TWI235769B - A high tensile strength steel excellent in high temperature and a method for producing the same - Google Patents

Description

1235769 玖、發明說明 (發明說明應敘明：發明所屬之技術領域、先前技術、内容、實施方式及圊式簡單說明） L發明所屬之技術領域3 技術領域 本發明係有關於一種使用於建築、土木、海洋結構物 5 、造船、貯存桶等一般之結構物之於600°C以上、800°C以 下之溫度範圍内，且1小時左右之較短之時間内高溫強度 優異之添加低合金碳之建築結構用高張力鋼（鋼板、鋼管、 角鋼、線材）的製造方法。 【先前技術3 10 背景技術 例如，於建築、土木等領域中，係廣泛地利用以JIS 等規格化之鋼材等作為各種建築用鋼材。此外，一般之建 築構造用鋼材係由350°c開始降低強度，因此，其容許溫 度係550°C。 15 即，使用前述鋼材建造大樓或辦事處、住所、立體停 車場等建築物時，為了確保火災時之安全性，係必需施行 充分之耐火被覆，於建築相關諸法令中，係規定於火災時 鋼材溫度不得超過350°C以上。 這是因為前述鋼材於350°C左右時，其耐力係常溫之 20 2/3左右，必要強度降低。利用鋼材建造建造物時，係施行 耐火被覆後再使用，以使火災時鋼材之溫度不會到達350 t。因此，相較於鋼材費用，耐火被覆工程費用高出很多 ，建設成本大幅上升。 為了解決前述課題，因此有了諸如日本專利公開公報 1235769 玖、發明說明 2-77523號或日本專利公開公報10-68044號等發明。 使用於600°C以上者，一般係稱作财火鋼，舉例而言 ，曰本專利公開公報2-77523號所記載之發明中揭示了於 600°C下具有常溫降伏強度之2/3(約70% )以上之高溫強度 5 之耐火鋼。其他有關600°C耐火鋼之發明之例中，600°C下 之降伏強度亦普遍為常溫降伏強度之2/3以上。 然而，目前，700°C耐火鋼、800°C耐火鋼之高溫強度 之設定（與常溫降伏強度之比率）並無共通準則。舉例而言 ，日本專利公開公報2-77523中，添加了大量之Mo與Nb 10 之鋼中，可確保600°c之耐力係常溫耐力之70%以上，然 而並無描述700°C、800°C之耐力。 又，600°C之耐力係常溫耐力之70%左右時，耐火被 覆量可減少，然而，考慮到火災時溫度上升之問題，可省 略之建造物係限定於立體停車場或門廊等開放空間，因此 15 ，無耐火被覆時之使用係有明顯限制。 於曰本專利公開公報10-68044中揭示了於添加有相當 量之Mo與Nb之鋼中使顯微組織為變韌鐵，藉此確保700 °C之耐力為常溫耐力之56%以上者，然而，並無描述800 °C之而ί力。 20 即，如該等例子，可確保600°C左右之高溫強度之鋼 已於市場中使用，且已有於700°C下可確保一定強度之鋼 材之發明，然而，卻不易穩定地製造可於7〇〇°C、800°C中 確保高溫強度之實用鋼。 另外，日本專利公開公報2002-105585中所揭示之 1235769 玖、發明說明 850°C耐火鋼係本發明人等最近所揭示者。該鋼係藉添加較 多量之Al、Ti等合金元素，於高溫中仍可確保有效之析出 物，以得到於850°C下之耐火性者，然而，其並不適於作 為溶接構造用鋼。 5 如前述，利用鋼材建造建築物時，普通之鋼由於高溫 強度低，故無法於無被覆或少量被覆之狀態下利用，必需 施行昂貴之耐火被覆。 又，即使為耐火鋼，其耐火溫度僅可保證到600~700 °C為止，尚未有可於700°C、800°C下於無耐火被覆之情況 10 下使用及可藉此開發出省略耐火被覆步驟之鋼材。 【發明内容】 發明揭示 本發明係提供一種於600°C〜800°C之溫度範圍内高溫 強度及熔接性優異之可使用於建築土木等用途之高張力鋼 15 ，及可於工業上穩定地供給該鋼之製造方法。本發明之要 旨如下。 (1) 一種高溫強度優異之高張力鋼，以質量％表示，含 有 C : 0.005% 以上、小於 0.08% ^ Si ： 0.5% 以下，Μη : 0.1-1.6% ，Ρ:0·02% 以下，S : 0.01% 以下，Mo : 0.1 〜1.5% 20 ，Nb : 0.03〜0·3〇/〇 ，Ti : 0.025% 以下，B : 0.0005〜0.003% ，A1 : 0.06%以下，N : 0.006%以下，且由剩餘部份Fe及 不可避免之不純物構成者。 (2) 如第（1)項之高溫強度優異之高張力鋼，其中鋼係由 常溫時之降伏應力將高溫時之降伏應力無因次化之應力降 1235769 玖、發明說明 低率（高溫降伏應力/常溫降伏應力）：p於鋼材溫度T(°c)為 600°C以上、800°C以下之範圍中，滿足p 2 -〇.〇〇29χΤ + 2.80 者。 (3) 如第（1)項之高溫強度優異之高張力鋼，其中前述鋼 5 於火災時相當之高溫加熱下時，係於常溫下之變韌鐵單組 織，或肥粒鐵及變韌鐵之混合組織，又，於火災時相當之 高溫下加熱時，逆變態成沃斯田鐵之溫度（Ac!)係超過800 °C，且，由常溫時之降伏應力將高溫時之降伏應力無因次 化之應力降低率（高溫降伏應力/常溫降伏應力）：p於鋼材 10 溫度T(°c)為600°c以上、800°c以下之範圍中，滿足pg-0·0029χΤ+2·80 者。 (4) 如第（1)項之高溫強度優異之高張力鋼，其中前述鋼 於600°C以上、800°C以下之高溫領域中，由常溫時之降伏 應力將高溫時之降伏應力無因次化之應力降低率（高溫降伏 15 應力/常溫降伏應力）：p於鋼材溫度T(°C)為600°C以上、 800°C以下之範圍中，具有滿足ρ2-0.0029χΤ+2·80之強 度，且，具有於火災時相當之高溫下加熱時，常溫中之變 韌鐵單組織，或肥粒鐵及變韌鐵之混合組織逆變態成沃斯 田鐵之溫度（ACl)超過800°C之組織，且，於前述變韌鐵單 20 組織，或肥粒鐵及變韌鐵之混合組織中將熱力學上穩定之 碳氮化析出相保持在莫爾分率5x 10_4以上，且固溶於肥粒 鐵組織中之Mo、Nb、Ti之合計量係在莫爾濃度lx 10·3以 上者。 (5) 如第（1)項之高溫強度優異之高張力鋼，其中前述鋼 1235769 玖、發明說明 於600°C以上、800°C以下之高溫領域中，由常溫時之降伏 應力將高溫時之降伏應力無因次化之應力降低率（高溫降伏 應力/常溫降伏應力）：p於鋼材溫度T(°C)為600°C以上、 800°C以下之範圍中，具有滿足ρ2-0·0029χΤ+2·80之強 5 度，且，具有於火災時相當之高溫下加熱時，常溫中之變 韌鐵單組織，或肥粒鐵及變韌鐵之混合組織逆變態成沃斯 田鐵之溫度（Ac!)超過800°C之組織，又，舊沃斯田鐵粒之 平均當量圓直徑為120/zm以下，且於前述變韌鐵單組織 ，或肥粒鐵及變韌鐵之混合組織中將熱力學上穩定之碳氮 10 化析出相保持在莫爾分率5x 10·4以上，且固溶於肥粒鐵組 織中之Mo、Nb、Ti之合計量係在莫爾濃度lx 10_3以上者 〇 (6) 如第（1)〜(5)項中任一項之高溫強度優異之高張力鋼 ，其中前述鋼係以 PCM=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60 15 +Cr/20+Mo/15 +V/10+5B定義之熔接破裂感受性組成： PCM為0.20%以下者。 (7) 如第（1)~(6)項中任一項之高溫強度優異之高張力鋼 ，其中前述鋼係更以質量％表示，包含有Ni:0.05〜1.0% 、

