TWI361838B

TWI361838B -

Info

Publication number: TWI361838B
Application number: TW098110174A
Authority: TW
Inventors: Yasushi Hasegawa; Masaki Mizoguchi; Yoshiyuki Watanabe; Suguru Yoshida; Tadayoshi Okada
Original assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2008-03-31
Filing date: 2009-03-27
Publication date: 2012-04-11
Also published as: CN101680068A; KR101100538B1; JPWO2009123076A1; BRPI0903892A2; BRPI0903892B1; CA2715660A1; US8715432B2; WO2009123076A1; CA2715660C; US20100132855A1; JP4638956B2; KR20090122943A; TW201000646A

Description

1361838 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 5 成建築用結構物所使用的耐火鋼材，特別是有關於在600°C 中具有高降伏應力，同時熔接連接部之耐弛力（SR，Stress

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。 C先前技術3 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（耐火性能）。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 20 要強度，在此期間’建築結構物不致倒塌毁壞，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結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 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⑷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2002-115022號公報。這些專利文獻a〜e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)曰本特開平〇7_286233 號公報中所記載發明之例子，其以6〇〇°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 ⑷日本專利第36352GW公報巾所記載的例子，其係添加屬於T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⑷所載般添加^ 相穩定化元素的話，或是’如專利文獻⑷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Β的情況下，在鋼材的粒界暴露於高溫巾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，但由於幾乎泠古又有尚溫變形能，因此，若是採用使結構物變形集中於炫接連接部並由其承擔的這種設計、或損壞已發生時’則主要是熱影響區（HAZ，Heat

Affected Zone)、這也是躲接金屬的境細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—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，在熱影響區的炫接金屬附近所產生的粒界脈化（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，仍可能牵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，以作為财火結構而言，很明顯的’即使是在鋼材具備充分之高溫強度的情況下，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。 &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6〇〇χ：之溫度下粒界析出之Mo碳化物或B氮化物另一方面，前述這種再熱跪化現象，並非單纯僅因析出脆化而顯露者。該事象m 并早A僅因析象乃疋本發明群研究之結果而首次之形成能力高的元素所獲致之物明朗化之事象，料㈣的解決課題添加量在0.5%以下時則不 H上，在賴_領域中，已知再減化可藉由添加Cr在2/。以上而獲得減輕，又，易產生再熱脆化。在不含Cr的鋼材中，逐步緩緩添加&，當添加量超過〇’5%’則組織容易進行變韌體變態，材料強度即提升。這是因為淬火性提升簡致的結果，然而同時變㈣組織會明瞭留下舊r粒界’因此在該舊了粒界的脆化易於變得顯在化，推測再熱脆化即容易發生。另一方面’ t添加2%以上的〇時，一般的礙化物例如雪明碳鐵即變得残定，而生叫A碳化物，而其他碳化物例如Mq2C同樣被〇奪走碳原子，變得難以在粒界粗大化。推測藉此可防止粒界脆化，“另—方面，碳化物也會變得容易粒界析出。如此，上述這些假說雖已大量提案，但是，關於⑽ 加量與再熱脆化的_，.至今仍未確立出一確定的見解。义在這種現況下，本發明群進行專精研究。結果發現，前述再熱脆化現象與鋼材之變態點有關聯。亦即，&之添加，具有提高鋼材之變態點、並同時消耗固炫C而更進-步提高變態點的致果。另一方面，已知作為r穩定化元素的Ni、Μη-旦大量添加，就會降低變態 1361838 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 高炼接時之入熱量。因此，若在炼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】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耐再熱脆化性與韌性佳之耐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 要的課題係實現並揭種耐火鋼材，其係賴材的化學成分加以最適當化’以求在奪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㈣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 (FusumLme)的部分)處，於〇〇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MMn與Cr ,在不致過剩添加Μη並限制屬其他τ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]^〇碳化物之粗大粒界析出，故抑制在〇·1%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[%] - l〇Ni[%] - 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。又’將本發明鋼材進行通常的輥軋處理並以放冷來製 la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鞅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υ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以上的咼溫中結束輥軋，接著以2〇c /s以上的冷卻速度將鋼板的各部位控制冷卻，並將該冷卻持續到丨〇〇艽以下的溫度為止，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以上的溫度結束觀軋之後，同様以2°c/s 以上的冷卻速度將鋼板的各部位冷卻，並在4〇〇〜75〇。匸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 1361838 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規格等所規定的锏材耐力中時，以其下限值的 ~ 1/2為必要耐力。因此’必要的呵溫耐力會因應室溫強度而變化以拉

