WO2006093282A1 - 溶接性およびガス切断性に優れた高張力耐火鋼およびその製造方法 - Google Patents

溶接性およびガス切断性に優れた高張力耐火鋼およびその製造方法 Download PDF

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Yoshiyuki Watanabe
Ryuuji Uemori
Kiyoshi Ishibashi
Kenichi Yoshii
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Nippon Steel Corporation
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Definitions

  • the present invention relates to a high-strength refractory steel excellent in weldability and gas cutting property and a method for producing the same.
  • This fireproof steel is mainly so-called 400MPa class steel or 490MPa class steel, and there are several examples of loose 590MPa class steel with yield strength of 440MPa (45kgf / mm 2 ) or more.
  • the Mo content is low.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and is excellent in weldability and gas cutting properties, and has a high yield strength even in an environment exposed to a high temperature such as a fire.
  • the purpose of the present invention is to provide a high-strength refractory steel excellent in weldability and gas-cutability and capable of supplying a large amount of high-tensile steel of 440 MPa or more at low cost and a method for producing the same.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • the weld crack susceptibility composition P represented by 0 + 5B is 0.25% or less
  • the balance consists of iron and inevitable impurities
  • the area fraction of polygonal ferrite or pseudo-polygonal ferrite at the 1/4 thickness position in the thickness direction of the final rolled steel sheet is 10% or less, and is a high-strength refractory steel with excellent weldability and gas cutting properties. .
  • a slab or slab having the steel composition according to any one of (1) to (4) is heated to a temperature of 1100 to 1300 ° C, and then a temperature of 800 to 950 ° C After rolling at, the steel is directly quenched at a temperature 150 ° C lower than the temperature at the end of rolling or 750 ° C, whichever is higher, and then Ac (austenite begins to form during heating) (Temperature)
  • the weld crack susceptibility composition P represented by Si / 30 + Mn / 20 + Cu / 20 + Ni / 60 + Cr / 20 + Mo / 15 + V / 10 + 5B is 0.25% or less, and the balance is iron and Inevitable impurities
  • the area fraction of polygonal ferrite or pseudopolygonal ferrite at the 1/4 thickness position in the thickness direction of the steel sheet of the final rolling is 10% or less.
  • a high-strength refractory steel a high-strength steel with a yield strength of 440 MPa or more that has excellent weldability and gas-cutting properties, and has sufficient high-temperature strength even in environments exposed to high temperatures such as fires. A large amount can be supplied at low cost.
  • the high-strength refractory steel of the present invention is not only a building structure, but also a general welded structure steel for civil engineering, offshore structures, ships, various storage tanks, industrial equipment such as thick plate mills, etc. As such, it can be applied to a wide range of uses.
  • the high-strength refractory steel of the present invention has sufficient high-temperature strength even in harsh environments such as being exposed to high temperatures such as in a fire, so it has become possible to further improve the safety of welded structures. .
  • a steel piece or a slab having the steel composition of the present invention is heated to a temperature of 1100 to 1300 ° C.
  • the temperature is 150 ° C lower than the temperature at the end of rolling, the temperature is 750 ° C, the deviation is higher, or the temperature is higher than the temperature. It is directly quenched and tempered at the temperature below Ac in the next stage, so it has excellent weldability and gas cutting performance.
  • high-tensile steel with a yield strength of 440 MPa or more which has sufficient high-temperature strength even in environments exposed to high temperatures such as fires, can be produced in large quantities and at low cost.
  • a steel slab or slab having the steel composition of the present invention is allowed to cool after hot rolling. Then, it is reheated to a temperature of 900 to 950 ° C. and quenched, and then tempered at a temperature equal to or lower than Ac.
  • High tensile strength steel with a yield strength of 440 MPa or more that has excellent weldability and gas cutting properties, and has sufficient high-temperature strength even in environments exposed to high temperatures such as fires.
  • the weld crack susceptibility composition P represented by 0 + 5B is 0.25% or less
  • the balance consists of iron and inevitable impurities
  • the area fraction of polygonal ferrite or pseudo-polygonal ferrite at the 1Z4 thickness position in the thickness direction of the steel sheet of the final rolling is 10% or less.
  • the lower limit of 0.04% is the minimum amount for securing the strength and preventing the heat-affected zone such as the weld from softening more than necessary.
  • the upper limit of C content is set to 0.14%.
  • Si affects the cleanliness, weldability, and weld toughness of steel, it is important to regulate the upper limit. Therefore, the Si content is set to 0.50% or less. Si is also effective in deoxidizing steel. However, since deoxidation of steel is possible even with Ti and A1, it is not always necessary to add Si, especially when weldability and weld toughness are strongly required.
  • Mn is an element indispensable for securing strength and toughness, and its lower limit is 0.50%. However, if the Mn content is too high, the hardenability of the steel is increased, which not only deteriorates the weldability and weld heat affected zone toughness, but also promotes the center segregation of the continuous forged slab. %.
  • P is an impurity in the steel of the present invention, and if the P content is reduced, grain boundary fracture in the weld heat affected zone is reduced, so the lower the content, the better. Therefore, in order not to deteriorate the low temperature toughness of the base metal and the weld heat affected zone, the upper limit was set to 0.020%.
  • S is an impurity in the steel of the present invention, and the lower the content, the better the low temperature toughness of the steel material. Therefore, the upper limit was set to 0.010% in order not to deteriorate the low temperature toughness of the base metal and the weld heat affected zone.
  • Nb is an element having an important role in the present invention that suppresses Mo as much as possible.
  • Nb increases the recrystallization temperature of austenite and It is an essential element for exerting the effect of controlled rolling. To bring out these effects.
  • the steel must contain at least 0.01% Nb.
  • Nb contributes to the refinement of heated austenite at the time of reheating prior to rolling, and further has an effect of improving the strength as precipitation hardening, and also contributes to the high temperature strength by the composite additive with Mo.
  • the upper limit of the Nb content is set to 0.05% so as not to cause toughness deterioration of the weld.
  • Mo is an indispensable element for securing the high temperature strength of steel, and is one of the most important elements in the present invention.
  • A1 is a deoxidizing element
  • S or Ti is sufficient for deoxidizing steel
  • the lower limit is not limited in the steel of the present invention.
  • the upper limit is set to 0.060%.
  • N is a force contained in steel as an inevitable impurity. It combines with the above Nb to form a carbonitride and enhances the strength of the steel. In addition, when Ti described later is added, TiN is formed to increase the strength of the steel. In order to obtain such an effect, the content of N must be at least 0.001%.
