CN1485456A - 结构用Fe-Cr系钢板及其制造方法以及结构用型钢 - Google Patents

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Abstract

提出结构用Fe－Cr系钢板及其制造方法，其仍在热轧状态下的抗拉强度在遍及整个长宽范围内为400～450兆帕，即使受到进行电阻焊时的骤热·骤冷，也不会发生焊接部脆化。提出利用该钢板通过电阻焊加工的结构用型钢。具体说，将按质量％地含有C：0.0025～0.010％、N：0.0025～0.010％、C+N：0.015％以下、Si：0.01～1.0％、Mn：0.01～0.30％、P：0.04％以下、S：0.03％以下、Cr：8％以上至小于10％、Cu：0.01～1.0％、Ni：0.01～1.0％、V：0.01～0.20％、Al：0.05％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成的钢坯加热到1100～1280℃，高于930℃地结束热轧，高于810℃地卷绕，使卷材内部从800℃至400℃的平均冷却速度为2℃/分以下，从而获得抗拉强度为400～450兆帕的钢板。

Description

结构用Fe-Cr系钢板及其制造方法以及结构用型钢
技术领域
本发明涉及强度与现有的JIS(日本工业标准)G3101(1995)中所规定的SS400钢同等水平、用于要求耐蚀性、耐用性、焊接性和焊接部特性优良的桥梁和住宅结构物等土木、建筑结构物的结构用Fe-Cr系钢板，特别是提供一种卷材内的偏差小、即使进行借助焊接时骤热·骤冷显著的电阻焊的成形加工焊接部强度也不会降低的结构用Fe-Cr系钢板及其制造方法以及从中获得的结构用型钢。
背景技术
土木·建筑用结构体除强度之外还要求耐蚀性和耐用性。因此，主要将如JIS G 3101(1995)所规定的SS400或如JIS G 3136(1994)所规定的SN400B等普碳钢或如JIS G 3136(1999)所规定的SM490等高强钢以及在这些钢材上施行了涂漆或镀层处理、阳离子电泳涂漆等的材料用于该用途。而且，采用如JIS G 3353(1990)所规定的焊接轻型H型钢、SWH400等多种型钢作为一般建筑结构用材料。而近几年，随着设计的多样化和对环境问题意识的提高，人们在探讨使用各类材料。
其中，耐蚀性和外观性优良的Fe-Cr系钢由于几乎不需要对生锈进行的镀层处理或防锈涂漆以及开孔或焊接后的修整(修饰)等保养费用，在生命周期成本这点上是较有吸引力的材料。
在上述Fe-Cr系钢中，以前作为土木·建筑用结构材料所讨论的是，在材料强度、耐蚀性、易于焊接性、焊接部韧性及通用性方面使用情况最多的、以如JIS G 4321(2000)所规定的SUS304A为代表的奥氏体系不锈钢。该奥氏体系不锈钢在强度、耐蚀性、耐火性及焊接部韧性等特性方面具有能充分满足作为土木·建筑用结构材料的特性。但问题是，奥氏体系不锈钢由于含有大量Ni和Cr等合金元素，与普碳钢相比价格格外高，所以作为以前的普碳钢和高强钢以及在其表面施行了镀层处理或涂漆处理的通用材料的替代品使用，成本上较困难，适用范围非常小。
针对这个问题，人们探讨了把不含有高价Ni的且Cr含量较低的如JIS G 4304(1999)所规定的SUS410和以SUS410为代表的马氏体系不锈钢进行改良，作为土木·建筑用材料使用。马氏体系不锈钢的优点在于，不用担心高Cr合金中的σ脆性和475℃脆性等问题，而且也不用担心奥氏体系不锈钢中的在含有氯化物的环境下发生应力腐蚀裂纹的问题。
例如，在日本专利申请公开号昭51～13463中公开了一种焊接结构用马氏体系不锈钢，该钢含有Cr：10～18wt％、Ni：0.1～3.4wt％、Si：1.0wt％以下及Mn：4.0wt％以下，并将C降低到0.03wt％以下、N降低到0.02wt％以下，通过在焊接热影响部形成大块马氏体组织，提高焊接部性能。在日本专利申请公开号昭57-28738中公开了一种结构用马氏体系不锈钢，该钢含有Cr：10～13.5wt％、Si：0.5wt％以下及Mn：1.0～3.5wt％，在将C降低到0.02wt％以下且N降低到0.02wt％以下的基础上，通过进一步将Ni限制到小于0.1wt％，从而不需要在焊接前后预热和后加热并获得优良的焊接部韧性和加工性。
另外，在日本专利申请公开号2002-53938中公开了这样的技术，即通过向含有大于8质量％至小于15质量％的Cr的Fe-Cr合金中复合添加Co、V、W，以改善防初期生锈性、加工性和焊接性，而又不会造成增加Ni、Cu、Cr、Mo等含量增加和不会引起添加Ti、Nb并且不会过度降低N和C。但是，日本专利申请公开号昭51-13463、昭57-28738所公开的钢材因还在热轧状态下而强度过高，需要在热轧后进行退火，因此在成本和交货期方面留有问题。另外，日本专利申请公开号2002-53938的技术必须复合添加Co、V、W并且为了软化还建议热轧板退火。
于是，人们进行了减少合金元素和省略热轧板退火的低成本化技术开发。例如，在日本专利申请公开号平11-302737中公开了通过将含有Cr：8～16wt％、Si：0.05～1.5wt％、Mn：0.05～1.5wt％并将C降低到0.005～0.1wt％、N降低到0.05wt％以下、C+N降低到0.1wt％以下的钢坯加热到1100～1250℃，在800℃以上结束热轧，在700℃以上卷绕后，使冷却到室温的平均冷却速度为5℃/分以下，从而省略热轧板退火的技术。但问题是，日本专利申请公开号平11-302737所公开的钢材的抗拉强度大于450兆帕，在将其成形为型钢和管材时或进行二次加工和开孔等作业时，如不增强以前设计用于SS400钢的生产线设备，则直接使用比较困难。
而且，尽管上述现有技术的钢材在使用焊条的MIG(金属极惰性气体保护焊)等电孤焊中焊接性优良，但是对电阻焊那样的受到骤冷·骤热的焊接部的硬化和脆化问题却没有采取充分的对策。例如，关于利用电阻焊的型钢制造，在日本专利申请公开号平02-305939中公开了含有Cr：3.5wt％以上至小于10.5wt％、Si：0.01～1.0wt％、Mn：0.01～2.5wt％并将C降低到0.001～0.1wt％且N降低到0.001～0.10wt的钢材和对其进一步在非氧化性气氛或还原性火焰护罩中进行电阻焊的结构用焊接轻型H型钢的制造技术。但是，该技术存在的问题是，由于在大气中焊接时有一种称为过烧的在焊接加热时所生成的氧化物没有被排出残留下来，所以在拉伸加工时，在焊接部产生断裂，因而需要控制气氛的设备。
