專利名稱：590MPa級的極厚的有優(yōu)良韌性的H型鋼及其生產(chǎn)方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及用作建筑構(gòu)件的H型鋼。本發(fā)明尤其涉及腰厚(flagethinkness)超過30mm，抗拉強度為590-740MPa的590MPa級的極厚H型鋼，而且還涉及該鋼的生產(chǎn)方法。
當前在建造建筑物時，強烈要求壓縮建設(shè)成本及縮短建設(shè)時間。因此，一直在探討用軋制H形鋼替代箱式柱或焊接的H形鋼。為使用軋制的H形鋼，則需要提高其承載負荷的能力。具體地，要求用高強度的極厚的H形鋼，該鋼的腰厚大于30mm，其軋制H形鋼自身品質(zhì)具有與箱式柱或焊接的H形鋼材厚鋼板同等以上的水準。還有這樣一種傾向出于防御地震的觀點，包含焊接部位和焊接熱敏感區(qū)(后文稱之為“HAZ”)的建筑構(gòu)件用鋼材需有高的韌性，這種傾向體現(xiàn)在高強度極厚的H形鋼上。換言之，不僅要求沿腰軋制方向和腰寬方向的高韌性，而且要求腰厚方向的高韌性。類似地，還要求HAS具有與基體材料相等的高韌性和低焊接開裂敏感性。
比如，日本專利公開97-125,140和專利No.2,596,835公開了采用TMCP極厚H形鋼可以提高強度，該鋼是用組織控制法產(chǎn)生的，而該方法則利用夾雜物形成細的鐵素體組織。但，強度提高到590MPa的極厚的H形鋼在沿腰厚方向上韌性不足。這種極厚的鋼的Pcm很高，Pcm是評價焊接開裂參數(shù)的一個指數(shù)，因此該板在焊接性能方向有問題。
另一方面，為得到590MPa級的極厚H形鋼，考慮采用與厚板一樣的2次淬火和回火。但，為了直至腰厚的中心均形成馬氏體組織，Pcm不可避免地升高。此外，HAZ的硬度也升高，致使韌性劣化。此外，該方法由于熱處理應(yīng)力而引起的尺寸精度下降，成本上升的問題，因此可實施性低。
換言之，對于處于軋制狀態(tài)的極厚H形鋼而言，目前尚未建立可以解決上述所有問題的成份和生產(chǎn)方法。
日本專利公開96-85,846和96-144,019及美國專利5,766,381公開了向高Mn的超低C鋼加入適量的B可得到主要由貝氏體構(gòu)成的組織，從而得到對冷卻速度依賴性低的高強度鋼材。這些公開文件尤其揭示了由于極低C含量從而使Pcm明顯下降，結(jié)果明顯提高了焊接性能。
根據(jù)目前對(超)低碳鋼的貝氏體組織及轉(zhuǎn)變行為的研究報告(“貝氏體調(diào)查研究部會最終報告書”-(社)日本鐵鋼協(xié)會基礎(chǔ)研究會，貝氏體調(diào)查研究部會編)，將超低C鋼的典型顯微組織分成5類，這包括多角形鐵素體(下文稱之為“αP”)、準(Ouasi)-多角形鐵素體(下文稱之為“αq”)、晶粒狀貝氏體鐵素體(下文稱為“αB”)、貝氏體鐵素體(下文稱為“α°B”)、及位錯(Dislocated)立方馬氏體(下文稱為“α′m”)。轉(zhuǎn)變溫度沿此順序下降，而轉(zhuǎn)變則由擴散形轉(zhuǎn)變向剪切形轉(zhuǎn)變改變。對此的解釋是上述日本專利公開96-85846等中所述的效果是因形成了αB和α°B。但是，通過完成貝氏體轉(zhuǎn)變而形成的αB和α°B將γ晶粒抑制于轉(zhuǎn)變前的狀態(tài)。在由矩形截面到H形截面的熱變形時，構(gòu)成該鋼組織的γ晶粒沿軋制方向和寬度方向破碎，但沿腰厚方向則很少破碎。因此，沿腰厚方向的αB和α°B晶粒要比軋制方向和寬度方向的晶粒粗大，這對腰厚方向的韌性當然有不利的影響。從軋制能力的觀點看，對于極厚的H形鋼而言，有軋機限制，即不能象厚板軋制一樣施以大的壓縮比。由于不能施以大的壓縮比，所以不能通過重結(jié)晶使γ晶粒充分細化。這樣在通過軋制未細化極厚H形鋼的組織時就產(chǎn)生了困難，因此需要一種能消除腰厚方向韌性下降的方法。