  • Ni content is more than half the Cu content
  • Cr 0.05-: 1.0%
  • V 0.01-0.06%
  • B 0.0002-0.0030%
  • Ti 0.005-0.025%
  • Mg 0 It is preferable to contain one or more selected from 0002 to 0.0050% group strength.
  • the main purpose of adding these elements to the above basic composition is as follows. This is to improve properties such as strength and toughness without detracting from the excellent characteristics of steel. Therefore, the amount of added force is limited.
  • Ni improves the strength and toughness of the base material without adversely affecting the weldability and weld heat affected zone toughness. In order to exert these effects, it is necessary to contain at least 0.05% or more. On the other hand, excessive addition is not preferable for weldability which only increases the price of steel. Therefore, the upper limit was made 1.0%.
  • the Ni content When adding Cu, to prevent Cu-cracking during hot rolling, the Ni content must be within the above range and at least half the Cu content. There is power S.
  • Cu exhibits the same action and effect as Ni.
  • the upper limit for Cu content is 1.0%.
  • the lower limit was set to 0.05%.
  • Cr improves both the strength and toughness of the base material.
  • the upper limit was made 1.0%.
  • the lower limit was set to 0.05%.
  • Ni, Cu, and Cr are effective for improving not only the strength and toughness of the base material but also the weather resistance.
  • V The effect of V is small compared to the force Nb, which has almost the same action as Nb. V also affects hardenability and contributes to improving high temperature strength.
  • B segregates at austenite grain boundaries and suppresses the formation of ferrite, thereby improving the hardenability of the steel and improving the strength. In order to exhibit this effect, it is necessary to contain at least 0.0002%. However, if the content is too large, not only the effect of improving hardenability is saturated, but also B precipitates that are harmful to toughness may be formed. Therefore, the upper limit was made 0.003%.
  • stress corrosion cracking is a concern for steel for tanks, etc., it is often important to reduce the hardness of the base metal and weld heat affected zone. For example, hardness of HRC ⁇ 22 (HV ⁇ 248) is essential to prevent sulfide stress corrosion cracking (SSC). In such a case, the additive B for increasing the hardenability is not preferable.
  • Ti is preferably added when high toughness is required for the base metal and the weld.
  • the reason for this is that when Ti has a low A1 content, for example, when the A1 content is 0.003% or less, it combines with O to form a precipitate mainly composed of Ti 2 O, and an intragranular transformation.
  • Ti combines with N to form fine precipitates in the slab as TiN, which is effective in suppressing coarsening of austenite grains during heating and reducing the rolling structure.
  • the fine TiN present in the steel sheet refines the weld heat affected zone structure during welding.
  • Ti must be at least 0.005%.
  • excessive Ti forms TiC and lowers the low temperature toughness and weldability, so the upper limit of Ti content is 0.025%.
  • Mg is refined by suppressing the growth of austenite grains in the weld heat affected zone. As a result, the welded portion can be strengthened. In order to exhibit such effects, Mg needs to be 0.0002% or more. On the other hand, when the content is increased, the rate of increase in the effect is smaller than the increase in content, which is not a cost-effective measure. Therefore, the upper limit is set to 0.0050%.
  • the high-strength refractory steel of the present invention includes:
  • the mass 0/0, Ca:. 0. 0005 ⁇ 0 0040%, REM (Rare Earth Metal):. 0. 0 005 ⁇ 0 preferably contains one or two or any force 0100% of.
  • rare earth metals such as Ce, La, and Nd can be used.
  • Ca and REM control the morphology of MnS and improve the low-temperature toughness of the base metal. It has the effect of reducing cracking sensitivity. In order to achieve these effects, it is necessary to contain at least 0.0005%.
  • the Mo amount is 0.70.
  • a yield strength of 440 MPa or more at less than / o and a yield strength at 600 ° C of 2/3 or more of that at room temperature that is, 294 MPa or more, not only the steel components but also the micro It is necessary to limit the organization at the same time.
  • the area fraction of polygonal ferrite or pseudo-polygonal ferrite at the 1/4 thickness position in the plate thickness direction of the steel plate of the final rolling is 10% or less.
  • the microstructure refers to that at the 1/4 thickness position in the sheet thickness cross-section direction in the final rolling direction of the steel sheet.
  • CM weld cracking susceptibility composition P is an indicator of weldability, the lower the better.
  • weld cracking susceptibility composition P is 0.25% or less, excellent high temperature strength
  • the high-strength refractory steel of the present invention is produced by one of the following first and second production methods.
  • a steel piece or a steel piece having the steel composition of the present invention is heated to a temperature of 1100 to: 1300 ° C and then rolled at a temperature of 800 to 950 ° C.
  • This is a method in which direct quenching is performed at a temperature 150 ° C lower than the temperature at the end of rolling or 750 ° C, which is higher, and then tempering is performed at a temperature equal to or lower than Ac.
  • a slab or slab having the steel composition of the present invention is hot-rolled, allowed to cool, then re-heated to a temperature of 900 to 950 ° C., and then quenched. Below temperature
  • a slab or slab having the steel composition of the present invention is heated to a temperature of 1100 to: 1300 ° C.
  • the reason why the heating temperature prior to rolling is limited to 1100 to 1300 ° C. is that the austenite grains during heating are not made larger than necessary, and the rolling force is also refined.
  • 1300 ° C is the upper limit temperature at which the austenite during heating does not become extremely coarse. If the heating temperature exceeds this upper limit temperature, the austenite grains become coarsely mixed and the rolled austenite grains become relatively coarse. As a result, the phase transformation from coarse-grained austenite that not only makes the metal structure after phase transformation relatively coarse, but also the microstructure becomes fragile and the toughness of steel easily deteriorates.
  • the lower limit of the heating temperature was set to 1100 ° C in consideration of the effect of controlled rolling during hot rolling and the solutionization of Nb to develop precipitation hardening.
  • the steel piece or the slab piece heated in this way is rolled at a temperature of 800 to 950 ° C.
  • the reason for limiting the rolling temperature to 800 to 950 ° C is that when rolling is performed at a temperature exceeding 950 ° C, the refinement of rolled austenite is reduced despite the combined addition of Mo and Nb. This is because even if direct quenching and tempering are performed afterwards, it is difficult to ensure low temperature toughness stability.On the other hand, if the temperature is below 800 ° C, the ferrite will be directly quenched even though it depends on the plate thickness. This is because it becomes difficult to secure a microstructure, and Nb precipitates during rolling and does not contribute to high temperature strength.
