專利名稱：結(jié)構(gòu)用Fe-Cr系鋼板及其制造方法以及結(jié)構(gòu)用型鋼的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及強度與現(xiàn)有的JIS(日本工業(yè)標準)G3101(1995)中所規(guī)定的SS400鋼同等水平、用于要求耐蝕性、耐用性、焊接性和焊接部特性優(yōu)良的橋梁和住宅結(jié)構(gòu)物等土木、建筑結(jié)構(gòu)物的結(jié)構(gòu)用Fe-Cr系鋼板，特別是提供一種卷材內(nèi)的偏差小、即使進行借助焊接時驟熱·驟冷顯著的電阻焊的成形加工焊接部強度也不會降低的結(jié)構(gòu)用Fe-Cr系鋼板及其制造方法以及從中獲得的結(jié)構(gòu)用型鋼。
背景技術(shù)：
土木·建筑用結(jié)構(gòu)體除強度之外還要求耐蝕性和耐用性。因此，主要將如JIS G 3101(1995)所規(guī)定的SS400或如JIS G 3136(1994)所規(guī)定的SN400B等普碳鋼或如JIS G 3136(1999)所規(guī)定的SM490等高強鋼以及在這些鋼材上施行了涂漆或鍍層處理、陽離子電泳涂漆等的材料用于該用途。而且，采用如JIS G 3353(1990)所規(guī)定的焊接輕型H型鋼、SWH400等多種型鋼作為一般建筑結(jié)構(gòu)用材料。而近幾年，隨著設(shè)計的多樣化和對環(huán)境問題意識的提高，人們在探討使用各類材料。
其中，耐蝕性和外觀性優(yōu)良的Fe-Cr系鋼由于幾乎不需要對生銹進行的鍍層處理或防銹涂漆以及開孔或焊接后的修整(修飾)等保養(yǎng)費用，在生命周期成本這點上是較有吸引力的材料。
在上述Fe-Cr系鋼中，以前作為土木·建筑用結(jié)構(gòu)材料所討論的是，在材料強度、耐蝕性、易于焊接性、焊接部韌性及通用性方面使用情況最多的、以如JIS G 4321(2000)所規(guī)定的SUS304A為代表的奧氏體系不銹鋼。該奧氏體系不銹鋼在強度、耐蝕性、耐火性及焊接部韌性等特性方面具有能充分滿足作為土木·建筑用結(jié)構(gòu)材料的特性。但問題是，奧氏體系不銹鋼由于含有大量Ni和Cr等合金元素，與普碳鋼相比價格格外高，所以作為以前的普碳鋼和高強鋼以及在其表面施行了鍍層處理或涂漆處理的通用材料的替代品使用，成本上較困難，適用范圍非常小。
針對這個問題，人們探討了把不含有高價Ni的且Cr含量較低的如JIS G 4304(1999)所規(guī)定的SUS410和以SUS410為代表的馬氏體系不銹鋼進行改良，作為土木·建筑用材料使用。馬氏體系不銹鋼的優(yōu)點在于，不用擔心高Cr合金中的σ脆性和475℃脆性等問題，而且也不用擔心奧氏體系不銹鋼中的在含有氯化物的環(huán)境下發(fā)生應力腐蝕裂紋的問題。
例如，在日本專利申請公開號昭51～13463中公開了一種焊接結(jié)構(gòu)用馬氏體系不銹鋼，該鋼含有Cr10～18wt％、Ni0.1～3.4wt％、Si1.0wt％以下及Mn4.0wt％以下，并將C降低到0.03wt％以下、N降低到0.02wt％以下，通過在焊接熱影響部形成大塊馬氏體組織，提高焊接部性能。在日本專利申請公開號昭57-28738中公開了一種結(jié)構(gòu)用馬氏體系不銹鋼，該鋼含有Cr10～13.5wt％、Si0.5wt％以下及Mn1.0～3.5wt％，在將C降低到0.02wt％以下且N降低到0.02wt％以下的基礎(chǔ)上，通過進一步將Ni限制到小于0.1wt％，從而不需要在焊接前后預熱和后加熱并獲得優(yōu)良的焊接部韌性和加工性。
另外，在日本專利申請公開號2002-53938中公開了這樣的技術(shù)，即通過向含有大于8質(zhì)量％至小于15質(zhì)量％的Cr的Fe-Cr合金中復合添加Co、V、W，以改善防初期生銹性、加工性和焊接性，而又不會造成增加Ni、Cu、Cr、Mo等含量增加和不會引起添加Ti、Nb并且不會過度降低N和C。但是，日本專利申請公開號昭51-13463、昭57-28738所公開的鋼材因還在熱軋狀態(tài)下而強度過高，需要在熱軋后進行退火，因此在成本和交貨期方面留有問題。另外，日本專利申請公開號2002-53938的技術(shù)必須復合添加Co、V、W并且為了軟化還建議熱軋板退火。
于是，人們進行了減少合金元素和省略熱軋板退火的低成本化技術(shù)開發(fā)。例如，在日本專利申請公開號平11-302737中公開了通過將含有Cr8～16wt％、Si0.05～1.5wt％、Mn0.05～1.5wt％并將C降低到0.005～0.1wt％、N降低到0.05wt％以下、C+N降低到0.1wt％以下的鋼坯加熱到1100～1250℃，在800℃以上結(jié)束熱軋，在700℃以上卷繞后，使冷卻到室溫的平均冷卻速度為5℃/分以下，從而省略熱軋板退火的技術(shù)。但問題是，日本專利申請公開號平11-302737所公開的鋼材的抗拉強度大于450兆帕，在將其成形為型鋼和管材時或進行二次加工和開孔等作業(yè)時，如不增強以前設(shè)計用于SS400鋼的生產(chǎn)線設(shè)備，則直接使用比較困難。
