JP5849846B2 - Refractory steel and manufacturing method thereof - Google Patents
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Description
本発明は、建築物等の鋼構造物に好適な、耐火鋼材及びその製造方法に関する。 The present invention relates to a refractory steel material suitable for steel structures such as buildings and a method for producing the same.
建築物等の鋼構造物には、火災に曝された際、倒壊を防ぎ、居住する人員の脱出を可能とするために、一定時間、必要とする強度を発揮することが求められる。一般に、鋼材は高温に曝されると強度が低下するため、従来は、鋼材を耐火被覆で覆い、火災時の鋼材の温度上昇を抑制する手法が採られてきた。しかし、昭和62年3月の新耐火設計法の制定に伴い、耐火被覆を簡略化又は削減するために、600℃における高温強度が高い鋼材が使用されるようになった。 Steel structures such as buildings are required to exhibit the required strength for a certain period of time in order to prevent collapse and allow occupants to escape when exposed to fire. In general, since strength of steel materials decreases when exposed to high temperatures, conventionally, a method has been employed in which steel materials are covered with a fireproof coating to suppress the temperature rise of the steel materials during a fire. However, with the establishment of the new fireproof design law in March 1987, steel materials with high high-temperature strength at 600 ° C. have been used in order to simplify or reduce the fireproof coating.
従来の高温強度を備える鋼材、いわゆる耐火鋼材は、析出強化によって高温強度を上昇させるMoを積極的に添加したものであった。しかし、Moは価格が変動し易く、高騰した際にはコストが増加するため、必ずしもMo添加に頼らない合金設計に基づく技術が提案されている(例えば、特許文献1、参照)。また、合金成分の添加に依らずに、高温強度を上昇させる方法としては、鋼材の製造時に加速冷却を用いる方法が提案されている(例えば、特許文献2、参照)。 Conventional steel materials having high-temperature strength, so-called refractory steel materials, were positively added with Mo that increases high-temperature strength by precipitation strengthening. However, since the price of Mo is likely to fluctuate and the cost increases when the price rises, a technique based on an alloy design that does not necessarily depend on the addition of Mo has been proposed (see, for example, Patent Document 1). Further, as a method for increasing the high-temperature strength without depending on the addition of alloy components, a method using accelerated cooling at the time of manufacturing a steel material has been proposed (for example, see Patent Document 2).
更に、鋼構造物が火災に曝された際、溶接継手の溶接熱影響部(Heat Affected Zone:以下、HAZと称することがある)が変形に追随できずに破断する例がある。HAZが高温に曝された際の変形能の劣化(以下、HAZの再熱脆化と称することがある)は、特に、MoやBを添加した鋼では顕著になる場合がある。そのため、Nbの固溶強化によって高温強度を高め、Mo、Bの添加を抑制した鋼が提案されている(例えば、特許文献3、4、参照)。また、HAZの再熱脆化の抑制のためにCrを添加した耐火鋼材が提案されている(例えば、特許文献5)。 Furthermore, when a steel structure is exposed to a fire, there is an example in which a weld heat affected zone (hereinafter referred to as “HAZ”) of a welded joint does not follow the deformation and breaks. Degradation of deformability when HAZ is exposed to high temperatures (hereinafter, sometimes referred to as HAZ reheat embrittlement) may be particularly noticeable in steels to which Mo or B is added. For this reason, steel has been proposed in which the high-temperature strength is increased by solid solution strengthening of Nb and the addition of Mo and B is suppressed (see, for example, Patent Documents 3 and 4). In addition, a refractory steel material to which Cr is added for suppressing reheating embrittlement of HAZ has been proposed (for example, Patent Document 5).
近年、建築物は、大規模化し、高層化しつつあり、溶接構造物の大型化に伴い、鋼材の厚みが増加し、また、溶接の効率を高めるために、大入熱溶接の採用が増加している。大入熱溶接では、溶接時のHAZの温度が上昇し、冷却速度が低下するため、旧オーステナイト(以下、旧γと称することがある)の粒径の粗大化や、HAZの旧γ粒界への炭化物などの析出が促進される。特に、高温強度を高めるためにMo、Bなどを添加した場合、HAZに炭窒化物が生じて、HAZの再熱脆化や靭性の低下が顕著になる。 In recent years, buildings have become larger and taller, and with the increase in the size of welded structures, the thickness of steel materials has increased, and in order to increase the efficiency of welding, the adoption of high heat input welding has increased. ing. In high heat input welding, the HAZ temperature during welding rises and the cooling rate decreases, so the coarsening of the grain size of prior austenite (hereinafter sometimes referred to as former γ) and the former γ grain boundary of HAZ Precipitation of carbide and the like on the surface is promoted. In particular, when Mo, B, or the like is added to increase the high-temperature strength, carbonitrides are generated in the HAZ, and the HAZ reheat embrittlement and the toughness decrease become significant.
本発明は、このような実情に鑑みてなされたものであり、合金元素を多量に添加することなく、鋼材の高温強度を向上させ、大入熱の溶接が施された場合であっても、HAZの耐再熱脆化性及び靭性に優れた耐火鋼材、並びにその製造方法の提供を課題とするものである。 The present invention has been made in view of such a situation, without adding a large amount of alloying elements, to improve the high-temperature strength of the steel material, even when high heat input welding is performed, An object of the present invention is to provide a fire-resistant steel material excellent in reheat embrittlement resistance and toughness of HAZ, and a production method thereof.
本発明者らは、従来、高温強度を確保するために積極的に用いられたMo、Bを添加せず、大入熱HAZの再熱脆化を防ぎ、靭性を確保し、かつ高温強度を確保するための化学成分と製造条件について検討を重ねた。その結果、C、Si、Mn、Ti、Al、Nの含有量の制限及び加速冷却条件の最適化により、室温での引張り強さが400〜510MPaで、高温強度が157MPa以上の耐火鋼材を安定的に製造できることを見出した。また、Mo、Bを添加せず、C量を低く抑えることにより、極めて高い水準の耐再熱脆化性を実現している。 The present inventors have conventionally added Mo and B that have been actively used to ensure high temperature strength, prevent reheat embrittlement of high heat input HAZ, ensure toughness, and provide high temperature strength. The chemical composition and production conditions to ensure were repeated. As a result, by limiting the content of C, Si, Mn, Ti, Al, and N and optimizing accelerated cooling conditions, stable refractory steel materials with a tensile strength at room temperature of 400-510 MPa and a high-temperature strength of 157 MPa or more. It was found that it can be manufactured. In addition, an extremely high level of reheat embrittlement resistance is realized by keeping the amount of C low without adding Mo or B.
本発明の要旨は、以下のとおりである。
(1) 質量%で、
C :0.001〜0.030%、
Si:0.01〜0.50%、
Mn:0.50〜1.50%、
Ti:0.005〜0.030%、
Al:0.005〜0.100%、
N :0.0010〜0.0100%
を含有し、更に、P、S、Oの各々の含有量を、
P :0.030%以下、
S :0.020%以下、
O :0.010%以下
に制限し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、
金属組織が、面積率で50%以上の擬ポリゴナルフェライト及び面積率で40%以下のポリゴナルフェライトを含み、前記擬ポリゴナルフェライトの面積率と前記ポリゴナルフェライトの面積率の合計が90%以上であることを特徴とする耐火鋼材。
(2) 更に、質量%で、
Nb:0.030%以下、
V :0.30%以下、
Zr:0.010%以下、
Cr:0.50%以下、
W :0.50%以下、
Cu:0.50%以下、
Ni:0.50%以下
の1種又は2種以上を含有することを特徴とする上記(1)に記載の耐火鋼材。
(3) 更に、質量%で、
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
の1種又は2種以上を含有することを特徴とする上記(1)又は(2)に記載の耐火鋼材。
(4) 上記(1)〜(3)の何れか1項に記載の耐火鋼材の製造方法であって、上記(1)〜(3)の何れか1項に記載の鋼成分を有する鋼片を、1000〜1300℃の温度に加熱した後、800〜1000℃の温度範囲での圧下比を20%以上として熱間圧延を行い、800℃以上で熱間圧延を終了し、その後、620℃以下の温度域まで加速冷却することを特徴とする耐火鋼材の製造方法。
The gist of the present invention is as follows.
