CN108368587A - 具有优异的止脆裂性和焊接部分脆裂萌生抗力的高强度钢及其生产方法 - Google Patents

具有优异的止脆裂性和焊接部分脆裂萌生抗力的高强度钢及其生产方法 Download PDF

Info

Publication number
CN108368587A
CN108368587A CN201680070390.7A CN201680070390A CN108368587A CN 108368587 A CN108368587 A CN 108368587A CN 201680070390 A CN201680070390 A CN 201680070390A CN 108368587 A CN108368587 A CN 108368587A
Authority
CN
China
Prior art keywords
embrittlement
bigger
high strength
strength steel
drag
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
CN201680070390.7A
Other languages
English (en)
Other versions
CN108368587B (zh
Inventor
李学哲
张成豪
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Posco Holdings Inc
Original Assignee
Posco Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Posco Co Ltd filed Critical Posco Co Ltd
Publication of CN108368587A publication Critical patent/CN108368587A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN108368587B publication Critical patent/CN108368587B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

本发明的另一方面的目的是提供具有优异的止脆裂性和焊接部分脆裂萌生抗力的高强度钢及其生产方法。根据本发明的一个方面，提供了具有优异的止脆裂性和焊接部分脆裂萌生抗力的高强度钢及其生产方法，所述高强度钢以重量％计包含，C：0.05％至0.09％，Mn：1.5％至2.2％，Ni：0.3％至1.2％，Nb：0.005％至0.04％，Ti：0.005％至0.04％，Cu：0.1％至0.8％，Si：0.05％至0.3％，Al：0.005％至0.05％，P：100ppm或更少，S：40ppm或更少以及由Fe和其他不可避免的杂质组成的剩余物；所述高强度钢具有包含混合有针状铁素体和粒状贝氏体的相，上贝氏体，以及由选自铁素体、珠光体和马氏体‑奥氏体(MA)组分的一种类型或更多种类型组成的剩余物的中心部分显微组织；所述高强度钢在2mm或更小的表面下区域中具有包含铁素体以及由贝氏体和马氏体中的一种类型或更多种类型组成的剩余物的表面部分显微组织；所述高强度钢具有在焊接期间形成的以面积％计包含5％或更少的马氏体‑奥氏体组分的焊接热影响区。根据本发明，可以获得具有高屈服强度、优异的止脆裂性和优异的焊接部分脆裂萌生抗力的高强度钢。

Description

具有优异的止脆裂性和焊接部分脆裂萌生抗力的高强度钢及 其生产方法
技术领域
本公开内容涉及具有优异的止脆裂性和焊接区脆裂萌生抗力的高强度钢材料及其制造方法。
背景技术