而且，盡管上述現(xiàn)有技術(shù)的鋼材在使用焊條的MIG(金屬極惰性氣體保護焊)等電孤焊中焊接性優(yōu)良，但是對電阻焊那樣的受到驟冷·驟熱的焊接部的硬化和脆化問題卻沒有采取充分的對策。例如，關(guān)于利用電阻焊的型鋼制造，在日本專利申請公開號平02-305939中公開了含有Cr3.5wt％以上至小于10.5wt％、Si0.01～1.0wt％、Mn0.01～2.5wt％并將C降低到0.001～0.1wt％且N降低到0.001～0.10wt的鋼材和對其進一步在非氧化性氣氛或還原性火焰護罩中進行電阻焊的結(jié)構(gòu)用焊接輕型H型鋼的制造技術(shù)。但是，該技術(shù)存在的問題是，由于在大氣中焊接時有一種稱為過燒的在焊接加熱時所生成的氧化物沒有被排出殘留下來，所以在拉伸加工時，在焊接部產(chǎn)生斷裂，因而需要控制氣氛的設(shè)備。
如上所述，現(xiàn)有技術(shù)的Fe-Cr系熱軋鋼板仍在熱軋狀態(tài)下地具有多大于450兆帕的抗拉強度，不增強以前的采用SS400鋼的型鋼生產(chǎn)線的設(shè)備就直接在生產(chǎn)線上流水作業(yè)是有問題的。特別是，熱軋卷材的前后端和寬度方向邊緣部，由于強度上升大，只好切掉，導致成品率低。而且，由于現(xiàn)有技術(shù)的鋼板對電阻焊那樣的受到驟冷·驟熱的焊接部的硬化和脆化問題沒有采取充分的對策，所以，它作為通過電阻焊方法所制造的焊接輕型H型鋼或電焊鋼管(電阻焊)用坯料來使用是有問題的。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的目的是鑒于上述現(xiàn)存問題提出一種結(jié)構(gòu)用Fe-Cr系鋼板及其低成本的制造方法，其中仍在熱軋狀態(tài)下即在不進行熱軋板退火的狀態(tài)下，使板材的抗拉強度在卷材全長范圍內(nèi)為400～450兆帕，即使受到電阻焊時的驟熱驟冷，焊接部也不會產(chǎn)生脆化。另外，本發(fā)明的其它目的是提出利用上述鋼板并通過電阻焊而成形加工而成的結(jié)構(gòu)用型鋼。
即，本發(fā)明的主旨結(jié)構(gòu)如下。
本發(fā)明的結(jié)構(gòu)用Fe-Cr系鋼板，其特征在于，它含有C0.0025～0.010質(zhì)量％、N0.0025～0.010質(zhì)量％、C+N0.015質(zhì)量％以下、Si0.01～1.0質(zhì)量％、Mn0.01～0.30質(zhì)量％、P0.04質(zhì)量％以下、S0.03質(zhì)量％以下、Cr8質(zhì)量％以上至小于10質(zhì)量％、Cu0.01～1.0質(zhì)量％、Ni0.01～1.0質(zhì)量％、V0.01～0.20質(zhì)量％、Al0.05質(zhì)量％以下，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，抗拉強度為400～450兆帕。
另外，在要求本發(fā)明的鋼板具有高耐蝕性時，除了上述成分組成外，它還可以進一步含有Mo1.0質(zhì)量％以下。
還有，本發(fā)明提出一種結(jié)構(gòu)用Fe-Cr系鋼板的制造方法，其特征在于，通過將含有C0.0025～0.010質(zhì)量％、N0.0025～0.010質(zhì)量％、C+N0.015質(zhì)量％以下、Si0.01～1.0質(zhì)量％、Mn0.01～0.30質(zhì)量％、P0.04質(zhì)量％以下、S0.03質(zhì)量％以下、Cr8質(zhì)量％以上至小于10質(zhì)量％、Cu0.01～1.0質(zhì)量％、Ni0.01～1.0質(zhì)量％、V0.01～0.20質(zhì)量％、Al0.05質(zhì)量％以下、余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的鋼坯加熱到1100～1280℃，在大于980℃的溫度下結(jié)束熱軋，在大于810℃的溫度下卷繞，使卷材內(nèi)部從800℃至400℃的平均冷卻速度為2℃/分以下，從而獲得抗拉強度為400～450兆帕的鋼板。
在要求本發(fā)明的鋼坯具有高耐蝕性時，除了上述成分組成外，它還可以進一步含有Mo1.0質(zhì)量％以下。
另外，在本發(fā)明的上述制造方法中，優(yōu)選為在大于1000℃的溫度下并以30％以上的壓下率進行至少一道粗軋。
而且，在本發(fā)明的上述制造方法中，將卷材全體部位的從800℃至400℃的平均冷卻速度設(shè)置為2℃/分以下的優(yōu)選方法為利用保溫箱、保溫罩或保溫爐進行卷材冷卻。
還有，本發(fā)明的結(jié)構(gòu)用型鋼優(yōu)選為，將上述鋼板或?qū)⒂蒙鲜龇椒ㄖ瞥傻匿摪逋ㄟ^電阻焊制成型鋼的鋼材。


圖1是卷繞后的熱軋卷材溫度滯后計算結(jié)果一例的曲線圖。
圖2是在卷繞后的熱軋卷材上罩上保溫罩時的溫度滯后計算結(jié)果一例的曲線圖。
圖3是保溫罩的一例。
圖4是將圖2的冷卻曲線和2℃/min的冷卻速度曲線重疊在CCT圖中所示的曲線圖。
具體實施例方式