如上所述，现有技术的Fe-Cr系热轧钢板仍在热轧状态下地具有多大于450兆帕的抗拉强度，不增强以前的采用SS400钢的型钢生产线的设备就直接在生产线上流水作业是有问题的。特别是，热轧卷材的前后端和宽度方向边缘部，由于强度上升大，只好切掉，导致成品率低。而且，由于现有技术的钢板对电阻焊那样的受到骤冷·骤热的焊接部的硬化和脆化问题没有采取充分的对策，所以，它作为通过电阻焊方法所制造的焊接轻型H型钢或电焊钢管(电阻焊)用坯料来使用是有问题的。
发明内容
本发明的目的是鉴于上述现存问题提出一种结构用Fe-Cr系钢板及其低成本的制造方法，其中仍在热轧状态下即在不进行热轧板退火的状态下，使板材的抗拉强度在卷材全长范围内为400～450兆帕，即使受到电阻焊时的骤热骤冷，焊接部也不会产生脆化。另外，本发明的其它目的是提出利用上述钢板并通过电阻焊而成形加工而成的结构用型钢。
即，本发明的主旨结构如下。
本发明的结构用Fe-Cr系钢板，其特征在于，它含有C：0.0025～0.010质量％、N：0.0025～0.010质量％、C+N：0.015质量％以下、Si：0.01～1.0质量％、Mn：0.01～0.30质量％、P：0.04质量％以下、S：0.03质量％以下、Cr：8质量％以上至小于10质量％、Cu：0.01～1.0质量％、Ni：0.01～1.0质量％、V：0.01～0.20质量％、Al：0.05质量％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，抗拉强度为400～450兆帕。
另外，在要求本发明的钢板具有高耐蚀性时，除了上述成分组成外，它还可以进一步含有Mo：1.0质量％以下。
还有，本发明提出一种结构用Fe-Cr系钢板的制造方法，其特征在于，通过将含有C：0.0025～0.010质量％、N：0.0025～0.010质量％、C+N：0.015质量％以下、Si：0.01～1.0质量％、Mn：0.01～0.30质量％、P：0.04质量％以下、S：0.03质量％以下、Cr：8质量％以上至小于10质量％、Cu：0.01～1.0质量％、Ni：0.01～1.0质量％、V：0.01～0.20质量％、Al：0.05质量％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成的钢坯加热到1100～1280℃，在大于980℃的温度下结束热轧，在大于810℃的温度下卷绕，使卷材内部从800℃至400℃的平均冷却速度为2℃/分以下，从而获得抗拉强度为400～450兆帕的钢板。
在要求本发明的钢坯具有高耐蚀性时，除了上述成分组成外，它还可以进一步含有Mo：1.0质量％以下。
另外，在本发明的上述制造方法中，优选为在大于1000℃的温度下并以30％以上的压下率进行至少一道粗轧。
而且，在本发明的上述制造方法中，将卷材全体部位的从800℃至400℃的平均冷却速度设置为2℃/分以下的优选方法为利用保温箱、保温罩或保温炉进行卷材冷却。
还有，本发明的结构用型钢优选为，将上述钢板或将用上述方法制成的钢板通过电阻焊制成型钢的钢材。
附图说明
图1是卷绕后的热轧卷材温度滞后计算结果一例的曲线图。
图2是在卷绕后的热轧卷材上罩上保温罩时的温度滞后计算结果一例的曲线图。
图3是保温罩的一例。
图4是将图2的冷却曲线和2℃/min的冷却速度曲线重叠在CCT图中所示的曲线图。
具体实施方式
为了能够获得在用于土木·建筑结构物时所必需的耐蚀性并实现低成本，本发明人着眼于Cr含量为8质量％以上至小于10质量％的低合金钢并研究了仍在热轧状态下的强度为400～450兆帕且电阻焊接性良好的钢板的成分组成和制造方法。结果发现，在Cr含量为8质量％以上至小于10质量％的钢板中，由于焊接热影响部形成席位马氏体组织，所以为防止焊接部的脆化，防止热影响部的马氏体组织的过度硬化较为重要。
马氏体的硬度主要依赖于固溶在钢材中的C、N含量。因此，在采用电弧焊那样焊接后冷却速度较缓慢的焊接方法的现有技术中，通过降低钢板的C、N含量并进一步施行热轧板退火，能够获得具有400～450兆帕强度的、加工性、焊接性良好的且焊接部韧性良好的钢板。但是，在将焊接轻型H型钢或电焊钢管制造中所用的电阻焊应用于现有技术的钢板时，存在着在热影响部的硬化显著、不能获得足够的强度·韧性均衡的问题。特别是，上述脆化在焊接时加热到800～900℃的部分中最为显著。
认为其原因如下。现有技术的结构用钢虽然在800～900℃的温区中形成铁素体(α)和奥氏体(γ)两相组织，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，与形成γ相时相比，有更高浓度的C、N浓化。该C、N浓化的γ相在焊接后的冷却过程中相变为硬质马氏体，引起焊接部的脆化。但是，在通常的电弧焊中，由于焊接部附近在焊接后接受空冷(自然冷却)，所以上述马氏体的硬化不那么显著。而在电阻焊中，伴随焊接的骤冷·骤热比电孤焊显著，加上为防止焊接头等***设备过热而对焊接机附近进行水冷，所以，焊接部附近的钢材在焊接后立即受到急冷，马氏体相的硬化和脆化变得显著。因此，在进行电阻焊的材料中，钢材的成分和微观组织的控制愈加重要。
本发明人为解决焊接部的脆性问题而首先尝试了降低C、N含量。但是，过度降低C、N含量，除了招致焊接热影响部的马氏体生产能的降低，还生成所谓的粗大铁素体，相反，降低了焊接部特性。同时，在添加Ti、Nb这样的强碳氮化物形成元素时，也使固溶的C、N含量过度减少，形成同样的结果。
于是，本发明人认为，为改善电阻焊接性而需要改善在焊接时材料受热变为α+γ两相区并受冷却而生成的铁素体+马氏体组织的微观组织。而且，本发明人还着眼于下述两点进行了详细的研究，即除了防止马氏体相的硬化，还细化作为母材的铁素体相结晶粒以改善铁素体相的韧性。结果发现，除了降低C、N含量，通过适量添加V，能够抑制在两相区加热部所生成的马氏体硬度的上升；通过使热轧的粗轧的至少一道为压下率30％以上，可以细化母材铁素体组织并大大改善电阻焊造成的在两相区加热部分的脆性。而且发现，钢中成分除了降低Cr、Mn，通过适量添加Cu，可以抑制生成焊接部中未排出的过烧物质，即使在大气中也能良好地进行电阻焊接。
进而，发明人对使仍在热轧状态下的在卷材整个长宽范围内的强度为400～450兆帕的方法进行了研究。首先，为了正确知道卷材的冷却速度，在实际进行了热轧后的卷材上安装热电偶，测量温度的时效变化。基于该结果，对卷材各位置的冷却速度进行计算。取卷材重量为12300kg，卷材宽为1450mm，内径为760mm，卷取温度为850℃，外界气体温度为20℃，进行计算。
将结果的一个例子示于图1中。如图1明确所示，在卷材温度最低点Tmin(卷材最外圈的宽度方向边缘部，以下称为卷材温度最低点)中，仅在约30分钟之间，温度降到约400℃，得知从800℃至400℃以快速13℃/min的速度进行冷却。结果认为，在卷材前后端(内卷部和外卷部)和宽度方向的边缘部生成了较多的马氏体相和贝氏体相等硬质相，是硬质化物质。
