專利名稱：高溫強度優(yōu)異的高強度鋼及其制造方法
技術領域：
本發(fā)明涉及在建筑、土木、海洋結構件、造船、貯罐等一般的結構件中使用的、在600～800℃溫度范圍內在1小時左右比較短的時間內高溫強度優(yōu)異的建筑結構用低碳合金高強度鋼(鋼板、鋼管、型鋼、線材)的制造方法。
背景技術：
例如，在建筑、土木等領域中，作為各種建筑用鋼材廣泛使用符合JIS等標準的鋼材等。還有，一般的建筑結構用鋼材，由于從約350℃起強度降低，其允許溫度為550℃。
即在大樓與辦事處、住所、立體停車場等的建筑物中使用上述鋼材的場合，為了確保在火災中的安全性，需要涂敷非常耐火的覆層，與建筑相關的各法令規(guī)定，火災時鋼材溫度不能達到350℃或以上。
這是因為上述鋼材在約350℃的屈服強度為常溫的2/3左右，低于必需的強度。在建筑物中使用鋼材的場合，需要涂敷耐火的覆層來使用，以便使火災時鋼材的溫度達不到350℃。因此，相對于鋼材費用耐火覆層費用高，建設成本大幅度上升不可避免。
為解決上述課題，例如，有特開平2-77523號公報與特開平10-68044號公報等的發(fā)明。
在600℃或以上的場合，一般稱作耐熱鋼，例如，特開平2-77523號公報記載的發(fā)明中揭示了在600℃具有常溫屈服強度的2/3(約70％)或以上高溫強度的耐熱鋼。在其它關于600℃耐熱鋼的發(fā)明的例子中，一般將600℃時的屈服強度設計為常溫屈服強度的2/3或以上。
但是，700℃的耐熱鋼、800℃的耐熱鋼目前尚未看到高溫強度設定(與常溫屈服強度的比率)的一般準則。例如，特開平2-77523號公報中添加相當量的Mo與Nb的鋼可確保600℃的屈服強度為常溫屈服強度的70％或以上，但沒有示出700℃、800℃的屈服強度。
另外，600℃的屈服強度為常溫屈服強度的70％，如考慮火災時的溫度上升，雖然可降低耐火覆層的用量，但可能省略的建筑物限于立體停車場與門廊(atrium)等開放空間，所以無耐火覆層的使用則明顯受到限制。
特開平10-68044號公報中揭示了由于在添加相當量的Mo與Nb的鋼中顯微組織為貝氏體，可確保700℃的屈服強度為常溫屈服強度的56％或以上，但沒有示出800℃的屈服強度。
即像這些示例那樣可確保600℃左右高溫強度的鋼已在市場上使用，可確保700℃具有一定強度的鋼材正在被發(fā)明，但能確保700℃、800℃高溫強度的實用鋼在穩(wěn)定制造方面存在困難。
另一方面，特開2002-105585號公報中公開的850℃耐熱鋼是本發(fā)明人最近公開的。由于該鋼比較多地添加了Al、Ti等合金元素，在高溫中也能確保具有有效的析出物，可獲得850℃的耐熱性，但不適合用作焊接結構用鋼。
如上所述，在建筑物中使用鋼材的場合，由于普通鋼的高溫強度低，無覆層與薄覆層不能使用，必須涂敷高價的耐火覆層。
另外，即使是耐熱鋼，其界限也只保證耐熱溫度直到600-700℃，因此希望開發(fā)在700℃、800℃不使用耐火覆層并由此可省略耐火覆層的鋼材。

發(fā)明內容
本發(fā)明提供在600～800℃溫度范圍內高溫強度與焊接性優(yōu)異的用于土木建筑等的高強度鋼以及工業(yè)上可穩(wěn)定供給該鋼的制造方法。本發(fā)明的要點如下(1)一種高溫強度優(yōu)異的高強度鋼，其特征在于以質量％計含有C至少為0.005％且小于0.08％，Si0.5％或以下，Mn0.1～1.6％，P0.02％或以下，S0.01％或以下，Mo0.1～1.5％，Nb0.03～0.3％，Ti0.025％或以下，B0.0005～0.003％，Al0.06％或以下，N0.006％或以下，余量為Fe與不可避免的雜質。
(2)按照(1)所述的高溫強度優(yōu)異的高強度鋼，其特征在于上述鋼由常溫時的屈服應力對高溫時的屈服應力進行無量綱化處理的應力降低率(高溫屈服應力/常溫屈服應力)p在鋼材溫度T(℃)為600～800℃的范圍內，滿足p≥-0.0029×T+2.48。
(3)按照(1)所述的高溫強度優(yōu)異的高強度鋼，其特征在于上述鋼在相當于火災的高溫加熱時，在常溫為貝氏體單一組織或鐵素體與貝氏體的混合組織；在相當于火災的高溫加熱時，逆相變成奧氏體的溫度(Ac1)超過800℃；且由常溫時的屈服應力對高溫時的屈服應力進行無量綱化處理的應力降低率(高溫屈服應力/常溫屈服應力)p在鋼材溫度T(℃)為600～800℃的范圍內，滿足p≥-0.0029×T+2.48。
(4)按照(1)所述的高溫強度優(yōu)異的高強度鋼，其特征在于上述鋼具有在600～800℃的高溫區(qū)域，由常溫時的屈服應力對高溫時的屈服應力進行無量綱化處理的應力降低率(高溫屈服應力/常溫屈服應力)p在鋼材溫度T(℃)在600～800℃的范圍內，滿足p≥-0.0029×T+2.48的強度；且在相當于火災的高溫加熱時，在常溫為貝氏體單一組織或鐵素體與貝氏體的混合組織是逆相變成奧氏體的溫度(Ac1)超過800℃的組織；而且上述貝氏體單一組織或鐵素體與貝氏體的混合組織中熱力學穩(wěn)定的碳氮化析出相保持在5×10-4(摩爾分數)或以上；同時在鐵素體組織中固溶的Mo、Nb、Ti的總量為1×10-3(摩爾濃度)或以上。
