專利名稱：高溫強度優(yōu)異的焊接結構用490MPa級高強度鋼及其制造方法
技術領域：
本發(fā)明涉及用于建筑、土木、海洋結構體、造船、各種儲槽容器等的一般焊接結構體的、在600℃-800℃的溫度范圍內(nèi)1小時左右的較短時間內(nèi)高溫強度優(yōu)異的焊接結構用高強度鋼及其制造方法。本發(fā)明主要以厚板(厚鋼板)為對象，但也包括鋼管和型鋼等。
背景技術：
一般的焊接結構用鋼材的強度，從約350℃開始強度降低，其容許溫度為約500℃。因此，將這些鋼材用于大廈和辦公樓、住房、立體停車場等建筑物的場合，為了確保在火災中的安全性，附帶有實施充分耐火被覆的義務，在與建筑相關的各種法令中，規(guī)定火災時鋼材溫度不能達到350℃以上。這是因為，上述鋼材的彈性極限應力(屈服強度)在350℃左右，變?yōu)槌氐?/3左右，低于必要的強度。實際情況是這樣的耐火被覆給建設成本帶來很大的影響。
為了解決這樣的課題，曾開發(fā)出具備高溫時的彈性極限應力的“耐火鋼”(參照例如特開平2-77523號公報、特開平10-68044號公報)。上述耐火鋼分別是在600℃、700℃下的彈性極限應力能夠維持在常溫下的標準最小彈性極限應力(屈服強度)的2/3以上的鋼。但是，都只是表示在特定溫度下的彈性極限應力，關于在比其更高的溫度下的彈性極限應力完全沒有提到。特別是超過700℃的溫度，根據(jù)鋼成分的不同有時部分地進入開始相變的溫度區(qū)，因此擔心彈性極限應力(屈服強度)急劇下降，能夠反映設計那樣的穩(wěn)定的實用鋼制造極其困難。
先前本發(fā)明者們曾發(fā)明了能夠確保在700～800℃下的高溫強度的鋼及其制造方法(例如參照特開2004-43961號公報)。由于在鋼成分中必須添加硼(B)，因此組織控制容易，特別是能達成作為建筑結構用鋼的低屈服比。但是，正如通常知道的那樣，B使淬透性增大等，優(yōu)點和缺點各半。例如在小線能量焊接時，焊接熱影響區(qū)顯著硬化，因此韌性差，相反當焊接線能量過大時，在奧氏體晶界析出，不能有效利用B的淬透性，組織變得粗大，韌性差，因此存在焊接線能量范圍受限的問題。
但是，作為建筑結構用鋼，從抗震性的觀點出發(fā)要求具有低屈服比，在JIS的“建筑結構用軋制鋼材”標準中也規(guī)定屈服比為80％以下。本發(fā)明者們先前的發(fā)明是注重這一要求的發(fā)明。但是，日本平成12年6月實行的修正過的建筑基準法，由以前的使用規(guī)定修改為性能規(guī)定，包括了將新的技術、材料早期地實用化的內(nèi)容。關于建筑用鋼材，按建筑基準法37條可使用下述鋼材，即該條第1項JIS材中作為建筑結構用途允許使用的鋼材、第2項根據(jù)需要的各種性能評價了鋼材的性能而且經(jīng)國土交通大臣認定的鋼材。因此，本發(fā)明者們不受JIS建筑用鋼材中的屈服比的規(guī)定的約束，潛心研討不用說高溫強度、連焊接性、在寬的線能量范圍內(nèi)的焊接區(qū)韌性也優(yōu)異的鋼材，從而完成了本申請發(fā)明。

發(fā)明內(nèi)容
如上述那樣，在建筑物中利用鋼材的場合，通常的鋼材由于高溫強度(彈性極限應力＝屈服應力)較低，因此在無被覆或減少耐火被覆時不能利用，必須施以高價的耐火被覆。另外，即使是新開發(fā)的鋼材，其耐火溫度達到600～700℃的保證已經(jīng)是極限，因此希望開發(fā)在700～800℃下無耐火被覆地使用以及由此可以省略耐火被覆工序的鋼材。
