TWI297732B

TWI297732B - 490mpa grade high strength weldable structural steel having excellent in high temperature strength

Info

Publication number: TWI297732B
Application number: TW094124502A
Authority: TW
Inventors: Yasushi Mizutani; Yoshiyuki Watanabe; Ryuuji Uemori; Tatsuya Kumagai
Original assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2004-07-21
Filing date: 2005-07-20
Publication date: 2008-06-11
Also published as: CN1989264A; TW200606260A; JP4864297B2; JP2006028628A; EP1790749A1; US20060016526A1; WO2006009091A1

Description

1297732 九、發明說明：【明戶斤屬特々貝】技術領域

本發明係有關於一種在600°c以上800°C以下之溫度範圍内，於1小時左右較短時間内之高溫強度優異之熔接結構用南張力鋼及其製造方法’且該高張力鋼可用於建築、土木、海洋結構物、造船及各種貯存容器等一般性熔接結構物。本發明之主要對象物是厚板(厚鋼板），但亦包含鋼管或型鋼等。 10 【先前技術】背景技術 15 20 一般的熔接結構用鋼材強度，約從350°C開始下降，且其容许溫度約為500C。因此’該等鋼材使用於大樓或事務所、住家、立體停車場等建築物時，為確保火災時的安全性，必須施行充分的耐火被覆；且建築相關法令也規定須使火災時之鋼材溫度不超過350°C以上。這是由於前述鋼材之耐力（降伏強度)在35CTC時會變為常溫時之2/3倍左右，低於所需強度之緣故。實際上，如前述之耐火被覆對建築成本有报大的影響。為了解決如上述之課題，開發出具備高溫耐力之「耐火鋼」（例如，參照特開平2-77523號公報、特開平10-68044 號公報）。前述「耐火鋼」分別於600°C、700°C之耐力，可維持在常溫下規格最小耐力（降伏強度）的2/3以上。然而，別述「耐火鋼」皆僅表示出特定溫度下的耐力，全無言及 5 1297732 較其所示溫度更高溫下之耐力。特別地，超過70(rc之溫度時，由於進入因鋼成分而部分開始變態之溫度領域，有耐力（降伏強度）急速下降之疑慮，故製造可反映設計之安定實用鋼極為困難。 5

10 先前本發明人曾針對可確保7〇〇〜8〇(rc之高溫強度之鋼及其製造方法進行發明（例如，請參照特開2〇〇4_43961號公報）’其鋼成分中必須添加B，使組織控制較為容易，特別疋可達成建築結構用鋼之低降伏比。然而，如一般所知， B也會使/卒火性增大荨，為功過兼半之元素。例如，溶接輸入熱較小時，熔接熱影響部會明顯硬化而使韌性變差；相反地，熔接輸入熱太大時，B會於沃斯田鐵晶粒間界析出，而無法有效利用B的淬火性，且會使組織粗大、韌性變差，故產生熔接輸入熱範圍受限等問題。而作為建築結構用鋼，由耐震性的觀點來看，降伏比 15必須要低，JIS2「建築結構用壓延鋼材」規格也規定降伏比須在80%以下。本發明人先前之發明，便是依循前述要求而完成者。然而，平成12年6月開始施行之修訂建築基準，去，將迄今之使用規定修正為性能規定，包括將新技術、 • 新材料早期實用化等規定。關於建築用鋼材，在建築基準 20法37條中，可使用第1項：為JIS材且被許可作為建築結構用而使用者；及第2項：因應各種必要性能評定鋼材性能且由國土父通大臣認定者。因此，本發明人專心一意地研發不文JIS建築用鋼材之降伏比規定限制、迄今所要求之高溫強度、及熔接性優異，且在廣大熱輸入範圍内具優異熔接 6 1297732 部韌性之鋼材，終於完成本發明。【發明内容】發明揭示 5