(5)按照(1)所述的高溫強度優(yōu)異的高強度鋼，其特征在于上述鋼具有在600～800℃的高溫區(qū)域，由常溫時的屈服應力對高溫時的屈服應力進行無量綱化處理的應力降低率(高溫屈服應力/常溫屈服應力)p在鋼材溫度T(℃)為600～800℃的范圍內，滿足p≥-0.0029×T+2.48的強度；且在相當于火災的高溫加熱時，在常溫為貝氏體單一組織或鐵素體與貝氏體的混合組織為逆相變成奧氏體的溫度(Ac1)超過800℃的組織；而且原奧氏體晶粒的平均等價圓粒徑在120μm或以下；而且上述貝氏體單一組織或鐵素體與貝氏體的混合組織中熱力學穩(wěn)定的碳氮化析出相保持在5×10-4(摩爾分數)或以上；同時在鐵素體組織中固溶的Mo、Nb、Ti的總量在1×10-3(摩爾濃度)或以上。
(6)按照(1)～(5)任一項所述的高溫強度優(yōu)異的高強度鋼，其特征在于上述鋼以PCM＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B定義的焊接裂紋敏感性組成PCM為0.20％或以下。
(7)按照(1)～(6)任一項所述的高溫強度優(yōu)異的高強度鋼，其特征在于上述鋼以質量％計還含有Ni0.05～1.0％，Cu0.05～1.0％，Cr0.05～1.0％，V0.01～0.1％的一種、二種或以上。
(8)按照(1)～(7)任一項所述的高溫強度優(yōu)異的高強度鋼，其特征在于上述鋼以質量％計還含有Ni0.05～1.0％，Cu0.05～1.0％，Cr0.05～1.0％，V0.01～0.1％的一種、二種或以上；而且含有Ca0.0005～0.004％，REM0.0005～0.004％，Mg0.0001～0.006％的一種、二種或以上。
(9)按照(7)或(8)所述的高溫強度優(yōu)異的高強度鋼，其特征在于上述鋼具有在600～800℃的高溫區(qū)域，由常溫時的屈服應力對高溫時的屈服應力進行無量綱化處理的應力降低率(高溫屈服應力/常溫屈服應力)p在鋼材溫度T(℃)為600～800℃的范圍內，滿足p≥-0.0029×T+2.48的強度；且在相當于火災的高溫加熱時，在常溫為貝氏體單一組織或鐵素體與貝氏體的混合組織為逆相變成奧氏體的溫度(Ac1)超過800℃的組織；而且原奧氏體晶粒的平均等價圓粒徑在120μm或以下；而且上述貝氏體單一組織或鐵素體與貝氏體的混合組織中熱力學穩(wěn)定的碳氮化析出相保持在5×10-4(摩爾分數)或以上；同時在鐵素體組織中固溶的Mo、Nb、Ti的總量在1×10-3(摩爾濃度)或以上。
(10)一種高溫強度優(yōu)異的高強度鋼的制造方法，其特征在于將具有(1)～(9)任一項所述的鋼成分組成的鑄坯或鋼坯在1100～1250℃的溫度區(qū)域再加熱后，將1100℃或以下的累計壓下量設定為30％或以上，并且在850℃或以上的溫度熱軋，熱軋終止后從800℃或以上的溫度區(qū)域以0.3Ks-1或以上的冷卻速度冷卻到650℃或以下的溫度區(qū)域，使鋼的顯微組織為貝氏體單一組織，或鐵素體與貝氏體的混合組織。
(11)一種高溫強度優(yōu)異的高強度鋼，其特征在于以質量％計含有C至少為0.005％且小于0.08％，Si0.5％或以下，Mn0.1～1.6％，P0.02％或以下，S0.01％或以下，Mo0.1～1.5％，Nb0.03～0.3％，Ti0.025％或以下，B0.0005～0.003％，Al0.06％或以下，N0.006％或以下，余量為Fe與不可避免的雜質；且在相當火災的高溫加熱時，常溫貝氏體比率為20～95％的鐵素體與貝氏體的混合組織為逆相變成奧氏體的溫度(Ac1)超過800℃的組織，且具有低屈服比。
(12)按照(11)所述的高溫強度優(yōu)異的高強度鋼，其特征在于上述鋼以質量％計還含有Ni0.05～1.0％，Cu0.05～1.0％，Cr0.05～1.0％，V0.01～0.1％的一種、二種或以上。
(13)按照(11)或(12)所述的高溫強度優(yōu)異的高強度鋼，其特征在于上述鋼以質量％計還含有Ni0.05～1.0％，Cu0.05～1.0％，Cr0.05～1.0％，V0.01～0.1％的一種、二種或以上，而且含有Ca0.0005～0.004％，REM0.0005～0.004％，Mg0.0001～0.006的一種、二種或以上。
(14)一種高溫強度優(yōu)異的高強度鋼的制造方法，其特征在于將具有(11)～(13)任一項所述的鋼成分組成的鑄坯或鋼坯在1100～1250℃的溫度區(qū)域再加熱后，將1100℃或以下的累計壓下量設定為30％或以上，在850℃或以上的溫度熱軋，熱軋終止后從800℃或以上的溫度區(qū)域以0.3Ks-1或以上的冷卻速度冷卻到650℃或以下的溫度區(qū)域，鋼的顯微組織為貝氏體單一組織，或鐵素體與貝氏體的混合組織；且在相當于火災的高溫加熱時，常溫貝氏體比率為20～95％的鐵素體與貝氏體的混合組織為逆相變成奧氏體的溫度(Ac1)超過800℃的組織，且具有低屈服比。
具體實施例方式