5伸強度級鋼而言’就是室溫❹下限值235NW 的！/2即mNW(小數點以下捨棄），而以拉伸強度 5〇〇N/mm2級鋼而言，就是室溫耐力325NW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 · 1〇者’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]-種雜連接部之耐再減化性她性佳之㈤火鋼材，係至溫強度400〜600N/mm2級之对火鋼材，以質量％計， 15 含有.C · 0.010%以上而小於0.05%、Si : 0.01〜0.50%、Μη : 0.80〜2.00%、〇· 0.50%以上而小於2 〇〇%、ν: 〇〇3〜〇 3〇% '

Nb · 0.01-0.10% ^ N ：〇.001-0.〇10〇/0 . Aj ：〇.〇〇5~〇.1〇% ; 鲁又’限制Ni、Cu、Mo、B的各自含量為：Ni :小於〇 1〇%、

Cu ·小於0.10%、Mo : 〇.1〇〇/0以下、B :小於〇〇〇〇3% :又， 20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 :小於〇.〇〇5〇%、〇 :小於〇〇1〇%，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 5 第98110174號專利申請案發明說明書替換頁 100年5月26曰 4Cr[%] - 5Mo[%] - 10Ni[°/〇] - 2Cu[%]- Mn[°/〇] > 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%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韌 • 性佳之耐火鋼材，其中以質量〇/❶計，更含有：Mg : 0.0005〜0.005%、Ca : 0.0005〜0.005%、γ : 0 0〇1〜〇〇5〇%、 La . 0.001 ~0.050 4、Ce : 0.001 〜0.050%當中的 1 種或2種以 - 10 上。 [4]如前述[1]〜[3]之任-項之炫接連接部之耐再熱脆化性與韌性佳之耐火鋼材，其中該鋼材的肥粒鐵相中之差排密度為101Q/m2以上。 15 • [5]如前述ΠΗ4]之卜項之炼接連接部之耐再熱脆化性與韋刃性佳之时火鋼材，係在該鋼材結構中，使變物體戍麻田散鐵之光學顯微鏡結構占有率在2〇0/ / % υ/。以上，而由淬火組織形成。 20 [6] 如前述[1]〜[5]之任一項之熔接接。卩之耐再轨脆化性與韌性佳之耐火鋼材，係在該鋼材φ r ’使Nb、V、Cr、 Τι或Zr當中的1種以上所形成的碳化物 / 2 物或氣化物，以2個 /μιη2以上的密度析出。 [7] —種对再熱脆化性與知性佳之+ $火鋼材之告太法，係將具有如前述[1]〜[3]中任一項之乃熱至1150〜1300°C的溫度後，施行教加χ成刀的鋼片，加 T…加Χ或熱軋，於80(rc 11 以上的溫度結束該熱加工或熱軋，之後，在到達溫度5〇〇t：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 10 /秒以上，並於該鋼材的表面溫度成為10(TC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] 一種熔接連接部之财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400〇C〜75(TC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/μπι2以上的密度析出。 20 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以上的大入熱量嫁接部之接合熟性。又’依據本發明之埘火鋼材之製造方法，可製造出耐 12 1361838 ^ 火鋼材，4耐火鋼材係在600°c溫度時的強度尤其拉伸对力疋至皿時的1/2以上，故即使在火災設想溫度下，熱影響、轉合也不會發生再熱脆化，且同時可獲得5U/_以上的 . 大入熱量熔接部之接合靱性者。因此依據本發明，可提供高溫強度方面優異、並且熔接連接。P之耐再熱脆化性與軔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 • 冑化。在7°代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 .1G㈣暴露於火災環射時，端視預先含有作為合金成分: 》化物等之析出（稱為二次硬化)在哪個溫度範圍發生，而對 —耐力景彡響至鉅。本發明係為了麟_。(；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，係顯指〇含量與模擬熱影響區在_°C之拉伸試驗中炼接連接部斷面縮率（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-例，係顯丁 B3里與彳續熱影響區在刪。c之拉伸試驗帽接連接斷面縮率(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去之一例，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_°(：高溫拉伸耐力之關係的圖表。 13 1361838 5 第4圖係模式地說明有關本發明耐火鋼材之-例，顯干耐再熱脆化性指標值SRS與镇擬熱影響區之耐再熱脆化性 5子仏5式驗時之斷面縮率的關係圖。【實施方式】用以實施發明之最佳形態 10 15 以下，就本發明之炼接連接部之耐再熱脆化性與勒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。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，其係錯由下述此種鋼材而概略構成者，即，以質量％計，含有： C : 0.010¾以上而小於〇·〇5〇/0、Si : 0.01 〜〇.5〇〇/0、Μη : 0.80〜2.00〇/〇、Cr : 0.50%以上而小於2.00%、V : 0.03-0.30%、 Nb : 〇_〇1〜〇·1〇%、N : 0.001 〜0.010%、A1 : 0.005〜0.10%，並將Ni、Cu、Mo、B的各自含量限制在：Ni : 0.1 〇%以下、 Cu : 0.10%以下、Mo : 0.10%以下 ' B :小於0.0003%，甚且，將屬於不純物成分的P、S、Ο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、（：11及1^11等各元素，滿足下記（1)式所表示的關係。4Cr[%]—5Mo[%]—l〇Ni[%]—2Cu[%]—Mn[%] > 0......⑴ {唯，上記（1)式中’各元素濃度的單位係質量％。} 14 [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。 C · 0.010%以上而小於〇·〇5% 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 60〇°C的溫度穩定析出，必須添加c在0.010%以上。又，_ 旦添加C在0.05°/❶以上，於大入熱量熔接熱影響區中，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靱性顯著低劣化的情況，因此，將其添加範圍規定在0.010%以上而小於〇.〇5%。若考量到熔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c_ 在0.015%以上或〇.〇2〇%以上。又，為了接合勒性的提升，亦可將C限制在0.040%以下。