于是，发明人收集了关于Cr含量为8～小于10质量％的合金的连续冷却相变曲线(CCT图)、恒温相变曲线(TTT图)等的金属学数据，研究了关于在冷却途中进行保温时的相变行为。结果发现，为防止卷材前后端和宽度方向的边缘部的硬化，在卷取后，该相同部分达到低于400℃以前，采用某些手段开始保温，通过抑制利用卷材内部热量的回热所导致的温度上升和保温所引起的向周围热辐射的慢冷却效果，如果使从800℃到400℃的平均冷却速度为2℃/min，能够仍在热轧的状态下实现卷材全长全宽范围内的目标软质化。另外，本发明所述的平均冷却速度不是指在从800℃冷到400℃的过程中使瞬时冷却梯度为2℃/分以下，其定义是把从800℃冷却到400℃所需要的时间控制在200分钟以上，平均冷却速度为2℃/分以下。
图2表示作为对图1的卷绕后的经过30分钟的卷材进行保温的一个方法，进行如图3所示的、在卷材2上罩上涂衬有100mm厚的绝热材料的保温罩1时的卷材温度时效变化的计算结果的一例。从该图2中可知，通过使用保温罩，即使在卷材最低温度Tmin，处也要花费400分钟以上进行从800℃至400℃的冷却，因此能够以1℃/min以下的平均冷却速度进行冷却。
另外，图4是将图2的冷却曲线和2℃/min的冷却速度重合在CCT(连续冷却相变曲线)图中所示的图。另外，图4中的符号F表示铁素体相生成区、B表示贝氏体相生成区、M表示马氏体相生成区。在以一定的冷却速度连续进行冷却时，可知，如果从800℃到400℃的冷却速度为2℃/min以下，即如果在图4中，从800℃冷却到400℃需要花费12000秒(200分钟)以上的时间，则不会生成贝氏体而能够生成软质的铁素体单相组织。而在进行了保温时，如果在卷材的任意位置处，需要参照由Tmax和Tmin所围成的区域的温度滞后，但可知，即使在Tmin线所示的最低温度处，通过在冷却到低于400℃以前开始保温，能够完全控制硬质马氏体相的生成。而且，可知对在保温前的冷却中在卷材的一部分中所生成的贝氏体也可以通过保温后的回热所引起的退火效果，使之相变为退火贝氏体或铁素体相，实现软质化。这样，通过使用保温罩，通过应用依据本发明的制造方法能够低成本地提供可应用于建筑结构用途地Fe-Cr系钢板。
以下，对本发明的实施形式进行具体说明。
首先，对限定本发明钢板的成分组成的理由进行说明。
C：0.0025～0.010质量％、N：0.0025～0.010质量％、C+N：0.015质量％以下
本发明钢材的焊接热影响部形成微小马氏体组织。C、N对在焊接热影响部生成的上述马氏体相的硬度产生较大影响。为了改善焊接热影响部的韧性和加工性、防止焊接裂纹，如以前所知道的那样，降低C、N的含量是有效的。但是，过度降低C、N的含量，不仅招致冶炼成本的上升，还降低焊接热影响部的马氏体生产能，促进粗大铁素体的生成，使焊接部的韧性显著降低。因此，需要使C、N的含量分别为0.0025质量％以上。而为了抑制在焊接热影响部所生成的马氏体相的极端的硬度增加防止焊接热影响部的脆化，使C、N和C+N的上限分别为0.010质量％、0.010质量％、0.015质量％。优选的C、N范围是，C：0.003～0.008质量％、N：0.0030～0.0060质量％。特别是在大气中进行电阻焊接时，N优选为0.006质量％以下。另外，C较优选的是0.003～0.005质量％。
Si：0.01～1.0质量％
Si是作为脱氧剂并为获得强度而添加的元素。在含量小于0.01质量％时，不能获得充分的脱氧效果，而1.0质量％以上的过度添加，不仅招致韧性和加工性的降低，还使马氏体在焊接热影响部的生产能下降。因此，将Si含量限定在0.01～1.0质量％范围内。特别优选的范围是0.1～0.5质量％。
Mn：0.01～0.30质量％
Mn是奥氏体相(γ相)稳定化元素，使焊接热影响部的组织形成马氏体组织，有助于改善焊接部的韧性，但是过度添加的话，仍在热轧状态下的硬质相的比率增加，不能获得所希望的抗拉强度(400～450兆帕)。而且，使在电阻焊中的两相加热部所生成的马氏体的硬度上升，除了形成脆化的原因，还形成MnS，导致耐蚀性降低。因此，将Mn添加量的上限限制在0.30质量％。而Mn和Si一样，作为脱氧剂也是有用的，因此将下限取为0.01质量％。特别优选的范围是0.10～0.30质量％。
P：0.04质量％以下
P不仅使热加工性和成形性、韧性降低，还是对耐蚀性有害的元素。特别是，含量大于0.04质量％时，其影响尤为显著，所以将P的含量限制在0.04质量％以下。更优选的是0.030质量％以下。
S：0.03质量％以下
S与Mn结合形成MnS，形成使耐蚀性和耐用性下降的原因。而且，由于S在结晶晶界偏析是促进晶界脆化的有害元素，因此其含量最好尽可能地低。特别是含量大于0.03质量％时，其恶劣影响变得尤为显著，因此将S的含量限制在0.03质量％以下。更优选的是0.008质量％以下。
Cr：8质量％以上至小于10质量％
Cr是改善耐蚀性有效的元素，但小于8质量％的话，难于确保足够高的耐蚀性。而如果添加10质量％以上的Cr，除了招致成本的增加，还难于仍在热轧状态下达到所希望的强度，因此，将添加量限定在8质量％以上至小于10质量％的范围。
Cu：0.01～1.0质量％
Cu是使耐蚀性提高的有效元素，以谋求延长建筑结构寿命的目的进行添加。而且，在本发明中，为了能够实现在大气中的电阻焊，铜是特别积极添加的元素。原因是，虽然还不明确通过添加Cu抑制焊接时的过烧物质残留的理由，但认为除了降低Cr和Mn这样的在焊接部易于生成氧化物的元素，通过适量添加作为贵金属元素(比铁难于离子化的元素，或者比铁标准电极电位高的元素)的Cu，能够抑制氧化物在熔融部分的生成。但是，添加量小于0.01质量％时，缺乏这些元素的添加效果，而大于1.0质量％的过度添加，除了招致成本的增加，由于热裂敏感性变强，还有可能在热轧时形成引起脆化的原因，因此限定在0.01～1.0质量％的范围。Cu的下限较优选的是耐蚀性改善效果显著的0.1质量％为好，至于上限，从防止热裂和加工性的角度出发，优选为0.7质量％。
Ni：0.01～1.0质量％
Ni是提高延展性、韧性的元素。在本发明中，特别是为提高焊接热影响部的韧性并进一步改善防锈性而添加。而且，具有防止添加Cu时产生的热轧中的热裂的效果。但是，含量低于0.01质量％时，缺乏其添加效果。而如果大于0.01质量％，不仅效果饱和，还导致坯料的硬质化和成本的上升，所以把Ni含量限制在0.01～1.0质量％的范围。
V：0.01～0.20质量％
V在本发明中是非常重要的元素，通过适量添加，防止进行电阻焊时的焊接热影响部的脆化的同时，还能防止铁素体晶粒的粗大化。但是，如果添加量低于0.01质量％，则不能充分得获得上述添加效果。而如果大于0.20质量％地添加，马氏体在焊接热影响部的生成能显著降低，除了焊接部的韧性下降外，还难于仍在热轧状态下获得所希望的抗拉强度(400～450兆帕)。因此，将V的添加量限定在0.01～0.20质量％的范围。优选为0.03～0.20质量％。