本發(fā)明人已發(fā)明了600℃、700℃的高溫強度優(yōu)異的鋼，600℃的高溫強度優(yōu)異的鋼已用于以建筑為首的多個領域，然而，市場對耐更高溫度的鋼有極強的需求，同時對高溫強度優(yōu)異的鋼具有更高強度的需求也大。
按照耐火設計只要在火災持續(xù)時間內維持高的強度就行，和以前的耐熱鋼一樣不需要考慮長時間的強度，只需維持比較短時間的高溫屈服強度。例如，在800℃只要確保保持時間30分鐘左右的短時間高溫屈服強度，就可以作為800℃的耐熱鋼而充分加以利用。
以前的耐熱鋼，規(guī)定高溫屈服強度為常溫時的2/3，如果鋼架結構件的實際設計范圍酌量為常溫屈服強度下限的0.2～0.4倍，則常溫時的屈服應力對高溫時的屈服應力進行無量綱化處理的應力降低率(高溫屈服應力/常溫屈服應力)p在鋼材溫度T(℃)為600～800℃的范圍內，必須滿足p≥-0.0029×T+2.48。
對于高溫強度的增加，因Mo、Nb的復合添加而促進了在高溫穩(wěn)定的碳氮化物的析出，同時使顯微組織有效地貝氏體化。為了提高常溫強度并強調作為高強度鋼的特性，也可以設計為貝氏體單一組織。
但是，由于硬質貝氏體的比率越大，常溫的強度越高，在要求屈服比(YR)上限的場合，對應所要求的常溫強度與各種特性，希望顯微組織為貝氏體單一組織或具有適當貝氏體比率的鐵素體與貝氏體的混合組織。
為構造適當的顯微組織并達到所要求的常溫強度范圍，減少碳含量是有效的。減少碳含量可提高貝氏體或鐵素體與貝氏體混合組織的高溫熱力學穩(wěn)定性，也保持逆相變成奧氏體的溫度(Ac1)上升的效果。但是在該場合，已經清楚顯微組織與材質易于受到軋制條件與其后的冷卻條件的影響，穩(wěn)定的制造是有困難的。
于是，本發(fā)明人致力于顯微組織的控制與高溫強度的增加，結果發(fā)現添加適量的B對穩(wěn)定制造是有效的，從而完成了本發(fā)明。
作為一般的焊接結構用鋼，由于與以前同樣必須具備焊接性，制造700～800℃的高溫強度優(yōu)異的鋼是非常困難的課題。
為了解決這個課題，本發(fā)明人專心研究后查明700～800℃的高溫強度，是由于復合添加Mo、Nb、V、Ti等合金元素的析出強化和由于顯微組織的貝氏體化的位錯密度的增加以及由于固溶Mo、Nb、V的延遲位錯恢復的效果、還有Ti的一些效果綜合產生的。
為了同時確保700～800℃的強度、常溫的強度以及常溫與高溫的強度比p，發(fā)現重要的是使顯微組織成為鐵素體與貝氏體的混合組織或貝氏體的單一組織，同時添加合金元素量在最合適的范圍，以便得到在高溫的母相組織的熱穩(wěn)定性與合適的共格析出強化效果及延遲位錯恢復效果。另外，為確保低屈服比，需要使顯微組織成為合適的鐵素體與貝氏體的混合組織。
鋼材的屈服強度一般從450℃附近急劇下降，這是因為伴隨著溫度上升熱活化能下降，對于位錯滑動在低溫為有效的抵抗，高溫下則變得無效。
通常，在小于700℃的溫度區(qū)域的強化中被利用的Cr碳化物與Mo碳化物等，雖然對于位錯滑動直到600℃左右的高溫仍能作有效的抵抗，但由于在800℃這樣的高溫下再固溶而幾乎不能維持強化效果。
本發(fā)明人對高溫穩(wěn)定性更高的單個或復合析出物進行了各種研究。結果發(fā)現，Mo和Nb、Ti、V的復合析出物提高了高溫穩(wěn)定性，在700～800℃也具有高的強化效果。即通過適量添加Mo、Nb、Ti、V并提高軋制時的加熱溫度，使其完全固溶，而且通過導入位錯密度高的適當的軋制組織，可確保析出物在可能析出的析出部位析出，再升溫時，例如在因火災引起的升溫中，細小的Mo和Nb、Ti、V的復合析出物得以析出。
這樣的復合析出物在溫度保持在700～800℃的過程中生長并粗化，但不久強化效果變小，在非常細小且以高密度分散存在的場合，在30分鐘的保持時間內可完全獲得上述700～800℃屈服強度的目標值。
另外，在BCC相固溶的Mo、Nb、V、Ti對延遲位錯恢復是有效的，在屈服強度開始急劇降低的溫度可維持高溫化的效果。發(fā)明人就這些高溫強化因子對700～800℃屈服應力的影響進行反復詳細研究的結果，獲得以下結論。即在700～800℃中，將鋼材溫度設定為T(℃)，高溫常溫屈服強度比p(＝高溫屈服應力/常溫屈服應力)滿足p≥-0.0029×T+2.48。即屈服強度比在700℃、800℃分別為45％、16％或以上，為此在該溫度的Mo、Nb、V、Ti的復合碳氮化物的摩爾分數必須為5×10-4或以上，同時在BCC相固溶的Mo、Nb、V、Ti的總量的摩爾濃度必須為1×10-3或以上。
在實現高溫強度中起重要作用的復合碳氮化物析出相的組成，例如利用電子顯微鏡與EDX分析可以很容易地確定。另外，熱力學穩(wěn)定的析出相的平衡生成量與在BCC相中固溶的合金元素量可利用市售的熱力學計算數據庫軟件等由添加合金元素的量很容易地算出。
但是，即使析出物本身是穩(wěn)定的，如果基體因溫度上升而相變，則基體與析出物失去共格性，由于非共格，析出物的強化作用急劇降低。即為了利用在高溫穩(wěn)定的復合析出物的強化效果，即使在800℃的設計溫度也使基體組織不發(fā)生相變對材料來說是必須的。
所以，具體地說，通過降低奧氏體形成元素Mn的添加量等方式對合金元素進行調整，必須使鋼的Ac1相變溫度達到800℃或以上。