(1) In mass%,
C: 0.001 to 0.030%,
Si: 0.01 to 0.50%,
Mn: 0.50 to 1.50%,
Ti: 0.005 to 0.030%,
Al: 0.005 to 0.100%,
N: 0.0010 to 0.0100%
In addition, the content of each of P, S, O is
P: 0.030% or less,
S: 0.020% or less,
O: limited to 0.010% or less, the balance consisting of Fe and inevitable impurities,
The metal structure includes pseudo-polygonal ferrite having an area ratio of 50% or more and polygonal ferrite having an area ratio of 40% or less, and the total of the area ratio of the pseudo-polygonal ferrite and the area ratio of the polygonal ferrite is 90%. A refractory steel material characterized by the above.
(2) Furthermore, in mass%,
Nb: 0.030% or less,
V: 0.30% or less,
Zr: 0.010% or less,
Cr: 0.50% or less,
W: 0.50% or less,
Cu: 0.50% or less,
Ni: 0.51% or less of 1 type or 2 types or more are contained, The fireproof steel materials as described in said (1) characterized by the above-mentioned.
(3) Furthermore, in mass%,
Mg: 0.005% or less,
Ca: 0.005% or less,
Y: 0.050% or less,
La: 0.050% or less,
Ce: The refractory steel material according to (1) or (2) above, containing one or more of 0.050% or less.
(4) A method for producing a refractory steel material according to any one of (1) to (3) above , wherein the steel slab has the steel component according to any one of (1) to (3) above. Is heated to 1000 to 1300 ° C., then hot-rolled at a rolling ratio in the temperature range of 800 to 1000 ° C. of 20% or more, and the hot rolling is finished at 800 ° C. or more, and then 620 ° C. A method for producing a refractory steel material, characterized by accelerated cooling to the following temperature range.
本発明の耐火鋼材は、室温での引張強度が400〜510MPaであり、600℃における降伏強度が157MPaであり、HAZの600℃破断絞り値が50%以上であって、耐再熱脆化性に優れる。特に、入熱10kJ/mmの溶接によるHAZにおいても靭性が確保される。したがって、本発明によれば、建築設計における要求確保及び火災における充分な安全裕度を得ることができる、建築用途に好適な耐火鋼材及びその製造方法の提供が可能になり、産業上の貢献が極めて顕著である。 The refractory steel material of the present invention has a tensile strength at room temperature of 400 to 510 MPa, a yield strength at 600 ° C. of 157 MPa, a HAZ 600 ° C. squeeze drawing value of 50% or more, and resistance to reheat embrittlement. Excellent. In particular, toughness is ensured even in HAZ by welding with a heat input of 10 kJ / mm. Therefore, according to the present invention, it is possible to provide a fire-resistant steel material suitable for architectural use and a method for manufacturing the same, which can ensure the requirements in building design and have a sufficient safety margin in a fire, and contribute industrially. Extremely prominent.
従来、加速冷却は、室温での強度を上昇させるために採用されることが多く、例えば、室温での引張強さが500MPa以上の厚鋼板やH形鋼の製造に適用されていた。しかし、加速冷却を適用しなくても、室温での引張り強さが400〜500MPaの厚鋼板の製造は可能であり、鋼板の形状不良や残留応力を生じさせ、また、製造工程の負荷低減の観点から、加速冷却は避けられる傾向にあった。 Conventionally, accelerated cooling is often employed to increase the strength at room temperature, and has been applied, for example, to the manufacture of thick steel plates and H-section steels having a tensile strength at room temperature of 500 MPa or more. However, even if accelerated cooling is not applied, it is possible to produce a thick steel plate having a tensile strength of 400 to 500 MPa at room temperature, resulting in poor shape and residual stress of the steel plate, and reducing the load of the production process. From the viewpoint, accelerated cooling tended to be avoided.
しかし、合金元素を多量に添加することなく鋼材の高温強度を高めるためには、熱間圧延後に加速冷却を行い、転位密度が高い組織とすることが好ましいと考えられる。そこで、発明者らは、室温強度が400〜500MPaの範囲にある種々の鋼材の高温強度を調査した。その結果、加速冷却を適用して製造した鋼と、空冷によって製造した鋼とを比較すると、高温強度に著しい差が認められる場合があることを実験により見出した。即ち、適正な条件で加速冷却を行って製造された鋼材は、加速冷却を適用しない鋼に比べて、室温強度が同程度であっても、高い高温強度が得られることがわかった。 However, in order to increase the high-temperature strength of the steel material without adding a large amount of alloy elements, it is considered preferable to perform accelerated cooling after hot rolling to obtain a structure with a high dislocation density. Therefore, the inventors investigated the high temperature strength of various steel materials having a room temperature strength in the range of 400 to 500 MPa. As a result, it has been found through experiments that a significant difference in high-temperature strength may be observed when steel manufactured by applying accelerated cooling is compared with steel manufactured by air cooling. That is, it was found that a steel material manufactured by performing accelerated cooling under appropriate conditions can obtain high high-temperature strength even when the room temperature strength is comparable to that of steel to which accelerated cooling is not applied.
本発明者らは、加速冷却の適用の有無によって高温強度に差が生じる原因について検討を行った。その結果、加速冷却を適用し、高い高温強度が得られる鋼材は、金属組織が擬ポリゴナルフェライト主体になっているという知見を得た。しかし、加速冷却を適用した場合であっても、加速冷却の停止温度が高い場合や合金元素の選択が適切でない場合は、ポリゴナルフェライト主体の金属組織となり、高い高温強度が得られないこともわかった。 The present inventors have examined the cause of the difference in high-temperature strength depending on whether or not accelerated cooling is applied. As a result, it has been found that steel materials that can obtain high-temperature strength by applying accelerated cooling have a metal structure mainly composed of pseudopolygonal ferrite. However, even when accelerated cooling is applied, if the stop temperature of accelerated cooling is high or the selection of alloy elements is not appropriate, it becomes a metal structure mainly composed of polygonal ferrite, and high high-temperature strength may not be obtained. all right.
光学顕微鏡で観察した擬ポリゴナルフェライトの一例の模式図および写真を図1および図3に、ポリゴナルフェライトの一例の模式図および写真を図2および図4に、それぞれ示す。図1〜図4に示したように、擬ポリゴナルフェライトの結晶粒の形状は、ポリゴナルフェライトに比べて角張っている。また、本発明の耐火鋼材をX線回折法で解析した結果、フェライトの回折ピークの半価幅が大きく、転位密度が高いことがわかった。擬ポリゴナルフェライト、ポリゴナルフェライトの残部は、アシキュラーフェライト、ベイナイト、マルテンサイト及び残留オーステナイトの1種又は2種以上である。 FIGS. 1 and 3 show schematic diagrams and photographs of examples of pseudo-polygonal ferrite observed with an optical microscope, and FIGS. 2 and 4 show schematic diagrams and photographs of examples of polygonal ferrite, respectively. As shown in FIGS. 1 to 4, the shape of the crystal grains of the pseudo-polygonal ferrite is more angular than that of the polygonal ferrite. Moreover, as a result of analyzing the refractory steel material of the present invention by the X-ray diffraction method, it was found that the half-value width of the diffraction peak of ferrite was large and the dislocation density was high. The balance of pseudopolygonal ferrite and polygonal ferrite is one or more of acicular ferrite, bainite, martensite and retained austenite.