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如上所述，利用鋼材構成建築物時，因通常之鋼材高溫強度（耐力=降伏應力）較低，無耐火被覆或耐火被覆較少 W便無法利用’不得不加上昂貴的耐火被覆。又，即使是新開發的鋼材，其保證耐火溫度也僅在600〜7〇〇°c、有其限度’因此進行研發一種可在700〜8〇〇°C時不使用耐火被覆並可因此而省略加覆耐火被覆工程之鋼材。本發明之目的係提供一種6〇〇°c以上800°C以下之溫度範圍内高溫強度優異之熔接結構用高強力鋼，以及可工業化且穩定地供給該鋼之製造方法。本發明為克服上述課題，將鋼成分或顯微組織等限定於適當範圍内以達成目的，其要旨如下： ⑴一種高溫強度優異之熔接結構用49〇MPa級高張力鋼’其麵成分以質量％計，含有： C : 0.005%以上、小於〇 040% ;

Si : 0.5%以下； Μη : 〇·1 〜小於0.5% ; 20 Ρ : 0.02%以下； S : 0.01%以下； Mo ·· 〇·3〜1.5% ;

Nb : 0.03〜〇·ΐ5% ; A1 : 0.06%以下；及 7 1297732

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N : 0.006%以下，且定義為·

PcM=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10 +5B 5 之熔接裂痕敏感性組成PCM為0.15%以下，並且實質上不含有B，而剩餘部分由鐵及不可避免之雜質所構成，又，顯微組織為肥粒鐵與韌鋼之混合組織主體，且該韌鋼分率為20 〜90% 〇 (2)如⑴之高溫強度優異之熔接結構用490MPa級高張力鋼，係以質量％計，更含有：

Cu : 0.05〜L0% ; Ni : 0.05 〜1.0% ; Cr : 0.05〜1.0% ; V ·· 0.01 〜0.1% ;

Ti : 0.005〜0.025% ;

Ca : 0.0005 〜0.004% ; REM : 0.0005 〜0·004% ;及 Mg : 0.0001 〜0.006% 之1種或2種以上者。 (3) 如（1)或（2)之高溫強度優異之熔接結構用49〇MPa級高張力鋼，其中與板厚1/4厚位置之壓延方向平行之斷面之舊沃斯田鐵晶粒的平均圓相當直徑，為12〇μιη以下。 (4) 一種南溫強度優異之熔接結構用49〇Mpa級高張力鋼之製造方法，係將如（1)或(2)之鋼成分所構成之鋼片或鑄 8 1297732 片，再加熱至1100〜1250°c之溫度範圍後’使ll〇(TC以下之累積壓下率為30%以上並以850°c以上的溫度壓延，然後放冷或由800°C以上的溫度加速冷卻至650°C以下的溫度。【貧施方式】車父佳實施例之詳細說明以下洋細說明本發明。針對高溫強度，可藉由複合添加M〇及Nb，促進析出高

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20 /里日守文定之碳氮化物，同時使顯微組織韌鋼化之差排密度增大，並且藉由固溶Mo&Nb延遲差排回復。特別地，為顯現本發明目的之期〜8G(rc之極高溫下的強度，以先前技術來看，必須添加更多量的M〇，但與德熔接用結構鋼之杬異熔接性、熔接部韌性之觀點相反，與高溫強度並存是極為困難之事。由本發明人之研究可發現：根據得到合金元素的適當 ϋ和組織控制’特別是高溫下母相組織的熱安定性和適切的整合析出強化效果、以及差排回復延遲效果，可使優異熔接性、熔接部韌性與高溫強度並存。首先，說明本發明如申請專利範圍般限定鋼成分之理由0 c為影響鋼材特性效果最為顯著之元素，因此必須控制在極小範圍内，其限定範圍為_5%以上、小於_〇%。 C量小於〇·〇〇5% ’強度會不足；多於0.040%以上，則會使 Mo添加量較大的本發明之_性、_部動性變差，且在壓延結束後的冷卻速度過料，會增加油的生成分率、 9 1297732 提南強度過強的危險性。而且，以相當火災之高溫加熱時，為了保持韌鋼及肥粒鐵之混合母相組織熱力學上的安定，維持Mo、Nb、V、Ti之複合碳氮化析出物間的整合性，並且墙保強化效果，必須將C量控制在小於0.040%。 5