Si ： 0.01-0.50%

Si係脫氧元素，同時亦是有助於淬火性提升的元素，不過至少需添加001%以上才能顯現出欵果。另一方面' 添加Si超過0.50%時，Si可提高殘留沃右甘_ 所田織的穩定性，尤再可使熱影響區靱性降低，因其屬此葙一筋ΙΠϋ ^ 種兀素，故將其添加摩已圍規疋在0.01〜〇·5〇%。為了確實進杵丁脫虱，亦可將Si限制在0.05%以上、010%以上或〇 15%以。又，為了熱影響區的靭性k升，亦可限制在〇_45°/〇以下或〇4〇Q/ '下 Μη : 0.80%以上〜2.〇〇〇/0 Μη係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cr的鋼材中’若未添加_在〇纖以上，恐有無法展現上述效果之虞。又，若添加Mn超過20%，則Acl 變點的降低报顯著’在朝㈣t再熱時，伴隨粒界偏析的熱影響區會於再熱時產生局部性的an態，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，而依據模擬熱猶環相當於熱影響區的組織之高溫拉伸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〇8〇〜2〇%。為了更進一步活用Μ η的泮火性效果，亦可將Mn限制在〇卯％以上 ' 1.05% 以上或1.20%以上。又’為了防止—變態點之降低等，亦可限制在1.80%以下或16〇%以下。

Cr· 0.50%以上而小於2 〇〇0/〇

Cr可藉添加〇篇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Ti這些與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，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趙，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麟鋼溫度在精煉中降低，使鵠造性惡化，隨之導致製造時的縣提高，因此，添加上限限定在2.GG%。又，本發明中，若在大量添加MSi的情況下，必須船的添加旦控制在較佳為0·5(Μ.5()%。唯，⑽添加有時會降低製= 精煉時的熔鋼溫度，因此為 θ Γ抑制成本升高，亦可將Cr限制在1鳩以下、L5G%以下或1柳。以下。又’為了提高淬火性，亦可將α限制在〇.75%以上或i规以上。 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GQ3%以上而展現，又，若添加超過〇.3()%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㈣风3G%。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限制在〇.25%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001%則看不出刖述效果’又，若添加超過0.10%，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 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% 1361838 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％化物更穩定，因此有時會以碳氮化物析出而有助於高溫时力提升。因此’ N的添加量係規定在〇.〇〇1%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G._%。為了高溫财力提高，亦可將n限制在0.080%以下或0.060%以下。 A1 : 0.005〜〇·ι〇〇/0 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⑽鋼材中，為了防止在精煉中因⑽ 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A丨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的下限值定為〇〇〇5%。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，而有損鋼材的鞅性，因此上限值規定為〇，1〇〇/(^為了更確貫脫氧及藉Α1Ν生成而獲致細粒化，亦可將A〗限制在 0.010%以上、0·015%以上或0.020%以上。X，為了防止粗大氣化物叢集形成導致鋼材1¾性降低，亦可將Α1限制在 0.08%以下或0 06%以下。 20 Ni :小於〇.1〇〇/0