更に、本発明者らは、耐火鋼の各種合金元素がHAZの再熱脆化に与える影響について、実験と解析を通じて詳細に検討した。具体的には、まず、C:0.001〜0.070%、Si:0.01〜0.80%、Mn:0.50〜2.00%、N:0.0010〜0.0100%、Ti:0.003〜0.035%、Al:0.005〜0.10%、を含有し、残部がFeからなる種々の成分組成を有する鋼材を製造した。 Furthermore, the present inventors have examined in detail, through experiments and analyses, the effects of various alloy elements of refractory steel on the reheat embrittlement of HAZ. Specifically, first, C: 0.001 to 0.070%, Si: 0.01 to 0.80%, Mn: 0.50 to 2.00%, N: 0.0010 to 0.0100% , Ti: 0.003 to 0.035%, Al: 0.005 to 0.10%, and steel materials having various component compositions with the balance being Fe were manufactured.
次に、得られた鋼材から試験片を採取し、入熱10kJ/mmの溶接を想定した熱サイクルを付与した。入熱10kJ/mmの溶接を想定した熱サイクルとは、室温から1400℃まで20℃/sで加熱し、1400℃で2s保持した後、冷却する際に、800℃から500℃までの冷却速度を3℃/sとする熱履歴である。その後、室温から600℃の温度まで60分間で昇温し、600℃で30分保持した後に、600℃に保持したまま応力増加率を1MPa/sとして引張試験を実施し、試験片破断部の絞り値を測定した。絞り値をHAZの再熱脆化の指標とし、50%以上を良好とした。 Next, a test piece was collected from the obtained steel material and applied with a heat cycle assuming welding with a heat input of 10 kJ / mm. A heat cycle assuming welding with a heat input of 10 kJ / mm is a cooling rate from 800 ° C. to 500 ° C. when cooled at 20 ° C./s from room temperature to 1400 ° C., held at 1400 ° C. for 2 s, and then cooled. Is a heat history of 3 ° C./s. Thereafter, the temperature was raised from room temperature to 600 ° C. over 60 minutes, held at 600 ° C. for 30 minutes, and then held at 600 ° C., a tensile test was performed with a stress increase rate of 1 MPa / s, The aperture value was measured. The aperture value was used as an index of HAZ reheat embrittlement, and 50% or more was considered good.
その結果、C量を0.03%以下に制限すれば、炭化物の形成が抑制され、HAZの耐再熱脆化性が著しく向上することがわかった。また、Siは、HAZへの硬質の脆化相の生成を促進し、Mnは粒界に偏析するため、Si量を0.50%以下、Mn量を1.50%以下にすれば、HAZの耐再熱脆化性の劣化を抑制することができるという知見を得た。更に、TiはC、Nの固定に有効であり、0.005〜0.030%の添加によって粒界への炭化物及び窒化物の析出が抑制され、耐再熱脆化性が改善されることがわかった。 As a result, it was found that if the C content is limited to 0.03% or less, the formation of carbide is suppressed and the reheat embrittlement resistance of HAZ is remarkably improved. Further, since Si promotes the formation of a hard embrittlement phase in HAZ, and Mn segregates at the grain boundary, if the Si content is 0.50% or less and the Mn content is 1.50% or less, HAZ It was found that the deterioration of reheat embrittlement resistance can be suppressed. Furthermore, Ti is effective for fixing C and N, and the addition of 0.005 to 0.030% suppresses the precipitation of carbides and nitrides at the grain boundaries and improves reheat embrittlement resistance. I understood.
以下、本発明について詳細に説明する。 Hereinafter, the present invention will be described in detail.
まず、本発明の耐火鋼の化学成分について説明する。なお、以下の説明において、各元素の含有量は全て質量%で表す。 First, the chemical components of the refractory steel of the present invention will be described. In the following description, the content of each element is expressed in mass%.
C:0.001〜0.030%
Cは、鋼材の焼入れ性向上に有効な元素であり、擬ポリゴナルフェライトを主体とする金属組織を得るため、0.001%以上を添加する。焼入れ性を高めて高温強度を上昇させるためには、0.005%以上のCを添加することが好ましく、0.010%以上とすることがより好ましく、更には、0.015%以上とすることが好ましい。高温強度の向上が重要である場合は、C量を0.020%以上とすることが更に好ましい。一方、0.030%を超えてCを添加すると、大入熱溶接の際のHAZにおいて、多くのマルテンサイト−オーステナイト混合組織(以下、MA相と称することがある)や、炭化物が生成し、HAZの靭性を低下させ、再熱脆化を招く場合がある。したがって、C量の上限を0.030%以下とする。より好ましいC量の上限は0.025%以下である。
C: 0.001 to 0.030%
C is an element effective for improving the hardenability of the steel material, and 0.001% or more is added to obtain a metal structure mainly composed of pseudopolygonal ferrite. In order to increase the hardenability and increase the high temperature strength, it is preferable to add 0.005% or more of C, more preferably 0.010% or more, and more preferably 0.015% or more. It is preferable. When improvement in high temperature strength is important, the C content is more preferably 0.020% or more. On the other hand, when C is added over 0.030%, in the HAZ during high heat input welding, a lot of martensite-austenite mixed structure (hereinafter sometimes referred to as MA phase) and carbides are generated. It may reduce the toughness of the HAZ and cause reheat embrittlement. Therefore, the upper limit of the C amount is 0.030% or less. A more preferable upper limit of the amount of C is 0.025% or less.
Si:0.01〜0.50%
Siは、脱酸元素であるとともに、焼入れ性の向上にも寄与する元素であり、0.01%以上を添加する。強度を高めるには、0.05%以上のSiを添加することが好ましく、0.10%以上とすることがより好ましい。一方、Siも、大入熱溶接の際のHAZのMA相の生成を促進させる元素であり、耐再熱脆化特性及び靱性を確保するために、上限を0.50%以下にすることが必要であり、より好ましくは0.40%以下である。HAZの靭性を高めるには、Si量の上限を0.30%以下にすることが好ましい。
Si: 0.01 to 0.50%
Si is a deoxidizing element and also an element contributing to improvement of hardenability, and 0.01% or more is added. In order to increase the strength, 0.05% or more of Si is preferably added, and more preferably 0.10% or more. On the other hand, Si is an element that promotes the formation of the MA phase of HAZ during high heat input welding, and in order to ensure reheat embrittlement resistance and toughness, the upper limit may be made 0.50% or less. Necessary, and more preferably 0.40% or less. In order to increase the toughness of the HAZ, it is preferable to set the upper limit of the Si amount to 0.30% or less.
Mn:0.50〜1.50%
Mnは、焼入性向上に有効であり、擬ポリゴナルフェライトを主体とする金属組織を得るため、0.50%以上を添加する。室温強度及び高温強度を高めるには、0.70%以上のMnを添加することが好ましく、1.00%以上の添加がより好ましい。一方、Mnは、粒界に偏析しHAZの再熱脆化を助長する傾向があることから、上限を1.50%以下とする。より好ましいMnの上限は1.40%である。
Mn: 0.50 to 1.50%
Mn is effective in improving hardenability and is added in an amount of 0.50% or more in order to obtain a metal structure mainly composed of pseudopolygonal ferrite. In order to increase room temperature strength and high temperature strength, it is preferable to add 0.70% or more of Mn, and more preferably 1.00% or more. On the other hand, Mn segregates at grain boundaries and promotes reheating embrittlement of HAZ, so the upper limit is made 1.50% or less. A more preferable upper limit of Mn is 1.40%.
Ti:0.005〜0.030%
Tiは、炭化物及び窒化物として析出し、高温強度の増加に寄与する。また、Tiは、HAZの粒界及び粒内に炭化物及び窒化物を析出し、粒界への粗大な析出物の生成を抑制し、HAZの再熱脆化の抑制に寄与する。これらの効果を得るためには、0.005%以上のTiの添加が必要である。Ti量の好ましい下限は、0.008%以上であり、更に好ましい下限は0.010%である。一方、Tiを、0.030%を超えて添加するとHAZの靭性が低下することから、上限を0.030%に制限した。Ti量の好ましい上限は、0.025%以下である。
Ti: 0.005-0.030%
Ti precipitates as carbides and nitrides and contributes to an increase in high temperature strength. Ti also precipitates carbides and nitrides in the grain boundaries and grains of the HAZ, suppresses the formation of coarse precipitates at the grain boundaries, and contributes to the suppression of reheat embrittlement of the HAZ. In order to obtain these effects, it is necessary to add 0.005% or more of Ti. A preferable lower limit of the Ti amount is 0.008% or more, and a more preferable lower limit is 0.010%. On the other hand, if Ti is added in an amount exceeding 0.030%, the toughness of HAZ decreases, so the upper limit was limited to 0.030%. The upper limit with preferable Ti amount is 0.025% or less.
