高溫強度和韌性優良的鋼材及其製造方法

2023-05-13 04:29:51 2

專利名稱：：高溫強度和韌性優良的鋼材及其製造方法
技術領域：
：本發明涉及高溫強度和韌性優良的鋼材及其製造方法。
背景技術：
：從建築物的超高層化、建築設計技術的高度化等方面考慮，根據建設省綜合計劃進行了耐火設計的重新評價，於昭和62年3月制定了"新耐火設計法"。由此，重新評價了有關使火災時的鋼材的溫度為350'C以下的耐火被覆的限制，可根據鋼材的高溫強度與建築物的實際負荷的關係，選擇適當的耐火被覆方法。因此，在能夠確保滿足60(TC時的設計標準的高溫強度的情況下，也就是說，通過使用60(TC時的高溫強度高的鋼材，能夠進行耐火被覆的簡略化或削減。為了對應這種動向，開發了耐火鋼材，在鋼材的60(TC時的高溫強度的強化機理即(1)鐵素體晶體粒徑的微細化、(2)由合金元素帶來的固溶體強化、(3)由硬化相帶來的分散強化、(4)由微細析出物帶來的析出強化中，該耐火鋼材主要利用了析出強化。以往，提出了多種耐火鋼材，該耐火材料中添加有有助於析出強化的元素即Mo、Ti、Nb等，通過碳化物、氮化物等來確保高溫強度，但近年來，由大量添加Mo而造成的製造成本的上升、焊接性的下降成為問題。對於這樣的問題，提出了通過降低C及Mo和控制熱軋的結束溫度及巻取溫度來謀求確保高溫強度和改進韌性及焊接性的熱軋鋼帶(例如參見日本特開平7-300618號公報)。可是，這樣的熱軋鋼帶在巻取時使微細的Mo、Nb的碳化物析出，在沒有利用固溶Nb這一點上考慮，高溫強度不足，此外，由於含有Ti，不是抑制了氮化物向焊接熱影響區(HeatAffectedZone，簡稱為HAZ)的析出的熱軋鋼帶，因而HAZ的韌性有可能下降。此外，提出了降低C及Mo、利用固溶Nb提高高溫高度、減少固溶C及固溶N來確保冷加工的成形性的鋼板及鋼管(例如參見日本特開平IO—176237號公報、日本特開2000—54061號公報、日本特開2000—282167號公報)。可是，這些鋼板及鋼管由於Ti/N高，因而析出粗大的TiN，特別是HAZ的韌性有可能下降。此外，為了確保高溫強度、韌性及焊接性，還提出了減少Mo、利用了Cu的固溶及析出的耐火鋼材(例如參見日本特開2002—115022號公報)。此種耐火鋼材不是利用固溶Nb提高高溫強度，而是通過添加Nb使再結晶溫度降低，使晶粒細化，此外利用Nb的析出強化。再有，在以上例示的專利文獻中提出的鋼材都沒有考慮到HAZ的再熱脆化。所謂再熱脆化是在再次將HAZ加熱到高溫時因析出碳化物、氮化物而脆化的高溫脆化。此外，對於主要作為高層建築物的柱材使用的極厚H型鋼，由於伴隨著板厚尺寸的增大，其製造工序成為低壓下量、低冷卻速度，與薄鋼材相比，更難於實施充分的加工熱處理，在以往技術中，為了確保強度，需要大量添加合金元素，在這種情況下出現韌性下降和焊接性下降等並發的問題。
發明內容本發明提供一種鋼材及其製造方法，該鋼材在只熱軋的狀態下、即在熱軋後不進行冷軋、或淬火、回火等調質熱處理的情況下，包含焊接熱影響部的耐再熱脆化特性的高溫特性、及母材和HAZ的韌性優良，可作為耐火鋼材或極厚H型鋼使用。本發明涉及鋼材及其製造方法，該鋼材限定了C及N的含量，添加適量的Nb，規定C和Nb的關係，利用固溶Nb的曳力效應(固溶的Nb在位錯等晶格缺陷中濃化，成為缺陷及位錯的移動的阻力，從而提高強度的現象)，提高高溫強度，再有，將微細的Ti系氧化物用於晶界的釘扎和晶粒內相變的生成，抑制HAZ的粗大化，謀求由板厚造成的機械特性的變動少、耐再熱脆化等高溫特性的提高，進而，為了確保母材及HAZ的韌性，對添加Ti時的鋼水中的溶解氧濃度進行調整，使Ti的微細的氧化物分散在鋼中。如此的本發明的要旨如下所述。(1)一種高溫特性和韌性優良的鋼材，其特徵在於，以質量％計含有C:0.001%以上且0.030%以下、Si:0.05%以上且0.50%以下、Mn:0.40%以上且2.00%以下、Nb:0.03%以上且0.50%以下、Ti:0.005%以上且低於0.040%、N:0.0008%以上且低於0.0050%，將P、S的含量限定為P:0.030%以下、S:0.020%以下，餘量為Fe及不可避免的雜質；C和Nb的含量滿足C一Nb/7.74《0.004，以30300個/mm2的密度具有粒徑為0.0510pm的Ti系氧化物。