  • quenching is performed directly at a temperature 150 ° C lower than the temperature at the end of rolling (rolling end temperature is 150 ° C) or higher than 750 ° C, which is higher.
  • the reason for limiting the direct quenching temperature as described above is to secure the microstructure first. This is because the microstructure is controlled for the purpose. To that end, it must be at least 750 ° C. However, even if the temperature is higher than 750 ° C, if there is a temperature drop exceeding 150 ° C from the rolling end temperature, the possibility of recovery after rolling 'recrystallization' or precipitation of Nb increases. May cause a decrease in strength.
  • the direct quenching start temperature was limited to the rolling end temperature—150 ° C or 750 ° C, whichever is higher.
  • tempering is performed at a temperature of Ac or lower.
  • the steel slab or slab having the steel composition of the present invention if it is generally 700 ° C or less, it is Ac or less, and the actual processing temperature is set according to the purpose such as strength.
  • the temperature of tempering is about 450 to 650 ° C.
  • These rolling temperatures and the like are steel plate surface temperatures that can be monitored.
  • the high-strength refractory steel of the present invention can be manufactured.
  • the steel piece or slab having the steel composition of the present invention is allowed to cool after hot rolling.
  • each condition of hot rolling and cooling is not particularly limited.
  • the reason is that the metal structure and material strength of the steel slab or slab are determined by the subsequent reheating quenching and tempering process.
  • This reheating 'quenching temperature is defined by the metallurgical definition of Ac
  • the temperature above Ac is 900 ° C.
  • the maximum temperature for reheating and quenching was set to 950 ° C.
  • tempering is performed on the reheated / quenched steel pieces or steel pieces at a temperature equal to or lower than Ac.
  • the conditions for this tempering process are exactly the same as in the first manufacturing method described above.
  • the high-strength refractory steel of the present invention can be manufactured.
  • the high-strength refractory steel of the present invention can be applied to a wide range of uses as a general welded structural steel, such as civil engineering, offshore structures, ships, various storage tanks, as well as building structures.
  • yield strength As mechanical properties, yield strength, tensile strength, and yield strength at 600 ° C were measured, and the yield ratio (yield strength / tensile strength (%) was calculated from the yield strength and tensile strength. )) was obtained and evaluated.
  • a 2 mm V notch impact test specimen specified in the Japanese Industrial Standard JI S Z2202 “Metallic material impact test specimen” was taken from the center of the thickness in the direction perpendicular to the rolling direction.
  • the fracture surface transition temperature (vTrs (° C)) of the impact test piece was measured and evaluated based on the industrial standard JISZ 2242 “Metallic material impact test method”.