本發(fā)明的目的在于有利地解決該產(chǎn)品在生產(chǎn)成本、強度、韌性和焊接性能方面的問題，即提供一種軋制態(tài)的抗拉強度在590 MPa級，在腰厚方向上有高的韌性的，低Pcm的和HAZ無硬化的極厚的H形鋼，及提供生產(chǎn)該鋼的方法。
即，本發(fā)明的要旨如下590MPa級極厚H形鋼具有優(yōu)良的沿腰厚方向的軋制態(tài)的韌性，并含有(重量％)0.001～0.025％的C、0.6％或更少的Si、0.4～1.6％的Mn、0.025％或更少的P、0.010％或更少的S、0.1％或更少的Al、0.6～2.0％的Cu、0.25～2.0％的Ni、0.001～0.050％的Ti、及0.0002～0.0030％的B，其中的Mn/Cu≤2.0而且滿足250≤117Mn(％重量)+163Cu(％重量)≤350。該590MPa級極厚的H形鋼還含一或二種的0.030％或更少的REM及0.0100％或更少的Ca，和/或一種或二種以上的0.5％或更少的Cr、0.5％或更少的Mo、0.10％或更少的V和0.10％或更少的Nb。
生產(chǎn)軋制態(tài)的具有沿腰厚方向的優(yōu)良韌性的，590MPa級的極厚的H形鋼的方法包括用萬能軋機軋制具有上述成份的鋼坯，其中在將此鋼坯加熱到1050℃～1350℃后，用粗軋萬能軋機軋出相當于H形鋼腰部的部位，在溫度范圍為750～1100℃，施加軋制壓縮比為1～10％/每道次，而累積壓縮比為20％或更高的軋制。進一步地，軋制后在最高500℃的溫度范圍內(nèi)，以0.05％/秒或更高的速度冷卻到500℃的590MPa級的極厚H形鋼的制造方法。
圖2是展示同時達到高強度(590-740MPa的抗達強度)和沿厚度方向高韌性(47焦耳或更高的夏氏(Charpy)吸收功)的Mn和Cu含量區(qū)的曲線。
圖3是展示Mn/Cu比對沿板厚方向上的夏氏吸收功的影響的曲線。
圖4是展示累積軋制壓縮比對厚度方向的夏氏吸收功的影響的曲線。
下文將陳述限制本發(fā)明每種化學組份的理由。
為檢測所加C的量的影響進行下面的實驗。用實驗軋機將含(重量％)C0.001～0.056％、Mn1.3％、Cu1.0％、Ni0.5％、Nb0.04％、B0.0020％的真空熔煉鋼加工成厚63.5mm的板，再將其空冷，從其上切取抗拉實驗的試樣。軋制條件包括加熱溫度1120～1170℃、累積軋制壓縮比53％、軋制溫度1100～800℃，每道次的軋制壓縮比1～9％及道次數(shù)17。這些條件可使腰厚65mm的極厚H形鋼中1/4腰寬和1/4腰厚部位的變形相同。結(jié)果示于