这里，虽然还不明确通过适量添加V改善焊接热影响部的脆性的机理，但考虑如下。在添加Ti和Nb那样的对C、N具有较强化合力的元素时，由于生成·析出这些元素的碳氮化物，因此固溶C、N含量显著降低，使焊接热影响部的马氏体生成能极度降低。相反，在添加V时，由于V没有Ti和Nb与C、N的化合力强，所以在加热到γ单相温区以上的部分中，不发生显著的固溶C、N含量的降低，从而能充分得确保该部分的马氏体相变能。而在加热成两相区的部分中，由于在其温度域中，V的炭氮化物稳定，固溶C、N含量被抑制在较低水平，所以难于产生以固溶C、N面向γ相的浓化为原因引起的马氏体相的硬质化。其结果能够使加热到γ单相域以上的部分的马氏体生成能不降低地将两相区加热部的马氏体相的硬度抑制在较低水平，能够在遍及焊接热影响部的整个区域内使之具备优良的韧性。
Al：0.05质量％以下
Al不仅作为脱氧剂，还有助于改善钢板的弯曲加工性。为获得该效果，需要添加0.003质量％以上。但如果含量大于0.05质量％变多的话，由于夹杂变多招致机械性质恶化，所以将Al限定在0.05质量％以下。另外，也可以不特别含有Al。
Mo：1.0质量％以下
Mo也是对改善耐蚀性有效的元素。在本发明中，可根据需要添加。为了获得添加效果，需要添加0.03质量％以上。但是，如果大于1.0质量％地添加，除了加工性显著降低外，不能仍在热轧的状态下获得所需的抗拉强度(400～450兆帕)，因此，将添加量限制在1.0质量％以下。另外，从耐蚀性和强度·加工性均衡的观点来看，优选范围是0.1～1.5质量％。
接着，对本发明的钢板的特性进行说明。
本发明的钢板需要使抗拉强度为400～450兆帕范围。以前主要是将SS400钢加工制造成土木·建筑结构用型钢，为了直接利用该钢材生产线，要求具有与前述SS400钢相同程度的强度和加工性。即，抗拉强度如果大于450兆帕，则增加型钢生产线的加工负荷，除了需要增强设备外，加工性也恶化，所以不优选。同时，如果低于400兆帕，除了在成形加工为型钢时产生过度的变形，还不能获得作为成品所要求的强度。
然后，对本发明的钢板的制造方法进行说明。
将调整为上述本发明的成分组成的钢水在转炉或电炉等通常公知的熔炼炉中熔炼后，用真空脱气(RH法)、VOD(真空氧气脱碳法)、AOD(氩氧气脱碳法)等公知的精炼方法进行精炼，接着，用连铸法或铸锭-开坯法制成扁钢坯(钢坯)。此时，为了确保后述的热粗轧压下率，扁钢坯厚度优选为100mm以上。
接着，将扁钢坯加热到1100～1280℃，进行热轧而制成热轧钢板。为了促进依赖于卷取后自动退火的软质化，希望扁钢坯的加热温度高，但是如果大于1280℃，扁钢坯下垂显著且结晶粒粗化，热轧板的韧性降低。而在低于1100℃的加热温度下，难于使热轧终轧温度大于930℃。优选为1100～1250℃。
热粗轧工序在本发明中优选为，在大于1000℃的温区中，至少进行一道以上的压下率为30％以上的轧制。因为，通过在此大压下轧制，钢板的结晶组织得到细化，能够弥补由于伴随着后述卷取后保温的冷却速度的降低，而特别是由在中央部形成铁素体结晶粒粗化问题所引起的母材韧性的降低。
另外，在粗轧大压下下，对提高在电阻焊时加热成铁素体相(α)+奥氏体相(γ)的两相区的韧性也有效。因为，两相区加热部的马氏体在钢板铁素体的结晶晶界处生成，如果其过度硬化，将形成裂纹起点并产生脆化。因此，如果细化形成矩阵的铁素体组织，先使铁素体相的韧性提高，能够防止龟裂的传播，抑制脆化。
钢板在大于1000℃的温度下是奥氏体相(γ)单相，但通过使每一道的压下率为30％以上，将增加铁素体相的生成点，因此能够细化结晶粒。而且，将此时的轧制温度定为大于1000℃，也是因为为了使热轧精加工温度大于930℃。
在本发明中，为了促进依赖于卷取后自动退火效果的软质化，把热粗轧后的精轧结束温度限定为大于930℃、把轧制后的卷材的卷取温度限定为大于810℃。将精轧结束温度限定为大于930℃的原因是，为防止在铁素体相(α)和奥氏体相(γ)两相区下的轧制所导致的加工铁素体的导入，同时为确保大于810℃的卷绕温度。而且，也为了使开始保温时的卷材端部温度为400℃以上，有必要使卷绕温度大于810℃。
另外，在本发明中，为获得目标强度，需要使卷绕后的卷材从800℃至400℃的冷却时间为200分以上、平均冷却速度为2℃/分以下进行冷却。通过设定该平均冷却速度，可使钢板组织形成铁素体单相(一部分为炭氮化物)、回火贝氏体单相或回火贝氏体单相+铁素体组织，能够完全抑制生成硬质的马氏体相。
在这里，上述卷材内部的平均冷却速度是在卷材内部，即，卷材纵向中央部附近且在宽度方向上距边缘50mm以上的内侧测量的冷却速度，该测量方法是将热电偶***到卷材内进行实测的方法。或者也可以从卷材的表面温度用算式进行推算。
另外，如果在卷材内部以2℃/分以下的平均冷却速度冷却卷绕后的钢板，能够比较容易达成。但是在卷材的前端部(内圈部)和后端部(外圈部)以及卷材的宽度方向端部(边缘部)，平均冷却速度容易大于2℃/分，容易生成贝氏体相和马氏体相，发生硬质化。因此，有必要切除该部分，因为该部分是降低成品率的原因。
对此，本发明提出的方法是，在将卷绕后的卷材冷却到低于400℃以前开始保温，利用保温回热效果，实质上使卷材内所有部位的从800℃至400℃的冷却时间为200分以上、平均冷却速度为2℃/分以下。通过该保温，卷材纵向和卷材宽度方向上的端部得到充分的退火，能够在遍及卷材全长全宽度范围内获得目标强度。较优选的是，使平均冷却速度为1℃/分以下。在这里，上述卷材的温度最低点，如前所述，相当于卷材最外圈的宽度方向的两端部部分，因此可通过在该部分上焊接热电偶测量冷却速度。另外，也可以用辐射温度计测量温度。
另外，作为保温的方法，例如有把在铁制箱子的内侧涂衬有绝热材料的保温罩罩在卷材上的方法、放入到挖有坑形孔的且壁上贴有具有绝热效果的材料的保温坑的方法，另外，也可以放入到保温箱后进行保温覆盖。还有，使用带加热功能的设备等可应用各种方式，能够使用根据实施者的生成设备环境优选的保温设备。另外，考虑到从卷材下部冷却，有必要研究将卷材置于绝热材料上面等。另外，特别是对卷绕后的冷却显著的卷材的前后端以及宽度两端，也可以并用通过感应加热等的加热。
由于通过采用上述保温方法，能够不进行热轧板退火地仍在热轧状态下使抗拉强度在遍及卷材全长全宽范围内为400～450兆帕，因此，能够抑制作为现有技术中的问题的卷材切头尾和边缘部大幅修边等所导致的成品率降低，能够大幅削减成本。而且，通过使抗拉强度与SS400钢为同等水平，可直接使用以前的生产线进行折弯加工和开孔之类的加工。