Cu:0.05〜1.0%、Cn0.05〜1.0%、V:0.01〜0·1% 之 1 種或 2 種 20 以上者。 (8) 如第（1)〜(7)項中任一項之高溫強度優異之高張力鋼 ，其中前述鋼係更以質量％表示，包含有Ni:0.05〜1.0% 、

CikO.05〜1.0% ^ Cr:0.05-1.0% 、V:0.01〜0.1% 之 1 種或 2 種 以上，且包含有 Ca:0.0005〜0.004% 、REM:0.0005〜0.004°/〇 10 1235769 玖、發明說明 、Mg:0.0001〜0.006%之1種或2種以上者。 (9) 一種如第（7)或（8)項之高溫強度優異之高張力鋼， 其中前述鋼於600°C以上、800°C以下之高溫領域中，由常 溫時之降伏應力將高溫時之降伏應力無因次化之應力降低 5 率（高溫降伏應力/常溫降伏應力）：p於鋼材溫度T(°C)為 600°C以上、800°C以下之範圍中，具有滿足ρ^-〇·〇〇33χΤ + 2.80之強度，且，具有於火災時相當之高溫下加熱時， 常溫中之變韌鐵單組織，或肥粒鐵及變韌鐵之混合組織逆 變態成沃斯田鐵之溫度（Aq)超過800°C之組織，又，舊沃 10 斯田鐵粒之平均當量圓直徑為120//m以下，且於前述變 韌鐵單組織，或肥粒鐵與變韌鐵之混合組織中將熱力學上 穩定之碳氮化析出相保持在莫爾分率5x 1(Τ4以上，且固溶 於肥粒鐵組織中之Mo、Nb、Ti之合計量係在莫爾濃度1 X ΗΓ3以上者。 15 (10)—種高溫強度優異之高張力鋼之製造方法，係將 具有如第（1)〜(9)項中任一項之鋼成分組成之鑄片或鋼片於 1100〜1250°C之溫度區域中再加熱後，以850°C以上之溫度 熱軋使於ll〇〇°C以下之累積壓下量為30%以上，且，熱軋 結束後以0.3KS-1之冷卻速度使800°C以上之溫度領域冷卻 20 至650°C以下之溫度領域，使鋼之顯微組織形成變韌鐵組 織，或肥粒鐵與變韌鐵之混合組織。 (11)一種高溫強度優異之高張力鋼，係以質量表示， 含有 C:0.005 %以上、小於0.08% ，Si:0.5%以下， Μη:0·1 〜1.6% ，Ρ:0·02% 以下，S:0.01% 以下，Μο:0.1 〜1.5 11 1235769 玖、發明說明 % ，Nb:0.03〜0.3% ，Ti:O.O250/0 以下，Β:0·0005~0·0030/〇 ， Α1:0·06%以下，Ν:0·006%以下，並由殘餘部份Fe及不可 避免之不純物構成，且，具有於火災時相當之高溫下加熱 時，常溫下之變韌鐵分率為20〜95%之肥粒鐵與變韌鐵之 5 混合組織逆變態成沃斯田鐵之溫度（AcO超過800°C之組織 ，且具有低降伏比者。 (12)如第（11)項之強度優異之高張力鋼，其中前述鋼係 以質量％表示，更包含有NL0.05〜1.0% 、Cu:0.05~1.0% 、 Cr:0.05-1.0%、V:0.01 〜0.1% 之 1 種或 2 種以上者。 10 (13)如第（11)或（12)項之高溫強度優異之高張力鋼，其 中前述鋼係以質量％表示，更包含有Ni:0.05〜1.0% 、

Cu:0.05〜1.0%、Cr:0.05〜1.〇〇/0、V:0.01 〜0.1% 之 1 種或 2 種 以上，且，包含有 Ca:0.0005〜0.004%、REM:0.0005〜0.004 % 、Mg:0.0001~0.006%之1種或2種以上者。 15 (14)一種高溫強度優異之高張力鋼之製造方法，係將 具有如第（11)〜（13)項中任一項之鋼成分組成之鑄片或鋼片 於1100〜1250°C之溫度區域中再加熱後，以850°C以上之溫 度熱軋使ll〇〇°C以下之累積壓下量為30%以上，並於熱軋 結束後，以0.3KS·1之冷卻速度使800°C以上之溫度領域冷 20 卻至650°C以下之溫度領域，使鋼之顯微組織形成變韌鐵 組織，或肥粒鐵與變韌鐵之混合組織，且，具有於火災時 相當之高溫加熱下時，常溫下之變韌鐵分率為20〜95%之 肥粒鐵與變韌鐵之混合組織係為變態成沃斯田鐵之溫度 (Ad)超過800°C之組織，且具有低降伏比者。 12 1235769 玖、發明說明 t實施方式3 實施發明之最佳形態 本發明人等業已發現於600°C、700°C下高溫強度優異 之鋼，而於600°C下高溫強度優異之鋼已經使用於建築及 5 眾多領域中，然而，市場中強烈地需要更耐高溫之鋼。又 ，同時亦更極度需要高溫強度優異之鋼。 於耐火設計上，只要於火災持續時間内維持高強度即 可，如習知之耐火鋼，不必考慮長時間之強度，只要可維 持較短時間之高溫降伏強度即可。舉例而言，若可確保於 10 800°c下維持時間30分鐘左右之短時間高溫降伏強度，即 可作為800°C耐火鋼來充分利用。 習知耐火鋼中，係設定性能為使高溫降伏強度為常溫 時之2/3，然而，考慮鋼筋結構物之實質設計範圍係常溫降 伏強度下限之0.2〜0.4倍左右時，由常溫時之降伏應力將 15 高溫時之降伏應力無因次化之應力降低率（高溫降伏應力/ 常溫降伏應力）:p於鋼材溫度T(°C)為600°C以上、800°C以 下之範圍中，必需滿足ρ^-〇·〇〇29χΤ+2·48。 欲增加高溫強度時，可藉Mo、Nb之複合添加於高溫 中促使穩定之碳氮化物析出，且使顯微組織變韌鐵化。為 20 了提高常溫強度以強調高張力鋼之特性時，可為變韌鐵單 組織。 然而，由於硬質變韌鐵之分率越大常溫之強度越高， 因此，要求降伏比（YR)之上限時，配合所需之常溫強度及 諸特性，宜使顯微組織形成變韌鐵單組織或具有適當之變 13 1235769 玖、發明說明 韌鐵分率之肥粒鐵與變韌鐵之混合組織。 為了製成適當之顯微組織，達到所需之常溫強度範圍 ，低C化係可發揮功效。低C化係可提高變韌鐵或肥粒鐵 與變韌鐵之混合組織於高溫中之熱力學之穩定性，使逆變 5 態成沃斯田鐵之逆變態溫度（Aq)上升。然而，於此情況下 ，顯微組織及材質容易受到壓軋條件及之後之冷卻條件影 響，不易穩定地製造。 因此，本發明人等致力於控制顯微組織以增加高溫強 度時，得知添加適量之B會有助於製造穩定化，而發明了 10 本發明。 一般之熔接構造用鋼，必須與習知同樣地具有熔接性 ，因此，於700°C~800°C下高溫強度優異之鋼係極為棘手 之課題。 為了解決這個課題，本發明人等努力檢討後，得知於 15 700°C〜800°C下之高溫強度，可由複合添加Mo、Nb、V、

