专利名称：590MPa级的极厚的有优良韧性的H型钢及其生产方法
技术领域：
本发明涉及用作建筑构件的H型钢。本发明尤其涉及腰厚(flagethinkness)超过30mm，抗拉强度为590-740MPa的590MPa级的极厚H型钢，而且还涉及该钢的生产方法。
当前在建造建筑物时，强烈要求压缩建设成本及缩短建设时间。因此，一直在探讨用轧制H形钢替代箱式柱或焊接的H形钢。为使用轧制的H形钢，则需要提高其承载负荷的能力。具体地，要求用高强度的极厚的H形钢，该钢的腰厚大于30mm，其轧制H形钢自身品质具有与箱式柱或焊接的H形钢材厚钢板同等以上的水准。还有这样一种倾向出于防御地震的观点，包含焊接部位和焊接热敏感区(后文称之为“HAZ”)的建筑构件用钢材需有高的韧性，这种倾向体现在高强度极厚的H形钢上。换言之，不仅要求沿腰轧制方向和腰宽方向的高韧性，而且要求腰厚方向的高韧性。类似地，还要求HAS具有与基体材料相等的高韧性和低焊接开裂敏感性。
比如，日本专利公开97-125,140和专利No.2,596,835公开了采用TMCP极厚H形钢可以提高强度，该钢是用组织控制法产生的，而该方法则利用夹杂物形成细的铁素体组织。但，强度提高到590MPa的极厚的H形钢在沿腰厚方向上韧性不足。这种极厚的钢的Pcm很高，Pcm是评价焊接开裂参数的一个指数，因此该板在焊接性能方向有问题。
另一方面，为得到590MPa级的极厚H形钢，考虑采用与厚板一样的2次淬火和回火。但，为了直至腰厚的中心均形成马氏体组织，Pcm不可避免地升高。此外，HAZ的硬度也升高，致使韧性劣化。此外，该方法由于热处理应力而引起的尺寸精度下降，成本上升的问题，因此可实施性低。
换言之，对于处于轧制状态的极厚H形钢而言，目前尚未建立可以解决上述所有问题的成份和生产方法。
日本专利公开96-85,846和96-144,019及美国专利5,766,381公开了向高Mn的超低C钢加入适量的B可得到主要由贝氏体构成的组织，从而得到对冷却速度依赖性低的高强度钢材。这些公开文件尤其揭示了由于极低C含量从而使Pcm明显下降，结果明显提高了焊接性能。
根据目前对(超)低碳钢的贝氏体组织及转变行为的研究报告(“贝氏体调查研究部会最终报告书”-(社)日本铁钢协会基础研究会，贝氏体调查研究部会编)，将超低C钢的典型显微组织分成5类，这包括多角形铁素体(下文称之为“αP”)、准(Ouasi)-多角形铁素体(下文称之为“αq”)、晶粒状贝氏体铁素体(下文称为“αB”)、贝氏体铁素体(下文称为“α°B”)、及位错(Dislocated)立方马氏体(下文称为“α′m”)。转变温度沿此顺序下降，而转变则由扩散形转变向剪切形转变改变。对此的解释是上述日本专利公开96-85846等中所述的效果是因形成了αB和α°B。但是，通过完成贝氏体转变而形成的αB和α°B将γ晶粒抑制于转变前的状态。在由矩形截面到H形截面的热变形时，构成该钢组织的γ晶粒沿轧制方向和宽度方向破碎，但沿腰厚方向则很少破碎。因此，沿腰厚方向的αB和α°B晶粒要比轧制方向和宽度方向的晶粒粗大，这对腰厚方向的韧性当然有不利的影响。从轧制能力的观点看，对于极厚的H形钢而言，有轧机限制，即不能象厚板轧制一样施以大的压缩比。由于不能施以大的压缩比，所以不能通过重结晶使γ晶粒充分细化。这样在通过轧制未细化极厚H形钢的组织时就产生了困难，因此需要一种能消除腰厚方向韧性下降的方法。
本发明的目的在于有利地解决该产品在生产成本、强度、韧性和焊接性能方面的问题，即提供一种轧制态的抗拉强度在590 MPa级，在腰厚方向上有高的韧性的，低Pcm的和HAZ无硬化的极厚的H形钢，及提供生产该钢的方法。