另外，本发明的热轧钢板不仅仍在热轧状态下具有优良的加工性和韧性，还具有即使受到焊接时伴有骤冷·骤热的电阻焊，也不产生焊接热影响部的脆化的优良特性。而且，本发明的钢板可在热轧原封不动的状态下使用，也可以根据需要进行利用光轧的形状补正，或通过喷丸加工、酸洗进行除鳞后，或再通过研磨等调整到所希望的表面性质后使用。而且，还可以根据需要，涂敷防锈剂。另外，进行酸洗时，也可以以改善酸性为目的对热轧板进行退火。
本发明的钢板可以应用于通过折弯加工或滚轧成形所制造的各种形状的型钢。适用于土木·建筑用的结构材料，尤其用于住宅结构用型钢较好。另外，本发明的钢板尽管也可作为通过电弧焊等各种焊接所组装的型钢的材料使用，但因为尤其没有骤冷·骤热所引起的焊接部的脆化，所以，是适用于通过依赖于感应加热或直接通电加热的电阻焊接方法成形的焊接轻型H型钢和角管等制造的材料。
另外，发挥本发明钢板的特性，也可以作为集装箱、煤车、客车框架等各种结构用材料使用。而且，具有本发明成分的钢，也可以适用于通过热轧制造的厚钢板和型钢甚至条钢等在土木·建筑领域使用的各种钢材。
实施例
(实施例1)
把具有表1所示成分组成的钢经过转炉二次精炼工序进行熔炼，用连铸法制成200mm厚扁钢坯。将这些扁钢坯再加热到1170℃后，在图2所示的条件下，进行第六道次压下率为20～45％、其它道次压下率低于30％的合计7道粗轧后，通过精轧温度为940～1050℃的7道精轧制成板厚4.5mm和6.0mm的热轧钢板，在815～910℃的温度下卷绕成卷材后，进行空冷。另外，通过对一部分卷材的单位重量进行调整，使冷却速度产生变化。例如，通过以小批绕制卷材可降低卷材的单位重量加速冷却速度。在这些卷材中，将热电偶***到内部(为卷材纵向中央部距卷材边缘50mm以上的内部)，测量冷却速度。
对冷却的热轧钢板施行喷丸、酸洗处理脱鳞后，从进行测温位置附近沿轧制方向采集抗拉实验片(JIS5号)，测量0.2％屈服强度、抗拉强度、屈服比和延伸率。切开该卷材后，通过电阻焊制造尺寸为腹板高度：300mm、凸缘宽度：150mm、腹板厚度：4.5mm、凸缘厚度：6.0mm的焊接H型钢。H型钢的制造使两枚凸缘材料的宽度方向中央部顺序接触腹板材料进行电阻焊。焊接条件为，气氛气体：大气中或纯氮气，通电功率：330～370kW，焊接速度：20～40m/min。遵循JIS G3353，从该焊接H型钢沿焊接方向切出35mm宽的H形状的焊接部抗拉实验片，抓住两凸缘部分拉伸，测量抗拉强度和断裂位置。需要在该实验中不发生焊接部断裂地在腹板部断裂，且获得所希望的强度。
上述实验结果如图2所示。依据本发明制造的钢板具有与SS400和SN400B相同水平的强度，且成形为H型钢后的强度也具有与SWH400相同水平的强度，不产生伴随电阻焊接的焊接部脆化，在所有腹板位置产生断裂。而且，即使在大气中焊接，也可以进行良好的焊接，根本没有产生起因于未排出过烧物质而发生的焊接部断裂。而在脱离本发明范围的比较例中，未能获得目标抗拉强度(400～450兆帕)，且在抗拉实验中，在焊接部产生断裂，也未能获得足够的强度。
具体说，在No.10中，尽管钢板强度在所希望的范围之内，但由于没有进行粗轧大压下，所以电阻焊接部的脆化显著，在成形为H型钢后的抗拉实验中引起焊接部断裂，未能获得所希望的强度。在No.11中，热轧后的冷却速度高，未能获得所希望的强度。由于在No.14中的C含量以及在No.15中的C+N含量过多，所以在电阻焊接部在两相区加热部的脆化显著，在H型钢成形后未能获得所希望的强度。在No.16中，Cu的添加量少，由于未排出的过烧物质的影响，在H型钢的拉伸实验中引起了焊接部断裂。在No.17中，由于V含量少，所以伴随着铁素体结晶粒在电阻焊接热影响部的粗化产生了脆化，引起了焊接部断裂。在No.18中，Mn含量多，在电阻焊接热影响部产生硬化，在H型钢的拉伸实验中引起了焊接部断裂。
(实施例2)
把具有表3所示成分组成的钢水经过转炉二次精炼工序进行熔炼，用连续铸造法制成200mm厚的扁钢坯。将这些扁钢坯再加热到1170～1220℃后，在图4所示的条件下，进行第六道次压下率为30～45％、其它道次压下率低于30％的合计7道粗轧后，通过最终精加工温度为940～1050℃的7道精轧制成厚4.5mm和6.0mm的热轧钢板，在815～910℃的温度下卷成卷材。把卷绕后的卷材搬运到铺满绝热材料的保温围场并罩上内侧涂衬有100mm厚的绝热材料的保温罩进行卷材保温。在卷材的最外圈边缘部附近焊接热电偶进行卷材冷却速度的测量。另外，通过对一部分卷材的单位重量进行调整，或改变绝热材料的厚度，使冷却速度产生变化。从这些热轧卷材的最外圈边缘部和最外圈板宽方向1/4部分切出JIS 5号实验片进行拉伸实验。拉伸方向平行于轧制方向。
上述实验结果如图4所示。根据本发明用保温罩进行缓慢冷却的钢板具有与SS400和SN400B相同水平的强度，特别是在作为温度最低点的最外圈的边缘部附近几乎不发生硬质化，能够获得目标抗拉强度(400～450兆帕)。而在脱离本发明范围的比较例中，特别是在边缘部附近强度上升显著，在脱离本发明成分的比较例中，在距离卷材边缘1/4宽的到内侧的部分材料中也未能获得目标强度。具体的就是，在No.30中，在卷绕后的冷却速度快的边缘部未能获得所希望的强度。在No.31中，因为同样原因，在卷材宽度方向的边缘部以及1/4宽度部分均没有获得所希望的强度。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含量超出本发明范围，因此未能获得所希望的强度。另外，由于No.37中的Cu含量、No.38中的V含量、No.39中的Mn含量超出本发明范围，因此未能获得所需强度。
如以上所说明的那样，根据本发明，通过适当组合钢板的成分组成和热轧条件以及热轧后的冷却条件，能够获得在热轧原封不动的状态下具有与SS400钢相同的强度的、且在卷材的前后端部和宽度端部不发生硬质化的结构用Fe-Cr系钢板，因此，即使在现有的生成线上也能制造各种型钢。另外，由于本发明的钢板能够通过遭受骤冷、骤热的焊接法进行成形加工，因此，可以通过电阻焊制造结构用型钢。而且，本发明的钢板即使用于土木·建筑用的结构物，由于具有足够的耐蚀性和耐用性，因此能够谋求降低生命周期成本，其工业利用价值较大。
【表1】525
钢记号                                     化学成分(质量％) 备注
    C    Si    Mn     P     S     Al   Cr     N   Cu    Ni   V   Mo   C+N
  A   0.0060   0.22   0.24   0.030   0.003   0.009   9.42   0.0046   0.51   0.20   0.08   -   0.0106   发明钢
  B   0.0025   0.20   0.27   0.025   0.006   0.010   9.96   0.0060   0.40   0.30   0.06   -   0.0085   发明钢