圖1中，其中用·表示抗拉強度，用○表示屈服強度。在圖1中，添加超過0.025％(重量)的C使抗拉強度(TS)和塑性變形0.2％的屈服強度(YS)與常規(guī)公知常識相反地下降，而且抗拉強度(TS)達不到590MPa。這是因為在軋制后的冷卻步驟中產(chǎn)生了αp。相反在0.025％(重量)或更低的C含量區(qū)中，不形成轉(zhuǎn)化的αp，但形成αβ+αq，因而保持了高的抗拉強度。因此，C的上限為0.025％(重量)。為使C含量小于0.001％，則需要增加脫氣時間，及挑選所用的原料，穩(wěn)定生產(chǎn)困難。因此正確的C范圍為0.001～0.025％(重量)。Si:0.6％(重量)或更少Si通常是作為固溶強化元素使用的。但，添加超過0.6％(重量)的Si促使HAZ變脆。因此，Si的上限為0.6％(重量)。雖然未規(guī)定下限，但Si含量以0.05％(重量)或更高為佳，以進行脫氧及保證強度。Mn:0.4～1.6％(重量)對于穩(wěn)定地獲得αB而言，Mn是重要元素。但當Mn含量大于1.6％(重量)時，αq轉(zhuǎn)變的鼻子過多地移到長時間的一側(cè)，結(jié)果使αq的細分散變得困難。為提高腰厚方向上的韌性，作為本發(fā)明的特征的，αq細分散的晶粒是重要的。因此，添加1.6％(重量)以上的Mn由于缺乏αq而抑制了腰厚方向上的韌性改善。另一方面，當Mn含量小于0.4％(重量)時，則得不到αB組織及所需的強度。因此其下限為0.4％(重量)。
必須按Mn和Cu之間的關(guān)系控制加Mn的量。這將述于下文中。P:0.025％(重量)或更少P偏析于γ晶界中，從而降低了晶界強度。因此，P含量要盡可能地低。為降低HAZ韌性，上限應(yīng)為0.025％(重量)。S:0.010％(重量)或更少S與Mn結(jié)合而形成夾雜物MnS。在因軋制而拉伸時，腰厚方向上的韌性尤因MnS的影響而下降。因此，必須使S含量盡可能地低，其上限為0.010％(重量)。Al:0.1％(重量)或更少Al作為脫氧劑使用。但當Al含量超過0.1％(重量)時，則氧化鋁團絮上升從而使韌性惡化，因此其上限為0.1％(重量)。在用Ti作脫氧劑時，則無需加Al。Cu:0.6～2.0％(重量)在本發(fā)明中，Cu是用于取代Mn的重要元素。另一方面，αq的細分散使屈服強度下降是很重要的。為補償屈服強度的下降，需要0.6％(重量)以上的Cu。即，因Cu量上升，從而使αB轉(zhuǎn)變溫度下降，在軋后冷卻步驟中使Cu在αq和αB中析出，因此提高了抗拉強度及細化了αq和αB。但，加Cu少于0.6％(重量)則效果也小，而加Cu超過2.0％(重量)則使HAZ韌性惡化。因此添加Cu范圍為0.6～2.0％(重量)，更好是0.7～1.5％(重量)。此外，必須按Cu和Mn之間的上述關(guān)系控制添加Cu量。這將于下文陳述。Ni:0.25～2.0％(重量)為防止在連鑄和軋制時Cu引起的高溫開裂需有0.25％(重量)或更多的Ni。當加Ni量超過2.0％(重量)時這種效果就飽和了，因此Cu的上限為2.0％(重量)。Ti:0.001～0.050％(重量)Ti具有使HAZ晶粒變粗，從而改進HAZ韌性的作用。同時，鋼中的N被固定成TiN，從而使B以固溶態(tài)的B剩下，因而由于在晶界上轉(zhuǎn)變抑制了αP的形成。在某些情況下，Ti替代Al被用作脫氧劑。但，當Ti小于0.001％(重量)時，查覺不到這種效果，而添加Ti超過0.050％(重量)時，則降低母材的韌性。因此，加Ti量的范圍是0.001～0.050％(重量)。為體現(xiàn)Ti的充分的作用，Ti量的范圍最好是0.005～0.025％(重量)。B:0.0002～0.0030％(重量)偏析于γ晶界上的B是抑制αP在晶界上轉(zhuǎn)變的重要元素。加B小于0.0005％(重量)時，效果很小，而加B超過0.0030％(重量)時此效果就飽和了。因此加B量在0.0005～0.0030％(重量)的范圍內(nèi)。Mn/Cu≤2.0及250≤117Mn(％重量)+163Cu(％重量)≤350按本發(fā)明，必須按上述等式控制Mn和Cu的量。其原因于下文陳述。