近来，考虑到国内和国际在船舶、海运、建筑和土木工程领域中使用的结构的设计要求，需要开发具有高强度性能的超厚钢板。
在结构设计中包括高强度钢的情况下，使用具有相对减小的厚度的钢板在由于结构重量的降低可以获得经济效益的同时，可以容易地进行加工和焊接操作。
通常，在高强度钢的情况下，由于在制造厚钢板时压下率降低，因此与薄钢板相比未进行充分的变形。因此，厚钢板的显微组织可能较粗，使得晶粒尺寸对其具有最显著影响的低温特性可能降低。
具体地，在将表示结构稳定性的止脆裂性应用于主要结构例如船体的情况下，要求保证的情况数量增加。然而，在显微组织变粗的情况下，可能发生止脆裂性显著劣化的现象。因此，难以改善超厚高强度钢材料的止脆裂性。
同时，在屈服强度为460MPa或更大的高强度钢的情况下，为了改善止脆裂性已经引入了各种技术，例如通过在精铣期间应用表面冷却以及在轧制期间施加弯曲应力来调节晶粒尺寸以细化(refine)表面部分的晶粒尺寸。
然而，虽然这样的技术可能有助于改善表面部分的组织，但可能无法解决由于除表面部分之外的组织的粗化而引起冲击韧性降低的问题。因此，这样的技术可能不是应对止脆裂性的根本对策。
此外，近来，已经引入了通过控制应用于大型集装箱船的钢材料的脆裂萌生来提高船的安全性的设计理念。因此，通常，保障在脆裂萌生方面最脆弱部分的热影响区(HAZ)的脆裂萌生的情况的数量增加。
通常，由于在高强度钢的情况下，HAZ中的显微组织包含具有高强度的低温转变铁素体例如贝氏体，因此存在HAZ特性(具体为韧性)显著降低的限制。
具体地，在通常通过裂纹尖端张开位移(crack tip opening displacement，CTOD)测试评估脆裂萌生抗力以评估结构稳定性的情况下，当产生低温转变铁素体时，由未转变的奥氏体产生的马氏体-奥氏体变成脆性裂纹发生的活性成核位点。因此，难以改善高强度钢材料的脆裂萌生抗力。
在屈服强度为460MPa或更大的相关技术的高强度钢的情况下，为了改善焊接区脆裂萌生抗力，已经做出努力以使用TiN细化HAZ中的显微组织，或者使用氧化物冶金在HAZ中形成铁素体。然而，这样的努力部分有助于通过改善组织来形成冲击韧性，但对于降低马氏体-奥氏体(其对降低脆裂萌生抗力具有显著影响)的分数效果并不大。
此外，在基材的脆裂萌生抗力的情况下，可以通过回火等使马氏体-奥氏体转变为具有不同的相以确保物理特性。然而，在由于热历史而使回火效果消失的HAZ的情况下，不可能施加脆裂萌生抗力。
同时，为了使马氏体-奥氏体的形成最小化，应减少例如碳(C)和铌(Nb)的元素的量。然而，在这种情况下，可能难以确保特定的强度水平。为此，应添加相对大量的高价元素例如钼(Mo)和镍(Ni)。因此，存在经济效率劣化的限制。
发明内容
技术问题
本公开内容的一个方面可以提供具有优异的止脆裂性和焊接区脆裂萌生抗力的高强度钢材料。
本公开内容的另一个方面可以提供制造具有优异的止脆裂性和焊接区脆裂萌生抗力的高强度钢材料的方法。
技术方案
根据本公开内容的一个方面，具有优异的止脆裂性和焊接区脆裂萌生抗力的高强度钢材料以重量％计包含，碳(C)：0.05％至0.09％，锰(Mn)：1.5％至2.2％，镍(Ni)：0.3％至1.2％，铌(Nb)：0.005％至0.04％，钛(Ti)：0.005％至0.04％，铜(Cu)：0.1％至0.8％，硅(Si)：0.05％至0.3％，铝(Al)：0.005％至0.05％，磷(P)：100ppm或更少，硫(S)：40ppm或更少，作为其剩余组分的铁(Fe)和不可避免的杂质，其中中心部分显微组织以面积％计包含70％或更大的量的针状铁素体和粒状贝氏体的混合相，20％或更小的量的上贝氏体以及作为剩余组分的选自铁素体、珠光体和马氏体-奥氏体(MA)的一种或更多种；具有使用电子背散射衍射(EBSD)法测量的15°或更大的高角度晶界的上贝氏体的有效晶粒的等效圆直径为15μm或更小；在表面正下方的深度为2mm或更小的区域中的表面部分显微组织以面积％计包含20％或更大的量的铁素体，以及作为剩余组分的贝氏体和马氏体中的一种或更多种；在焊接期间形成的热影响区(HAZ)以面积％计包含5％或更小的量的马氏体-奥氏体(MA)。