Ti等合金元素使析出強化，與藉顯微組織之變韌鐵化使移 位密度增加、及藉固溶Mo、Nb、V使移位回復延遲來達 成，且查出Ti亦有些許功效。 為了同時確保於700°C〜800°C下之強度與於常溫下之 20 強度、及常溫與高溫之強度比p全部，發現重點係使顯微 組織為肥粒鐵與變韌鐵之混合組織或變韌鐵單組織，且添 加合金元素量為最適當範圍，以得到高溫中之母相組織之 熱穩定性與適當之整合析出強化效果及移位回復延遲效果 。且，為了確保低降伏比，必需使顯微組織為適當之肥粒 14 1235769 玖、發明說明 鐵與變韌鐵之混合組織。 鋼材之降伏強度，一般係由450t附近開始急速地降 低，而此係因為伴隨溫度上升熱活化性能量降低，相對於 移位之滑動運動於低溫中有效之抗阻變成無效。 5 通常，利用在小於700°C左右之溫度領域中之強化之

Cr碳化物或Mo碳化物等，對於移位之滑動運動至600°C 左右之高溫為止都可發揮有效抗阻，然而於800°C之高溫 下會再固溶，因此，大致無法維持強化效果。 本發明人對各種於高溫中穩定性較高之單獨或複合之 10 析出物進行調查。結果發現Mo與Nb、Ti、V結合之複合 析出物於高溫中穩定性高，且於700~800°C中亦具有高強 化效果。即，利用適量添加Mo、Nb、Ti、V並提高壓軋 時之加熱溫度，使該等元素充分地固溶，且，藉導入移位 密度高之適當之壓軋組織，確保析出物可析出之析出部位 15 ，藉此於再昇溫時，例如，因火災引起之昇溫中，Mo與 Nb、Ti、V結合之複合析出物細微地析出。 如此之複合析出物亦於維持於700〜800°C下成長粗大 化，而使強化效果變小，然而係非常微細且高密度地分散 地存在時，於持續30分鐘左右之時間内，可充分得到前述 20 於700〜800°C下降伏強度目標值。 且，已固溶於BCC相中之Mo、Nb、V、Ti係有助於 移位回復延遲，且具有使降伏強度開始急速地下降之溫度 高溫化之效果。發明人等針對該等高溫強化因子對700°C 〜800°C中之降伏應力之影響詳細地重複檢討後，得到以下 15 1235769 玖、發明說明 見解。即，於700〜800°C中，使鋼材溫度為T(°C)，高溫常 溫降伏應力比p(高溫降伏應力/常溫降伏應力）係滿足pg-0·0029χΤ+2·48，即，為了使降伏應力比於700°C、800°C 中，分別為45% 、16%以上，該溫度下之Mo、Nb、V、 5 Ti之複合碳氮化物必須在莫爾分率5x 10_4以上，且固溶 於BCC相中之Mo、Nb、V、Ti之合計量在莫爾濃度lx 10 3以上。 於高溫強度顯現之重要之複合碳氮化析出相之組成， 可藉諸如電子顯微鏡或EDX所作之分析輕易地辨認。又， 10 有關於熱力學之穩定析出相之平衡生成量及BCC相中之固 溶合金元素量，可利用藉市售之熱力學計算資料庫軟體等 ，由添加合金元素量輕易地算出。 然而，即使析出物本身穩定，因溫度上升造成基材變 態，析出物與基材之整合性喪失亦會成為非整合，因此， 15 憑藉析出物之強化作用急速地降低。即，為了於高溫下仍 可利用穩定之複合析出物達成之強化效果，材料方面係必 須於設計溫度800°C中亦可使基材組織不變態者。 因此，具體而言，必需藉使沃斯田鐵成體之Μη之添 加量降低等之合金元素之調整，使鋼之Aq變態溫度為 20 800°C 以上。 又，係藉活用析出物及固溶元素提昇高溫強化，因此 ，可盡量減少Cr、Mn、Mo等習知高溫用鋼中所大量添加 之合金元素之添加量，所以使溶接性不降低之合金設計係 可行。 16 1235769 玖、發明說明 此外，變韌鐵單組織之鋼中由於強度提昇，因此，不 一定要滿足建築用鋼中所要求之低降伏比條件。因此，本 發明鋼中要求低降伏比時，係使顯微組織為肥粒鐵與變韌 鐵之混合組織，且變韌鐵之分率為20%〜95%之範圍。這 5 係因為顯微組織中所佔有之肥粒鐵之分率過大時，不易藉 添加合金元素之增加確保常溫及高溫之強度。 以下，說明本發明中各成分之限定理由。且，％係意 指質量％ 。 C係可對鋼材之特性造成最顯著之效果之元素，且係 10 形成與Mo、Nb、Ti、V結合之複合析出物（碳化物）必需之 元素，因此，至少需有0.005% 。當C量少於前述時，強 度不足。然而，添加超過0.08%時，Aq變態溫度下降， 因此不易得到800°C下之強度，又，韌性亦降低，所以限 定為0.005%以上、0.08%以下。進而，欲於火災時相當之 15 高溫加熱下，熱力學地穩定地保持肥粒鐵與變韌鐵之混合 母組織，維持與Mo、Nb、V、Ti之複合碳氮化析出物之 整合性，以確保強化效果，係以小於0.04%為佳。