Al:0.005〜0.100%
Alは、鋼材の脱酸に必要な元素である。溶鋼中の酸素濃度を制御できる効果は、0.005%以上の添加によって得られることから、Alの下限値は0.005%とした。Al量の好ましい下限は0.010%以上であり、より好ましくは0.020%以上であり、更に好ましくは、0.030%以上である。一方、Al含有量が0.100%を超えると、粗大な酸化物クラスターを形成し、鋼材の靱性を損なう場合があることから、上限値を0.100%に規定した。Al量の好ましい上限は、0.070%以下であり、更に好ましい上限は0.050%以下である。
Al: 0.005 to 0.100%
Al is an element necessary for deoxidation of steel materials. Since the effect of controlling the oxygen concentration in the molten steel is obtained by addition of 0.005% or more, the lower limit value of Al is set to 0.005%. The minimum with preferable Al amount is 0.010% or more, More preferably, it is 0.020% or more, More preferably, it is 0.030% or more. On the other hand, when the Al content exceeds 0.100%, coarse oxide clusters are formed, and the toughness of the steel material may be impaired. Therefore, the upper limit is defined as 0.100%. The upper limit with preferable Al amount is 0.070% or less, and a more preferable upper limit is 0.050% or less.
N:0.0010〜0.0100%
Nは、各種合金元素と窒化物を形成して高温強度向上に寄与するため、0.0010%以上を含有させる。N量の好ましい下限は0.0020%以上である。しかし、Nの含有量が過剰になると、HAZの粒界に析出する窒化物が粗大化しHAZの再熱脆化が顕著になるため、上限を0.0100%に制限した。N量の好ましい上限は0.0070%以下であり、より好ましくは0.0060%以下であり、更に好ましくは0.0050%以下である。
N: 0.0010 to 0.0100%
N forms 0.0010% or more in order to form various alloy elements and nitrides and contribute to the improvement of high temperature strength. A preferable lower limit of the N amount is 0.0020% or more. However, if the N content is excessive, the nitride precipitated at the grain boundaries of the HAZ becomes coarse and reheat embrittlement of the HAZ becomes prominent, so the upper limit is limited to 0.0100%. The upper limit with preferable N amount is 0.0070% or less, More preferably, it is 0.0060% or less, More preferably, it is 0.0050% or less.
P:0.030%以下
Pは、不純物であり、鋼材の靭性を低下させ、また、HAZの再熱脆化を助長することから、含有量の上限を0.030%以下に制限する。P量の好ましい上限は0.020%以下である。P量の下限は規定しないが、コストの上昇を抑制するため、0.001%以上とすることが好ましい。
P: 0.030% or less P is an impurity, lowers the toughness of the steel material, and promotes reheat embrittlement of the HAZ. Therefore, the upper limit of the content is limited to 0.030% or less. The upper limit with the preferable amount of P is 0.020% or less. The lower limit of the amount of P is not specified, but is preferably 0.001% or more in order to suppress an increase in cost.
S:0.0200%以下
Sも不純物であり、粗大なMnSが生成すると、鋼材の靭性が低下し、また、HAZの再熱脆化を助長することから、含有量の上限を0.020%以下に制限する。S量の好ましい上限は0.010%以下である。S量の下限は規定しないが、コストの上昇を抑制するため、0.0001%以上とすることが好ましい。
S: 0.0200% or less S is also an impurity, and when coarse MnS is produced, the toughness of the steel material is reduced and the reheating embrittlement of the HAZ is promoted, so the upper limit of the content is 0.020%. Restrict to: The upper limit with the preferable amount of S is 0.010% or less. The lower limit of the amount of S is not specified, but is preferably 0.0001% or more in order to suppress an increase in cost.
O:0.0100%以下
Oも不純物であり、粗大な酸化物が生成すると、鋼材の靭性が低下し、また、HAZの再熱脆化を助長することから、含有量の上限を0.010%以下に制限する。O量の好ましい上限は0.0050%以下、更に好ましくは0.0030%以下である。O量の下限は規定しないが、コストの上昇を抑制するため、0.0001%以上とすることが好ましい。
O: 0.0100% or less O is also an impurity, and when a coarse oxide is formed, the toughness of the steel material is lowered and the reheating embrittlement of the HAZ is promoted, so the upper limit of the content is 0.010. % Or less. The upper limit with preferable O amount is 0.0050% or less, More preferably, it is 0.0030% or less. The lower limit of the amount of O is not specified, but is preferably 0.0001% or more in order to suppress an increase in cost.
本発明においては、上記必須元素に加え、更に、以下に説明するような元素の1種又は2種以上を選択的に添加することができる。 In the present invention, in addition to the above essential elements, one or more elements as described below can be selectively added.
Nb:0.030%以下
Nbは、鋼材の焼入性を増し、擬ポリゴナルフェライトの生成を促進して、転位密度を増加させ、更に、炭化物又は窒化物として析出し、室温の引張強度と高温強度の向上にも寄与する。室温強度及び高温強度を高めるためには、Nbを、0.001%以上添加することが好ましく、0.005%以上の添加がより好ましい。しかしながら、0.030%を超えてNbを添加すると、HAZの靭性及び粒界へのNbC粗大析出によるHAZの再熱脆化が顕著となるため、その添加量を0.030%以下とすることが好ましく、0.020%以下とすることがより好ましく、0.015%以下とすることが更に好ましい。
Nb: 0.030% or less Nb increases the hardenability of the steel material, promotes the formation of pseudopolygonal ferrite, increases the dislocation density, further precipitates as carbide or nitride, and has a tensile strength at room temperature. Contributes to the improvement of high temperature strength. In order to increase the room temperature strength and the high temperature strength, Nb is preferably added in an amount of 0.001% or more, more preferably 0.005% or more. However, if Nb is added in excess of 0.030%, HAZ toughness and reheating embrittlement of HAZ due to NbC coarse precipitation at the grain boundaries become prominent, so the amount added should be 0.030% or less. Is preferable, 0.020% or less is more preferable, and 0.015% or less is still more preferable.
V:0.30%以下
Vは、火災時の再熱によって炭化物を形成する元素であり、高温強度を向上させるために、0.01%以上を添加することが好ましい。高温引張試験における一様伸びを増加させるために、より好ましくは、0.05%以上のVを添加する。一方、0.30%を超えてVを添加すると、HAZの粒界に析出する炭化物が粗大化し、HAZの再熱脆化を顕著にするため、添加量を0.30%以下にすることが好ましい。より好ましいV量の上限は0.25%以下であり、更に好ましくは0.20%以下である。
V: 0.30% or less V is an element that forms carbides by reheating in the event of a fire. In order to improve high temperature strength, it is preferable to add 0.01% or more. More preferably, 0.05% or more of V is added in order to increase the uniform elongation in the high temperature tensile test. On the other hand, when V is added exceeding 0.30%, carbides precipitated at the grain boundaries of HAZ become coarse, and reheat embrittlement of HAZ becomes prominent, so the addition amount may be made 0.30% or less. preferable. A more preferable upper limit of the V amount is 0.25% or less, and further preferably 0.20% or less.