為了能夠獲得在用于土木·建筑結(jié)構(gòu)物時所必需的耐蝕性并實現(xiàn)低成本，本發(fā)明人著眼于Cr含量為8質(zhì)量％以上至小于10質(zhì)量％的低合金鋼并研究了仍在熱軋狀態(tài)下的強度為400～450兆帕且電阻焊接性良好的鋼板的成分組成和制造方法。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，在Cr含量為8質(zhì)量％以上至小于10質(zhì)量％的鋼板中，由于焊接熱影響部形成席位馬氏體組織，所以為防止焊接部的脆化，防止熱影響部的馬氏體組織的過度硬化較為重要。
馬氏體的硬度主要依賴于固溶在鋼材中的C、N含量。因此，在采用電弧焊那樣焊接后冷卻速度較緩慢的焊接方法的現(xiàn)有技術(shù)中，通過降低鋼板的C、N含量并進一步施行熱軋板退火，能夠獲得具有400～450兆帕強度的、加工性、焊接性良好的且焊接部韌性良好的鋼板。但是，在將焊接輕型H型鋼或電焊鋼管制造中所用的電阻焊應用于現(xiàn)有技術(shù)的鋼板時，存在著在熱影響部的硬化顯著、不能獲得足夠的強度·韌性均衡的問題。特別是，上述脆化在焊接時加熱到800～900℃的部分中最為顯著。
認為其原因如下?，F(xiàn)有技術(shù)的結(jié)構(gòu)用鋼雖然在800～900℃的溫區(qū)中形成鐵素體(α)和奧氏體(γ)兩相組織，但由于在α相和γ相中，C和N的固溶量有很大不同，因此在形成γ相的部分中，與形成γ相時相比，有更高濃度的C、N濃化。該C、N濃化的γ相在焊接后的冷卻過程中相變?yōu)橛操|(zhì)馬氏體，引起焊接部的脆化。但是，在通常的電弧焊中，由于焊接部附近在焊接后接受空冷(自然冷卻)，所以上述馬氏體的硬化不那么顯著。而在電阻焊中，伴隨焊接的驟冷·驟熱比電孤焊顯著，加上為防止焊接頭等外圍設(shè)備過熱而對焊接機附近進行水冷，所以，焊接部附近的鋼材在焊接后立即受到急冷，馬氏體相的硬化和脆化變得顯著。因此，在進行電阻焊的材料中，鋼材的成分和微觀組織的控制愈加重要。
本發(fā)明人為解決焊接部的脆性問題而首先嘗試了降低C、N含量。但是，過度降低C、N含量，除了招致焊接熱影響部的馬氏體生產(chǎn)能的降低，還生成所謂的粗大鐵素體，相反，降低了焊接部特性。同時，在添加Ti、Nb這樣的強碳氮化物形成元素時，也使固溶的C、N含量過度減少，形成同樣的結(jié)果。
于是，本發(fā)明人認為，為改善電阻焊接性而需要改善在焊接時材料受熱變?yōu)棣?γ兩相區(qū)并受冷卻而生成的鐵素體+馬氏體組織的微觀組織。而且，本發(fā)明人還著眼于下述兩點進行了詳細的研究，即除了防止馬氏體相的硬化，還細化作為母材的鐵素體相結(jié)晶粒以改善鐵素體相的韌性。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，除了降低C、N含量，通過適量添加V，能夠抑制在兩相區(qū)加熱部所生成的馬氏體硬度的上升；通過使熱軋的粗軋的至少一道為壓下率30％以上，可以細化母材鐵素體組織并大大改善電阻焊造成的在兩相區(qū)加熱部分的脆性。而且發(fā)現(xiàn)，鋼中成分除了降低Cr、Mn，通過適量添加Cu，可以抑制生成焊接部中未排出的過燒物質(zhì)，即使在大氣中也能良好地進行電阻焊接。
進而，發(fā)明人對使仍在熱軋狀態(tài)下的在卷材整個長寬范圍內(nèi)的強度為400～450兆帕的方法進行了研究。首先，為了正確知道卷材的冷卻速度，在實際進行了熱軋后的卷材上安裝熱電偶，測量溫度的時效變化?；谠摻Y(jié)果，對卷材各位置的冷卻速度進行計算。取卷材重量為12300kg，卷材寬為1450mm，內(nèi)徑為760mm，卷取溫度為850℃，外界氣體溫度為20℃，進行計算。
將結(jié)果的一個例子示于圖1中。如圖1明確所示，在卷材溫度最低點Tmin(卷材最外圈的寬度方向邊緣部，以下稱為卷材溫度最低點)中，僅在約30分鐘之間，溫度降到約400℃，得知從800℃至400℃以快速13℃/min的速度進行冷卻。結(jié)果認為，在卷材前后端(內(nèi)卷部和外卷部)和寬度方向的邊緣部生成了較多的馬氏體相和貝氏體相等硬質(zhì)相，是硬質(zhì)化物質(zhì)。
于是，發(fā)明人收集了關(guān)于Cr含量為8～小于10質(zhì)量％的合金的連續(xù)冷卻相變曲線(CCT圖)、恒溫相變曲線(TTT圖)等的金屬學數(shù)據(jù)，研究了關(guān)于在冷卻途中進行保溫時的相變行為。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，為防止卷材前后端和寬度方向的邊緣部的硬化，在卷取后，該相同部分達到低于400℃以前，采用某些手段開始保溫，通過抑制利用卷材內(nèi)部熱量的回熱所導致的溫度上升和保溫所引起的向周圍熱輻射的慢冷卻效果，如果使從800℃到400℃的平均冷卻速度為2℃/min，能夠仍在熱軋的狀態(tài)下實現(xiàn)卷材全長全寬范圍內(nèi)的目標軟質(zhì)化。另外，本發(fā)明所述的平均冷卻速度不是指在從800℃冷到400℃的過程中使瞬時冷卻梯度為2℃/分以下，其定義是把從800℃冷卻到400℃所需要的時間控制在200分鐘以上，平均冷卻速度為2℃/分以下。