  • the gas cut surface roughness is specified in Japanese Industrial Standard JIS B 0601 “Product Geometric Characteristics (GPS) —Surface Properties: Contour Curve Method—Terminology, Definitions and Surface Properties Parameters” for the surface of the steel sheet.
  • GPS Product Geometric Characteristics
  • the maximum height (Ry) of the measured surface roughness was measured, and when this maximum height (Ry) was 50 ⁇ m or less, it was evaluated as “ ⁇ ”, and when it exceeded 50 ⁇ m, it was evaluated as “X”.
  • the target values for each characteristic are: yield strength is 440 MPa or more, fracture surface transition temperature (vTrs) is _40 ° C or less, yield strength force at 600 ° C is 3 ⁇ 494 MPa or more, and absorbed energy (vE) at 0 ° C is
  • Table 1 shows the steel composition
  • Table 2 shows the steel plate manufacturing process and characteristics.
  • the present invention by adding Nb while suppressing the Mo content, it is possible to stably secure high-temperature strength in a high-strength steel having a yield strength of 440 MPa or more, and by suppressing the Mo content, Degradation of gas cutting ability is minimized, and at the same time, the amount of individual alloying elements and P including C, Si and Mn are limited.

Abstract

　本発明の高張力耐火鋼は、質量％で、Ｃ：０．０４～０．１４％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．５０～２．００％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｂ：０．０１～０．０５％、Ｍｏ：０．３０％以上０．７０％未満、Ａｌ：０．０６０％以下、Ｎ：０．００１０～０．００６０％を含有し、溶接割れ感受性組成：ＰＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂが０．２５％以下であり、残部が鉄および不可避不純物からなり、最終圧延の鋼板の板厚方向の１／４厚位置におけるポリゴナルフェライトまたは擬ポリゴナルフェライトの面積分率が１０％以下である。

Description

明 細 書
溶接性およびガス切断性に優れた高張力耐火鋼およびその製造方法 技術分野
[0001] 本発明は、溶接性およびガス切断性に優れた高張力耐火鋼およびその製造方法 に関するものである。
本願は、 2005年 3月 4曰に、 日本に出願された特願 2005— 060601号に基づき 優先権を主張し、その内容をここに援用する。
背景技術
[0002] 火災時等における高温強度の確保を目的とした建築構造物用の耐火鋼としては、 鋼片または铸片を熱間圧延して得られる耐火鋼が既に提案されている (例えば、特 開平 2— 77523号公報)。
この耐火鋼は、いわゆる 400MPa級鋼や 490MPa級鋼が主であり、降伏強さ 440 MPa (45kgf/mm2)以上のレ、わゆる 590MPa級鋼も数例含まれてレ、る。
一方、 590MPa級鋼を対象とした耐火鋼としては、 Moを 0. 7%以上含むものが提 案されている（例えば、特開 2002— 12939号公報)。
発明の開示
発明が解決しょうとする課題
[0003] 建築用鋼としては、例えば、 日本工業規格 JIS G 3136「建築構造用圧延鋼材」、 国土交通大臣認定品「建築構造用高性能 590NZmm2鋼材（SA440B、 C)」では、 板厚が 100mmまで規定されている。しかし従来の 400MPa級鋼や 490MPa級鋼が 主たる耐火鋼では、 590MPa級鋼の板厚は高々 40mmにすぎず、それ以上の厚手 のものに対しては、対応できなかった。
[0004] 特に、近年要求が高まっている降伏強さ 440MPa以上の、いわゆる 590MPa級鋼 以上の鋼材は、一般に調質処理されることが多 熱間圧延を施したままでは強度の 低レ、ポリゴナルフェライトまたは擬ポリゴナルフェライトが主体の金属組織となる。した がって、熱間圧延により 100mm程度の厚手の鋼板を作製しても、強度を工業的に 安定して確保することができなレ、。 一方、 590MPa級鋼を対象とした耐火鋼は、その鋼成分に Moを 0. 7%以上含む ため、ガス切断性が劣り、材料コストも高価になる。また、この耐火鋼では、溶接割れ 感受性組成 (P )を規制しているものの、 Moが鋼の焼入れ性を顕著に高めることか
CM
ら、溶接性の観点力 も Moの含有量は少なレ、方がょレ、。
[0005] 本発明は、上記の事情に鑑みてなされたものであって、溶接性およびガス切断性 に優れるとともに、火災時等の高温にさらされる環境においても十分な高温強度を有 する降伏強さ 440MPa以上の高張力鋼を大量かつ安価に供給可能な溶接性およ びガス切断性に優れた高張力耐火鋼およびその製造方法を提供することを目的とす る。
課題を解決するための手段
[0006] 本発明者等は、上記課題について鋭意検討した結果、以下の点を知見し、本願発 明を完成した。 Moの含有量を抑えながら Nbを複合添加することで、降伏強さ 440M Pa以上の高張力鋼における高温強度を安定して確保できる。鋼中の Moの含有量を 抑えることで溶接性やガス切断性の劣化を最小限にとどめることができる。同時に C、 Si、 Mnをはじめとする個々の合金元素量および P を限定し、さらに鋼のミクロ組織
CM
およびそのための製造条件を限定することにより、優れた高温強度と溶接性、ガス切 断性などの複合特性を両立することができる。このような本発明の要旨は以下の通り である。
[0007] (1) 質量％で、 C : 0. 04〜0. 14%、 Si : 0. 50%以下、 Mn : 0. 50〜2. 00%、 P :