另外，在通過析出物和固溶元素的有效使用來提高高溫強化的思路下，在以前的高溫用鋼中多添加的合金元素Cr、Mn、Mo等的添加量寧可抑制在較低水平，所以不降低焊接性的合金設計是可能的。
還有，為了提高貝氏體單一組織的鋼的強度，建筑用鋼所要求的低屈服比條件未必能夠滿足。為此在本發(fā)明鋼中要求低屈服比的場合，將顯微組織設計為鐵素體與貝氏體的混合組織，將貝氏體的比率設計在20～95％的范圍內。如顯微組織中鐵素體占的比率過大，通過所添加合金元素的增加來確保常溫與高溫的強度變得困難。
以下，說明本發(fā)明中各成分的限定理由，％表示質量％。
C是對鋼材特性效果最顯著的元素，是與Mo、Nb、Ti、V形成復合析出物(碳化物)所必須的，所以至少需要0.005％。C量小于它則強度不足。但是，如添加超過0.08％，則Ac1相變溫度下降，難于獲得800℃的強度，另外，韌性也降低，因此限定在0.005％至0.08％。還有，在相當于火災的高溫加熱時，在保持鐵素體與貝氏體的混合母相組織的熱力學溫度、維持與Mo、Nb、V、Ti的復合碳氮化析出物的共格性并確保強化效果方面，優(yōu)選小于0.04％。
Si是鋼中所含的脫氧元素，由于具有置換型的固溶強化作用，在常溫對提高母材強度是有效的，但對超過600℃的高溫強度的改善沒有效果。如過多添加，焊接性、HAZ韌性惡化，因此上限限定為0.5％。鋼的脫氧也可僅用Ti、Al，從HAZ韌性、淬透性等的觀點看越低越好，未必需要添加。
Mn是確保強度、韌性不可缺少的元素，Mn是置換型的固溶強化元素，在常溫對提高強度是有效的，但對超過600℃的高溫強度沒有多大的改善效果。所以在本發(fā)明含有比較多Mo的鋼中，從改善焊接性，即降低PCM的觀點看，限定在1.6％或以下。由于Mn的上限被抑制在較低水平，從連鑄板坯的中心偏析的觀點看是有利的。為了使Ac1相變溫度在800℃或以上，有必要控制添加，優(yōu)選上限為0.9％。關于下限，沒有特別的限定，就母材的強度、韌性調整上，優(yōu)選添加0.1％或以上。
為了獲得適當的貝氏體組織的比率，軋制終止后從800℃或以上的溫度到650℃或以下的溫度的冷卻速度必須在0.3Ks-1或以上。即板厚小于約25mm的比較薄的鋼板需要用空冷或加速冷卻(水冷)工藝來制造，超過約25mm的比較厚的鋼板需要用加速冷卻(水冷)工藝來制造。
P是本發(fā)明鋼中的雜質，由于降低P量有減少HAZ晶界破壞的傾向，因此越少越好。如含量多，則使母材、焊接部位的低溫韌性惡化，因此上限設定為0.02％。
S與P一樣是本發(fā)明鋼中的雜質，從母材的低溫韌性的觀點看越少越好。如含量多，則使母材、焊接部位的低溫韌性惡化，因此上限設定為0.01％。
Mo是構成提高高溫強度的復合析出物的基本元素，在本發(fā)明鋼中是必要元素。要得到高密度的Mo與Nb、Ti的復合析出物，或Mo與Nb、Ti、V的復合析出物來提高高溫強度，需要添加0.1％或以上。另一方面，如添加超過1.5％，控制母材材質的一致性變得困難，同時引起焊接熱影響部位的韌性惡化，還失去了經濟性，因此Mo的添加量為大于0.1％，但不超過1.5％，優(yōu)選0.2％至1.1％。
在比較多的添加Mo的本發(fā)明中，為確保700℃、800℃的高溫強度，Nb是扮演重要角色的元素。首先，作為一般的效果可提高奧氏體再結晶溫度，在最大限度地發(fā)揮熱軋時控制軋制的效果上是有用的元素。另外，在軋制前的再加熱與正火、淬火時的加熱有助于奧氏體的晶粒細化。
另外，作為析出硬化具有提高強度的效果，通過與Mo的復合添加也有助于提高高溫強度。小于0.03％，則在700～800℃的析出硬化作用小，優(yōu)選添加0.1％或以上。另一方面如超過0.2％，恐怕使母材韌性降低，所以上限設定為0.3％。因此，限定范圍為0.03～0.3％。
Ti也與Nb一樣對提高高溫強度是有效的，特別是對母材和焊接部位韌性要求嚴的場合，優(yōu)選添加。因為在Al量少時(例如0.003％或以下)，Ti與O結合形成以Ti2O3為主成分的析出物，成為晶粒內相變生成鐵素體的核而使焊接部位韌性得以提高。另外，Ti與N結合以細小TiN在板坯中析出，加熱時抑制γ晶粒的粗化，對軋制組織晶粒細化是有效的，而且在鋼板中存在的細小TiN對在焊接時焊接熱影響部位組織晶粒細化有利。為了得到這樣的效果，Ti最低需要0.005％或以上。但是，如過多則形成TiC，使低溫韌性與焊接性惡化，優(yōu)選0.02％或以下，上限為0.025％。
B在通過貝氏體的生成比率來控制強度方面是非常重要的。即B通過在奧氏體晶界偏析抑制鐵素體的生成而提高淬火性，即使在空冷這樣比較小的冷卻速度的場合，也可有效地穩(wěn)定地生成貝氏體。為了達到這樣的效果，最低需要0.0005％或以上。但是，過多的添加不僅使提高淬火性的效果飽和，而且可能形成使原奧氏體晶界的脆化或韌性上有害的B析出物，所以上限設定為0.003％。
Al通常是鋼中所含的脫氧元素，脫氧只要Si或Ti就足夠，在本發(fā)明鋼中其下限沒有限定(包含0％)。而且，如Al量過多，不僅鋼的純度惡化，而且焊接金屬的韌性也惡化，因此上限設定為0.06％。
