35 0.50 0.012 0.040 0.204 0.554
36 0.016 0.14 0.62 0.0082 0.0051 1.20 0.055 15 0.007 26 0.015 0.059 0.145 0.429
37 0.014 0.16 1.20 0.0083 0.0080 1.18 0.048 9 0.006 36 0.010 0.163 0.518
38 0.014 0.20 1.20 0.0081 0.0080 1.18 0.048 9 0.008 36 0.33 0.169 0.526
39 0.014 0.20 1.20 0.0081 0.0080 1.18 0.048 9 0.006 36 0.33 0.012 0.169 0.526
40 0.008 0.12 0.33 0.0073 0.0042 0.40 0.080 20 0.035 20 0.010 0.065 0.168
41 0.018 0.15 0.55 0.0061 0.0038 1.32 0.055 15 0.004 40 0.012 0.146 0.446
42 0.016 0.08 0.48 0.0052 0.0025 0.90 0.050 11 0.030 29 0.66 0.141 0.324
表3
区别 钢 加热温度(℃) 轧制终止温度(℃) 1000℃以下的累计压下量(％) 加速冷却开始温度(℃)   加速冷却停止温度(℃) 板厚(mm)   显微组织贝氏体比率(％) Ac1温度(℃) 复合碳氮化物量1)×103 BCC相中固溶的元素量2)×103   原γ粒径3)(μm) 不预热的y裂纹试验时有无根部裂纹4)
  本发明钢     1   1150     880     70     -     -     25     45     891     1.35     7.06     55     无裂纹
    2   1200     900     60     -     -     15     62     877     0.57     4.82     72     无裂纹
    3   1100     880     50     850     450     40     41     829     0.82     2.92     45     无裂纹
    4   1150     910     70     -     -     20     40     833     1.03     6.24     56     无裂纹
    5   1100     870     50     -     -     25     59     815     0.62     2.00     88     无裂纹
    6   1100     900     40     880     495     50     46     863     1.00     4.47     43     无裂纹
    7   1100     970     30     820     500     30     63     803     1.40     2.33     51     无裂纹
    8   1100     950     50     820     500     32     44     839     1.06     2.84     66     无裂纹
    9   1150     880     60     -     -     18     50     854     1.12     6.20     55     无裂纹
10 1150 870 70 - - 25 85 815 1.33 7.08 55 无裂纹
    11   1100     1000     30     -     -     30     73     805     2.73     5.90     51     无裂纹
    12   1150     960     65     -     -     20     55     821     1.03     6.24     56     无裂纹
    13   1100     920     50     850     580     50     85     805     1.84     1.92     82     无裂纹
    14   1100     900     50     850     480     40     75     812     4.08     4.93     59     无裂纹
    15   1100     880     60     820     650     65     100     832     0.73     4.85     76     无裂纹
    16   1100     900     60     860     600     32     81     828     2.27     7.22     78     无裂纹
    17   1150     860     60     810     590     28     88     808     1.20     3.96     73     无裂纹
    18   1150     960     50     900     620     45     89     817     2.46     6.65     62     无裂纹
表3续
区别 钢 加热温度(℃) 轧制终止温度(℃) 1000℃以下的累计压下量(％) 加速冷却开始温度(℃) 加速冷却停止温度(℃) 板厚(mm) 显微组织贝氏体比率(％) Ac1温度(℃) 复合碳氮化物量1)×103    BCC相中固溶的元素量2)×103 原γ粒径3)(μm) 不预热的y裂纹试验时有无根部裂纹4)
  比较钢     19   1150     950     60     -     -     18     100     810     0.63     68     无裂纹
