TW201030157A - Fire-resistant steel excellent in low-temperature toughness and reheat embrittlement resistance of welding heat affected zone and process for production of the same - Google Patents

Description

201030157 六、發明說明：

C發明所屬技術領域；I 發明領域 本發明是關於一種熔接熱影響區之耐再熱脆化性及低 溫韌性優異的耐火鋼材及其製造方法。 【前冬好;3 發明背景 建築物等的鋼結構物，在火災中曝露時，為防止倒塌， 使居住人員有可能逃脫’要求在一定時間發揮出必要的強 度。但是，一般而言，鋼材曝露在高溫下強度會降低。因 此，過去以來，作為其對策，是以抑制火災時鋼材的溫度 上升為目的，一直採用以耐火被覆覆蓋鋼材的手法。 另一方面，近年來，從環境問題或美觀等的問題出發， 已有不使用耐火被覆地構成鋼結構物之技術被提出。由於 對火災的規模和環境溫度等作了各種假設，故在不用耐火 被覆覆蓋鋼材的情形中，對於支撐結構物強度之鋼材，要 求要儘可能地提南在高溫下的強度。將即使在高溫下強度 也難以降低的特性稱為「耐火性能」。 關於具備這種耐火性能的鋼材，過去以來，M〇被積極 地利用。Mo是藉析出強化提升高溫強度的有效元素。但 是，近年來，因為Mo的價格高昂，以不依賴於]^〇的添加之 合金設計為基礎的技術被提出（參見，例如專利文獻1〜句。 另外，鋼結構物曝露於火災時，有熔接接頭的熔接熱 影響區（Heat Affected Zone:以下稱為ηAz)無法隨著變形而 201030157 斷裂的例子。HAZ曝露於高溫時之變形能小（以下，有稱為 HAZ的再熱脆化之情形），特別是在添加M〇或B的鋼中變得 顯著。因此，利用Nb的固溶強化來提高高溫強度，抑制厘〇、 B之添加的鋼被提出（參見，例如專利文獻5)。 先前技術文獻 專利文獻 專利文獻1特開2002-115022號公報 專利文獻2特開2007-211278號公報 專利文獻3特開2007-224415號公報 參 專利文獻4特開2008-88547號公報 專利文獻5特開2008-121081號公報 【發明内容]| 發明概要 . 發明欲解決之課題 近年來，建築物不斷大規模化，高層化。特別是如果 熔接結構物大型化，則因為鋼材的大型化和熔接的高效率 化，炫接的輸入熱會提高。在高輸入熱溶接中’炼接時HAZ · 的溫度上升變得顯著，冷卻速度降低。 因此，初晶沃斯田鐵（以下，有時稱為初晶7)的粒徑粗 大化，或進入HAZ的初晶τ晶界之碳化物等的析出得到促 進。其結果，ΗΑΖ的再熱脆化和韌性的降低變得顯著。 另外’為提高鋼材的高溫強度，適宜在熱軋後進行加 速冷卻，以抑制變韌鐵的生成。另一方面，如果進行加速 冷部’因為冷卻時的溫度控制或冷卻的不均勻性，有時鋼 4 201030157 材會發生變形。因此，鋼材的製造方法，以在熱軋後，不 進行加速冷卻而進行放冷之方法為佳。 然而，熱軋後放冷時，難以獲得變韌鐵組織，在獲得 高溫強度方面變得不利。此外，為了不進行加速冷卻地確 保高溫強度，若增加合金元素的添加量，就會有因晶界析 出等使HAZ區之再熱脆化顯著化的問題。 本發明係鑒於上述問題而完成者，其課題在於提供一 春種即使施行咼輸入熱之熔接的情形，^^2的对再熱脆化性 及低溫韌性亦為優異的耐火鋼材，及其製造方法。 用以欲解決課題之手段 . 本發日m針對Μ防止大輸人熱HAZ的再熱脆 化，確保ΗΑΖ的低溫細性之化學成分和製造條件，通過實 驗和分析詳細地反復研究。其結果，得知在確保ΗΑΖ的耐 再熱脆化性和低溫祕這二者上，控制c、Μη、&、灿、 Cu的含量是極為重要的。 • 根據這樣的了解，本發明的要旨如下所述。 ⑴種㈣熱f彡響區的耐再魏化減低溫勒性優 異的耐火鋼材，特徵在於其以質量％表示，含有 C · 0.012%以上，〇.〇5〇%以下；

Si : 0 〇1 以上，0.50%以下； Μη : 0.80%以上，2.〇〇%以下；

Cr :0·8〇%以上，1.9〇%以下；

Nb :〇.〇1%以上，不足0.05%; N :0,001%以上，〇 〇〇6%以下； 201030157

Ti ·· 0.010%以上，0.030%以下； AI : 0 005%以上，0.10%以下； 此外，將〇1、^1〇、卜1>、8、〇各自的含量限制在 Cu : 0.10%以下，

Mo :不足 〇 〇1〇/〇， B :不足0.0003 %， P :不足0.02%， S :不足0.01%， 0 :不足0.01%， 剩餘部分由Fe及不可避免的雜質組成，c、Mn、&、灿、 Cu的含量[質量％]滿足 -1200C-20Mn+30Cr-330Nb-120Cu^-80 ，利用光學顯微鏡觀察的鋼材組織，用面積分率表示 以上為肥粒鐵相，該鋼材組織的剩餘部分由變韌鐵相、麻 田散鐵相及麻田散鐵-沃斯田鐵混合組織構成。 (2) 如上述（1)中記載之熔接熱影響區的耐再熱脆化性 及低溫韌性優異的耐火鋼材，其以質量％表示，進一步含有 V : 0.40%以下，