為檢測Mn和Cu的下述影響進行了實驗。實驗軋制含(重量)0.018％C、0.3％Si、0.0020％B及變量的Mn和Cu的真空熔煉鋼，然后切取拉伸實驗和夏氏沖擊實驗試驗片。拉伸試樣的長度方向與軋制方向一致。夏氏沖擊試樣是沿軋制的厚度方向取得的，并在該軋材1/2厚度的部位開始有缺口。軋制條件的設(shè)定要使極厚的，腰厚為65mm的H形鋼1/4腰寬和1/4腰厚處的變形相同。圖2中的陰影部展示了Mn和Cu含量的區(qū)域，該區(qū)同時滿足高強度(抗拉強度590(MPa)-740(MPa))及高韌性(夏氏吸收功47焦耳或更高)。在大于2.0的Mn/Cu區(qū)中(Mn/Cu=2.0線的右上部)，未發(fā)現(xiàn)αq，因此厚度方向上的韌性變差。而即使在2.0或更高的Mn/Cu區(qū)(Mn/Cu=2.0線的左上部)，在117Mn+163Cu大于350的區(qū)域中(117Mn+163Cu=350線的右上部)強度過份提高，而使韌性相對下降。在117Mn+163Cu小于250(117Mn+163Cu=250線的左下部)中，抗拉強度小于590MPa級的水平。在考慮Mn和Cu的上下限時，圖2中所示的陰影區(qū)是厚度方向的強度和韌性最為平衡的區(qū)域。
以1170℃的加熱溫度和40％的累積壓縮比軋制含有(重量)0.018％C、0.3％Si、0.0020％B及可變量的Mn和Cu的真空熔煉鋼，而后切取夏氏沖擊試樣，其長度方向與板的厚度方向一致。在該夏氏試樣中，于軋材的1/2厚處形成缺口。圖3展示了厚度方向的夏氏吸收功和Mn/Cu間的關(guān)系。圖3表明當Mn/Cu比為2.0或更小時，厚度方向的夏氏吸收功明顯升高。其原因在于αq在αB中分散。換言之，在具有上述范圍的成份的鋼中，提高厚度方向韌性的αq分散在主要由αB構(gòu)成的鋼組織中。結(jié)果得到了用于建筑結(jié)構(gòu)的，沿腰厚方向有優(yōu)良軋態(tài)韌性及HAZ不硬化的590MPa級的極厚H形鋼。盡管未規(guī)定αq組織比，但小于10％的αq體積份額使腰厚方向的韌性下降，而大于50％時，αq的存在使強度下降，屈服比上升。因此，αq的體積份額以10～50％為佳。
按本發(fā)明，可將下面的預(yù)定化學組份加到上述的基本組份中。一或二種0.030％或更少的REM和0.0100％(重量)或更少的CaREM形成REM(O,S)，Ca形成CaS從而沿軋制方向使MnS變成粒狀細晶粒夾雜物。結(jié)果，可進一步提高腰厚方向的韌性。但，大量添加會明顯降低鋼的純度，因而REM的范圍為0.030％(重量)或更少，Ca的范圍為0.0100％(重量)或更少。為獲得提高腰厚方向韌性的充分效果，加0.002％(重量)或更多的REM和0.0005％(重量)或更多的Ca是可取的。一或二種以上選自(重量％)0.5％或更少的Cr,0.5％或更少的Mo、0.10％或更少的V及0.005～0.10％的Nb為控制轉(zhuǎn)變點及主要為控制因極厚的H形鋼的尺寸變化而產(chǎn)生的軋制和冷卻條件的變化所引起的強度變化添加這些元素。