0. 020%以下、 S : 0. 010%以下、 Nb : 0. 01〜0. 05%、 Mo : 0. 30%以上 0. 70 %未満、 A1 : 0. 060%以下、 N : 0. 0010〜0. 0060%を含有し、
かつ
P = C + Si/30 + Mn/20 + Cu/20 + Ni/60 + Cr/20 + Mo/ 15 +V/1
CM
0 + 5Bで表される溶接割れ感受性組成 P が 0. 25%以下であり、
CM
残部が鉄および不可避不純物からなり、
さらに、最終圧延の鋼板の板厚方向の 1/4厚位置におけるポリゴナルフェライトま たは擬ポリゴナルフェライトの面積分率が 10%以下である溶接性およびガス切断性 に優れた高張力耐火鋼。 [0008] (2) さらに、質量％で、 Ni : 0. 05〜： 1. 0%、 Cu : 0. 05〜： 1. 0%を含有し、 かつ、 Niの含有量は Cuの含有量の 1/2以上であり、
さらに、 Cr : 0. 05〜： 1. 0%、V: 0. 01〜0. 06%、B : 0. 0002〜0. 0030%、 Ti : 0. 005〜0. 025%、 Mg : 0. 0002〜0. 0050%の群力ら選択された 1種または 2種 以上を含有する（1)に記載の溶接性およびガス切断性に優れた高張力耐火鋼。
[0009] (3) さらに、質量0 /0で、 Ca : 0. 0005〜0. 0040%、 REM : 0. 0005〜0. 0100% のいずれ力 4種または 2種を含有する（1)または（2)に記載の溶接性およびガス切断 性に優れた高張力耐火鋼。
[0010] (4) 前記鋼の降伏強さは、 440MPa以上である（1)、（2)または（3)に記載の溶接 性およびガス切断性に優れた高張力耐火鋼。
[0011] (5) (1)ないし (4)のいずれかに記載の鋼組成を有する鋼片または铸片を、 1100 〜1300°Cの温度に加熱し、次いで、 800〜950°Cの温度にて圧延を行った後、この 圧延終了時の温度より 150°C低い温度または 750°Cのいずれか高い温度以上の温 度にて直接焼入れし、次いで、 Ac (加熱時にオーステナイトが生成しはじめる温度） 以下の温度にて焼き戻し処理を行う溶接性およびガス切断性に優れた高張力耐火 鋼の製造方法。
[0012] (6) (1)ないし (4)のいずれかに記載の鋼組成を有する鋼片または铸片を、熱間圧 延後、放冷し、次いで、 900〜950°Cの温度に再加熱して焼入れし、次いで、 Ac以
1 下の温度にて焼き戻し処理を行う溶接性およびガス切断性に優れた高張力耐火鋼 の製造方法。
発明の効果
[0013] 本発明の溶接性およびガス切断性に優れた高張力耐火鋼においては、 P =C +
CM
Si/30 + Mn/20 + Cu/20 + Ni/60 + Cr/20 + Mo/15 +V/10 + 5Bで表 される溶接割れ感受性組成 P を 0. 25%以下とし、残部を鉄および不可避不純物
CM
とし、さらに、最終圧延の鋼板の板厚方向の 1/4厚位置におけるポリゴナルフェライ トまたは擬ポリゴナルフェライトの面積分率を 10%以下とする。このような高張力耐火 鋼によれば、溶接性およびガス切断性に優れるとともに、火災時等の高温にさらされ る環境においても十分な高温強度を有する降伏強さ 440MPa以上の高張力鋼を、 大量かつ安価に供給することができる。
[0014] 本発明の高張力耐火鋼は、建築構造物のみならず、土木、海洋構造物、船舶、各 種の貯蔵タンク、厚板ミル等の工業用設備等の一般的な溶接構造用鋼として、広範 な用途に適用することができる。本発明の高張力耐火鋼は、火災時等の高温に曝さ れる様な過酷な環境下においても十分な高温強度を有するため、溶接構造物の安 全性をさらに向上させることが可能となった。
[0015] 本発明の溶接性およびガス切断性に優れた高張力耐火鋼の製造方法によれば、 本発明の鋼組成を有する鋼片または铸片を、 1100〜1300°Cの温度に加熱し、次 いで、 800〜950°Cの温度にて圧延を行った後、この圧延終了時の温度より 150°C 低レ、温度または 750°Cのレ、ずれか高レ、温度以上の温度にて直接焼入れし、次レ、で 、 Ac以下の温度にて焼き戻し処理を行うので、溶接性およびガス切断性に優れると
1
ともに、火災時等の高温にさらされる環境においても十分な高温強度を有する降伏 強さ 440MPa以上の高張力鋼を、大量かつ安価に製造することができる。
[0016] 本発明の他の溶接性およびガス切断性に優れた高張力耐火鋼の製造方法によれ ば、本発明の鋼組成を有する鋼片または铸片を、熱間圧延後、放冷し、次いで、 90 0〜950°Cの温度に再加熱して焼入れし、次いで、 Ac以下の温度にて焼き戻し処
1
理を行うので、溶接性およびガス切断性に優れるとともに、火災時等の高温にさらさ れる環境においても十分な高温強度を有する降伏強さ 440MPa以上の高張力鋼を
、大量かつ安価に製造することができる。
発明を実施するための最良の形態
[0017] 本発明の溶接性およびガス切断性に優れた高張力耐火鋼およびその製造方法の 一実施形態について説明する。
この実施形態は、発明の趣旨をより良く理解させるために詳細に説明するものであ るから、特に指定の無い限り、本発明を限定するものではない。
[0018] 本発明の高張力耐火鋼は、
質量0 /0で、 C : 0. 04〜0. 14%、 Si : 0. 50%以下、 Mn : 0. 50〜2. 00%、 P : 0. 0
20%以下、 S : 0. 010%以下、 Nb : 0. 01〜0. 05%、 Mo : 0. 30%以上 0. 70%未 満、 A1 : 0. 060%以下、 N : 0. 0010〜0. 0060%を含有し、 かつ
P =C + Si/30 + Mn/20 + Cu/20 + Ni/60 + Cr/20 + Mo/ 15 + V/l
CM
0 + 5Bで表される溶接割れ感受性組成 P が 0. 25%以下であり、
CM
残部が鉄および不可避不純物からなり、
さらに、最終圧延の鋼板の板厚方向の 1Z4厚位置におけるポリゴナルフェライトま たは擬ポリゴナルフェライトの面積分率が 10%以下のものである。
[0019] ここで、高張力耐火鋼の組成を上記の様に限定した理由について説明する。
Cは、鋼材の特性に最も顕著に関与する。下限値 0. 04%は、強度確保のため、ま た溶接部などの熱影響部が必要以上に軟ィヒすることのないようにするための最小量 である。しかし、 Cの含有量が多すぎると焼入れ性が必要以上に上がり、鋼材が本来 有すべき強度、靭性バランス、溶接性などに悪影響を及ぼす。そのため、 C含有量の 上限を 0. 14%とした。
[0020] Siは、鋼の清浄性、溶接性、溶接部靭性に影響を与えるため、上限値を規制する ことが重要である。そこで Si含有量は 0. 50%以下とした。 Siは鋼の脱酸にも効果が ある。しかし鋼の脱酸は Tiや A1でも十分可能であるから、特に、溶接性、溶接部靭性 が強く要求される場合には、必ずしも Siを添加する必要はない。
[0021] Mnは、強度、靭性を確保する上で不可欠な元素であり、その下限は 0. 50%であ る。しかし、 Mnの含有量が多すぎると、鋼の焼入性が上昇して溶接性、溶接熱影響 部靭性を劣化させるだけでな 連続铸造スラブの中心偏析を助長するので、上限を 2. 00%とした。