圖2表示作為對圖1的卷繞后的經(jīng)過30分鐘的卷材進行保溫的一個方法，進行如圖3所示的、在卷材2上罩上涂襯有100mm厚的絕熱材料的保溫罩1時的卷材溫度時效變化的計算結(jié)果的一例。從該圖2中可知，通過使用保溫罩，即使在卷材最低溫度Tmin，處也要花費400分鐘以上進行從800℃至400℃的冷卻，因此能夠以1℃/min以下的平均冷卻速度進行冷卻。
另外，圖4是將圖2的冷卻曲線和2℃/min的冷卻速度重合在CCT(連續(xù)冷卻相變曲線)圖中所示的圖。另外，圖4中的符號F表示鐵素體相生成區(qū)、B表示貝氏體相生成區(qū)、M表示馬氏體相生成區(qū)。在以一定的冷卻速度連續(xù)進行冷卻時，可知，如果從800℃到400℃的冷卻速度為2℃/min以下，即如果在圖4中，從800℃冷卻到400℃需要花費12000秒(200分鐘)以上的時間，則不會生成貝氏體而能夠生成軟質(zhì)的鐵素體單相組織。而在進行了保溫時，如果在卷材的任意位置處，需要參照由Tmax和Tmin所圍成的區(qū)域的溫度滯后，但可知，即使在Tmin線所示的最低溫度處，通過在冷卻到低于400℃以前開始保溫，能夠完全控制硬質(zhì)馬氏體相的生成。而且，可知對在保溫前的冷卻中在卷材的一部分中所生成的貝氏體也可以通過保溫后的回熱所引起的退火效果，使之相變?yōu)橥嘶鹭愂象w或鐵素體相，實現(xiàn)軟質(zhì)化。這樣，通過使用保溫罩，通過應用依據(jù)本發(fā)明的制造方法能夠低成本地提供可應用于建筑結(jié)構(gòu)用途地Fe-Cr系鋼板。
以下，對本發(fā)明的實施形式進行具體說明。
首先，對限定本發(fā)明鋼板的成分組成的理由進行說明。
C0.0025～0.010質(zhì)量％、N0.0025～0.010質(zhì)量％、C+N0.015質(zhì)量％以下本發(fā)明鋼材的焊接熱影響部形成微小馬氏體組織。C、N對在焊接熱影響部生成的上述馬氏體相的硬度產(chǎn)生較大影響。為了改善焊接熱影響部的韌性和加工性、防止焊接裂紋，如以前所知道的那樣，降低C、N的含量是有效的。但是，過度降低C、N的含量，不僅招致冶煉成本的上升，還降低焊接熱影響部的馬氏體生產(chǎn)能，促進粗大鐵素體的生成，使焊接部的韌性顯著降低。因此，需要使C、N的含量分別為0.0025質(zhì)量％以上。而為了抑制在焊接熱影響部所生成的馬氏體相的極端的硬度增加防止焊接熱影響部的脆化，使C、N和C+N的上限分別為0.010質(zhì)量％、0.010質(zhì)量％、0.015質(zhì)量％。優(yōu)選的C、N范圍是，C0.003～0.008質(zhì)量％、N0.0030～0.0060質(zhì)量％。特別是在大氣中進行電阻焊接時，N優(yōu)選為0.006質(zhì)量％以下。另外，C較優(yōu)選的是0.003～0.005質(zhì)量％。
Si0.01～1.0質(zhì)量％Si是作為脫氧劑并為獲得強度而添加的元素。在含量小于0.01質(zhì)量％時，不能獲得充分的脫氧效果，而1.0質(zhì)量％以上的過度添加，不僅招致韌性和加工性的降低，還使馬氏體在焊接熱影響部的生產(chǎn)能下降。因此，將Si含量限定在0.01～1.0質(zhì)量％范圍內(nèi)。特別優(yōu)選的范圍是0.1～0.5質(zhì)量％。
Mn0.01～0.30質(zhì)量％Mn是奧氏體相(γ相)穩(wěn)定化元素，使焊接熱影響部的組織形成馬氏體組織，有助于改善焊接部的韌性，但是過度添加的話，仍在熱軋狀態(tài)下的硬質(zhì)相的比率增加，不能獲得所希望的抗拉強度(400～450兆帕)。而且，使在電阻焊中的兩相加熱部所生成的馬氏體的硬度上升，除了形成脆化的原因，還形成MnS，導致耐蝕性降低。因此，將Mn添加量的上限限制在0.30質(zhì)量％。而Mn和Si一樣，作為脫氧劑也是有用的，因此將下限取為0.01質(zhì)量％。特別優(yōu)選的范圍是0.10～0.30質(zhì)量％。
P0.04質(zhì)量％以下P不僅使熱加工性和成形性、韌性降低，還是對耐蝕性有害的元素。特別是，含量大于0.04質(zhì)量％時，其影響尤為顯著，所以將P的含量限制在0.04質(zhì)量％以下。更優(yōu)選的是0.030質(zhì)量％以下。
S0.03質(zhì)量％以下S與Mn結(jié)合形成MnS，形成使耐蝕性和耐用性下降的原因。而且，由于S在結(jié)晶晶界偏析是促進晶界脆化的有害元素，因此其含量最好盡可能地低。特別是含量大于0.03質(zhì)量％時，其惡劣影響變得尤為顯著，因此將S的含量限制在0.03質(zhì)量％以下。更優(yōu)選的是0.008質(zhì)量％以下。
Cr8質(zhì)量％以上至小于10質(zhì)量％Cr是改善耐蝕性有效的元素，但小于8質(zhì)量％的話，難于確保足夠高的耐蝕性。而如果添加10質(zhì)量％以上的Cr，除了招致成本的增加，還難于仍在熱軋狀態(tài)下達到所希望的強度，因此，將添加量限定在8質(zhì)量％以上至小于10質(zhì)量％的范圍。