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Si為可用於去氧之元素，因具有置換型的固溶強化作用’故可增加常溫時的母材強度，但特別在超過600°C時，並不具有改善高溫強度的效果。又，添加過多會使熔接性、熔接部韌性變差，故限定其上限為0.5%。且鋼中即使只有 Ti、Al也可進行去氧，由熔接部韌性或淬火性等觀點來看， Si量越低越好，沒有一定要添加的必要。 Μη為確保強度、韌性上不可缺之元素；置換型固溶強化元素Μη，雖可有效提昇常溫聘的強度，但對於特別是超過600°C的高溫強度，便無太大的改善效果。因此，如本發明之含有比較下較多量Mo之鋼，由溶接性提昇即pCM低落之觀點來看，必須將Μη量限為小於0.5%。將Μη量的上限壓低，對連續鑄造板鋼之中心偏析這點也較為有利。又，關於下限，因與母材強度及韌性調整有關，故必須添加〇1% 以上。 Ρ及S對本發明鋼而言為雜質，含量越低越好。ρ會於晶 20粒間界偏析而助長破壞晶粒間界，S會形成以MnS為代表之硫化物，使母材及熔接部的韌性變差，故分別以002%、 0.01%為上限。

Mo可顯現、維持本發明鋼之高溫強度，與1^1>同為必要且不可或缺的元素。單就高溫強度之觀點來看，添加越多 1297732 5

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Mo越有利，但考慮到母材強度或熔接性、熔接部韌性，添加量仍應有所節制。壓低C含量之本發明之後述之pCM若為範圍内（0.16%以下），則Mo含量可至ι·5%。複合添加撾〇與Nb，或更添加後述可使高溫強度增加之ν、Ή，皆可穩疋地確保高溫強度，故Mo必須添加〇·3%以上。 Nb為必須與Mo複合添加之元素。首先，Nb_般的效果為：可使沃斯田鐵的再結晶溫度上升，且使熱軋時控制壓延的效果發揮至最大。又，Nb有助於在壓延前再加熱時之加熱沃斯田鐵的細粒化。且，]^3具有因析出強化及抑制差排回復而提高高溫強度的效果，藉由複合添加M〇，有助於再提咼高溫強度。Nb含量小於〇·〇3%，則70CTC及800°C 時之析出強化及抑制差排回復之效果很小；含量超過〇·15% ’則相對於添加量硬化的比例會減少，不僅不符合經濟效並，還會使熔接部的韌性變差。基於以上理由，Nb的含量限定為〇·〇3〜〇15%之範圍内。 A1為可用於去氧之元素，但以Si或Ti去氧便以十分足夠，故本發明中不限定其含量下限（包含0%)。然而，若A1 篁太多，則不僅會使鋼的潔淨度惡化，還會使熔接部韌性變差，故設其上限為0.06%。 N雖為鋼中無法避免的雜質，但添加Nb及後述之Ti k ’ N可與鳩結合形成碳氮化物❿使強度增加，並可形成 TlN提问鋼的性質。因此，N量最少必須含有〇·〇〇ι%。然而， Ν里的:t曰加有損於熔接部韌性、熔接性，本發明中設其上限為0.006%。&，該上限並沒有非做特性上之限定不可含義， 11 1297732 而只是於本發明人已確認之範圍内予以限定而已。接下來說明可依需要含有之Cu、Ni、Cr、V、Ti及Ca、 REM、Mg之添加理由與其添加量範圍。於基本成分中再添加前述元素之主要目的，係無損本 5 發明鋼之優異特徵，而可使強度、韌性等特性更佳。因此，該等元素之添加量自然必須加以限制。

Cu不會為熔接性、熔接部韌性帶來明顯的不良影響，

並可增加母材的強度、韌性。為了發揮該等效果，至少須添加0.05%以上。另一方面，由於添加過剩會使熔接性惡 10化，且可能增加熱軋時發生Cu裂痕的危險性，故限定上限為1.0%。又，已知可藉由添加與Cu量相應之適量Ni來避免 Cu裂痕，且熔接性也與c量為首之其他合金元素量有關，故其上限沒有非限定不可之含意。