    20   1150     925     50     -     -     15     25     834     0.45     3.49     52     无裂纹
    21   1150     940     50     -     -     20     100     774     0.78     6.39     87     无裂纹
    22   1150     900     35     -     -     25     45     805     0.56     4.62     48     无裂纹
    23   1100     875     40     820     550     40     52     842     1.11     2.29     55     无裂纹
    24   1100     920     50     -     -     27     64     810     1.18     7.47     83     无裂纹
    25   1050     915     50     -     -     16     58     837     0.74     1.41     52     无裂纹
    26   1050     960     60     -     -     15     100     812     1.14     9.26     62     有裂纹
    27   1100     950     50     -     -     22     52     823     1.19     6.87     74     无裂纹
    28   1100     920     50     -     -     25     66     812     2.50     6.21     84     无裂纹
29 1150 930 60 880 550 25 70 809 1.19 6.94 135 无裂纹
    30   1150     925     60     880     500     45     54     816     1.23     5.81     42     无裂纹
    31   1100     940     60     -     -     18     15     802     1.69     5.88     64     无裂纹
32 1150 970 60 - - 16 69 828 1.04 3.46 58 无裂纹
    33   1100     890     60     -     -     16     55     808     1.15     5.79     72     无裂纹
    34   1200     915     55     900     585     50     52     858     0.65     6.34     81     无裂纹
    35   1100     920     60     880     550     35     48     834     1.38     6.69     67     有裂纹
    36   980     880     50     850     550     25     58     807     1.13     6.84     58     无裂纹
    37   1280     995     40     -     -     25     70     812     0.88     6.74     124     无裂纹
    38   1200     980     25     -     -     16     68     808     0.90     6.73     145     无裂纹
    39   1100     830     70     -     -     16     62     815     0.91     6.74     53     无裂纹
    40   1250     960     50     -     -     25     100     824     0.79     2.33     162     无裂纹
    41   1150     960     60     850     600     70     15     807     1.24     7.42     86     无裂纹
    42   1100     900     60     790     445     40     10     825     0.92     5.09     91     无裂纹
1)700℃的相摩尔分数热力学计算值
2)700℃的摩尔分数热力学计算值
3)钢板的最终轧制方向的板厚断面方向1/4位置的原奥氏体平均等价圆粒径。
4)JIS Z 3158：斜y型焊接裂纹试验。
表4
区别 钢          常温强度 VTrs(℃)      700℃      800℃ 再现HAZ韧性vEO 5)(J)
屈服强度1)(MPa) 抗拉强度2)(MPa) 屈服比(％) 屈服强度(MPa) 实际YS比3)(％) 屈服强度(MPa) 实际YS比3)(％)
本发明钢   1  366  499  73 -51  236  64  85  23  220
  2  409  530  77 -40  267  65  94  23  210
  3  353  489  72 -32  232  66  86  24  199
  4  348  486  72 -35  225  65  81  23  187
  5  408  530  77 -37  263  64  93  23  225