Zr:0.010%以下
Zrは、炭化物及び窒化物を生成する元素であり、室温強度及び高温強度を向上させるためには、0.002%以上を添加することが好ましい。一方、0.010%を超えるZrを添加すると、粒界に析出する炭化物が粗大化してHAZの再熱脆化を助長する場合があるため、Zr量の上限を0.010%以下とすることが好ましい。より好ましいZr量の上限は0.005%以下である。
Zr: 0.010% or less Zr is an element that forms carbide and nitride, and 0.002% or more is preferably added to improve room temperature strength and high temperature strength. On the other hand, if Zr exceeding 0.010% is added, carbides precipitated at the grain boundaries may become coarse and promote reheat embrittlement of the HAZ, so the upper limit of the Zr amount should be 0.010% or less. Is preferred. A more preferable upper limit of the amount of Zr is 0.005% or less.
Cr:0.50%以下
Crは、焼入れ性を向上させる元素であり、室温強度及び高温強度を向上させるために、0.01%以上を添加することが好ましい。また、Crは、微細なCr炭化物を形成し、HAZの粒界における炭化物の生成を抑制し、HAZの再熱脆化を抑制する効果が有ることから、0.10%以上を添加することが好ましい。一方、Crを過剰に添加すると、HAZが硬化したり、MA相が増加して、靭性が低下することがあるため、上限を0.50%以下にすることが好ましい。より好ましくは、Cr量を0.35%以下とし、更に好ましくは0.20%以下とする。
Cr: 0.50% or less Cr is an element that improves hardenability, and 0.01% or more is preferably added to improve room temperature strength and high temperature strength. Moreover, Cr forms fine Cr carbide, suppresses the formation of carbide at the grain boundaries of HAZ, and has the effect of suppressing reheat embrittlement of HAZ, so 0.10% or more may be added. preferable. On the other hand, if Cr is added excessively, the HAZ may be hardened or the MA phase may increase and the toughness may decrease, so the upper limit is preferably made 0.50% or less. More preferably, the Cr amount is 0.35% or less, and further preferably 0.20% or less.
W:0.50%以下
Wは、焼入れ性を向上させる元素であり、室温強度及び高温強度を向上させるために、0.01%以上を添加することが好ましい。また、Wは、炭化物を形成し、HAZの粒界における炭化物の生成を抑制し、HAZの再熱脆化を抑制する効果が有ることから、0.10%以上を添加することが好ましい。一方、Wを過剰に添加すると、HAZが硬化したり、MA相が増加して、靭性が低下することがあるため、上限を0.50%以下にすることが好ましい。より好ましくは、W量を0.35%以下とし、更に好ましくは0.20%以下とする。
W: 0.50% or less W is an element that improves hardenability, and in order to improve room temperature strength and high temperature strength, it is preferable to add 0.01% or more. Further, W has an effect of forming carbides, suppressing the formation of carbides at the grain boundaries of HAZ, and suppressing reheat embrittlement of HAZ, and therefore it is preferable to add 0.10% or more. On the other hand, if W is added excessively, the HAZ may be hardened or the MA phase may increase and the toughness may decrease, so the upper limit is preferably made 0.50% or less. More preferably, the W amount is set to 0.35% or less, and further preferably set to 0.20% or less.
Cu:0.50%以下
Cuは、焼入性向上による室温強度及び高温強度の向上に有効であり、0.01%以上を添加することが好ましい。より好ましくは0.10%以上を添加する。一方、Cuは、HAZの再熱脆化を助長する元素でもあり、上限を0.50%にすることが好ましい。より好ましいCu量の上限は、0.30%以下である。
Cu: 0.50% or less Cu is effective in improving room temperature strength and high temperature strength by improving hardenability, and it is preferable to add 0.01% or more. More preferably, 0.10% or more is added. On the other hand, Cu is also an element that promotes reheat embrittlement of HAZ, and the upper limit is preferably made 0.50%. A more preferable upper limit of the amount of Cu is 0.30% or less.
Ni:0.50%以下
Niは、焼入性向上による室温強度及び高温強度の向上に有効であり、0.01%以上を添加する。Niは靱性を向上させる元素でもあり、より好ましくは0.10%以上を添加する。一方、Niは、HAZの再熱脆化を助長する元素でもあり、上限を0.50%以下にすることが好ましい。より好ましいNi量の上限は0.40%以下であり、更に好ましくは0.20%以下である。
Ni: 0.50% or less Ni is effective for improving room temperature strength and high temperature strength by improving hardenability, and 0.01% or more is added. Ni is also an element that improves toughness, and more preferably 0.10% or more is added. On the other hand, Ni is also an element that promotes reheat embrittlement of HAZ, and the upper limit is preferably made 0.50% or less. A more preferable upper limit of the Ni amount is 0.40% or less, and further preferably 0.20% or less.
Mg:0.005%以下
Ca:0.005%以下
Mg及びCaは、鋼材中の硫化物の形態を制御し、硫化物による母材靭性の低下を抑制する効果がある。また、このような効果を得るためには、Mg及びCaを、それぞれ、0.0005%以上添加することが好ましい。一方、Mg及びCaは、それぞれ、0.005%を超えて添加しても効果が飽和することから、上限を0.005%以下にすることが好ましい。
Mg: 0.005% or less
Ca: 0.005% or less Mg and Ca have an effect of controlling the form of sulfide in the steel material and suppressing reduction in base metal toughness due to sulfide. Moreover, in order to acquire such an effect, it is preferable to add 0.0005% or more of Mg and Ca, respectively. On the other hand, if Mg and Ca are added in excess of 0.005%, the effect is saturated, so the upper limit is preferably made 0.005% or less.
Y :0.050%以下
La:0.050%以下
Ce:0.050%以下
Y、La、Ceは、鋼材中の硫化物の形態を制御し、硫化物による母材靭性の低下を抑制する効果がある。このような効果を得るためには、Y、La及びCeを、それぞれ、0.001%以上添加することが好ましい。一方、Y、La及びCeは、それぞれ、0.050%を超えて添加しても、効果が飽和することから、上限を0.050%以下にすることが好ましく、より好ましくは0.030%以下とする。
Y: 0.050% or less
La: 0.050% or less
Ce: 0.050% or less Y, La, and Ce have an effect of controlling the form of sulfide in the steel material and suppressing a decrease in base material toughness due to sulfide. In order to obtain such an effect, it is preferable to add 0.001% or more of Y, La, and Ce, respectively. On the other hand, even if Y, La and Ce are added in excess of 0.050%, the effect is saturated, so the upper limit is preferably made 0.050% or less, more preferably 0.030%. The following.
本発明においては、上述したような化学成分組成の限定により、室温引張り強さが400〜510MPaの範囲であり、火災に曝された場合であっても、600℃の温度において高い降伏強度を有し、同時に、溶接継手の溶接熱影響部における再熱脆化が抑制され、母材及び溶接継手の低温靭性に優れた耐火鋼材を得ることができる。 In the present invention, due to the limitation of the chemical component composition as described above, the room temperature tensile strength is in the range of 400 to 510 MPa, and even when exposed to fire, it has a high yield strength at a temperature of 600 ° C. At the same time, reheat embrittlement in the weld heat affected zone of the welded joint is suppressed, and a refractory steel material excellent in the low temperature toughness of the base material and the welded joint can be obtained.
次に、本発明の鋼材の金属組織について説明する。 Next, the metal structure of the steel material of the present invention will be described.
一般に、鋼材の高温強度は、鋼材中に存在する転位による転位強化と、転位運動の障害となる析出物及び結晶粒界によって発現すると考えられている。鋼材の温度が550℃を超え、転位の上昇運動による転位の合一消滅が起こるようになると、急激に高温強度が減少する場合がある。このため、高い高温強度を確保するには、鋼材が火災に曝される前の時点、即ち室温において、充分に余裕のある量の転位を有していること、更には、転位の運動の障害となる組織、具体的には析出物や結晶粒界を多数含むことが効果的である。 In general, it is considered that the high-temperature strength of a steel material is manifested by dislocation strengthening due to dislocations existing in the steel material, and precipitates and crystal grain boundaries that hinder dislocation movement. If the temperature of the steel material exceeds 550 ° C. and the dislocations are coalesced due to the upward movement of the dislocations, the high temperature strength may suddenly decrease. For this reason, in order to ensure high high-temperature strength, the steel material has a sufficient amount of dislocations at the time before being exposed to fire, that is, at room temperature, and further, the dislocation movement is obstructed. It is effective to include a large number of structures, specifically, precipitates and grain boundaries.