Cu0.01～1.0質(zhì)量％Cu是使耐蝕性提高的有效元素，以謀求延長建筑結(jié)構(gòu)壽命的目的進行添加。而且，在本發(fā)明中，為了能夠?qū)崿F(xiàn)在大氣中的電阻焊，銅是特別積極添加的元素。原因是，雖然還不明確通過添加Cu抑制焊接時的過燒物質(zhì)殘留的理由，但認為除了降低Cr和Mn這樣的在焊接部易于生成氧化物的元素，通過適量添加作為貴金屬元素(比鐵難于離子化的元素，或者比鐵標準電極電位高的元素)的Cu，能夠抑制氧化物在熔融部分的生成。但是，添加量小于0.01質(zhì)量％時，缺乏這些元素的添加效果，而大于1.0質(zhì)量％的過度添加，除了招致成本的增加，由于熱裂敏感性變強，還有可能在熱軋時形成引起脆化的原因，因此限定在0.01～1.0質(zhì)量％的范圍。Cu的下限較優(yōu)選的是耐蝕性改善效果顯著的0.1質(zhì)量％為好，至于上限，從防止熱裂和加工性的角度出發(fā)，優(yōu)選為0.7質(zhì)量％。
Ni0.01～1.0質(zhì)量％Ni是提高延展性、韌性的元素。在本發(fā)明中，特別是為提高焊接熱影響部的韌性并進一步改善防銹性而添加。而且，具有防止添加Cu時產(chǎn)生的熱軋中的熱裂的效果。但是，含量低于0.01質(zhì)量％時，缺乏其添加效果。而如果大于0.01質(zhì)量％，不僅效果飽和，還導致坯料的硬質(zhì)化和成本的上升，所以把Ni含量限制在0.01～1.0質(zhì)量％的范圍。
V0.01～0.20質(zhì)量％V在本發(fā)明中是非常重要的元素，通過適量添加，防止進行電阻焊時的焊接熱影響部的脆化的同時，還能防止鐵素體晶粒的粗大化。但是，如果添加量低于0.01質(zhì)量％，則不能充分得獲得上述添加效果。而如果大于0.20質(zhì)量％地添加，馬氏體在焊接熱影響部的生成能顯著降低，除了焊接部的韌性下降外，還難于仍在熱軋狀態(tài)下獲得所希望的抗拉強度(400～450兆帕)。因此，將V的添加量限定在0.01～0.20質(zhì)量％的范圍。優(yōu)選為0.03～0.20質(zhì)量％。
這里，雖然還不明確通過適量添加V改善焊接熱影響部的脆性的機理，但考慮如下。在添加Ti和Nb那樣的對C、N具有較強化合力的元素時，由于生成·析出這些元素的碳氮化物，因此固溶C、N含量顯著降低，使焊接熱影響部的馬氏體生成能極度降低。相反，在添加V時，由于V沒有Ti和Nb與C、N的化合力強，所以在加熱到γ單相溫區(qū)以上的部分中，不發(fā)生顯著的固溶C、N含量的降低，從而能充分得確保該部分的馬氏體相變能。而在加熱成兩相區(qū)的部分中，由于在其溫度域中，V的炭氮化物穩(wěn)定，固溶C、N含量被抑制在較低水平，所以難于產(chǎn)生以固溶C、N面向γ相的濃化為原因引起的馬氏體相的硬質(zhì)化。其結(jié)果能夠使加熱到γ單相域以上的部分的馬氏體生成能不降低地將兩相區(qū)加熱部的馬氏體相的硬度抑制在較低水平，能夠在遍及焊接熱影響部的整個區(qū)域內(nèi)使之具備優(yōu)良的韌性。
Al0.05質(zhì)量％以下Al不僅作為脫氧劑，還有助于改善鋼板的彎曲加工性。為獲得該效果，需要添加0.003質(zhì)量％以上。但如果含量大于0.05質(zhì)量％變多的話，由于夾雜變多招致機械性質(zhì)惡化，所以將Al限定在0.05質(zhì)量％以下。另外，也可以不特別含有Al。
Mo1.0質(zhì)量％以下Mo也是對改善耐蝕性有效的元素。在本發(fā)明中，可根據(jù)需要添加。為了獲得添加效果，需要添加0.03質(zhì)量％以上。但是，如果大于1.0質(zhì)量％地添加，除了加工性顯著降低外，不能仍在熱軋的狀態(tài)下獲得所需的抗拉強度(400～450兆帕)，因此，將添加量限制在1.0質(zhì)量％以下。另外，從耐蝕性和強度·加工性均衡的觀點來看，優(yōu)選范圍是0.1～1.5質(zhì)量％。
接著，對本發(fā)明的鋼板的特性進行說明。
本發(fā)明的鋼板需要使抗拉強度為400～450兆帕范圍。以前主要是將SS400鋼加工制造成土木·建筑結(jié)構(gòu)用型鋼，為了直接利用該鋼材生產(chǎn)線，要求具有與前述SS400鋼相同程度的強度和加工性。即，抗拉強度如果大于450兆帕，則增加型鋼生產(chǎn)線的加工負荷，除了需要增強設(shè)備外，加工性也惡化，所以不優(yōu)選。同時，如果低于400兆帕，除了在成形加工為型鋼時產(chǎn)生過度的變形，還不能獲得作為成品所要求的強度。
然后，對本發(fā)明的鋼板的制造方法進行說明。
將調(diào)整為上述本發(fā)明的成分組成的鋼水在轉(zhuǎn)爐或電爐等通常公知的熔煉爐中熔煉后，用真空脫氣(RH法)、VOD(真空氧氣脫碳法)、AOD(氬氧氣脫碳法)等公知的精煉方法進行精煉，接著，用連鑄法或鑄錠-開坯法制成扁鋼坯(鋼坯)。此時，為了確保后述的熱粗軋壓下率，扁鋼坯厚度優(yōu)選為100mm以上。
接著，將扁鋼坯加熱到1100～1280℃，進行熱軋而制成熱軋鋼板。為了促進依賴于卷取后自動退火的軟質(zhì)化，希望扁鋼坯的加熱溫度高，但是如果大于1280℃，扁鋼坯下垂顯著且結(jié)晶粒粗化，熱軋板的韌性降低。而在低于1100℃的加熱溫度下，難于使熱軋終軋溫度大于930℃。優(yōu)選為1100～1250℃。