Cr對于提高母材及焊接部位的強度是有效的。但添加Cr大于0.5％(重量)使焊接性能及HAZ韌性下降。因此，可按0.5％(重量)或更少的范圍添加Cr。為得到充分的提高強度的效果，可最好添加0.05％(重量)或更多的Cr。
Mo有助于提高室溫及更高溫度下的強度。但，加Mo大于0.5％(重量)使焊接性能及HAZ韌性下降。因此加Mo的范圍為0.5％(重量)或更少。為充分地提高強度，以加0.05％(重量)或更多的Mo為宜。
V具有通過沉淀強化來提高強度的作用。但，加V超過0.10％(重量)使焊接性能惡化。因此加V的范圍是0.10％(重量)或更少。為獲得充分的提高強度的效果，最好加0.02％(重量)或更多的V。
作為沉淀強化及變形強化元素及作為擴大奧氏體未重結(jié)晶區(qū)及細化組織的元素，Nb是有益的。但大量加V使母材及HAZ的韌性下降。因此，加V的范圍可為0.1％(重量)或更少。為呈現(xiàn)這種有益效果，以加0.005％(重量)或更多的Nb為宜。
通過調(diào)整上述成分組成，得到抗拉強度590MPa級的腰厚方向的韌性優(yōu)良的和無HAZ硬化的建筑構(gòu)建用H形鋼，但下述的生產(chǎn)方法也可有利地達到這些性能。
即，將具有控制在上述基本成份范圍內(nèi)成份的鋼坯(包括鑄坯)加熱到1050～1350℃，再以750～1100℃的溫度范圍軋制，使H形鋼的腰部的每道次壓縮比為1～10％，累積壓縮比為20％或更多，此后進行冷卻?？晒┻x擇的是，軋后以0.05℃/秒或更大的冷卻速度進行加速冷卻直至500℃，以使αq分散在αB中，從而得到用于建筑結(jié)構(gòu)用抗拉強度590MPa級極厚的H形鋼，它在軋態(tài)下具有優(yōu)良的腰厚方向的韌性，并且無HAZ硬化。
將加熱溫度定為1050℃或更高的理由是使組織為均一的奧氏體，從而降低開坯軋機的軋制負荷。另一方面，在1350℃以上的溫度下加熱使超低C鋼中的奧氏體晶粒明顯長大。按小負荷軋制極厚的H形鋼時，如下所述，不可能通過重結(jié)晶使這類粗大的晶粒細化，因而韌性變差。因此加熱溫度為1050～1350℃。
在用開坯軋機成形后的熱軋時，用粗軋萬能軋機，以750～1100℃的溫度，每道1～10％的壓縮比及20％或更高的累積壓縮比以多個道次軋壓H形鋼的腰部，從而形成細的組織。在此情況下，粗軋萬能軋機產(chǎn)生的腰部的累積壓縮比按1/4腰寬部位的板厚變度計算。即，若粗軋前的此厚度為A，則粗軋后的此厚度為B，累積軋制壓縮比為(A-B)/A×100％。
在1100℃或更高的軋制溫度下，難以形成細的組織，結(jié)果使韌性下降。因此，軋制溫度的上限以1100℃為宜。
950～1100℃的溫度區(qū)是γ晶粒的重結(jié)晶區(qū)，而950℃及其以下的區(qū)域是γ晶粒的非重結(jié)晶區(qū)。因此，在950℃及其以下的區(qū)域中，軋制在盡可能低的溫度域中進行。這是因為引入了變形區(qū)，從而保證了αq析出位點。但當每道次的軋制壓縮比小于1％時，則看不到這種效果。因此需保證每道次的壓縮比為1％或更大。
低于750℃的軋制溫度出現(xiàn)表面質(zhì)量問題，如出現(xiàn)表面裂紋。因此軋制溫度的下限以750℃為佳。
為檢驗累積軋制壓縮比的影響，進行以下實驗。以1170℃的加熱溫度和變化的累積軋制壓縮比軋制含(重量％)0.018％C、0.3％Si、1.3％Mn、1.0％Cu、0.0020％B的真空熔煉鋼，然后沿軋材厚度方向取得夏氏沖擊試樣。在軋材1/2厚度部位在該夏氏沖擊試樣中形成缺口。圖4展示了夏氏沖擊實驗的結(jié)果。在20％或以上的累積軋制壓縮比區(qū)中，沿板厚度方向的夏氏吸收功明顯上升。因此累積軋制壓縮比下限最好為20％。