即，本发明的要旨如下590MPa级极厚H形钢具有优良的沿腰厚方向的轧制态的韧性，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而且满足250≤117Mn(％重量)+163Cu(％重量)≤350。该590MPa级极厚的H形钢还含一或二种的0.030％或更少的REM及0.0100％或更少的Ca，和/或一种或二种以上的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。
生产轧制态的具有沿腰厚方向的优良韧性的，590MPa级的极厚的H形钢的方法包括用万能轧机轧制具有上述成份的钢坯，其中在将此钢坯加热到1050℃～1350℃后，用粗轧万能轧机轧出相当于H形钢腰部的部位，在温度范围为750～1100℃，施加轧制压缩比为1～10％/每道次，而累积压缩比为20％或更高的轧制。进一步地，轧制后在最高500℃的温度范围内，以0.05％/秒或更高的速度冷却到500℃的590MPa级的极厚H形钢的制造方法。
图2是展示同时达到高强度(590-740MPa的抗达强度)和沿厚度方向高韧性(47焦耳或更高的夏氏(Charpy)吸收功)的Mn和Cu含量区的曲线。
图3是展示Mn/Cu比对沿板厚方向上的夏氏吸收功的影响的曲线。
图4是展示累积轧制压缩比对厚度方向的夏氏吸收功的影响的曲线。
下文将陈述限制本发明每种化学组份的理由。
为检测所加C的量的影响进行下面的实验。用实验轧机将含(重量％)C0.001～0.056％、Mn1.3％、Cu1.0％、Ni0.5％、Nb0.04％、B0.0020％的真空熔炼钢加工成厚63.5mm的板，再将其空冷，从其上切取抗拉实验的试样。轧制条件包括加热温度1120～1170℃、累积轧制压缩比53％、轧制温度1100～800℃，每道次的轧制压缩比1～9％及道次数17。这些条件可使腰厚65mm的极厚H形钢中1/4腰宽和1/4腰厚部位的变形相同。结果示于
图1中，其中用·表示抗拉强度，用○表示屈服强度。在图1中，添加超过0.025％(重量)的C使抗拉强度(TS)和塑性变形0.2％的屈服强度(YS)与常规公知常识相反地下降，而且抗拉强度(TS)达不到590MPa。这是因为在轧制后的冷却步骤中产生了αp。相反在0.025％(重量)或更低的C含量区中，不形成转化的αp，但形成αβ+αq，因而保持了高的抗拉强度。因此，C的上限为0.025％(重量)。为使C含量小于0.001％，则需要增加脱气时间，及挑选所用的原料，稳定生产困难。因此正确的C范围为0.001～0.025％(重量)。Si:0.6％(重量)或更少Si通常是作为固溶强化元素使用的。但，添加超过0.6％(重量)的Si促使HAZ变脆。因此，Si的上限为0.6％(重量)。虽然未规定下限，但Si含量以0.05％(重量)或更高为佳，以进行脱氧及保证强度。Mn:0.4～1.6％(重量)对于稳定地获得αB而言，Mn是重要元素。但当Mn含量大于1.6％(重量)时，αq转变的鼻子过多地移到长时间的一侧，结果使αq的细分散变得困难。为提高腰厚方向上的韧性，作为本发明的特征的，αq细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韧性改善。另一方面，当Mn含量小于0.4％(重量)时，则得不到αB组织及所需的强度。因此其下限为0.4％(重量)。