  C   0.0100   0.20   0.05   0.027   0.009   0.008   8.04   0.0026   0.46   0.18   0.03   -   0.0126   发明钢
  D   0.0054   0.21   0.30   0.026   0.004   0.020   9.44   0.0042   0.70   0.21   0.05   -   0.0096   发明钢
  E   0.0060   0.30   0.27   0.030   0.002   0.009   9.06   0.0044   0.30   0.13   0.20   -   0.0104   发明钢
  F   0.0060   0.10   0.26   0.010   0.001   0.001   8.97   0.0039   0.45   0.20   0.09   -   0.0099   发明钢
  G   0.0065   0.22   0.24   0.015   0.003   0.009   8.80   0.0035   0.41   0.21   0.08   -   0.0100   发明钢
  H   0.0094   0.46   0.15   0.030   0.003   0.010   9.42   0.0055   0.30   0.03   0.12   -   0.0149   发明钢
  I   0.0051   0.22   0.26   0.030   0.003   0.011   9.10   0.0044   0.05   0.20   0.04   0.33   0.0095   发明钢
  J   0.0055   0.20   0.25   0.029   0.005   0.014   9.23   0.0040   0.30   0.19   0.05   0.08   0.0095   发明钢
   K    0.0110   0.21   0.25   0.035   0.006   0.010   8.89   0.0039   0.34   0.22   0.04   -   0.0149   比较钢
   L   0.0095   0.30   0.15   0.031   0.007   0.011   9.33   0.0058   0.30   0.01   0.04   -    0.0153   比较钢
   M   0.0089   0.20   0.24   0.030   0.004   0.013   9.27   0.0044    ＜0.01   0.21   0.08   -   0.0133   比较钢
   N   0.0092   0.25   0.25   0.029   0.003   0.012   9.29   0.0055   0.40   0.30    ＜0.01   -   0.0147   比较钢
   0   0.0069   0.24    0.50   0.030   0.003   0.014   8.95   0.0060   0.31   0.20   0.08   -   0.0129   比较钢
注：有下划线的地方指超出了本发明范围。
【表2】525
No. 钢记号                   热轧条件      钢板特性(4.5mm材料、L方向、JIS5号)             II型钢制造条件     H型钢拉伸特性 备注
粗轧第6道的压下率(％) 精轧温度(℃) 卷取温度(℃) 从800℃至400℃的平均冷却速度(℃/min) 0.2％屈服强度(MPa)   抗拉强度(MPa)   屈服比(％)   延伸率(％)   焊接功率(kW)  焊接速度(m/min) 气氛 抗拉强度(MPa) 断裂位置
1   A     35   980   830     0.6   252   410     61   40   340   30   大气   420   腹板 发明例
2   A     35   1000   850     0.6   260   410     63   41   370   35   纯氮气   410   腹板 发明例
3   B     30   980   820     2.0   245   402     61   42   360   35   大气   404   腹板 发明例
4   C     35   1050   900     0.6   250   417     60   40   360   35   纯氮气   417   腹板 发明例
5   D     45   940   815     0.6   280   421     67   40   360   30   大气   420   腹板 发明例
6   E     35   970   830     0.6   295   444     66   38   355   30   大气   440   腹板 发明例
7   F     40   980   850     0.6   275   420     65   40   350   35   大气   421   腹板 发明例
8   G     35   1000   900     0.6   297   433     69   39   350   35   大气   440   腹板 发明例
9   H     35   980   850     0.3   300   448     67   38   330   20   纯氮气   440   腹板 发明例
10   H      20   980   840     0.6   304   442     69   39   350   30   纯氮气    310    焊接部 比较例
11   H     35   980   840      2.5   351    495     71   32   350   30   大气    505   腹板 比较例
12   I     35   990   880     0.6   305   440     69   38   360   35   纯氮气   450   腹板 发明例
13   J     35   970   850     0.6   230   432     65   38   370   35   大气   420   度板 发明例
14    K     35   1050   910     0.6   321   450     71   34   360   30   大气    325    焊接部 比较例