[0022] Pは、本発明鋼においては不純物であり、 Pの含有量を低減させると溶接熱影響部 における粒界破壊が減少するので、含有量は少ないほど好ましい。そこで、母材、溶 接熱影響部の低温靭性を劣化させなレ、ために上限を 0. 020%とした。
[0023] Sは、 Pと同様、本発明鋼においては不純物であり、鋼材の低温靭性を確保するた めには、含有量は少ないほど好ましい。そこで、母材、溶接熱影響部の低温靭性を 劣化させないために上限を 0. 010%とした。
[0024] Nbは、 Moを極力抑制する本発明においては、重要な役割をもつ元素である。ま ず、一般的な効果として、 Nbはオーステナイトの再結晶温度を上昇させ、熱間圧延 時の制御圧延の効果を発揮する上での必須元素である。これらの効果を発現させる ためには。鋼中に Nbを最低 0. 01%含むことが必要である。
Nbは、圧延に先立つ再加熱時の加熱オーステナイトの細粒化にも寄与し、さらに、 析出硬化として強度向上効果を有し、 Moとの複合添カ卩により高温強度にも寄与する 。しかし、 Nbを過剰に含む場合には、溶接部の靭性劣化を招く。そこで、溶接部の 靭性劣化を生じさせないために、 Nb含有量の上限は 0. 05%とした。
[0025] Moは、鋼の高温強度を確保する上で必要不可欠の元素で、本発明においては最 も重要な元素の一つである。
火災時等の高温にさらされる環境においても鋼が十分な高温強度を有するために は、 Moを 0. 30%以上含有することが必要である。一方、 Mo含有量が多すぎると、 溶接性やガス切断性を劣化させるので、その上限を 0. 70%未満に限定した。
[0026] A1は、脱酸元素であるが、鋼の脱酸は Sほたは Tiだけでも十分であり、本発明鋼に おいては、その下限は限定しない。しかし、 A1の含有量が多くなると、鋼の清浄性を 損ね、母材の靭性を劣化させるだけでなぐ溶接熱影響部の靭性も劣化するので、 上限を 0. 060%とした。
[0027] Nは、不可避不純物として鋼中に含まれるものである力 上記の Nbと結合して炭窒 化物を形成し、鋼の強度を高める。また、後述する Tiを添加した場合、 TiNを形成し 、鋼の強度を高める。このような効果を得るための、 Nの含有量としては、最低 0. 001 0%必要である。
一方、 Nの含有量の増加は、溶接熱影響部靭性、溶接性に有害であるので、その 上限を 0. 0060%とした。
[0028] 本発明の高張力耐火鋼は、上記の組成に加えて、
さらに、質量0 /0で、 Ni : 0. 05〜： 1. 0%、 Cu : 0. 05〜： 1. 0%を含有し、
かつ、 Niの含有量を Cuの含有量の 1/2以上とし、
さらに、 Cr : 0. 05〜： 1. 0%、V: 0. 01〜0. 06%、B : 0. 0002〜0. 0030%、 Ti : 0. 005〜0. 025%、 Mg : 0. 0002〜0. 0050%の群力ら選択された 1種または 2種 以上を含有することが好ましレ、。
[0029] 上記の基本となる組成に、さらに、これらの元素を添加する主たる目的は、本発明 鋼の優れた特徴を損なうことなぐ強度、靭性などの特性を向上させるためである。し たがって、その添力卩量は制限される。
[0030] Niは、過剰に添加しなければ、溶接性、溶接熱影響部靭性に悪影響を及ぼすこと なく母材の強度、靭性を向上させる。これらの効果を発揮させるためには、少なくとも 0. 05%以上含有することが必要である。一方、過剰な添加は、鋼の価格を上昇させ るだけでなぐ溶接性にも好ましくない。そのため、上限を 1. 0%とした。
なお、 Cuを添加する場合、熱間圧延時の Cu—クラックを防止するため、 Niの含有 量を、上記の含有量の範囲内とすると同時に、 Cuの含有量の 1/2以上とする必要 力 Sある。
[0031] Cuは、 Niとほぼ同様の作用、効果を示すものである力 溶接性劣化に加え、過剰 な添カ卩により熱間圧延時に Cu—クラックが発生し製造困難となる。そのため、 Cuの 含有量は 1. 0%を上限とする。一方、実質的な効果を得るためには最小量含有する 必要がある。そこで、下限を 0. 05%とした。
[0032] Crは、母材の強度、靭性ともに向上させる。しかし、 Cr含有量が多すぎると母材、 溶接部の靭性および溶接性を劣化させるため、上限を 1. 0%とした。一方、実質的 な効果を得るためには最小量含有する必要がある。そこで、下限を 0. 05%とした。
[0033] 上記の Ni、 Cu、 Crは、母材の強度、靭性のみならず、耐候性の向上にも有効であ る。そのような目的においては、溶接性を損ねない範囲で添加することが好ましい。
[0034] Vは、 Nbとほぼ同様の作用を有するものである力 Nbに比べてその効果は小さレヽ 。 Vは焼入性にも影響を及ぼし、高温強度向上にも寄与する。
Nbと同様の効果を発現させるためには鋼力 を最低 0. 01%含むことが必要であ る。一方、鋼力 を過剰に含む場合には、溶接部の靭性が劣化する。そこで、溶接部 の靭性劣化を生じさせないために上限を 0. 06%とした。
[0035] Bは、オーステナイト粒界に偏析し、フェライトの生成を抑制することにより鋼の焼入 性を向上させ、強度を向上させる。この効果を発現するためには、最低 0. 0002%含 有することが必要である。しかし、含有量が多すぎると、焼入性向上効果が飽和する だけでな 靭性上有害となる B析出物を形成する可能性もある。そのため、上限を 0 . 003%とした。 なお、タンク用鋼などとして、応力腐食割れが懸念される場合には、母材および溶 接熱影響部の硬さの低減が重要となることが多レ、。例えば、硫化物応力腐食割れ (S SC : sulfide stress corrosion cracking)防止のためには、 HRC≤ 22 (HV≤ 248)の 硬さが必須である。この様な場合、焼入性を増大させる Bの添カ卩は好ましくない。
[0036] Tiは、母材および溶接部に高い靭性が要求される場合には、添加することが好まし レ、。その理由は、 Tiは、 A1の含有量が少ない場合、例えば A1の含有量が 0. 003% 以下の場合、 Oと結合して Ti Oを主成分とする析出物を形成し、粒内変態フェライト
2 3
生成の核となり溶接部靭性を向上させるからである。また、 Tiは Nと結合して TiNとし てスラブ中に微細な析出物を形成することにより、加熱時のオーステナイト粒の粗大 化を抑え、圧延組織を細粒化するために有効である。また鋼板中に存在する微細 Ti Nは、溶接時に溶接熱影響部組織を細粒化する。
これらの効果を得るためには、 Tiは最低 0. 005%必要である。し力し、過剰の Tiは TiCを形成し、低温靭性ゃ溶接性を劣化させるので、 Ti含有量の上限は 0. 025%と する。
[0037] Mgは、溶接熱影響部にぉレ、てオーステナイト粒の成長を抑制し、細粒化する。そ の結果、溶接部の強靭化を図ることができる。このような効果を発現させるためには、 Mgは 0. 0002%以上必要である。一方、含有量を多くした場合、含有量の増加に 比べて効果の上昇率が小さくなり、コスト上得策ではなレ、。したがって、その上限を 0 . 0050%とした。
[0038] 本発明の高張力耐火鋼は、上記の組成に加えて、
さらに、質量0 /0で、 Ca : 0. 0005〜0. 0040%、 REM (Rare Earth Metal) : 0. 0 005〜0. 0100%のいずれ力 1種または 2種を含有することが好ましい。