必须按Mn和Cu之间的关系控制加Mn的量。这将述于下文中。P:0.025％(重量)或更少P偏析于γ晶界中，从而降低了晶界强度。因此，P含量要尽可能地低。为降低HAZ韧性，上限应为0.025％(重量)。S:0.010％(重量)或更少S与Mn结合而形成夹杂物MnS。在因轧制而拉伸时，腰厚方向上的韧性尤因MnS的影响而下降。因此，必须使S含量尽可能地低，其上限为0.010％(重量)。Al:0.1％(重量)或更少Al作为脱氧剂使用。但当Al含量超过0.1％(重量)时，则氧化铝团絮上升从而使韧性恶化，因此其上限为0.1％(重量)。在用Ti作脱氧剂时，则无需加Al。Cu:0.6～2.0％(重量)在本发明中，Cu是用于取代Mn的重要元素。另一方面，αq的细分散使屈服强度下降是很重要的。为补偿屈服强度的下降，需要0.6％(重量)以上的Cu。即，因Cu量上升，从而使αB转变温度下降，在轧后冷却步骤中使Cu在αq和αB中析出，因此提高了抗拉强度及细化了αq和αB。但，加Cu少于0.6％(重量)则效果也小，而加Cu超过2.0％(重量)则使HAZ韧性恶化。因此添加Cu范围为0.6～2.0％(重量)，更好是0.7～1.5％(重量)。此外，必须按Cu和Mn之间的上述关系控制添加Cu量。这将于下文陈述。Ni:0.25～2.0％(重量)为防止在连铸和轧制时Cu引起的高温开裂需有0.25％(重量)或更多的Ni。当加Ni量超过2.0％(重量)时这种效果就饱和了，因此Cu的上限为2.0％(重量)。Ti:0.001～0.050％(重量)Ti具有使HAZ晶粒变粗，从而改进HAZ韧性的作用。同时，钢中的N被固定成TiN，从而使B以固溶态的B剩下，因而由于在晶界上转变抑制了αP的形成。在某些情况下，Ti替代Al被用作脱氧剂。但，当Ti小于0.001％(重量)时，查觉不到这种效果，而添加Ti超过0.050％(重量)时，则降低母材的韧性。因此，加Ti量的范围是0.001～0.050％(重量)。为体现Ti的充分的作用，Ti量的范围最好是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在晶界上转变的重要元素。加B小于0.0005％(重量)时，效果很小，而加B超过0.0030％(重量)时此效果就饱和了。因此加B量在0.0005～0.0030％(重量)的范围内。Mn/Cu≤2.0及250≤117Mn(％重量)+163Cu(％重量)≤350按本发明，必须按上述等式控制Mn和Cu的量。其原因于下文陈述。
为检测Mn和Cu的下述影响进行了实验。实验轧制含(重量)0.018％C、0.3％Si、0.0020％B及变量的Mn和Cu的真空熔炼钢，然后切取拉伸实验和夏氏冲击实验试验片。拉伸试样的长度方向与轧制方向一致。夏氏冲击试样是沿轧制的厚度方向取得的，并在该轧材1/2厚度的部位开始有缺口。轧制条件的设定要使极厚的，腰厚为65mm的H形钢1/4腰宽和1/4腰厚处的变形相同。图2中的阴影部展示了Mn和Cu含量的区域，该区同时满足高强度(抗拉强度590(MPa)-740(MPa))及高韧性(夏氏吸收功47焦耳或更高)。在大于2.0的Mn/Cu区中(Mn/Cu=2.0线的右上部)，未发现αq，因此厚度方向上的韧性变差。而即使在2.0或更高的Mn/Cu区(Mn/Cu=2.0线的左上部)，在117Mn+163Cu大于350的区域中(117Mn+163Cu=350线的右上部)强度过份提高，而使韧性相对下降。在117Mn+163Cu小于250(117Mn+163Cu=250线的左下部)中，抗拉强度小于590MPa级的水平。在考虑Mn和Cu的上下限时，图2中所示的阴影区是厚度方向的强度和韧性最为平衡的区域。