Ni : 1.00% 以下 的一者或二者。 (3) 如上述（1)或(2)中記載之熔接熱影響區的耐再熱脆 化性及低溫韌性優異的耐火鋼材，其以質量％表示進一 步含有

Zr : 0.010%以下， 201030157

Mg : 0.005%以下，

Ca : 0.005%以下， \ : 0.050%以下，

La : 、0.050%以下，

Ce : 0.050% 以下 之中的1種或2種以上。 (4) 一種熔接熱影響區的耐再熱脆化性及低溫韌性優 Φ 異之耐火鋼材的製造方法，特徵在於其係將具有上述(1)〜 (3)的任1項中記載之鋼成分的鋼片，加熱到】15〇以上13〇〇 C以下之溫度後，施行熱加工或熱軋使得8〇〇〇c以上9〇〇它 - 以下的溫度中之減縮率成為50°/。以上，然後放冷。 - (5) 一種熔接熱影響區的耐再熱脆化性及低溫韌性優 異之耐火鋼材的製造方法，特徵在於其係於應用上述(句中 。己栽的製造方法後，在400°C以上低於650。(：之溫度範圍， 將該鋼材施行5分鐘以上360分鐘以内的回火熱處理。 % 發明欵果 若依據本發明，可以獲得曝露於火災時，在600°c的溫 度下依然具有高降伏強度，而且熔接熱影響區的再熱脆化 又到抑制，母材及熔接熱影響區的低溫韌性優異之耐火鋼 =而且，可以利用生產性高之保持熱軋狀態的製造方法， 製造熔接熱影響區的耐再熱脆化性及低溫韌性優異之耐火 輞材。 因此，使用本發明之耐火鋼材的建築物，對於確保安 全性貢獻非常大，產業上的貢獻極其顯著。 201030157 圖式簡單說明 第1圖顯示HAZ的耐再熱脆化性受到c、Mn、Cr、Nb、

Cu的影響之圖示。 I：實施方式3 用以實施發明之形態 作為本發明的特徵之一，可列舉積極地使用Cr的作 法。即使添加cr’也幾乎不會對室溫下的降伏強度或拉伸 強度以及高溫強度有幫助。但是，透過㈣添加，脱的 再熱脆化得到顯著改善。 參 推斷其原因在於’ Cr會形成數肺〜數十nm之團族程度 的碳化物。藉形成微細的〇碳化物，使晶界脆化的粗大碳 化物的形成以及C向晶界的偏析受到抑制。 - 另外，為確保高溫強度，必須向鋼材的組織中引入差 排。麻田散鐵、變韌鐵等硬質相生成對於差排的引入是有 效的，還必須添加-定量C、Mn、Nb當做提高淬火性的元 素。 另一方®，高輸入熱炫接時為獲得足夠的低溫動性， 參 必須將C量限制在比通用鋼材低的水準之〇〇5%以下。另 外’藉將C量限制在0.05%以下，亦可確保母材的低溫韋刃性。 此外，有助於碳化物形成的C、Nb，會使耐再熱脆化性降 低再者’ Cu雖使淬火性提高，但HAZ的再熱脆化會變得 顯著。 接著，在晶界生成氮化物，顯著降低耐再熱脆化性的 B，限制其含量不足〇 〇〇〇3%，以不添加為佳。對於m〇也是 8 201030157 同樣’為抑制Mo的碳化物或Laves相的晶界析出，不予積極 添加，將含量限制在不足0·01%。另一方面，Ti可有效改善 再熱脆化。其理由為，Ti的碳化物及氮化物亦在晶粒内析 出，在晶界析出的碳化物及氮化物減少。 此外’本發明人等’關於耐火鋼的各種合金元素對HAZ 之再熱脆化施予的影響，通過實驗和分析細緻地研究。具 體而言’製造 了含有C : 0.010〜0.050%，Si : 0.01 〜0.50%， Μη: 0.80〜2.00%’ Cr: 0.80〜1.90%，Nb:不足〇.〇1 〜0.05%， N : 0.001 〜0.006%，Ti: 0.010〜0.030%，A1: 0.005〜0.10%，

Cu : 0〜0.10°/。，剩餘部分含有由以組成的各種成分組成之 耐火鋼。再者，製造方法中係採用，不進行加速冷卻之熱 軋後放冷的製程。 從製得的耐火鋼採集試驗片，施以輸入熱假設為 10kJ/mm之熔接的熱循環。輸入熱假設為1〇kJ/mm之熔接 的熱循環係’以20°C/s從室溫加熱到i4〇〇°c，在1400°C保 持2s後，進行冷卻時，以冷卻速度3°C/s從800。(：到500。(：為 止的熱歷程。然後，從室溫到600。(：的溫度升溫60分鐘，在 600°C保持30分鐘後在600°C實施拉伸試驗，測定試驗片斷 裂部的收縮率。將收縮率作為HAZ之再熱脆化的指標，以 20%以上為良好。 其結果’利用重回歸分析得知，HAZ的耐再熱脆化性 可藉-1200C-20Mn+30Cr-330Nb-120Cu進行整理。另外， 由第1圖所示亦可知，為確保HAZ的耐再熱脆化性，c、Mn、 Cr、Nb、Cu的含量滿足用各元素的含量（質量％)表示的下式 201030157 -1200C-20Mn+30Cr-330Nb-120Cu^-80 是必要的。再者，不含Cu之情形，滿足 -1200C-20Mn+30Cr-330Nb^ -80 是必要的。 此處，-1200C-20Mn+30Cr-330Nb-120Cu 的上限越 高，HAZ的耐再熱脆化性越會提高，因此不作規定。但是， 從C、Mn、Nb、Cu之含量的下限值，Cr之含量的上限值來 看 ’ -1200C-20Mn+30Cr-330Nb-120Cu的上限成為23.3。 如以上所述’特別是透過控制C、Mn、Cr、Nb、Ti、 Cu、Mo、B的添加量，可確保母材的高溫強度，兼顧高輸 入熱熔接時HAZ的耐再熱脆化性及低溫韌性。 另外’在本發明的成分體系中，進行800°C以上的熱軋 或熱加工，然後放冷，藉此獲得室溫拉伸強度4〇〇MPa〜 610MPa的耐火鋼材。特別是，6〇〇。〇溫度下的降伏應力， 在室溫拉伸強度為400〜489MPa之範圍時達到157MPa以 上’在室溫拉伸強度為49〇〜61〇MPa之範圍時達到217MPa 以上。 另外’熱軋後’接著放冷至室溫的步驟，利用在400t： 以上650°C以下之溫度進行回火的方式，可使高溫強度不降 低而僅降低室溫拉伸強度，亦可提高母材的低溫韌性。 以下，就本發明進行詳述。 首先’就實施本發明時規定之必要的化學成分範圍的 限定理由加以說明。另外，以下的說明中，各元素的添加 量全部用質量％表示。 201030157 [⑶12%以上，0,〇5〇%以下] 是提高鋼材料性的有效元素 ，添加0.012%以上。再 從充刀確保序火性的觀點以添加〇奶％以上或〇 〇2〇% 以上較佳。另一方面，、兵η 田添加C如果超過〇.〇5〇%，高輸入熱熔 接時的HAZ中’會生忐* θ ^ + 王战大里的麻田散鐵-沃斯田鐵混合組織 (、下稱為Α相）或析出碳化物。其結果，除有時會使HA! ⑽溫娜顯著劣化以外，火災時在haz的晶界處析出之