  6  362  496  73 -40  237  65  85  24  218
  7  421  539  78 -35  274  65  97  23  155
  8  357  492  73 -41  233  65  84  24  230
  9  375  506  74 -33  246  65  88  24  224
  10  516  699  74 -51  337  65  135  26  250
  11  521  689  76 -45  374  72  137  26  205
  12  468  686  68 -45  325  69  121  26  227
  13  535  723  74 -42  327  61  121  23  238
  14  483  729  66 -40  335  69  124  26  241
  15  551  680  81 -42  377  68  136  25  254
  16  492  703  70 -43  346  70  128  26  271
  17  524  721  73 -46  386  74  143  27  242
  18  506  699  72 -52  343  68  128  25  227
表4续
  区别 钢           常温强度 VTrs(℃)        700℃     800℃ 再现HAZ韧性vEO 5)(J)
屈服强度1)(MPa) 抗拉强度2)(MPa) 屈服比(％) 屈服强度(MPa) 实际YS比3)(％) 屈服强度(MPa) 实际YS比3)(％)
  比较钢     19  516  610  85 -30  180  35  65  13  198
    20  304  453  67 -41  128  42  44  14  210
    21  621  755  82 -35  272  44  89  14  188
    22  320  465  69 -28  201  63  84  26  225
    23  380  509  75 -1  249  68  89  23  18
    24  420  539  78 -5  278  66  101  24  22
    25  402  525  77 -34  181  45  62  15  165
    26  554  670  83 -45  351  63  123  22  25
    27  383  511  75 -30  168  44  52  14  217
    28  424  542  78 -25  281  66  101  24  25
29 438 552 79 -40 245 56 82 19 22
    30  388  515  75 -2  253  65  90  23  21
    31  276  433  64 -21  175  63  66  24  188
    32  437  551  79 -6  288  66  103  24  15
    33  390  517  76 -1  255  65  91  23  38
    34  379  508  75 -25  248  65  88  23  21
    35  373  504  74 -28  243  65  88  24  42
    36  398  523  76 -41  172  43  54  14  220
    37  435  550  79 -40  285  66  100  23  24
    38  431  547  79 -32  282  65  99  23  22
39 413 533 77 -39 178 43 58 14 215
    40  530  620  85 -45  350  66  122  23  208
    41  326  469  70 -27  215  66  69  21  198
    42  291  444  66 -38  193  66  73  25  206
1)常温屈服强度≥325MPa。
2)常温抗拉强度≥490MPa。
3)700℃的屈服强度与常温的屈服强度的实际比(p)≥45％。
4)800℃的屈服强度与常温的屈服强度的实际比(p)≥16％。
5)PT：1400℃，Δt 8/5＝99S，vEo≥27J。
按照本发明的化学成分和制造方法制造的钢材，其显微组织为铁素体·贝氏体的混合组织或贝氏体的单一组织，是常温强度在490MPa或以上的高强度钢，设钢材温度为T(℃)，则该钢材具有600～800℃的高温/常温应力比(高温屈服应力/常温屈服应力)p满足p≥-0.0029×T+2.48这样的特性，并兼备建筑用耐热钢材的必要特征，是以前没有的全新的钢材。

Claims (14)

1.一种高温强度优异的高强度钢，其特征在于：以质量％计含有C：至少为0.005％且小于0.08％，Si：0.5％或以下，Mn：0.1～1.6％，P：0.02％或以下，S：0.01％或以下，Mo：0.1～1.5％，Nb：0.03～0.3％，Ti：0.025％或以下，B：0.0005～0.003％，Al：0.06％或以下，N：0.006％或以下，余量为Fe与不可避免的杂质。
2.按照权利要求1所述的高温强度优异的高强度钢，其特征在于：所述钢由常温时的屈服应力对高温时的屈服应力进行无量纲化处理的应力降低率p在钢材温度T为600～800℃的范围内，满足p≥-0.0029×T+2.80。
3.按照权利要求1所述的高温强度优异的高强度钢，其特征在于：所述钢在相当于火灾的高温加热时，在常温为贝氏体单一组织或铁素体与贝氏体的混合组织；在相当于火灾的高温加热时，逆相变成奥氏体的温度Ac1超过800℃；且由常温时的屈服应力对高温时的屈服应力进行无量纲化处理的应力降低率p在钢材温度T为600～800℃的范围内，满足p≥-0.0029×T+2.80。