REMとしては、 Ce、 La、 Nd等の希土類金属の 1種以上を用いることができる。
Caおよび REMは、 MnSの形態を制御し、母材の低温靭性を向上させるほか、湿 潤硫化水素環境下での HIC (hydrogen induced cracking) , SSC、 SOHIC (stress or iented HIC)等の水素脆ィ匕割れ感受性を低減させる効果がある。これらの効果を発 現させるためには、最低 0. 0005%含有することが必要である。
[0039] しかし、含有量が多すぎると、鋼の清浄度を逆に悪化させ、母材靭性ゃ湿潤硫化 水素環境下での水素脆化割れ（HIC、 SSC、 SOHIC)感受性を高めるので、 Caの 含有量の上限を 0. 0040%、 REMの含有量の上限を 0. 0100%とした。 Caと REM は、ほぼ同等の効果を呈するので、いずれか 1種を上記範囲で添加してもよ 上記 範囲内で Caと REMを混ぜて添加してもよい。
[0040] 本発明の高張力耐火鋼では、 Mo量が 0. 70。/o未満で、降伏強さ 440MPa以上を 確保し、かつ、 600°Cでの降伏強さが常温のそれの 2/3以上、すなわち 294MPa 以上を確保するためには、鋼成分のみならずミクロ組織をも同時に限定する必要が ある。
本発明の高張力耐火鋼のミクロ組織としては、最終圧延の鋼板の板厚方向の 1/4 厚位置におけるポリゴナルフェライトまたは擬ポリゴナルフェライトの面積分率を 10% 以下とする。
[0041] Moの含有量を 0. 70%未満に抑えた本発明の鋼成分では、ポリゴナルフェライトま たは擬ポリゴナルフェライトの面積分率が 10%を超えると、特に 40mm超の厚手の鋼 板においては、常温強度はもとより、高温強度も安定して確保することが困難になる からである。
本発明では、ミクロ組織は、鋼板の最終圧延方向の板厚断面方向 1/4厚位置で のものを指すものとする。
[0042] 鋼の個々の成分を限定しても、成分系全体が適切でないと優れた特性は得られな レ、。
そこで、 P =C + Si/30 + Mn/20 + Cu/20 + Ni/60 + Cr/20 + Mo/15
CM
+ V/10 + 5Bで表される溶接割れ感受性組成 P の値を 0. 25%以下に限定した
CM 溶接割れ感受性組成 P は溶接性を表す指標で、低いほど良好である。本発明鋼
CM
においては、溶接割れ感受性組成 P の値が 0. 25%以下であれば、優れた高温強
CM
度と同時に優れた溶接性を確保することが可能である。
[0043] 次に、本発明の高張力耐火鋼の製造方法について説明する。
本発明の高張力耐火鋼は、次の第一、第二のいずれかの製造方法により作製され る。 第一の製造方法は、本発明の鋼組成を有する鋼片または鎳片を、 1100〜： 1300 °Cの温度に加熱し、次いで、 800〜950°Cの温度にて圧延を行った後、この圧延終 了時の温度より 150°C低い温度または 750°Cのいずれか高い温度以上の温度にて 直接焼入れし、次いで、 Ac以下の温度にて焼き戻し処理を行う方法である。
1
第二の製造方法は、本発明の鋼組成を有する鋼片または鎳片を、熱間圧延後、放 冷し、次いで、 900〜950°Cの温度に再加熱して焼入れし、次いで、 Ac以下の温度
1 にて焼き戻し処理を行う方法である。
[0044] まず、第一の製造方法について説明する。
本発明の鋼組成を有する鋼片または铸片を、 1100〜： 1300°Cの温度に加熱する。 ここで、圧延に先立つ加熱温度を 1100〜： 1300°Cに限定した理由は、加熱時のォ ーステナイト粒を必要以上に大きくさせず、し力も、圧延組織の微細化を図るためで ある。 1300°Cは加熱時のオーステナイトが極端に粗大化しない上限温度であり、加 熱温度がこの上限温度を超えると、オーステナイト粒が粗大混粒化し、圧延オーステ ナイト粒も相対的に粗大となり、その結果、相変態後の金属組織も相対的に粗大とな るばかりでなぐ粗粒なオーステナイトからの相変態はミクロ組織もべィニテイツクなも のになり易ぐ鋼の靭性が著しく劣化するからである。一方、加熱温度の下限は、熱 間圧延時の制御圧延の効果や析出硬化を発現させるための Nbの溶体化を考慮し、 1100°Cとした。
[0045] この様にして加熱した鋼片または铸片に、 800〜950°Cの温度にて圧延を行う。
ここで、圧延温度を 800〜950°Cに限定した理由は、 950°Cを超える温度で圧延を 行うと、 Moと Nbを複合添加しているにもかかわらず、圧延オーステナイトの細粒化が 不十分となり、その後、直接焼入れ一焼き戻し処理をおこなっても低温靭性の安定 確保が困難となるからであり、一方、 800°Cを下回ると、板厚にもよるが直接焼入れま でにフェライトが析出し、ミクロ組織の確保が困難となったり、圧延中に Nbが析出し、 高温強度に寄与しなくなるからである。
[0046] 圧延終了後、この圧延終了時の温度より 150°C低い温度 (圧延終了温度一 150°C )または 750°Cのいずれか高い温度以上の温度にて直接焼入れを行う。
ここで、直接焼入れ温度を上記の様に限定した理由は、第一に、ミクロ組織の確保 を目的としてミクロ組織の制御を行うためである。そのためには、少なくとも 750°C以 上でなければならなレ、。しかし、 750°C以上であっても、圧延終了温度から 150°Cを 超える温度降下があると、圧延後の回復'再結晶、あるいは Nbの析出が起こる可能 性が高まり、靭性劣化や高温時を含む強度低下を引き起こす可能性がある。
よって、直接焼入れの開始温度を圧延終了温度— 150°Cまたは 750°Cのいずれか 高い温度以上に限定した。
[0047] 直接焼入れの後、 Ac以下の温度にて焼き戻し処理を行う。
本発明の鋼組成を有する鋼片または铸片では、概ね 700°C以下であれば Ac以下 であり、実際の処理温度は、強度などの目的に応じて設定される。
工業生産における熱処理炉の生産性や制御性を考慮すると、焼き戻し処理の温度 ίま 450〜650°C程度力 S好ましレヽ。
なお、これらの圧延温度などは、いずれもモニタリング可能な鋼板表面温度である。 以上により、本発明の高張力耐火鋼を製造することができる。
[0048] 次いで、第二の製造方法について説明する。
本発明の鋼組成を有する鋼片または铸片を、熱間圧延後、放冷する。
ここでは、熱間圧延、放冷の各条件については特に限定しない。その理由は、鋼片 または铸片の金属組織および材質力 その後の再加熱焼入れ 焼き戻し処理により 決定されるからである。
[0049] 次いで、熱間圧延 ·放冷した鋼片または鎳片を、 900〜950°Cの温度に再加熱して 焼入れを行う。
この再加熱'焼入の温度は、その冶金的定義上、 Ac (加熱時にフヱライトがオース
3
テナイトへの変態を完了する温度）以上の温度に加熱する必要がある。
[0050] 本発明の鋼組成を有する鋼片または鎳片では、 Ac以上の温度としては、 900°C
3
以上であれば十分である。
一方、再加熱'焼入の温度が高すぎると、組織が粗大となって低温靭性が劣化する 。したがって、再加熱 ·焼入の上限温度を 950°Cとした。
次いで、再加熱'焼入した鋼片または鎳片に、 Ac以下の温度にて焼き戻し処理を 行う。 この焼き戻し処理の条件等は、上述した第一の製造方法と全く同様である。