熱粗軋工序在本發(fā)明中優(yōu)選為，在大于1000℃的溫區(qū)中，至少進行一道以上的壓下率為30％以上的軋制。因為，通過在此大壓下軋制，鋼板的結(jié)晶組織得到細化，能夠彌補由于伴隨著后述卷取后保溫的冷卻速度的降低，而特別是由在中央部形成鐵素體結(jié)晶粒粗化問題所引起的母材韌性的降低。
另外，在粗軋大壓下下，對提高在電阻焊時加熱成鐵素體相(α)+奧氏體相(γ)的兩相區(qū)的韌性也有效。因為，兩相區(qū)加熱部的馬氏體在鋼板鐵素體的結(jié)晶晶界處生成，如果其過度硬化，將形成裂紋起點并產(chǎn)生脆化。因此，如果細化形成矩陣的鐵素體組織，先使鐵素體相的韌性提高，能夠防止龜裂的傳播，抑制脆化。
鋼板在大于1000℃的溫度下是奧氏體相(γ)單相，但通過使每一道的壓下率為30％以上，將增加鐵素體相的生成點，因此能夠細化結(jié)晶粒。而且，將此時的軋制溫度定為大于1000℃，也是因為為了使熱軋精加工溫度大于930℃。
在本發(fā)明中，為了促進依賴于卷取后自動退火效果的軟質(zhì)化，把熱粗軋后的精軋結(jié)束溫度限定為大于930℃、把軋制后的卷材的卷取溫度限定為大于810℃。將精軋結(jié)束溫度限定為大于930℃的原因是，為防止在鐵素體相(α)和奧氏體相(γ)兩相區(qū)下的軋制所導致的加工鐵素體的導入，同時為確保大于810℃的卷繞溫度。而且，也為了使開始保溫時的卷材端部溫度為400℃以上，有必要使卷繞溫度大于810℃。
另外，在本發(fā)明中，為獲得目標強度，需要使卷繞后的卷材從800℃至400℃的冷卻時間為200分以上、平均冷卻速度為2℃/分以下進行冷卻。通過設(shè)定該平均冷卻速度，可使鋼板組織形成鐵素體單相(一部分為炭氮化物)、回火貝氏體單相或回火貝氏體單相+鐵素體組織，能夠完全抑制生成硬質(zhì)的馬氏體相。
在這里，上述卷材內(nèi)部的平均冷卻速度是在卷材內(nèi)部，即，卷材縱向中央部附近且在寬度方向上距邊緣50mm以上的內(nèi)側(cè)測量的冷卻速度，該測量方法是將熱電偶插入到卷材內(nèi)進行實測的方法?；蛘咭部梢詮木聿牡谋砻鏈囟扔盟闶竭M行推算。
另外，如果在卷材內(nèi)部以2℃/分以下的平均冷卻速度冷卻卷繞后的鋼板，能夠比較容易達成。但是在卷材的前端部(內(nèi)圈部)和后端部(外圈部)以及卷材的寬度方向端部(邊緣部)，平均冷卻速度容易大于2℃/分，容易生成貝氏體相和馬氏體相，發(fā)生硬質(zhì)化。因此，有必要切除該部分，因為該部分是降低成品率的原因。
對此，本發(fā)明提出的方法是，在將卷繞后的卷材冷卻到低于400℃以前開始保溫，利用保溫回熱效果，實質(zhì)上使卷材內(nèi)所有部位的從800℃至400℃的冷卻時間為200分以上、平均冷卻速度為2℃/分以下。通過該保溫，卷材縱向和卷材寬度方向上的端部得到充分的退火，能夠在遍及卷材全長全寬度范圍內(nèi)獲得目標強度。較優(yōu)選的是，使平均冷卻速度為1℃/分以下。在這里，上述卷材的溫度最低點，如前所述，相當于卷材最外圈的寬度方向的兩端部部分，因此可通過在該部分上焊接熱電偶測量冷卻速度。另外，也可以用輻射溫度計測量溫度。
另外，作為保溫的方法，例如有把在鐵制箱子的內(nèi)側(cè)涂襯有絕熱材料的保溫罩罩在卷材上的方法、放入到挖有坑形孔的且壁上貼有具有絕熱效果的材料的保溫坑的方法，另外，也可以放入到保溫箱后進行保溫覆蓋。還有，使用帶加熱功能的設(shè)備等可應用各種方式，能夠使用根據(jù)實施者的生成設(shè)備環(huán)境優(yōu)選的保溫設(shè)備。另外，考慮到從卷材下部冷卻，有必要研究將卷材置于絕熱材料上面等。另外，特別是對卷繞后的冷卻顯著的卷材的前后端以及寬度兩端，也可以并用通過感應加熱等的加熱。
由于通過采用上述保溫方法，能夠不進行熱軋板退火地仍在熱軋狀態(tài)下使抗拉強度在遍及卷材全長全寬范圍內(nèi)為400～450兆帕，因此，能夠抑制作為現(xiàn)有技術(shù)中的問題的卷材切頭尾和邊緣部大幅修邊等所導致的成品率降低，能夠大幅削減成本。而且，通過使抗拉強度與SS400鋼為同等水平，可直接使用以前的生產(chǎn)線進行折彎加工和開孔之類的加工。
另外，本發(fā)明的熱軋鋼板不僅仍在熱軋狀態(tài)下具有優(yōu)良的加工性和韌性，還具有即使受到焊接時伴有驟冷·驟熱的電阻焊，也不產(chǎn)生焊接熱影響部的脆化的優(yōu)良特性。而且，本發(fā)明的鋼板可在熱軋原封不動的狀態(tài)下使用，也可以根據(jù)需要進行利用光軋的形狀補正，或通過噴丸加工、酸洗進行除鱗后，或再通過研磨等調(diào)整到所希望的表面性質(zhì)后使用。而且，還可以根據(jù)需要，涂敷防銹劑。另外，進行酸洗時，也可以以改善酸性為目的對熱軋板進行退火。
本發(fā)明的鋼板可以應用于通過折彎加工或滾軋成形所制造的各種形狀的型鋼。適用于土木·建筑用的結(jié)構(gòu)材料，尤其用于住宅結(jié)構(gòu)用型鋼較好。另外，本發(fā)明的鋼板盡管也可作為通過電弧焊等各種焊接所組裝的型鋼的材料使用，但因為尤其沒有驟冷·驟熱所引起的焊接部的脆化，所以，是適用于通過依賴于感應加熱或直接通電加熱的電阻焊接方法成形的焊接輕型H型鋼和角管等制造的材料。