本發(fā)明的目的在于，提供在600℃-800℃的溫度范圍的高溫強度優(yōu)異的焊接結構用高強度鋼、以及工業(yè)上可穩(wěn)定地供給該鋼的制造方法。
本發(fā)明為了解決上述課題，通過將鋼成分和顯微組織等限定在適宜的范圍而達到目的，其要旨如下。
(1)一種高溫強度優(yōu)異的焊接結構用490MPa級高強度鋼，其特征在于，鋼成分按質(zhì)量％計含有C0.005％以上小于0.040％、Si0.5％以下、Mn0.1％～小于0.5％、P0.02％以下、S0.01％以下、Mo0.3～1.5％、Nb0.03～0.15％、Al0.06％以下、N0.006％以下，且定義為PCM＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B的焊接裂紋敏感性組成PCM為0.15％以下，實質(zhì)上不含B，其余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)組成，顯微組織為鐵素體和貝氏體的混合組織主體，其貝氏體的分率為20～90％。
(2)根據(jù)上述(1)所述的高溫強度優(yōu)異的焊接結構用490MPa級高強度鋼，其特征在于，上述鋼按質(zhì)量％計進一步含有Cu0.05～1.0％、Ni0.05～1.0％、Cr0.05～1.0％、V0.01～0.1％、Ti0.005～0.025％、Ca0.0005～0.004％、REM0.0005～0.004％、Mg0.0001～0.006％之中的任意1種或2種以上。
(3)根據(jù)上述(1)或(2)所述的高溫強度優(yōu)異的焊接結構用490MPa級高強度鋼，其特征在于，板厚度的1/4厚度位置的與軋制方向平行的截面的原始奧氏體晶粒的平均圓相當徑為120μm以下。
(4)一種高溫強度優(yōu)異的焊接結構用490MPa級高強度鋼的制造方法，其特征在于，將包含上述(1)或(2)所述的鋼成分的鋼坯或鑄坯再加熱至1100～1250℃的溫度范圍后，將在1100℃以下的累積壓下量規(guī)定為30％以上，在850℃以上的溫度進行軋制，然后自然冷卻，或者從800℃以上的溫度加速冷卻到650℃以下的溫度為止。
具體實施例方式
以下，說明本發(fā)明的詳細方案。
關于高溫強度，通過Mo和Nb的復合添加，在高溫時促進穩(wěn)定的碳氮化物的析出的同時，由于顯微組織的貝氏體化而使位錯密度增大，而且，由于固溶Mo和Nb的作用使位錯回復延遲，這些對體現(xiàn)高溫強度有效。特別是為了體現(xiàn)作為本發(fā)明目標的在700～800℃這一極高的溫度下的強度，按以往的知識見解推斷，必須添加大量的Mo，但這與確保作為焊接結構用鋼的優(yōu)異的焊接性、和焊接區(qū)韌性的觀點相悖，與高溫強度兼?zhèn)涫菢O為困難的。
根據(jù)本發(fā)明者們的研究發(fā)現(xiàn)，通過合金元素的適宜化和組織控制、特別是通過獲得高溫下的母相組織的熱穩(wěn)定性和適宜的共格析出強化效果及延遲位錯回復效果，能夠同時獲得優(yōu)異的焊接性、焊接區(qū)韌性和高溫強度。
首先，對于本發(fā)明按照權利要求的范圍限定鋼成分的理由進行說明。