以上により、本発明の高張力耐火鋼を製造することができる。
[0051] 本発明の高張力耐火鋼は、建築構造物のみならず、土木、海洋構造物、船舶、各 種の貯蔵タンク等、一般的な溶接構造用鋼として、広範な用途に適用できる。
実施例
[0052] 次に、本発明の溶接性およびガス切断性に優れた高張力耐火鋼を実施例:!〜 15 及び比較例 16〜 22にて説明する。
まず、転炉により、表 1に示す様々な組成の鋼スラブを溶製し、次いで、表 2に示す 条件にて各種製造プロセスを行い、表 2に示す板厚（50〜： 100mm)の鋼板を作製し 十 I'
[0053] 次いで、実施例:!〜 15及び比較例 16〜22各々の鋼板について、表 2に示す母材 組織、機械的性質、溶接熱影響部靭性、ガス切断面粗さの評価を行った。
ここでは、機械的性質として、降伏強さ、引張強さ、 600°Cにおける降伏強さの 3点 を測定し、降伏強さおよび引張強さから降伏比（降伏強さ/引張強さ（％) )を求め、 評価した。
[0054] 母材組織については、鋼板の最終圧延方向の板厚断面方向 1Z4厚位置における 倍率 500倍の顕微鏡で 10視野観察し、ポリゴナルフヱライト（ひ p)の面積分率（。 ）ま たは擬ポリゴナルフェライト (ひ q)の面積分率（％)を算出した。
降伏強さ及び引張強さについては、圧延方向に直角な方向の板厚中心部から日 本工業規格 JIS Z 2201「金属材料引張試験片」に規定される 4号丸棒引張試験片 を採取し、その後、 日本工業規格 JISZ 2241「金属材料引張試験方法」に基づいて 測定し、評価した。
[0055] 母材靭性については、圧延方向に直角な方向の板厚中心部から日本工業規格 JI S Z2202「金属材料衝撃試験片」に規定される 2mmVノッチ衝撃試験片を採取し、 その後、 日本工業規格 JISZ 2242「金属材料衝撃試験方法」に基づいて衝撃試験 片の破面遷移温度 (vTrs (°C) )を測定し、評価した。
[0056] 溶接熱影響部靭性については、 日本工業規格 JIS Z 2202「金属材料衝撃試験片 」に規定される衝撃試験片として 1/4板厚力 採取した試験片を用い、入熱量 60kJ Zmmのサブマージアーク溶接（板厚 50mm)に相当する熱サイクルを与え、この試 験片の 0°Cでの吸収エネルギー（vE )を測定し、評価した。
0
[0057] ガス切断面粗さについては、鋼板の表面について、 日本工業規格 JIS B 0601「製 品の幾何特性仕様 (GPS)—表面性状:輪郭曲線方式—用語、定義及び表面性状 パラメータ」に規定される表面粗さの最大高さ（Ry)を測定し、この最大高さ（Ry)が 5 0 μ m以下の場合「〇」、 50 μ mを超えた場合「 X」と評価した。
各特性の目標値は、降伏強さが 440MPa以上、破面遷移温度 (vTrs)が _40°C 以下、 600°Cにおける降伏強さ力 ¾94MPa以上、 0°Cでの吸収エネルギー（vE )が
0
100J以上とした。
表 1に鋼組成を示し、表 2に鋼板の製造プロセス及び諸特性を示す。
[0058] [表 1]
Figure imgf000015_0001
Figure imgf000015_0002
(注 1 ) Pen =C+S i /30+Mn/20+Cu/20+N i /60+Cr/20+ o/15+V/10+5B (注 2)下線は本発明の範囲外
o o o O O 〇 o o o O o〇 o o O o o o o
Figure imgf000016_0001
特に、比較例 18では、 Cuの含有量に対して Niの含有量が低いため、熱間圧延時 にクラックが生じ、製造が困難となった。
また、比較例 20では、 Cの含有量が高いだけでなぐ P も高いために、室温での
CM
斜め y形溶接割れ試験によりルート割れが発生した。
産業上の利用可能性
本発明は、 Moの含有量を抑えながら Nbを複合添加することで、降伏強さ 440MP a以上の高張力鋼における高温強度を安定して確保し、 Moの含有量を抑えることで 溶接性やガス切断性の劣化を最小限にとどめ、同時に C、 Si、 Mnをはじめとする個 々の合金元素量および P を限定し、さらに鋼のミクロ組織およびそのための製造条
CM
件を限定することにより、優れた高温強度と溶接性、ガス切断性などの複合特性を両 立し得た溶接性およびガス切断性に優れた高張力耐火鋼であるから、建築構造物、 土木、海洋構造物、船舶、各種の貯蔵タンク等、一般的な溶接構造用鋼として広く適 用可能であり、その産業上の利用価値は極めて大きい。

Claims

請求の範囲
[1] 溶接性およびガス切断性に優れた高張力耐火鋼であって、
質量0 /0で、 C:0.04〜0.14%、 Si:0.50%以下、 Mn:0.50〜2.00%、 P:0.0 20%以下、 S:0.010%以下、 Nb:0.01〜0.05%、 Mo:0.30%以上 0.70%未 満、 A1:0.060%以下、 N:0.0010〜0.0060%を含有し、
かつ
P = C + Si/30 + Mn/20 + Cu/20 + Ni/60 + Cr/20 + Mo/ 15+V/1
CM
0 + 5Bで表される溶接割れ感受性組成 P が 0.25%以下であり、
CM
残部が鉄および不可避不純物からなり、
さらに、最終圧延の鋼板の板厚方向の 1/4厚位置におけるポリゴナルフェライトま たは擬ポリゴナルフェライトの面積分率が 10%以下である高張力耐火鋼。
[2] 請求項 1記載の溶接性およびガス切断性に優れた高張力耐火鋼であって、
さらに、質量0 /0で、 Ni:0.05〜： 1.0%、 Cu:0.05〜： 1.0%を含有し、
かつ、 Niの含有量は Cuの含有量の 1/2以上であり、
さらに、 Cr:0.05〜： 1.0%、V:0.01〜0.06%、B:0.0002〜0.0030%、 Ti: 0.005〜0.025%、 Mg:0.0002〜0.0050%の群力ら選択された 1種または 2種 以上を含有する高張力耐火鋼。
[3] 請求項 1または 2記載の溶接性およびガス切断性に優れた高張力耐火鋼であつて 、さらに、質量0 /0で、 Ca:0.0005〜0.0040%、 REM:0.0005〜0.0100%のレヽ ずれか 1種または 2種を含有する高張力耐火鋼。
[4] 請求項 1、 2または 3記載の溶接性およびガス切断性に優れた高張力耐火鋼であつ て、前記鋼の降伏強さは、 440MPa以上である高張力耐火鋼。
[5] 溶接性およびガス切断性に優れた高張力耐火鋼の製造方法であって、請求項 1な レ、し 4のいずれ力 1項記載の鋼組成を有する鋼片または铸片を、 1100〜1300°じの 温度に加熱し、次いで、 800〜950°Cの温度にて圧延を行った後、この圧延終了時 の温度より 150°C低い温度または 750°Cのいずれか高い温度以上の温度にて直接 焼入れし、次いで、 Ac以下の温度にて焼き戻し処理を行う、高張力耐火鋼の製造
1
方法。 溶接性およびガス切断性に優れた高張力耐火鋼の製造方法であって、請求項 1な いし 4のいずれか 1項記載の鋼組成を有する鋼片または铸片を、熱間圧延後、放冷 し、次いで、 900〜950°Cの温度に再加熱して焼入れし、次いで、 Ac以下の温度に
1
て焼き戻し処理を行う、高張力耐火鋼の製造方法。
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