以1170℃的加热温度和40％的累积压缩比轧制含有(重量)0.018％C、0.3％Si、0.0020％B及可变量的Mn和Cu的真空熔炼钢，而后切取夏氏冲击试样，其长度方向与板的厚度方向一致。在该夏氏试样中，于轧材的1/2厚处形成缺口。图3展示了厚度方向的夏氏吸收功和Mn/Cu间的关系。图3表明当Mn/Cu比为2.0或更小时，厚度方向的夏氏吸收功明显升高。其原因在于αq在αB中分散。换言之，在具有上述范围的成份的钢中，提高厚度方向韧性的αq分散在主要由αB构成的钢组织中。结果得到了用于建筑结构的，沿腰厚方向有优良轧态韧性及HAZ不硬化的590MPa级的极厚H形钢。尽管未规定αq组织比，但小于10％的αq体积份额使腰厚方向的韧性下降，而大于50％时，αq的存在使强度下降，屈服比上升。因此，αq的体积份额以10～50％为佳。
按本发明，可将下面的预定化学组份加到上述的基本组份中。一或二种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从而沿轧制方向使MnS变成粒状细晶粒夹杂物。结果，可进一步提高腰厚方向的韧性。但，大量添加会明显降低钢的纯度，因而REM的范围为0.030％(重量)或更少，Ca的范围为0.0100％(重量)或更少。为获得提高腰厚方向韧性的充分效果，加0.002％(重量)或更多的REM和0.0005％(重量)或更多的Ca是可取的。一或二种以上选自(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为控制转变点及主要为控制因极厚的H形钢的尺寸变化而产生的轧制和冷却条件的变化所引起的强度变化添加这些元素。
Cr对于提高母材及焊接部位的强度是有效的。但添加Cr大于0.5％(重量)使焊接性能及HAZ韧性下降。因此，可按0.5％(重量)或更少的范围添加Cr。为得到充分的提高强度的效果，可最好添加0.05％(重量)或更多的Cr。
Mo有助于提高室温及更高温度下的强度。但，加Mo大于0.5％(重量)使焊接性能及HAZ韧性下降。因此加Mo的范围为0.5％(重量)或更少。为充分地提高强度，以加0.05％(重量)或更多的Mo为宜。
V具有通过沉淀强化来提高强度的作用。但，加V超过0.10％(重量)使焊接性能恶化。因此加V的范围是0.10％(重量)或更少。为获得充分的提高强度的效果，最好加0.02％(重量)或更多的V。
作为沉淀强化及变形强化元素及作为扩大奥氏体未重结晶区及细化组织的元素，Nb是有益的。但大量加V使母材及HAZ的韧性下降。因此，加V的范围可为0.1％(重量)或更少。为呈现这种有益效果，以加0.005％(重量)或更多的Nb为宜。
通过调整上述成分组成，得到抗拉强度590MPa级的腰厚方向的韧性优良的和无HAZ硬化的建筑构建用H形钢，但下述的生产方法也可有利地达到这些性能。
即，将具有控制在上述基本成份范围内成份的钢坯(包括铸坯)加热到1050～1350℃，再以750～1100℃的温度范围轧制，使H形钢的腰部的每道次压缩比为1～10％，累积压缩比为20％或更多，此后进行冷却。可供选择的是，轧后以0.05℃/秒或更大的冷却速度进行加速冷却直至500℃，以使αq分散在αB中，从而得到用于建筑结构用抗拉强度590MPa级极厚的H形钢，它在轧态下具有优良的腰厚方向的韧性，并且无HAZ硬化。
将加热温度定为1050℃或更高的理由是使组织为均一的奥氏体，从而降低开坯轧机的轧制负荷。另一方面，在1350℃以上的温度下加热使超低C钢中的奥氏体晶粒明显长大。按小负荷轧制极厚的H形钢时，如下所述，不可能通过重结晶使这类粗大的晶粒细化，因而韧性变差。因此加热温度为1050～1350℃。