(2)根據上述(1)所述的高溫特性和韌性優良的鋼材，其特徵在於，以質量n/。計含有V:0.10%以下、Mo:低於0.10%中的1種或2種。(3)根據上述(1)或(2)所述的高溫特性和韌性優良的鋼材，其特徵在於，以質量。/。計含有Zr:0.03%以下、Hf:0.01%以下中的1種或2種。(4)根據上述(1)(3)中任一項所述的高溫特性和韌性優良的鋼材，其特徵在於，以質量。/。計含有Cr:1.5%以下、Cu:1.0%以下、Ni:1.0%以下中的1種或2種以上。(5)根據上述(1)(4)中任一項所述的高溫特性和韌性優良的鋼材，其特徵在於，以質量。/。計含有Mg:0.005%以下、Al:0.030。/o以下、REM:0.01%以下、Ca:0.005%以下中的1種或2種以上。(6)根據上述(1)(5)中任一項所述的高溫特性和韌性優良的鋼材，其特徵在於，Nb與C的質量濃度積為0.0015以上。(7)根據上述(1)(6)中任一項所述的高溫特性和韌性優良的鋼材，其特徵在於，鋼材是耐火鋼材。(8)根據上述(1)(6)中任一項所述的高溫特性和韌性優良的鋼材，其特徵在於，鋼材是翼緣厚度為40mm以上的極厚H型鋼。(9)一種高溫特性和韌性優良的鋼材的製造方法，其特徵在於，在將包含上述(1)(6)中任一項記載的成分的鋼調整到溶解氧為0.0030.015質量％後，添加Ti進行熔煉，並進行鑄造而得到鋼坯，將該鋼坯加熱到11001350'C並進行熱軋。千H))根據上述(9)所述的高溫特性和韌性優良的鋼材的製造方法，其特徵在於，將ioocrc以下的累積壓下率設定為10%以上進行熱軋。(11)根據上述(9)或(10)所述的高溫特性和韌性優良的鋼材的製造方法，其特徵在於，熱軋後，在800。C至500。C的溫度範圍中以0.110°C/s的平均冷卻速度進行冷卻。根據本發明，能夠在不實施冷加工及調質熱處理的情況下，製造具有充分的常溫強度及高溫強度、並且母材和HAZ的韌性及耐再熱脆化特性優良的鋼材、特別是耐火H型鋼或極厚H型鋼，或者對於板厚大的尺寸、例如翼緣厚度為140mm左右的極厚H型鋼，在只熱軋的狀態下就能確保強度、韌性地進行製造。鋼材中的通過熱軋製造的H型鋼可根據其形狀分為翼緣(flange)、腹板(web)、圓角(fillet)等部位，由於軋制溫度經歷及冷卻速度根據各自的形狀有所不同，因此即使同一成分有時因部位的不同而使得機械特性也發生較大變化，但對於具有本發明的成分組成的鋼，其影響強度、韌性的精軋溫度依賴性及冷卻速度依賴性相對較小，能夠減輕H型鋼的截面部位內的材質的不均勻，此外能夠減小由板厚造成的材質變化，因而尤其能夠確保極厚H型鋼這樣的板厚大的尺寸的鋼材的強度、韌性，並能夠降低H型鋼截面內的不均勻。圖1是表示C及Nb對鋼材的高溫強度的影響的圖。圖2是表示Ti氧化物的數密度分布對鋼材的HAZ的韌性的影響的圖。圖3是表示Ti氧化物的數密度分布對鋼材的再熱脆化特性的影響的圖。圖4是表示添加Ti之前的溶解氧量與Ti量的關係對Ti系氧化物的密度的影響的圖。圖5是作為實施本發明方法的裝置配置例的型鋼製造工藝的簡略圖。圖6是表示H型鋼的截面形狀及機械試驗片的採取位置的圖。具體實施例方式本發明者進行了如下研究通過添加Nb提高淬火性，通過生成塊狀鐵素體、或貝氏體的一方或雙方，從而提高高溫強度以及常溫下的強度及韌性，並且得到耐再熱脆化特性優良的鋼材；以及通過固溶Nb的曳力效應使高溫下的位錯的移動速度延遲，從而相對於高溫下的軟化發揮抵抗力，確保作為耐火鋼材必要的高溫強度。其結果是，對於為了最大限地發揮Nb的效果的低C化、低N化、及Ti的添加，得到了以下見解。低C化及低N化對於抑制多邊形鐵素體的生成及確保固溶Nb是有效的。Nb的碳化物即NbC及氮化物即NbN為多邊形鐵素體的生成核，而且通過它們的析出使得固溶Nb減少。特別是，如果少量的Nb的碳化物、氮化物微細地析出，則有助於通過析出強化來提高強度，但如果在焊接後再次被加熱到高溫，則有時NbC在HAZ的奧氏體的晶界(以下，稱為Y晶界處)析出，出現再熱脆化。因此，為了確保耐再熱脆化特性，最重要的是規定C添加量及N添加量的上限。此外，判明存在如下問題在碳含量超過0.03%時，出現部分地生成島狀馬氏體，有時韌性顯著降低。再有，如果通過利用Ti的控制脫氧使微細的Ti系氧化物分散在鋼中，則將晶粒釘扎而抑制其成長，因而晶體粒徑變得微細。