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 • 含量如以下所述有所制限。曰 ”CU係如業已敘述，會使Acl變態點顯著降低’乃 •是有可能促铺粒界之局部Μ所導狀再熱脆化的元 • 、Λ '^等元素係即使作為不純物渡人也應予排除，或者也必須在精煉步驟巾下工夫防止其混人^其容許上限皆為0· 1 〇%，因此其认土此基於考置到工業性生產的從容度，而將其含量制紐定在小於〇.1〇%。 • 同樣的，基於防止火災後熔接連接之再熱脆化的觀占3有河〇及8疋較不適宜的’即使其以不純物混入也應 1G Θ盡$避免’本發明群以實驗而明瞭其嚴密的含量制限。 • 第1圖係顯不，為了評價於本發明鋼材中添加Mo之含里對火災设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6〇〇t>c高溫拉伸試驗時的斷面縮率的座標圖。在此，斷面縮率在丨5%以下的情況 15 時’於破斷截面的一半以上可觀察到明瞭的粒界破壞形 φ 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15〇°c /秒朝1400°C 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小時升溫至火哭設想溫度60(TC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 1361838 所得之值所表不的斷面縮率⑴〜1〇〇% :以下亦略稱為§11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Mo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B的情況時，在600°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0.0003。/◦的添加而使811斷面縮率壓低在15%以下。根據這些貫驗結果，而規定M〇 : 〇.1〇%以下、b :小於 10 〇._3%的制限。藉由該規定，可防止溶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虎入’ B添加量必須嚴格控管在小於〇〇〇〇3〇/〇。 15在可嚴岔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〇〇〇〇2〇/〇。又’為了使屬於耐再熱脆化性的評價指標之8尺斷面縮率確實超過15%，在本發明中，藉由以次式（[SRS] = 4Cr[%] —5Mo[%] - 1 〇Ni[%] - 2Cu[%] - Mn[%]}(對應於上記（1)式） 20 所表示之SRS值，規定化學成分組成。该[SRS]式係如既已敘述，將防止]^1〇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811斷面縮率 20 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]>〇}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疋兩者，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，亦即顯不狀斷面縮率相異的鋼材之SRS值、與SR斷面縮率15% 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。本發月中’透過作為不純物混入的Mo、Ni、Cu與音圖度添加的Μη、Cr之間的相_ ’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1 $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各自為上限值〇」％時，就算使 Μη里在1.8。/〇，然而當€1>在〇 8%的情況下，srs就變為負。义時’析出脆化與局部軟化會同時發生，而無法防止再熱跪化。相反的，當添加Cl•在15%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可元王防止再熱脆化之鋼材，而是再加上構成上記 =(對應於申請專利範圍第丨項的（1)式）的化學成分之最適古化指標，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% 1361838 0 :小於0.010% Ρ、S、0奋:¾別作為不純物而對鋼材本身的勒性造成莫大影響’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p :小於〇 020%、s :小 5 於0.0050%、0:小於〇·〇 10%。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小於〇〇〇4%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勒性方面亦佳、在6〇〇°c溫度下的南溫耐力極南的鋼材。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。 Ή :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 20 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 1361838 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 : 0.0005〜〇.〇〇50/〇、 10 Ca : 0.0005 〜0.005%、Y : 0 001% 〜〇〇5〇% ' La : 0.001o/〇~0.050%'Ce: 0.001%〜〇.〇5〇〇/0當中的 i種或2種以上。 s玄等元素的添加量，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，及Ca亦可限制在0.003%以下，Y、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 20 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 1361838 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。 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10l()/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埘火鋼材。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，以使对再熱脆化性提升，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。 15 因此，必須使耐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101G/m2以上，實現優異的高溫強度特性(請一 2〇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101G/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1)。具體而呂’首先’將試驗片素材切斷加工為1 Ommx 1 〇minx2rnni後， 24 1361838 將主面進行鏡面拋光，之後’藉由化學拋光或電解拋光將鏡面拋光表面嵌接50μηι以上。接著，將該試料設置於乂射線繞射裝置’於前述抛光主面，入射特性χ 線，藉背面反射X射線繞射法’進行α _Fe(110)、（211)及(22〇) 5面的繞射線之測定。Cr_Ka或特性X射線，係分別由接近Κβ|線及Κα2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κ。2線繞射峰值高度，評價Και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， 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 1(ρ.396-399)之(10)式：{ ρ = 14.4 ε 2/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 (=〇.248xl(T9m)。 (1) 參考文獻1 :中島孝一等「利用X射線繞射之差排密度評價法」材料與製程、曰本鐵鋼協會、V〇1.17(2004), No3, 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」理學電機（1967)，p.406 (3) 參考文獻3 : G.K.Williamson and W.H.Hall, Acta Metall” 1(1953)，ρ·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 1361838 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。鋼材組織中的變勃體或麻田散鐵的組織占有率一旦小於2〇%，貝，J 5 不易得到前述鋼材之肥粒鐵相中之差排密度（l〇10/m2以上）。 (石炭化物或氮化物的析出密度）本發明的而ί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/μπι2以上 · 10 的密度析出為佳。本發明中，使由前述這種礙化物或氮化物形成、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個小爪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] 以下，針對本發明之溶接連接部之对再熱脆化性與勒 Φ 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1150〜130〇t的溫度之後，施行熱加工或熱軋，在 800 C以上的度中結束該熱加工或熱乾，之後，在溫度到5⑼ °c為止的關’進行加速冷卻以使於該鋼材各部位之冷卻速度為2 C/私以上，在該鋼材的表面溫度成為35〇〜刚。c的 26