在用开坯轧机成形后的热轧时，用粗轧万能轧机，以750～1100℃的温度，每道1～10％的压缩比及20％或更高的累积压缩比以多个道次轧压H形钢的腰部，从而形成细的组织。在此情况下，粗轧万能轧机产生的腰部的累积压缩比按1/4腰宽部位的板厚变度计算。即，若粗轧前的此厚度为A，则粗轧后的此厚度为B，累积轧制压缩比为(A-B)/A×100％。
在1100℃或更高的轧制温度下，难以形成细的组织，结果使韧性下降。因此，轧制温度的上限以1100℃为宜。
950～1100℃的温度区是γ晶粒的重结晶区，而950℃及其以下的区域是γ晶粒的非重结晶区。因此，在950℃及其以下的区域中，轧制在尽可能低的温度域中进行。这是因为引入了变形区，从而保证了αq析出位点。但当每道次的轧制压缩比小于1％时，则看不到这种效果。因此需保证每道次的压缩比为1％或更大。
低于750℃的轧制温度出现表面质量问题，如出现表面裂纹。因此轧制温度的下限以750℃为佳。
为检验累积轧制压缩比的影响，进行以下实验。以1170℃的加热温度和变化的累积轧制压缩比轧制含(重量％)0.018％C、0.3％Si、1.3％Mn、1.0％Cu、0.0020％B的真空熔炼钢，然后沿轧材厚度方向取得夏氏冲击试样。在轧材1/2厚度部位在该夏氏冲击试样中形成缺口。图4展示了夏氏冲击实验的结果。在20％或以上的累积轧制压缩比区中，沿板厚度方向的夏氏吸收功明显上升。因此累积轧制压缩比下限最好为20％。
热轧后的冷却可以全为空冷或加速冷却。尤其是为了细化及进一步强化组织，最好在最高为500℃的温度下，以0.05℃/秒或更高的轧后冷却速度进行加速冷却。该冷却速度无上限限制，但考虑到因热应力等而产生的变形，该冷却速度最好为20℃/秒或更低。轧后的冷却指的是精轧后的冷却，但加速冷却可以在粗轧完成后的精轧系统中进行。
沿轧制方向从1/4腰宽和1/4腰厚部位取得JIS No.4拉伸试样和JIS No.4冲击试样。还于1/4腰宽和1/2厚度部位取得JIS No.4冲击试样。检测各试样的机械性能。为检测最大HAZ硬度，按JIS Z3101定义的HAZ最高硬度测试方法于室温下测定焊后的硬度。为评估HAZ韧性，从腰的端部，从1/4腰长部位切取一小试样，再使其经受一次相当于20千焦耳/cm的热输入的加热周期，热输出相当于加热到1400℃再于12秒内冷却到800～500℃的范围中。然后，取得夏氏冲击试样和测得0℃时的吸收功。通过照片拍摄观察显微组织(硝酸乙醇混合液腐蚀)，观察深度为1/2深的部位，使用光学显微镜或扫描电镜，然后再按数点法计算αq和αB的体积组织率。
测量结果示于表2中。按本发明所得的极厚的H形钢呈现出596～678MPa的高强度和腰厚方向上的，0℃为53J以上的优良的韧性。本发明的钢呈现了高的αB体积组织率和高的αB/αq体积比。用显微镜观察，在本发明的钢中看到分散在主要由αB构成的组织中的αq。此外，HAZ硬化下降，而HAZ韧性优良。
另外，为评估焊接开裂纹敏感性，按JIS Z3158规定进行斜的Y-套管焊接实验。即从H形钢的腰部取得厚40mm×宽150mm×长200mm的试样，然后在170A,24V和150mm/分的条件下，以室温的焊接预热温度，用带涂层的高抗性强度钢的焊条进行焊接。结果，在本发明钢的焊接部位及HAZ未见裂纹。
