TW201000646A - Refractory steel material with welded joint excellent in unsusceptibility to reheat embrittlement and toughness and process for producing the same - Google Patents
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Description
201000646 六、發明說明： 【發明所屬_^技術領域】 發明領域 本發明是有關於鋼結構物，尤其是有關於藉由熔接構 成建築用結構物所使用的对火鋼材，特別是有關於在6〇〇。匸 中具有高降伏應力，同時熔接連接部之耐弛力（SR，
Relief)脆裂性（耐再熱脆化性）與靭性佳之耐火鋼材及其製 造方法。 t先前技4軒 發明背景 構成建#結構物㈣接結構射，_連接部必須具 備優異特性料無庸置疑的。近年來，更要求具有在高溫 下拉伸強度優異之所謂「耐火鋼」之特性(耐火性能）。 这是考量到環保問題，由日本國土交通省依據須以益 耐火被覆來使賴_日本「制火設計法」所決定的特 性，並以依據日本國土技省告幻33號(顧年）之性能為 準則者。 在此，所謂耐火性能，係指在無被 覆的狀態下，當鋼 U於火X之IV' ’辦持必須在某個固㈣間持續發揮必
要強度，在此期間，涂餘，，U 雙4結構物不致倒塌毀壞，好讓居住 的人員可容易逃脫所4的性能。 在鋼材未。又置耐火被覆的情況下，基於對火災規模或 火災時的環境溫度做出各種設想，因而吾人要求將支持結 集物強度之鋼材所須具俺的高溫下強度，盡可能提到最高。 201000646 關於具備這種耐火性能的鋼材，自以往就已在各方面 實施了研究開發。 例如，有關於已添加Mo之高溫強度極高的鋼材，其發 明揭示可見於(a)日本特開2001_294984號公報、（b)曰本特開 平10-096024號公報、（c)日本特開2〇〇2_115〇22號公報。 這些專利文獻a〜c中所揭示的技術，皆是有關於藉由 Mo碳化物之析出硬化、或是其他碳化物的析出硬化與組織 強化的併用’而提高高溫強度的材料。 另一方面，因各種合金元素之供需吃緊，工業上添加 Mo會導致鋼材成本提高，基於該理由，也可見採用其他合 金設計的技術揭示。 這方面的發明，尤其可舉出（d)日本特開平〇7_286233 號公報中所記載發明之例子，其以600°c&右的溫度為對 象，尋求淬火性提升以確保高溫強度而添加B。或是可舉出 (e)曰本專利第3635208號公報中所記載的例子，其係添加屬 於T相穩定化元素之Cu、Μη等。 但疋，备·未經考慮即隨意如專利文獻(e)所载般添加7 相穩定化元素的話，或是，如專利文獻(d)般基於抑制從粒 界的成核或成長、使低溫變態組織生成之目的而添加^的产 況下，在鋼材的粒界暴露於高溫中時，會有顯著脆化（_^、、 變形時之延性受損的現象’稱為再熱脆化）的問題。。 根據本發明群的研究，已清楚得知，在這種鋼材中 即使咼溫強度很尚，但由於幾乎沒有高溫變形能，因此 若是採用使結構物變形集中於熔接連接部並由其承擔的、言 201000646 種設計、或損壞已發生時，則主要是熱影響區（HAZ，Heat Affected Zone)、這也是與熔接金屬的境界附近熱影響區側 的粒界不會追隨於火災高溫時的變形，而產生粒界破壞的 情況。 前述這種脆化現象（再熱脆化現象），主要有下述幾種情 況：透過粒界析出而脆化的情況；以及因偏析而僅粒界的 變態點降低，該粒界部分的強度顯著減少而產生局部變 形，結果就呈現出從粒界剝離這種破壞的情況。與鋼材的 化學成分相依而進行各種變化這一點也已透過本發明群的 研究而明朗化。 如上所述，火災時鋼材暴露於高溫中並保持於600°C附 近的溫度之際，在熱影響區的熔接金屬附近所產生的粒界 脆化（高溫變形時的延性降低），即使業已提升高溫強度的鋼 結構物之母材部很健全，仍可能牽涉到伴隨在熔接連接部 不穩定之破壞形態而產生難以預測的重大變形這種結果。 因此，作為結構物之設計變得很困難，結果，以作為 而才火結構而言’很明顯的；即使是在鋼材具備充分之南溫 強度的情況下，仍可能變成不適切的結構體。。 前述專利文獻a〜c中所記載的習知耐火鋼材，每個皆非 考量到於熱影響區之再熱時（亦即火災時）之粒界脆化而進 行合金設計之物，而是僅具備針對著眼於高溫強度、尤其 是高溫拉伸強度而進行合金設計之見解者。 這種習知的耐火鋼材，在基於提升高溫強度之目的而 添加Mo或B這點上，皆是利用在600°C之溫度下，粒界析出 201000646 之Mo碳化物劾氮化物之形成能力高的元素所獲致之物。 另一方面，前述這種再熱脆化現象，並非單純僅因析 出脆化而顯露者。兮畫$ 3 °玄事象乃疋本發明群研究之結果而首次 明朗化之事象，屬於L轉決課題。 驾上纟耐熱鋼的領域中，已知再熱脆化可藉由添 ⑽HUM得減輕’又’添加量在0.5%以下時則不 易產生再熱脆化。 在不3心的鋼材中，逐步緩缓添加Cr，當添加量超過 a 。、則、且、我谷易進行變韌體變態，材料強度即提升。這 為π火ϋ提升所獲致的結果，然而同時，變韋刀體組織 ㈣瞭留下舊化界，因此在該舊τ粒界的脆化易於變得 頒在化，推測再熱跪化即容易發生。 冨μ、、加2 /〇以上的Cr時’ 一般的碳化物例如 雪明碳鐵即變得不籍^ 骑、疋’而生成Cr23C6碳化物，而其他碳化 物例如心C： «被㈣走碳原子，變得難以在粒界粗大 推測藉此可防止粒界脆化，然而另-方面，Cr23C6石炭化 物也會變得容易粒界析出。 曰如此，上述這些假說雖已大量提案，但是，關於Cr添 加量與再熱脆化的關係，至今仍未確立出—確定的見解。 ^在k種現況下，本發明群進行專精研究。結果發現’ 前述再熱脆化現象與鋼狀Μ點有關聯。 亦即’ Cr之添加’具有提高鋼材之變態點、並同時消 _ 口 4C而更進-步提高變態點的效果。另—方面，已知作 為7穩疋化το素的Ni、Mn一旦大量添加，就會降低變態 201000646 點。於是，當碳原子等在粒界濃縮時，在本發明中設為對 象的高溫領域亦即600°C的溫度中，變態點與高溫耐力評估 溫度接近，粒界的一部分產生α — τ變態而即已進行相變 態，其原子組態轉換之際，從組織中失去大量的差排，強 度顯著降低，因之從粒界破壞，此點已獲知。 其結果，提高鋼材之變態點一事就變得極為重要，同 時，大量添加與碳原子的親和力高而易於粒界析出的元 素，在提高高溫強度這點上稱得上有效，然而同時，會導 致提高熱影響區的再熱脆化感受性，因而導致作為結構物 方面的設計困難，其已明顯成為新的課題。 甚且，近年來，基於土地之有效活用之目的，建築物 有大規模化、高層化之傾向，這種結構物的大型化，也導 致屬於建築資材之鋼板、形鋼或鋼管的大型化，為了提升 這些鋼製品的生產效率、或提升組裝效率，故而傾向於提 高熔接時之入熱量。因此，若在熔接入熱量很高的情況下 仍欲獲得充分耐震性，就必須充分提高熔接部的靱性。 I：發明内容3 發明揭示 本發明係有鑒於前述習知耐火鋼所具有的問題而完成 者，其目的在於在獲得高溫強度的同時，確立上述習知鋼 所無法解決的課題即熔接連接部之耐再熱脆化性，而可提 供一種炫接連接部之对再熱脆化性與勃性佳之对火鋼材及 其製造方法。 本發明群為了解決上述問題而專精研究，本發明最重 201000646 要的課題係實現並揭示一種耐火鋼材，其係將鋼材的化學 成分加以最適當化，以求在600°C的火災設想溫度下可滿足 室溫規格強度至少1/2以上，同時，於熔接連接部之接合 (Bond :熱影響區與熔接金屬之邊界部，亦稱熔融邊界 (Fusion Line)的部分）處，於0°C的溫度下具有充分輕性，且 於火災時的再熱之際兼具耐再熱脆化性者。 如前已述，為了獲得高溫強度，首先，必須導入支配 材料強度的差排，為此’依需要量添加Μη與Cr，在不致過 剩添加Μη並限制屬其他r穩定化元素之Ni，Cu之添加，再 加上基於防止容易發生粒界脆化之BN生成，故基本上不添 加B。又，Mo的添加量方面，也為了抑制M〇碳化物之粗大 粒界析出，故抑制在0.1 %以下，以此而獲得耐再熱脆化性。 於是，具體性指標係將耐再熱脆化性指標值SRS值以下 式定義而導入： [SRS] = 4Cr[%] - 5Mo[°/〇] - 10Ni[%] - 2Cu[%]-Mn[%] 並以數值定量地限定合金設計指標。 又’在熱影響區中加諸5kJ/mm以上入熱量之大入熱量 熔接部上，為了確實獲取熱影響區與熔接金屬的邊界部亦 即接合之充分靱性，故限制C量小於0.05%較普通鋼材為 低’又，抑制C添加量在0.01%作為最低限度的添加量。同 時’藉由在本發明所規定的範圍内適當選擇合金元素添加 量’可作出兼顧高溫強度及大入熱量熱影響區靱性的化學 成分組成上為最適化者。 201000646 又，將本發明鋼材進行通常的輥軋處理並以放冷來製 造的方法，並無法獲得優異的高溫強度。這是由於為了獲 得前述接合靭L性而限制合金元素量，因此淬火性不夠充足 的緣故。 依據本發明群的研究，對於該問題已得知可藉由控制 冷卻來完成彌補。亦即，已發現藉由下記之1)或2)這類方 法，可配合在高溫中的析出強化，而實現在高溫中的強度 展現。 1) 在熱軋之際，充分取得減壓比而將鑄造組織均質 化，在800°c以上的高溫中結束輥軋，接著以2°c/s以上的冷 卻速度將鋼板的各部位控制冷卻，並將該冷卻持續到l〇〇°C 以下的溫度為止，藉此，可一度作為變韌體組織進行淬火 處理，使其室溫強度提升，同時將室溫耐力偏低控制的方 法；或者，接著藉由進行回火熱處理而將強度與靱性最適 當化，這種並用控制冷卻與回火熱處理的方法。 2) 同様在800°C以上的溫度結束輥軋之後，同様以2°C /s 以上的冷卻速度將鋼板的各部位冷卻，並在400〜750°C的溫 度範圍停止控制冷卻，之後進行放冷，由此進行可與在冷 卻到室溫為止的冷卻途中回火獲得同樣效果的途中停止型 控制冷卻方法，或者，進一步，於之後進行回火熱處理， 利用使鋼材強度與碳化物或者氮化物的析出密度確實提升 的方法，藉此製作實質上20%以上為變韌體或回火變韌體 組織所形成的鋼板之方法。 在此，本發明中所說明之所謂必要的高溫強度（高溫耐 201000646 力）’原則上係思 ^曰至溫規格耐力的1 /2 ’例如，當範圍存在 於以日本JIS規格專所規定的鋼材耐力中時，以其下限值的 1/2為必要财力。 因此，必要的高溫耐力會因應室溫強度而變化，以拉 伸強度400N/mm2級鋼而言’就是室溫耐力下限值235N/mm2 的1/2即117N/mm2(小數點以下捨棄），而以拉伸強度 500N/mm2級鋼而言，就是室溫耐力325N/mm2的1/2即 162N/mm2。 本發明中的這些規定，未必是實際工業規格所規定 者’而疋經 ό又§( s十其所推定之值，乃是包含安全率的標準。 每一個皆設定有下限，而沒有上限值。 依據以上檢討結果所完成的本發明要旨如下。 [1] 一種熔接連接部之耐再熱脆化性與韌性佳之耐火鋼 材’係室溫強度400〜600N/mm2級之对火鋼材，以質量％計， 含有：C : 0.010%以上而小於0 05〇/。、si : 〇.〇1〜0.50%、Μη : 0.80〜2.00%、Cr : 0.50%以上而小於2.00%、V : 0.03〜0.30%、 Nb : 〇.〇1 〜0·10〇/〇、N : 0.001 〜0.010%、A1 : 0.005〜0.10% ; 又，限制Ni、Cu、Mo、B的各自含量為：Ni :小於〇.1〇〇/0、 Cu :小於0.10°/。、Mo : 0.10%以下、B :小於0.0003% ;又， 限制屬於不純物成分之p、s、〇之各自含量為：p :小於 0.020%、S :小於0.0050%、〇 :小於0.010%，並具有殘餘 部鐵以及不可避免的不純物所形成的鋼成分，又，構成前 述鋼成分的元素當中，Cr、Mo、Ni、Cu及Μη之各元素係 滿足下記（1)所表示的關係： 10 201000646 4Cr[%] - 5Mo[%] - 10Ni[%] - 2Cu[%] - Mn[%] > 0......⑴ (唯，上記（1)式中，各元素濃度的單位為質量％)。 [2] 如前述[1]之熔接連接部之耐再熱脆化性與韌性佳 之耐火鋼材，其中以質量％計，更含有：Ti :大於〇 〇〇5% 而在0.050%以下、Zr : 0.002〜0.010%當中的i種或2種。 [3] 如前述[1]或[2]之熔接連接部之耐再熱脆化性與韌 性佳之耐火鋼材，其中以質量％計，更含有：Mg : 0.0005〜0.005%、Ca : 0.0005〜0.005%、γ : 0.001 〜0.050%、 La : 0.001~0.050〇/〇、Ce : 0.001〜〇_〇50〇/〇當中的 1種或2種以 上。 [4] 如前述[1]〜[3]之任一項之熔接連接部之耐再熱脆化 性與韌性佳之耐火鋼材，其中該鋼材的肥粒鐵相中之差排 密度為1010/m2以上。 [5] 如前述[1]〜[4]之任一項之熔接連接部之耐再熱脆化 性與韌性佳之耐火鋼材，係在該鋼材結構中，使變韌體或 麻田散鐵之光學顯微鏡結構占有率在2〇〇/。以上，而由淬火 組織形成。 [6] 如前述[1]〜[5]之任一項之熔接連接部之耐再熱脆化 性與韌性佳之耐火鋼材，係在該鋼材中，使Nb、V、Cr、 Ti或Zr當中的1種以上所形成的碳化物或氮化物，以2個 /μιη2以上的密度析出。 [7] —種耐再熱脆化性與韌性佳之对火鋼材之製造方 法，係將具有如前述Π]〜[3]中任一項之鋼成分的鋼片，加 熱至1150〜13〇〇 C的溫度後，施行熱加工或熱軋，於8〇〇π 201000646 以上的溫度結束該熱加工或熱軋，之後，在到達溫度500°C 之間，進行加速冷卻使該鋼材的各部位中的冷卻速度為2°C /秒以上，並於該鋼材的表面溫度成為350〜600°C的溫度領 域中停止該加速冷卻，之後放冷。 [8] —種耐再熱脆化性與韌性佳之耐火鋼材之製造方 法，係將具有如前述[1]〜[3]中任一項之鋼成分的鋼片，加 熱至1150〜1300°C的溫度後，施行熱加工或熱軋，於800°C 以上的溫度結束該熱加工或熱軋，之後，在到達溫度500°C 之間，進行加速冷卻使該鋼材的各部位中的冷卻速度為2°C /秒以上，並於該鋼材的表面溫度成為l〇〇°C以下且室溫以 上的溫度領域中停止該加速冷卻，之後放冷，藉此，於該 鋼材結構中，獲得變韌體或麻田散鐵之光學顯微鏡結構占 有率在20%以上的淬火組織。 [9 ] 一種熔接連接部之耐再熱脆化性與韌性佳之耐火鋼 材之製造方法，係於適用了如前述[7]或[8]之製造方法後， 將該鋼材於400°C〜750°C的溫度範圍内，以5分以上360分以 内的時間回火，藉此使Nb、V、Cr、Ti或Zr當中的1種以上 所形成的碳化物或氮化物，於該鋼材中以2個/μιη2以上的密 度析出。 依據如上之本發明之耐火鋼材，在600°C溫度時的強 度、尤其拉伸耐力乃是室溫時的1/2以上，故即使在火災設 想溫度下，熱影響區接合也不會發生再熱脆化，且同時可 獲得5kJ/mm以上的大入熱量溶接部之接合靭L性。 又，依據本發明之耐火鋼材之製造方法，可製造出耐 12 201000646 火鋼材，該耐火鋼材係在_t溫度時的強度尤其拉伸耐力 乃是室溫時的1/2以上，故即使在火災設想溫度下，轨影塑 區接合t不會發生祕脆化，且同時可獲得如/_以上的 大入熱里熔接部之接合勒^性者。 …因此，依據本發明，可提供高溫強度方面優異、並且 w妾連接枚耐再減化性與祕佳的賴㈣火鋼材。 又阿/皿下的耐力係依據鋼材的組成，而於各個溫度 變化。在7GG°C以上的溫度中屬高溫耐力優異的鋼材未必 可在小於700 C的溫度下發揮很高的高溫耐力。這是由於當 材料暴露於火災環境中時，端視預先含有作為合金成分的 石反化物等之析出（稱為二次硬化)在哪個溫度範圍發生，而對 咼溫耐力影響至鉅◦本發明係為了獲得6〇(rc之優異高溫耐 力之鋼材而勒新提案者，故與在其他溫度範圍中之高溫耐 力佳的鋼材係依據不同設計思想。 圖式簡單說明 第1圖係模式地說明有關本發明耐火鋼材之一例，係顯 示Mo含量與模擬熱影響區在600。(：之拉伸試驗中熔接連接 部斷面縮率（SR斷面縮率）的關係之圖表。 第2圖係模式地說明有關本發明耐火鋼材之一例，係顯 示B含量與模擬熱影響區在600。(：之拉伸試驗中熔接連接部 斷面縮率（SR斷面縮率）的關係之圖表。 第3圖係模式地說明有關本發明耐火鋼材之製造方法 之一例’顯示將本發明鋼（水冷途中停止）回火之情況下的回 火溫度與600°C高溫拉伸耐力之關係的圖表。 13 201000646