特別是，能夠防止在HAZ中出現的140(TC加熱、驟冷這樣的熱循環時的晶粒粗大化。由此得知不僅提高HAZ韌性，而且還抑制HAZ的高溫脆化。基於以上的見解，本發明者還對(1)C及Nb與鋼材的高溫強度的關係、(2)在通過一次脫氧調整溶解氧後添加Ti進一步進行脫氧時的Ti系氧化物的粒徑及數密度分布對HAZ韌性及耐再熱脆化特性的影響進行了詳細的研究。本發明者通過使添加Ti時的溶解氧量變化地將下述的鋼熔煉並進行鑄造而得到鋼坯；該鋼以質量％計含有C:0.001%以上且0.030%以下、Si:0.05%以上且0.50%以下、Mn:0.4%以上且2.0%以下、Nb:0.03%以上且0.50。/o以下、Ti:0.005%以上且低於0.040%、N:0.0008%以上且低於0.0050%，並將P、S的含量限定為P:0.03%以下、S:0.02%以下，餘量為Fe及不可避的雜質；將該鋼坯加熱到11001350'C，將100(TC以下時的累積壓下率設定為30%以上，進行熱軋，製造了板厚為1040mm的鋼板。按照JISZ2201從鋼板採取拉伸試驗片，按照JISZ2241進行常溫下的拉伸試驗，按照JISG0567進行60(TC下的拉伸試驗。此外，從鋼板採取小片，實施如下所述的熱處理(稱為HAZ再現熱處理)，該熱處理為以1(TC/s的升溫速度加熱到140(TC並保持ls，然後將從800。C冷卻到50(TC所需的時間規定為10s來進行冷卻，模擬HAZ的熱經歷；然後，加工成試驗片，按照JISZ2242進行了夏比衝擊試驗。此外，採用掃描型電子顯微鏡測定了Ti系氧化物的粒徑和密度。圖1表示C及Nb的含量與高溫強度的關係的圖，具體而言是表示600°C時的0.2%耐力(600°CYS)相對於C一Nb/7.74的關係的圖。在圖中，〇及參是常溫時的抗拉強度為400MPa級的鋼材的600°CYS，口是490MPa級的鋼材的60(TCYS。從圖1看出，如果C一Nb/7.74在0.004以下，則常溫時的抗拉強度為400MPa級、490MPa級的鋼材的60CrC時的0.2。/。耐力超過目標值，可得到良好的高溫強度。圖2是表示在鋼中粒徑為0.0510Um的Ti系氧化物的數密度分布對HAZ韌性的影響的圖。從圖2看出，要得到良好的HAZ韌性，需要按30300個/mm2的比例分散地含有粒徑為0.0510nm的Ti系氧化物。此外，採用圓棒的拉伸試驗片，實施下述的HAZ再現熱處理，然後將升溫速度規定為10°C/S，再加熱到60(TC，測定了收縮值即再熱收縮率，該HAZ再現熱處理為以1(TC/s的升溫速度加熱到1400'C並保溫ls，將從80(TC冷卻到50(TC所需的時間規定為10s，冷卻到IO(TC。其結果是，如圖3所示，對於Ti系氧化物的分散在上述範圍中的HAZ韌性優良的鋼材，可得到再熱收縮率(也稱作再熱斷面收縮率)為30%以上的良好的結果，確認耐再熱脆化特性優良。圖4是表示添加Ti之前的溶解氧量與Ti量的關係對Ti系氧化物的密度的影響的圖。圖4的數值是粒徑為0.0510um的Ti系氧化物的密度。從圖4得知，為了得到具有良好HAZ韌性的以30300個/mm2的比例含有粒徑為0.0510!im的Ti系氧化物的鋼材，需要將添加Ti之前的一次脫氧後的溶解氧以質量％計調整到0.0030.015%、優選調整到0.0030.010%，將Ti的含量規定為0.005低於0.040%、優選規定為0.0050.020%。如以上所述可知，特別是對於不含B的耐火型鋼，如果在進行了低C化及低N化的基礎上，再使C與Nb的關係及Ti系氧化物的粒徑、數密度最佳化，則可確保固溶Nb，並可抑制碳化物及氮化物向HAZ的Y晶界的析出，對於防止再熱脆化是非常有效的。此外可知，作為本成分系的優點，可維持由固溶Nb帶來的適度的淬火性，同時有助於提高鋼材強度及韌性的元素的平衡也非常好，強度及韌性對加熱後的冷卻過程中的冷卻速度幾乎沒有依賴性，特性的不均勻非常小，因此在用於板厚大的尺寸的情況下，能夠在所有部位以高水平維持強度、韌性，是適合於極厚H型鋼的化學成分。以下對基於以上的見解的本發明進行詳細的說明。首先，說明Ti系氧化物。Ti系氧化物的粒徑、密度本發明涉及耐火鋼，該耐火鋼利用微細分散的Ti系氧化物，尤其通過釘扎的效果抑制了HAZ的晶粒粗大化，提高了HAZ韌性及再熱脆化特性。