Ni具有與Cu大致相同之效果，特別具有可大幅增加母 15材初性之效果。為了確實享受前述效果，須至少添加0.05% 以上。另一方面，若添加過剩則即使是见也會使熔接性變差，同時由於Ni為較昂貴之元素，故有損經濟性。因此，在本發明鋼中，考慮以490MPa級鋼為目標，將上限設為 1.0%。若欲使母材強度增加，可因應需要添加Cr。欲與來自鐵廢料等之循環性元素之微量混入有明確區別，且確實享受Cr之功效，則最少須添加0·05%以上。而添加過多時，則和其他元素一樣，會使溶接性或炼接部韌性等變差，故^ 上限限定為1.0%。 12 1297732 5

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引i4Cu Νι、Ci*不僅有助於加強母材之機械性能，對耐氣候性也有其功效。為義以上目的，最好能在無損炫接性、賴部減之範圍内積極地添加上述元素。 V包含可加強高溫強度之效果’且與_具有大致相同之效果、作用，但其效果較陶、。又，由^之式中也包含 V可知：V對於淬火性、熔接性也有影響。因此，欲確實享父添加V之效果，將下限設為，且為排除V所帶來之不良影響，將上限設為0.1%。 Ti與Nb、V寻同樣可增加南溫強度，除此之外，特別嚴格要求母材及熔接部韌性時，以添加Ti為佳。這是因為 Ti於A1量較少時（例如〇·〇〇3%以下），與〇結合形成以TiA 為主成分之析出物，可作為晶粒内變態肥粒鐵之生成核，使溶接部韌性增加。又，Ti與N結合且細微析出於板鋼中，可抑制加熱時沃斯田鐵晶粒的粗大化，使壓延組織細微化’且存在於鋼板中之細微TiN可於熔接時使炼接熱影響部組織細粒化。為了達到以上效果，最少需要0.005%的Ti。然而’ Ti量過多時會形成TiC，會使低溫韌性或熔接性等變差，故其上限為0.025%。

Ca、REM與雜質s結合，且可提高韌性或抑制熔接部 20因擴散性氫而產生斷裂，但含量過多時則會形成粗大的内含物’對韌性產生不良的影響，故兩者皆限定於0.0005〜 0.004%之範圍内。由於兩元素具有大致相同之功效，如欲付到上述效果，只要至少加入其中—者即可。 M §具有抑制熱影響部沃斯田鐵晶粒成長而使其細粒 13 1297732 化之作用，且可使熔接部強韌化。欲達成以上效果，Mg含量必須大於等於0.0001%。另一方面，一旦添加量增加，相對於添加量之效果比例便會變小，而失去經濟效益，故Mg 之含量上限設為〇·〇〇6%。 5

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20 又’本發明之重點在於不刻意添加B，若會超過含量標準而成為製鋼私序中之污染物’則貫質上不含有B。添加微量的B可使淬火性明顯提高，且使用於高張力鋼時，有利於控制組織或增加強度等，但同時也具有使熔接性或溶接部早刃性受差的危險性。本發明為達到更提高高溫特性以及溶接結構用鋼使用性之目的，避免刻意添加B，實質上不具有 B 〇即使鋼之各成分如上述限定，若全體成分系不適切，依然無法得到本發明特徵之優異特性。特別地，根據較本發明人先前之專利（特願2004-43961號），為大幅改善熔接性、熔接部韌性，將PCM之值限定為〇15%以下。在此將表不熔接裂痕敏感性之指數pCM依下式加以定義：

PCM=C+Si/30+Mn/20+Qi/20+Ni/60+Cr/20+M〇/15+V>a0+5B 一般而言，pCM越低熔接性越優異，Pcm若在〇22%以下，即不需要進行_時(為防止熔接冷裂）的預熱。在高張 2 ’特別是如本發明之高溫強度優異之高張力鋼，並且男貝上不含有明顯提高淬火性之元素㈣鋼中，在〇·15%以下，為極低之值。匕外杨明也對顯微組織加以限定。僅限定鋼成分亦可禮保溶接結構用鋼之優異炫接性或溶接部拿刃性，^ 14 1297732 卻無法滿足高溫特性或490MPa級鋼之基本特性（尤其是強度）。因此’為合乎本發明之目的，須限定顯微組織係以肥粒鐵及韌鋼之混合組織為主體，且其中之韌鋼分率為2〇〜 90% °這條件是因為韌鋼分率若太低，則難以確保49〇MPa 5 級之《強度及南溫強度，而若韋刃鋼分率太高，則會增加 \ 超過JIS等所規定之490MPa級鋼強度範圍之危險性的緣