炭化物的量增大’有時會招致haz的再熱脆化。因此，〔 的添加範圍規定在吻％以上，G.G篇以下。為確保強度， C添加G.020%以上為佳。另一方面為提高的低溫勃 性，C量的上限宜設為0 〇4〇以下。 [Si · 0·0!以上，〇·5〇%以下]

Si為脫氧元素，同時也是有助於提高淬火性的元素， 至少添加G.G1%以上。另—方面，添加Si超過㈣％時會 有使咼輸入熱熔接時HAZ的MA相之生成量增加，使低溫韌 性降低之情形。因此，Si的添加範圍規定在〇〇1%以上， 0.50%以下。為提高強度，以添加§1在〇〇5%以上為佳另 外，為提咼HAZ的韌性，si量的上限宜設為〇 3〇%以下。 [Μη : 0.80%以上，2.00%以下] Μη可有效提尚淬火性，為確保本發明的目的之4〇〇Μρ& 以上的室溫拉伸強度，必須添加0·80%以上。另一方面， Μη有在晶界偏析，助長ΗΑΖ的再熱脆化之虞，因此限制添 加量上限在2.00%。為提高強度，以添加丨〇〇%以上的Μη為 佳。另一方面，為確保ΗΑΖ的耐再熱脆化性，Μη量的上限 11 201030157 以定在1.60%以下為#。為提高HAZ的低溫動 性，Μη量的 上限以1.50以下為佳。 [Cr . 0.80%以上，1.90%以下] 經過本發明人等的研究得知，Cr係使用本發明之成分 體系的原料’在轉熱軋狀態下製造㈣時，對於室溫的 降伏強度及㈣強度幾乎沒有幫助，另外，對於高溫強度 的提高也好沒有幫助。纽⑽，亦得知卿成微細的 Cr碳化物’ Cr自身對HAZ的再熱脆化沒有幫助*是消耗碳 原子，具有抑制由Nb或V之碳化物的粗大化造成之HAZ的 再熱脆化之效果。 本發明中，特別為抑制再熱脆化，添加〇.8〇%以上的 Cr。Cr量的合適下限為0.90%以上，更加合適的下限為 1.00% 以上。另外，如果添加Cr超過19〇%，因為haz的硬化或 MA相的增加’導致HAZ的勒性下降，故限制上限在1 9〇%。

Cr量的合適上限紅㈣以下，更加合適的上限為i观以 下。 再者，本發明中，越多量的添加c、Mn、、见或以 等助長HAZ的再減化之元素，為對抗其效果越宜增加^ 的添加量。 [Nb : 0.01%以上，不足〇·05〇/〇] 因為Nb增加鋼材的淬火性，還有助於提高差排密度， 同時以碳化物或II化物的形式析出’亦有助於室溫拉伸強 度和高溫強度的提高，因此進行〇.〇1%以上的添加。然而， 如果添加0.05%以上的Nb，HAZ的祕會降低，以及向晶 12 201030157 界粗大析出的NbC造成HAZ的再熱脆化變得顯著，因此其 添加量限制在0_01。/〇以上’不足0.05%。為提高室溫拉伸強 度，Nb添加0.02%以上為佳。另一方面，為抑制haz的韌 性及耐再熱脆化性的降低’ Nb量的上限以不足〇 〇 3 %為佳。 [N : 0.001%以上，〇 006%以下] N與各種合金&素形成氮化物，有助於高溫強度的提 尚，因此添加0.001%以上。N量的合適下限為〇 〇〇2%以上， 更加合適的是0.003%以上。然而，如果大量添加n，向haz 的晶界析出之氮化物會粗大化，使HAZ的再熱脆化變得顯 著，因此限制上限為0.006%。崎的合適上限在〇.〇〇5%以 下。 [Tl : 0.010%以上，〇 〇3〇%以下] Ή以碳化物及氮化物的形式析出，有助於室溫拉伸強 度及高溫強度的增加。另外，Ti在ΗΑΖ中，不僅在晶界， 在晶粒内切碳化物及氮化_形式析出，雜碳及氮。 …。果Τι抑制其他合金元素的碳化物或氣化物在晶界發 生粗大析出，有助於抑制ΗΑΖ的再減化。為獲得這些效 果1的添加必須在〇 〇1〇%以上。Ti量的合適下限為㈣ 以上’更加合適的下限為讀〇%。另一方面，如果添加Ti 過 /(>母材的低溫韌性顯著降低，因此限制上限為 〇·〇3〇/° ° Tl量的合適上限為0.025%以下。 [A1:0.005%以上，❾1〇%以下] ,A1是鋼材脫氧的必要元素。特別在含有⑽鋼材中， 為防止精煉中的氧化，添加A1作為主要的脫氧元素。這 13 201030157 樣藉由〇.〇〇5/0以上的添加，可獲得控制鋼液中的氧濃度 之效果’因此A1的下限值設為0祕％。A1量的合適下限ς 〇.麵以上，更加合適的是〇〇3〇%以上。另一方面，如果 Α1含里超過G.1G%’有時會形成粗大的氧化物團蔟，損壞鋼 材的勃性’因此規定上限值為〇1〇%。Αι量的合適上限為 〇.〇75%以下’更加合適的是0.050%以下。 ’、、 [Cu : 0.10%以下]

Cu雖然藉淬火性提冑對室蹄伸強歧高溫強度的提 间有效，惟在本發财是使HAZ之再熱脆化顯著的元素。 馨 因此’儘管根據工業生產上的情況不得不少量的混入，但 宜控制其積極的添加，限制允許上限為〇1〇%。Cu量以限制 在0.05%以下為佳。 [Mo :不足〇·〇ι〇/0]

Mo藉由淬火性的提高和析出強化有助於室溫拉伸強 度及高溫強度的提高。然而，M〇容易在HAZ的晶界處以碳 化物或Laves相的形式粗大析出，使haz的再熱脆化明顯顯 著，所以在本發明中添加Mo是不合適的。因此，儘管根據 ® 工業生產上的情況不得不少量混入，但宜控制其積極的添 加’從工業生產上的餘裕度來看添加量的上限限制在不足 0.01%。 [B :不足0.0003%] B藉由提高淬火性和析出氮化物有助於室溫拉伸強度 及高溫強度的提高。然而，因為B的氮化物容易在HAZ的晶 界處粗大析出，使HAZ的再熱脆化明顯顯著，所以在本發 14 201030157 =:不&適的。因此’儘管根據工業生產上的情況 不付不V量混入，但宜控制其積極的添加 的餘裕度來看添加量的上限關在不足〇._3%/、 [P :不足0.02%] ㈣形趣著降低倾的低溫她，而且 =AZ的再熱脆化變得顯著，所以 吏 限不足〇·_%π麵合適為㈣1%町。 [s :不足0.01〇/〇] S以雜質的形式顯著降低母材的低溫她，而且 火災時HAZ的再熱脆化變得續 亦使 限尤“ I侍顯者’所以限制其添加量的上 限不足〇篇。S量的合適上限為咖％以下。 L〇 .不足0.01%] :以雜質的形式顯著降低母材的低馳，而 =AZ的再熱脆化變得顯著，所以限制其添加量的上 限不足〇._%。〇量的合適上 的是0.003%以下。 W下，更加合適 本發明中，除上述必要元素以外，可進 加以下說明的元素。 纟選擇性添 由二就本發明中選擇成—範圍的限定理 [V : 0.40%以下]