對釘扎有效的該Ti系氧化物的粒徑的下限為0.05um以上。如果Ti系氧化物的粒徑超過10um，則成為破壞的起點，阻礙韌性提高。此外，對於提高HAZ韌性及再熱脆化特性，30300個/mm2的密度是有效的。在粒徑為0.0510um的Ti系氧化物的密度低於30個/mn^時，釘扎的效果不充分。另一方面，如果粒徑為0.0510um的Ti系氧化物的密度超過300個/mm2，則促進龜裂的傳播，損害韌性。再者，所謂Ti系氧化物，是Ti02、Ti203、它們與Si02等Si系氧化物及A1203等Al系氧化物的複合氧化物、與MnS等硫化物、TiN等氮化物複合析出而成的含Ti的氧化物的總稱。可以採用掃描型電子顯微鏡(SEM)對Ti系氧化物的粒徑及密度進行測定。在Ti系氧化物的鑑定中優選使用具有能量分散型X射線分析裝置的SEM。Ti系氧化物由於在液相中結晶、在熱軋中也不延伸，因而可作為球狀的夾雜物被觀察。如果使用能量分散型X射線分析裝置，能夠確認球狀的夾雜物是含有Ti的氧化物。利用SEM，以500010000倍觀察數個視野、優選觀察20個視野以上，計算夾雜物的個數，將其除以觀察部位的面積，由此能夠算出密度。再者，由於粒徑低於0.05Um或超過lOum的夾雜物對於韌性的改善沒有幫助，因此在計算密度時可忽視不計。Ti添加前的溶解氧量要使粒徑為0.0510iim、密度為30300個/mm2的Ti系氧化物存在於鋼中，熔煉鋼時的添加Ti之前的溶解氧量是重要的。如果Ti添加前的溶解氧量低於0.003%，則Ti系氧化物的粒徑減小，密度下降。另一方面，如果Ti添加前的溶解氧量超過0.015%，則因Ti系氧化物的粒徑超過10um而粗大化，阻礙韌性提高。因此，將添加Ti之前的溶解氧量規定為0.0030.015%的範圍。如果熔煉鋼時在添加Ti之前採用Si及Mn作為脫氧劑進行脫氧，則可將溶解氧量規定在0.0030.015%。接著，對本發明的耐火鋼的成分進行說明。C是強化鋼的元素，為了得到作為結構用鋼所必要的強度，需要添加0.001%以上。另一方面，如果添加超過0.030%的C，則在HAZ中產生粗大的碳化物，從而使韌性及再熱脆性降低，此外，在貝氏體相的板條間生成島狀馬氏體，使母材的韌性降低。因此，將C量的下限設定為0.001%，將C量的上限設定為0.030%。再者，從確保再熱脆性及韌性的觀點出發，優選將下限設定為0.005%，將上限設定為0.020%。Si在本發明中是重要的脫氧劑，此外，是有助於提高強度的元素。為了使添加Ti之前的鋼水的溶解氧達到0.0030.015質量％，而且為了確保母材的強度，需要、添加0.05%以上的Si。另一方面，如果Si量超過0.50。/。則生成低熔點的氧化物，使氧化皮剝離性惡化。因而，將Si量規定在0.05M以上且0.50%以下。此外，如果Si量超過0.40%，則有時會發生熱浸鍍時的不均，有損美觀性。因此，優選將Si量的上限設定為0.40。/。以下。Mn在本發明中是重要的脫氧劑，此外是使淬火性提高、使貝氏體組織的生成量增加、有助於提高強度及韌性的元素。為了使添加Ti之前的鋼水的溶解氧達到0.0030.015質量％，而且為了確保母材的強度、韌性，需要添加0.40%以上。另一方面，Mn是在連續鑄造中製造鋼坯時容易向鋼坯的中心偏析的元素，因此如果添加超過2.00%的癒，則偏析部的淬火性過度提高，使韌性惡化。因此，將Mn量規定為0.40。/。以上且2.00。/。以下。特別是，在Mn以外的強化元素的添加量少的情況下，為了通過添加Mn確保強度，優選添加1.10%以上。Nb是為了確保在本發明中非常重要的固溶Nb而添加的。通過確保固溶Nb，使淬火性上升，提高常溫強度，此外通過位錯的曳力效應使變形阻力增加，即使在高溫區也能確保強度。為了確保表現如此效果的固溶Nb，需要添加0.03。/。以上的Nb。另一方面，如果添加超過0.50%的Nb，則HAZ韌性劣化，因而將上限設定為0.50%。為了進一步提高高溫強度，優選添加0.10。/。以上的Nb。此外，Nb是強力的碳化物形成元素，由於與過剩的C形成NbC而析出，因而使固溶Nb減少。因此，為了確保固溶Nb，提高高溫強度，需要滿足C一Nb/7.74《0.004。再者，這裡，C、Nb分別是C、Nb的含量，單位為質量％。由於能夠從C的下限值和Nb的上限值求出C一Nb/7.74的下限，因而不特別規定。