N是鋼中所含的不可避免的雜質，下限沒有特別的規(guī)定，N量增加對HAZ韌性、焊接性非常有害，在本發(fā)明鋼中其上限為0.006％。
下面，說明根據需要可以包含Ni、Cu、Cr、V、Ca、REM、Mg的添加理由與添加量范圍。在基本成分中進一步添加這些元素的主要目的是不損害本發(fā)明鋼的優(yōu)異特征而使強度、韌性等特征得以提高。所以其添加量自然應該受到限制。
Ni對焊接性、HAZ韌性沒有不良影響，并可提高母材的強度、韌性。為了發(fā)揮這樣的效果，必須至少添加0.05％或以上。另一方面，如過剩的添加，不僅經濟性損失，而且焊接性不理想，因此上限設定為1.0％。
Cu顯示與Ni大致一樣的效果和現象，由于使焊接性惡化，加之過量的添加在熱軋時產生Cu裂紋而使制造變得困難，因此規(guī)定上限為1.0％。下限應為獲得實質效果的最小量0.05％。
Cr也可共同提高母材的強度、韌性。但是，如添加量過多，則母材、焊接部位的韌性與焊接性惡化，因此限定范圍為0.05～1.0％。
上述Cu、Ni、Cr不僅對母材的強度、韌性有效，對耐候性也是有效的。在這樣的目的中，在不損害焊接性的范圍內添加是理想的。
V具有與Nb大致一樣的復合析出作用，但是與Nb相比其效果小。另外，V也影響淬火性，有助于提高高溫強度。小于0.01％與Nb一樣效果差。另一方面，如過多，往往使母材的韌性降低。所以，在本發(fā)明鋼中V的下限為0.01％，上限為0.1％。
Ca、REM與雜質S結合具有提高韌性與抑制焊接部位由氫擴散引起的裂紋的作用，如過多，形成粗大的夾雜物而產生不良影響，因此適合的范圍分別為0.0005～0.004％、0.0005～0.004％。
Mg抑制焊接熱影響部位奧氏體晶粒的生長，具有細化晶粒的作用，可謀求焊接部位的強韌化。為了獲得這樣的效果，Mg需要在0.0001％或以上。另一方面，如增加添加量，則由于添加量發(fā)揮作用的余地變小，失去了經濟性，因此上限設定為0.006％。
另外，與Mo、Nb、V一樣，適當添加W以確保高溫強度也是提高本發(fā)明鋼特性的有效手段，為得到W的效果，最低需要0.01％，如超過1％，其效果飽和，從經濟性的觀點看上限設定為1％。
為確保常溫裂紋的敏感性，使不需要預熱的焊接成為可能，PCM的值進一步限定在0.20％或以下的范圍內。PCM是表示焊接性的指標，越低焊接性越好。在本發(fā)明鋼中，PCM在0.20％或以下的范圍可確保優(yōu)異的焊接性。另外，焊接裂紋敏感性組成PCM按下式定義PCM＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B另外，在鋼板的最終軋制方向的板厚斷面方向的1/4厚的位置，最終相變組織的原奧氏體平均等價圓粒徑限定為150μm或以下。這是因為原奧氏體粒徑給組織和韌性以大的影響，特別在本發(fā)明的添加Mo的鋼中，為提高韌性，控制并減少原奧氏體粒徑是重要且必須的。限定上述原奧氏體粒徑的理由是基于發(fā)明人變更各種制造條件的試驗結果，如果平均直徑為120μm或以下，則可確保不遜色于比本發(fā)明更低Mo含量的鋼的韌性。另外，對于原奧氏體晶粒，其判別未必容易的情況也有不少。在這樣的場合，以板厚1/4厚位置為中心，由與最終軋制方向成直角的方向切取帶缺口的沖擊試片，例如，使用JIS Z2202 4號試片(2mmV型缺口)等，將在很低的溫度使之發(fā)生脆性破壞時的斷口單元讀取并替換為原奧氏體粒徑，將這樣得到的原奧氏體粒徑定義為有效晶粒粒徑，測定其平均直徑，在該情況下同樣要求150μm或以下。
關于按照本發(fā)明的高溫強度優(yōu)異的高強度鋼的制造方法，鋼坯或鑄坯軋制時的加熱溫度優(yōu)選為Mo、Nb、Ti、V完全固溶的高溫，但從確保母材韌性的觀點看設定為1100℃至1250℃。
接著在1100℃或以下的溫度區(qū)域進行熱軋以確保對于精軋的板厚有30％或以上的累計壓下率，在850℃或以上終止軋制。如在低溫域壓下過大，則促進鐵素體相變，鐵素體比率過大，強度的確保變得困難。再者，由于Nb、Ti、V在軋制中以碳化物析出，得不到必需的固溶Mo、Nb、Ti、V，所以軋制終止溫度下限為850℃。另一方面，如在超過1100℃的溫度終止軋制，則韌性不足，因此上限設定為1100℃。
軋制終止后，鋼板表面溫度從800℃或以上的溫度區(qū)域直到650℃或以下的溫度區(qū)域以0.3Ks-1或以上的鋼板表面的平均冷卻速度進行冷卻。目的是得到大量含有析出部位的變形帶與位錯的軋制組織，通過水冷將其凍結，升溫時得到細小的與基體共格的Mo與Nb、Ti、V的高密度復合析出物。
另外，本發(fā)明鋼制造后，為脫氫等目的在Ac1相變點以下的溫度再加熱，本發(fā)明鋼的特征沒有任何損失。
水冷后也可將鋼板在500℃或以下溫度范圍進行30分鐘以內的回火熱處理。
另外，本發(fā)明鋼除厚鋼板外，也可作為鋼管、薄鋼板、型鋼等鋼材充分發(fā)揮本發(fā)明的效果。
實施例以轉爐—連鑄—厚板工序制造各種鋼成分的鋼板(厚度15～50mm)，調查其強度、韌性、700℃和800℃的屈服強度、不預熱(室溫)的y裂紋試驗時的根部裂紋的有無等。