また、後述の製造方法において詳述するが、本発明では、HAZの再熱割れを極限まで抑制するために合金の添加に厳しい制約があり、そのために、高温強度の確保には加速冷却により導入される転位による強化を主体とする。このため、鋼材組織(金属組織)を光学顕微鏡で観察すると、面積率で50%以上が擬ポリゴナルフェライトとなる。擬ポリゴナルフェライトは、ポリゴナルフェライトに比べて、室温強度が同程度の場合でも、高温強度は高い。擬ポリゴナルフェライトの面積率は、60%以上がより好ましく、70%以上が更に好ましく、80%以上が最も好ましい。 In addition, as will be described in detail in the manufacturing method described later, in the present invention, there are severe restrictions on the addition of the alloy in order to suppress the reheat cracking of the HAZ to the limit. For this reason, high temperature strength is ensured by accelerated cooling. Mainly strengthening by dislocation. For this reason, when the steel material structure (metal structure) is observed with an optical microscope, 50% or more of the area ratio becomes pseudopolygonal ferrite. Pseudopolygonal ferrite has higher high temperature strength than polygonal ferrite even when the room temperature strength is similar. The area ratio of the pseudopolygonal ferrite is more preferably 60% or more, further preferably 70% or more, and most preferably 80% or more.
更に、本発明の耐火鋼材の金属組織は、面積率で40%以下、好ましくは30%以下、より好ましくは20%以下のポリゴナルフェライトを有しており、擬ポリゴナルフェライトの面積率とポリゴナルフェライトの面積率との合計が90%以上である。このような金属組織とすることにより、高温強度を確保することが可能になる。ポリゴナルフェライトの面積率が40%超になるか、擬ポリゴナルフェライトとポリゴナルフェライトの各面積率の合計が90%未満になると、高温強度の確保が困難になる。また、金属組織における擬ポリゴナルフェライト及びポリゴナルフェライトを除いた残部は、アシキュラーフェライト、ベイナイト、マルテンサイト及び残留オーステナイトの1種又は2種以上であるが、これらの面積率は小さいものであり、特性にはほとんど影響を及ぼさない。 Furthermore, the metal structure of the refractory steel material of the present invention has a polygonal ferrite having an area ratio of 40% or less, preferably 30% or less, more preferably 20% or less. The total with the area ratio of null ferrite is 90% or more. By setting it as such a metal structure, it becomes possible to ensure high temperature strength. If the area ratio of polygonal ferrite exceeds 40% or the total area ratio of pseudo-polygonal ferrite and polygonal ferrite is less than 90%, it is difficult to ensure high-temperature strength. In addition, the balance excluding pseudo-polygonal ferrite and polygonal ferrite in the metal structure is one or more of acicular ferrite, bainite, martensite and retained austenite, but their area ratio is small. Has little effect on properties.
次に、本発明の鋼材の機械的特性について説明する。 Next, the mechanical characteristics of the steel material of the present invention will be described.
本発明の耐火鋼材は、室温における引張強さが400〜510MPaであり、かつ、600℃の温度における降伏応力が157MPa以上である。更に、本発明の耐火鋼材は耐再熱脆化性にも優れる。これにより、建築用途において、建築設計上の各種要求の確保、及び、火災における充分な安全裕度を有する耐火鋼材が実現できる。 The refractory steel material of the present invention has a tensile strength at room temperature of 400 to 510 MPa and a yield stress at a temperature of 600 ° C. of 157 MPa or more. Furthermore, the refractory steel material of the present invention is also excellent in reheat embrittlement resistance. As a result, it is possible to realize a fire-resistant steel material having a sufficient safety margin in a fire and ensuring various requirements in building design in a building application.
本発明の耐火鋼材では、その耐再熱脆化性を、入熱10kJ/mmの溶接を想定した熱履歴を付与した上で600℃の温度における引張試験を行い、その破断絞り値を測定して、その値により評価する。本発明では、600℃の温度における破断絞り値が50%以上となり、火災時の想定温度600℃に再熱される際に、溶接継手のHAZが充分な変形能を有する耐火鋼材を得ることができる。 In the refractory steel material of the present invention, the reheat embrittlement resistance is given a thermal history assuming welding with a heat input of 10 kJ / mm, and then a tensile test at a temperature of 600 ° C. is performed, and the fracture drawing value is measured. The value is evaluated based on the value. In the present invention, a refractory steel value at which the fracture drawing value at a temperature of 600 ° C. is 50% or more and the HAZ of the welded joint has sufficient deformability when reheated to an assumed temperature of 600 ° C. in a fire can be obtained. .
次に、本発明の耐火鋼材の製造方法について説明する。 Next, the manufacturing method of the fireproof steel material of this invention is demonstrated.
本発明の耐火鋼材は、鋼の溶製及び鋳造を常法によって行い、得られた鋼片を、熱間圧延し、加速冷却を行って製造する。本発明の耐火鋼材は、加速冷却によって導入される転位密度によって高温強度が確保されるので、省合金化によってコストを削減し、更にはHAZの再熱脆化も防止することができる。 The refractory steel material of the present invention is manufactured by melting and casting steel by a conventional method, hot rolling the obtained steel slab, and performing accelerated cooling. Since the high temperature strength is ensured by the dislocation density introduced by accelerated cooling, the refractory steel material of the present invention can reduce costs by alloying and further prevent reheating embrittlement of HAZ.
加熱温度:1000〜1300℃
鋼片の加熱温度は、合金元素の固溶を促進するために、1000℃以上とする。炭化物や窒化物の再固溶を促進するためには、加熱温度を1100℃以上にすることが好ましい。一方、鋼片を1300℃超に加熱するとスケールの生成量が増加したり、結晶粒径が粗大になるため、加熱温度の上限を1300℃以下とする。好ましくは加熱温度を、1250℃以下とする。
Heating temperature: 1000-1300 ° C
The heating temperature of the steel slab is set to 1000 ° C. or higher in order to promote solid solution of the alloy element. In order to promote re-dissolution of carbides and nitrides, the heating temperature is preferably set to 1100 ° C. or higher. On the other hand, when the steel slab is heated to over 1300 ° C., the amount of scale generated increases and the crystal grain size becomes coarse, so the upper limit of the heating temperature is made 1300 ° C. or less. Preferably, the heating temperature is 1250 ° C. or lower.
熱間圧延の終了温度:800℃以上
熱間圧延は、析出物の生成を抑制するために、800℃以上で終了する。加速冷却によって擬ポリゴナルフェライトを生成させるためには、熱間圧延の終了温度を850℃以上にすることが好ましい。熱間圧延の終了温度の上限は1000℃以下である。
End temperature of hot rolling: 800 ° C. or higher Hot rolling ends at 800 ° C. or higher in order to suppress the formation of precipitates. In order to generate pseudopolygonal ferrite by accelerated cooling, it is preferable to set the end temperature of hot rolling to 850 ° C. or higher. The upper limit of the end temperature of hot rolling is 1000 ° C. or less.
800〜1000℃の温度範囲における圧下比:20%以上
熱間圧延では、擬ポリゴナルフェライトの核生成サイトとなる転位密度を高めるために、800〜1000℃の温度範囲における圧下比を20%以上とする。温度範囲の下限は、熱間圧延を終了する温度であり、1000℃で熱間圧延を終了する場合は、1000℃での圧下比を20%以上にすることが必要である。圧下比は30%以上が好ましく、より好ましくは40%以上とする。なお、本発明では、800℃〜1000℃での圧下率が20%以上であればよいのであって、1000℃を超える温度域で圧延を開始することを妨げるものではない。本発明の圧下率は、1000℃での板厚と800℃での板厚との差を1000℃の板厚で除した値を採用すればよい。
Rolling ratio in the temperature range of 800 to 1000 ° C .: 20% or more In hot rolling, the rolling ratio in the temperature range of 800 to 1000 ° C. is set to 20% or more in order to increase the dislocation density that becomes a nucleation site of pseudopolygonal ferrite. And The lower limit of the temperature range is a temperature at which hot rolling is finished. When hot rolling is finished at 1000 ° C., the rolling ratio at 1000 ° C. needs to be 20% or more. The reduction ratio is preferably 30% or more, more preferably 40% or more. In the present invention, the rolling reduction at 800 ° C. to 1000 ° C. may be 20% or more, and it does not hinder starting rolling in a temperature range exceeding 1000 ° C. The rolling reduction of the present invention may be a value obtained by dividing the difference between the plate thickness at 1000 ° C. and the plate thickness at 800 ° C. by the plate thickness at 1000 ° C.