4.按照权利要求1所述的高温强度优异的高强度钢，其特征在于：所述钢具有在600～800℃的高温区域，由常温时的屈服应力对高温时的屈服应力进行无量纲化处理的应力降低率p在钢材温度T为600～800℃的范围内，满足p≥-0.0029×T+2.80的强度；且在相当于火灾的高温加热时，在常温为贝氏体单一组织或铁素体与贝氏体的混合组织是逆相变成奥氏体的温度Ac1超过800℃的组织；而且上述贝氏体单一组织或铁素体与贝氏体的混合组织中热力学稳定的碳氮化析出相保持在5×10-4摩尔分数或以上；同时在铁素体组织中固溶的Mo、Nb、Ti的总量为1×10-3摩尔浓度或以上。
5.按照权利要求1所述的高温强度优异的高强度钢，其特征在于：所述钢具有在600～800℃的高温区域，由常温时的屈服应力对高温时的屈服应力进行无量纲化处理的应力降低率p在钢材温度T为600～800℃的范围内，满足p≥-0.0029×T+2.80的强度；且在相当于火灾的高温加热时，在常温为贝氏体单一组织或铁素体与贝氏体的混合组织是逆相变成奥氏体的温度Ac1超过800℃的组织；而且原奥氏体晶粒的平均等价圆粒径在120μm或以下；而且上述贝氏体单一组织或铁素体与贝氏体的混合组织中热力学稳定的碳氮化析出相保持在5×10-4摩尔分数或以上；同时在铁素体组织中固溶的Mo、Nb、Ti的总量在1×10-3摩尔浓度或以上。
6.按照权利要求1～5任一项所述的高温强度优异的高强度钢，其特征在于：所述钢以PCM＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B定义的焊接裂纹敏感性组成PCM为0.20％或以下。
7.按照权利要求1～6任一项所述的高温强度优异的高强度钢，其特征在于：所述钢以质量％计还含有Ni：0.05～1.0％，Cu：0.05～1.0％，Cr：0.05～1.0％，V：0.01～0.1％的一种、二种或以上。
8.按照权利要求1～7任一项所述的高温强度优异的高强度钢，其特征在于：所述钢以质量％计还含有Ni：0.05～1.0％，Cu：0.05～1.0％，Cr：0.05～1.0％，V：0.01～0.1％的一种、二种或以上；而且含有Ca：0.0005～0.004％，REM：0.0005～0.004％，Mg：0.0001～0.006％的一种、二种或以上。
9.按照权利要求7或8所述的高温强度优异的高强度钢，其特征在于：所述钢具有在600～800℃的高温区域，由常温时的屈服应力对高温时的屈服应力进行无量纲化处理的应力降低率p在钢材温度T为600～800℃的范围内，满足p≥-0.0033×T+2.80的强度；且在相当于火灾的高温加热时，在常温为贝氏体单一组织或铁素体与贝氏体的混合组织是逆相变成奥氏体的温度Ac1超过800℃的组织；而且原奥氏体晶粒的平均等价圆粒径在120μm或以下；而且上述贝氏体单一组织或铁素体与贝氏体的混合组织中热力学稳定的碳氮化析出相保持在5×10-4摩尔分数或以上；同时在铁素体组织中固溶的Mo、Nb、Ti的总量在1×10-3摩尔浓度或以上。
10.一种高温强度优异的高强度钢的制造方法，其特征在于：将具有权利要求1～9任一项所述的钢成分组成的铸坯或钢坯在1100～1250℃的温度区域再加热后，将1100℃或以下的累计压下量设定为30％或以上，并且在850℃或以上的温度热轧，热轧终止后从800℃或以上的温度区域以0.3Ks-1或以上的冷却速度冷却到650℃或以下的温度区域，使钢的显微组织为贝氏体单一组织，或铁素体与贝氏体的混合组织。
11.一种高温强度优异的高强度钢，其特征在于：以质量％计含有C：至少为0.005％且小于0.08％，Si：0.5％或以下，Mn：0.1～1.6％，P：0.02％或以下，S：0.01％或以下，Mo：0.1～1.5％，Nb：0.03～0.3％，Ti：0.025％或以下，B：0.0005～0.003％，Al：0.06％或以下，N：0.006％或以下，余量为Fe与不可避免的杂质；且在相当火灾的高温加热时，常温贝氏体比率为20～95％的铁素体与贝氏体的混合组织为逆相变成奥氏体的温度Ac1超过800℃的组织，且具有低屈服比。
12.按照权利要求11所述的高温强度优异的高强度钢，其特征在于所述钢以质量％计还含有Ni：0.05～1.0％，Cu：0.05～1.0％，Cr：0.05～1.0％，V：0.01～0.1％的一种、二种或以上。
13.按照权利要求11或12所述的高温强度优异的高强度钢，其特征在于：所述钢以质量％计还含有Ni：0.05～1.0％，Cu：0.05～1.0％，Cr：0.05～1.0％，V：0.01～0.1％的一种、二种或以上，而且含有Ca：0.0005～0.004％，REM：0.0005～0.004％，Mg：0.0001～0.006％的一种、二种或以上。
14.一种高温强度优异的高强度钢的制造方法，其特征在于：将具有权利要求11～13任一项所述的钢成分组成的铸坯或钢坯在1100～1250℃的温度区域再加热后，将1100℃或以下的累计压下量设定为30％或以上，并且在850℃或以上的温度热轧，热轧终止后从800℃或以上的温度区域以0.3Ks-1或以上的冷却速度冷却到650℃或以下的温度区域，钢的显微组织为贝氏体单一组织，或铁素体与贝氏体的混合组织；且在相当于火灾的高温加热时，常温贝氏体比率为20～95％的铁素体与贝氏体的混合组织为逆相变成奥氏体的温度Ac1超过800℃的组织，且具有低屈服比。
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Cited By (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN100584983C (zh) * 2006-09-27 2010-01-27 宝山钢铁股份有限公司 冷轧高强度双相带钢及其制造工艺
CN101285153B (zh) * 2008-05-09 2010-06-09 攀钢集团成都钢铁有限责任公司 一种耐火钢、耐火无缝钢管及其生产方法
CN101868560B (zh) * 2007-11-22 2012-07-18 Posco公司 具有优良低温韧性的高强度且低屈强比的结构用钢
TWI391499B (zh) * 2007-07-27 2013-04-01 Jfe Steel Corp 船舶用熱軋型鋼及其製造方法