C是對鋼材特性具有最顯著的影響效果的元素，必須控制在狹窄的范圍，限定范圍為0.005％以上、不足0.040％。當C量不足0.005％時強度不足，當C量為0.040％以上時，在Mo添加量多的本發(fā)明中，使焊接性、焊接區(qū)韌性劣化，同時在軋制終了后的冷卻速度過大的場合，貝氏體的生成分率增加，強度超過的危險性提高。此外，為了在相當于火災的高溫加熱時，在熱力學上穩(wěn)定地保持貝氏體和鐵素體的混合母相組織、且維持與Mo、Nb、V、Ti的復合碳氮化析出物的共格性、確保強化效果，也需要使C小于0.040％。
Si是脫氧鋼中所含有的元素，由于具有置換型的固溶強化作用，因此對提高常溫下的母材強度有效，但是不具有改善特別是超過600℃的高溫強度的效果。另外，當較多地添加時，焊接性、焊接區(qū)韌性劣化，因此上限限定為0.5％。鋼的脫氧只采用Ti、Al也是可以的，從焊接區(qū)韌性和淬透性等的觀點出發(fā)，Si越低越優(yōu)選，不一定必須添加。
Mn是在確保強度和韌性上不可缺少的元素，作為置換型的固溶強化元素的Mn，對提高常溫下的強度有效，但對特別是超過600℃的高溫強度沒有太大的改善效果。因此，在象本發(fā)明那樣的含有較多量的Mo的鋼中，從提高焊接性、即減低PCM的觀點出發(fā)，需要小于0.5％。通過將Mn的上限抑制得低，從連鑄板坯的中心偏析的方面來看也是有利的。再者，關于下限，從母材的強度、韌性調(diào)整的角度出發(fā)，需要添加0.1％以上。
P和S在本發(fā)明鋼中是雜質(zhì)，越低越優(yōu)選。P偏析于晶界，助長晶界破壞，S形成以MnS為代表的硫化物，使母材和焊接區(qū)的韌性劣化，因此P和S的上限分別規(guī)定為0.02％、0.01％。
Mo在本發(fā)明鋼中，從體現(xiàn)和維持高溫強度的觀點出發(fā)是與Nb并列必不可缺少的元素。單從高溫強度的觀點出發(fā)，越較多地添加越有利，但如果也考慮母材強度、焊接性、焊接區(qū)韌性，則應該進行限制。在將C抑制得低的本發(fā)明中，如果是后述的PCM的范圍內(nèi)(0.16％以下)，則Mo容許到1.5％為止。其下限，為了即使與Nb復合添加、或者進一步添加后述的對提高高溫強度有效的V、Ti也穩(wěn)定地確保高溫強度，需要添加0.3％以上。
Nb是必須與Mo一起復合添加的元素。首先，作為Nb的一般效果，Nb是在使奧氏體的再結晶溫度升高、最大限度地發(fā)揮熱軋時的控制軋制效果方面有用的元素。另外，也有助于在軋制之前的再加熱時的加熱的奧氏體的晶粒細化。而且，由于析出強化和抑制位錯回復而具有提高高溫強度的效果，通過與Mo復合添加，有助于進一步提高高溫強度。在不足0.03％時，在700℃和800℃下的析出硬化和抑制位錯回復的效果小，在超過0.15％時，相對于添加量硬化的程度減小，不僅經(jīng)濟上不理想，而且焊接區(qū)的韌性也劣化?；谶@些原因，Nb限定為0.03～0.15％的范圍。
Al一般是脫氧鋼中所含有的元素，但脫氧只采用Si或Ti就已經(jīng)足夠，在本發(fā)明中，其下限不限定(包括0％)。但是，Al量增多時，不僅鋼的潔凈度變差，而且焊接區(qū)的韌性也劣化，因此上限規(guī)定為0.06％。
N是作為不可避免的雜質(zhì)而在鋼中含有的元素，在添加Nb和后述的Ti的場合，其與Nb結合、形成碳氮化物，使強度增加，形成TiN，提高鋼的性能。因此N量需要最低為0.001％。但是，N量的增加對焊接區(qū)韌性、焊接性有害，在本發(fā)明中其上限為0.006％。再者，該上限并不一定是特性上的界限的意義，是在本發(fā)明者們確認的范圍內(nèi)限定的數(shù)值。