10 15 故。且上述條件為本發明人為了依實驗結果使本發明之特徵明確所做的限定，並沒有非限定不可之含意。另，該等顯微組織以板厚斷面方向1/4厚之位置處為代表。又，組織名稱之Γ韌鋼」為業者廣泛使用之名稱，但由其多樣性變化測定分率之際，因其領域之特定之點可能產生模糊不明確之地帶。此時，也可依組織構成上的另一組織「肥粒鐵」進行判定，此時之肥粒鐵分率為10〜80%。在此所指之肥粒鐵為不含雪明碳體之花邊狀或擬花邊狀肥粒鐵(不包括針狀肥粒鐵）。壓延後變恶刖之沃斯田鐵晶粒徑，若欲控制如本發明之添力車乂夕Mo之鋼的拿刃性（高韋刃化），必須加以適當地限定4沃斯田鐵曰曰粒技越細，則最終變態組織也會越細而使初性提幵。為得到不比通常之低Mq_色之滅，於鋼板之取終壓延方向之板厚斷面方向ι/4厚位置之該沃斯田鐵曰曰粒k p艮疋其平均圓相當直徑為⑽㈣以下。依板厚或鋼成刀的不同，也有超過12〇帅依然可得到充分韋刃性的例子，該限定為確實可穩定地確保韋刃性而對晶粒徑所做的限制，故並沒有非限制不可的含意。另，沃斯田鐵晶粒徑 15 1297732 有時也會難以判別，此時，將以板厚1/4厚位罝為中心，>{击用與鋼板之最終壓延方向成直角採取具切從片，例如JISZ 2202 2mm之V切口試驗片，兄分之供、、田；隹行脆性破壞時之斷裂面單位定義為可看作他恤進之有效結晶粒徑，並測定其平均圓相當直徑， 9粒仅樣為120μιη以下。時必須同以如上述所限定之組織（組織、組織分、〜、售〉夭^其^田名巍

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20 晶粒徑等）及高溫特性為首之本發明目的之優異諸特〖生口透過以下所限定之製造方法輕易地獲得。生可對具有所需鋼成分之鋼片或鑄片進行之再加熱，其温度範圍限定為_〜125代。下限之咖t是為、了保: 偷、灿及因應需要而添加之^成為可確保第1目的之高溫特性之固溶狀態。為達成該目的，再加熱溫度越高越佳，但是由於加熱之沃斯田鐵晶粒會變粗大，由母材韋刃性之觀點來看不甚理想，故限定上限為1250X：。、，限定壓延條件，最直接的原因是為了控制壓延後變態 A之沃斯W鐵00粒徑成為如上述般較細之晶粒，主要的原因是為了確保她。因此，壓延時於u⑻。之累積壓下里必^為30%以上。為了以低溫域之壓下使_、灿或因應品要而添加之V、Τι以碳化物之型態析出，壓延終了溫度限定於850°C以上。由組織控制的觀點來看’壓延後的冷卻也應加以限定。因鋼成分之不同，較薄者依放冷之冷卻速度即可得到所而之組織’但對較厚者而言，放冷之冷卻速度不夠快速， 16 1297732 有時必須進行加速冷卻。此時之加速冷卻，製造厚鋼板時以水冷之方式最為常見，不過不一定要採取水冷式。又，加速冷卻的目的是提昇變態區域之冷卻速度以控制組織，故須由800°C以上的溫度加速冷卻至650°C以下的溫度。