Si係用於脫氧且包含於鋼中之元素，且因具有替換型 之固溶強化作用故有助於常溫下之母材強度提昇，但並不 20 特別具有改善超過600°C下之高溫強度之效果。又，添加 過多時熔接性、HAZ韌性會惡化，因此限定上限為0.5% 。鋼之脫氧，係可僅以Ti、A1來達成，又，由HAZ韋刃性 、硬化性等觀點來看係越少越好，且並不一定要添加。 Μη係於確保強度、韌性上不可欠缺之元素，然而， 17 1235769 玖、發明說明 替換型之固溶強化元素之Μη係有助於常溫下之強度提昇 ，然而並不特別對超過600°C之高溫強度有太大改善效果 。因此，於如本發明之含有較大量之Mo之鋼中由提昇溶 接性，即降低PCM之觀點來考量，係限定為1.6%以下。 5 藉使Μη之上限為低，亦有利於連續鑄造胚之中心偏析。 進而，為了使Aq變態溫度為800°C以上，必需減少添加 ，上限宜為0.9% 。此外，有關於下限，並無特別限定，然 而於母材之強度、韌性調整方面，係以添加0.1%以上為佳 〇 10 為了得到適當之變韌鐵組織分率，壓軋結束後，必需 使由800°C以上冷卻至650°C以下之溫度之冷卻速度為 0.3Ks_1以上。即，板厚小於約25mm之較薄之鋼板必須以 氣冷或加速冷卻（水冷）過程製造，而超過約25mm之較厚 之鋼板則必需適用加速冷卻（水冷）過程製造。

15 P於本發明鋼中為不純物，減少P時大多可降低HAZ 中之粒界破壞，因此，係越少越好。含量多時，會使母材 、溶接部之低溫韋刃性惡化，因此上限為0.02%。 S與P同樣地於本發明中係不純物，由母材之低溫韌 化之觀點來考量係越少越好。含量多時，會使母材、熔接 20 部之低溫韌性惡化，因此上限為0.01% 。

Mo係構成提昇高溫強度之複合析出物之基本元素， 於本發明鋼中為必需元素。為了高密度地得到Mo與Nb、 Ti結合之複合析出物，或Mo與Nb、Ti、V結合之複合析 出物以提昇高溫強度，必需添加0.1%以上，另外，添加超 18 1235769 玖、發明說明 過1.5%時，不易控制母材材質之同樣性，且會造成溶接熱 影響部之勃性惡化，進而喪失經濟性，因此，Mo添加量 係以超過0.1% 、1.5%以下為佳，且更以0.2%以上、1.1 ◦/〇以下為佳。 5 Nb於添加較大量之Mo之本發明中，係用以確保700 °C、800°C下之高温強度所不可或缺之元素。首先，一般之 效果，係於使沃斯田鐵之再結晶溫度上升，而使熱壓軋時 之控制壓軋之效果發揮至極至之有效之元素。又，亦有助 於壓軋時一開始之再加熱或正常化或硬化時之加熱沃斯田 10 鐵之細粒化。 進而，亦具有提昇析出硬化之強度之效果，可藉與 Mo複合添加而助於提昇高溫強度。小於0.03%時，於700 °C〜800°C下之析出硬化之硬化減低，係以添加0.1%以上為 佳。另外，超過0.2%時會有降低母材韌性之虞，因此，使 15 上限為0.3% 。因而0.03〜0.3%為限定範圍。

Ti亦與Nb同樣地有助於提昇高溫強度。尤其，嚴格 要求母材及熔接部韌性時宜添加。這是因為Ti於A1量少 時（例如0·003%以下），與Ο結合形成以Ti203為主成分之 析出物，成為粒内變態肥粒鐵生成之核，而提昇熔接部韌 20 性。又，Ti與N結合形成TiN而細微析出至胚中，可防止 加熱時之T粒之粗大化而有助於壓軋組織之細粒化，又， 存在於鋼板中之微細TiN係用以於熔接時使熔接熱影響部 組織細粒化。為了得到該等效果，Ti至少需為0.005%以 上。然而，過多時形成TiC，使低溫韋刃性或溶接性惡化， 19 1235769 玖、發明說明 因此’宜為0.02%以下，上限為0 025% 。 B於透過變韌鐵之生成分率控制強度上極為重要。即 B係透過偏析至沃斯田鐵粒界，控制肥粒鐵之生成使硬 化性提昇，即使於如空冷之冷卻速度較慢時亦有助於使變 5韌鐵穩定地生成。為了得到該效果，必需最少為0.0005% 以上。然而，添加過多時，不僅可能會使硬化性提昇效果 飽和，還會有害於舊沃斯田鐵粒界之脆化或韌性而形成B 析出物，因此，上限為〇 〇〇3% 。 A1 ’ 一般係用於脫氧且包含於鋼中之元素，然而，脫 1〇氧，可只需Si或Ti，於本發明鋼中，其下限不限定（包含 〇% )。然而，A1量多時，不僅鋼之清靜度惡化，熔接金屬 之轫性亦惡化，因此，上限為0.06% 。 N係作為不可避免之不純物存在於鋼中，下限不特別 限定，然而，增加N量會對HAZ韌性、熔接性傷害很大 15 ’所以於本發明鋼中，其上限為〇.〇〇6% 。 接著’針對可配合所需含有之Ni、Cu、Cr、v、Ca、 REM、Mg之添加理由與添加範圍作說明。 成為基本之成分，進而添加該等元素之主要目的，係 為了於無損於本發明鋼之優異之特徵下使強度、韌性等特 20性提昇。因此，其添加量可自由限定。

Ni係於不使熔接性、HAZ韌性惡化下使母材之強度、 韋刃性提昇。為了發揮該等效果，至少必須添加〇〇5%以上 另外，添加過多時，不僅有損經濟性，亦對熔接性不佳 ’因此，上限為1.0% 。 20 1235769 玖、發明說明

Cu係顯現與Ni大致相同之效果、現象上限為】⑽ 係由於添加過多時會使熔接性惡化，且熱壓軋時會產生a 破裂而使製造困難所限定的。下限係 Γ限係為了可得到實質效果 之最小量之0.05%。 5 。然而，添加量過多 ’因此，限定範圍為

Cr係同時提昇母材之強度、韌性 時，會使溶接部之勃性及炼接性惡化 0.05 〜1.0%。 以上’〇1、1&不僅有助於母材之強度、勒性，亦 有助於耐氣候性。欲達到前述目的時，可於無損溶接性之 10 範圍内添加。 V具有與Nb大致相同之複合析出作用，然而，與Nb 相較下，其效果較小。又，V亦對硬化性具有影響，且亦 有助於高溫強度提昇。與Nb同樣之效果於小於〇〇ι%時 效果小。另外，過多時會使母材韌性降低。因此，本發明 15鋼中之V之下限為0·01% ，上限為〇1% 。