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20 /皿度項域時停止加速冷卻之後將之放冷的方法。本發明中，係提出—種可獲得―。c溫度下的高溫耐 ^耐再熱脆化性、及即使在受到如/腿之炫接入熱量所成的〜響之熱影響區亦可確保靱性之鋼成分（化學成分、且成）’然而若單純吨軋製造這種鋼材，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组成主要是著眼於再熱脆化之防止以及熱影響區㈣之獲得而規定者，因此關於至溫強度、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。如則所述’伴隨環境溫度的上升，組織強化對鋼材的円/皿強度之助益減少，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〃、要·里之用以使材料強度展現的差排，而必須使例如円密度的不動差排、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’以使耐再熱脆化性提升，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’必須是耐火鋼材暴露於高溫前的狀態，亦即在火X發生前的常溫環境中，就必須先導入在高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 I1生上要將板厚偏厚的鋼板均勻冷卻，在技術上並不容易， 27 1361838 必須採用稱為控制冷卻的銅板岣—冷卻機構。在此，將鋼材使用於實際的建築結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—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 l〇1G/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 1〇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%以上作成變勤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8〇〇。(：朝5〇〇。(：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B s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5〇〇〇c。作為冷卻速度的指標所限定的&800t：朝5〇〇乞冷卻時的平均冷速，係基於在Bs點在5〇〇eC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 I鋼材的表面溫度成為350〜6〇〇°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 ' ,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1〇〇下且室溫以上的溫度領域時停止，之後進行放冷的方該方法可於鋼材組織中，將截面組織的至少2〇%以上乍成蹙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。 ,另方面，未經過這種高生產性的步驟而是採用習知製&方法的控制冷卻_回火，也沒有問題，相反的對&變在5〇〇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(TC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’降伏比低於〇 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1〇(rc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 1361838 方法。又，上述控制冷卻後的回火處理，可在400〜750。(〕（實質性的Acl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。 10 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的溫度範圍中以5分以上360分以内的時間回火，使 15 Nb、V、Cr、丁丨或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~m2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丨的化學成分組成之鋼，藉由控制冷卻 2 0 * - •途中水冷停止來製造，接著在400〜70(TC中保持0.5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，可知高溫耐力係在55〇°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 1361838 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/μπι2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 1361838 (％si) SRS f 1 05 —» ·— o o O CO o o CO o o o o s o o P ( c IT) o 5 g o • r-! 艺 X* o o’ o o o > 0. 08 JD 之 CO o o 00 CM o o c> Q- »-H o o 0 o i ·— 00 0. 25 o o o 含量 32 1361838 又，用以確實得到此種金屬結構的技術，可使用將鋼材控制觀軋淬火的手法，具體而言，作為將用以展現優異咼/JDL耐力之差排朝鋼材導入所必要且充分的製造方法，係在1150C以上、1300 C以下的溫度預熱，之後，實施锻造 5 等熱軋加工或粗軋輥'或精輾輥乃至最後加工(锻造)後，將輥軋(加工)結束溫度限制在800。(^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。 1〇又，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輥軋後的板厚所得之值，在鍛造等的熱軋加工時截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。 2〇如以上所說明，依據有關本發明的熔接連接部之耐再熱脆化性與靱性佳的耐火鋼材及其製造方法，可提供一種鋼材，其係在60(TC溫度中的強度、尤其是拉伸耐力可在室溫時的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 1361838 熔接部的接合勒性，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佳之对火鋼材及其製造方法的實…脆化性本發明，而本發明並非限定於下記實_進—步具體說明後述主旨的___#__^可在適宜於前、本發明的技術性範圍者。 ^，這些皆係納入 [对火鋼材的樣本製作】在製鋼步财控__晚•脱硫與化 :鎮造製作出下記表2所顯示之化學成分組成嫩 :鋼板。接著，依據表3所顯示的各製造條件，將乳錠扁鋼板再加熱並進行厚板親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。 15 20 八體而。