15    L     35   980   820     0.6   330   461     72   33   330   20   纯氮气    333    焊接部 比较例
16    M     35   970   820     0.6   280   443     63   36   355   30   大气    385    焊接部 比较例
17    N     35   980   830     0.6   299   430     70   36   350   25   大气    346    焊接部 比较例
18    O     35   980   830     0.6   297   418     71   39   350   30   大气    370    焊接部 比较例
注：有下划线的地方指超出了本发明范围。
【表3 】015
钢记号                                             化学成分(质量％) 备注
    C    Si     Mn     P     S     Al   Cr     N   Cu   Ni   V   Mo   C+N
  AA   0.0046   0.20   0.23   0.029   0.004   0.010   9.44   0.0060   0.52   0.18   0.07   -   0.0106   发明钢
  BB   0.0037   0.21   0.26   0.024   0.005   0.008   9.97   0.0068   0.41   0.30   0.05   -   0.0105   发明钢
  CC   0.0104   0.19   0.06   0.025   0.008   0.008   8.03   0.0025   0.45   0.20   0.03   -   0.0129   发明钢
  DD   0.0044   0.21   0.30   0.028   0.006   0.021   9.40   0.0040   0.66   0.20   0.01   -   0.0084   发明钢
  EE   0.0048   0.30   0.26   0.032   0.006   0.010   9.14   0.0045   0.35   0.14   0.18   -   0.0093   发明钢
  FF   0.0059   0.10   0.27   0.011   0.001   0.001   8.99   0.0040   0.45   0.20   0.09   -   0.0099   发明钢
  GG   0.0066   0.22   0.22   0.014   0.003   0.008   8.80   0.0036   0.40   0.20   0.06   -   0.0102   发明钢
  HH   0.0094   0.45   0.14   0.029   0.005   0.010   9.40   0.0056   0.30   0.03   0.10   -   0.0150   发明钢
  II   0.0051   0.21   0.24   0.030   0.004   0.012   9.12   0.0047   0.05   0.19   0.04   0.31   0.0098   发明钢
  JJ   0.0054   0.20   0.26   0.028   0.005   0.013   9.22   0.0039   0.28   0.20   0.05   0.08   0.0093   发明钢
   KK    0.0110   0.22   0.25   0.035   0.007   0.009   8.89   0.0044   0.33   0.21   0.03   -    0.0154   比较钢
   LL   0.0058   0.22   0.26   0.035   0.005   0.009   9.10    0.0105   0.45   0.20   0.04   -    0.0163   比较钢
   MM   0.0094   0.30   0.14   0.030   0.006   0.012   9.30   0.0066   0.31   0.01   0.03   -    0.0160   比较钢
   NN   0.0090   0.20   0.23   0.029   0.005   0.012   9.25   0.0045    1.20   0.20   0.05   -   0.0135   比较钢
   OO   0.0088   0.24   0.22   0.028   0.006   0.011   9.33   0.0052   0.40   0.30   0.30   -   0.0140   比较钢
   PP   0.0065   0.23    0.51   0.033   0.005   0.013   8.95   0.0059   0.32   0.20   0.08   -   0.0124   比较钢
注：有下划线的地方指超出了本发明范围。
【表4】015
No. 钢记号                       热轧条件        边缘部钢板特性(L方向、JIS5号)    1/4宽度部分钢板特性(L方向、JIS5号)   备注
 粗轧第6道的压下率(％)   精轧温度(℃)   卷取温度(℃) 保温开始时边缘部温度热轧条件(℃) 从800℃至400℃的平均冷却速度(℃/分) 0.2％屈服强度(MPa) 抗拉强度(MPa) 屈服比(％) 延伸率(％) 0.2％屈服强度(MPa) 抗拉强度(mpa) 屈服比(％) 延伸率(％)
21  AA     35     1000     850     500     0.3     256     414     62     42     245     404     61     44 发明例
22  AA     35     980     830     410     0.4     298     444     67     42     255     405     63     45 发明例
23  BB     30     980     820     450     1.0     255     410     62     45     236     400     59     48 发明例