提^因為火災時的再加熱而形成碳化物對於高溫強度的 间疋極其有效的，因此以添加〇〇3%以上為佳。另—方 面’如果添加V超過。观，會使在疆的晶界處析出Z 15 201030157 化物粗大化，使HAZ的再熱脆化顯著，因此其添加量限制 在0.40%以下為佳。另外，V的添加量以〇 〇5%以上 下的範圍較佳。 ° [冲：1.00%以下] ^汾雖然藉淬火性提高對室溫拉伸強度及高溫強度的提 鬲有效，卻使HAZ的再熱脆化變得顯著。因此，儘管根據 工業生產上的情況不得不少量的混入，但宜控制其積極的 添加，將允許上限限制為^(^/。。见量的合適上限為〇 4〇% 以下’更加合適的是0.20%以下。 ® [匕：0.010%以下]

Zr以碳化物及氮化物的形式析出，有助於提高室溫拉 伸強度及高溫強度。為獲得這種效果，以添加&在〇〇〇2% 以上為佳。另一方面，如果添加Zr超過〇 〇1〇%，則在晶界 杆出的碳化物会粗大化，HAZ的再熱脆化變得顯著，因此 &的添加量上限以〇.〇1〇%以下為佳。&量的合適上限為 0·〇05%以下。 [Mg : 0.005%以下] ®

Mg具有控制鋼材中的硫化物之形態，減少硫化物造成 的母材韌性下降之效果。為獲得這種效果，以添加]^§在 〇*〇005°Λ以上為佳。另一方面，因為即使添加Mg超過 Q‘〇05°/。，效果也達到飽和’所以添加的情形，上限以 〇·〇〇5%以下為佳。Mg量的合適上限為〇 0〇2%以下。 [Ca : 0.005%以下]

Ca具有控制鋼材中的硫化物之形態，減少硫化物造成 16 201030157 的母材韌性下降之效果。為獲得這種效果，以添加Ca在 0.0005%以上為佳。另一方面’因為添加以超過〇〇〇5%則效 果達到飽和’所以添加Ca的情形，上限以0.005%以下為佳。 Ca量的合適上限為0.003%以下。 [Y : 0.050%以下] γ具有控制鋼材中的硫化物之形態，減少硫化物造成的 母材韌性下降之效果。為獲得這種效果，以添加γ在0 001% 以上為佳。另一方面，因為添加γ超過〇 〇5〇0/。則效果達到 飽和’所以添加γ的情形，上限以〇.05〇%以下為佳。γ量的 合適上限為0.030%以下。 [La : 0.050%以下]

La具有控制鋼材中的硫化物之形態，減少硫化物造成 的母材韌性下降之效果。為獲得這種效果，以添加以在 0.001%以上為佳。另一方面，因為添加La超過0.050%則效 果達到飽和，所以添加La的情形’上限以0.050%以下為佳。 La量的合適上限為〇〇2〇%以下。 [Ce : 0.050%以下]