Ca、REM與不純物之s結合，具有提昇韌性或防止因 溶接部之擴散氫引起之誘導裂化之功用，然而，過多時會 形成粗大之夾雜物造成不良影響，因此，分別以 0.0005〜0.004%、0.0005〜0.004% 為適當範圍。 ί〇 Mg係於熔接熱影響部具有防止且微細化沃斯田鐵粒 之成長之作用，可使熔接部強韌化。為了得到該效果， 必需為0.0001%以上。另外，添加量增加時，效果係相對 於添加量減小，且喪失經濟性，因此，上限為0 006% 。 此外，與Mo、Nb、V同樣地添加適當量之w以確保 21 1235769 玖、發明說明 高溫強度，亦係提昇本發明鋼之特性之有效之方法。w於 欲得到該效果時係至少需為0.01% ，然而，超過0.1%時， 其效果飽和，因此，於考量經濟性下使上限為1% 。 為了確保常溫常溫下之破裂感受性，且可以無預熱之 5 方式熔接，進而將PCM之值限定於0.20%以下之範圍中。 PCM係顯示熔接性之指標，越低熔接性越好。本發明鋼中 ，PCM於0.20%以下之範圍時可確保優異之熔接性。此外 ，熔接破裂感受性組成PCM係由以下之式定義。 PCM = C + Si/30 + Mn/20 + Cu/20 + Ni/60 + Cr/20 + 10 Mo/15 +V/10+5B。 且，於鋼板之最終壓軋方向之板厚截面方向1/4厚之 位置，將最終變態組織之舊沃斯田鐵粒徑限定為平均當量 圓直徑150μιη以下。這係於為了使舊沃斯田鐵粒徑與組織 一起強烈影響韌性，尤其於如本發明之添加了 Mo之鋼中 15 ，為了提升韌性將舊沃斯田鐵粒徑控制為小中重要且必需 的。前述舊沃斯田鐵粒徑之限定理由係基於本發明人等變 更了各種製造條件之實驗結果而限定，平均當量圓直徑為 120μπι以下時，可確保其韌性不低於較本發明低Mo之鋼 。此外，舊沃斯田鐵粒，其容易判別之情況亦多。此時， 20 以板厚1/4厚之位置為中心，使用於與鋼板之最終壓軋方 向垂直之方向上取下之具有切口之衝擊試驗片，例如，JIS Z 2202 4號試驗片（2mmV缺口）等，將以非常低溫使脆性破 壞時之破面單位定義成舊沃斯田鐵粒徑之另一讀法之有效 結晶粒徑，並測定其平均當量圓直徑，於該情況下亦同樣 22 1235769 玖、發明說明 必需為150μηι以下。 於本發明之高溫強度優異之高張力鋼之製造方法中， 鋼片或鑄片之壓軋時之加熱溫度，於為了使Mo、Nb、Ti 、V充分固溶時，係以高溫為佳，然而，考量到確保母材 5 之韌性，係1100°C以上、1250°C以下。 接著，於1100°C以下之溫度領域中對成品板厚進行確 保30%以上之累積壓下率之熱壓軋，並以850°C以上結束 壓軋。使低溫範圍中之壓下過大時，會促使肥粒鐵變態使 肥粒鐵分率過大而不易確保強度，進而，Nb、Ti、V於壓 10 軋中以碳化物之狀態析出，無法得到必要之固溶Mo、Nb 、Ti、V，因此，壓軋結束溫度係以850°c為下限，另外以 超過1100°C之溫度結束壓軋時韌性不足，因此上限為1100 〇C。 壓軋結束後，以鋼板表面之平均冷卻速度為0.3KS·1以 15 上使鋼板表面溫度由800°C以上之溫度領域冷卻至650°C以 下之溫度領域。其目的係得到構成析出部分之變形帶或包 含有大量移位之壓軋組織，並將其藉水冷凍結，藉此於昇 溫時高密度地得到微細地與胚整合之Mo與Nb、Ti、V結 合之複合析出物。 20 此外，製造本發明鋼後，以脫氫再加熱至ACl變態點 以下之溫度時，亦無損本發明鋼之特徵。 亦可於水冷後，將鋼板以500°C以下之溫度範圍進行 30分鐘以内之回火熱處理。 又，本發明鋼於厚鋼板之外，於作為鋼管、薄鋼板、 23 1235769 玖、發明說明 角鋼等鋼材時，皆可充分獲得本發明之效果。 實施例 以轉爐-連續鑄造-厚板步驟製造各種鋼成分之鋼板（厚 度15~50mm)，並調查其強度、韌性、於700°C、800°C下 5 之降伏強度、無預熱（室溫）下之y裂試驗時有沒有根裂等 〇 於表1及表2顯示比較鋼與本發明鋼之鋼成分，於表 3顯示鋼板之製造條件及組織，於表4表示諸特性之調查 結果。 10 本發明鋼No.1〜9之例中，所有之顯微組織係肥粒鐵與 變韌鐵之混合組織，且舊沃斯田鐵粒徑之平均當量圓直徑 為120μιη以下。且，有關實際降伏強度比，於700°C、800 °C下亦分別為64% 、23%以上之優異之值。 本發明鋼No. 10~18之例中，顯微組織係變韌鐵單組織 15 或肥粒鐵、變韌鐵之混合組織，且，舊沃斯田鐵粒徑之平 均當量圓直徑為120# m以下，有關實際降伏強度比，於 700°C、800°C下亦分別為61% 、25%以上之優異之值。 比較鋼No.19中，C過剩，逆變態成沃斯田鐵之逆變 態開始溫度ACl係800°C以下，因此常溫強度亦可得到高 20 值，然而，常溫/高溫之降伏強度比（p)係ρ<-0·0029χ T + 2·48。 比較鋼Νο.20中，C不足，490MPa級之降伏強度不足 ，且於600°C以上之高溫中複合碳氮化相之生成量小於5x 1(Τ4，常溫/高溫之降伏強度比（p)亦為ρ<-0·0029χ T + 2.48 24 1235769 玖、發明說明 2.48，為低。 比較鋼No.21中，Μη量超過1.6% ，因此，Ac!小於 800°C，於700°C以上溫度中，常溫/高溫降伏強度比（P)係P ◊0·0029χ T+2.48。 5 比較鋼Νο·22中，Μη量小於0.1% ，因此，常溫中之 固溶強化效果不足，常溫之降伏強度、拉伸強度下降至 490MPa級之規格值下限。 比較鋼No.23中，P超過0.02% ，因此，母材之延性 脆性遷移溫度，與於〇°C下之再現HAZ之吸收能量值一起 10 惡化。 比較鋼Νο·24中，S超過0.01% ，因此，與比較鋼 Νο.23同樣，母材之延性脆性遷移溫度與於0°C下之再現 HAZ之吸收能量值一起惡化。 比較鋼Νο·25中，基於Mo之添加量不足，碳氮化析 15 出相、BCC相中固溶Mo亦同時不足，因此，常溫強度良 好，然而有關於800°C實際高溫常溫降伏強度比，係15°/〇 為低。 比較鋼No.26中，Mo量過剩，因此，母材材質之不均 ，一性增大，且就算熔接破裂感受性組成PCM為0.18% ，於 20 無預熱之y裂試驗中還是產生根裂。又，再現HAZ之吸收 能量值低。 比較鋼No.27中，Nb量不足，於700°C、800°C中不 能得到充分之析出硬化效果，因此，常溫/高溫之降伏強度 比（P)係 ρ<-0·0029χΤ+2.48 ° 25 1235769 玖、發明說明 比較例28中，Nb量過剩，因此，於高溫強度中得到 高值，然而再現HAZ之吸收能量值低。 比較鋼No.29中，7粒粗大，因此，再現HAZ之吸收 能量值低。 5 比較鋼No.30中，Ti量過剩，因此，母材之延性脆性 遷移溫度、再現HAZ吸收能量值同時惡化。