用以實施發明 <最佳形態 f火鋼材之一例，顯示 響區之耐再熱脆化性 下沈本發明之熔接連接部之对再熱脆化性與韋刃性 =之财火鋼材及其製造方法之實施形態進行說明。又，該 實％升“係用以使發明之主旨可獲更佳理解而詳細說明 者’凡是未特別指定，皆非用以限定本發明。 有關本發明的溶接連接部之耐再熱脆化性與勒性佳的 耐火鋼材係至溫強度4〇〇〜6〇謂酿2級的对火鋼材，其係 藉由下11此種鋼材而概略構成者，即，以質量％計，含有： C : 0.010% 以上而小於 0.05%、Si : 0.01 〜0.50%、Mn : 0.80 2.0G/。O.G.5G%以上而小於2.GG%、v:G.Q3〜0.30%、
Nb : 〇.〇1 〜ο·ι〇%、N : 謝〜〇·_%、A1 : 〇.〇〇5〜〇·ι〇% , 並將Ni、Cu、Μο、β的各自含量限制在：Ni : 〇 1〇%以下、 Cu : 0.10%以下、Mo : 〇 1〇%以下、B :小於〇 〇〇〇3%，甚 且，將屬於不純物成分的P、S、0之各自含量限制在：p : 小於0.020%、S :小於〇_〇〇50%、〇 :小於〇 010%，並具有 由殘餘部分鐵及不可避免的不純物所形成的鋼成分，形成 前述鋼成分的元素中，Cr、Mo、Ni、Cu及Μη等各元素， 滿足下記（1)式所表示的關係。 4Cr[%]—5Mo[%]—10Ni[%]—2Cu[%]—Μη[%]>〇……（1) {唯，上記（1)式中，各元素濃度的單位係質量％。} 14 201000646 [耐火鋼材的鋼成分(化學成分組成)] 首先，於實施本發明之際所規定之作為基本鋼化學成 为範圍的限定理由加以說明。又，在以下的說明中，各元 素的添加量全部是以質量％表示。 C : 0.010%以上而小於0.05% C是可有效提升鋼材之淬火性的元素，同時是用以形成 碳化物之必要元素。在鋼材中，為了使碳化物於最低至少 , 600°C的溫度穩定析出，必須添加〇在〇 〇1〇%以上。又一 旦添加C在0.05%以上，於大入熱量溶接熱影響區中，會形 成大量的殘留沃斯田鐵或析出碳化物，而可能會導致在熱 影響區使接合勒性顯著低劣化的情況，因此，將其添加範 - ®規定在⑽㈣以上而小於⑽5%。若考量到溶接入熱量變 、 得更大的情況，。含量以少量者較為適當，故亦可將C限制 在〇鮮/。以上或0._%以上。又，為了接合勒性的提升， 亦可將C限制在〇 .040%以下。
Si ： 0.01-0.50% % Si係脫氧元素’同時亦是有助料火性提升的元素， 不過至少需添加ο·οι〇/〇以上才能顯現出效果。另__方面，若 添加Si超狐观時，河提高殘料斯田鐵的穩定性，尤 其可使熱影響區鞞性降低，因其屬此種元素，故將其添加 範圍規定在㈣韻％。為了確實進行脫氧，亦可將赚制 在〇规以上、0_10%以上或〇.15%以上。又為了熱影響區 的靭性提升，亦可限制在0 45%以下或0·40%以下。 Μη : 0_80〇/〇以上〜2.00% 15 201000646 _係7相較化元素’有助於淬火性的提升，不過在 如本發明之含Cr的鋼材中，若未添加Mn在o·8o%以上，巩 有無法展現上述效果之虞。又，若添加應超過2 ()%，則= 變態點的降低很顯著，在朝_t再熱時，伴隨粒界偏析二 熱影響區會於再熱時產生局部性，而導致顯 著的粒界強度降低的情況，或促進碳化物的粒界析出而^ 生析出脆化，而依據模擬熱循環相#於熱影響區的組織之 高溫拉伸試驗時的斷面縮率·，耐再熱脆化性變成15% 以下，因此將其添加範圍限定在〇8〇〜2〇%。為了更進—步 活用Μη的淬火性效果，亦可將Μη限制在0.90%以上、丨〇5二 以上或1.20%以上。又，為了防止Acl變態點之降低等，亦 可限制在1.80。/。以下或ι·60%以下。
Cr : 0.50%以上而小於2 〇〇0//。 〇可藉添加0.50%以上而獲得提高鋼材淬火性的效 果又’其亦具有與碳原子的親和力，而具備抑制Nb、v 或T124些與c的親和力極高之元素粗大化的效果。再加上， 鋼鐵相狀錢之形態本身’從鐵.碳原子系的共析型變化為 加馬區型’尤其在粒界發揮了提高變態點這個顯著效果。 然而，若添加Cr超過2·00%，雖然在鋼材特性上無特別的弊 °但疋在製鋼上的課題、亦即因除去不純物時間的延長 ^導致熔鋼溫度在精煉中降低，使鑄造性惡化，隨之導致 Ik時的成本提咼，因此，添加上限限定在2〇〇%。又，本 I月中，右在大^:添加V或&的情況下，必須將Cr&添加量 拴制在較佳為〇.5〇〜1，5〇%。唯，&的添加有時會降低製鋼 16 201000646 精煉時的熔鋼溫度，因此為了抑制成本升高，亦可將〇限 制在1.80%以下、1.50%以下或1.40%以下。又，為了提高^ 火性’亦可將Cr限制在0_75°/〇以上或丨〇〇%以上。 V ： 0.03-0.30% V係可形成容易在晶粒内細微分散的碳化物，對高溫耐 力之提升極為有效。其效果可藉添加〇.〇3%以上而展現， 又，若添加超過0.30%則粒界析出與粗大化明顯，而使耐再 熱脆化性惡化’因此將添加範圍限定在〜〇.3〇%。唯， 在回.火的步驟中，V碳化物具有粒界析出的傾向’因此亦可 將V限制在0.25%以下或0.20%以下。又，為了高溫耐力提 升’亦可將V限制在0.05%以上或0.08%以上。
Nb : 0.01 〜0.10%
Nb可與碳原子短時間結合而以NbC析出，有助於提高 室溫時的強度及高溫強度。同時，可顯著提高鋼材的淬火 性，亦有助於差排密度的提升，可提高由控制冷卻獲致的 鋼材強度提升效果。然而，Nb的添加量若小於0.01%則看 不出前述效果，又，若添加超過〇·1〇。/。，則會產生朝粒界之 NbC粗大析出，引起再熱脆化，而恐助長在高溫下溶接連 接部的不穩定破壞，因此將其添加範圍限定在 0.01〜0.10%。為了活用由Nb所獲致的強度提升效果，亦可 將Nb限制在0.02%以上、0·03%以上或〇 〇4%以上。又，為 了避免再熱脆化，亦可將Nb限制在0.08%以下或0.06%以 下。 N : 0.001 〜0.010% 17 201000646 N在本發明中並未積極地添加，其係為了避免粗大氮化 物生成而應予控制的元素。不過，N若是微量添加，其化學 性比碳化物更穩定，因此有時會以碳氮化物析出而有助於 高溫而f力提升。因此，N的添加量係規定在0.001%作為工 業性下限，又，添加量的上限，係為了抑制粗大氮化物的 生成而規定在0.010%。為了高溫耐力提高，亦可將N限制 在0.080°/。以下或0.060%以下。 A1 ： 0.005-0.10% A1係在鋼材脫氧及藉A1N生成獲致細粒化上為必要的 元素，尤其在含有Cr的鋼材中，為了防止在精煉中因Cr氧 化而變得不易添加於鋼材中，故添加作為主要的脫氧元 素。這種單憑A1即可抑制熔鋼中氧濃度的效果，係可藉由 添加0.005%以上而獲得，因此A1的下限值定為0.005%。另 一方面，A1含量若超過0.10%，則會形成粗大的氧化物叢 集，而有損鋼材的靱性，因此上限值規定為0.10%。為了更 確實脫氧及藉A1N生成而獲致細粒化，亦可將A1限制在 0.010%以上、0.015%以上或0.020%以上。又，為了防止粗 大氧化物叢集形成導致鋼材靱性降低，亦可將A1限制在 0.08%以下或0.06%以下。
Ni :小於0.10%
Cu :小於0.10%
Mo : 0.10%以下 B :小於0.0003%
Ni、Cu、Mo、B皆係對淬火性提升方面為有效，而其 18 201000646 含里如以下所述有所制限。 Νι與Cu係如業已敘述，會使Acl變態點顯著降低，乃 疋有可能促進藉粒界之局部變態所導致之再熱脆化的元 素。因此’該等元素係即使作為不純物混入也應予排除， 或者’也必須在精煉步驟中下工夫防止其混入。其容許上 限皆為0_10。/〇’因此基於考量到工業性生產的從容度，而將 其含3：制限規定在小於〇 1〇0/〇。 同樣的’基於防止火災後熔接連接之再熱脆化的觀 點’含有Mo及B是較不適宜的，即使其以不純物混入也應 該盡量避免’本發明群以實驗而明瞭其嚴密的含量制限。 第1圖係顯示，為了評價於本發明鋼材中添加Mo之含 量對火災設想再熱時的耐再熱脆化性所造成的影響，而對 相當於模擬熱循環熱影響區組織在6〇(rc高溫拉伸試驗時 的斷面縮率的座標圖。在此，斷面縮率在15%以下的情況 時’於破斷截面的一半以上可觀察到明暸的粒界破壞形 態’可判斷其耐再熱脆化性低劣化。 具體而言’係實施如下試驗，即：給予已設想熔接入 熱量2kJ/mm的模擬熱影響區熱循環（以150。(〕/秒朝1400¾ 之溫度進行加熱’於保持2秒後從800。(：到500°C之溫度帶通 過時間約16秒)作成模擬熱影響區，將之從室溫花費1小時 升溫至火災設想溫度6〇〇ac的溫度，保持30分鐘後，對試驗 片以油壓施加應力，且增加應力直到試驗片截斷為止的試 驗（以下稱之為SR斷面縮率試驗），評價已截斷的試驗片之 斷面觀察、與將斷面面積除以試驗前試驗片平行部截面積 19 201000646 所得之值所表示_面縮神〜⑽％:以下亦略稱為崎 面縮率），以之作為該試驗結果。 ，從第1圖的座標圖可得知，當M〇添加超過0.10%時，前 述斷面縮率變成15%以下。又，可確認當sr斷面縮率在Μ% 以下時的斷面’其係斷面的—半以上有粒界破裂。 同樣地，本發明鋼材中添加B的情況時，在6〇〇°c 中的SR斷面縮率的關係、顯示於第2圖的座標圖。獲知b係依 據僅0._3%的添加而使队斷面縮率壓低在丨州以下。 根據這些實驗結果，而規定M。： 0_1()%以下、b :小於 0.0003%的舰。II由該蚊，可防止_連接部的再熱脆 化。 為了充分取得本發明的效果，必須非常留意B的 混入， 包括作為原材料的廢料、礦石、合金原料或爐材料等的污 染所造成的混人’ B添加量必須嚴格控管在小於讀〇3%。 在可嚴密選擇製鋼原料的情況下，若考量到工業性成分分 析值的§吳差，B的可容許上限值為小於〇 〇〇〇2%。 又’為了使屬於耐再熱脆化性的評價指標之811斷面縮 率確實超過15°/。，在本發明中，藉由以次式{ [SRS] = 4Cr[%] -5Mo[°/。]— 10Ni[°/。]-2Cu[%]-Mn[°/。] }(對應於上記（1)式） 所表示之SRS值’規定化學成分組成。 該[SRS]式係如既已敘述，將防止河〇造成的粒界析出 脆化、或不致發生Ni、Cu、Μη等γ相穩定化元素導致粒界 在高溫下局部變態所造成的粒界局部軟化的化學成分範 圍，以實驗結果進行多元直線型迴歸分析，將5尺斷面縮率 20 201000646 超過15%的極限範圍近似直線，將其係數概略整數化所表 示者。 又’在上記[SRS]式中，必須使{ [SRS]>0}的關係成 立’滿足依該式所獲致的規定與本發明化學成分組成的規 定兩者，方可實現確切的再熱脆化防止。 第4圖係規定上記SRS值之際所實施的實驗結果，亦即 顯示SR斷面縮率相異的鋼材之SRS值、與SR斷面縮率15〇/〇 之邊界線的關係之座標圖，依據本座標圖，而依據前述方 法決定上記[SRS]式的係數。 本發明中，透過作為不純物混入的Mo、Ni、Cu與意圖 性添加的Μη、Cr之間的相關，即使是在規定化學成分内， 也會些微使SR斷面縮率試驗時的SR斷面縮率降到15之 下，為了防止這種情況，故以上記[SRS]式規定。 例如，含有Ni、Cu、Mo各自為上限值0.1%時，就算使 Μη量在I·8%，然而當ClMi0_8%的情況下，SRS就變為負。 這時，析出脆化與局部軟化會同時發生，而無法防止再熱 脆化。相反的，當添加Cr在1.5%時，就算將其他元素添加 到上限值為止，仍可防止再熱脆化。 如此，本發明並非揭示一種僅限定各個化學成分組成 即可完全防止再熱脆化之鋼材，而是再加上構成上記[srs] 式（對應於申請專利範圍第1項的（1)式）的化學成分之最適 當化指標，而規定出用以抑制再熱脆化的合金成分範圍。 P :小於0.020% S :小於0.0050% 21 201000646 Ο :小於0.010% Ρ、s ' ο係分別作為不純物而對鋼材本身的靭性造成 莫大影響，且對火災時的再熱脆化亦會有所影響，故實驗 上已確δ忍的含有上限，分別限制為ρ :小於〇 〇2〇%、s :小 於0.0050%、Ο:小於0.010%。而為了進一步謀求靭性改善， 亦可限制為？小於0.015%或小於0〇1〇%，8小於〇〇〇4%或小 於0.003%，0小於0.0050%或小於〇 ο。％%。 藉由以上已說明之鋼成分的規定，以本發明即可實現 鋼材的熔接連接部在火災時的耐再熱脆化性優異、且在 5kJ/mm的大入熱量熱影響區勒性方面亦佳、在6〇〇。〇溫度下 的高溫时力極高的鋼材。 接著，以下就本發明中的選擇成分元素之添加範圍的 限定理由進行說明。
Ti :大於0.005%而在0.050%以下
Zr : 0.002〜0.010%
Ti及Zr係碳化物及氮化物形成元素，可添加該等元素 用於析出強化。本發明中在發揮析出強化能力上，Ti必須 添加超過0.005°/。’又，當添加超過0.050%則粗大碳化物會 粒界析出，致使耐再熱脆化性低劣化，因此將其添加範圍 限定在超過0.005〇/〇而在0.050%以下。又，Zr係基於與Ti完 全相同的理由而限定在0.002〜0.010%。以上兩種選擇元素 當中，可選擇添加1種或2種以上。
Mg : 0.0005〜0.005%
Ca : 0.0005〜0.005% 22 201000646 Υ : 0.001 〜0.050%
La ： 0.001-0.050%
Ce : 0.001 〜0.050% 根據如前述之s的制限與Μη添加量，本發明的鋼材 中，於中心偏析部的MnS生成基本上雖很少，不過在大量 生產時，並無法作到完全沒有。因之，為了減低硫化物對 鋼材勒性造成的影響，可添加硫化物形態控制元素，同時， 可進一步提高本發明的效果。 亦即，本發明中’可選擇含有Mg : 0.0005〜0.005%、
Ca : 0.0005〜0.005%、Y : 〇·〇〇ι% 〜0 050%、La : 0·001% 〜0.050%、Ce:0.001% 〜0.050%當中的 1種或2 種以上。 該等元素的添加量，每一個皆在小於下限值時即無法 展現上述效果，又，若超過添加上限，則會生成粗大氧化 物叢集，可能使鋼材的不穩定破壞產生，故分別限定在上 述範圍。又，Mg及Ca亦可限制在0.003%以下，γ、La&Ce 亦可限制在0.020%以下。 [鋼材組織] 一般皆知，隨著環境溫度上升，組織強化對鋼材的高 溫強度之助益即減少。這是因為隨著環境溫度的上升，會 進行組織結構復原（隨差排的上升運動而促進合一消滅或 擴散現象等）的緣故。因此，在高溫強度的展現上，在室溫 下材料所具有的内部應力（差排強化或析出強化等材料強 化因子當中藉由支配機構所概略決定的材料變形阻力）之 維持極為重要。 23 201000646 亦即，首先，於鋼材中導入用以使材料強度展現所必 須之量的差排，而防止差排在高溫領域中消滅的因子、例 如高密度的不動差排或高密度分散的析出物之存在就變得 很重要。 基於這種理由，本發明中，除前述鋼成分的規定以外， 再將鋼材組織如以下進行規定則更佳。 (差排密度） 本發明的耐火鋼材中，鋼材之肥粒鐵相中的差排密度 以在101G/m2以上為佳。鋼材之肥粒鐵相中的差排密度若在 該範圍，可獲得高溫強度特性優異的耐火鋼材。 本發明之鋼成分（化學成分組成）係作成將防止差排組 織結構復原的析出強化因子導入之最適當組成，以使耐再 熱脆化性提升，不致成為在受到5kJ/mm之大入熱量熔接之 熱影響的熱影響區中之靱性降低的原因。 因此 > 必須使财火鋼材處於暴露在南溫如的狀’亦 即在火災發生前的常溫環境中，導入即使在高溫下亦可充 分展現強度這種差排的狀態。 本發明中，藉由這種理由，將鋼材之肥粒鐵相中的差 排密度規定在l〇1Q/m2以上，實現優異的高溫強度特性(請一 併參考後述製造方法的說明）。鋼材之肥粒鐵相中的差排密 度若小於101(Vm2，則變得不易得到上述效果。 在此，測定鋼材的差排密度之方法，可利用從X射線繞 射峰值的半寬度評價的方法（參考下記參考文獻1)。具體而 言，首先，將試驗片素材切斷加工為10mmxl0mmx2mm後， 24 201000646 將主面進行鏡面拋光，之後， 秸由化學拋光或電解拋光將 鏡面拋光表面嵌接50μπι以上。虹# 丄，丨 接著，將該試料設置於X射 線繞射裝置，於前述抛光主而 兀土由’入射Cr-K«或Cu-Kdmx 線’精老面反射X射線繞射法，推 凡別成進仃 a-Fe(110)、（211)及（220) 面的繞射線之測定。Cr-Kdril p 〇 «特性X射線，係分別由 f