TWI460285B (zh) * 2007-09-25 2014-11-11 Jfe Steel Corp 原油槽用熱軋型鋼及其製造方法
CN105683402A (zh) * 2013-10-29 2016-06-15 杰富意钢铁株式会社 高强度热轧钢板及其制造方法
CN110846594A (zh) * 2019-11-28 2020-02-28 钢铁研究总院 一种含铜超低碳贝氏体钢及其制备方法
CN112553526A (zh) * 2020-11-20 2021-03-26 林州凤宝管业有限公司 一种960MPa级超高强度结构钢、钢管及其制造方法和应用

Families Citing this family (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4954507B2 (ja) * 2004-07-28 2012-06-20 新日本製鐵株式会社 耐火性に優れたｈ形鋼およびその製造方法
DE602004027147D1 (de) * 2004-11-24 2010-06-24 Giovanni Arvedi Streifen des warm gewalzten Mikro-legierten Stahls für das Erhalten der fertigen Stücke durch die betätigende und scherende Kälte
JP4226626B2 (ja) 2005-11-09 2009-02-18 新日本製鐵株式会社 音響異方性が小さく溶接性に優れる、板厚中心部も含めて降伏応力４５０ＭＰａ以上かつ引張強さ５７０ＭＰａ以上の高張力鋼板およびその製造方法
JP5079793B2 (ja) 2007-04-06 2012-11-21 新日本製鐵株式会社 高温特性と靭性に優れた鋼材及びその製造方法
CN102400049B (zh) * 2010-09-07 2014-03-12 鞍钢股份有限公司 一种490级别建筑结构用耐火钢板及其制造方法
JP5594438B2 (ja) * 2011-11-08 2014-09-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高張力熱延めっき鋼板およびその製造方法
CN103741079A (zh) * 2014-01-09 2014-04-23 鞍钢股份有限公司 一种超高强度海洋工程用钢板及其生产方法
CN112941405B (zh) * 2021-01-26 2022-04-19 南京钢铁股份有限公司 一种高韧性耐热船用球扁钢及其制备方法

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH05339674A (ja) * 1992-06-08 1993-12-21 Kobe Steel Ltd 耐溶接割れ性に優れた低炭素０．５％Ｍｏ鋼板
JP3397271B2 (ja) * 1995-04-14 2003-04-14 新日本製鐵株式会社 耐火用圧延形鋼およびその製造方法
JPH09209077A (ja) * 1996-01-30 1997-08-12 Nippon Steel Corp 高温耐火鋼材及びその製造方法
JP3684031B2 (ja) * 1996-06-18 2005-08-17 新日本製鐵株式会社 耐火性の優れた建築用鋼ならびにその製造方法
JPH10259448A (ja) * 1997-03-21 1998-09-29 Kobe Steel Ltd 静的吸収エネルギー及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板並びにその製造方法
JP2002012939A (ja) * 2000-04-27 2002-01-15 Nippon Steel Corp 高温強度に優れた高張力鋼およびその製造方法
JP4309561B2 (ja) * 2000-06-20 2009-08-05 新日本製鐵株式会社 高温強度に優れた高張力鋼板およびその製造方法

Cited By (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN100584983C (zh) * 2006-09-27 2010-01-27 宝山钢铁股份有限公司 冷轧高强度双相带钢及其制造工艺
TWI391499B (zh) * 2007-07-27 2013-04-01 Jfe Steel Corp 船舶用熱軋型鋼及其製造方法
TWI460285B (zh) * 2007-09-25 2014-11-11 Jfe Steel Corp 原油槽用熱軋型鋼及其製造方法
CN101868560B (zh) * 2007-11-22 2012-07-18 Posco公司 具有优良低温韧性的高强度且低屈强比的结构用钢
CN101285153B (zh) * 2008-05-09 2010-06-09 攀钢集团成都钢铁有限责任公司 一种耐火钢、耐火无缝钢管及其生产方法
CN105683402A (zh) * 2013-10-29 2016-06-15 杰富意钢铁株式会社 高强度热轧钢板及其制造方法
CN105683402B (zh) * 2013-10-29 2018-08-07 杰富意钢铁株式会社 高强度热轧钢板及其制造方法
CN110846594A (zh) * 2019-11-28 2020-02-28 钢铁研究总院 一种含铜超低碳贝氏体钢及其制备方法
CN112553526A (zh) * 2020-11-20 2021-03-26 林州凤宝管业有限公司 一种960MPa级超高强度结构钢、钢管及其制造方法和应用
CN112553526B (zh) * 2020-11-20 2022-04-22 林州凤宝管业有限公司 一种960MPa级超高强度结构钢、钢管及其制造方法和应用

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