首先，對軋鍵扁鋼板以116〇〜i28〇°c的溫度進订再加熱1小時之後，立即直接開始粗軋輕，於删t的 /皿度作成板厚l〇0mm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，或者鍛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8〇(TC以上進行最後輥軋。接著，於輥軋結束後，立即直接以5〇〇°C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確認鋼材表面溫度於鋼材各部位處於500±50°C的溫度範圍，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（申凊專利範圍第1〜6項）相關的耐火鋼材之各樣本（本發 34 1361838 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51〜8〇)。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对火鋼材之各樣本，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。母材叙性係以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。針對向溫強度（高溫财力），係從上述耐火鋼材之各樣本’採取平行部直徑φ6ηιπι、平行部長度3〇mm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 1361838 第98110174號專利申請案發明說明書替換頁 1〇〇年5月26日以拉伸應變速度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。針對熔接連接部的靱性、亦即耐脆化特性，係利用上述耐火鋼材的各樣本，進行加工45度的X開槽角作為熔接連 5 接部’未經預熱與後熱，以3層以上的TIG熔接（氣體遮護鶴孤銲；Tungsten Inert 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 ⑺ 里係常時5k〜6kJ/mm 〇又，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㈣錢，實際以5k】/m_人熱量形成炼接連接部’將其炼接連接部整體以i小時升溫到_。〔之各種又保持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SR斷面縮率。第i圖中，队斷面縮率小於⑽ 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% 乂上’可判斷再熱脆化顯著發生，因此訊斷面縮率的閣值定為15%。〇本實施例中的本發明鋼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一覽顯示於下記表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-覽顯示於下記表3 , 36 1361838 同時，針對比較鋼的耐火鋼材，其機械性特性的評價結果見顯不於下表5。再者’由本發明化學成分所構成的Η 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[%M〇]— 1〇[%Ni] 5 — 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中的高溫拉伸而才力 ίο YR :將室溫的降伏耐力/拉伸強度的比以100。/。指標顯示之值 νΕ0-Β :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 ι5 輥軋後冷卻速度：輥軋結束後，通過800-500t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 6〇0°C實施高溫拉伸試驗之際的斷裂斷面縮率 37 1361838 OJ< ΙΛ rr ΙΛ Ο 1 1.51 1 3 ΠΓτίΓ Λ 0.2U — ΙΙ> ττπ 2. (3Γ) 1 5. Γ.9 I Γ- If： ι_*? γ,. π«» 1 卜 Η. ·\Η 1 *2.00 ο. «6 2. 18 1 5 z^. o Λ 3.叩卜 3 'Τ Γ^Ι Γ^； U 17 3. HH 1 3 2.^14 p X L2 4.00 I m?· |2· U >- O 0. 000 1 0. O H 0. m C 1 (Γ011 0. 0<)Η Ι0.0Κ» 〇Tnl(T 1 cu)(n - 0. OIL·： 1 0. 00：ί I ()· 00.1 0. (ΗΓ) 1().0()181 0.0047! 0. ΟΟΪΤ |0.00Ί1 10.0007 |0.(.丨οι(; ΙΠ g C |η. (Κΐ^Η |0.0()2(； |α 〇〇?.{} |0. 001S 10. 00IH RT0020 0. 〇n〇r> |fUKW3 Ιο. 〇(mi 10. ϋϋ(·)7| ΙΟ.ΟΟΊϋΙ |0. 00(»7| 10.00781 10. 00Γι<) 10. (MIHO |〇. ΟΟΗΓ) 1ο.υ(^? 0.00ΊΓ. •ό: 00;Μ) Ιυ.οοοο lo. 0()；H lo. mx\ |〇. 000'J ：0. on 1 1().035 1 1 ο,οιο 1 0. 018 1 1 0. 02(i 1 [0. 037 1 1 0.011 1 1 0. 02：\ ! τ. (►. (»)G 1— w 1). O0U 1 ϋ. 00,S I 0.01B | 0.0IG I 0.017 o -?τ Ο 1 l·* ο Ti 5 ί ο Γ4 Ο g 14 g χ ο CM Ο rc S ο C- ο 1 ί·». ο § CJ ο Lf：· Ο -¾ ο 2 C X c o 三 5 CvJ s C： H 1 ·〇 S § λ f·- *r g 1 1 〇 s s· Ξ oc ο 〇 C C ο ο 6 ο Ο Ο Ο ο ο C. ο 1：· ο Ο Ο ο ο 〇 o 二二 - ο ο © C' V w 二 ss g Ο 0. 00001 Tsl 5 5 1 0.00011 ο ό ο ο ο ο ο 10,0001] 漏 ο ο 5 ο ο ο ο i Ξ ο S ο Ξ ο 1 ο o £ o 10.0001 rj 1 5 10. 0000 ο 3 ?Μ Ο C 〇〇〇 0 0 Ξ s 〇 0 ti I Ο ο C ο ο ο ο ο ο Ο C· ο ο ο ο ο =: ο ο ο 〇 c C5 0 ~· ο 0 c：一 z C? ο S ΐΛ Β ό ο S ο 0. 00Η| Cs： ο ο ο ί 2 |二 ΙΛ ό 1 |0.00：U| Ο 客 ο ΓΟ ο ο i-J ο LC ο 〇 X 5 § ιΛ 1 |0.0051 ir. ξ' g 3 0 JSJ 0 5 d 0 5 o 〇 ο ο ο ο ο ο ο ο C ο C· ο ο ο C· ο ο ο ο C C C- C：一 Ο ο 一 \3 > 卜 S ο g 0. (M3 1 ΙΛ 0.02：) 1 ί ο tc· 0C 5 I 0. 037 1 to 3 ο Λ ο *>£> S. 1 0.0-18 1 ο *〇 ο ΙΛ r>j ο ΙΛ C. 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42 . [評價結果] 《表2及表3所示的鋼編號卜4 i係本發明鋼，以60叱為火災設想溫度的耐火鋼材之實施例。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