接近Κ”線及K”線所形成。因此，藉由Raehinger的方法(請 參考下記參考文獻2)，在各自的結晶面繞射峰值上，扣除 接近的K”線繞射峰值高度，評氣丨線繞射峰值半寬度。 該繞射峰值半寬度係與結晶内的平均應力變形ε呈比例， 因此，藉由Williamson-Hall法（請參考下記參考文獻^，可 以從繞射峰值半寬度求得ε。 進一步，從平均應力變形ε，洲記載於下記參考文 獻1(ρ·396-399)之（10)式：{ ρ叫个斗"/“}，可求得差排密 度ρ (個/m2)。在此，前式中的b，係卜格式差排向量的大小 (=0.248x1 〇Λη)。 (1)參考文獻1 :中島孝一等「利用χ射線繞射之差排密 度評價法」材料與製程、日本鐵鋼協會、ν〇1.17(2004), Ν〇3, ρ.396-399 (2) 參考文獻2 : Guinier,A、高良和武等譯「χ線結晶學 的理論與實際改訂3版」理學電機（1967), ρ,406 (3) 參考文獻 3 : G.K.Williamson and W.H.Hall, Acta Metall., 1(1953), p.22 (變韌體或麻田散鐵的組織占有率） 本發明的耐火鋼材係以在鋼材組織中，令變韌體或麻 25 201000646 田散鐵的光學顯微鏡組織占有率在20°/。以上之淬火組織為 佳。鋼材組織中的變韌體或麻田散鐵的組織占有率若在該 範圍，則可作成具有前述規定之差排密度的鋼材。鋼材組 織中的變韌體或麻田散鐵的組織占有率一旦小於20%，則 不易得到前述鋼材之肥粒鐵相中之差排密度（l〇1G/m2以 上）。 (碳化物或氮化物的析出密度） 本發明的耐火鋼材係以由Nb、V、Cr、Ti或Zr當中的1 種以上所形成的碳化物或氮化物在鋼材中以2個/μιη2以上 的密度析出為佳。本發明中，使由前述這種碳化物或氮化 物形成、用以展現高溫強度的差排移動障害之析出物以前 述範圍密度在鋼材中析出，並以適當的分散狀態混雜存在 於差排之間的狀態，藉此，可確實獲得高溫耐力的提升效 果。鋼材中的前述碳化物或氮化物之密度若小於2個/μηι2， 則不易獲得前述這種高溫而ί力提升效果。 [耐火鋼材的製造方法] 以下，針對本發明之熔接連接部之耐再熱脆化性與靱 性佳的耐火鋼材之製造方法，說明其限定理由。 有關本發明之熔接連接部的耐再熱脆化性與靱性佳之 耐火鋼材的製造方法，係將具有如前述鋼成分的鋼片，加 熱至1150〜1300°C的溫度之後，施行熱加工或熱軋，在800 °C以上的溫度中結束該熱加工或熱軋，之後，在溫度到500 °C為止的期間，進行加速冷卻以使於該鋼材各部位之冷卻 速度為2°C /秒以上，在該鋼材的表面溫度成為350〜600°C的 26 201000646 溫度領域時停止加速冷卻，之後將之放冷的方法。 本發明中，係提出一種可獲得600°C溫度下的高溫耐 力、对再熱脆化性、及即使在受到5kJ/mm之炫接入熱量所 造成的影響之熱影響區亦可確保靱性之鋼成分（化學成分 組成），然而若單純以輥軋製造這種鋼材，並無法穩定獲得 本發明的效果。這是由於本發明的化學成分組成主要是著 眼於再熱脆化之防止以及熱影響區靱性之獲得而規定者， 因此關於室溫強度、降伏比、高溫強度的規格方面，有時 僅憑化學成分組成的規定範圍並無法滿足的緣故。 如前所述，伴隨環境溫度的上升，組織強化對鋼材的 高溫強度之助益減少，因此，為了展現高溫強度，必須要 求維持材料在室溫下所具有的内部應力。為此’必須於鋼 材中導入必要量之用以使材料強度展現的差排，而必須使 例如高密度的不動差排、或以高密度分散的析出物這些防 止差排在高溫中消滅的因子存在。 本發明中所規定的化學成分組成，係導入析出強化因 子，以使对再熱脆化性提升，不致成為受到大入熱量熔接 之熱影響的熱影響區中造成靱性降低的原因之最適當組 成。因此，必須是而才火鋼材暴露於尚溫如的狀恶’亦即在 火災發生前的常溫壤境中’就必須先導入在南溫中也可充 分展現強度的這種差排之狀態。 為此，而採用將鋼材加速冷卻使組成性過冷卻狀態穩 定化的方法，以工業性觀點而言乃屬適當。然而，在工業 性上，要將板厚偏厚的鋼板均勻冷卻，在技術上並不容易， 27 201000646 必須採用稱為控制冷卻的鋼板均一冷卻機構。 在此，將鋼材使用於實際的建築結構物之際，必須將 業已製造的鋼板切斷為任意形状，而完成構成構件，不過 從這種觀點來看，鋼材的所致之處，亦即鋼材全體的各部 位都必須具備同樣的組織。 本發明中，係著重於這一點，而將控制冷卻速度定為2 °C/s，以使其成為本發明化學成分組成中屬充分差排密度之 101 Q/m2以上設為必要條件。 又，將前述冷卻速度至少維持於變韌體變態開始點（相 當於肥粒鐵變態之際的Ar3點），之後，必須將截面組織的 至少20%以上作成變韌體組織或麻田散鐵組織，才能獲得 先前的差排密度。因此，將從800°C朝500°C冷卻時的平均 冷速規定為2°C/s作為管理指標。 該冷卻可持續到變韌體變態完全結束的Bs點（相當於 肥粒鐵變態的Arl點），不過依據化學成分組成，Bs點也可 能在500°C以上，故未必一定要持續進行水冷到500°C。作 為冷卻速度的指標所限定的從800°C朝500°C冷卻時的平均 冷速，係基於在Bs點在500°C以上的鋼材中，Bs點以下的冷 卻速度對於差排密度提升這個觀點而言毫無意義，因而規 定者。 又，本發明中，為謀求步驟的省略，敢於將該控制冷 卻步驟於途中停止，之後放冷，藉此，可提升通常經過控 制冷卻-回火步驟所製造的鋼板之生產性。 具體而言，藉控制冷卻步驟所獲致的冷卻處理係：在 28 201000646 該鋼材的表面溫度成為350〜600°C的溫度領域停止，之後進 行放冷，藉此，雖然並未全部相同，但可得到概略相同效 果的步驟。亦即，藉由控制冷卻-途中停止及放冷步驟，可 使生產性更進一步提高。 又，藉控制冷卻步驟所進行的冷卻處理係：在成為100 °C以下且室溫以上的溫度領域時停止，之後進行放冷的方 法，該方法可於鋼材組織中，將戴面組織的至少20%以上 作成變韌體組織或麻田散鐵組織，如此可確實得到淬火組 織，依這點而言更為適當。 另一方面，未經過這種高生產性的步驟而是採用習知 製造方法的控制冷卻-回火，也沒有問題，相反的，對Bs變 態點在500°C以下、淬火性較低的鋼，寧可採用控制冷卻-回火的步驟，以材料特性的觀點來看，可進行穩定的生產。 甚至，藉由控制冷卻到l〇〇°C以下進行淬火，測定鋼材 的強度時，在鋼材中的可動差排密度偏高的情況下，降伏 應力較外觀上為低，降伏比低於0.8，可獲得稱為「低降伏 比（YR，Yield Ratio)」的特性。可獲得這種特性的作用，在 採用上述控制冷卻-途中停止步驟的情況時也很顯著，可更 提高其效果。 這種低降伏比的鋼材，因為塑性變形開始應力低，且 拉伸強度高，材料歷經重大變形而破壞，可適當作為耐震 性優異的建築結構物之素材來使用。 因此，本發明中，也可適用於控制冷卻到l〇〇°C以下而 不再回火的製造步驟，在穩定獲得鋼材耐震性上為有效的 29 201000646 方法。 又’上述控制冷卻後的回火處理，可在400〜750。(：（實 質性的Ac 1變態點正下方溫度;|為止之間適宜選擇來決定溫 度’只要依據所需要的材料強度、碳化物析出狀態與母材 化學成分組成來決定即可，可提高本發明效果。 又’其熱處理時間也相同，回火時的組織變化以物質 的擴散所支配時，溫度與時間係作為可給予相同效果的參 數而可相互變換。亦即，在高溫下則以短時間、低溫下則 以長時間處理，藉此可以同等處理。 又，透過回火處理，可促進碳化物析出，其效果在高 溫強度中很顯著，不改變室溫強度即可使高溫強度提高， 這一點本發明群已實驗性地得知。 又，作為控制冷卻後的回火處理，係將鋼材在400°C 〜750 C的温度範圍中以5分以上360分以内的時間回火，使 Nb、V、Cr、Ti或Zr當中的1種以上所形成的碳化物或氮化 物，在鋼材中以2個/μιη2以上的密度析出作為條件，依可使 耐火鋼材的高溫強度進一步提升這點上很適宜。 第3圖係將申請專利範圍1〜3項所記載的本發明鋼中， 將作成記載於下記表1的化學成分組成之鋼，藉由控制冷卻 -途中水冷停止來製造，接著在400〜700°C中保持〇·5小時之 後’再度於600°C測定高溫耐力’將其結果相對於回火溫度 所顯示的座標圖。 如第3圖所示，< 知高溫而寸力係在5 5 0 °C顯示出最高 值，相較於未經回火的鋼，其高溫耐力增加。這時，當所 30 201000646 需要的对力超過162N/mm2(室溫強度500N/mm2級鋼的情況 其強度規模最低值為325N/mm2的1/2)的情況下，由1萬倍的 觀察倍率所致之穿透式電子顯微鏡觀察，已確認碳化物於 鋼材中以2個/μιη2以上的密度析出。這是作為回火效果之本 發明最大特徵。 通常，回火係以降低室溫強度為目的而實施，而本發 明中，已得知使用以展現高溫強度之差排移動障害之析出 物以適當分散狀態混雜介於差排之間，可確實得到高溫耐 力提升的效果。因此，本發明中的回火條件，不僅是習知 回火這類室溫強度的調整，還依據用以提升高溫強度的碳 化物析出控制而規定者。
31 201000646 1 I< i SRS 1 1 . F-H 〇> 寸 o o CO o o o cc o 5 o 寸 o o o 11 LQ — o o CJ C--0 o o r—( 0. 06 £ 0. 01 > 0. 08 JD Γ<ϊ o o CS] 〇 d »—H 1—^ o o in o o T—^ S O' 寸 ·—H m ；0. 25 〇 0. 04 i 含量1 32 201000646 又’用以確貫得到此種金屬結構的技術，可使用將鋼 材控制輥軋淬火的手法，具體而言，作為將用以展現優異 高溫耐力之差排朝鋼材導入所必要且充分的製造方法，係 在1150°C以上、13〇〇。(：以下的溫度預熱，之後，實施鍛造 等熱軋加工或粗軋輥、或精輾輥乃至最後加工（敏造）後，將 輥軋(加工）結束溫度限制在800°C以上，以此作為使各種高 溫穩定碳化物、例如NbC、VC、TiC、ZrC、Cr23C6等完全 固熔的條件，藉以極力提高之後的加速冷卻開始溫度來提 高淬火性乃是必要的。 又，輥軋之際，基於必須極力消除鑄造時的組織以促 使再結晶、以及使小凝固空隙等壓密之目的，較佳為留意 將熱軋加工時的減壓比（在輥軋時軋下前的板厚除以報軋 後的板厚所得之值，在鍛造等的熱軋加工時戴面積的暫時 邊化率的積算值之倒數）限制在2.5以上，以獲得健全的結 構這種制限的目的是為了防止因結構不均勻所導致的偏 析或空隙助長再熱脆化。 亦即，除了化學成分組成的規定之外，再加上併用如 上述之製造條件的規定，則可在極高的成品率且合金添加 量也可最適當化之下，製造高溫耐力佳的耐火鋼材。 如以上所說明，依據有關本發明的熔接連接部之耐再 熱脆化性與勒性佳的耐火鋼材及其製造方法，可提供一種 鋼材，其係在600 C溫度中的強度、尤其是拉伸财力可在室 溫時的1/2以上，即使在火災設想溫度中，熱影響區接合也 不會產生再熱脆化，且可同時獲得5kJ/mm以上的大入熱量 33 201000646 炫接部的接合靱性，並可製造此種鋼材。 實施·(列 以下，例舉有關本發明之熔接連接部的耐再熱脆化性 4之耐火鋼材及其製造方法的實施例，以進一步具體說明 本發明，而本發明並非限定於下記實施例，可在適宜於前、 後述主旨的範圍内添加適當變更進行實施，這些皆係納入 本發明的技術性範圍者。 [耐火鋼材的樣本製作] 在製鋼步驟中控制熔鋼的脫氧•脱硫與化學成分，藉 由連續铸造製作出下記表2所顯示之化學成分組成的札旋 爲鋼板。接著，依據表3賴示的各製造條件，將軋鍵爲鋼 板再加熱並進行厚板輥軋而作成預定的板厚之後，施行依 據各條件的熱處理，藉此而製作出耐火鋼材的樣本。 具體而言，首先，對軋錠扁鋼板以1160〜128(rc的溫度 進行再加熱1小時之後，立即直接開始粗軋輥’於i〇5(rc 2 溫度作成板厚100mm的鋼板。接著，以下記表3所顯示的條 件，作成精加工厚度為15〜35_的厚鋼板，或者㈣練 軋成最大厚度為15〜35mm之載面形狀複雜的形鋼，控制使 其精加工溫度變成在800。(：以上進行最後輥軋。接著，於輥 軋結束後，立即直接以5随的溫度為目標進行藉水冷所^ 致的加速冷卻’ _彳謂式或局部料熱電偶的方法確認 鋼材表面温度於鋼材各部位處於500±5(rc的、、四戶矿圍即 停止藉水冷獲致的加速冷卻，之後進行放冷，製作出本發 明（申請專利範圍第卜6項）相關的耐火鋼材之各樣本（本發 34 201000646 明鋼：鋼編號1〜41)。 又，製作成為下記表4所示的鋼成分之軋錠扁鋼板，除 了將製造條件定為下記表5所示各條件以外，其餘以與上記 本發明鋼相同的程序，製作比較例的而ί火鋼材之樣本（比較 鋼：鋼編號51〜80)。 再者，利用表2的鋼編號1〜4所示的鋼成分素材，以表6 所示棍軋條件製作出翼緣厚度21 mm的Η形鋼。 [評價試驗] 針對依據上記方法所製作的耐火鋼材之各樣本，進行 如下的評價試驗。 首先，從上述耐火鋼材之各樣本的板厚1/2部-輥軋長邊 (L)方向採取各試驗片，針對拉伸特性及夏比衝擊試驗特 性，進行測定並評價。 耐力（降伏應力）係依據JIS Ζ 2241所記載而實施拉 伸試驗方法之際的應力-應變曲線圖上，將上降伏點明顯出 現的情況評價為上降伏點，未出現的情況則以0.2%耐力評 價，顯示於下記表3及表5。 母材靱性係以JIS Ζ 2242為準則，藉由業已賦予 2mmV凹痕的4號衝擊試驗片，以在0°C的夏比衝擊試驗所測 定的吸收能量之測定進行評價。這時，靱性的閾值係考量 到建築結構物的耐震性而定為27J。 針對南溫強度（南溫而ί力）’係從上述对火鋼材之各樣 本，採取平行部直徑(J)6mm、平行部長度30mm的高溫拉伸 試驗片，依據JIS G 0567記載的高溫拉伸試驗之規定， 35 201000646 以拉伸應變速度0.5%/分使試驗片變形，採取應力-應變曲線 圖而測定高溫耐力。這時的耐力係全部作為0.2%耐力。 針對溶接連接部的科性、亦即对脆化特性，係利用上 述耐火鋼材的各樣本，進行加工45度的X開槽角作為炼接連 接部，未經預熱與後熱，以3層以上的叮(3熔接（氣體遮護鎢 孤銲；Tungsten Innert Gas arc weiding)、或SAW熔接（潛弧 鮮；Submerged Arc Welding)進行熔接，就其熔接連接部， 以上述方法评價溶接連接部的勒性、亦即对脆化特性。這 時，由熔接時的輸出、電流、電壓值計算而確認熔接入熱 量係常時5k〜6kJ/mm。 >又，作為判斷炫接連接部在火災後的脆化之指標者， 係同樣在製造鋼材之後’實際以5k】/mm的人熱量形成炫接 連接和將其溶接連接部整體以1小時升溫到細。C之各種 溫度，保持0·5小時後，衫^ □、、ra Λ ^ 一 _
以上，可判斷再熱脆化顯著發生， 定為15°/。。 ’清楚得知粒界破壞率在50% t生’因此SR斷面縮率的閾值 本實施例中的本發明鋼 之耐火鋼材的化學成分組成—