另外，發(fā)揮本發(fā)明鋼板的特性，也可以作為集裝箱、煤車、客車框架等各種結(jié)構(gòu)用材料使用。而且，具有本發(fā)明成分的鋼，也可以適用于通過熱軋制造的厚鋼板和型鋼甚至條鋼等在土木·建筑領(lǐng)域使用的各種鋼材。
實施例(實施例1)把具有表1所示成分組成的鋼經(jīng)過轉(zhuǎn)爐二次精煉工序進行熔煉，用連鑄法制成200mm厚扁鋼坯。將這些扁鋼坯再加熱到1170℃后，在圖2所示的條件下，進行第六道次壓下率為20～45％、其它道次壓下率低于30％的合計7道粗軋后，通過精軋溫度為940～1050℃的7道精軋制成板厚4.5mm和6.0mm的熱軋鋼板，在815～910℃的溫度下卷繞成卷材后，進行空冷。另外，通過對一部分卷材的單位重量進行調(diào)整，使冷卻速度產(chǎn)生變化。例如，通過以小批繞制卷材可降低卷材的單位重量加速冷卻速度。在這些卷材中，將熱電偶插入到內(nèi)部(為卷材縱向中央部距卷材邊緣50mm以上的內(nèi)部)，測量冷卻速度。
對冷卻的熱軋鋼板施行噴丸、酸洗處理脫鱗后，從進行測溫位置附近沿軋制方向采集抗拉實驗片(JIS5號)，測量0.2％屈服強度、抗拉強度、屈服比和延伸率。切開該卷材后，通過電阻焊制造尺寸為腹板高度300mm、凸緣寬度150mm、腹板厚度4.5mm、凸緣厚度6.0mm的焊接H型鋼。H型鋼的制造使兩枚凸緣材料的寬度方向中央部順序接觸腹板材料進行電阻焊。焊接條件為，氣氛氣體大氣中或純氮氣，通電功率330～370kW，焊接速度20～40m/min。遵循JIS G3353，從該焊接H型鋼沿焊接方向切出35mm寬的H形狀的焊接部抗拉實驗片，抓住兩凸緣部分拉伸，測量抗拉強度和斷裂位置。需要在該實驗中不發(fā)生焊接部斷裂地在腹板部斷裂，且獲得所希望的強度。
上述實驗結(jié)果如圖2所示。依據(jù)本發(fā)明制造的鋼板具有與SS400和SN400B相同水平的強度，且成形為H型鋼后的強度也具有與SWH400相同水平的強度，不產(chǎn)生伴隨電阻焊接的焊接部脆化，在所有腹板位置產(chǎn)生斷裂。而且，即使在大氣中焊接，也可以進行良好的焊接，根本沒有產(chǎn)生起因于未排出過燒物質(zhì)而發(fā)生的焊接部斷裂。而在脫離本發(fā)明范圍的比較例中，未能獲得目標抗拉強度(400～450兆帕)，且在抗拉實驗中，在焊接部產(chǎn)生斷裂，也未能獲得足夠的強度。
具體說，在No.10中，盡管鋼板強度在所希望的范圍之內(nèi)，但由于沒有進行粗軋大壓下，所以電阻焊接部的脆化顯著，在成形為H型鋼后的抗拉實驗中引起焊接部斷裂，未能獲得所希望的強度。在No.11中，熱軋后的冷卻速度高，未能獲得所希望的強度。由于在No.14中的C含量以及在No.15中的C+N含量過多，所以在電阻焊接部在兩相區(qū)加熱部的脆化顯著，在H型鋼成形后未能獲得所希望的強度。在No.16中，Cu的添加量少，由于未排出的過燒物質(zhì)的影響，在H型鋼的拉伸實驗中引起了焊接部斷裂。在No.17中，由于V含量少，所以伴隨著鐵素體結(jié)晶粒在電阻焊接熱影響部的粗化產(chǎn)生了脆化，引起了焊接部斷裂。在No.18中，Mn含量多，在電阻焊接熱影響部產(chǎn)生硬化，在H型鋼的拉伸實驗中引起了焊接部斷裂。
(實施例2)把具有表3所示成分組成的鋼水經(jīng)過轉(zhuǎn)爐二次精煉工序進行熔煉，用連續(xù)鑄造法制成200mm厚的扁鋼坯。將這些扁鋼坯再加熱到1170～1220℃后，在圖4所示的條件下，進行第六道次壓下率為30～45％、其它道次壓下率低于30％的合計7道粗軋后，通過最終精加工溫度為940～1050℃的7道精軋制成厚4.5mm和6.0mm的熱軋鋼板，在815～910℃的溫度下卷成卷材。把卷繞后的卷材搬運到鋪滿絕熱材料的保溫圍場并罩上內(nèi)側(cè)涂襯有100mm厚的絕熱材料的保溫罩進行卷材保溫。在卷材的最外圈邊緣部附近焊接熱電偶進行卷材冷卻速度的測量。另外，通過對一部分卷材的單位重量進行調(diào)整，或改變絕熱材料的厚度，使冷卻速度產(chǎn)生變化。從這些熱軋卷材的最外圈邊緣部和最外圈板寬方向1/4部分切出JIS 5號實驗片進行拉伸實驗。拉伸方向平行于軋制方向。
上述實驗結(jié)果如圖4所示。根據(jù)本發(fā)明用保溫罩進行緩慢冷卻的鋼板具有與SS400和SN400B相同水平的強度，特別是在作為溫度最低點的最外圈的邊緣部附近幾乎不發(fā)生硬質(zhì)化，能夠獲得目標抗拉強度(400～450兆帕)。而在脫離本發(fā)明范圍的比較例中，特別是在邊緣部附近強度上升顯著，在脫離本發(fā)明成分的比較例中，在距離卷材邊緣1/4寬的到內(nèi)側(cè)的部分材料中也未能獲得目標強度。具體的就是，在No.30中，在卷繞后的冷卻速度快的邊緣部未能獲得所希望的強度。在No.31中，因為同樣原因，在卷材寬度方向的邊緣部以及1/4寬度部分均沒有獲得所希望的強度。另外，由于No.34中的C含量、No.35中的N含量以及No.36中的C+N含量超出本發(fā)明范圍，因此未能獲得所希望的強度。另外，由于No.37中的Cu含量、No.38中的V含量、No.39中的Mn含量超出本發(fā)明范圍，因此未能獲得所需強度。