其次，對可根據(jù)需要含有的Cu、Ni、Cr、V、Ti、和Ca、REM、Mg的添加理由及其添加量范圍進行說明。
在基本成分中進一步添加這些元素的主要目的，是為了在不損害本發(fā)明鋼的優(yōu)異特征的情況下提高強度、韌性等特性。因此，這些元素是其添加量應自然而然地被限制的性質(zhì)的元素。
Cu不會對焊接性、焊接區(qū)韌性造成顯著的不良影響，而且使母材的強度、韌性提高。為了使這些效果得到發(fā)揮，必須至少添加0.05％以上。另一方面，過剩添加不僅焊接性劣化，而且熱軋時也會增大Cu裂紋發(fā)生的危險性，因此上限限定為1.0％。再者，已知Cu裂紋本身可根據(jù)Cu含量添加適量的Ni來避免，焊接性也與以C量為首的其它合金元素量有關系，因此上限不一定具有界限的意義。
Ni顯示與Cu大致同樣的效果，特別是對母材韌性的提高具有很大的效果。為了切實地獲得這些效果，必須至少添加0.05％以上。另一方面，過剩的添加，即便是Ni也使焊接性劣化，同時Ni是比較高價的元素，因此也會損害經(jīng)濟性，所以在本發(fā)明中，也考慮到以490MPa級鋼為目標，將1.0％定為上限。
Cr為了使母材強度提高可以根據(jù)需要添加。為了能夠與來自廢料等的摻雜元素的微量混入明確地區(qū)別、且切實地獲得效果，需要添加最低限0.05％以上。過多的添加，與其它元素一樣，使焊接性和焊接區(qū)韌性劣化，所以上限限定為1.0％。
上述Cu、Ni、Cr，不只對母材的機械特性有效，對耐氣候性也有效，在那樣的目的下，優(yōu)選在不會較大地損害焊接性、焊接區(qū)韌性的范圍內(nèi)主動地添加。
V是也包括提高高溫強度在內(nèi)、具有與Nb大致同樣的效果和作用的元素，但與Nb相比，其效果小。另外，從V也納入PCM式中知道，對淬透性、焊接性也造成影響。因此，為了切實得到V的添加效果，將下限規(guī)定為0.01％的同時，為了排除不良影響，將上限規(guī)定為0.1％。
Ti與Nb、V等一樣對提高高溫強度有效。除此以外，特別是在對母材和焊接區(qū)韌性的要求嚴格的場合，優(yōu)選添加。其原因是，在Al量少時(例如0.003％以下)，Ti與O結合、形成以Ti2O3為主成分的析出物，成為生成晶粒內(nèi)相變鐵素體的核，使焊接區(qū)韌性提高。另外，Ti與N結合、形成TiN而在板坯中微細析出，抑制加熱時的奧氏體晶粒的粗大化，對軋制組織的微細化有效。另外，鋼板中存在的微細TiN，在焊接時使焊接熱影響區(qū)組織晶粒細化。為了得到這些效果，Ti需要最低為0.005％。但是，過多時形成TiC，使低溫韌性、焊接性劣化，因此其上限為0.025％。
Ca、REM與雜質(zhì)S結合，具有提高韌性、抑制焊接區(qū)的由擴散氫引起的裂紋的作用，但過多時形成粗大的夾雜物，對韌性造成不良影響，因此將它們均限定在0.0005～0.004％的范圍。由于兩種元素具有大致相同的效果，因此為了得到上述的效果，至少添加任一方即可。
Mg在焊接熱影響區(qū)中具有抑制奧氏體晶粒長大、細化晶粒的作用，可謀求焊接區(qū)的強韌化。為了得到這樣的效果，需要Mg≥0.0001％。另一方面，當添加量增加時，與添加量相應的效果余量變小，且失去經(jīng)濟性，因此上限規(guī)定為0.006％。