36 201000646 同時’針對比較鋼的耐火鋼材，其機械性特性的評價結果 -覽如於下絲5。㈣，岭㈣化學^所構成_ 形鋼之製造條件及機械特性評價結果顯示於表6。 又，在表2、4中，SRS係以4[%Cr]—狀例一 1〇[%洲 -邪Cu] - [%Mn]所代表祕接連接部之再熱脆化指標 的計算值。 表3、5、6中，各項目係意指下述事項。 YS(RT):室溫的拉伸对力 YS(600):溫度60(rc中的高溫拉伸耐力 YR :將$溫的降伏耐力/拉伸強度的比以鹏指標顯 示之值 vEO-B :鋼材在(TC下的夏比吸收能量 vEO-W:相當於5〜6kJ/mm入熱量的熔接模擬熱影響區 之夏比吸收能量 幸軋後々卻速度.輥軋結束後，通過獅時的平 均冷卻速度❹水冷停止溫度為止的平均冷卻速度 。张斷面縮率：賦予相t於溶接連接部的熱循環後，於 600°C實施高溫拉伸試驗之際的斷裂斷面縮率 37 201000646 m •r. -Γ" 二 r~, T-1 1， i - Γ: 1 二 ：-TJ T·丨.二 -r- 7: in ; ?·. -r? r— \.r.' .R TJ π r~ r- 1C L- i - — - r^: £ o'i X 2 X Γ:’ τ LT- -T· fj f : '.二 L~ X X 1 o X I.r. z r·^' τ i τ' 二 z rj 二 | C：' •Jl o . o o ! I· \ :. - 'J: c !— ! g 二 r— |o, no k;, c r~ r~. C X C- c- — > ? C- ~i 5 i Cr: E l'- 卜 y: o ~λ •Ξ — l~ '' i * 〇 \ -C -£ 1 一 i^ooo o| 5 .二 -- C* X — ’二. rj ί ο ° hi —· —' ! -: c c c： ,- ΐ .二 <:*: 三 Ξ 卜 1 二 Ο ο 卜 rr I 二 Ξ 1 — Γ\) Γ) l." 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42 201000646 [評價結果] 表2及表3所示的鋼編號1〜41係本發明鋼，以6〇〇r為火 災設想溫度的财火鋼材之實施例。如表3所示的機械性特性 之測定結果可清楚得知，每個鋼皆係當室溫耐力為 235N/mm2以上時為117N/mm2 ’又，室溫耐力為325N/mm2 以上時則為162N/mm2以上，滿足所需要的高溫特性，同時 母材及溶接連接部皆係於〇°C為27J以上，因此屬本發明鋼 之鋼編號1〜41的耐火鋼材，很明顯地在鋼材之靱性及連接 靱性上滿足所需要的性能。 又，表2中顯示用以防止再熱脆化的化學成分制限指標 之SRS值（單位係質量％)。如表2所示，SRS值係在本發明鋼 中全部皆成為正數值。 又，關於表3所示之製造時的控制冷卻條件，從8〇〇到 500°C的平均冷卻速度’若是冷卻到50(TC以下的情況則維 持不變，而若是在500°C以上途中停止的情況則分別記載了 到停止溫度為止的平均冷卻速度。又，在業已實施回火的 鋼方面，也一併記載了其溫度與保持時間。 相對於如上述之本發明鋼的耐火鋼材，表4及表5所示 之鋼編號51〜80之比較鋼的对火鋼材，係因未符合本發明所 規定的化學成分組成或各製造條件的某一項’因此如以下 所說明，其結果為無法滿足某方面的特性。 鋼編號51的耐火鋼材係，C量相對於本發明的規定範圍 屬於過多，因此其高溫耐力超過600N/mm2級鋼規格的上限 值590N/mm2，甚且因淬火性提高，因此變成舊T粒界明顯 43 201000646 出現的鋼，耐再熱脆化性評價時的SR斷面縮率變低的例子。 鋼編號52_火鋼材係，因未充分添加c，因此在本發 月《金成77 |&圍上無法確保室溫耐力，變成無法於結構中 導入充分差排’因此碳化物本身的量也很少，且差排上的 粒内析出碳化物量也減少，_t高溫耐力低劣的例子。進 -步，鋼編號⑽淬火性低劣並同時熱影響區组織也變成 粗大化肥粒鐵主體，在則麵人熱量這歡人熱轉接時 的熱影響區靱性下降到27;的例子。 鋼編號53的耐火鋼材係_加量少，導致脫氧不充 分，Μη系氧化物的叢集生成而鋼_性低劣的例子。 鋼、’扁號54 W耐火鋼材係Μη添加過剩結果導致泮火性 變得過高，室溫耐力超過規格上限值59麵_2，在熱影響 區的舊r粒界明顯出現，又，因素材的施量高故srs變成 負，财再熱脆化性評價時的SR斷面縮率降到15%的例子。 又，鋼編號54-2的耐火鋼材，因Mn量小於〇 8〇%而為 0.71%’因此淬火性不充分，在室溫及6Q(rc的•（降伏應 力）不充分的例子。另-方面，鋼編號54_3的而才火鋼材係因 Μη量超過2.嶋而為2_15%，因此粒界強度降低等，導致溶 接連接部的财再熱脆化性評價日寺的s R斷面縮率低於i %以 下而為13°/。偏低的例子。 鋼編號55的耐火鋼材係屬於&添加量過剩，導致組織 含有麻田散鐵組織’於大人熱量炫接時，碳化物析出係在 明顯的r粒界處增加’熔接連接部的熱影響區部〇。。夏比衝 擊吸收能量為15J偏低，低於目標的27J的例子。 44 201000646 鋼編號5 6的耐火鋼材係C r添加量不足而淬火性降低， 無論室溫、600°C的耐力都很低，甚且SRS值變成負，耐再 熱脆化性評價時的SR斷面縮率低於15%，同時熔接連接部 的組織變成肥粒鐵主體，大入熱量熔接時的靱性不足的例 子。又，鋼編號56-2的耐火鋼材係Cr添加量不足而淬火性 低，無論在室溫及600°C的耐力皆低劣，SR斷面縮率也低於 15%的例子，又，鋼編號56-3之财火鋼材係Cr添加量高達 2.14%，熔接連接部的熱影響區部〇°c夏比衝擊吸收能量未 達目標的27J之例子。 鋼編號57的耐火鋼材係Nb量過多，NbC在熔接連接部 的粒界以高密度析出，耐再熱脆化性評價時的SR斷面縮率 低於15%，且NbC的粗大析出也在粒内發生，乃是母材之靱 性及大入熱量溶接時的熱影響區靱性降低的例子。另一方 面’鋼編號57-2的耐火鋼材，係Nb量小於〇.〇1 %而為0.004% 偏低，因此無法得到由添加Nb所獲致的充分強度提升效 果’在室溫及600°C的耐力未達到目標的例子。 鋼編號58及58-2的财火鋼材係v量過多而有粗大VC碳 化物生成’耐再熱脆化評價時的SR斷面縮率低於15%，同 時熔接連接部的組織變成肥粒鐵主體，大入熱量溶接時的 靱性不足，甚且母材的靱性也降低的例子。又，鋼編號58_3 的耐火鋼材係因V量小於0.03%，故無法獲得高溫耐力提升 的效果，未達到60(TC高溫耐力目標的例子。 鋼編號59的耐火鋼材係因Mo量過剩添加，因此雖然 6〇〇 C的高溫耐力得以確保，但熔接連接部的耐再熱脆化性 45 201000646 評價時之SR斷面縮率低於15〇/〇。 過剩，因此 耐再熱脆化 鋼編號60的耐火鋼材，係混入了抑而其旦 僅粒界變態點降低，SRS變成負，熔接連接部的 性評價時的SR斷面縮率低於15〇/〇。 鋼編號61及61_2的耐火鋼材，係麵加了 Cu的情況 下’與刪樣地僅粒界變態點降低，炫接連接部的财再熱 脆化性評價時之SR斷面縮率低於丨5%的例子。 鋼編號61-3的耐火鋼係降低了熔鋼中的氧濃度，因此 取代了理應添加作為脫氧元素的A卜僅進行屬脫氧元素的 Si所造成的脫氧，但因A_生成量从，故鋼材的勒性也 很低’熱影響區部的(TC夏比衝擊吸收能量也未達到目標的 27J的例子。另一方面，鋼編號61_4係因μ量過多，故產生 尺寸在數μηι以上之粗大氧化物叢集，鋼材靭性降低，鋼板 本身及熱影響區部的0充夏比衝擊吸收能量未達到目標的 27J的例子。 鋼編號61 -5的耐火鋼，係藉由混入了來自廢料、合金 原料等的Β ’而使Β含量變為0.0004%過多，熔接連接部的 耐再熱脆化性評價時之SR斷面縮率低於15%的例子。 鋼編號62的财火鋼材係Ν量過剩，有粗大氮化物生成， 鋼材靱性、大入熱量溶接時的靱性、以及熔接連接部的耐 再熱脆化性評價時之S R斷面縮率全部都降低的例子。 鋼編號63的耐火鋼材，係在添加了 β的情況下’於炫接 連接熱影響部粒界有多數ΒΝ析出，耐再熱脆化性評價時之 SR斷面縮率低於15%的例子。 46 201000646 鋼蝙號64的耐火鋼材係因〇量變高而生成氧化物叢 集鋼材靱性與大入熱量炫接時的熱影響區勒性降低的例 子。 鋼編號65的耐火鋼材係ρ的含量過高、另外鋼編號的 的t火鋼材係8含量過高，兩者的鋼材叙性與炫接連接部的 耐再熱脆化性評價時之s R斷面縮率低於丨5 %之例子。 鋼編號67的耐火鋼材係Ti添加量過多，鋼材的靱性、 大入熱里熔接時的靱性、以及熔接連接部的耐再熱脆化性 時之SR斷面縮率任一種皆降低的例子。 鋼編號68的耐火鋼材係Zr添加量變得過多，&碳化物 粗大且夕量析出，鋼材的靱性、大入熱量熔接時的靱性、 以及熔接連接部的耐再熱脆化性評價時之SR斷面縮率全都 降低的例子。 鋼編號69的耐火鋼材係Ca、鋼編號70的耐火鋼材係 Mg、鋼編號71的而子火鋼材係γ、鋼編號72的耐火鋼材係& 鋼編號73的耐火鋼材係La的各自添加量皆分別過剩，而共 通生成氧化物叢集，鋼材的靱性與大入熱量熔接時的熱影 響區科性降低的例子。又，在鋼編號辦，發現藉Mg添加 而由熱影響區氧化物分散所引起的組織細粒化，而可獲得 大入熱量熱影響區勒性。 鋼編號7 4的耐火鋼材係化學成分全在本發明的規定範 圍内，但疋SRS值變成負，因此耐再熱脆化性評價時的§尺 斷面縮率低於15%的例子。 鋼編號75的对火鋼材係輥軋前加熱溫度過高，結晶粒 47 201000646 粗大化，鋼材勒性降低的例子。 鋼編號7 6的对火鋼材係親札結束溫度偏低 '化學成分 方面雖滿足本發明鋼，但因淬火不充分，故母材結構中的 差排密度變低，無法穩定達成室溫與600°C耐力目標的例 子。又，本實施例中的差排密度之測定方法，係採用上述 的「從X射線繞射峰值的半寬度評價的方法」。 鋼編號7 7的对火鋼材係在報軋結束後的冷卻時水量密 度（每單位體積供給的水量）降低、冷卻速度降低，外觀上的 淬火性降低而無法穩定達成室溫與600°C的耐力目標的例 子。 鋼編號78的耐火鋼材係因水冷停止溫度設定過高，因 此化學成分雖在本發明鋼的範圍内，但是無法穩定達成室 溫與600°C的高溫耐力目標的例子。 鋼編號7 9的而"t火鋼材係因回火溫度過南’因此熱處理 溫度超過Acl變態點（約740 °C )變成二項區（two-Phase Region)，相反地，淬火組織與回火組織混合存在，室溫而寸 力超過規格上限值的例子。 鋼編號8 0的财火鋼材係因回火時間過長’結果導致組 織的差排密度顯著降低，無論室溫與600°C的耐力目標都未 能穩定獲得的例子。 依據以上所說明的實施例之結果，可明顯得知，本發 明的耐火鋼材不僅靭性及高溫強度佳，同時熔接連接部之 对再熱脆化性佳。 產業之可利用性 48 201000646 依據本發明，可提供靭性及高溫強度佳、同時熔接連 接部之耐再熱脆化性佳的建築用耐火鋼材，因此其産業上 可利用性極大。 【圖式簡單說明】 第1圖係模式地說明有關本發明耐火鋼材之一例，係顯 示Μ 〇含量與模擬熱影響區在6 0 0 °C之拉伸試驗中熔接連接 部斷面縮率（SR斷面縮率）的關係之圖表。 第2圖係模式地說明有關本發明耐火鋼材之一例，係顯 示B含量與模擬熱影響區在6 0 0 °C之拉伸試驗中熔接連接部 斷面縮率（SR斷面縮率）的關係之圖表。 第3圖係模式地說明有關本發明耐火鋼材之製造方法 之一例，顯示將本發明鋼（水冷途中停止）回火之情況下的回 火溫度與600°C高溫拉伸耐力之關係的圖表。 第4圖係模式地說明有關本發明耐火鋼材之一例，顯示 耐再熱脆化性指標值SRS與模擬熱影響區之耐再熱脆化性 評價試驗時之斷面縮率的關係圖。 【主要元件符號說明】 (無） 49
Claims (1)
- 201000646 七 1. 、申請專利範圍： 一種熔接連接部之耐再熱脆化性與韌性佳之耐火鋼 材，係室溫強度400〜600N/mm2級之而t火鋼材，以質量％ 計，含有： C : 0.010%以上而小於0.05%、 Si : 0.01 〜0.50%、 Μη : 0.80〜2.00%、 Cr : 0.50%以上而小於2.00%、 V ： 0.03-0.30% ' Nb ： 0.01-0.10% ' N ： 0.001-0.010% ' A1 : 0.005〜0.10% ; 又，限制Ni、Cu、Mo、B的各自含量為： Ni :小於0.10%、 Cu :小於0.10%、 Mo : 0.10%以下、 B :小於0.0003% ; 又，限制屬於不純物成分之P、s、o之各自含量為： P :小於0.020%、 S :小於0.0050%、 Ο :小於0.010%， 並具有殘餘部鐵以及不可避免的不純物所形成的 鋼成分， 又，構成前述鋼成分的元素當中，Cr、Mo、Ni、 50 201000646 Cu及Μη之各兀素係滿足下記（^式所表示的關係： 4Cr[〇/〇] - 5Mo[〇/〇] - i0Ni[〇/〇] - 2Cu[〇/〇] - Mn[〇/〇] > 0…… (1 ;) (唯’上Z(l)式中，各元素遭度的單位為質量％)。 2.如申請專利範圍第丨項之炫接連接部之耐再熱脆化性與 韌性佳之耐火鋼材，其中以質量％計，更含有： Ti :大於0.005%而在0.050%以下、 Zr ： 0.002-0.010% 當中的1種或2種以上。 3_如申請專利㈣第丨或2項之_連接部㈣再熱脆化 性與韋刃性佳之耐火鋼材，其中以質量％計，更含有： Mg ： 0.0005-0.005% ' Ca : 0.0005〜0.005%、 Y : 0.001 〜0.050%、 La ： 0.001-0.050% > Ce ： 0.001-0.050% 當中的1種或2種以上。 4·如申請專利範圍第卜3項中任1之祕連接部之财 再熱脆化性油性佳之教崎，其巾細材的肥粒鐵 相中之差排密度為l〇〗(W以上。 5.如申請專利範圍第1〜4項中任—項之溶接連接部之耐 再減化性與_佳之収崎，係在細材結構中， 使變韋刃體或麻田散鐵之光學顯微鏡結構占有率在2 〇 % 以上，而由淬火組織形成。 51 201000646 6. 如申請專利範圍第1〜5項中任一項之熔接連接部之耐 再熱脆化性與韌性佳之耐火鋼材，係在該鋼材中，使 Nb' V、Cr、Ti或Zr當中的1種以上所形成的碳化物或氮 化物’以2個/μηι2以上的密度析出。 7. —種耐再熱脆化性與韌性佳之耐火鋼材之製造方法，係 將具有如申請專利範圍第1〜3項中任一項之鋼成分的 鋼片’加熱至1150〜1300。(：的溫度後，施行熱加工或熱 軋，於800 C以上的溫度結束該熱加工或熱軋，之後， 在到達溫度500°C之間，進行加速冷卻使該鋼材的各部 位中的冷卻速度為2。(3/秒以上，並於該鋼材的表面溫度 成為350〜600 C的溫度領域中停止該加速冷卻，之後放 冷。 8· —種耐再熱脆化性與韌性佳之耐火鋼材之製造方法，係 將具有如申請專利範圍第1〜3項中任一項之鋼成分的 鋼片，加熱至1150〜130(TC的溫度後，施行熱加工或熱 軋，於800 C以上的溫度結束該熱加工或熱軋，之後， 在到達溫度500°C之間，進行加速冷卻使該鋼材的各部 位中的冷^卩速度為2。(：/秒以上，並於鋼材的表面溫度成 為10 0 C以下且室溫以上的溫度領域中停止該加速冷 部，之後放冷，藉此，於該鋼材結構中，獲得變韌體或 麻田散鐵之光學顯微鏡結構占有率在2〇%以上的泮火 組織。 9· -種祕連接部之耐再熱脆化性㈣性佳之耐火鋼材 之製造方法’係於適用了如申請專利範圍第7項或第8項 52 201000646 之製造方法後，將該鋼材於400°C〜750°C的溫度範圍 内，以5分以上360分以内的時間回火，藉此使Nb、V、 Cr、Ti或Zr當中的1種以上所形成的碳化物或氮化物， 於該鋼材中以2個/μιη2以上的密度析出。 53 201000646 四、指定代表圖： (一) 本案指定代表圖為：第（1 )圖。 (二) 本代表圖之元件符號簡單說明： (無） 五、本案若有化學式時，請揭示最能顯示發明特徵的化學式： 201000646 ...^—. 年月E]?:J」 (本㈣書 來1 pc分類： ※申請案號外"。