Ce具有控制鋼材中的硫化物之形態，減少硫化物造成 的母材韌性下降之效果。為獲得這種效果，以添加以在 ο.οοι/ο以上為佳。另一方面，因為添加ce超過0 050〇/〇則效 果達到飽和’所以添加Ce的情形，上限以〇 〇5〇G/。以下為佳。 Ce量的合適上限為〇 〇2〇%以下。 本發明中，藉由限定如上所述之化學成分組成，可實 現即使曝露於火災時，在6〇〇°c的溫度依然具有高的降伏強 17 201030157 度，同時，熔接接頭之熔接熱影響區的再熱脆化受到抑制， 母材及熔接接頭的低溫勒性優異之財火鋼材。 接著，就本發明之鋼材的組織進行說明。 一般認為，鋼材的高溫強度是因鋼材中存在的差排造 成之差排強化（dislocation strenthening)，和成為差排運動 (dislocation m〇vement)的障礙之析出物而得到。因此，若鋼 材的溫度超過550°C，發生因差排的上升運動造成之差排的 合併消失，就會有高溫強度急遽減少之情形。 因此，為確保高的高溫強度，在鋼材曝露於火災之前 參 的時刻，即室溫時，具有充分富餘量的差排，或者，大量 含有成為差排運動障礙的組織，具體而言即析出物或結晶 晶界是有效的。 另外，在后述的製造方法中進行詳述，惟本發明中， - 從機械性質安定的製品之生產性的觀點來看，係將耐火鋼 材保持在熱軋狀態，不進行加速冷卻地製造。因此，鋼材 組織（金屬組織）在光學顯微鏡觀察中，形成以面積分率表 一 不 8〇%以上為肥粒鐵相，剩餘部分為變韌鐵相、麻田散 鐵相及麻田散鐵-沃斯田鐵混合組織(Μ A相）的組織。為確保 母材的勒性，肥粒鐵相的面積分率宜設為85%以上。另外， 為確保強度’肥粒鐵相的面積分率宜設為97%以下。 對於含有本發明之化學組成，鋼材組織為上述組織的 鋼材’詳細内容如後所述，在800。(：以上90(TC以下之溫度， 才木取大減縮率施行熱加工或熱軋。藉由這種製造條件，使 鋼材中成為差排障礙的析出物微細地分布，另外，可使組 18 201030157 織晶粒細化，獲得高的高溫強度。 接下來’就本發明之鋼材的機械特性進行說明。 本發明之耐火鋼材’對於具有上述鋼成分及鋼材組織 的鋼材，適用後述的製造方法示出之條件的各製程，藉此 可以提供一種具有如下說明之機械特性的耐火鋼板。 [室溫拉伸強度及600°C降伏應力] 本發明之耐火鋼材’可獲得室溫拉伸強度為4〇〇〜 610MPa，而且，600°C之溫度的降伏應力，當室溫拉伸強 度在400〜489MPa時為157MPa以上，當室溫拉伸強度在49〇 〜610MPa時為217MPa以上之特性。藉此，可實現在建築用 途上，確保建築設計上的各種要求，及，火災中具有足夠 安全裕度的耐火鋼材。 [600°C斷面收縮率] 本發明之耐火鋼材中，使用被施予假設輸入熱為 5kJ/mm及10kJ/mm之熔接的熱歷程之試驗片，測定6〇〇°c 溫度下的斷面收縮率’以該值評估其耐再熱脆化性。本發 明中’可獲得在600°C溫度下斷面收縮率為20%以上的耐火 鋼材。藉此，可實現熔接接頭的HAZ在加熱到火災時的假 設溫度600°C時，具有足夠的變形能之耐火鋼材。 [耐火鋼材的製造方法] 以下’對於母材的高溫強度和，熔接熱影響區的耐再 熱脆化性及低溫韌性優異的本發明之耐火鋼材的製造方 法，說明其限定理由。 本發明之耐火鋼材的製造方法係，將具有上述鋼成分 19 201030157 的鋼片，在1150以上13〇〇。〇以下的溫度加熱後，在8〇〇。〇以 上900。(：以下的溫度下以減縮率5 〇 %以上之狀態施行熱加 工或熱軋，然後放冷的方法。 本發明的製造方法中，為確保建築設計中的要求以及 在火災時獲得足_安全裕度，❹於建㈣途的财火鋼 材係如上所述，採用室溫拉伸強度在4〇〇〜61〇MPa，6〇(rc 時之降伏強度咼，而且該鋼材之熔接斷面收縮 率為20%以上’耐再熱脆化性優異，在利用輸入熱5kJ/mm 的炼接所生成的HAZ巾亦可確保低溫祕，且具有制以 © 確保母材韌性之必要條件的化學組成之鋼片作為原料。並 且，對於该鋼片，可藉施行規定了溫度及減縮量的熱加工 或熱軋，製造完全滿足上述特性的耐火鋼材。 [熱加工或熱軋時的減縮率] 如上所述，因為認為鋼材的高溫強度是因鋼材中存在 的差排造成之差排強化，和成為差排運動的障礙之析出物 而得到，所以，若鋼材的溫度超過550。(：，發生因差排的上 升運動造成之差排的合併消失，就會有高溫強度急遽減纟 © 之隋形。因此’為確保高的高溫強度，在室溫下具有充分 萄餘量的差排，或者’大量含有析出物或結晶晶界等成為 差排運動障礙的纟頌是有效的。 在此’本發明的製造方法中，目的在於，實際製造上， 從機械性質錢的製品之生產性的觀點 ，將耐火鋼材保持 ,、’、的狀I、不使用加速冷卻地加以製造。因此，鋼材組 織的整個H域不會形成差排密度高的變動 鐵或麻田散鐵， 20 201030157 利用光學顯微鏡觀察的鋼材組織，以面積分率表示，差排 松'度低的肥粒鐵組織占80°/。以上，剩餘部分不足2〇%，形成 含有變韌鐵，麻田散鐵及MA的鋼材址織。 因此，在本發明中為確保高的高溫強度，僅依賴增加 鋼材中的變韌鐵或麻田散鐵的分率是不夠的，必須使成為 差排障礙的析出物微細地分布，並且使組織晶粒細化。 本發明人等藉實驗和分析發現，為實現鋼材中的析出 物被細地分散，以及使組織晶粒細化，在對具有本發明之 化學組成的鋼片進行熱軋時，在8〇(rc以上9〇(rcw下的溫 度採取大減縮率，具體而言，減縮率為5〇%以上，較為合 適的是設為70%以上是有效的。 另外，判明藉由在即將從沃斯田鐵轉變為肥粒鐵或變 韌鐵前的溫度範圍中大量引入差排的作法，由於這些差排 成為析出物的成核位置’以及，這些差排成為肥粒鐵或變 韌鐵轉變的成核位置，可同時實現析出物的微細分散和組 織的晶粒細化。 再者，已知一般如果在沃斯田鐵區域採取大減縮量， 會有因轉變溫度的尚溫化造成變韌鐵分率降低，肥粒鐵分 率升高的情形，惟本發明之化學成分組成中，抑制C量在低 水平，所以容易發生變韌鐵轉變，可以抑制變韌鐵分率的 降低。 [熱加工或熱軋之前的加熱溫度] 如上所述，本發明的製造方法中，有效利用合金元素 的析出疋重要的，作為用以安定且確實地獲得這種合金元 21 201030157 素的析出之手段，必須在施行熱加工或熱軋前’將該鋼片 加熱到1150°C以上1300°C以下。這種加熱處理的目的在 於，藉由將鋼片加熱到1150°C以上的溫度，利用各種合金 元素的碳化物或氮化物，例如，NbC、NbN、VC、TiC、ZrC、 Cr23C6等完全或盡可能多的固溶，來提高熱軋後的淬火性， 同時提高熱加工或熱軋後的析出量。 在不施行熱加工或熱軋前之加熱的情形中’因為C、 Cr、Nb、V、Ti及Zr等的合金元素，在熱軋前就已經析出成 為粗大的析出物等，故有招致因熱加工或熱軋後之淬火性 降低造成的鋼材差排密度減少或，因熱加工或熱軋後析出 的微細碳化物或氮化物減少造成之析出強化量減少的情 形。 另一方面，熱加工或熱軋前的加熱溫度如果超過1300 °C ’鋼材表面的氧化銹皮會顯著增加，因此加熱溫度的上 限限制在1300°C。 [回火熱處理] 本發明的製造方法中，在熱軋後放冷至室溫後，亦可 進一步應用對鋼材施行回火熱處理的製程。透過對鋼材施 行回火熱處理，可以促進在熱軋後的放冷狀態下完全不析 出而以固溶狀態殘留之合金元素的析出，使抑制火災時的 差排減少之析出物的數量進一步增加。 這種回火處理’可以在4〇〇〜65〇。(3之間適當地選擇， 碟定溫度’可根據必要的室溫拉伸強度和析出之合金元素 的種類加以確定’藉此可以進一步提高本發明之效果。 201030157 另外，對於回火熱處理的時間亦為同樣的，在回火時 的組織變化受到物質擴散的控制的情形，提高溫度和延長 時間產生同樣的效果’由此依回火溫度可以在5分種〜36〇 分鐘之間適當地確定。 如以上所做說明，本發明之耐火鋼材的製造方法，係 將具有上述規定範圍之鋼成分的鋼片，在mo以上 以下的溫度加熱後，在綱。c以上9贼以下的溫度以減縮 ❿ 以上施行熱加卫或減，然後放冷的方法，若依本 製造方法，可以製造即使曝露於火災之情形，在_。〇的溫 度下也具有高的降伏強度，同時，溶接接頭之熔接熱影響 ㈣再減化受到抑制，獲得優異的母材及熔接接頭的低 溫勒性之可能的耐火鋼材。因此，利用合金元素少且經濟 的成分組成’以及生產性高的保持熱軋狀態下之製造方 法’製造高溫強度優異，同時溶接接頭的财再熱脆化性優 異的建築用财火鋼材成為可能。 • #施例 以下，列舉本發明之耐火鋼材及其製造方法的實施 例，較為具體的說明本發明，惟本發明當然並不限定於下 述實施例，在適合前、後述主旨的範圍内亦可做適當的改 變後加以實施，其均包含於本發明的技術範圍。 [耐火鋼材的製作] 製鋼製私中，控制鋼液的脫氧.脫硫以及化學成分， 利用連續鑄造製作下述表（所示之化學組成的鋼链。然後， 利用下述表2所示的各種製造條件，對鋼述進行再加熱，藉 23 201030157 熱加工製減定的板厚’之後以各雖件施行熱處理，製 作本發明例及比較例的耐火鋼材。 具體而言，首先，以1150〜130(rc之溫度對鋼述施行j 小時的再加熱，之後立刻開始粗軋，在1〇5〇它之溫度製成 板厚100mm的鋼板。然後，以下述表2所示的條件，將製成 成品厚度15〜35mm的厚鋼板，或者形成最大厚度為15〜 35mm之斷面形狀鍛造或軋製成複雜的型鋼，並且控制其完 成溫度在800°C以上，此時在80〇ι以上9〇(Γ(：以下之溫度的 減縮率，分別控制在下述表丨所示的數值里，同時進行精 軋。而且，在完成軋製後，立刻放冷，製作成本發明例及 比較例的耐火鋼材。 [評估試驗] 就利用上述方法製作的本發明例及比較例之各種耐火 鋼材，進行如下的評估試驗。 首先，關於室溫拉伸試驗，遵循jISZ2241加以實施， 當應力-應變曲綫上出現上降伏點時，將上降伏點當做室温 降伏強度，不出現時將0.2%耐力當做室溫降伏強度。 另外，關於高溫拉伸試驗，遵循JISG0567在60(TC之温 度下加以實施，將測定的0_2°/。耐力當做600。(：降伏強度。 此外’ HAZ(’熔接熱影響區）的6〇〇。(：拉伸收縮率，利用 對鋼片施以假設輸入熱為5kJ/mm及10kJ/mm的溶接之熱 歷程的熱循環來進行評估。施以熱循環之後，從室溫到600 °(：的溫度為止升溫60分鐘，600°C下保持30分鐘後在60(TC 實施拉伸試驗’測定試驗片斷裂部的收縮值，作為HAZ的 24 201030157 再熱脆化指標。本指標的閾值在20%以上。 再者，母材的夏比（Charpy)試驗係，從各鋼材的板厚 l/2t處採集遵循JISZ2202的2mmV型衝擊試驗片，利用遵循 JISZ2242的衝擊試驗方法施行。此時，考慮到建築於構物 的耐震性，將吸收能的閾值定為27J。 另外’關於HAZ的夏比試驗，在對各鋼材進行假設輸 入熱為5kJ/mm及輸入熱為l〇kJ/mm的熔接之熱循環之 後’採集遵循JISZ2202的2mmV型缺口衝擊試驗片，利用遵 循JISZ2242之衝擊試驗方法施行。此時，考慮到建築纟士構 物的耐震性’將吸收能的閾值定為27J。 此外，假設輸入熱為5kJ/mm的熔接之熱歷程係指，以 20°C/s從室溫加熱到i4〇(TC為止後，在14〇(rc保持u，然 後進行冷卻時，以15°C/S進行從8〇(TC到500°C範圍的冷卻 之熱循環。另外，假設輸入熱為1〇kJ/mm的熔接之熱歷程 係指，以20°C/S從室溫加熱到14〇(rc為止後，在14〇〇<t保 持2s後，然後進行冷卻時，以3〇c/s進行從8〇〇它到5〇〇七範 圍的冷卻之熱循環。 另外’關於鋼材組織，從利用光學顯微鏡觀察鋼材紐 織的結果’算出變動鐵，麻田散鐵及MA的面積分率之總 和，求得肥粒鐵的面積分率。 本實她例中’本發明例及比較例之对火鋼材的化學成 刀組成之覽w於下述表卜同時婦的製造條件及機械特 性之一覽示於下述表2。 、 再者表1中，鋼種編號1〜21為，具有本發明規定之 25 201030157 鋼成分的本發明例，鋼種編號22〜34為，具有本發明規定 範圍以外之鋼成分的比較例。式：-12〇〇c_2〇Mn+3〇Cr- 330Nb-120Cu的值’表示haz再熱脆化係數。 另外，表2中，分別示出了製造板厚，加熱溫度，熱軋 條件（完成溫度、減縮率）’回火溫度’室溫拉伸強度（室溫 TS) ’室溫降伏強度（室溫YS)，600。(：降伏強度(60(TCYS)， HAZ的600°C拉伸試驗的斷面收縮率（HAZ再熱脆化收縮 率），〇°C時母材的夏比吸收能，及〇°C時HAZ的夏比吸收能。 此外，表2中，關於強度水平，室溫拉伸強度為4〇〇〜 489MPa者用400MPa級表示，室溫拉伸強度為49〇MPa〜 610MPa者用500MPa級表示。 再者’表1及表2中’本發明之範圍以外的項目付以下 劃線表示。 26 201030157 ««tZVH isis f