再者，在本發(fā)明中，B并不是有意添加的，如果超過作為煉鋼工序中的污染物而含有的水平，實際上不含B是必要的。B微量添加可顯著提高淬透性，因此在用于高強度鋼中的場合，在控制組織、提高強度的方面是有利的，但也同時具有使焊接性和焊接區(qū)韌性劣化的危險性。本發(fā)明除了高溫特性外、還以進一步提高作為焊接結構用鋼的使用性能為目的，禁忌有意添加B，實際上規(guī)定不含B。
當即使將鋼的各個成分按照上述那樣進行限定，成分系整體也不合適時，不能得到作為本發(fā)明的特征的優(yōu)異特性。特別是從本發(fā)明者們早先的專利(日本專利申請2004-43961號)來看，是謀求使焊接性、焊接區(qū)韌性大大改善的，因此將PCM的值限定為0.15％以下。在此，所謂PCM，是表示焊接裂紋敏感性的指數(shù)，由下式定義。
PCM＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B通常，PCM越低，焊接性越優(yōu)異，如果為0.22％以下，則可以說焊接時不需要預熱(為了防止焊接冷裂紋)。對于高強度鋼、其中象本發(fā)明那樣的高溫強度優(yōu)異的、而且實質(zhì)上不含顯著提高淬透性的元素B的高強度鋼而言，PCM為0.15％以下是極低的值。
此外，在本發(fā)明中，也限定顯微組織。只限定鋼成分時可以確保作為焊接結構用鋼的優(yōu)異的焊接性和焊接區(qū)韌性，但是不能滿足高溫特性、尤其是作為490MPa級鋼的基本特性(特別是強度)。因此，作為適于本發(fā)明目的的顯微組織，是鐵素體與貝氏體的混合組織主體，其中的貝氏體的分率限定在20～90％。這是基于當貝氏體分率低時，難以確保490MPa級的常溫強度和高溫強度，當貝氏體分率過高時，超過JIS等所規(guī)定的490MPa級鋼的強度范圍的危險性增大這一本發(fā)明者們的實驗結果，為了明確本發(fā)明的特征而限定的，并不一定具有界限的意義。
再者，這些顯微組織，是代表板厚截面方向1/4厚度位置的顯微組織。另外，作為組織名稱的“貝氏體”的稱謂，是本領域技術人員廣泛使用的，在從變化的多樣形態(tài)等中測定分率時，在該區(qū)域的特定的點上具有產(chǎn)生不明確的可能性。這種場合，也有用組織構成上的另一種組織“鐵素體”判定的方法。這種場合的鐵素體分率為10～80％。在此所稱的鐵素體為不含滲碳體的多邊形或準多邊形鐵素體(不包括針狀鐵素體)。
軋制后的相變前的奧氏體粒徑，為了控制本發(fā)明那樣的添加較高的Mo的鋼的韌性(高韌化)，需要適宜地限定。該奧氏體晶粒越細小，最終相變組織也越微細，使韌性提高。為了得到不遜色于通常的低Mo鋼的韌性，將鋼板的最終軋制方向的板厚截面方向1/4厚度位置的該奧氏體粒徑按平均圓相當直徑限定為120μm以下。根據(jù)板厚和鋼成分不同，也有即使超過120μm也能得到充分的韌性的情況，但由于是作為能夠切實地穩(wěn)定確保韌性的粒徑而進行限定的，因此并不一定是界限的含義。再者，奧氏體粒徑的判別未必容易的情況也不少。在這樣的場合，使用以板厚1/4厚度位置為中心、在與鋼板的最終軋制方向垂直的方向取樣的帶缺口的沖擊試驗片、例如JIS Z 2202的2mmV型缺口試驗片等，將在充分低的溫度下使其脆性破壞時的斷裂面單元定義為可換讀為奧氏體粒徑的有效晶粒粒徑，測定其平均圓相當直徑，在這種場合也同樣需要為120μm以下。
按上述那樣限定的組織(組織、組織分率、原始奧氏體粒徑等)和以高溫特性為首的本發(fā)明目標的優(yōu)異的各種特性，可以通過按照以下那樣限定制造方法而容易地獲得。