Nb與C的質量濃度積是固溶Nb量的指標，為進一步提高高溫強度，優選規定為0.0015以上。所謂Nb與C的質量濃度積，是以質量°/。表示的Nb及C的含量的積。由於可從Nb及C的含量的上限值求出Nb與C的質量濃度積的上限，因而不特別規定。Ti是如上所述形成Ti系氧化物的重要的元素。此外是生成碳化物及氮化物的元素，在高溫下容易形成穩定的TiN。通過形成TiN能夠抑制NbN的析出，因此Ti的添加對於確保固溶Nb也是非常有效的。為得到此效果，需要添加0.005%以上的Ti。另一方面，如果添加0.040%以上的Ti，則Ti系氧化物、TiN粗大化，損害韌性。為此，將Ti量規定在0.005。/。以上且低於0.040%。從確保微細的Ti系氧化物的量，提高韌性的觀點出發，優選上限為0.020%。N是生成氮化物的雜質元素。N量的降低對於確保固溶Nb是有效的，將其上限規定為低於0.0050%。優選N的含量為儘量低的濃度，但要低於0.0008%，使製造成本增大。此外，從確保韌性的觀點出發，優選將N量的上限規定為0.0045%。P、S是雜質，如果過剩地含有，則產生由凝固偏析造成的焊接裂紋及韌性的下降。因此，要儘量降低P及S，將各自的含量的上限分別設定為0.030%、及0.020%。在本發明中，根據需要還可以在該成分系中適宜添加V、Mo、Zr、Hf、Cr、Cu、Ni、Mg、Al、REM、及/或Ca來提高特性。以下對這些選擇添加的成分進行說明。V作為析出強化元素是已知的，但在C含量低的本發明中，有助於固溶強化。V即使添加超過0.10。/。，其效果也飽和，還有損經濟性，因此優選將其上限設定為0.10%。Mo是有助於固溶強化及由淬火性的提高引起的組織強化的元素，優選根據作為目標的強度進行添加。可是，如果添加0.10。/。以上的Mo，則有損經濟性，此外有時HAZ的韌性及高溫脆性下降，因此優選將上限設定為低於0.10%。Zr是生成在高溫下比TiN穩定的氮化物即ZrN的元素。通過生成ZrN，與單獨添加Ti時相比，更有助於鋼中的固溶N的降低，能夠確保固溶B、固溶Nb。如果Zr的含量超過0.03%，則在鑄造前的鋼水中生成粗大的ZrN，有損常溫下的韌性及HAZ的韌性。因此，優選將Zr的濃度規定為0.03%以下。此外，為了抑制NbN的析出，防止高溫強度、收縮率的下降，優選添加0.005%以上。Hf與Ti同樣地是生成氮化物的元素，有助於固溶N的降低。可是，如果添加超過0.01%的Hf，則有時使HAZ的韌性降低。因此，優選將Hf的上限設定為0.01%。Cr、Cu、及Ni是通過提高淬火性而有助於提高強度的元素。如果過剩地添加Cr及Cu，有時損害韌性，因而優選分別將上限設定為1.5%、及1.0%。此外，Ni從經濟性的觀點出發優選將上限設定為1.0%。Mg是強力的脫氧元素，同時在高溫下生成穩定的Mg系氧化物，在焊接時即使在加熱到高溫時也不在鋼中固溶，具有將Y晶粒釘扎的功能。由此，可使HAZ的組織微細化，抑制韌性的下降。但是，如果添加超過0.005%的Mg，則Mg系氧化物粗大化，無助於Y晶粒的釘扎，有時生成粗大的氧化物，損害韌性，因此優選將上限設定為0.005%。Al是強力的脫氧劑，也可以為了將一次脫氧後的溶解氧濃度控制在0.0030.015%而添加。可是，如果含有超過0.030%的Al，則形成島狀馬氏體，有時損害韌性，因此將上限設定為0.030%。從提高韌性的觀點出發，優選上限為0.02%。REM(稀土元素)在鋼中發生氧化反應及硫化反應，生成氧化物及硫化物。這些氧化物及硫化物在高溫下是穩定的，即使在焊接時加熱到高溫的情況下也不在鋼中固溶，具有釘扎晶界的功能。通過該功能能夠使HAZ的組織微細化，抑制韌性的下降。為了得到此效果，優選將所有稀土元素的合計含量設定為0.001%以上來進行添加。另一方面，如果超過0.01°/。地添加REM，則氧化物或硫化物的體積分率增高，有時使韌性降低，因此優選將上限設定為0.01%。Ca通過添加少量就能體現出抑制熱軋時硫化物向軋制方向延伸的效果。由此，可提高韌性，特別是有助於板厚方向的夏比值的改善。為了得到此效果，優選添加0.001%以上的Ca。另一方面，如果超過0.005%地添加Ca，則氧化物或硫化物的體積分率增高，有時使韌性下降，因此優選將上限設定為0.005%。本發明的鋼的金屬組織沒有特別的限定，只要通過調整提高淬火性的元素的含量，與所要求的強度相符就可以。