熱軋后的冷卻可以全為空冷或加速冷卻。尤其是為了細化及進一步強化組織，最好在最高為500℃的溫度下，以0.05℃/秒或更高的軋后冷卻速度進行加速冷卻。該冷卻速度無上限限制，但考慮到因熱應(yīng)力等而產(chǎn)生的變形，該冷卻速度最好為20℃/秒或更低。軋后的冷卻指的是精軋后的冷卻，但加速冷卻可以在粗軋完成后的精軋系統(tǒng)中進行。
沿軋制方向從1/4腰寬和1/4腰厚部位取得JIS No.4拉伸試樣和JIS No.4沖擊試樣。還于1/4腰寬和1/2厚度部位取得JIS No.4沖擊試樣。檢測各試樣的機械性能。為檢測最大HAZ硬度，按JIS Z3101定義的HAZ最高硬度測試方法于室溫下測定焊后的硬度。為評估HAZ韌性，從腰的端部，從1/4腰長部位切取一小試樣，再使其經(jīng)受一次相當于20千焦耳/cm的熱輸入的加熱周期，熱輸出相當于加熱到1400℃再于12秒內(nèi)冷卻到800～500℃的范圍中。然后，取得夏氏沖擊試樣和測得0℃時的吸收功。通過照片拍攝觀察顯微組織(硝酸乙醇混合液腐蝕)，觀察深度為1/2深的部位，使用光學顯微鏡或掃描電鏡，然后再按數(shù)點法計算αq和αB的體積組織率。
測量結(jié)果示于表2中。按本發(fā)明所得的極厚的H形鋼呈現(xiàn)出596～678MPa的高強度和腰厚方向上的，0℃為53J以上的優(yōu)良的韌性。本發(fā)明的鋼呈現(xiàn)了高的αB體積組織率和高的αB/αq體積比。用顯微鏡觀察，在本發(fā)明的鋼中看到分散在主要由αB構(gòu)成的組織中的αq。此外，HAZ硬化下降，而HAZ韌性優(yōu)良。
另外，為評估焊接開裂紋敏感性，按JIS Z3158規(guī)定進行斜的Y-套管焊接實驗。即從H形鋼的腰部取得厚40mm×寬150mm×長200mm的試樣，然后在170A,24V和150mm/分的條件下，以室溫的焊接預(yù)熱溫度，用帶涂層的高抗性強度鋼的焊條進行焊接。結(jié)果，在本發(fā)明鋼的焊接部位及HAZ未見裂紋。
對比例的鋼K有高的Mn/Cu比2.98及小的αq比例，因此在腰厚方向上的韌性低。鋼L的含C量高達0.35％(重量)，由于αP轉(zhuǎn)變加快而使強度下降。鋼M的C含量低至0.005％(重量)，因117Mn+167Cu低至245，顯示于αq量的上升和抗拉強度下降。相反，鋼N因117Mn+167Cu高達405而使αB轉(zhuǎn)變溫度下降，強度過份提高，韌性變差。鋼O經(jīng)受過2次常規(guī)進行的淬火和回火，呈現(xiàn)出優(yōu)良的強度和韌性(包括腰厚方向的韌性)，但HAZ硬化量由于含C量高而高達142。此外，作為Y-切縫焊接實驗的結(jié)果，在室溫下在對比鋼中看到很多焊接裂紋，而且性能不佳。
如上所述，可以確定本發(fā)明的鋼有優(yōu)良的軋態(tài)下的強度、韌性和焊接性。工業(yè)實用性本發(fā)明可提供易于按工業(yè)規(guī)模生產(chǎn)，并且有590MPa級的高抗拉強度、優(yōu)良韌性(這包括腰厚方向上的韌性)、高的焊接性和無HAZ硬化的優(yōu)良HAZ韌性的極厚的H形鋼。因此，在現(xiàn)代的出于防止地震考慮需要建筑結(jié)構(gòu)應(yīng)有高韌性的趨勢中，本發(fā)明可按工業(yè)規(guī)范穩(wěn)定地提供具有高強度，高韌性和高性能的極厚的H形鋼，因此是非常有益的。