丨7 y 11勿任意更動，※記號部分請輯寫 ※申請曰： 、發明名稱：（中文/英文） 炫接連接部之耐再熱脆化性與韋刃性佳之耐火鋼材及其製造方法 二、中文發明摘要： 本發明係提供—種高溫鼓及轉連接部之料舰化性盘勒性 佳之对火㈣，係、下述賴製造者，即室溫強度彻〜6贿酿2 級之鋼，且含有·· C ·· 〇侧％以上而小於⑽5%、& :⑽〜q $㈣、Μη : 0.80〜2.0G%、Ci· : G.5G% 以上而小於2.G()%、ν : 〇 ㈣观、灿： 0.01410%、N : 〇·_〜〇._%、Ai : _5〜㈣％作為主要成分並 限制Ni、Cu、Mo、b的各自含量，且各元素係滿足4&[%]一5M〇[%] —10Ni[%] - 2Cu[%] - Mn[%] > 0所表示之關係。 三、英文發明摘要： 201000646 六、發明說明： t 明所屬才支斗好領3 發明領域 本發明是有關於鋼結構物，尤其是有關於藉由溶接構 5成建築用結構物所使用的耐火鋼材，特別是有關於在綱。c 中具有高降伏應力，同時溶接連接部之财他力（SR，Stress R e 1 i e f)脆裂性（耐再熱脆化性）與靭性佳之耐火鋼材及其製 造方法。 C先前#支名好J 10 發明背景 構成建築結構物的熔接結構體中，熔接連接部必須具 備優異特性乃是無庸置疑的。近年來，更要求具有在高溫 下拉伸強度優異之所謂「耐火鋼」之特性（财火性能）。 這是考量到環保問題，由日本國土交通省依據須以無 15耐火被覆來使用鋼材的日本「新耐火設計法」所決定的特 性，並以依據日本國土交通省告示333號(2004年)之性能為 準則者。 在此，所謂耐火性能，係指在無被覆的狀態下，當鋼 材暴露於火災之際，鋼材必須在某個固定時間持續發揮必 2〇 要強度，在此期間，建築結構物不致倒塌毀壞，好讓居住 的人員可容易逃脫所必須的性能。 在鋼材未設置耐火被覆的情況下，基於對火災規模或 火災時的環境溫度做出各種設想，因而吾人要求將支持鲈 構物強度之鋼材所須具備的高溫下強度，盡可能提到最高。 3 201000646 關於具備這種耐火性能的鋼材，自以往就已在各方面 實施了研究開發。 例如，有關於已添加Mo之高溫強度極高的鋼材，其發 明揭示可見於(a)日本特開2001-294984號公報、（b)日本特開 5 平10-096024號公報、（c)日本特開2002-115022號公報。 這些專利文獻a〜c中所揭示的技術，皆是有關於藉由 Mo碳化物之析出硬化、或是其他碳化物的析出硬化與組織 強化的併用’而提高高溫強度的材料。 另一方面’因各種合金元素之供需吃緊，工業上添加 10 Mo會導致鋼材成本提高，基於該理由，也可見採用其他合 金設計的技術揭示。 這方面的發明，尤其可舉出（d)日本特開平07-286233 號公報中所記載發明之例子，其以6〇〇。(：左右的溫度為對 象，尋求淬火性提升以確保高溫強度而添加B。或是可舉出 15 (e)曰本專利第36352〇8號公報中所記載的例子，其係添加屬 於7相穩定化元素之Cu、Μη等。 但是，若未經考慮即隨意如專利文獻(e)所載般添加τ 相穩定化元素的話，或是，如專利文獻(d)般基於抑制從粒 界的成核或成長、使低溫變態組織生成之目的而添加B的情 20 況下，在鋼材的粒界暴露於高溫中時，會有顯著脆化（高溫 變形時之延性受損的現象，稱為再熱脆化）的問題。 根據本發明群的研究，已清楚得知，在這種鋼材中， 即使高溫強度很高，但由於幾乎沒有高溫變形能，因此， 若是採用使結構物變形集中於熔接連接部並由其承擔的這 201000646 種汉。十或&壞已發生時，則主要是熱影響區(HA?，取扣 Affected Zone)這也是與炫接金屬的境界附近熱影響區側 的粒界不_追(^於火災高溫時的變形，而產生粒界破壞的 情況。 5 ‘述種脆化現象(再熱脆化現象），主要有下述幾種情 況·透過粒界析出而脆化的情況；以及因偏析而僅粒界的 變態點降低，該粒界部分的強度顯著減少而產生局部變 开'。果就呈現出從粒界制離這種破壞的情況。與鋼材的 化子成刀相依而進行各種變化這一點也已透過本發明群的 10 研究而明朗化。 如上所述’火災時鋼材暴露於高溫中並保持於600。(：附 近的溫度之際’在熱影響區的炫接金屬附近所產生的粒界 脆化皿㈣時的延性降低），即使業已提升高溫強度的鋼 、。構物之母材部很健全，仍可能牽涉到伴隨在熔接連接部 5不疋之破壞形態而產生難以預測的重大變形這種結果。 i 20 马、、、°構物之設計變得很困難，結果，以作為 于奋。構而5 ’很明顯的，即使是在鋼材具備充分之高溫 強1情況下’仍可能變成不適切的結構體。。 别述專利文獻a〜e中所記載的習知耐火鋼材，每個皆非 影響區之再熱時(亦即火災時)之粒界脆化而進 是高溫二：而:是僅具備針對著眼於高溫強度、尤其 、中強度㈣行合金設計之見解者。 s售♦的耐火鋼材，在基於 添加M。或B這點 ㈣一強度之目的而 白是利用在60〇°c之溫度下，粒界析出 5 201000646 之Mo碳化物或B氮化物之形成能力高的元素所獲致之物。 引述k種再熱脆化現象，鱗單純僅因析 出脆化而顯露者。該事象乃是本發明群研究之結果而首次 明朗化之事象，屬於勒新的解決課題。 習知上，在耐熱鋼的領域中，已知再熱脆化可藉由添 加〇在細上而獲得減輕，又，添加量纽州以下時則不 易產生再熱脆化。 10 15 在不含⑽鋼材中，逐步緩緩添加Cr，當添加量超過 〇·5%，則組織容㈣行變滅變態，材㈣度即提升。這 疋口為斤火，提升所獲致的結果，然而同時，變動體組織 a月瞭留下舊7粒界，因此在該舊^粒界的脆化易於變得 顯在化，推測再熱脆化即容易發生。 另-方面，當添加2%以上的。時—般的碳化物例如 寻月厌鐵即I付不穩定’而生船‘碳化物，而其他碳化 物例士 Mo2C同様被Cr奪走竣原子，變得難以在粒界粗大 化。推測藉此可防止粒界脆化，然而另-方面，〇23C6碳化 物也會變得容易粒界析出。 曰此上述這些假說雖已大量提案，但是，關於&添 加置與再熱脆化的關係，至今仍未確立出—確定的見解。 —在這觀況T，本發a鱗進料精研究。結果發現， 刚述再熱脆化現象與鋼材之變態點有關聯。 亦p Cr之添加，具有提高鋼材之變態點、並同時消 耗固紅而更進—步提高變態點的效果。另-方面，已知作 為r穩定化元素的Ni、Mn一旦大量添加，就會降低變態 20 201000646 點。於是，當碳原子等在粒界濃縮時，在本發明中設為對 象的高溫領域亦即600°C的溫度中，變態點與高溫耐力評估 溫度接近，粒界的一部分產生α — τ變態而即已進行相變 態，其原子組態轉換之際，從組織中失去大量的差排，強 5 度顯著降低，因之從粒界破壞，此點已獲知。 其結果，提高鋼材之變態點一事就變得極為重要，同 時，大量添加與碳原子的親和力高而易於粒界析出的元 素，在提高高溫強度這點上稱得上有效，然而同時，會導 致提高熱影響區的再熱脆化感受性，因而導致作為結構物 10 方面的設計困難，其已明顯成為新的課題。 甚且，近年來，基於土地之有效活用之目的，建築物 有大規模化、高層化之傾向，這種結構物的大型化，也導 致屬於建築資材之鋼板、形鋼或鋼管的大型化，為了提升 這些鋼製品的生產效率、或提升組裝效率，故而傾向於提 15 高熔接時之入熱量。因此，若在熔接入熱量很高的情況下 仍欲獲得充分耐震性，就必須充分提高熔接部的靱性。 【發明内容3 發明揭示 本發明係有鑒於前述習知耐火鋼所具有的問題而完成 20 者，其目的在於在獲得高溫強度的同時，確立上述習知鋼 所無法解決的課題即熔接連接部之耐再熱脆化性，而可提 供一種、熔接連接部之对再熱脆化性與動性佳之对火鋼材及 其製造方法。 本發明群為了解決上述問題而專精研究，本發明最重 7 201000646 要的課題係實現並揭示一種财火鋼材，其係將鋼材的化學 成刀加以最適虽化，以求在600它的火災設想溫度下可滿足 室溫規格強度至少㈣上’同時’於祕連接部之接合 (Bond:熱影響區與熔接金屬之邊界部，亦稱炼融邊界 5 (FusionLine)的部分)處，於〇°c的溫度下具有充分靱性，且 於火災時的再熱之際兼具耐再熱脆化性者。 如前已述，為了獲得高溫強度，首先，必須導入支配 材料強度的差排，為此，依需要量添加^與^，在不㈣ 剩添加論並限制屬其穩定化元素之撕，&之添加，再 10加上基於防止容易發生粒界脆化之BN生成故基本上不添 加B。又’ Mo的添加量方面，也為了抑制仏石炭化物之粗大 粒界析^故抑制在〇·1%以下，以此而獲得耐再熱脆化性。 於疋’具體性指標係將耐再熱脆化性指標值srs值以下 式定義而導入： 15 [SRS] = 4Cr[%] - 5Mo[%]-— 2Cu[%卜 Mn[%] 並以數值定量地限定合金設計指標。 又，在熱影響區中加諸5kJ/mm以上入熱量之大入熱量 熔接部上，4 了確實獲减影響區與炼接金屬㈣界部亦 20即接合之充分勒性，故限制C量小於〇.〇5%較普通鋼材為 f ’又’抑制C添加量在0.01%作為最低限度的添加量。同 ，，藉由在本發明所規定的範圍内適當選擇合金元素添加 里’可作出兼顧高溫強度及大入熱量熱影響區勒性的化學 成为組成上為最適化者。 201000646 又，將本發明鋼材進行通常的輥軋處理並以放冷來製 造的方法，並無法獲得優異的高溫強度。這是由於為了獲 得前述接合勒性而限制合金元素量，因此淬火性不夠充足 的緣故。 5 依據本發明群的研究，對於該問題已得知可藉由控制 冷卻來完成彌補。亦即，已發現藉由下記之1)或2)這類方 法，可配合在高溫中的析出強化，而實現在高溫中的強度 展現。 1) 在熱軋之際，充分取得減壓比而將鑄造組織均質 10 化，在800°c以上的高溫中結束輥軋，接著以2°C/s以上的冷 卻速度將鋼板的各部位控制冷卻，並將該冷卻持續到1 〇 〇 °C 以下的溫度為止，藉此，可一度作為變韌體組織進行淬火 處理，使其室溫強度提升，同時將室溫耐力偏低控制的方 法；或者，接著藉由進行回火熱處理而將強度與靱性最適 15 當化，這種並用控制冷卻與回火熱處理的方法。 2) 同様在800°C以上的溫度結束輥軋之後，同様以2°C/s 以上的冷卻速度將鋼板的各部位冷卻，並在400〜750°C的溫 度範圍停止控制冷卻，之後進行放冷，由此進行可與在冷 卻到室溫為止的冷卻途中回火獲得同樣效果的途中停止型 20 控制冷卻方法，或者，進一步，於之後進行回火熱處理， 利用使鋼材強度與碳化物或者氮化物的析出密度確實提升 的方法，藉此製作實質上20%以上為變韌體或回火變韌體 組織所形成的鋼板之方法。 在此，本發明中所說明之所謂必要的高溫強度（高溫耐 9 201000646 力），原則上係意指室溫規格耐力的1/2，例如，當範圍存在 於以日本JIS規格等所規定的鋼材耐力中時，以其下限值的 1 /2為必要财力。 因此，必要的高溫耐力會因應室溫強度而變化，以拉 5 伸強度4〇〇N/mm2級鋼而言，就是室溫耐力下限值235N/mm2 的1/2即117N/mm2(小數點以下捨棄），而以拉伸強度 500N/mm2級鋼而言’就是室溫耐力325N/mm2的1/2即 162N/mm2。 本發明中的這些規定，未必是實際工業規格所規定 10 者，而是經設計計算所推定之值，乃是包含安全率的標準。 每一個皆設定有下限，而沒有上限值。 依據以上檢討結果所完成的本發明要旨如下。 [1]一種熔接連接部之耐再熱脆化性與韌性佳之耐火鋼 材’係室溫強度400〜600N/mm2級之财火鋼材，以質量％計， 15 含有：C : 0·010%以上而小於0 05%、si : 〇 〇1〜〇 5〇%、Mn : 0.80〜2.00%、Cr: 0.50%以上而小於2.〇〇〇/〇、V : 0.03〜0.30%、 Nb ： 0.01-0.10% > N ： 0.001-0.〇1〇〇/〇 . A1 ： 0.005-0.10% ； 又’限制Ni、Cu、Mo、B的各自含量為：Ni :小於0.10%、 Cu :小於〇.1〇〇/0、Mo : 0.10%以下、b :小於0.0003% ;又， 20 限制屬於不純物成分之P、S、Ο之各自含量為：P :小於 0.020% ' S :小於0.0050%、〇 :小於0.010%，並具有殘餘 部鐵以及不可避免的不純物所形成的鋼成分，又，構成前 述鋼成分的元素當中’ Cr、Mo、Ni、Cu及Μη之各元素係 滿足下記（1)所表示的關係·· 10 201000646 4Cr[°/〇] - 5M〇[%] ~ l〇Ni[%] - 2Cu[%] - Mn[%] > 0......(1) (唯，上記（1)式中’各元素濃度的單位為質量％)。 [2] 如前述[1 ]之炼接連接部之对再熱脆化性與動性佳 之耐火鋼材，其中以質量％計，更含有：Ti :大於0.005% 5 而在0.050%以下、Zr : 0.002〜0.010%當中的1種或2種。 [3] 如前述[1]或[2]之熔接連接部之耐再熱脆化性與韋刃 性佳之耐火鋼材，其中以質量％計，更含有：Mg : 0.0005〜0.005%、Ca : 0.0005〜0·005〇/〇、γ : 〇 〇〇1〜〇 〇5〇%、 La : 0.001 〜0_050。/。、Ce : 0.001 〜0.050%當中的 i 種或2種以 10 上。 [4]如前述[1]〜[3]之任一項之熔接連接部之耐再熱脆化 性與韌性佳之耐火鋼材，其中該鋼材的肥粒鐵相中之差排 密度為1010/m2以上。 [5] 如前述ΠΗ4]之任-項之炼接連接部之耐再熱脆化 性熱性佳之耐火鋼材，係在該鋼材結構中，使_體或 V. 20 麻田散鐵之光學顯微鏡結構占有率在2〇% 又 。乂上，而由淬火 組織形成。 [6] 如前述[Π〜[5]之任一項之炫接遠技 饮咬钱部之耐再埶 性與韌性佳之耐火鋼材，係在該鋼材中 & ，使Nb、V、Cr、 Ti或Zr當中的1種以上所形成的碳化物 9 Λ ^ 4氣化物，以2個 /μιη2以上的密度析出。 [7] —種耐再熱脆化性與韌性佳之 , ▼之鋼材之生t 法，係將具有如前述[1]〜[3]中任—項之鋼 熱至U50〜13G(TC的溫度後，施行熱加埶”的鋼片，加 4熟軋，於8〇〇。匸 11 201000646 以上的溫度結束該熱加工或熱軋，之後’在到達溫度5〇〇°c 之間，進行加速冷卻使該鋼材的各部位中的冷卻速度為2°c /秒以上，並於該鋼材的表面溫度成為350〜600°c的溫度領 域中停止該加速冷卻，之後放冷。 5 [8] —種耐再熱脆化性與韌性佳之财火鋼材之製造方 法，係將具有如前述[1 ]〜[3]中任一項之鋼成分的鋼片，加 熱至1150〜1300。(：的溫度後’施行熱加工或熱軋，於800°c 以上的溫度結束該熱加工或熱軋’之後’在到達溫度500°C 之間，進行加速冷卻使該鋼材的各部位中的冷卻速度為2°C 10 /秒以上，並於該鋼材的表面溫度成為l〇〇°C以下且室溫以 上的溫度領域中停止該加速冷卻，之後放冷，藉此，於該 鋼材結構中，獲得變韌體或麻田散鐵之光學顯微鏡結構占 有率在20%以上的淬火組織。 [9 ] 一種熔接連接部之耐再熱脆化性與韌性佳之耐火鋼 15 材之製造方法，係於適用了如前述[7]或[8]之製造方法後， 將該鋼材於400°C〜750°C的溫度範圍内，以5分以上360分以 内的時間回火，藉此使Nb、V、Cr、Ti或Zr當中的1種以上 所形成的碳化物或氮化物，於該鋼材中以2個/μηι2以上的密 度析出。 2〇 依據如上之本發明之耐火鋼材，在600°C溫度時的強 度、尤其拉伸耐力乃是室溫時的1/2以上，故即使在火災設 想溫度下，熱影響區接合也不會發生再熱脆化，且同時可 獲得5kJ/mm以上的大入熱量熔接部之接合靱性。 又，依據本發明之耐火鋼材之製造方法，可製造出对 12 201000646 火鋼材，該耐火鋼材係在600t溫度時的強度尤其拉伸耐力 乃是室溫時的1/2以上，故即使在火災設想溫度下，熱影響 區接合也不會發生再熱脆化，且同時可獲得5kJ/mm以上的 大入熱量熔接部之接合靱性者。 5 因此，依據本發明，可提供高溫強度方面優異、並且 溶接連接部之耐再熱脆化性與靭性佳的建築用耐火鋼材。 又，高溫下的耐力係依據鋼材的組成，而於各個溫度 變化。在70(^以上的溫度中屬高溫耐力優異的鋼材，未： 可在小於70(TC的溫度下發揮很高的高溫对力。這是由於當 1〇 ?料暴露於火災環境中時，端視預先含有作為合金成分： 奴化物等之析出（稱為二次硬化)在哪個溫度範圍發生，而對 高溫对力影響至鉅。本發明係為了獲得600t之優異高溫耐 力之鋼材而勒新提案者，故與在其他溫度範圍中之高溫耐 力佳的鋼材係依據不同設計思想。 