具有規(guī)定的鋼成分的鋼坯或鑄坯的再加熱，限定在1100～1250℃的溫度范圍。下限1100℃是因為，以確保高溫特性為第1目的，為了使Mo、Nb和根據(jù)需要添加的V、Ti形成為固溶狀態(tài)。為了該目的，再加熱溫度越高越優(yōu)選，但加熱的奧氏體晶粒粗大化，從母材韌性的觀點出發(fā)不優(yōu)選，因此上限限定為1250℃。
軋制條件的限定，是為了直接將軋制后相變前的奧氏體粒徑按照上述那樣控制成為較細的晶粒，主要為了確保韌性。為此，軋制時需要使在1100℃以下的累積壓下量為30％以上。軋制終了溫度，作為用于在低溫區(qū)的壓下時Mo、Nb或根據(jù)需要添加的V、Ti以碳化物形式析出的下限溫度，限定在850℃以上。
軋制后的冷卻，也應該從組織控制的觀點出發(fā)進行限定。雖然也取決于鋼成分，但在鋼厚度較薄的場合，即使采用自然冷卻程度的冷卻速度也能夠得到規(guī)定的組織，但在鋼厚度較厚時，采用自然冷卻時，冷卻速度變慢，有時需要加速冷卻。這種場合的加速冷卻，在厚鋼板制造中最一般的是水冷，但不一定必須水冷。另外，加速冷卻的目的是為了組織控制而提高相變區(qū)的冷速，因此需要從800℃以上的溫度進行加速冷卻到650℃以下的溫度。
再者，在本發(fā)明中，所謂高溫強度，以600～800℃為目標，其定量的目標是，高溫時的屈服應力與常溫屈服應力之比p(＝高溫屈服應力/常溫屈服應力)，在鋼材溫度T(℃)為600℃～800℃的范圍為p≥-0.0033×T+2.80。
實施例采用轉爐-連鑄-厚板工序制造各種鋼成分的鋼板(厚度12～80mm)，來評價其機械性質(zhì)和焊接性、焊接區(qū)韌性，調(diào)查了基于JIS標準的斜Y型坡口焊接裂紋試驗中的根部裂紋的有無、和利用焊接模擬熱循環(huán)得到的相當于小線能量焊接和超大線能量焊接的模擬HAZ韌性。表1分別表示出比較例和本發(fā)明例的鋼成分、制造條件、組織以及各種特性的調(diào)查結果。
本發(fā)明例，均滿足本發(fā)明的限定范圍，包括高溫強度、模擬HAZ韌性在內(nèi)的各種特性也極良好。與此相比，比較例由于鋼成分、制造條件、組織等的至少一種以上脫離了本發(fā)明的限定范圍，因此知道與本發(fā)明例比特性差。即，比較例19由于C量低，因此貝氏體分率低，常溫強度、高溫強度(比)也都較低。比較例20由于碳量高，因此貝氏體分率高，常溫強度高。另外，母材韌性、模擬HAZ韌性也差。比較例21由于Mo量低、加速冷卻開始溫度也低，因此貝氏體分率也低、且高溫強度(比)低。比較例22由于Nb量低、加熱溫度、軋制終了溫度也低，而且加速冷卻停止溫度高，因此常溫強度、高溫強度(比)低。比較例23由于添加了B，因此在采用加速冷卻的場合，貝氏體分率高，母材韌性差。另外，模擬HAZ韌性也差。比較例24由于Mn量高、PCM也高，而且在1100℃以下的累積壓下量也低，因此貝氏體分率增高，作為490MPa級鋼其母材強度變得過剩，母材韌性、模擬HAZ韌性也差。
此外，斜Y型坡口焊接裂紋試驗中的根部裂紋，雖說比較例24的PCM高于本發(fā)明的限定范圍，但為0.185％左右，無論哪種情況都沒有發(fā)生根部裂紋。
表1