5 235NW以上時為1—，又，室溫对力為325NW 以上時則為162NW以上，滿足所需要的高溫特性，同時母材及炼接連接部皆係於(TC為27J以上，因此屬本發明鋼 • 之鋼編號1〜41的对火鋼材，很明顯地在鋼材之勒性及連接鞅性上滿足所需要的性能。 1〇又，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5〇〇〇c以下的情況則維 15持不變，而若是在500 c以上途中停止的情況則分別記載了 φ 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之比較鋼的耐火鋼材，係因未符合本發明所 20 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60〇N/mm2級鋼規格的上限值590N/mm2，甚且因淬火性提高’因此變成舊了粒界明顯 43 1361838 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的耐火鋼材係，因未充分添加c，因此在本發明合金成分範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报少，且差排上的 5 粒内析出碳化物量也減少，600。(：高溫耐力低劣的例子。進一步’鋼編號52係淬火性低劣並同時熱影響區組織也變成粗大化肥粒鐵主體，在5kJ/mm入熱量這種大入熱量熔接時的熱影響區鞅性下降到27J的例子。鋼編號53的耐火鋼材係&添加量少，導致脫氧不充 10 分，Mn系氧化物的叢集生成而鋼材靱性低劣的例子。鋼編號5 4的耐火鋼材係M n添加過剩結果導致淬火性變得過尚，室溫耐力超過規格上限值59〇N/mm2，在熱影響區的舊γ粒界明顯出現，又，因素材&Mn量高故SRS變成負耐再熱脆化性評價時的SR斷面縮率降到15%的例子。 15又，鋼編唬54-2的耐火鋼材，因Μη量小於0.80%而為 0.71%，因此淬火性不充分，在室溫及6〇〇艺的耐力（降伏應力）不充分的例子。另一方面，鋼編號54_3的耐火鋼材係因 Μη量超過2.00%而為2.15%，因此粒界強度降低等，導致熔接連接部的耐再熱脆化性評價時的SR斷面縮率低於15%以 20 下而為13%偏低的例子。鋼編號55的耐火鋼材係屬於Cr添加量過剩，導致組織含有麻田散鐵組織’於大入熱量炫接時，碳化物析出係在明顯的r粒界處增加’溶接連接部的熱影響區部代夏比衝擊吸收能量為15J偏低，低於目標的27J的例子。 44 1361838 鋼編號56的耐火鋼材係Cr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 5 子。又，鋼編號56-2的耐火鋼材係Cr添加量不足而淬火十生低，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之耐火鋼材係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。 1〇鋼編號57的耐火鋼材係Nb量過多，NbC在炫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，乃是母材之鞅性及大入熱量熔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0.01%而為〇.〇〇4% 15偏低，因此無法得到由添加Nb所獲致的充分強度提升效 φ 果，在室溫及6〇〇〇c的耐力未達到目標的例子。鋼、’扁號58及58-2的耐火鋼材係v量過多而有粗大vc碳成财再熱脆化評價時的SR斷面縮率低於15%，同 2〇時溶接連接部的組織變成肥粒鐵主體，大入熱量熔接時的不足，甚且母材的靱性也降低的例子。又鋼編號58_3 ^耐火綱材係HV量小於〇，故無法獲得高溫❹提升的效果，未達到6〇〇它高溫耐力目標的例子。 6〇。扁號59的耐火鋼材係因Mo量過剩添加，因此雖然 600 C的高溫耐力得以確S，但.熔接連接部的耐再熱脆化性 45 1361838 評價時之SR斷面縮率低於15%。 5 10 15 20 鋼編號60的埘火鋼材’係混入了 Ni而其量過剩，因此僅粒界變態點降低，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%。脆化鋼編號61及61-2的耐火鋼材，係在添加了 Cu的情況下’與Ni同樣地僅粒界變態點降低’熔接連接部的耐^熱脆化性評價時之SR斷面縮率低於15°/。的例子。鋼編號61-3的耐火鋼係降低了熔鋼中的氧濃度，因此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，故鋼材的勒性也很低，熱影響區部的〇 t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A1量過多，故產生尺寸在數μπι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〇。(：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B，而使B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的耐火鋼材係N量過剩，有粗大氮化物生成，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8尺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 1361838 鋼編號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熔接時的熱影響區靱性降低的例子。鋼編號65的耐火鋼材係ρ的含量過高、另外鋼編號％ 5 的耐火鋼材係5含量過高，兩者的鋼材靱性與熔接連接部的耐再熱脆化性評價時之SR斷面縮率低於15%之例子。鋼編號67的耐火鋼材係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的耐火鋼材係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的财火鋼材係Ca、鋼編號7〇的耐火鋼材係 15 Mg、鋼編號71的耐火鋼材係Y、鋼編號72的耐火鋼材係Ce、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’鋼材的勒性與大入熱量熔接時的熱影響區勒性降低關子。又，在鋼㈣财，發現藉吨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 大入熱量熱影響區勒性。鋼編號74的耐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§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 1361838 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6〇〇。(：耐力目標的例 5子。又，本貫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6〇(rc的耐力目標的例春 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（two_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_hP〖值的好。 ® 鋼編號80的耐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 2〇能穩定獲得的例子。依據以上所說明的實施例之結果，可明顯得知，本發明的对火鋼材不僅勒性及南溫強度佳，同時炫接連接部之財再熱脆化性佳。產業之可利用性 48 i 依據本發明，可提供靭性及高溫強度佳、同時炫接連接部之耐再熱脆化性佳的建築用耐火鋼材，因此其産業可利用性極大》 ' t闽式簡單說明】第1圖係模式地說明有關本發明耐火鋼材之—例係示Mo含量與模擬熱影響區在60(TC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60(rc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—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6〇〇°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