表1和表2示出本發(fā)明鋼與比較鋼的成分，表3示出鋼板的制造條件和組織，表4示出各特性的調查結果。
在本發(fā)明鋼例No.1～9中顯微組織均為鐵素體·貝氏體的混合組織，且原奧氏體平均等價圓粒徑為120μm或以下。另外，實際屈服強度比在700℃、800℃分別為64％、23％或以上的優(yōu)異數值。
在本發(fā)明鋼例No.10～18中顯微組織為貝氏體單一組織或鐵素體·貝氏體的混合組織，且原奧氏體平均等價圓粒徑為120μm或以下。實際屈服強度比在700℃、800℃分別為61％、25％或以上的優(yōu)異數值。
比較鋼No.19，C過剩，向奧氏體的逆相變開始溫度Ac1在800℃或以下，得到的常溫強度值高，但常溫/高溫的屈服強度比(p)為p＜-0.0029×T+2.48。
比較鋼No.20，C不足，屈服強度不足490MPa級，同時600℃或以上高溫的復合碳氮化相的生成量小于5×10-4，常溫/高溫的屈服強度比(p)也低p＜-0.0029×T+2.48。
比較鋼No.21，由于Mn量超過1.6％，Ac1小于800℃，在700℃或以上的溫度下常溫/高溫的屈服強度比(p)為p＜-0.0029×T+2.48。
比較鋼No.22，由于Mn量小于0.1％，常溫的固溶強化效果不足，常溫的屈服強度、抗拉強度低于490MPa級的標準值的下限。
比較鋼No.23，由于P超過0.02％，母材的韌—脆轉變溫度，在0℃的再現HAZ的吸收能量值惡化。
比較鋼No.24，由于S超過0.01％，與比較鋼No.23一樣，母材的韌—脆轉變溫度，在0℃的再現HAZ的吸收能量值惡化。
比較鋼No.25，由于Mo的添加量不足，碳氮化析出相、BCC相中固溶Mo都不足，雖然常溫強度的結果良好，800℃的實際高溫常溫屈服強度比低達15％。
比較鋼No.26，由于Mo量過剩，母材材質不均勻性增大，盡管焊接裂紋敏感性組成PCM為0.18％，但不預熱的y裂紋試驗時產生根部裂紋。另外，再現HAZ的吸收能量值低。
比較鋼No.27，Nb量不足，700℃，800℃得不到充分的析出硬化效果，常溫/高溫的屈服強度比(p)為p＜-0.0029×T+2.48。
比較鋼No.28，由于Nb量過剩，高溫強度可獲得高的值，但再現HAZ的吸收能量值低。
比較鋼No.29，由于γ晶粒粗大，再現HAZ的吸收能量值低。
比較鋼No.30，由于Ti量過剩，母材的韌—脆轉變溫度，再現HAZ的吸收能量值惡化。
比較鋼No.31，B添加量不足，得不到充分的淬火性，由于顯微組織的貝氏體比率過少，常溫的屈服強度低于490MPa級的標準值的下限。
比較鋼No.32，由于B添加量過剩，母材的韌—脆轉變溫度在0℃附近，再現HAZ的吸收能量值低。
比較鋼No.33，由于Al量超過0.06％，母材的韌—脆轉變溫度在0℃附近，再現HAZ的韌性也低。
比較鋼No.34，由于N量超過0.006％，再現HAZ韌性低。
比較鋼No.35，PCM值超過0.20％，不預熱的y裂紋試驗時產生根部裂紋。另外，再現HAZ的吸收能量值低。
比較鋼No.36，由于再加熱溫度小于1100℃，再加熱時添加的合金元素沒有固溶在奧氏體中，得不到充分的析出強化，常溫屈服強度、抗拉強度都有好的結果，但常溫/高溫的屈服強度比(p)為p＜-0.0029×T+2.48。
比較鋼No.37，由于再加熱溫度超過1250℃，再加熱時奧氏體晶粒粗化，再現HAZ的吸收能量值變低。
比較鋼No.38，由于1100℃或以下的累計壓下量小于30％，原奧氏體晶粒粗大，再現HAZ韌性低。
比較鋼No.39，由于在小于850℃的溫度進行軋制，促使Nb、Ti、V析出，得不到充分的析出強化，常溫強度可滿足490MPa級的標準值，但常溫/高溫的屈服強度比(p)為p＜-0.0029×T+2.48。
比較鋼No.40，由于再加熱溫度高達1250℃，軋制終止后的奧氏體晶粒粗大，超過120μm，母材韌性低。
比較鋼No.41，由于軋制后進行水冷，常溫強度上升，但由于板比較厚，在1/4厚的部位，在γ/α相變溫度附近的冷卻速度不足，鐵素體比率過大(＞80％，貝氏體比率＜20％)，常溫的固溶強化效果不足，常溫的抗拉強度低于建筑用490MPa級鋼的標準值下限。
比較鋼No.42，由于板厚超過25mm，適于加速冷卻，應考慮確保0.3Ks-1或以上的冷卻速度，但水冷開始溫度小于700℃，軋制終止后-冷卻開始(690℃)的冷卻速度在0.3Ks-1或以下，水冷開始前鐵素體進行相變，貝氏體的比率小于20％，常溫的抗拉強度低于490MPa。
表1

1)PCM＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B2)CEQ＝C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/4*B、N以ppm表示表2

表3

表4.剪切粘合性