跪化係數 1-38.4 1 1-32.6 1 1 -39.4 1 1 -19.7 1 -37.5 1 1-18.5 I 1 -44.3 I 1-41.9 1 1 1-49.8 I 1-35.6 I 1-41.4 I 1-37.2 I 1 -37.2 | I -41.6 I I -51.9 I -57.5 I 1 -55.6 I •33.8 I t -36,9 I 1-29.4 I 1 -81.2 I Os 1-41.9 1 1-14.4 1-77.6 I -70.2 1 -20.2 -79.5 -80.8 •48,9 -43.6 -41.2 -45.2 -88.5 -71.3 | 其他 1 Zr 0.005 1 1 Zr 0.005 1 1 Mg 0.002 1 I Y 0.030 1 I Y 0.030 I [Ce 0.015 I I Ca 0.002 I I Ca 0.002 I I La 0.020 I I Ca 0.003 ο 1 0.0010 ； 1 0.0010 1 1 0.0011 1 1 0.0012 1 1 0.0013 1 ! 0.0011 I i 0.0011 1 I 0.0013 I 0.0014 I I 0.0015 I I 0.0020 I I 0.0025 I | 0.0024 I i 0.0024 I i 0.0019 I 0.0019 I 0.0024 I 0.0025 I 0.0025 I ι 0.0029 I I 0.0040 I ! 0.0020 I 1 0.0010 I 0.0010 I 0.0012 I 0.0013 I 0.0014 I 0.0020 I 0.0020 0.0015 I 0.0030 0.0032 ! 0.0033 0.0035 0.0020 1 0.0030 | CQ 1 0.0002 1 1 0.0002 I I 0.0002 I | 0.0001 I I 0.0002 I | 0_ ⑻ 19 ο S 1 0.009 : I 0.003 | ! 0.003 I 0.004 | L 0.009 I 1 0.003 | I 0.005 I ί 0.050 I 0.004 I 5 1 0.10 ι L0.05J I 0.09 | 1 0.08 | L_〇-i〇J 1 0.10 | 1 0-10J I 0.10 1 | 0.09 1 I 0.05 I 1 0.08 I 0.10 I 0.10 I 0.09 I ^ 0.05_1 2 | 0.10 | I 0.20 | 1 0.20 | I 0.35 I | 0.40 I 1 0.20 | I 0.09 I I 0.10 I 0.20 I > 1 0.20 1 0.34 i 1 Oil 1 1 0.12 1 1 0.15 I 0.20 | I 0.09 1 | 0.09 1 0.05 ί I 0.05 | | 0.10 | | 0.10 | I 0.05 | I 0.20 | | 0.09 I I 0.15 I I 0.10 I | 0.10 I ! 0.10 I 0.20 I 051 I 1 0.09 I 1 0.10 ι 〇 < 1 0.050 1 0.049 ! 1 0.049 i 1 0.049 1 1 0.040 ι I 0.040 | I 0.040 1 1 0.045 1 0.045 ； | 0.045 i | 0.035 | I 0.035 | I 0.020 | I 0.020 | I 0.020 | I 0.020 | 1 0.071 | I 0.073 | I 0.075 | | 0.080 | I 0.080 | I 0.050 I I 0.050 | I 0.049 I I 0.048 I I 0.040 I 1 0.041 I 0.041 I 0.040 | 0.042 I 0.030 I 0.030 I I 0.050 I I 0.050 | ! 0.040 1 0.040 | 1 0.0040 1 1 0.0039 1 1 0.0039 1 1 0.0039 1 1 0.0030 1 I 0·⑻ 30 1 | 0.0031 | | 0.0032 | 1 0.0029 1 | 0.0028 | | 0.0029 | | 0.0029 | | 0.0044 | | 0.0045 | | 0.0044 | I 0.0048 | I 0.0050 | I 0.0051 | *r» s o d | 0.0050 | | 0.0019 | o o d I 0.0040 | 1 0.0030 I I 0.0029 I | 0.0031 I | 0.0030 I | 0.0040 I ! 0.0031 I 0.0029 I 0.0029 I 0.0020 I I 0.0020 I I 0.0021 I 1 0.0033 1 ! 0.0030 | - 1 0.011 ! 1 0.025 1 1 0.011 ι 1 0.010 ι 1 0.019 1 1 0.019 1 | 0.021 ! | 0.021 1 0.025 1 | 0.025 | | 0.021 | | 0.020 | | 0.010 | I 0.010 | I 0.011 | I 0.027 | [0.028 | I 0.028 | I 0.012 | | 0.024 | | 0.028 | I 0.020 I I 0.011 | I 0.020 | I 0.015 | I 0.012 | I 0.010 | ：0.012 I 0.011 | 0.025 I 0.040 I 0.021 I | 0.013 I I 0.020 I ! 0.010 l ! 0.010 | χ> Ζ 1 0.020 ! 1 0.020 1 1 0.031 1 1 0.030 1 1 0.010 ι 1 0.010 ι | 0.023 | 1 0.020 ! 1 0.021 1 | 0.020 | | 0.033 | | 0.032 | | 0.031 | I 0.030 ] I 0.048 | 「0.049 1 「1048 1 I 0.040 | | 0.040 | | 0.041 | | 0.040 | | 0.040 I I 0.021 | I 0.021 | I 0.020 | I 0.049 | ! 0.048 | 0.040 | 0.060 1 0.150 I 0.030 I 0.030 | I 0.031 | ! 0.030 | 0.048 1 (N ol ΰ ο »η g 1 1.30 1 丨 1.90 1 1.30 1 1 101 1 s 1 1.00 ι | 1.00 | 1 1.31 I 1.50 | o I 0.99 | I 0.90 | I 0.89 | I 0.81 | 1 0.80 | S L 102 ] I 1.00 I S 1 0.80 I 0.82 | 0.44 I 2J0 I 0.81 | 0.99 I 1.30 I 1.01 I o s 0.81 1 1.90 | ζΛ 1 0.004 1 1 0.004 1 1 0.005 1 1 0.005 ι 1 0.006 1 1 0.006 | I 0.003 | | 0.003 | 1 0.003 1 | 0.004 | I 0.007 | I 0.007 | I 0.004 | I 0.004 | I 0.003 | I 0.005 | I 0.005 | ! 0.005 | 0.004 | ι 0.005 | I 0.005 | I 0.006 I 1 0.006 | I 0.006 | 1 0.006 | 0.006 | 0.005 | 0.002 I 0.003 | 0.004 I 0.003 I 0.002 | ：0.005 I 0.006 | 0.004 1 0.004 | Ρη 1 0.005 1 1 0.005 1 1 0.007 1 1 0.010 ι 1 0.010 ι | 0.005 | 丨 0,005 | | 0.006 | 1 0.007 1 I 0.004 | | 0.004 | | 0.004 | | 0.006 | I 0.010 | [0.012 | I 0.004 1 「0.007 1 I 0.003 | I 0.004 | | 0.005 ] | 0.005 | I 0.006 I 1 0.006 | I 0.006 | I 0.005 | I 0.006 | I 0.005 | ! 0.004 | ；0.005 | 0.005 I 0.004 I 0.004 | | 0.006 1 I 0.006 | ! 0.005 1 ! 0.005 | C 2 1 0.90 1 1.00 ι 1 1.01 1 1 1.00 ι rs | 1.55 1 1 1.56 1 1.40 1 1.39 丨 1.35 1-35 | 150 1 1 0.82 | 丨 1.20 1 o I 0.85 I 1 QA5 I ! 2.50 I 1.40 | 1.40 I 1.55 I 1.56 I 1.40 I iT) »n •r> 00 g ϊλ 1 0.05 1 1 0.45 1 1 0.30 1 1 0.30 ι 1 0.29 ι | 0.29 | | 0.29 | | 0.30 | I 0.30 | I 0.30 | 1 0.30 | 1 0.30 I | 0.29 | | 0.05 | I 0.29 | | 0.29 | 1 0.10 | 丨 0.12 1 I 0.10 | 1 on 1 | 0.05 | I 0.05 I I 0.30 | I QJ8 1 I 0.09 | I 0.25 | I 0.20 | 1 0.20 I ! 0.25 | 0.30 I 0.31 I 0.25 | I 0.29 I I 0.28 I 1 0.30 ι | 0.31 | υ 1 0.049 1 0.050 ： 1 0.040 i 1 0.039 i 1 0.031 1 I 0.030 | | 0.030 1 | 0.029 | 0.030 | 0.030 i | 0.030 ! | 0.031 | [0.025 | I 0.025 | I 0.024 | I 0.024 ] I 0.020 I 1 0.020 | 0.019 | 1 0.015 | I 0.012 | I 0.065 I I 0.003 | ! 0.030 i i 0.029 | i 0.030 | 0.025 | 0.030 | 0.040 | 0.025 I 0.030 I 0.030 | I 0.025 I 1 0.029 | 0.045 1 0.020 | ο 2 — (Ν ΓΟ 寸 Ό 卜 00 〇s o (N ΓΛ 2 VI 卜 00 2 a ΓΟ es m VO 27 201030157 --·--- Z 4食S S錨苳 【％】跻缓-戚ΨΖΥΗ ε£/ποι