15 圖式簡單說明 第1圖係模式地說明有關本發明耐火鋼材之—例，係顯 示Mo含量與模擬熱影響區在⑼代之拉伸試驗中炫接連接 部斷面縮率（SR斷面縮率）的關係之圖表。 第2圖係模式地說明有關本發明耐火鋼材之一例，係顯 20示6含量與模擬熱影響區在6〇〇〇c之拉伸試驗中熔接連接部 斷面縮率（SR斷面縮率）的關係之圖表。 第3圖係模式地說明有關本發明财火鋼材之製造方法 之一例’顯示將本發明鋼（水冷途中停止）回火之情況下的回 火溫度與600。(：高溫拉伸耐力之關係的圖表。 13 201000646 第4圖係模式地說财關本發明耐火鋼材之—例，顯示 耐再熱脆化性指標值SRS與模擬熱影響區之耐再熱脆化性 評價試驗時之斷面縮率的關係圖。 C實施方式j 5 用以實施發明之最佳形態 以下，就本發明之熔接連接部之耐再熱脆化性與韌性 佳之耐火鋼材及其製造方法之實施形態進行說明。又，該 實施形態係用以使發明之主旨可獲更佳理解而詳細說明 者’凡是未特別指定，皆非用以限定本發明。 10 有關本發明的熔接連接部之耐再熱脆化性與靱性佳的 耐火鋼材，係室溫強度400〜600N/mm2級的耐火鋼材，其係 藉由下述此種鋼材而概略構成者，即，以質量％計，含有： C · 0.010%以上而小於0.05%、Si : 0.01 〜0.50%、Μη : 0.80〜2.00%、Cr : 0.50%以上而小於2·00%、V : 〇.〇3〜0.30%、 15 Nb ： 0.01-0.10% - Ν ： 0.001-0.010% ' A1 ： 0.005-0.10% > 並將Ni、Cu、Mo、B的各自含量限制在：Ni : 0_10%以下、 Cu : 0.10%以下、Mo : 〇. 10%以下、B :小於0.0003%，甚 且’將屬於不純物成分的p、s、O之各自含量限制在：p : 小於0.020%、S :小於0.0050%、0 :小於0.010%，並具有 20 由殘餘部分鐵及不可避免的不純物所形成的鋼成分，形成 前述鋼成分的元素中，Cr、Mo、Ni、Cu及Μη等各元素’ 滿足下記（1)式所表示的關係。 4Cr[%]—5Mo[%]—l〇Ni[%]—2Cu[%]—Μη[%] > 0......(1) {唯，上記（1)式中，各元素濃度的單位係質量％。} 14 201000646 [耐火鋼材的鋼成分(化學成分組成)] 首先’於實施本發明之際所規定之作為基本鋼化學成 分範圍的限定理由加以說明。又，在以下的說明中，各元 素的添加量全部是以質量％表示。 5 C · 〇·〇1 〇%以上而小於〇 c是可有效提升鋼材之淬火性的元素，同時是用以形成 碳化物之必要元素。在鋼材中’為了使碳化物於最低至少 600 C的溫度穩定析出，必須添加€在〇 〇1〇%以上。又，一 旦添加C在0.05%以上’於大入熱量溶接熱影響區中，會形 10成大量的殘留沃斯田鐵或析出碳化物，而可能會導致在熱 影響區使接合勒性顯著低劣化的情況，因此，將其添加範 圍規定在0·_〇/〇以上而小於〇.〇5%。若考量到炼接入熱量變 得更大的情況’ C含量以少量者較為適當，故亦可將匚限制 在(ΜΠ5%以上或0.020%以上。又，為了接合勒性的提升， 15 亦可將C限制在0.040%以下。 Si ： 0.01-0.50% Si係脫氡元素’同時亦是有助於淬火性提升的元素， 不過至少需添加0.01 %以上才能顯現出效果。另一方面’' w 添加Si超過0.50%時，Si可提高殘留沃斯田鐵的穩定性，2 20其可使熱影響區靱性降低，因其屬此種元素，故將其乔力 範圍規定在請〜0.50%。為了確實進行脫氧，亦可將阶^ 在0.05%以上、0·10%以上或〇.15%以上。又，為了熱影響區 的靭性提升，亦可限制在0.45。/。以下或〇4〇%以下。曰°° Μη : 0.80%以上〜2.00% 15 201000646 Mn#'r相穩定化元素’有助於淬火性的提升，不過在 如本發明之含Cl·的鋼材中，若未添加Mn在謂％以上恐 =’、去展現上述效果之虞。又，若添加Μη超過2 ，則 10 =的降低很顯著’在朝_。。再熱時，伴隨粒界偏析的 二〜日區會於再熱時產生局部性的而導致顯 著的粒界強度降低的情況，或促進碳化物的粒界析出而產 生析出脆化，而依據模擬熱循環相當於熱影響區的组織之 高溫_試驗時的斷面縮率判斷，耐再熱脆化性變成15% 以下’因此將其添加範圍限定在08〇〜2〇%。為了更進一步 活用Μη的淬火性效果，亦可將_限制姐·以上、u州 以上或1.20〇/〇以上。又，為了防止—變態點之降低等，亦 可限制在1·8〇°/。以下或1·6〇%以下。 、 Cr · 0.50%以上而小於2 〇〇% 15 &可藉添加G.5G%以上而獲得提高鋼材淬火性的效 果.：’其亦具有與碳原子的親和力，而具備抑制_、v 或Tik些與c的親和力極高之元素粗大化的效果。再加上， 鋼鐵相狀態圖之形態本身，賴·碳原子㈣共析型變化為 加馬區型，尤其在粒界發揮了提高變態點這個顯著效果。 2〇然巾，1添加Cr超過2鳩，雖然在鋼材特性上無特別的弊 害，但是在製鋼上的課題、亦即因除去不純物時間的延長 而導致熔鋼溫度在精煉中降低，使鑄造性惡化，隨之導致 製造時的成本提高，因此，添加上限限定在2 〇〇%。又，本 毛明中，右在大量添加v或Si的情況下，必須將〇的添加量 控制在較佳為0.W/O。唯，Cr的添加有時會降低製鋼 16 201000646 精煉時的熔鋼溫度，因此為了女 1 βΛ0/ Ρ制成本升高，亦可將Cr限 :规以下、讓以下或“一 火性，亦可將⑽制在G.75^上或以上。 V ： 0.03-0.30% 係可形成容易在晶㈣細微分散的碳化物，對高溫耐 力之提升極為有效。其效果可藉添加〇〇3%以上而展現， 又，若添加超過請％則粒界析出與粗大化明顯，而使财再 熱脆化性惡化，因此將添加範圍限定在〇 〇3〜〇鳥。唯， 在回火的步驟中，V碳化物具有粒界析出的傾向，因此亦可 H)將V限制在〇·25%以下或〇·2〇%以下。又為了高溫财力提 升，亦可將V限制在0.05%以上或〇〇8%以上。 Nb : 0.01 〜0.10% Nb可與碳原子短時間結合而以Nbc析出，有助於提高 室溫時的強度及高溫強度。同時，可顯著提高鋼材的泮火 15性，亦有助於差排密度的提升，可提高由控制冷卻獲致的 鋼材強度&升效果。然而，Nb的添加量若小於〇_〇ι。/。則看 不出前述效果，又，若添加超過010%，則會產生朝粒界之 NbC粗大析出，引起再熱脆化，而恐助長在高溫下熔接連 接部的不穩定破壞，因此將其添加範圍限定在 20 〇.01〜0.10%。為了活用由Nb所獲致的強度提升效果，亦可 將Nb限制在0.02%以上、0.03%以上或0 04%以上。又，為 了避免再熱脆化，亦可將Nb限制在0.08。/。以下或〇.〇6%以 下。 N : 0.001 〜0.010% 17 201000646 N在本發明中並未積極地添加，其係為了避免粗大氮化 物生成而應予控制的元素。不過，N若是微量添加，其化學 性比碳化物更穩定，因此有時會以碳氮化物析出而有助於 高溫对力提升。因此，N的添加量係規定在0.001 %作為工 5 業性下限，又，添加量的上限，係為了抑制粗大氮化物的 生成而規定在0.010%。為了高溫耐力提高，亦可將N限制 在0.080%以下或0.060%以下。 A1 ： 0.005-0.10% A1係在鋼材脫氧及藉A1N生成獲致細粒化上為必要的 10 元素，尤其在含有Cr的鋼材中，為了防止在精煉中因Cr氧 化而變得不易添加於鋼材中，故添加作為主要的脫氧元 素。這種單憑A1即可抑制熔鋼中氧濃度的效果，係可藉由 添加0.005%以上而獲得，因此A1的下限值定為0_005%。另 一方面，A1含量若超過0.10%，則會形成粗大的氧化物叢 15 集，而有損鋼材的靱性，因此上限值規定為0.10%。為了更 確實脫氧及藉A1N生成而獲致細粒化，亦可將A1限制在 0.010%以上、0.015%以上或0.020%以上。又，為了防止粗 大氧化物叢集形成導致鋼材靱性降低，亦可將A1限制在 0.08%以下或0.06%以下。 20 Ni :小於0.10% Cu :小於0.10% Mo : 0.10%以下 B :小於0.0003% Ni、Cii、Mo、B皆係對淬火性提升方面為有效，而其 18 201000646 含量如以下所述有所制限。 Νι與Cu係如業已敘述，會使Acl變態點顯著降低，乃 疋有可π促進II粒界之局部變態所導致之再熱跪化的元 f ®此’ $等元素係即使作為不純物混人也應予排除， 5或者’也必須在精煉步驟中下工夫防止其混入。其容許上 限皆為0.10%，因此基於考量到工業性生產的從容度，而將 其含量制限規定在小於010%。 同樣的’基於防止火災後熔接連接之再熱脆化的觀 點’含有Mo及Β是較不適宜的，即使其以不純物混入也應 10該盡量避免’本發明群以實驗而明瞭其嚴密的含量制限。 第1圖係顯示’為了評價於本發明鋼材中添加M〇之含 量對火災設想再熱時的耐再熱脆化性所造成的影響，而對 相當於模擬熱循環熱影響區組織在6〇(rc高溫拉伸試驗時 的斷面縮率的座標圖。在此，斷面縮率在15%以下的情況 15 時’於破斷截面的一半以上可觀察到明暸的粒界破壞形 態，可判斷其耐再熱脆化性低劣化。 具體而言’係實施如下試驗，即：給予已設想熔接入 熱量2kJ/mm的模擬熱影響區熱循環（以i50°C/秒朝1400。(： 之溫度進行加熱，於保持2秒後從80(TC到500°C之溫度帶通 2〇 過時間約16秒)作成模擬熱影響區，將之從室溫花費1小時 升溫至火災設想溫度600°C的溫度，保持30分鐘後，對試驗 片以油壓施加應力，且增加應力直到試驗片截斷為止的試 驗（以下稱之為SR斷面縮率試驗），評價已截斷的試驗片之 斷面觀察、與將斷面面積除以試驗前試驗片平行部載面積 19 201000646 所得之值所表示的斷面縮率（0〜100% ••以下亦略稱為8尺斷 面縮率），以之作為該試驗結果。 從第1圖的座標圖可得知，當]^0添加超過01〇%時，前 述斷面縮率變成15%以下。又，可確認當SR斷面縮率在15% 5 以下時的斷面，其係斷面的一半以上有粒界破裂。 又，同樣地，本發明鋼材中添加3的情況時，在6〇(rc 中的SR斷面縮率的關係顯示於第2圖的座標圖。獲知b係依 據僅0.0003%的添加而使811斷面縮率壓低在丨5%以下。 根據這些實驗結果，而規sMo: 〇1〇%以下、B :小於 10 0·0003%的龍。藉由該規定，可防止炼接連接部的再熱脆 化。 為了充分取得本發明的效果，必須非常留意B的混入， 包括作為原材料的廢料、礦石、合金原料或爐材料等的污 染所造成的混入，B添加量必須嚴格控管在小於〇 〇〇〇3%。 15在可嚴密選擇製鋼原料的情況下，若考量到工業性成分分 析值的誤差，B的可容許上限值為小於〇 〇〇〇2%。 又，為了使屬於耐再熱脆化性的評價指標之SR斷面縮 率確實超過15 %，在本發明中，藉由以次式{[SRS] = 4Cr[%] -2Cu[%] —Mn[%]}(對應於上記⑴式） 2〇 所表示之SRS值，規定化學成分組成。 該[SRS]式係如既已敘述，將防。造成的粒界析出 脆化、或不致發生Ni、Cu、Μη等r相穩定化元素導致粒界 在高溫下局部變態所造成的粒界局部軟化的化學成分範 圍，以實驗結果進行多元直線型迴歸分析，將紐斷面縮率 20 201000646 超過15%的極限範圍近似直線，將其係數概略整數化所表 示者。 又’在上記[SRS]式中，必須使{ [SRS]>0}的關係成 立’滿足依該式所獲致的規定與本發明化學成分組成的規 5 定兩者’方可實現確切的再熱脆化防止。 第4圖係規定上記SRS值之際所實施的實驗結果，亦即 顯示SR斷面縮率相異的鋼材之SRS值、與SR斷面縮率15〇/〇 之邊界線的關係之座標圖，依據本座標圖，而依據前述方 法決定上記[SRS]式的係數。 10 本發明中’透過作為不純物混入的Mo、Ni、Cu與意圖 性添加的Μη、Cr之間的相關，即使是在規定化學成分内， 也會些微使SR斷面縮率試驗時的SR斷面縮率降到15之 下’為了防止這種情況，故以上記[SRS]式規定。 例如，含有Ni、Cu、Mo各自為上限值0.1%時，就算使 15 Mn量在i·8% ,然而當Cr在0·8ο/〇的情況下，SRS就變為負。 這時，析出脆化與局部軟化會同時發生，而無法防止再熱 脆化。相反的，當添加Cr在1.5。/。時，就算將其他元素添加 到上限值為止，仍可防止再熱脆化。 如此，本發明並非揭示一種僅限定各個化學成分組成 20 即可完全防止再熱脆化之鋼材，而是再加上構成上^[SRS] 式（對應於申請專利範圍第1項的（1)式）的化學成分之最適 當化指標，而規定出用以抑制再熱脆化的合金成分範圍。 P :小於0.020% S :小於0.0050% 21 201000646 Ο :小於0.010% Ρ、s、ο係分別作為不純物而對鋼材本身的靭性造成 莫大影響，且對火災時的再熱脆化亦會有所影響，故實驗 上已確認的含有上限，分別限制為Ρ :小於〇 〇2〇%、s ··小 5 於0.0050%、〇 :小於0_010%。而為了進一步謀求靭性改善， 亦可限制為P小於0.015%或小於0.010%，s小於0.004%或小 於0.003%，Ο小於0.0050%或小於0.0030%。 藉由以上已說明之鋼成分的規定，以本發明即可實現 鋼材的熔接連接部在火災時的耐再熱脆化性優異、且在 10 5kJ/mm的大入熱量熱影響區靱性方面亦佳、在600°c溫度下 的南溫而ί力極南的鋼材。 接著’以下就本發明中的選擇成分元素之添加範圍的 限定理由進行說明。 Ti :大於0.005%而在0.050%以下 15 Zr : 0.002〜0.010% Ti及Zr係碳化物及氮化物形成元素，可添加該等元素 用於析出強化。本發明中在發揮析出強化能力上，Ti必須 添加超過0.005%，又，當添加超過0.050%則粗大碳化物會 粒界析出，致使耐再熱脆化性低劣化，因此將其添加範圍 2〇 限定在超過0.005%而在0_050%以下。又，Zr係基於與Ti完 全相同的理由而限定在0.002〜0.010%。以上兩種選擇元素 當中，可選擇添加1種或2種以上。 Mg ： 0.0005-0.005% Ca ： 0.0005-0.005% 22 201000646 Υ ： 0.001-0.050% La ： 0.001-0.050% Ce : 0.001 〜0.050% 根據如前述之S的制限與Μη添加量，本發明的鋼材 5 中，於中心偏析部的MnS生成基本上雖很少，不過在大量 生產時’並無法作到完全沒有。因之，為了減低硫化物對 鋼材靭性造成的影響，可添加硫化物形態控制元素，同時， 可進一步提高本發明的效果。 亦即，本發明中，可選擇含有Mg : 0.0005〜0.005%、 10 Ca ： 0.0005〜0.005%、Y : 〇·〇〇1〇/0 〜0.050%、La : 0.001%〜0.050%、Ce: 0.001%~0_050〇/〇當中的 1種或2種以上。該等元素的添加量’每一個皆在小於下限值時即無法 展現上述效果，又，若超過添加上限，則會生成粗大氧化 物叢集，可能使鋼材的不穩定破壞產生，故分別限定在上 15 述範圍。又，Mg及Ca亦可限制在0.003%以下，γ、La&c 亦可限制在0.020%以下。 L鋼材組纖] 20 一般皆知，隨著環境溫度上升，組織強化對鋼材的巧 溫強度之助益即減少。這是因為隨著環境溫度的上升，I 進行組織結構復原（隨差排的上升運動而促進合一消滅或 擴散現象等）的緣故。因此，在高温強度的展現上，在室〜 下材料所具有的内部應力（差排強化或析出強化等材料強 化因子當中藉由支配機構所概略決定的材料變形阻力）之 維持極為重要。 23 201000646 亦即，首先，於鋼材中導入用以使材料強度展現所必 /頁之里的差排’而防止差排在高溫領域中消滅的因子、例 如同达度的不動差排或高密度分散的析出物之存在就變得 很重要。 5 基於這種理由，本發明中，除前述鋼成分的規定以外， 再將鋼材組織如以下進行規定則更佳。 (差排密度） 本發明的耐火鋼材中，鋼材之肥粒鐵相中的差排密度 以在101Q/m2以上為佳。