實施例11樹枝狀聚合物預浸漬物在制造牙用橋托中的用途纖維復合材料樹脂粘合橋(RBB)的制造無需像制造常規(guī)的橋托那樣，通過研磨來對牙齒進行任何準備。RBB是通過將實施例4的單向預浸漬物抵著橋基牙表面擠壓，之后將預浸漬物光固化后，在初生牙鑄型上制成的。通過非必須地將預浸漬物在遠中或近中的橋基周圍扭轉，可以明顯增加橋托的強度。然后，給聚合的單向預浸漬物墊襯一層編織預浸漬物并且光固化。非必須地，可以給預浸漬物的框架涂敷另一層編織預浸漬物。由染成牙齒顏色的牙用復合材料樹脂制作RBB的橋體牙。用普通的牙用封泥，將RBB密封到經過蝕刻的牙釉表面。
實施例12樹枝狀聚合物混合物作為牙用粘合劑的用途將按實施例1制造的含有5wt％甲基丙烯酸酯-POSS有機-無機-雜混納米填料的樹枝狀聚合物混合物，添加到90wt％惰性溶劑乙醇中。將新拔牙固定至剪切粘合樣品夾中，并且在水冷卻的條件下研磨成FEPA 1000grit的粗糙度。研磨后立即將暴露的牙本質表面用濃度約35wt％的磷酸溶液蝕刻。然后將蝕刻的牙本質噴水沖洗。將牙本質表面用空氣略微干燥，并且將此低粘度的樹枝狀聚合物牙本質底漆傳遞至牙本質表面上。然后將乙醇蒸發(fā)，在表面上留下一薄層樹枝狀聚合物混合物層。然后，將牙本質表面略微吹風處理并且將樹枝狀聚合物膜用光聚合。將粘合的固定部分(Z100，3M)按實施例4所述聚合至表面上。根據ISO/TR 11405，進行牙齒粘合性的剪切粘合測試。在剪切粘合測試之后，用掃描電子顯微鏡檢查斷面，據顯示樹枝狀聚合物混合物填滿牙本質小管而不收縮。

圖1顯示了牙本質表面的掃描電子顯微圖像。
1)700℃的相摩爾分數熱力學計算值2)700℃的摩爾分數熱力學計算值3)鋼板的最終軋制方向的板厚斷面方向1/4位置的原奧氏體平均等價圓粒徑。
4)JIS Z 3158斜y型焊接裂紋試驗。
表4

表4續(xù)

1)常溫屈服強度≥325MPa。
2)常溫抗拉強度≥490MPa。
3)700℃的屈服強度與常溫的屈服強度的實際比(p)≥45％。
4)800℃的屈服強度與常溫的屈服強度的實際比(p)≥16％。
5)PT1400℃，Δt 8/5＝99S，vEo≥27J。
按照本發(fā)明的化學成分和制造方法制造的鋼材，其顯微組織為鐵素體·貝氏體的混合組織或貝氏體的單一組織，是常溫強度在490MPa或以上的高強度鋼，設鋼材溫度為T(℃)，則該鋼材具有600～800℃的高溫/常溫應力比(高溫屈服應力/常溫屈服應力)p滿足p≥-0.0029×T+2.48這樣的特性，并兼?zhèn)浣ㄖ媚蜔徜摬牡谋匾卣?，是以前沒有的全新的鋼材。
權利要求
1.一種高溫強度優(yōu)異的高強度鋼，其特征在于以質量％計含有C至少為0.005％且小于0.08％，Si0.5％或以下，Mn0.1～1.6％，P0.02％或以下，S0.01％或以下，Mo0.1～1.5％，Nb0.03～0.3％，Ti0.025％或以下，B0.0005～0.003％，Al0.06％或以下，N0.006％或以下，余量為Fe與不可避免的雜質。
2.按照權利要求1所述的高溫強度優(yōu)異的高強度鋼，其特征在于所述鋼由常溫時的屈服應力對高溫時的屈服應力進行無量綱化處理的應力降低率p在鋼材溫度T為600～800℃的范圍內，滿足p≥-0.0029×T+2.80。
3.按照權利要求1所述的高溫強度優(yōu)異的高強度鋼，其特征在于所述鋼在相當于火災的高溫加熱時，在常溫為貝氏體單一組織或鐵素體與貝氏體的混合組織；在相當于火災的高溫加熱時，逆相變成奧氏體的溫度Ac1超過800℃；且由常溫時的屈服應力對高溫時的屈服應力進行無量綱化處理的應力降低率p在鋼材溫度T為600～800℃的范圍內，滿足p≥-0.0029×T+2.80。
4.按照權利要求1所述的高溫強度優(yōu)異的高強度鋼，其特征在于所述鋼具有在600～800℃的高溫區(qū)域，由常溫時的屈服應力對高溫時的屈服應力進行無量綱化處理的應力降低率p在鋼材溫度T為600～800℃的范圍內，滿足p≥-0.0029×T+2.80的強度；且在相當于火災的高溫加熱時，在常溫為貝氏體單一組織或鐵素體與貝氏體的混合組織是逆相變成奧氏體的溫度Ac1超過800℃的組織；而且上述貝氏體單一組織或鐵素體與貝氏體的混合組織中熱力學穩(wěn)定的碳氮化析出相保持在5×10-4摩爾分數或以上；同時在鐵素體組織中固溶的Mo、Nb、Ti的總量為1×10-3摩爾濃度或以上。
5.按照權利要求1所述的高溫強度優(yōu)異的高強度鋼，其特征在于所述鋼具有在600～800℃的高溫區(qū)域，由常溫時的屈服應力對高溫時的屈服應力進行無量綱化處理的應力降低率p在鋼材溫度T為600～800℃的范圍內，滿足p≥-0.0029×T+2.80的強度；且在相當于火災的高溫加熱時，在常溫為貝氏體單一組織或鐵素體與貝氏體的混合組織是逆相變成奧氏體的溫度Ac1超過800℃的組織；而且原奧氏體晶粒的平均等價圓粒徑在120μm或以下；而且上述貝氏體單一組織或鐵素體與貝氏體的混合組織中熱力學穩(wěn)定的碳氮化析出相保持在5×10-4摩爾分數或以上；同時在鐵素體組織中固溶的Mo、Nb、Ti的總量在1×10-3摩爾濃度或以上。
6.按照權利要求1～5任一項所述的高溫強度優(yōu)異的高強度鋼，其特征在于所述鋼以PCM＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B定義的焊接裂紋敏感性組成PCM為0.20％或以下。