如以上所說明的那樣，根據(jù)本發(fā)明，通過適當組合鋼板的成分組成和熱軋條件以及熱軋后的冷卻條件，能夠獲得在熱軋原封不動的狀態(tài)下具有與SS400鋼相同的強度的、且在卷材的前后端部和寬度端部不發(fā)生硬質(zhì)化的結(jié)構(gòu)用Fe-Cr系鋼板，因此，即使在現(xiàn)有的生成線上也能制造各種型鋼。另外，由于本發(fā)明的鋼板能夠通過遭受驟冷、驟熱的焊接法進行成形加工，因此，可以通過電阻焊制造結(jié)構(gòu)用型鋼。而且，本發(fā)明的鋼板即使用于土木·建筑用的結(jié)構(gòu)物，由于具有足夠的耐蝕性和耐用性，因此能夠謀求降低生命周期成本，其工業(yè)利用價值較大。
表1525

注有下劃線的地方指超出了本發(fā)明范圍。
表2525

注有下劃線的地方指超出了本發(fā)明范圍。
表3 015

注有下劃線的地方指超出了本發(fā)明范圍。
表4015

注有下劃線的地方指超出了本發(fā)明范圍。
權(quán)利要求
1.一種結(jié)構(gòu)用Fe-Cr系鋼板，其中，它含有C0.0025～0.010質(zhì)量％、N0.0025～0.010質(zhì)量％、C+N0.015質(zhì)量％以下、Si0.01～1.0質(zhì)量％、Mn0.01～0.30質(zhì)量％、P0.04質(zhì)量％以下、S0.03質(zhì)量％以下、Cr8質(zhì)量％以上至小于10質(zhì)量％、Cu0.01～1.0質(zhì)量％、Ni0.01～1.0質(zhì)量％、V0.01～0.20質(zhì)量％、Al0.05質(zhì)量％以下，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，抗拉強度為400～450兆帕。
2.如權(quán)利要求1所述的結(jié)構(gòu)用Fe-Cr系鋼板，其中，除了上述成分組成，它還進一步含有Mo1.0質(zhì)量％以下。
3.一種結(jié)構(gòu)用Fe-Cr系鋼板的制造方法，其中，通過將含有C0.0025～0.010質(zhì)量％、N0.0025～0.010質(zhì)量％、C+N0.015質(zhì)量％以下、Si0.01～1.0質(zhì)量％、Mn0.01～0.30質(zhì)量％、P0.04質(zhì)量％以下、S0.03質(zhì)量％以下、Cr8質(zhì)量％以上至小于10質(zhì)量％、Cu0.01～1.0質(zhì)量％、Ni0.01～1.0質(zhì)量％、V0.01～0.20質(zhì)量％、Al0.05質(zhì)量％以下、余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的鋼坯加熱到1100～1280℃的溫度，在大于930℃的溫度下結(jié)束熱軋，在大于810℃的溫度下卷繞，使卷材內(nèi)部從800℃至400℃的平均冷卻速度為2℃/分以下，從而獲得抗拉強度為400～450兆帕的鋼板。
4.如權(quán)利要求3所述的制造方法，其中，除了上述鋼材的成分組成外，它還進一步含有Mo1.0質(zhì)量％以下。
5.如權(quán)利要求3或4所述的制造方法，其中，在上述制造方法中，在大于1000℃的溫度下，以30％以上的壓下率進行至少一道粗軋。
6.如權(quán)利要求3～5任一項所述的制造方法，其中，在上述制造方法中，使卷材全體部位的從800℃至400℃的平均冷卻速度為2℃/分以下。
7.如權(quán)利要求6所述的制造方法，其中，在上述制造方法中，利用保溫箱、保溫罩或保溫爐進行卷材的冷卻。
8.一種結(jié)構(gòu)用型鋼，其中，通過電阻焊將權(quán)利要求1或2所述的鋼板制成型鋼。
9.一種結(jié)構(gòu)用型鋼，其中，通過電阻焊把用權(quán)利要求3～7任一項所述方法制造的鋼板制成型鋼。
全文摘要
提出結(jié)構(gòu)用Fe－Cr系鋼板及其制造方法，其仍在熱軋狀態(tài)下的抗拉強度在遍及整個長寬范圍內(nèi)為400～450兆帕，即使受到進行電阻焊時的驟熱·驟冷，也不會發(fā)生焊接部脆化。提出利用該鋼板通過電阻焊加工的結(jié)構(gòu)用型鋼。具體說，將按質(zhì)量％地含有C0.0025～0.010％、N0.0025～0.010％、C+N0.015％以下、Si0.01～1.0％、Mn0.01～0.30％、P0.04％以下、S0.03％以下、Cr8％以上至小于10％、Cu0.01～1.0％、Ni0.01～1.0％、V0.01～0.20％、Al0.05％以下、余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的鋼坯加熱到1100～1280℃，高于930℃地結(jié)束熱軋，高于810℃地卷繞，使卷材內(nèi)部從800℃至400℃的平均冷卻速度為2℃/分以下，從而獲得抗拉強度為400～450兆帕的鋼板。
文檔編號C21D8/02GK1485456SQ0314714
公開日2004年3月31日 申請日期2003年7月4日 優(yōu)先權(quán)日2002年7月4日
發(fā)明者太田裕樹, 宇城工, 古君修, 松尾紀之, 中島宏幸, 重見將人, 笠茂利廣, 之, 人, 幸, 廣 申請人:杰富意鋼鐵株式會社