鋼材之肥粒鐵相中的差排密度若在 10 該範圍’可獲得高溫強度特性優異的耐火鋼材。 本發明之鋼成分（化學成分組成）係作成將防止差排組 織結構復原的析出強化因子導入之最適當組成，以使耐再 熱脆化性提升’不致成為在受到5kJ/mm之大入熱量炫接之 熱景> 響的熱影響區中之勒性降低的原因。 15 因此，必須使对火鋼材處於暴露在高溫前的狀態，亦 即在火災發生前的常溫環境中，導入即使在高溫下亦可充 分展現強度這種差排的狀態。 本發明中，藉由這種理由’將鋼材之肥粒鐵相中的差 排密度規定在1〇H)/m2以上，實現優異的高溫強度特性(請一 20 併參考後述製造方法的說明）。鋼材之肥粒鐵相中的差排密 度若小於1 〇 ] Q/m2，則變得不易得到上述效果。 在此，測定鋼材的差排密度之方法，可利用從x射線繞 射峰值的半寬度評價的方法（參考下記參考文獻Ό。具體而 言，首先，將1驗片素材切斷加工為l〇mmxl0rnmx2mm後， 24 201000646 將主面進行鏡面拋光’之後，藉由化學拋光或電解抛光將 鏡面拋光表面嵌接5〇nm以上。接著，將該試料設置於χ射 線繞射裝置，於前述拋光主面，入射Cr_K^iCu_Ka特性χ 線，藉背面反射X射線繞射法，進行α _Fe(〗丨〇)、（2丨丨）及(22〇) 5面的繞射線之測定。Cr_Ka4Cu-K：a特性X射線，係分別由 接近και線及Kq線所形成。因此，藉由Rachinger的方法(請 參考下記參考文獻2)，在各自的結晶面繞射峰值上，扣除 接近的Kq線繞射峰值高度，評價Και線繞射峰值半寬度。 该繞射峰值半寬度係與結晶内的平均應力變形ε呈比例， 10因此，藉由Williamson-Hall法（請參考下記參考文獻3),可 以從繞射峰值半寬度求得ε。 進一步，從平均應力變形ε，利用記載於下記參考文 獻UP.396-399)之⑽式：U =14 4f2/b2}，可求得差排密 度p (個/m2)。在此，前式中的b，係卜格式差排向量的大小 15 (= 0.248xl〇-9m)。 (1) 參考文獻1 :中島孝一等「利用χ射線繞射之差排密 度评饧法」材料與製程、日本鐵鋼協會、V〇U7(2〇〇4)，N〇3, p.396-399 (2) 參考文獻2 : Guinier，A、高良和武等譯「χ線結晶學 20的理論與實際改訂3版」理學電邮967)，p4〇6 ⑶多考文獻3 · G.K.Williamson and W.H.Hall, Acta Metall., 1(1953), p.22 (變韌體或麻田散鐵的紐織占有率） 本發明的而寸火鋼材係以在鋼材組織中，令變韌體或麻 25 201000646 田散鐵的光學顯微鏡組織占有率在鳩以上之淬火組織為 ^鋼材組織中的變㈣或麻田散鐵的組織占有率若在該 把圍，則可作成具有前述規定之差排密度的鋼材。鋼材組 織中的變韋刃體或麻田散鐵的組織占有率一旦小於2〇%，則 5不易得到前述鋼材之肥粒鐵相中之差排密 如2以 上）。 (碳化物或氮化物的析出密度） 本發明的耐火鋼材係以由Nb、v、Cr、Ti或&當中的i 種=上所形成的碳化物或氮化物在鋼材中以綱一以上 的密度析出為佳。本發明中，使由前述這種碳化物或氣化 物形成、用以展現高溫強度的差排移動障害之析出物以前 述範圍密度在鋼材中析出，並以適當的分散狀態混雜存在 於差排之間的狀態，藉此，可確實獲得高溫耐力的提升效 果。鋼材中的前述碳化物或氮化物之密度若小於2個小以2， 15 則不易獲得前述這種高溫耐力提升效果。 [耐火鋼材的製造方法] 、下針對本發明之溶接連接部之财再熱脆化性與勒L 性佳的耐火鋼材之製造方法，說明其限定理由。 有關本發明之熔接連接部的耐再熱脆化性與靱性佳之 2〇耐火鋼材的製造方法，係將具有如前述鋼成分的鋼片，加 熱至1150〜1300°C的溫度之後，施行熱加工或熱軋，在8〇〇 C以上的溫度中結束該熱加工或熱軋，之後，在溫度到500 C為止的期間’進行加速冷卻以使於該鋼材各部位之冷卻 速度為2。(：/秒以上，在該鋼材的表面溫度成為 26 201000646 溫度領域時停止加速冷卻，之後將之放冷的方法。 ' 本發明中，係提出一種可獲得600°C溫度下的高溫耐 力、而ί再熱脆化性、及即使在受到5kJ/mm之炫接入熱量所 造成的影響之熱影響區亦可確保靱性之鋼成分（化學成分 5 組成），然而若單純以輥軋製造這種鋼材，並無法穩定獲得 本發明的效果。這是由於本發明的化學成分組成主要是著 眼於再熱脆化之防止以及熱影響區靱性之獲得而規定者， 因此關於室溫強度、降伏比、高溫強度的規格方面，有時 僅憑化學成分組成的規定範圍並無法滿足的緣故。 10 如前所述，伴隨環境溫度的上升，組織強化對鋼材的 高溫強度之助益減少，因此，為了展現高溫強度，必須要 求維持材料在室溫下所具有的内部應力。為此5必須於鋼 " 材中導入必要量之用以使材料強度展現的差排，而必須使 例如高密度的不動差排、或以高密度分散的析出物這些防 15 止差排在高溫中消滅的因子存在。 本發明中所規定的化學成分組成，係導入析出強化因 f , 子，以使对再熱脆化性提升，不致成為受到大入熱量炫接 之熱影響的熱影響區中造成靱性降低的原因之最適當組 成。因此，必須是耐火鋼材暴露於高溫前的狀態，亦即在 20 火災發生前的常溫壞境中’就必須先導入在南溫中也可充 分展現強度的這種差排之狀態。 為此，而採用將鋼材加速冷卻使組成性過冷卻狀態穩 定化的方法，以工業性觀點而言乃屬適當。然而，在工業 性上，要將板厚偏厚的鋼板均勻冷卻，在技術上並不容易， 27 201000646 必須採用稱為控制冷卻的鋼板均一冷卻機構。 在此，將鋼材使用於實際的建築結構物之際，必須將 業已製造的鋼板切斷為任意形状，而完成構成構件，不過 從這種觀點來看，鋼材的所致之處，亦即鋼材全體的各部 5 位都必須具備同樣的組織。 本發明中，係著重於這一點，而將控制冷卻速度定為2 °C/s，以使其成為本發明化學成分組成中屬充分差排密度之 101Q/m2以上設為必要條件。 又，將前述冷卻速度至少維持於變韌體變態開始點（相 10 當於肥粒鐵變態之際的Ar3點），之後，必須將截面組織的 至少20%以上作成變韌體組織或麻田散鐵組織，才能獲得 先前的差排密度。因此，將從800°C朝500°C冷卻時的平均 冷速規定為2°C/s作為管理指標。 該冷卻可持續到變韌體變態完全結束的Bs點（相當於 15 肥粒鐵變態的Arl點），不過依據化學成分組成，Bs點也可 能在500°C以上，故未必一定要持續進行水冷到500°C。作 為冷卻速度的指標所限定的從800°C朝500°C冷卻時的平均 冷速，係基於在Bs點在500°C以上的鋼材中，Bs點以下的冷 卻速度對於差排密度提升這個觀點而言毫無意義，因而規 20 定者。 又，本發明中，為謀求步驟的省略，敢於將該控制冷 卻步驟於途中停止，之後放冷，藉此，可提升通常經過控 制冷卻-回火步驟所製造的鋼板之生產性。 具體而言，藉控制冷卻步驟所獲致的冷卻處理係：在 28 201000646 該鋼材的表面溫度成為350〜600°C的溫度領域停止，之後進 行放冷，藉此，雖然並未全部相同，但可得到概略相同效 果的步驟。亦即，藉由控制冷卻-途中停止及放冷步驟，可 使生產性更進一步提高。 5 又，藉控制冷卻步驟所進行的冷卻處理係：在成為100 °C以下且室溫以上的溫度領域時停止，之後進行放冷的方 法，該方法可於鋼材組織中，將截面組織的至少20%以上 作成變韌體組織或麻田散鐵組織，如此可確實得到淬火組 織，依這點而言更為適當。 10 另一方面，未經過這種高生產性的步驟而是採用習知 製造方法的控制冷卻-回火，也沒有問題，相反的，對Bs變 態點在500°C以下、淬火性較低的鋼，寧可採用控制冷卻-回火的步驟，以材料特性的觀點來看，可進行穩定的生產。 甚至，藉由控制冷卻到100°C以下進行淬火，測定鋼材 15 的強度時，在鋼材中的可動差排密度偏高的情況下，降伏 應力較外觀上為低，降伏比低於0.8，可獲得稱為「低降伏 比(YR，Yield Ratio)」的特性。可獲得這種特性的作用，在 採用上述控制冷卻-途中停止步驟的情況時也很顯著，可更 提高其效果。 20 這種低降伏比的鋼材，因為塑性變形開始應力低，且 拉伸強度高，材料歷經重大變形而破壞，可適當作為耐震 性優異的建築結構物之素材來使用。 因此，本發明中，也可適用於控制冷卻到100°C以下而 不再回火的製造步驟，在穩定獲得鋼材耐震性上為有效的 29 201000646 方法。 又’上述控制冷卻後的回火處理，可在400〜750°C (實 貝性的Ac 1變態點正下方溫度）為止之間適宜選擇來決定溫 度，只要依據所需要的材料強度、碳化物析出狀態與母材 5 化學成分組成來決定即可’可提高本發明效果。 又，其熱處理時間也相同，回火時的組織變化以物質 的擴散所支配時，溫度與時間係作為可給予相同效果的參 數而可相互變換。亦即，在高溫下則以短時間、低溫下則 以長時間處理，藉此可以同等處理。 1〇 又，透過回火處理，可促進碳化物析出，其效果在高 溫強度中很顯著，不改變室溫強度即可使高溫強度提高， 這一點本發明群已實驗性地得知。 又，作為控制冷卻後的回火處理，係將鋼材在4〇〇。〇 〜750 C的溫度範圍中以5分以上360分以内的時間回火，使 15 Nb、V、Cr、Ti或Zr當中的1種以上所形成的碳化物或氮化 物，在鋼材中以2個/μπι2以上的密度析出作為條件，依可使 耐火鋼材的高溫強度進一步提升這點上很適宜。 第3圖係將申請專利範圍1〜3項所記載的本發明鋼中， 將作成5己載於下§己表1的化學成分組成之鋼，藉由控制冷卻 2〇 -途中水冷停止來製造’接著在400〜700Ϊ中保持0.5小時之 後，再度於600 C測定尚溫耐力，將其結果相對於回火溫度 所顯示的座標圖。 如第3圖所示，可知高溫耐力係在550°C顯示出最高 值，相較於未經回火的鋼，其高溫耐力增加。這時，當所 30 201000646 需要的财力超過162N/mm2(室溫強度500N/mm2級鋼的情況 其強度規模最低值為325N/mm2的1/2)的情況下，由1萬倍的 觀察倍率所致之穿透式電子顯微鏡觀察，已確認碳化物於 鋼材中以2個/μιη2以上的密度析出。這是作為回火效果之本 5 發明最大特徵。 通常，回火係以降低室溫強度為目的而實施，而本發 明中，已得知使用以展現高溫強度之差排移動障害之析出 物以適當分散狀態混雜介於差排之間，可確實得到高溫耐 力提升的效果。因此，本發明中的回火條件，不僅是習知 10 回火這類室溫強度的調整，還依據用以提升高溫強度的碳 化物析出控制而規定者。 31 201000646 (1 5 SRS ♦ o o CO o o o >—< *—H o o o 寸 o o o τ—Η LTD o o d CN] o o •r- 0. 06 o 1 i o d > 0. 08 JD 乙 c\} o o 00 CS] • < 〇 o a. T—< o o o o T—( a 1. 40 m LC CO o o 0. 04 含量i 32 201000646 又，用以確實得到此種金屬結構的技術，可使用將鋼 材控制輕軋淬火的手法，具體而言，作為將用以展現優異 尚溫耐力之差排朝鋼材導入所必要且充分的製造方法，係 在115(TC以上、13〇〇。〇以下的溫度預熱，之後，實施鍛造 4 ,、、、軋加工或粗軋輥、或精輾報乃至最後加工(锻造)後，將 輥軋(加工)結束溫度限制在⑽代以上，以此作為使各種高 溫穩定奴化物、例如Nbc、vc、TiC、ZrC、等完全 固溶的條件，藉以極力提高之後的加速冷卻開始溫6度=提 高淬火性乃是必要的。 1〇 X ’親礼之際’基於必須極力消除鎢造時的組織以促 使再結晶、以及使小凝固空隙等壓密之目的較 將熱札加巧的減壓比（在輕軋時軋下前的板厚除以輥乳 後的板厚所待之值’在锻造等的熱札加工時戴面積的暫時 變化率的積算值之倒數）限制在25以上，以獲得健全的結 15構。這種制限的目的是為了防止因結構不均勾所導致的偏 析或空隙助長再熱脆化。 亦即，除了化學成分組成的規定之外’再加上併用如 上述之製造條件的規定，則可在極高的成品率且合金添加 量也可最適當化之下，製造高溫耐力佳的耐火鋼材。 2〇 %以上所說明’依據麵本發明祕接連接部之耐再 熱脆化性與勒性佳的財火鋼材及其製造方法，可提供一種 鋼材，其係在60叱溫度中的強度、尤其是拉伸而寸力可在室 溫時的1/2以上，即使在火災設想溫度中，熱影響區接合也 不會產生再熱脆化，且可同時獲得則_以上的大入熱量 33 201000646 熔接部的接合靱性，並可製造此種鋼材。 實施例 以下，例舉有關本發明之熔接連接部的耐再熱脆化性 佳之耐火鋼材及其製造方法的實施例，以進一步具體說明 5 本發明，而本發明並非限定於下記實施例，可在適宜於前、 後述主旨的範圍内添加適當變更進行實施’這些皆係納入 本發明的技術性範圍者。 [耐火鋼材的樣本製作] 在製鋼步驟中控制熔鋼的脫氧•脱硫與化學成分，藉 10 由連續鑄造製作出下記表2所顯示之化學成分組成的軋鏡 爲鋼板。接著，依據表3所顯示的各製造條件，將軋錠扁鋼 板再加熱並進行厚板輥軋而作成預定的板厚之後，施行依 據各條件的熱處理，藉此而製作出耐火鋼材的樣本。 具體而言，首先，對軋錠扁鋼板以U60〜128〇t的溫度 15 進行再加熱1小時之後，立即直接開始粗軋輥，於1050t的 溫度作成板厚100mm的鋼板。接著，以下記表3所顯示的條 件作成精加工厚度為15〜35mm的厚鋼板，或者锻造或輥 軋成最大厚度為15〜35mm之截面形狀複雜的形鋼，控制使 其精加工溫度變成在800°C以上進行最後輥軋。接著，於輥 20軋結束後，立即直接以5〇〇t的溫度為目標進行藉水冷所獲 致的加速冷卻’以非接觸式或局部賦予熱電偶的方法碟認 鋼材表面服度於鋼材各部位處於5〇〇土5〇。〇的溫度範圍，即 停止藉f冷獲致的加速冷卻，之後進行放冷，製作出本發 月（申明專利㈣第1〜6項）相關㈣火鋼材之各樣本(本發 34 201000646 明鋼：鋼編號1〜41)。 又’製作成為下記表4所示的鋼成分之軋錠扁鋼板，除 了將製造條件定為下記表5所示各條件以外，其餘以與上記 本發明鋼相同的程序，製作比較例的耐火鋼材之樣本（比較 5 鋼：鋼編號51〜80)。 再者利用表2的鋼編號1 ~4所不的鋼成分素材，以表6 所示輥軋條件製作出翼緣厚度21mm的Η形鋼。 [評價試驗] 針對依據上記方法所製作的耐火鋼材之各樣本，進行 10 如下的評價試驗。 首先’從上述耐火鋼材之各樣本的板厚1/2部_輥軋長邊 (L)方向採取各試驗片，針對拉伸特性及夏比衝擊試驗特 性，進行測定並評價。 耐力（降伏應力）係依據JIS Ζ 2241所記載而實施拉 15 伸試驗方法之際的應力-應變曲線圖上，將上降伏點明顯出 現的情況評價為上降伏點，未出現的情況則以〇·2%耐力評 價’顯示於下記表3及表5。 母材靱性係以JIS Ζ 2242為準則，藉由業已賦予 2mmV凹痕的4號衝擊試驗片，以在0°C的夏比衝擊試驗所測 20 定的吸收能量之測定進行評價。這時，靱性的閾值係考量 到建築結構物的耐震性而定為27J。 針對高溫強度（高溫耐力），係從上述耐火鋼材之各樣 本’採取平行部直徑平行部長度30mm的高溫拉伸 試驗片，依據JIS G 0567記載的高溫拉伸試驗之規定， 35 201000646 以拉伸應變速度〇·5%/分使試驗片變形，採取應力-應變曲線 圖而測定高溫耐力。這時的耐力係全部作為0.2%耐力。 針對熔接連接部的靱性、亦即耐脆化特性，係利用上 述财火鋼材的各樣本，進行加工45度的X開槽角作為炫接連 5 接部，未經預熱與後熱，以3層以上的TIG熔接（氣體遮護鎢 孤銲，Tungsten Innert Gas arc welding)、或SAW炫接（潛弧 銲’· Submerged Arc Welding)進行熔接，就其熔接連接部， 以上述方法評價熔接連接部的靱性、亦即耐脆化特性。這 時，由熔接時的輸出、電流、電壓值計算而確認熔接入熱 量係常時5k〜6kJ/mm。 又，作為判斷熔接連接部在火災後的脆化之指標者， 係同樣在製造鋼材之後，實際以5kJ/mm的入熱量形成熔接 連接部，將其熔接連接部整體以丨小時升溫到6〇〇。