〔表1〕

(表2)

＊1軋制方向＊2腰厚方向＊3經(jīng)壓焊將腰厚增至60mm后，沿腰厚方向取得的夏氏試樣＊4HAZ硬化量=熱影響區(qū)最大硬度-母材硬度＊5對比例L含低碳鐵素體+貝氏體組織(αp:73％)＊6經(jīng)2次淬火和回火的對比例
權(quán)利要求
1．具有沿腰厚方向的優(yōu)良軋態(tài)韌性的590MPa級極厚的H形鋼，它含0.001～0.025重量％C、0.6重量％以下的Si、0.4～1.6重量％Mn、0.025重量％以下的P、0.010重量％以下的S、0.1重量％以下的Al、0.6～2.0重量％的Cu、0.25～2.0重量％的Ni、0.001～0.050重量％的Ti、0.0002～0.0030重量％的B，其中還滿足Mn/Cu≤2.0且250≤117Mn(重量％)+163Cu(重量％)≤350。
2．權(quán)利要求1的590MPa級的極厚H形鋼，它還含0.030重量％以下的REM和0.0100重量％以下的Ca中的一或二種。
3．權(quán)利要求1的590MPa級的極厚的H形鋼，它還含一種或兩種以上0.5重量％以下的Cr、0.5重量％以下的Mo、0.10重量％以下的V及0.10重量％以下的Nb。
4．權(quán)利要求1的590MPa級的極厚的H形鋼，它還含0.030重量％以下的REM和0.0100重量％以下的Ca中的一或二種，及一種或兩種以上0.5重量％以下的Cr、0.5重量％以下的Mo、0.10重量％以下的V及0.10重量％Nb。
5．590MPa級的極厚的具有優(yōu)良的腰厚方向的軋態(tài)韌性的H形鋼的生產(chǎn)方法，它包括用萬能軋機軋制具有權(quán)利要求1-4中任一項記載的成分組成的鋼坯而生產(chǎn)H形鋼，其中在將鋼坯加熱至1050～1350℃的范圍后用粗萬能軋機軋制時，于750～1100℃的溫度范圍，以每道1～10％的壓縮比及20％以上的累積壓縮比軋制相當于H形鋼腰部的部位。
6．權(quán)利要求5的590MPa級的極厚的具有優(yōu)良的腰厚方向的軋態(tài)韌性的H形鋼的生產(chǎn)方法，它還包括在軋后的最高為500℃的溫度范圍內(nèi)，以0.05℃/秒以上的冷卻速度冷卻。
全文摘要
本發(fā)明涉及用作建筑構(gòu)件,如柱形材料或用作高層和超高層建筑構(gòu)件的H形鋼。在超低C鋼的貝氏體組織中,可擴散的αq很細地分散在αB中,從而保證590MPa級的抗拉強度并明顯地提高腰厚方向的韌性。通過將Mn和Cu控制在適當?shù)姆秶鷥?nèi)達到了αq細的分散。換言之,本發(fā)明提供了590MPa的極厚的具有優(yōu)良的腰厚方向韌性的H形鋼,它含有(%重量):0.001～0.025%C、0.6%以下的Si、0.4～1.6%的Mn、0.025%以下的P、0.010%或以下的S、0.1%以下的Al、0.6%～2.0%的Cu、0.25～2.0%的Ni、0.001～0.050%的Ti及0.0002～0.0030%的B,其中Mn/Cu≤2.0,而且滿足250≤117Mn(%)+163Cu(%)≤350。
文檔編號C22C38/14GK1314957SQ9981011
公開日2001年9月26日 申請日期1999年6月24日 優(yōu)先權(quán)日1997年12月26日
發(fā)明者木村達已, 川端文丸, 天野虔一 申請人:川崎制鐵株式會社