24  CC     35     1050     900     550     0.3     270     420     64     43     248     415     60     45 发明例
25  DD     45     940     815     500     0.5     277     422     66     41     270     418     65     42 发明例
26   EE     35     970     830     480     0.4     298     450     66     40     286     440     65     43 发明例
27  FF     40     980     850     500     0.3     280     438     64     42     270     414     65     44 发明例
28  GG     35     1000     880     530     0.4     288     434     66     40     280     430     65     42 发明例
29  HH     35     980     840     560     0.5     298     446     67     40     280     443     63     43 发明例
30  HH     35     980     840     510      2.5     350      490     71     31     303     445     68     34 比较例
31  HH     35     980     840      350      13.0     450      602     75     25     352      504     70     34 比较例
32  II     35     1000     880     540     0.4     320     447     72     40     280     430     65     42 发明例
33  JJ     35     980     850     500     0.3     285     435     66     40     265     422     63     42 发明例
34   KK     35     1050     910     500     0.4     380      522     73     31     332      472     70     35 比较例
35   LL     35     970     840     510     0.3     368      510     72     33     303      480     63     37 比较例
36   MM     35     980     830     480     0.3     377      515     73     29     333      455     73     34 比较例
37   NN     35     980     820     450     0.4     390      536     73     31     350     480     73     35 比较例
38   OO     35     990     830     520     0.4     367      502     73     30     325      460     71     37 比较例
39   PP     35     980     830     490     0.5     359      505     71     31     330      460     72     38 比较例
注：有下划线的地方指超出了本发明范围。

Claims (9)

1.一种结构用Fe-Cr系钢板，其中，它含有C：0.0025～0.010质量％、N：0.0025～0.010质量％、C+N：0.015质量％以下、Si：0.01～1.0质量％、Mn：0.01～0.30质量％、P：0.04质量％以下、S：0.03质量％以下、Cr：8质量％以上至小于10质量％、Cu：0.01～1.0质量％、Ni：0.01～1.0质量％、V：0.01～0.20质量％、Al：0.05质量％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，抗拉强度为400～450兆帕。
2.如权利要求1所述的结构用Fe-Cr系钢板，其中，除了上述成分组成，它还进一步含有Mo：1.0质量％以下。
3.一种结构用Fe-Cr系钢板的制造方法，其中，通过将含有C：0.0025～0.010质量％、N：0.0025～0.010质量％、C+N：0.015质量％以下、Si：0.01～1.0质量％、Mn：0.01～0.30质量％、P：0.04质量％以下、S：0.03质量％以下、Cr：8质量％以上至小于10质量％、Cu：0.01～1.0质量％、Ni：0.01～1.0质量％、V：0.01～0.20质量％、Al：0.05质量％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成的钢坯加热到1100～1280℃的温度，在大于930℃的温度下结束热轧，在大于810℃的温度下卷绕，使卷材内部从800℃至400℃的平均冷却速度为2℃/分以下，从而获得抗拉强度为400～450兆帕的钢板。
4.如权利要求3所述的制造方法，其中，除了上述钢材的成分组成外，它还进一步含有Mo：1.0质量％以下。
5.如权利要求3或4所述的制造方法，其中，在上述制造方法中，在大于1000℃的温度下，以30％以上的压下率进行至少一道粗轧。
6.如权利要求3～5任一项所述的制造方法，其中，在上述制造方法中，使卷材全体部位的从800℃至400℃的平均冷却速度为2℃/分以下。
7.如权利要求6所述的制造方法，其中，在上述制造方法中，利用保温箱、保温罩或保温炉进行卷材的冷却。
8.一种结构用型钢，其中，通过电阻焊将权利要求1或2所述的钢板制成型钢。
9.一种结构用型钢，其中，通过电阻焊把用权利要求3～7任一项所述方法制造的钢板制成型钢。
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