比較鋼No.31中，B添加量不足，不能得到充分之硬 化性，顯微組織之變韌鐵分率過少，因此，常溫之降伏強 度比降低至490MPa級之規格值下限。 10 比較鋼Νο·32中，B添加量過剩，因此，母材之延性 脆性遷移溫度於〇°C附近，再現ΗΑΖ之吸收能量值低。 比較鋼Νο·33中，A1量超過0.06% ，因此，母材之延 性脆性遷移溫度於〇°C附近，再現ΗΑΖ韌性亦低。 比較鋼No.34中，N量超過0.006% ，因此，再現

15 HAZ勃性低。 比較鋼No.35中，PCM值超過0.20% ，於無預熱下之 y裂試驗中產生根裂。又，再現HAZ吸收能量亦低。 比較鋼No.36中，再加熱溫度小於1100°C，因此，再 加熱時添加合金元素無法固溶於沃斯田鐵中而不能得到充 20 分之析出強化，於常溫中降伏強度、拉伸強度同時良好， 然而，常溫/高溫之降伏強度比（P)係ρ<-〇·〇〇29χΤ+2·48。 比較鋼NoJ7中，再加熱溫度超過1250°C，因此，再 加熱時沃斯田鐵粒粗大化，再現ΗAZ之吸收能量值降低。 比較鋼Ν0.38中，於1100°C以下之累積壓下量小於 26 1235769 玖、發明說明 30% ，因此，舊沃斯田鐵粒粗大，再現HAZ韌性低。 比較鋼No.39中，以小於850°C之溫度進行壓軋，因 此，促使Nb、Ti、V析出而無法得到充分之析出強度，有 關於常溫強度係滿足490MPa級之規格值，然而，常溫/高 5 溫之降伏強度比（p)係ρ<-0·0029χΤ+2.48。 比較鋼Νο.40中，再加熱溫度高達1250°C，因此，壓 軋結束後之沃斯田鐵粒超過120// m，很粗大，母材韌性低 〇 比較鋼No.41中，於壓軋後藉進行水冷使常溫強度上 10 升，然而，於板厚過大之情況下，於1/4厚部中之y /α變 態溫度附近之冷卻速度不足，因此，肥粒鐵分率過大（>80 °C :變韌鐵分率< 20% )，常溫下之固溶強化效果不足，且 常溫之拉伸強度下降至建築用490MPa級鋼之規格值下限 〇 15 比較鋼Νο·42中，板厚超過25mm，因此，適用加速 冷卻，確保0·3Ks_1以上之冷卻速度，然而，水冷開始速度 小於700°C，壓軋結束後〜冷卻開始（69(TC)之冷卻速度係 0.3Ks-1以下，於水冷開始前肥粒鐵之變態業已進行，因此 ，變韌鐵分率小於20% ，常溫拉伸強度下降至490MPa。 27 1235769 玫、發明說明 Ϊ 歲 m m E Φ 嗜 gAL w* jj w〇 O m Ϊ； 〇 s p> o to IO d to s d ΙΟ 卜 rt d <P 〇i eo e !〇 «ο _ d lf>{ Ο ο Ο { <0 ί οί 〇> <D ο «D ο u>! «ο! 〇 Ϊ5 *τ d 11^ !ft〇 in 〇· CM 〇· 丨2 |S a» IA ▼ O’ m « 〇 s o «0 〇 〇· «· d d 卜 〇 d s o d φ\ 丨〇· C4 产 ο βο 臂 Ο 卜 W ο 孟 ο! S ο «0 d s o 卜 o β» d| Φ d « ， I 丨 ο r> Ο Ο ς> m o o Q Ui GC ! 1 ο ο Q _ 〇 1 1 j in ο 。、 ! II» ο Q «0 ο > ο s d s p d U9 S Ο «ι> ρ ο o 10 o o g p o IA 〇 d o o s o o «» 〇 o Ο ο ΙΟ «Μ ο ο S ο ο ΙΑ ο ο Cl « o o o o 〇 o o s o O d i j 3 o o CO d «〇 «D o 2 fO o «D d z s S s C4 «D s ο S 3 CM Ο u> 卜 s s e> < s o s o d a» S 〇! CO 5 〇· s 〇 d 彎 o 〇· o g] d ΙΟ S ο ο ο S ο ο S ο rt S Ο <〇 ο ο 實 d Oil o d s o d o s d o s QQ o C4 to - 1 〇 1 ο ο - - CD CM «3» - «a Z o o d A w o o d i d «0 s d s 〇 〇! o 畸 «Μ Ο <D ID Ο Ο ΙΑ 君 Ο ο ο ο tn d οί ο ο Ο ο 〇» s d ir>； o d o 丨o d 卜 卜 Ο s o o O 2 a • o o o d o CM s d ο Ο; Ο Ο ο ο» ο ο «Μ 一 ΙΑ Ο CD — o mm mm o • Ο ο o Cl CO «D 〇 o tA s o ς> CO o Q; 卜 卜 ο ο o o ςί o in o • CO C9 Ο Q 办 ζ ο ΙΑ Ο g <〇 S ο ς» r» Ο ς> 卜 ο ς> ο £ o ς» o o Q in O Q ο ο ο q! m C4 0 1 Q a « o <? CM 〇 〇 ς» 4T> g 〇· is ο Q — 臂 o ς! s o ς> u> 卜 ο ς» m c> ο <Μ Ο ο <? S ο If) g ρ Φ S ο ςί C4 Ο ς> s o 〇 〇 Q 〇» 〇 Q 对 s 〇· CM IO o o ς> c 2 in o Q〇 r- P *? CO d s 〇· «0 C9 d s 〇· ο d » d <Μ Ο ιπ u> Ο ο Γ·» ο S ο U) I ID d 0» ▼ s b s o <0 o' CO o C9 〇 o CM 〇 ¢4 «Ρ·· Ο o b wm 。’ 晒 b 9. ο： Ο « ο ο ο «Μ» Ο ο o d 〇 d m d s • o 臂 o d 〇 ao! o 叫_ °.|9 oj o s o d CO «Μ ο ο lA OJ o d e〇 o d ο d «ο ο 卜 Ο ! 〇 «0 ο ο rt η ο ο <〇 ο ο ο 呀! 〇> :V 1°. eo o d 卜 o o' 〇〇 mm o o C4 S d 塚 —j CM r> IA <〇 卜 a〇J β> ο; ,1 CSI C0卜 f IO tD 卜 00