对比例的钢K有高的Mn/Cu比2.98及小的αq比例，因此在腰厚方向上的韧性低。钢L的含C量高达0.35％(重量)，由于αP转变加快而使强度下降。钢M的C含量低至0.005％(重量)，因117Mn+167Cu低至245，显示于αq量的上升和抗拉强度下降。相反，钢N因117Mn+167Cu高达405而使αB转变温度下降，强度过份提高，韧性变差。钢O经受过2次常规进行的淬火和回火，呈现出优良的强度和韧性(包括腰厚方向的韧性)，但HAZ硬化量由于含C量高而高达142。此外，作为Y-切缝焊接实验的结果，在室温下在对比钢中看到很多焊接裂纹，而且性能不佳。
如上所述，可以确定本发明的钢有优良的轧态下的强度、韧性和焊接性。工业实用性本发明可提供易于按工业规模生产，并且有590MPa级的高抗拉强度、优良韧性(这包括腰厚方向上的韧性)、高的焊接性和无HAZ硬化的优良HAZ韧性的极厚的H形钢。因此，在现代的出于防止地震考虑需要建筑结构应有高韧性的趋势中，本发明可按工业规范稳定地提供具有高强度，高韧性和高性能的极厚的H形钢，因此是非常有益的。
〔表1〕
(表2)
＊1轧制方向＊2腰厚方向＊3经压焊将腰厚增至60mm后，沿腰厚方向取得的夏氏试样＊4HAZ硬化量=热影响区最大硬度-母材硬度＊5对比例L含低碳铁素体+贝氏体组织(αp:73％)＊6经2次淬火和回火的对比例
权利要求
1．具有沿腰厚方向的优良轧态韧性的590MPa级极厚的H形钢，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，其中还满足Mn/Cu≤2.0且250≤117Mn(重量％)+163Cu(重量％)≤350。
2．权利要求1的590MPa级的极厚H形钢，它还含0.030重量％以下的REM和0.0100重量％以下的Ca中的一或二种。
3．权利要求1的590MPa级的极厚的H形钢，它还含一种或两种以上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．权利要求1的590MPa级的极厚的H形钢，它还含0.030重量％以下的REM和0.0100重量％以下的Ca中的一或二种，及一种或两种以上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级的极厚的具有优良的腰厚方向的轧态韧性的H形钢的生产方法，它包括用万能轧机轧制具有权利要求1-4中任一项记载的成分组成的钢坯而生产H形钢，其中在将钢坯加热至1050～1350℃的范围后用粗万能轧机轧制时，于750～1100℃的温度范围，以每道1～10％的压缩比及20％以上的累积压缩比轧制相当于H形钢腰部的部位。
6．权利要求5的590MPa级的极厚的具有优良的腰厚方向的轧态韧性的H形钢的生产方法，它还包括在轧后的最高为500℃的温度范围内，以0.05℃/秒以上的冷却速度冷却。
全文摘要
本发明涉及用作建筑构件,如柱形材料或用作高层和超高层建筑构件的H形钢。在超低C钢的贝氏体组织中,可扩散的αq很细地分散在αB中,从而保证590MPa级的抗拉强度并明显地提高腰厚方向的韧性。通过将Mn和Cu控制在适当的范围内达到了αq细的分散。换言之,本发明提供了590MPa的极厚的具有优良的腰厚方向韧性的H形钢,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,而且满足250≤117Mn(%)+163Cu(%)≤350。
文档编号C22C38/14GK1314957SQ9981011
公开日2001年9月26日 申请日期1999年6月24日 优先权日1997年12月26日
发明者木村达已, 川端文丸, 天野虔一 申请人:川崎制铁株式会社