(：之各種 溫度，保持0.5小時後，於同溫度實施拉伸試驗，以斷裂斷 15面縮率作為811斷面縮率。第1圖中，SR斷面縮率小於15% 的情況時，以掃描式電子顯微鏡進行観察拉伸試驗後的斷 裂面之際，依據該裂面観察，清楚得知粒界破壞率在5〇% 以上，可判斷再熱脆化顯著發生，因此张斷面縮率的閣值 定為15%。 2〇 I實施例巾的本發日物之敎鋼材的化學成分組成一 覽顯示於下記表2，同時鋼材的製造條件一覽顯示於下記表 3。又，比較鋼的化學成分組成―覽顯示於下記表4，同時 鋼材的製造條件一覽顯示於下記表5。又，針對本發明鋼的 耐火鋼材，其機械性特性的評價結果一覽顯示於下記表3 , 36 201000646 同時，針對比較鋼的耐火鋼材，其機械性特性的評價結果 一覽顯示於下記表5。再者，由本發明化學成分所構成的h 形鋼之製造條件及機械特性評價結果顯示於表6。 又，在表2、4中，SRS係以4[%Cr]— 5[%Mo卜 i〇[%Ni] 5 一 2[%Cu] — [%Mn]所代表的熔接連接部之再熱脆化指標 的計算值。 表3、5、6中’各項目係意指下述事項。 YS(RT):室溫的拉伸耐力 YS(600):溫度600°C中的高溫拉伸耐力 10 YR :將室溫的降伏耐力/拉伸強度的比以100%指標顯 示之值 vEO-B :鋼材在〇°C下的夏比吸收能量 vEO-W :相當於5〜6kJ/mm入熱量的熔接模擬熱影響區 之夏比吸收能量 15 輥軋後冷卻速度：輥軋結束後，通過800-500。(：時的平 均冷卻速度或到達800-水冷停止溫度為止的平均冷卻速度 SR斷面縮率：賦予相當於熔接連接部的熱循環後，於 600°C實施高溫拉伸試驗之際的斷裂斷面縮率 37 201000646 η 1 ΐ C 7:. 一 [-- r; :- •0 ^r. ίΓ, £. ci = i.r.· r-j CT. ΙΓ. S 1-C ι~ 卜 % c-i d crj CJ 一 oc 1二 ! 一 -r Ti Γ·ί ；- kC X. cc rc· o C'i p X 匕 g •rr 1·— :>ό ci •2 :- s： 1 rf α,· 二· c:' X- 一 c： f X C：' C-J o i. 二 JjC J： C· c: $ c· 1 r- w = c: ο 1Ζ Ί ir: '0 x i ο 二 > a·· 工 ή 0 c : c 5 o o C \-Γ^ I t、 X b c- \ £ - 1-. \ f c Ζ· * 1 二 I l.C r X ο ，二' rj = c 二 k Cr vr. f ο I、 Ο Ο C, I ι~ 〇 | -?r Γί L.t w CM o o O' Γ 3 cn Γ\| r·： t-J C： § :、· Ξ § - r\j 5 ο 2 叶 tr- c： £i g s i ••一 :1 »'r: I ~ X t二 0 rr. Γ0 O 1 r·- O 1 t·- o o o 亡 I I >χ 〇 ο 6 c c c· o c? ο ο o ο ο •c c·- o c· 〇 c- c Cr c 二 cr. o --· 〇 d c c. ο =3 Ο 1 Γί | s 〇 1 o o 0 c. i: 荽 ο Γν» δ 〇· ζ Ξ· r ο Ξ s I T~J o 〇 1 o rv 5 I 1 : i 5 1 C·· 〇 〇 c I C | 1 9 ο -1 巨 Ο 〇 〇 d 〇 〇 - o Ci C. o Ο C ο ο c o - o - o 二 一 — c _ e c. o o c- C cr zr 1 Τ·-, 【-- Έ. ο CC ο | c.· S；1 o S c- o S § '£ | in i.r. Γ··； ό Ξ ο 1 三 CO 二J ο § g TJ ix: r: o -j： c 1 — 1 — _ -•T O o ir. 〇；- o | 1 Ή g i Ξ· cr· C. 〇 O - c- ο C· d Ο ο C ο 〇· c. •r- 〇 ·- .·_ c- o o C-' o 〇 ο {·- 1 S Ti ir. 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ΚΓ. i-.〇 ut »c i.r： i.〇 kc 1C- (Λ i.r; lo \.r.· 1C i.c o o <s； rc CM ir. c .. 960 | 训0刁 VH5 0 j 9Γ,Γ) 〇· ；?> o UD C： CTi 9 60 | 900 1 ^60 | c o ό CT> i 960 1 V?(>0 j o 9G0 I …—…—........'1601 〇 | 960 I I SH)0 j | 960 i 〇 O'. j 9B0 1 〇 σ: | 060 I O ，二 | 96 0 i 960 -x. | 960 i 960 I 9G0 ，-c. c. 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果’在室溫及600°C的耐力未達到目標的例子。 C.- 鋼編號58及58-2的耐火鋼材係v量過多而有粗大VC碳 化物生成，耐再熱脆化評價時的SR斷面縮率低於15%，同 時熔接連接部的組織變成肥粒鐵主體，大入熱量熔接時的 20 靱性不足，甚且母材的靱性也降低的例子。又，鋼編號58-3 的耐火鋼材係因V量小於0.03%，故無法獲得高溫耐力提升 的效果，未達到600°C高溫耐力目標的例子。 鋼編號59的耐火鋼材係因Mo量過剩添加，因此雖然 600 C的尚溫耐力得以確保，但熔接連接部的耐再熱脆化性 45 201000646 評價時之SR斷面縮率低於15%。 因此 脆化 鋼編號60的财火鋼材，係混入了Ni而其量過剩， 僅粒界變態點降低，SRS變成負，熔接連接部的耐再熱 性評價時的SR斷面縮率低於15%。 鋼編號61及61 -2的财火鋼材，係在添加了 cu的卜 下，與Ni同樣地僅粒界變態點降低，熔接連接部的耐 脆化性評價時之SR斷面縮率低於15%的例子。 ‘、、、 鋼編號61-3的耐火鋼係降低了溶鋼中的氧濃度，因 10 15 取代了理應添加作為脫氧元素的A1，僅進行屬脫氧元素的 Si所造成的脫氧，但因A1N的生成量不足，故鋼材的靭性也 很低，熱影響區部的(TC夏比衝擊吸收能量也未達到目榨的 27J的例子。另一方面，鋼編號61-4係因A1量過多，故產生 尺寸在數μηι以上之粗大氧化物叢集，鋼材靭性降低，輛板 本身及熱影響區部的〇 C夏比衝擊吸收能量未達到目襟的 27J的例子。 鋼編號61-5的耐火鋼，係藉由混入了來自廢料、合金 原料等的Β ’而使Β含量變為〇.〇〇〇4%過多，熔接連接部的 而才再熱脆化性評價時之s r斷面縮率低於〗5 %的例子。 鋼編號62的耐火鋼材係n量過剩，有粗大氮化物生成， 20 鋼材勒性、大入熱量熔接時的靱性、以及熔接連接部的耐 再熱脆化性評價時之S R斷面縮率全部都降低的例子。 鋼編號63的耐火鋼材，係在添加了 b的情況下，於熔接 連接熱影響部粒界有多數BN析出，耐再熱脆化性評價時之 SR斷面縮率低於15°/。的例子。 46 201000646 鋼編號64的耐火鋼材係因Ο量變高而生成氧化物叢 集，鋼材靱性與大入熱量熔接時的熱影響區靱性降低的例 子。 鋼編號65的对火鋼材係Ρ的含量過高、另外鋼編號66 5 的对火鋼材係S含量過高，兩者的鋼材靭·性與熔接連接部的 耐再熱脆化性評價時之S R斷面縮率低於15 %之例子。 鋼編號6 7的对火鋼材係Ti添加量過多，鋼材的勒性、 大入熱量熔接時的靱性、以及熔接連接部的耐再熱脆化性 評價時之SR斷面縮率任一種皆降低的例子。 10 鋼編號68的对火鋼材係Zr添加量變得過多，Zr碳化物 粗大且多量析出，鋼材的勒L性、大入熱量熔接時的靭L性、 以及熔接連接部的耐再熱脆化性評價時之SR斷面縮率全都 降低的例子。 鋼編號69的耐火鋼材係Ca、鋼編號70的对火鋼材係 15 Mg、鋼編號71的对火鋼材係Y、鋼編號72的对火鋼材係Ce、 鋼編號73的对火鋼材係La的各自添加量皆分別過剩，而共 通生成氧化物叢集，鋼材的輕性與大入熱量溶接時的熱影 響區靱性降低的例子。又，在鋼編號70中，發現藉Mg添加 而由熱影響區氧化物分散所引起的組織細粒化，而可獲得 20 大入熱量熱影響區靱性。 鋼編號74的对火鋼材係化學成分全在本發明的規定範 圍内，但是SRS值變成負，因此耐再熱脆化性評價時的SR 斷面縮率低於15%的例子。 鋼編號7 5的对火鋼材係報札前加熱溫度過南^結晶粒 47 201000646 粗大化，鋼材靱性降低的例子。 鋼編號76的耐火鋼材係輥軋結束溫度偏低，化學成分 方面雖滿足本發明鋼，但因淬火不充分，故母材結構中的 差排密度變低，無法穩定達成室溫與600。(：耐力目標的例 5 子。又，本實施例中的差排密度之測定方法，係採用上述 的「從X射線繞射峰值的半寬度評價的方法」。 鋼編號77的耐火鋼材係在輥軋結束後的冷卻時水量密 度(每單位體積供給的水量）降低、冷卻速度降低，外觀上的 淬火性降低而無法穩定達成室溫與60(TC的耐力目標的例 10 子。 鋼編號78的耐火鋼材係因水冷停止溫度設定過高，因 此化學成分雖在本發明鋼的範圍内，但是無法穩定達成室 溫與600°C的高溫耐力目標的例子。 鋼編號79的耐火鋼材係因回火溫度過高，因此熱處理 15 溫度超過Acl變態點（約740 t )變成二項區（tw〇_phase Region)，相反地，淬火組織與回火組織混合存在，室溫耐 力超過規格上限值的例子。 鋼編號80的耐火銦材係因回火日吝間禍具，处w #20 能穩定獲得的例子。 依據以上所說明的實施例之結果，可明顯得知， 同時熔接連接部之 明的耐火鋼材不僅靭性及高溫強度佳， 耐再熱脆化性佳。 產業之可利用性 48 201000646 依據本發明，可提供靭性及高溫強度佳、同時熔接連 ' 接部之耐再熱脆化性佳的建築用耐火鋼材，因此其産業上 可利用性極大。 c圖式簡單說明3 5 第1圖係模式地說明有關本發明耐火鋼材之一例，係顯 示Μ 〇含量與模擬熱影響區在6 0 0 °C之拉伸試驗中熔接連接 部斷面縮率（SR斷面縮率）的關係之圖表。 第2圖係模式地說明有關本發明耐火鋼材之一例，係顯 示B含量與模擬熱影響區在600 °C之拉伸試驗中熔接連接部 10 斷面縮率（SR斷面縮率）的關係之圖表。 第3圖係模式地說明有關本發明耐火鋼材之製造方法 之一例，顯示將本發明鋼（水冷途中停止）回火之情況下的回 火溫度與600°C高溫拉伸耐力之關係的圖表。 第4圖係模式地說明有關本發明耐火鋼材之一例，顯示 15 耐再熱脆化性指標值SRS與模擬熱影響區之耐再熱脆化性 評價試驗時之斷面縮率的關係圖。 【主要元件符號說明】 (無） 49 201000646 ...^—. 年月E]?:J」 (本㈣書 來1 pc分類： ※申請案號外"。丨7 y 11勿任意更動，※記號部分請輯寫 ※申請曰： 、發明名稱：（中文/英文） 炫接連接部之耐再熱脆化性與韋刃性佳之耐火鋼材及其製造方法 二、中文發明摘要： 本發明係提供—種高溫鼓及轉連接部之料舰化性盘勒性 佳之对火㈣，係、下述賴製造者，即室溫強度彻〜6贿酿2 級之鋼，且含有·· C ·· 〇侧％以上而小於⑽5%、& :⑽〜q $㈣、Μη : 0.80〜2.0G%、Ci· : G.5G% 以上而小於2.G()%、ν : 〇 ㈣观、灿： 0.01410%、N : 〇·_〜〇._%、Ai : _5〜㈣％作為主要成分並 限制Ni、Cu、Mo、b的各自含量，且各元素係滿足4&[%]一5M〇[%] —10Ni[%] - 2Cu[%] - Mn[%] > 0所表示之關係。 三、英文發明摘要： 201000646 七、申請專利範圍： 1. 一種熔接連接部之耐再熱脆化性與韌性佳之耐火鋼 材，係室溫強度400〜600N/mm2級之耐火鋼材，以質量％ 計，含有： 5 C : 0.010%以上而小於0.05%、 Si : 0_01 〜0.50%、 Μη : 0.80〜2.00%、 Cr : 0.50%以上而小於2.00%、 V : 0.03〜0.30%、 10 Nb ： 0.01-0.10% ' N ： 0.001-0.010% > A1 : 0.005〜0.10% ; 又，限制Ni、Cu、Mo、B的各自含量為： Ni :小於0.10%、 15 Cu:小於0.10%、 Mo : 0.10%以下、 B :小於0.0003% ; 又，限制屬於不純物成分之p、s、o之各自含量為： P :小於0.020%、 20 S :小於0.0050%、 0:小於0.010%， 並具有殘餘部鐵以及不可避免的不純物所形成的 鋼成分， 又，構成前述鋼成分的元素當中，Cr、Mo、Ni、 50 201000646 Cu及Μη之各元素係滿足下記（1)式所表示的關係： 4Cr[%] - 5M〇[°/〇] - 10Ni[°/〇] - 2Cu[%] - Mn[%] >〇.... (1) (唯，上記（1)式中，各元素濃度的單位為質量。 5 2·如申請專利範圍第1項之熔接連接部之耐再熱脆化性與 韌性佳之耐火鋼材，其中以質量％計，更含有： Ti :大於0.005%而在0.050°/。以下、 Zr : 0.002〜0.010% Mg ： 0.0005-0.005% ' 10 Ca : 0.0005〜0.005%、 Y : 0.001 〜0.050%、 La : 0.001 〜0.050%、 Ce ： 0.001-0.050% 當中的1種或2種以上。 15 3.如申請專利範圍第1項或第2項之熔接連接部之耐再熱 脆化性與韌性佳之耐火鋼材，其中該鋼材的肥粒鐵相中 之差排密度為101G/m2以上。 4. 如申請專利範圍第1項或第2項之熔接連接部之耐再熱 脆化性與勤性佳之耐火鋼材’係在該鋼材結構中，使變 2〇 韌體或麻田散鐵之光學顯微鏡結構占有率在2〇%以 上，而由淬火組織形成。 5. 如申請專利範圍第1項或第2項之熔接連接部之耐再熱 脆化性與韌性佳之耐火鋼材，係在該鋼材中，使Nb、v、 Cr、Ti或Zr當中的1種以上所形成的碳化物或氮化物， 51 201000646 以2個/μηι2以上的密度析出。 6. —種耐再熱脆化性與韌性佳之耐火鋼材之製造方法，係 將具有如申請專利範圍第1項或第2項之鋼成分的鋼 片，加熱至1150〜1300°C的溫度後，施行熱加工或熱軋， 5 於800°C以上的溫度結束該熱加工或熱軋，之後，在到 達溫度500°C之間，進行加速冷卻使該鋼材的各部位中 的冷卻速度為2°C/秒以上，並於該鋼材的表面溫度成為 350〜600°C的溫度領域中停止該加速冷卻，之後放冷。 7. —種熔接連接部之耐再熱脆化性與韌性佳之耐火鋼材 10 之製造方法，係於適用了如申請專利範圍第6項之製造 方法後，將該鋼材於400°C〜750°C的溫度範圍内，以5分 以上360分以内的時間回火，藉此使Nb、V、Cr、Ti或 Zr當中的1種以上所形成的碳化物或氮化物，於該鋼材 中以2個/μηι2以上的密度析出。 15 8. —種耐再熱脆化性與韌性佳之耐火鋼材之製造方法，係 將具有如申請專利範圍第1項或第2項之鋼成分的鋼 片，加熱至1150〜1300°C的溫度後，施行熱加工或熱軋， 於800°C以上的溫度結束該熱加工或熱軋，之後，在到 達溫度500°C之間，進行加速冷卻使該鋼材的各部位中 20 的冷卻速度為2°C/秒以上，並於鋼材的表面溫度成為 100°C以下且室溫以上的溫度領域中停止該加速冷卻， 之後放冷，藉此，於該鋼材結構中，獲得變韌體或麻田 散鐵之光學顯微鏡結構占有率在20%以上的淬火組織。 9. 一種熔接連接部之耐再熱脆化性與韌性佳之耐火鋼材 52 201000646 之製造方法，係於適用了如申請專利範圍第8項之製造 方法後，將該鋼材於400°C~750°C的溫度範圍内，以5分 以上360分以内的時間回火，藉此使Nb、V ' Cr、Ti或 Zr當中的1種以上所形成的碳化物或氮化物，於該鋼材 5 中以2個/μηι2以上的密度析出。 i 53
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