7.按照權利要求1～6任一項所述的高溫強度優(yōu)異的高強度鋼，其特征在于所述鋼以質量％計還含有Ni0.05～1.0％，Cu0.05～1.0％，Cr0.05～1.0％，V0.01～0.1％的一種、二種或以上。
8.按照權利要求1～7任一項所述的高溫強度優(yōu)異的高強度鋼，其特征在于所述鋼以質量％計還含有Ni0.05～1.0％，Cu0.05～1.0％，Cr0.05～1.0％，V0.01～0.1％的一種、二種或以上；而且含有Ca0.0005～0.004％，REM0.0005～0.004％，Mg0.0001～0.006％的一種、二種或以上。
9.按照權利要求7或8所述的高溫強度優(yōu)異的高強度鋼，其特征在于所述鋼具有在600～800℃的高溫區(qū)域，由常溫時的屈服應力對高溫時的屈服應力進行無量綱化處理的應力降低率p在鋼材溫度T為600～800℃的范圍內，滿足p≥-0.0033×T+2.80的強度；且在相當于火災的高溫加熱時，在常溫為貝氏體單一組織或鐵素體與貝氏體的混合組織是逆相變成奧氏體的溫度Ac1超過800℃的組織；而且原奧氏體晶粒的平均等價圓粒徑在120μm或以下；而且上述貝氏體單一組織或鐵素體與貝氏體的混合組織中熱力學穩(wěn)定的碳氮化析出相保持在5×10-4摩爾分數或以上；同時在鐵素體組織中固溶的Mo、Nb、Ti的總量在1×10-3摩爾濃度或以上。
10.一種高溫強度優(yōu)異的高強度鋼的制造方法，其特征在于將具有權利要求1～9任一項所述的鋼成分組成的鑄坯或鋼坯在1100～1250℃的溫度區(qū)域再加熱后，將1100℃或以下的累計壓下量設定為30％或以上，并且在850℃或以上的溫度熱軋，熱軋終止后從800℃或以上的溫度區(qū)域以0.3Ks-1或以上的冷卻速度冷卻到650℃或以下的溫度區(qū)域，使鋼的顯微組織為貝氏體單一組織，或鐵素體與貝氏體的混合組織。
11.一種高溫強度優(yōu)異的高強度鋼，其特征在于以質量％計含有C至少為0.005％且小于0.08％，Si0.5％或以下，Mn0.1～1.6％，P0.02％或以下，S0.01％或以下，Mo0.1～1.5％，Nb0.03～0.3％，Ti0.025％或以下，B0.0005～0.003％，Al0.06％或以下，N0.006％或以下，余量為Fe與不可避免的雜質；且在相當火災的高溫加熱時，常溫貝氏體比率為20～95％的鐵素體與貝氏體的混合組織為逆相變成奧氏體的溫度Ac1超過800℃的組織，且具有低屈服比。
12.按照權利要求11所述的高溫強度優(yōu)異的高強度鋼，其特征在于所述鋼以質量％計還含有Ni0.05～1.0％，Cu0.05～1.0％，Cr0.05～1.0％，V0.01～0.1％的一種、二種或以上。
13.按照權利要求11或12所述的高溫強度優(yōu)異的高強度鋼，其特征在于所述鋼以質量％計還含有Ni0.05～1.0％，Cu0.05～1.0％，Cr0.05～1.0％，V0.01～0.1％的一種、二種或以上，而且含有Ca0.0005～0.004％，REM0.0005～0.004％，Mg0.0001～0.006％的一種、二種或以上。
14.一種高溫強度優(yōu)異的高強度鋼的制造方法，其特征在于將具有權利要求11～13任一項所述的鋼成分組成的鑄坯或鋼坯在1100～1250℃的溫度區(qū)域再加熱后，將1100℃或以下的累計壓下量設定為30％或以上，并且在850℃或以上的溫度熱軋，熱軋終止后從800℃或以上的溫度區(qū)域以0.3Ks-1或以上的冷卻速度冷卻到650℃或以下的溫度區(qū)域，鋼的顯微組織為貝氏體單一組織，或鐵素體與貝氏體的混合組織；且在相當于火災的高溫加熱時，常溫貝氏體比率為20～95％的鐵素體與貝氏體的混合組織為逆相變成奧氏體的溫度Ac1超過800℃的組織，且具有低屈服比。
全文摘要
本發(fā)明涉及在建筑、土木、海洋結構件、造船、貯槽箱等一般的結構件中使用的、在600～800℃溫度范圍內在1小時左右比較短的時間內高溫強度優(yōu)異的建筑結構用低碳合金高強度鋼(鋼板、鋼管、型鋼、線材)的制造方法，該高溫強度優(yōu)異的高強度鋼及其制造方法的特征是以質量％計含有C至少為0.005％且小于0.08％，Si0.5％或以下，Mn0.1～1.6％，P0.02％或以下，S0.01％或以下，Mo0.1～1.5％，Nb0.03～0.3％，Ti0.025％或以下，B0.0005～0.003％，Al0.06％或以下，N0.006％或以下，余量為Fe與不可避免的雜質，且由常溫時的屈服應力對高溫時的屈服應力進行無量綱化處理的應力降低率(高溫屈服應力/常溫屈服應力)p在鋼材溫度T(℃)為600～800℃的范圍內，滿足p≥－0.0029×T+2.80。
文檔編號C21C3/00GK1643167SQ0380739
公開日2005年7月20日 申請日期2003年3月28日 優(yōu)先權日2002年3月29日
發(fā)明者水谷泰, 植森龍治, 熊谷達也, 岡田忠義, 渡部義之, 寺田好男 申請人:新日本制鐵株式會社