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20 另外，本發明之高溫強度以600°C至800°C為目標，其定量之目標為高溫時的降伏應力與常溫降伏應力之比p(== 高溫降伏應力/常溫降伏應力），於鋼材溫度TfC)在60(TC以上800°C 以下的範圍内，ρ^-0·0033χΤ+2·80。實施例以轉爐-連續鑄造-厚板工程製造各種鋼成分之鋼板(厚度12〜88mm)，調查依據JIS之斜y型熔接裂痕試驗之根裂的有無以及溶接再現熱循環之相當小輸入熱與超大輸入熱您接之再現HAZ(熱影響區；Heat Affected Zone)動性，作為該等機械性能及熔接性、熔接部韌性之評價。表i顯示比較例及本發明例之鋼成分，表2顯示製造條件，表3顯示組織及諸特性之調查結果。本發明例皆滿足本發明之限定範圍，包含高溫強度、再現HAZ韌性等各種特性也都極為良好。相對之下，由於比較例之鋼成分、製造條件、組織等至少有一項以上不符 a本發明之限定範圍，可知相對於本發明例，比較例之特性較差。即，比較例19之c量較低，故韌鋼分率較低，常溫強度、向溫強度（比)也都較低。比較例20之C量較高，故韌鋼分率較高，常溫強度也較高；又，母材勒性、再現HAz 早刀性也都較差。比較例21因Mo量較低、加速冷卻開始溫度 17 1297732 也較低’故韌鋼分率較低，高溫強度（比)也較低。比較例22 因Nb量較低，再加上加熱溫度、壓延終了溫度較低，加速冷卻停止溫度較高，故常溫強度、高溫強度（比）較低。比較例23因添加B ’適用加速冷卻時，韋刃鋼分率較高，母材韋刃性 5較差；又，再現HAZ韌性也較差。比較例24之Μη量較高，再加上PCM也較高，11〇〇。〇以下之累積壓下量也較低，故韌鋼分率增高、作為490MPa級鋼之母材強度過剩，母材韌

10 性、再現HAZ$i7性也較差。另，例如比較例24之PCm較本發明之限定範圍為高，但也僅為0.185%左右，每個例子皆無發生斜y型溶接裂痕試驗之根裂。

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化學成分{游技以％,财β : ρρίώ t B Sm 0. 133! am 0. 1351 a 122[ 0. I3S am ! a on 1 ；0. I1 :難 d 0, 1 !9| α Π8| 0. ί\2\ 0, IliE ! 0. 120 | il m I o, i! s 1 li 094 1 1 o. m ] I 0. i〇i>| \il I2T| 1 (L 讎 j [cl ml 二 o 1 (I !H5| <52 s G, 00301 0. 0022] ίΧ 0015] 9C： Ιο, 00201 [〇. oo nj :編: 0. 0016] iojm?! la. ooiai 1 0. 007 | 0. CHS 1 0.0^0 a刪1 (1. 012 1 (um 0, DIS I 〇、刪1 ο 議丨 o. om I 0. 012 j o. mz 1 0.012 [0> DIO |a. oh 10.010： 1 a 009 hi 010 [0. 〇i〇i 麵i a⑽31 0. 05¾ I 0. 045 0. 031 1 (i oas 1 0* ass 1 iM 0. 52 1 0. 75 ] Ο 義; :議 I D. SD 1 1 a ：is 1 1 0. 35 1 1 a 35 1 LAM： g 0. so «MMAMWWmM mm ·' ；Jf82it：： o, m 1 a, 3〇 I o. is 1 ^ 40 j :：w： o 105 I 1 (I. 30 1 ΓΟο iz Ο CO ur> s C*3 i<5 ::釀 tss «SI 議 _ % 縛:: C?5 麵i SNl ςΤ5 1 議 a 〇3! I 0, 1104 I o, tm | D> 033 I 0. 003 1 Cl _ 0. 020 a ossl D. 021 ] 1 0. 006 1 :(Κ 033] Λ痛1 1 0. 0S0 1 丨 CL _ j 1 o, oso | [0： D4 4 1 |a. 0121 i 0« 0.2s ] 1 0. 026 1 1 mil fa細 0. 028 ； f〇, DM Xs 0. 040 <1 03 S I 0. 120 I ii ΰ4ΰ | 〇32| Coso CL MO I om | 0> DS^ 1 0. D48J a owl ;(Μ腦 j !〇, 100 | (U}4D 1 0, OSD I | Cl OM | i 0, 0S9 1 1 0, 0^5 [5· 049 [〇- 050 1 0. 050 10.010 1 a _ LikiMi s n m | 0. 50 ] o «Ν3 cum 0> 40 a. so I o 0* Λ ο αα· Ο CL 90 I o •o d 0.60 I S 1 a, so I i 0, 65 ! 1 0, 24 I 1 0, §5 1 α ο⑽1 0. 0D3 1 CT5 a o o o 〇! Ό 0. 005 1 «•3、〇 o o k?5 ·〇 o o 卜' o, o· o； οΰ' ο Ο ο η. ο〇3 ] Ο ο ΓαοωΠ ί a 002 s?c o o o 1 il 0(17 1 1 0. 003 I i 0、⑽ δ 1 «> Dim 0屬S 0. 005 0. 005 a刪 [a owy α c_ I il 004 I 0. O0S 0, 003 a _ o, oo a | (h 00 H j 0. 0(M 1 0. OOli ] 0* _ α _ 1 CK _ 1 0. 0〇8j 0. 00 s] 0. 004 a _ 1 ΰ. mi 1 0. DO? a刪1 〖d _ 1 (0. DOB i 0. DOB 1 a 00? La ooH ir ο 5C (U o. m o. n (L仙1 0. Ηβ 1 0. 22 0, 7Α) C). 20 1 α. η 〇/ aa 0. 20 l·請 1 0. 49 I 10* 15 1 (i n 0. 4S ΙΟ' 30 1 0, :n 1 In i 0. SD. fi :vs | (l H 0. 15 0. 22 0. 10 1 o a. tii\ 0, OS 0, 0. 20 0. ZB ! Ο 0. 05 ：a； Ί 5'1 o ih U ： 0. 20 I 0. m Ch 20 1 0. 19 CL 2Q (i ΐύ ΥΈΓίϊ [a is a mi] o. niol cum a 026 cum 〇Γ〇：ΚΗ a o:i5 0* 028 a tni a m4 0. 02Β 1 α tml o7im a mi] ΤοοδΊ ；0, 021) i j Z!〇 TO 〇 a 001 ： d (i mz 〇T〇33 i m nr〇J5^ 3: 一 ? sc O ο 二 CT5 〇i桃 ^l\T4 CSJ 艺. m \ 4念驭苳 £»S .......................一 19 1297732