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LI oe le 9e ΤΓ IF IF ζε 28 201030157 [評估結果] 如表1及表2所示，依本發明規定的鋼成分及製造條件 製造而成的本發明例之耐火鋼材，600工降伏強度在室溫拉 伸強度為400〜489MPa時為157MPa以上，室溫拉伸強度為 490〜610MPa時為217MPa以上。同時，可知本發明中的重 要特徵是，熔接HAZ的60(TC拉伸收縮率亦確保為20%以 上，並且確保HAZ的高溫變形特性。 此外’得知由於本發明例之耐火鋼材，其母材及HAz 的夏比吸收能在〇°C時也為27J以上，故母材的低溫韌性及 接頭韌性可以滿足必要性能。藉由這些評估結果，得知本 毛明之财火鋼材，高溫強度及母材和炼接接頭之物性優異。 另外，本發明例之财火鋼材，無論哪一種均含有用面 積刀率表示80%以上的肥粒鐵相。此外，變物鐵相、麻田 散鐵相及MA相的合計面積分率為肥粒鐵相的剩餘部分，在 本發明例中不足20°/。。再者，除肥粒鐵相，變韌鐵相，麻 田散鐵相及MA相以外亦有夾雜物被確認到，但其面積分率 非常小，可以忽略。 相對於上述本發明例之耐火鋼材，因為比較例的鋼 材，不能滿足本發明中規定之化學組成或各製造條件的任 —項，所以形成60(TC降伏強度(600。(：¥8)、^[八2的6〇〇<5(：拉 伸忒驗的斷面收縮率、〇c時的母材夏比吸收能或0它時的 HAZ夏比吸收能的任一項，都變得不能滿足目標特性之結 果。 由以上說明的實施例之結果，得知本發明之耐火鋼 29 201030157 材，其母材的高溫強度和熔接熱影響區的低溫韌性以及耐 再熱脆化性優異。 【圖式簡單說明3 第1圖顯示HAZ的耐再熱脆化性受到C、Mn、Cr、Nb、 Cu的影響之圖示。 【主要元件符號說明】 無