為了提高強度，優選提高塊狀鐵素體、貝氏體的一方或雙方的面積率。塊狀鐵素體是在冷卻過程中奧氏體向同一組成的鐵素體擴散相變而成的組織，相變前後的組成相同，因此不是C的擴散而是Fe原子的自擴散即晶格的再排列成為決速階段。因此，塊狀鐵素體由於原子的移動距離短、以比較快的相變速度生成，因而晶體粒徑比多邊形鐵素體大，位錯密度高。按如此的機理生成的塊狀鐵素體與多邊形鐵素體相比，在利用光學顯微鏡的組織觀察中，儘管晶體粒徑不同，但是形態沒有差異。因此，為了明確區分它們，需要利用透射型電子顯微鏡進行觀察。此外，貝氏體是板狀組織，可通過光學顯微鏡與塊狀鐵素體及多邊形鐵素體區別。再者，除塊狀鐵素體、貝氏體、多邊形鐵素體以外，有時還生成少量的馬氏體、殘留奧氏體、珠光體。通過提高鋼的淬火性可促進塊狀鐵素體、貝氏體的生成。因而，優選將淬火性指標即Ceq規定在0.05以上。此外，如果C叫過高，則強度升高，有時損害韌性，因此更優選將上限設定為0.60以下。再者，Ceq=C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Q75+Mo/4+V/14，C、Si、Mn、Ni、Cr、Mo、V是各個元素的含量[質量％]。下面對製造方法進行說明。作為鋼，如上所述使用Si、Mn作為脫氧劑，調整Ti添加前的溶解氧量，進行熔煉及鑄造，製成鋼坯。從生產性的觀點考慮，優選釆用連續鑄造。通過熱軋將得到的鋼坯形成為鋼板或型鋼，然後對其進行冷卻。再者，本發明作為對象的鋼材包括軋制而成的鋼板、H型鋼、I型鋼、角鋼、槽型鋼、不等邊不等厚角鋼等型鋼。其中，作為要求耐火性及耐再熱脆化特性的建材，特別適合採用H型鋼。此外，在作為柱材使用的情況下，適合採用以極厚H型鋼為代表的板厚大的尺寸的鋼材。為了得到按30300個/mm2的比例含有粒徑為0.0510ym的Ti系氧化物的本發明的鋼材，Ti添加前的一次脫氧後的溶解氧的調整是非常重要的，需要將溶解氧量以質量％計調整到0.0030.015%。為了生成Ti系氧化物，需要0.003%以上的溶解氧量，但如果超過0.015%，則Ti氧化物的粒徑變大，因而不能充分得到粒徑為0.0510Pm的個數。從此觀點出發，優選溶解氧以0.010%作為上限。在通過熱軋製造鋼材時，為了易於進行塑性變形、使Nb充分固溶，需要將110(TC作為鋼坯的加熱溫度的下限。此外，在通過熱加工製造型鋼時，為了更易於進行塑性變形，優選將加熱溫度規定在1200'C以上。從加熱爐的性能、經濟性方面考慮，將135(TC作為鋼坯的加熱溫度的上限。為了使鋼的顯微組織微細化，優選將130(TC作為鋼坯的加熱溫度的上限。關於熱軋，優選將IOOO'C以下的累積壓下率規定在10%以上。由此，可促進熱加工時的再結晶，使y晶粒細粒化，從而能夠提高韌性及強度。在制品的板厚低於40mm時，軋制前的原材料的板厚制約少，通過確保IOO(TC以下的累積壓下率在30%以上就能提高強度，因此在板厚低於40mm時，優選將累積壓下率的範圍規定在30%以上。此外，通過在鋼的組織為奧氏體單相的溫度範圍(稱為Y單相區域)結束熱加工、或以通過相轉變生成的鐵素體的體積分率低的狀態結束熱加工，能夠避免屈服強度的顯著上升、韌性的下降及韌性的各向異性的發生等、機械特性的下降。因此，優選將熱軋的結束溫度設定為800'C以上。再有，熱軋後，優選通過控制冷卻將80050(TC的溫度範圍的平均冷卻速度規定為0.110°C/S。為了通過熱軋後的控制冷卻來進一步提高鋼材的強度及韌性，優選將800500'C的溫度範圍的平均冷卻速度規定為0.rC/s以上。另一方面，如果80050(TC的溫度範圍的平均冷卻速度超過10°C/S，則有時貝氏體相或馬氏體相的組織分率上升，韌性下降，因而優選將上限設定為10°C/S。實施例在用轉爐熔煉得到的鋼水中添加合金後進行連續鑄造，製成包含表1所示成分的250300mm厚的鋼坯。表1中還示出了添加Ti之前的溶解氧的量(質量％)。此外，表1的空欄表示沒有添加選擇元素。表ltableseeoriginaldocumentpage17將得到的鋼坯按照表2所示的條件進行熱軋而形成H型鋼。圖5中示出型鋼製造工藝。用粗軋機5對用加熱爐4加熱了的鋼坯進行粗軋，然後用由中間萬能軋機6及精加工萬能軋機8組成的萬能軋制裝置列軋製成H型鋼。