表2 區分鋼加熱溫度 (t) 壓延終'了溫度 (t) noot以下的 K積壓下率 (%) 〖加速冷卻開始溫度 it) 加迷冷卻停止溫度 (t) 板厚 im) 1 11SS m so 一一 VI 2 1200 900 80 - 一 η 3 1100 涵 so 850 500 50 4 U50 910 TO 一一 25 5 1100 m 50 一 50… 6 Π00 900 40 m 480 Τδ 7 ni m 30 m m io 本 im 1100 950 50 820 m 50 發 ill 1158 酬 60 g:::丨:i 諝 ii 画議丨 32 I 明 ill 1100 970 so 一一 32丨 ill 1250 1000 60 一 1善1丨:营ΙΙΙβΙ讓1議議II 40 例 12 JI00 9δ0 so ||_|圓議|_ 、…- 4S 13 1)50 920 80 m m 32 I41 noo _ 80 _ 綱' 32 15 11S0 m so 120 5 SI3 40 IS 1刚 _ 50 m 3 SO 40 17 1删 m 50 810 賴 40 IS 1刚 980 70 §00 S70 2D 19 ΠδΟ 95 B 5D 一一 80 20 I1S0 sn 80 S30 S00 32 21 Πδδ §40 50 .m 520 4S 例 n 1050 830 35 m 650 75 : n 1250 m 80 850 570 n H im m 20 m ) 4S0 m I 20 1297732 表3 區 ϋ 常溫降伏應力張應力降伏應力對常溫降伏應力之比P vlrs >材组織之韌鋼分率舊沃斯θ 鐵晶粒徑 (/ / ιη^ IJ) 根裂分 m UK im im Mm .mm 1 W1?T S4I OJ? 5JI l IS, U S0 if » h cracF m S3I in '8JI in -31 η Τ] n 1! fe crack 3 m m til us SI y §1 14 h cxict 4 m m u? “5 δ, n η a? U h crad] ί 40? m o. ai 15S ίο, n 3! Η ί n il U crack S m m iJS t H §§ η j n 1 §S k track j m 54.S e> n UT in s? m n ' il_i h crack 本 T 413 m Ί. u tu \U1 -3? if w to 88 to crick 發 s 419 m t IS S. S§ t n « 12 H h crack 明 η m m i« fl -n 4S S! n SJ ❻ cr§cf 例 13 m m 0, U t n :.丨 i 51 9? u n h crack η m m ur 0,S8 l u mti | 4S δδ so n m η 4Si uu 0J8 us u &4 n n 細cmk !4 m m t u 0 J§ t n -11 s? S! u n So cncp ΙΕ m m t u l S§ m -IS IS SI n n to eraeF ϊί m m 請 in Uf -as ss 13 ?4 fc cmi 1? m m 請 m l u n u 5i ST . So crick 13 418 m US 0J1 m -31 n k SB u h cmk IS m m HIS tu n S3 n % fe cracF iL· * 20 51? m §Ji in tn -3 « 12 II 22 lo tuck It 羚- 21 m 581 m U4 in -4§丨 11 S! u i§ h crick n L η m m 0, IS! MS IU a n S3 SI M cracl: η m m 請1 OJ? 0J3 -3 n it 13 : is So cracF η m m D, S3 fl> 5S 〇> n -f n 13? 3¾ I n crack 拉張試驗片：板厚40mm以下JIS Z 2201 1A號（全厚），大於板厚 50mm JIS Z 2201 4號（1/4厚），相對壓沿方向之直角方