1361838 函㈣歹,J g|J 第98110174號專利申請案申請專利範圍替換本修正曰期：100年9月30曰七、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 15 20

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、0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 1361838 第98110174號專利申請案申請專利範圍替換本修正日期：1⑻年9月％曰 Cu及Μη之各元素係滿足下記（1)式所表示的關係： 4Cr[%] — 5Mo[%] — 10Ni[%] — 2Cu[%] — Mn[%] > 0...... ' (Ο . (唯’上記（1)式十’各元素濃度的單位為質量％)。 5 2.如申靖專利範圍第1項之溶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、 φ 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l〇10/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韌性佳之耐火鋼材，係在該鋼材結構中，使變 20 韌體或麻田散鐵在光學顯微鏡下之結構占有率在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！種以上所形成的碳化物或氮化物， 51 1361838 第98110174號專利申請案申請專利範圍替換本修正日期 :100年9月30日以2個/μπι2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與如巾請專利_第1項或第2項之敎鋼材相同鋼成分的鋼片，加熱至1150〜1300t：的溫度後，施行 5 熱加工或熱軋，於80〇°c以上的溫度結束該熱加工或熱軋，之後，在到達溫度50(rc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。(：的溫度領域中停止該加速冷卻，之後放冷。 10 7. 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，係於使用了如申請專利範圍第6項之製造方法後，將該鋼材於4〇〇eC〜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 15 中以2個/μπι2以上的密度析出。 8. —種耐再熱脆化性與韌性佳之耐火鋼材之製造方法，係將具有與如申請專利範圍第1項或第2項之耐火鋼材相同鋼成分的鋼片’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 2〇軋，之後，在到達溫度500。(：之間，進行加速冷卻使該鋼材的各部位中的冷卻速度為2。(：/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在光學顯微鏡下之結構占有率在 52 1361838 第98110Π4號專利申請案申請專利範圍替換本修正日期·· 100年9月30曰 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，係於使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 5 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。

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