Cu和Ni的含量可以设定为使得Cu与Ni的重量比可以为0.8或更小，更具体地，0.6或更小。
所述高强度钢材料的屈服强度可以为460MPa或更大。
所述高强度钢材料在钢材料厚度方向上1/2t位置的夏比断裂转变温度可以为-40℃或更低，其中t为钢板厚度。
根据本公开内容的另一个方面，制造具有优异的止脆裂性和焊接区脆裂萌生抗力的高强度钢材料的方法包括，将板坯在1000℃至1100℃下再加热之后，在900℃至1100℃的温度下粗轧板坯，所述板坯以重量％计包含C：0.05％至0.09％，Mn：1.5％至2.2％，Ni：0.3％至1.2％，Nb：0.005％至0.04％，钛(Ti)：0.005％至0.04％，铜(Cu)：0.1％至0.8％，硅(Si)：0.05％至0.3％，铝(Al)：0.005％至0.05％，磷(P)：100ppm或更少，硫(S)：40ppm或更少，作为其剩余组分的铁(Fe)和不可避免的杂质；基于中心部分的温度，在Ar3+60℃至Ar3℃的范围内的温度下通过精轧由粗轧板坯获得的条材而获得钢板；以及将钢板冷却至500℃或更低。
在粗轧板坯期间最终三道次的每道次的压下率可以为5％或更大，总累积压下率可以为40％或更大。
在粗轧板坯期间最终三道次的应变速率可以为2/秒或更低。
在粗轧板坯之后精轧之前在条材厚度方向上的中心部分的晶粒尺寸可以为150μm或更小，具体地，100μm或更小，更具体地，80μm或更小。
在精轧期间的压下率可以设定为使得板坯厚度(mm)与精轧之后的钢板厚度(mm)之比可以为3.5或更大，更具体地，4或更大。
在精轧期间的累积压下率可以保持为40％或更大，同时不包括光整冷轧的每道次压下率可以保持为4％或更大。光整冷轧是指在相对低的压下率下轧制板以确保板的平整度的过程。
冷却钢板可以在2℃/秒或更高的中心部分的冷却速率下进行。
冷却钢板可以在3℃/秒至300℃/秒的平均冷却速率下进行。
此外，本发明构思可以以许多不同的形式来例示，并且不应被解释为受限于本文中阐述的具体实施方案。相反，提供这些实施方案使得本公开内容彻底和完整，并向本领域技术人员充分传达本公开内容的范围。
有益效果
根据本公开内容的一个方面，高强度钢材料具有相对高的屈服强度水平以及优异的止脆裂性和焊接区脆裂萌生抗力。
具体实施方式
本公开内容的发明人进行了研究和实验以改善厚钢材料的屈服强度、止脆裂性和焊接区脆裂萌生抗力，并基于其结果提出了本公开内容。
在一个示例性实施方案中，可以控制钢材料的钢组成、组织和制造条件，从而改善厚钢材料的屈服强度、止脆裂性和焊接区脆裂萌生抗力。
一个示例性实施方案的主要构思如下。
1)适当控制钢组成以通过固溶强化来提高强度。具体地，优化锰(Mn)、镍(Ni)、铜(Cu)和硅(Si)的含量以用于固溶强化。
2)适当控制钢组成以通过增加淬透性来提高强度。具体地，优化Mn、Ni和Cu的含量以及碳(C)含量以增加淬透性。
即使在相对慢的冷却速率下，也可以确保厚钢材料中心部分的细的组织。
3)适当控制组成以控制马氏体-奥氏体的分数。具体地，优化影响马氏体-奥氏体的产生的C、Si和铌(Nb)的含量。
因此，可以优化钢组成，从而即使在热影响区(HAZ)中也确保优异的脆裂萌生抗力。
4)更具体地，可以控制钢材料的组织以改善强度和止脆裂性。具体地，在钢材料厚度的方向上控制中心部分和表面层区域的组织。
因此，可以控制显微组织，从而确保在钢材料中所需的强度，同时可以排除促进裂纹产生的显微组织，从而改善止脆裂性。