加速冷却の停止温度:620℃以下
熱間圧延後は直ちに加速冷却を開始する。加速冷却の停止温度が高すぎると転位が回復して、擬ポリゴナルフェライトの生成が阻害される。したがって、本発明では、加速冷却の停止温度を620℃以下とする。加速冷却の停止温度は550℃以下が好ましく、500℃以下がより好ましく、室温まで加速冷却を行ってもよい。加速冷却の冷却速度は、空冷よりも速ければよく、板厚によって変化するため、特に、限定されるものではない。また、加速冷却は、水冷、ミスト冷却などによって行うことができる。
Accelerated cooling stop temperature: 620 ° C. or less Immediately after hot rolling, accelerated cooling is started. If the stop temperature for accelerated cooling is too high, dislocations are recovered and the formation of pseudopolygonal ferrite is hindered. Therefore, in this invention, the stop temperature of accelerated cooling shall be 620 degrees C or less. The stop temperature of accelerated cooling is preferably 550 ° C. or lower, more preferably 500 ° C. or lower, and accelerated cooling may be performed to room temperature. The cooling rate of the accelerated cooling is not particularly limited because it should be faster than air cooling and changes depending on the plate thickness. The accelerated cooling can be performed by water cooling, mist cooling, or the like.
加速冷却の平均冷却速度:3〜50℃/s
本発明の耐火鋼材は、Cの含有量が低いため、強度に及ぼす冷却速度の変化が顕著ではないが、擬ポリゴナルフェライトの生成を促進するためには、加速冷却の平均冷却速度の下限を、3℃/s以上にすることが好ましい。加速冷却の平均冷却速度の下限は、より好ましくは5℃/s以上、更に好ましくは10℃/s以上である。また、加速冷却の平均冷却速度が速くなると、停止温度の制御が難しくなるため、上限は50℃/s以下が好ましい。加速冷却の平均冷却速度の上限は、より好ましくは40℃/s以下、更に好ましくは30℃/s以下である。加速冷却の平均冷却速度は、加速冷却開始から終了までの冷却速度の平均である。
Average cooling rate of accelerated cooling: 3 to 50 ° C./s
Since the refractory steel material of the present invention has a low C content, the change in the cooling rate on the strength is not significant, but in order to promote the formation of pseudopolygonal ferrite, the lower limit of the average cooling rate of accelerated cooling is limited. It is preferable to be 3 ° C./s or more. The lower limit of the average cooling rate of accelerated cooling is more preferably 5 ° C./s or more, and further preferably 10 ° C./s or more. In addition, when the average cooling rate of accelerated cooling is increased, it becomes difficult to control the stop temperature, so the upper limit is preferably 50 ° C./s or less. The upper limit of the average cooling rate of accelerated cooling is more preferably 40 ° C./s or less, and further preferably 30 ° C./s or less. The average cooling rate of accelerated cooling is an average of cooling rates from the start to the end of accelerated cooling.
常法により鋼を溶製し、溶鋼の脱酸及び脱硫を行い、化学成分を調整して、連続鋳造によって表1に示す化学組成を有する鋼片を製造した。次に、表2に示す各製造条件により、鋼片を所定の温度に加熱して1時間保持した後、熱間圧延し、加速冷却を行って所定の板厚を有する鋼板を製造した。また、表1及び表2においては、本発明の範囲外である項目に下線を付して表示した。 Steel was melted by a conventional method, deoxidation and desulfurization of the molten steel were performed, chemical components were adjusted, and a steel slab having the chemical composition shown in Table 1 was manufactured by continuous casting. Next, according to the manufacturing conditions shown in Table 2, the steel slab was heated to a predetermined temperature and held for 1 hour, and then hot-rolled and subjected to accelerated cooling to manufacture a steel plate having a predetermined thickness. In Tables 1 and 2, items that are outside the scope of the present invention are displayed with an underline.
表2に、製造された鋼板の板厚(製造板厚)、鋼片の加熱温度(鋼片加熱温度)、800〜1000℃での圧下率(圧下比)、圧延仕上温度(終了温度)、加速冷却の停止温度(加速冷却停止温度)及び加速冷却の平均冷却速度を示した。表2に示す圧下比は800〜1000℃の温度範囲における板厚の変化から求めた。即ち、1000℃での板厚と800℃での板厚との差を1000℃の板厚で除した値を百分率で表している。 Table 2 shows the thickness of the manufactured steel sheet (production thickness), the heating temperature of the steel slab (steel slab heating temperature), the rolling reduction (rolling ratio) at 800 to 1000 ° C., the rolling finishing temperature (end temperature), The stop temperature of accelerated cooling (accelerated cooling stop temperature) and the average cooling rate of accelerated cooling are shown. The reduction ratio shown in Table 2 was determined from the change in plate thickness in the temperature range of 800 to 1000 ° C. That is, the value obtained by dividing the difference between the plate thickness at 1000 ° C. and the plate thickness at 800 ° C. by the plate thickness at 1000 ° C. is expressed as a percentage.
得られた各鋼材から試料を採取し、ナイタール溶液による腐食を行い、光学顕微鏡にて観察し、金属組織の種類を判別し、擬ポリゴナルフェライト及びポリゴナルフェライトの面積率を測定した。測定した領域の大きさは500μm×500μmである。擬ポリゴナルフェライト、ポリゴナルフェライトの残部は、アシキュラーフェライト、ベイナイト、マルテンサイト及び残留オーステナイトの1種又は2種以上であった。 Samples were collected from each of the obtained steel materials, corroded with a nital solution, observed with an optical microscope, the type of metal structure was determined, and the area ratios of pseudopolygonal ferrite and polygonal ferrite were measured. The size of the measured area is 500 μm × 500 μm. The balance of pseudopolygonal ferrite and polygonal ferrite was one or more of acicular ferrite, bainite, martensite, and retained austenite.
次に、JIS Z 2241に準拠して引張試験を行い、応力−歪曲線上に上降伏点が現れる場合は上降伏点を室温の降伏強度とし、現れない場合には0.2%耐力を室温の降伏強度とした。また、JIS G 0567に準拠して600℃の温度下にて高温引張試験を実施し、測定された0.2%耐力を600℃降伏強度とした。母材のシャルピー試験は、各鋼材の板厚1/2tからJIS Z 2242に準拠して、Vノッチ試験片を採取し、0℃でシャルピー衝撃試験を行った。この際、吸収エネルギーの閾値は建築構造物の耐震性を考慮して27Jとした。 Next, a tensile test is performed in accordance with JIS Z 2241. If an upper yield point appears on the stress-strain curve, the upper yield point is taken as the yield strength at room temperature. Yield strength. In addition, a high-temperature tensile test was performed at a temperature of 600 ° C. in accordance with JIS G 0567, and the measured 0.2% proof stress was taken as 600 ° C. yield strength. In the Charpy test of the base material, a V-notch test piece was sampled from the thickness 1 / 2t of each steel material in accordance with JIS Z 2242, and a Charpy impact test was performed at 0 ° C. At this time, the threshold of absorbed energy was set to 27 J in consideration of the earthquake resistance of the building structure.