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CO o d o 贊 o 9 供 Ο ο a* 〇 o o μ o o s o d q O o o o o o 〇 O OB 〇 6 «0 o I mm 〇 〇· o οί 04 〇 〇 «ο Ο Ο ο ρ ο 04 〇 o o O o Ol o o o IO V» o CM «· d d o in d 3 o < j to o o (O <D d 壬 o ▼ o r» o d rt Γ» d i > z r> IO cr « CM s 實 s Ϊ s s <〇 r? in «1 CS|{ S <〇 C9 s O o c» < rs o d 臂 O d C7 o d 令 O o ▼ o d S O o s d o s d 00 o d o o o ml in Of Dl 〇! 〇 s o dj IO g d m o d 曹 O d o CO o g ο ο «ο ο ο o o 90 o o IO r> d 寶 o o o s o 0 o eM «〇 o mm o CO in CO «0 «0 1 o o o e<« 00 ΙΟ α> a> 〇» o 12： 1«. 1 •o z 4D z o It% S d as s d 〇» o o Of s b r*· 〇 o O s o o d s p d o CO « 〇 40 s o 00 s b o eo d <〇 tA 〇 b β» s b o s ό ΙΟ ο ο m ζ ο c〇 〇 d P o o eo o d w> s ό o o 〇· 〇 2 o «» d s d C4 o « o o o «Α O； O «» • o CM 2 O o • Μ ο «0 m «0 mm • o o C4 <>» s d (/1 S o o’ ID o ςϊ o o o «0 o ς» o s o p o o ς» 卜 o 9 o O (O o ςΙ 〇» 〇! 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2€ 227 13 535 723 74 -42 327 ei 121 23 238 14 483 729 C6 -40 335 6» 124 26 241 IS 551 680 81 -42 377 68 136 25 254 1β 492 703 70 -43 346 70 128 2« 271 17 524 721 73 _4· 3β( 74 143 27 242 1ft 50« 699 72 -52 343 6« 128 2$ 227 表4之續 類 別 鋼 常溫強度 vTrs (¾) 700¾ 800*0 再現 HAZ韌 性 (J) 降伏強度1: (MP.) 拉伸強度2: (MPa) 降伏比 (*) 降伏強度 (ΜΡ·) 實際’YS 比3) (*) 降伏強肩 (MPa) 實際’YS 比4) (%) 19 516 610 05 -30 ιβο 35 es 13 198 20 304 453 67 -41 128 42 44 14 210 21 621 755 82 -35 272 44 09 14 tea 22 320 465 69 -Ζβ 201 €3 84 IB 2ZS 23 3βθ 509 75 -1 249 ββ 89 23 1» 24 420 539 7β -5 278 6β 101 24 22 25 402 525 77 -34 161 4S «Ζ 1S US 2« 5S4 «70 83 -45 351 63 123 22 25 21 383 511 7S -30 168 44 52 14 217 2« 424 542 7β -25 261 68 101 Z4 2S 比 Z9 438 SS2 79 -40 245 58 tl 19 22 較 30 38Β 515 75 253 es 90 23 21 鋼 ai 276 433 64 -21 175 63 69 24 188 32 437 551 71 -β 2Bft 66 103 24 15 33 390 517 7« -1 255 65 91 23 3ft 34 37β 508 75 一之5 248 6S as 23 21 35 373 S04 74 -28 243 6S ee 24 42 38 39Β 523 7fi -41 172 43 54 14 220 37 435 550 79 -40 285 66 100 23 24 38 431 547 79 -32 282 6$ 99 23 22 39 413 533 77 -39 178 43 5a 14 215 40 530 620 85 -45 350 es 122 23 208 41 326 469 70 -27 215 68 69 21 19B 42 291 444 66 -38 193 66 73 25 20· 32 1235769 玖、發明說明 1) 常溫降伏強度^ 325MPa 2) 常溫拉伸強度-490MPa 3) 於700°C中之降伏強度相對於常溫下之降伏強度實 際效果之比（p)245% 。 5 4)於800t中之降伏強度相對於常溫下之降伏強度實 際效果之比（p)245%。 5)PT:1400〇C、/^8/5 = 995、vE〇^27J。

產業上之可利用性

以本發明之化學成分及製造法製造之鋼材中，顯微組 10 織係肥粒鐵、變韌鐵之混合組織或變韌鐵單組織，為常溫 強度490MPa以上之高張力鋼，又，具有600〜800°c中之 高溫/常溫應力比（高溫降伏應力/常溫降伏應力）:P於使鋼材 溫度為T(°C)時，p滿足ρ^-〇·〇〇29χΤ+2·48之特性，且兼 具有作為建築耐火鋼材必需之特性，係完全不同於以往之 15 新鋼材。 33

Claims (1)