通過設在中間萬能軋機6前後的水冷裝置7進行軋制道次間的水冷，重複進行翼緣外側面的噴霧冷卻和可逆軋制。熱軋後的冷卻通過設在精加工萬能軋機8後面的冷卻裝置9來進行。此外，對於表l的鋼F、K、J、Z，再按表3的條件進行熱軋，對於鋼EE、K、Z，再按表4的條件進行熱軋。對得到的H型鋼，如圖6所示，在翼緣2的板厚t2的中心部(/2t2)，從翼緣寬度總長(B)的1/4(稱為翼緣)和1/2(稱為圓角)的部位，按照JISZ2201採取拉伸試驗片。常溫的拉伸試驗按照JISZ2241進行，600'C時的0.2%耐力的測定按照JISG0567進行。再者，求出這些部位的特性是因為判斷各個部位是H型鋼截面的代表性的部位，能夠表示H型鋼的平均機械特性及截面內的不均勻。關於夏比衝擊試驗(表24)，從圓角採取小片，按照代表性的試驗法即JISZ2242在0'C進行。在作為耐火鋼使用時，再現焊接熱影響部(HAZ)的再熱收縮率(表24)是重要的特性，此評價通過在使供試鋼經歷焊接熱循環後再度加熱、在高溫下施加拉伸應力而使其破斷時的收縮值來進行。也就是說，使從翼緣採取的圓棒的拉伸試驗片經歷焊接熱循環，該焊接熱循環是在1400'C保溫1秒鐘後，將從80(TC至500'C的冷卻時間規定為20秒，冷卻到10(TC;再在該狀態下以rc/秒的升溫速度加熱到6oo。c，在60(TC保溫600秒鐘後，以0.5MPa/秒的應力增加速度施加拉伸應力，使其破斷，測定收縮值。再現焊接熱影響部(HAZ)的韌性(表2)與再熱收縮同樣地進行評價，即，使供試鋼經歷焊接熱循環，然後按照JISZ2242在(TC進行夏比衝擊試驗，以吸收能進行評價。也就是說，從實施了熱處理的小片採取V切口試驗片，供於夏比衝擊試驗。所述熱處理經歷了下述焊接熱循環，該焊接熱循環是在140(TC保溫1秒鐘後，將從80(TC至50(TC的冷卻時間規定為20秒，冷卻到100°C。作為鋼所要求的強度等級有2種，1種是規定為SM400的常溫抗拉強度為400MPa等級的鋼，另1種是規定為SM490的常溫抗拉強度為490MPa等級的鋼，將它們分開表示。另一方面，關於極厚H型鋼，多按美國ASTM標準，分開表示為代表性的強度等級的Grade50、Grade65。再者，作為JIS標準的SM400即TS400MPa超級的目標為常溫時的屈服強度YP為235MPa以上、優選為355MPa以下，抗拉強度TS為400510MPa，600'C時的0.2%耐力PS的目標值為157MPa以上。作為SM490即TS490MPa超級的目標為YP為325MPa以上、優選為445MPa以下，TS為490610MPa、PS為217MPa以上。此外，SM400級、SM490級都是0'C衝擊吸收能的目標值為100J以上，屈服比YP/TS的優選的上限為0.80。此外，關於ASTM標準，在Grade50中YP為345MPa以上、TS為450MPa以上，在Grade65中YP為450MPa以上、TS為550MPa以上，除上述以外，關於韌性，在所有情況下，都優選在夏比試驗溫度0。C下母材圓角部的衝擊吸收能為54J以上。關於再現HAZ的特性，在任意的標準中再熱收縮率的目標都為30%以上，韌性的目標為27J以上。特別是，作為耐火鋼評價時，優選再熱收縮率為50%以上。tableseeoriginaldocumentpage20tableseeoriginaldocumentpage21tableseeoriginaldocumentpage22如表2所示，本發明的製造No.115、3539的鋼，其常溫的機械特性及高溫的機械特性在目標值的範圍內。此外，屈服點為JIS標準的下限值以上，屈服比YP/TS也在0.8以下，在優選的範圍內。而且，ot:下的夏比衝擊值可得到目標值以上的值。而且，充分滿足再現焊接熱影響部的再熱收縮率為30%以上。另一方面，作為比較例的製造No.1622、4042的鋼，由於成分、C一Nb/7.74、Ti系氧化物的密度在本發明的範圍外，因而無法得到滿足目標的機械特性。如表3所示，在翼緣厚度低於40mm的H型鋼時，如果將IOO(TC以下的累積壓下率規定在30%以上，則與累積壓下率低於30%時相比，機械特性良好。此外，在翼緣厚度為40mm以上的極厚H型鋼時，在製造No.4348中，作為代表例，示出了翼緣厚度為90125mm的情況，伴隨著1000'C以下的累積壓下率的增加，屈服強度、抗拉強度都上升，在累積壓下率為10%以上時，可進一步充分滿足作為Grade50、Grade65各自所要求的強度。