拉伸試驗片板厚40mm以下時為JIS Z 2201 1A號(總厚度)、板厚超過50mm時為JIS Z 22014號(1/4厚度)；與軋制方向垂直的方向夏比沖擊試驗片JIS Z 2202 2mmV型缺口、軋制方向高溫拉伸試驗片圓棒(Φ8mm或Φ10mm)、1/4厚度位置、與軋制方向垂直的方向熱過程11400℃×1秒、800℃→500℃的冷卻時間為8秒熱過程21400℃×30秒、800℃→500℃的冷卻時間為330秒產(chǎn)業(yè)上的可利用性采用基于本發(fā)明的鋼成分和制造方法制造的鋼材，顯微組織也滿足本發(fā)明的限定范圍，高溫強度不用說，焊接性和焊接區(qū)韌性也都優(yōu)異，這已經(jīng)由實施例實證。即表明，能夠在工業(yè)上穩(wěn)定地大量生產(chǎn)具有遠遠超過現(xiàn)有的保證直到600℃左右為止的高溫特性的耐火鋼的高溫特性的焊接結構用鋼，例如，作為建筑用途，可期待適用建筑物和完全無耐火被覆的大幅度的擴大。
權利要求
1.一種高溫強度優(yōu)異的焊接結構用490MPa級高強度鋼，其特征在于，鋼成分按質(zhì)量％計含有C0.005％以上小于0.040％、Si0.5％以下、Mn0.1％～小于0.5％、P0.02％以下、S0.01％以下、Mo0.3～1.5％、Nb0.03～0.15％、Al0.06％以下、N0.006％以下，且定義為PCM＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B的焊接裂紋敏感性組成PCM為0.15％以下，實質(zhì)上不含B，其余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)組成，顯微組織為鐵素體和貝氏體的混合組織主體，其貝氏體的分率為20～90％。
2.根據(jù)權利要求1所述的高溫強度優(yōu)異的焊接結構用490MPa級高強度鋼，其特征在于，上述鋼按質(zhì)量％計進一步含有Cu0.05～1.0％、Ni0.05～1.0％、Cr0.05～1.0％、V0.01～0.1％、Ti0.005～0.025％、Ca0.0005～0.004％、REM0.0005～0.004％、Mg0.0001～0.006％之中的任意1種或2種以上。
3.根據(jù)權利要求1或2所述的高溫強度優(yōu)異的焊接結構用490MPa級高強度鋼，其特征在于，板厚度的1/4厚度位置的與軋制方向平行的截面的原始奧氏體晶粒的平均圓相當徑為120μm以下。
4.一種高溫強度優(yōu)異的焊接結構用490MPa級高強度鋼的制造方法，其特征在于，將包含權利要求1或2所述的鋼成分的鋼坯或鑄坯再加熱至1100～1250℃的溫度范圍后，將在1100℃以下的累積壓下量規(guī)定為30％以上，在850℃以上的溫度進行軋制，然后自然冷卻，或者從800℃以上的溫度加速冷卻到650℃以下的溫度為止。
全文摘要
本發(fā)明提供一種在600℃～800℃的溫度范圍的高溫強度優(yōu)異的焊接結構用高強度鋼及其制造方法，本發(fā)明的高溫強度優(yōu)異的焊接結構用490MPa級高強度鋼，其特征在于，含有C0.005％以上小于0.040％、Si0.5％以下、Mn0.1％～小于0.5％、P0.02％以下、S0.01％以下、Mo0.3～1.5％、Nb0.03～0.15％、Al0.06％以下、N0.006％以下，根據(jù)需要含有Cu、Ni、Cr、V、Ti、Ca、REM、Mg，且定義為P
文檔編號C22C38/12GK1989264SQ20058002420
公開日2007年6月27日 申請日期2005年7月8日 優(yōu)先權日2004年7月21日
發(fā)明者水谷泰, 渡部義之, 植森龍治, 熊谷達也 申請人:新日本制鐵株式會社