30

Claims (1)

1. 201030157 七、申請專利範圍： 1. 一種熔接熱影響區的耐再熱脆化性及低溫韌性優異之 耐火鋼材，特徵在於其以質量％表示，含有 C : 0.012%以上，0.050%以下； Si : 0.01 以上，0.50%以下； Μη : 0.80%以上，2.00%以下； Cr : 0.80%以上，1·90°/〇以下； Nb : 0.01%以上，不足0.05% ; N : 0.001%以上，0.006%以下； Ti : 0.010%以上，0.030%以下； A1 : 0.005%以上，0.10%以下； 而且，將Cu、Mo、B、P、S、Ο各自的含量限制在 Cu : 0.10%以下， Mo :不足0.01%， B :不足0.0003%， P :不足0.02%， S :不足0.01%， Ο :不足0.01%， 剩餘部分由Fe及不可避免的雜質組成，C、Mn、Cr、Nb、 Cu的含量[質量％]滿足 -1200C-20Mn+30Cr-330Nb-120Cug -80， 利用光學顯微鏡觀察的鋼材組織，用面積分率表示80% 以上為肥粒鐵相，該鋼材組織的剩餘部分由變韌鐵相、 麻田散鐵相及麻田散鐵-沃斯田鐵混合組織構成。 31 201030157 2. 如申請專利範圍第1項中記載之熔接熱影響區的耐再熱 脆化性及低溫韌性優異之耐火鋼材，其以質量％表示， 進一步含有 V : 0.40%以下， Ni : 1.00% 以下 的一者或二者。 3. 如申請專利範圍第1項或第2項中記載之熔接熱影響區 的耐再熱脆化性及低溫韌性優異之耐火鋼材，其以質量 | %表示，進一步含有 Zr : 0.010%以下， Mg : 0·005%以下， * Ca : 0.005%以下， Y : 0.050%以下， ’ La : 0.050%以下， Ce : 0.050% 以下 之中的1種或2種以上。 _ 4. 一種熔接熱影響區的耐再熱脆化性及低溫韌性優異之 耐火鋼材的製造方法，特徵在於其係將具有如申請專利 範圍第1項〜第3項的任一項中記載之鋼成分的鋼片，加 熱到1150以上1300°C以下之溫度後，施行熱加工或熱軋 使得800°C以上900°C以下的溫度中之減縮率成為50% 以上，然後放冷。 5. —種熔接熱影響區的耐再熱脆化性及低溫韌性優異之 耐火鋼材的製造方法，特徵在於其係於應用如申請專利 32 201030157 範圍第4項中記載的製造方法後，在400°C以上低於 650°C之溫度範圍，將該鋼材施行5分鐘以上360分鐘以 内的回火熱處理。

   33