また、入熱10kJ/mmの溶接を想定した熱サイクルを施し、HAZの靱性及び再熱脆化特性を評価した。熱サイクルは、室温から1400℃まで20℃/sで加熱した後、1400℃で2s保持した後、その後冷却する際に、800℃から500℃の範囲を3℃/sで冷却する条件である。 Moreover, the thermal cycle which assumed the welding of heat input 10kJ / mm was given, and the toughness and reheat embrittlement characteristic of HAZ were evaluated. The thermal cycle is a condition in which a range from 800 ° C. to 500 ° C. is cooled at 3 ° C./s after heating from room temperature to 1400 ° C. at 20 ° C./s, holding at 1400 ° C. for 2 s, and then cooling. .
HAZの靱性は、熱サイクルを付与した後に、JIS Z 2222に準拠したVノッチ試験片を採取し、0℃でシャルピー衝撃試験を行って評価した。HAZの吸収エネルギーの閾値も建築構造物の耐震性を考慮して27Jとした。更に、HAZの600℃引張絞り値は、熱サイクルを施した後、室温から600℃の温度まで60分間で昇温し、600℃で30分保持した後に、600℃に保持したまま応力増加率を1MPa/sとして引張試験を実施し、試験片破断部の絞り値を測定して評価した。HAZの再熱脆化の指標である絞りの閾値は50%以上とした。 The toughness of HAZ was evaluated by collecting a V-notch test piece in accordance with JIS Z 2222 and applying a Charpy impact test at 0 ° C. after applying a thermal cycle. The threshold of absorbed energy of HAZ was also set to 27J in consideration of the earthquake resistance of the building structure. Furthermore, the 600 ° C. tensile drawing value of HAZ is determined by increasing the stress from 60 ° C. to 60 ° C. after performing a heat cycle, holding at 600 ° C. for 30 minutes, and then maintaining the temperature at 600 ° C. Was set to 1 MPa / s, and a tensile test was performed. The drawing threshold value, which is an index of HAZ reheat embrittlement, was set to 50% or more.
表3に、擬ポリゴナルフェライト及びポリゴナルフェライトの面積率、並びにその合計、室温での引張強さ(TS)及び降伏強度(YS)、600℃での降伏強度(600℃YS)、母材及びHAZの0℃におけるシャルピー吸収エネルギー(vE0)、HAZの600℃引張試験の破断絞り値(絞り)、をそれぞれ示した。製造No.1〜15は本発明例であり、製造No.16〜25は比較例である。 Table 3 shows the area ratios of pseudo-polygonal ferrite and polygonal ferrite, and their total, tensile strength (TS) and yield strength (YS) at room temperature, yield strength (600 ° C YS) at 600 ° C, base material And the Charpy absorbed energy (vE 0 ) at 0 ° C. of HAZ, and the fracture drawing value (drawing) of the 600 ° C. tensile test of HAZ, respectively. Production No. 1 to 15 are examples of the present invention. 16 to 25 are comparative examples.
製造No.16〜18は製造条件を本発明の範囲外とした比較例である。製造No.16は、800〜1000℃での圧下比が低すぎる例であり、母材の靱性が低下している。製造No.17は加速冷却の停止温度が高すぎる例であり、擬ポリゴナルフェライトの生成が不十分であるため、室温強度及び高温強度が低下している。製造No.18は熱間圧延後に空冷した例であり、擬ポリゴナルフェライトが生成せず、室温強度及び高温強度が低下している。 Production No. 16 to 18 are comparative examples in which the production conditions are outside the scope of the present invention. Production No. 16 is an example in which the rolling ratio at 800 to 1000 ° C. is too low, and the toughness of the base material is lowered. Production No. No. 17 is an example in which the stop temperature of accelerated cooling is too high, and since the generation of pseudopolygonal ferrite is insufficient, the room temperature strength and the high temperature strength are reduced. Production No. No. 18 is an example of air cooling after hot rolling, pseudo-polygonal ferrite is not generated, and the room temperature strength and high temperature strength are reduced.
製造No.19〜25は成分を本発明の範囲外とした比較例である。製造No.19及び25はC量が多く、擬ポリゴナルフェライトよりも高強度の低温変態組織が生成して室温の強度が高くなり、再熱脆化が生じた例である。製造No.20はSi量が多く、HAZに脆化相を生じ、HAZの靱性が低下した例である。製造No.21はMn量が多く、低温変態組織が増加して擬ポリゴナルフェライトが減少し、室温の強度が高くなり、再熱脆化が生じた例である。製造No.22はTi量が多く、HAZ靱性が低下した例である。製造No.23はN量が多く、再熱脆化が生じた例である。製造No.24はMn量が少なく、ポリゴナルフェライト主体の組織となり室温強度および高温強度が低下した例である。 Production No. 19 to 25 are comparative examples in which the components are outside the scope of the present invention. Production No. 19 and 25 are examples in which the amount of C is large, a low-temperature transformation structure having a higher strength than that of pseudopolygonal ferrite is generated, the strength at room temperature is increased, and reheat embrittlement occurs. Production No. No. 20 is an example in which the amount of Si is large, an embrittlement phase is generated in the HAZ, and the toughness of the HAZ is lowered. Production No. No. 21 is an example in which the amount of Mn is large, the low-temperature transformation structure increases, the pseudopolygonal ferrite decreases, the strength at room temperature increases, and reheat embrittlement occurs. Production No. No. 22 is an example in which the amount of Ti is large and the HAZ toughness is lowered. Production No. No. 23 is an example in which the amount of N is large and reheat embrittlement occurs. Production No. No. 24 is an example in which the amount of Mn is small and the structure is mainly composed of polygonal ferrite, and the room temperature strength and high temperature strength are lowered.
Claims (4)
C :0.001〜0.030%、
Si:0.01〜0.50%、
Mn:0.50〜1.50%、
Ti:0.005〜0.030%、
Al:0.005〜0.100%、
N :0.0010〜0.0100%
を含有し、更に、P、S、Oの各々の含有量を、
P :0.030%以下、
S :0.020%以下、
O :0.0100%以下
に制限し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、
金属組織が、面積率で50%以上の擬ポリゴナルフェライト及び面積率で40%以下のポリゴナルフェライトを含み、前記擬ポリゴナルフェライトの面積率と前記ポリゴナルフェライトの面積率の合計が90%以上であることを特徴とする耐火鋼材。 % By mass
C: 0.001 to 0.030%,
Si: 0.01 to 0.50%,
Mn: 0.50 to 1.50%,
Ti: 0.005 to 0.030%,
Al: 0.005 to 0.100%,
N: 0.0010 to 0.0100%
In addition, the content of each of P, S, O is
P: 0.030% or less,
S: 0.020% or less,
O: limited to 0.0100% or less, the balance being Fe and inevitable impurities,
The metal structure includes pseudo-polygonal ferrite having an area ratio of 50% or more and polygonal ferrite having an area ratio of 40% or less, and the total of the area ratio of the pseudo-polygonal ferrite and the area ratio of the polygonal ferrite is 90%. A refractory steel material characterized by the above.
Nb:0.030%以下、
V :0.30%以下、
Zr:0.010%以下、
Cr:0.50%以下、
W :0.50%以下、
Cu:0.50%以下、
Ni:0.50%以下、
の1種又は2種以上を含有することを特徴とする請求項1に記載の耐火鋼材。 Furthermore, in mass%,
Nb: 0.030% or less,
V: 0.30% or less,
Zr: 0.010% or less,
Cr: 0.50% or less,
W: 0.50% or less,
Cu: 0.50% or less,
Ni: 0.50% or less,
1 or 2 types or more of these are contained, The refractory steel materials of Claim 1 characterized by the above-mentioned.
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
の1種又は2種以上を含有することを特徴とする請求項1又は2に記載の耐火鋼材。 Furthermore, in mass%,
Mg: 0.005% or less,
Ca: 0.005% or less,
Y: 0.050% or less,
La: 0.050% or less,
Ce: 1 type or 2 types or more of 0.050% or less are contained, The refractory steel materials of Claim 1 or 2 characterized by the above-mentioned.
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