向夏比（Charpy)衝擊試驗片：JlSZ 2202 2mmV切口，壓延方向尚溫拉張試驗片：圓形棒(8mm或ΙΟιηπιφ)，1/4厚位置，壓延方向與直角方向熱歷程1 : 1400°Cxl秒，800»500°C之冷卻時間8秒熱歷程2 : 1400°Cx30秒，800—500°C之冷卻時間330秒 10產業上利用之可能性利用本發明之鋼成分、製造方法所製造出之鋼材，顯微組織可滿足本發明之限定範圍，由實施例可證實其高溫 21 1297732

強度、熔接性、熔接部韌性皆相當優異。即，具有遠遠凌駕習知之僅可保證至600°C左右高溫特性之耐火鋼之高溫特性之熔接結構用鋼，可工業化地大量穩定生產，並例如作為建築用途，可大幅擴大適用之建築物或完全無耐火被 5覆等。 I：圖式簡單說明3 無【主要元件符號說明】 22

Claims

1297732 十、申請專利範圍： L —種高溫強度優異之熔接結構用490MPa級高張力鋼，其鋼成分以質量％計，含有： C : 0·〇〇5%以上、小於0.040% ; Si : 0.5%以下； Μη : 0.1 〜小於0.5% ; Ρ : 0·02%以下；

10 15

S : 0.01%以下； Mo : 〇·3〜1.5% ; Nb : 〇.〇3〜0.15% ; A1 ·· 0.06%以下；及 N : 0.006%以下，且定義為： PCM=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10 +5B 之熔接裂痕敏感性組成Pcm為〇·15%以下，並且實質上不含有Β，而剩餘部分由鐵及不可避免之雜質所構成，又，顯微組織為肥粒鐵與韌鋼之混合組織主體，且該韌鋼分率為20〜90%。 20 2·如申請專利範圍第1項之高溫強度優異之熔接結構用 490MPa級高張力鋼，係以質量％計，更含有： Cu ： 0.05—1.0% ί Ni ： 0.05-1.0% ； Cr ： 0.05—1.0% ； 23 1297732

10 15 V : 0.01 〜0.1% ; Ti ·· 0.005〜0.025% ; Ca : 0.0005〜0.004% ; REM : 0.0005〜0.004% ;及 Mg ·· 0.0001 〜0.006% 之1種或2種以上者。 3.如申請專利範圍第1或2項之高溫強度優異之熔接結構用490MPa級高張力鋼，其中與板厚1/4厚位置之壓延方向平行之斷面之舊沃斯田鐵晶粒的平均圓相當直徑，為 120μιη以下。 4. 一種高溫強度優異之熔接結構用490MPa級高張力鋼之製造方法，係將如申請專利範圍1或2項之鋼成分所構成之鋼片或鑄片，再加熱至1100〜1250°C之溫度範圍後，使1100°C以下之累積壓下率為30%以上並以850°C以上的溫度壓延，然後放冷或由800°C以上的溫度加速冷卻至650°C以下的溫度。 24