1. 修正日期：93年12月 )92107293號專利申請案申請專利範圍修正本 拾、申請專利範圍 1 · 一種雨溫強度優異之高張力鋼，以質量％表示，含有 C : 0.005% 以上、小於 〇 〇8% ，Si : 〇·5% 以下，Mn : 0.1 〜1.6% ’ Ρ:〇·〇2% 以下，s : 〇 〇1% 以下，Μ〇 : 〇·1 〜1.5% ’ Nb : 〇.〇3〜0.3%，Ti : 0.025% 以下，B : 0.0005〜0·003% ，A1 : 0.06% 以下，N : 0.006% 以下， 且由剩餘部份Fe及不可避免之不純物構成者。 2·如申請專利範圍第丨項之高溫強度優異之高張力鋼， 其中鋼係由常溫時之降伏應力將高溫時之降伏應力無 因次化之應力降低率（高溫降伏應力/常溫降伏應力）：p 於鋼材溫度TfC)為600°C以上、800。(：以下之範圍中， 滿足 p - -0.0029χΤ + 2.80 者。 3·如申請專利範圍第1項之高溫強度優異之高張力鋼， 其中前述鋼於火災時相當之高溫加熱下時，係於常溫 下之變韌鐵單組織，或肥粒鐵及變韌鐵之混合組織， 又，於火災時相當之高溫下加熱時，逆變態成沃斯田 鐵之溫度（Ac!)係超過800°C，且，由常溫時之降伏應 力將高溫時之降伏應力無因次化之應力降低率（高溫降 伏應力/常溫降伏應力）：p於鋼材溫度TfC)為600°C以 上、800°C以下之範圍中，滿足pg-0.0029xT+2.80者 4.如申請專利範圍第1項之高溫強度優異之高張力鋼，其 中前述鋼於600°C以上、800。(：以下之高溫領域中，由 常溫時之降伏應力將高溫時之降伏應力無因次化之應力 降低率（高溫降伏應力/常溫降伏應力）·· P於鋼材溫度T( 34 1235769 拾、申請專利範圍 C)為600°C以上、800°C以下之範圍中，具有滿足p^_ 〇·0029χΤ+2.80之強度，且，具有於火災時相當之高溫 下加熱時，常溫中之變韌鐵單組織，或肥粒鐵及變韌鐵 之混合組織係逆變態成沃斯田鐵之溫度（Aci)超過8〇〇它 之、、且、我，且，於刖述變勒鐵單組織，或肥粒鐵及變韋刃鐵 之混合組織中將熱力學上穩定之碳氮化析出相保持在莫 爾刀率5χ 1 〇 4以上，且固溶於肥粒鐵組織中之m〇、 Nb、Ti之合計量係在莫爾濃度1χ 1〇_3以上者。 5·如申請專利範圍第丨項之高溫強度優異之高張力鋼，其 中刚述鋼於600°C以上、800°C以下之高溫領域中，由 系μ時之降伏應力將高溫時之降伏應力無因次化之應力 降低率（高溫降伏應力/常溫降伏應力）：ρ於鋼材溫度τ( C)為60(TC以上、8〇(rc以下之範圍中，具有滿足 0.0029ΧΤ+2.80之強度，且，具有於火災時相當之高溫 下加熱犄，常溫中之變韌鐵單組織，或肥粒鐵及變韌鐵 之混合組織逆變態成沃斯田鐵之溫度（Aci)超過8〇〇艽之 、组織’又，舊沃斯田鐵粒之平均當量圓直徑^ 12〇以m 以下，且於前述變韌鐵單組織，或肥粒鐵及變韌鐵之混 口、、且織中將熱力學上穩定之碳氮化析出相保持在莫爾分 率X 1 〇以上，且固溶於肥粒鐵組織中之M〇、Nb、Ti 之合計量係在莫爾濃度lx 10-3以上者。 6·=申請專利範圍第μ項中任一項之高溫強度優異之 间張力鋼’其中前述鋼係以PCM=C+Si/30+Mn/20 + CU/20 + Nl/6〇 + Cr/20 + Mo/15 + V/10 + 5B 定義之熔接 35 1235769 拾、申5f5專利朝圍 破裂感受性組成·· PCM為〇·2〇%以下者。 7_如申請專利範圍第i〜5項中杯一 ^ 負中任項之向溫強度優異之 高張力鋼，Λ中前述鋼係更以質量％表示，包含有 Ni:0.05^1.0% , Cu:0.05^1.0 % , Cr:〇.〇5^l.〇% . V.0.01〜0.1%之1種或2種以上者。 8. 如申明專利|&圍第w㉟中任_項之高溫強度優異之 向張力鋼，其中前述鋼係更以質量％表示，包含有 Ν1:0·05〜1.0%、Cu:〇〇5〜1〇%、Cr:〇〇5〜i〇%、 ν:ο·οι〜0.1 %之i種或2種以上，且包含有 10 15 Ca:0.0005-0.004 % 、 REM:0.〇〇〇5 〜0.004 % 、 Mg:0.0001〜0.006%之1種或2種以上者。 9. 一種高溫強度優異之高張力鋼之製造方法，其係將具 有申請專利範圍第1至5項中任一項之鋼成分組成的 鑄片或鋼片於1100〜125〇t之溫度區域中再加熱後，以 850°C以上之溫度熱軋使於1100°c以下之累積壓下量為 30%以上，且，熱軋結束後以〇.3Ks-i之冷卻速度使 800°C以上之溫度領域冷卻至650°C以下之溫度領域， 使鋼之顯微組織形成變韌鐵組織，或肥粒鐵與變韌鐵 之混合組織。 1〇· —種高溫強度優異之高張力鋼，其以質量％表示係含有 C：0.005 % 以上、小於 0.08 % ，Si:〇.5 % 以下， Μη··0·1〜1·6% ，Ρ··0·02 % 以下，S:0.〇l % 以下， Μο··0·1 〜1.5 % ，Nb:0.03〜0·3 % ，Ti:0.025 % 以下， Β:0·〇〇〇5〜0.003% ，Α1:0·06% 以下，Ν:〇·〇〇6% 以下， 36 20 1235769 拾、申請專利範圍 並由殘餘部份Fe及不可避免之不純物構成，且，具有 於火災時相當之高溫下加熱時，常溫下之變韌鐵分率 為20〜95%之肥粒鐵與變韌鐵之混合組織逆變態成沃斯 田鐵之溫度（Acl)超過800°C之組織，且具有低降伏比 者。 11 ·如申請專利範圍第1〇項之強度優異之高張力鋼，其中 别述鋼係以質量％表示，更包含有Ni:0.05〜1.0% 、 Cu:0.05〜1.0%、Cr:0.05〜1.0%、V:0.01 〜0.1% 之 1 種或 2種以上者。 12·如申請專利範圍第1〇項之高溫強度優異之高張力鋼， 其中前述鋼以質量％表示係更包含有Ni:0.05〜1.0% 、 Cu.0.05〜1.0% 、Cr:0.05〜1.0% 、V:0.01 〜0· 1% 之 1 種或 2種以上，且，包含有 ca:0.0005〜0.004 % 、 REM:0.0005〜0.004%、Mg:0.0001 〜0.006% 之 1 種或 2 種以上者。 13. —種高溫強度優異之高張力鋼之製造方法，係將具有 申請專利範圍第10〜12項中任一項之鋼成分組成之鑄 片或鋼片於1100〜1250°C之溫度區域中再加熱後，以 850 C以上之溫度熱軋使1100。(^以下之累積壓下量為 30%以上，並於熱軋結束後，以0.3KS·1之冷卻速度使 800°C以上之溫度領域冷卻至650°C以下之溫度領域， 使鋼之顯微組織形成變勃鐵組織，或肥粒鐵與變韋刃鐵 之混合組織’且，具有於火災時相當之高溫加熱下時 ，常溫下之變韌鐵分率為20〜95%之肥粒鐵與變勒鐵之 37 1235769 拾、申請專利範圍 混合組織逆變態成沃斯田鐵之溫度（Acl)超過800°C之 組織，且具有低降伏比者。 38