如表4所示，在翼緣厚度低於40mm時，在通過水冷將800500°C間的冷卻速度加速到1(TC/s進行冷卻的情況，與通過放冷等在80050(TC間以o.rc/s的冷卻速度緩慢進行冷卻的情況相比，可提高常溫強度、高溫強度。此外，關於極厚H型鋼，在製造No.4951中，作為代表例示出了翼緣厚度為125mm的尺寸的情況，通過在800500°C間用水冷加速到0.13°C/s進行冷卻，屈服強度、抗拉強度都提高，可進一步充分滿足作為Grade65所要求的強度。根據本發明，能夠在不實施冷加工及調質熱處理的情況下，製造具有充分的常溫強度及高溫強度、並且母材和HAZ的韌性及耐再熱脆化特性優良的鋼材、特別是耐火H型鋼，或者對於板厚大的尺寸、例如翼緣厚度為140mm左右的極厚H型鋼，能夠在只熱軋的狀態下確保強度、韌性地來製造。由此，能夠謀求通過降低施工成本或縮短工期來大幅度削減成本，大型建造物的可靠性提高、安全性的確保、經濟性等在工業上的效果非常顯著。權利要求1、一種高溫特性和韌性優良的鋼材，其特徵在於，以質量％計含有C0.001％以上且0.030％以下、Si0.05％以上且0.50％以下、Mn0.40％以上且2.00％以下、Nb0.03％以上且0.50％以下、Ti0.005％以上且低於0.040％、N0.0008％以上且低於0.0050％，將P、S的含量限定為P0.030％以下、S0.020％以下，餘量為Fe及不可避免的雜質；C和Nb的含量滿足C-Nb/7.74≤0.004，以30～300個/mm2的密度具有粒徑為0.05～10μm的Ti系氧化物。2、根據權利要求l所述的高溫特性和韌性優良的鋼材，其特徵在於，以質量°/。計還含有以下元素中的1種或2種V:0.10%以下、Mo:低於0.10%。3、根據權利要求1或2所述的高溫特性和韌性優良的鋼材，其特徵在於，以質量％計還含有以下元素中的1種或2種Zr:0.03%以下、Hf:0.01%以下。4、根據權利要求13中任一項所述的高溫特性和韌性優良的鋼材，其特徵在於，以質量％計還含有以下元素中的1種或2種以上Cr:1.5%以下、Cu:1.0%以下、Ni:1.0%以下。5、根據權利要求14中任一項所述的高溫特性和韌性優良的鋼材，其特徵在於，以質量％計還含有以下元素中的1種或2種以上Mg:0.005%以下、Al:0.030%以下、REM:0.01%以下、Ca:0.005%以下。6、根據權利要求15中任一項所述的高溫特性和韌性優良的鋼材，其特徵在於，Nb與C的質量濃度積為0.0015以上。7、根據權利要求16中任一項所述的高溫特性和韌性優良的鋼材，其特徵在於，鋼材是耐火鋼材。8、根據權利要求16中任一項所述的高溫特性和韌性優良的鋼材，其特徵在於，鋼材是翼緣厚度為40mm以上的極厚H型鋼。9、一種高溫特性和韌性優良的鋼材的製造方法，其特徵在於，在將包含權利要求16中任一項記載的成分的鋼調整到溶解氧為0.0030.015質量％後，添加Ti進行熔煉，並進行鑄造而得到鋼坯，將該鋼坯加熱到1100135(TC並進行熱軋。10、根據權利要求9所述的高溫特性和韌性優良的鋼材的製造方法，其特徵在於，將100(TC以下的累積壓下率設定為10%以上進行熱軋。11、根據權利要求9或IO所述的高溫特性和韌性優良的鋼材的製造方法，其特徵在於，熱軋後，在80(TC至50(TC的溫度範圍中以0.110°C/s的平均冷卻速度進行冷卻。全文摘要為了提供高溫特性和韌性優良的鋼材，將耐火鋼材形成為以質量％計含有C0.001～0.030％、Si0.05～0.50％、Mn0.40～2.00％、Nb0.03～0.50％、Ti0.005～低於0.040％、N0.0008％～低於0.0050％，將P、S的含量限定為P0.03％以下、S0.02％以下，餘量為Fe及不可避免的雜質；滿足C-Nb/7.74≤0.004，以30～300個/mm2的密度具有粒徑為0.05～10μm的Ti系氧化物。文檔編號C22C38/00GK101657555SQ200880011610公開日2010年2月24日申請日期2008年4月11日優先權日2007年4月11日發明者北裕史,吉田卓,奧村晃央,杉山博一,若月輝行申請人:新日本制鐵株式會社