5)具体地，可以控制粗轧条件以细化钢材料的组织。
具体地，通过控制在粗轧期间的轧制条件来确保中心部分的细的组织。使用上述过程，促进了针状铁素体和粒状贝氏体的产生。
6)控制精轧条件以进一步细化钢材料的组织。具体地，可以控制精轧温度和轧制条件以在精轧期间在奥氏体中产生相对大量的应变带并确保大量的铁素体成核位点，从而在钢材料的中心部分中确保细的组织。因此，促进了针状铁素体和粒状贝氏体的产生。
在下文中，将具体地描述根据本公开内容的一个方面的具有优异的止脆裂性和焊接区脆裂萌生抗力的高强度钢材料。
根据本公开内容的一个方面，具有优异的止脆裂性和焊接区脆裂萌生抗力的高强度钢材料以重量％计包含，碳(C)：0.05％至0.09％，锰(Mn)：1.5％至2.2％，镍(Ni)：0.3％至1.2％，铌(Nb)：0.005％至0.04％，钛(Ti)：0.005％至0.04％，铜(Cu)：0.1％至0.8％，硅(Si)：0.05％至0.3％，铝(Al)：0.005％至0.05％，磷(P)：100ppm或更少，硫(S)：40ppm或更少，作为其剩余组分的铁(Fe)和不可避免的杂质，其中中心部分显微组织以面积％计包含70％或更大的量的针状铁素体和粒状贝氏体的混合相，20％或更小的量的上贝氏体以及作为剩余组分的选自铁素体、珠光体和马氏体-奥氏体(MA)的一种或更多种；具有使用电子背散射衍射(EBSD)法测量的15°或更大的高角度晶界的上贝氏体的有效晶粒的等效圆直径为15μm或更小；在表面正下方的深度为2mm或更小的区域中的表面部分显微组织以面积％计包含20％或更大的量的铁素体，以及作为剩余组分的贝氏体和马氏体中的一种或更多种；在焊接期间形成的热影响区(HAZ)以面积％计包含5％或更小的量的马氏体-奥氏体(MA)。
在下文中，将描述一个示例性实施方案的钢组成和组成范围。
碳(C)：0.05重量％至0.09重量％(在下文中，被称为“％”)
由于C是用于确保基础强度的最重要的元素，因此要求在钢中包含适当范围内的C。为了获得添加效果，可以以0.05％或更大的量添加C。
然而，在C含量超过0.09％的情况下，在HAZ中产生大量的马氏体-奥氏体从而降低脆裂萌生抗力。由于基材的铁素体的相对高的强度水平以及相对大量的低温转变铁素体的产生，因此低温韧性劣化。因此，C含量可以限于0.05％至0.09％。
具体地，C含量可以限于0.055％至0.08％，更具体地，限于0.06％至0.075％。
锰(Mn)：1.5％至2.2％
Mn是通过固溶强化和增加淬透性以产生低温转变铁素体来提高强度的有用元素。此外，由于改善的淬透性，即使在相对低的冷却速率下Mn也可以产生低温转变铁素体，因此Mn是确保厚钢板的中心部分的强度的主要元素。
因此，为了获得上述效果，可以以1.5％或更大的量添加Mn。
然而，在Mn含量超过2.2％的情况下，由于过度淬透性的增加，可能促进产生上贝氏体和马氏体，从而降低HAZ的冲击韧性、止脆裂性和韧性。
因此，Mn含量可以限于1.5％至2.2％。
具体地，Mn含量可以限于1.6％至2.0％，更具体地，限于1.65％至1.95％。
镍(Ni)：0.3％至1.2％
Ni是用于通过促进在相对低温度下的位错交叉滑移来改善冲击韧性以及通过改善淬透性来增加强度的重要元素。为了获得上述效果，可以以0.3％或更大的量添加Ni。然而，在以1.2％或更大的量添加Ni的情况下，淬透性过度增加以产生低温转变铁素体，从而降低韧性，并且由于与其他淬透性元素相比Ni的相对高的成本，因此制造成本可能增加。因此，Ni含量的上限值可以限于1.2％。
具体地，Ni含量可以限于0.4％至1.0％，更具体地，限于0.45％至0.9％。
铌(Nb)：0.005％至0.04％
Nb被析出以具有NbC或NbCN的形式以改善基材的强度。
此外，在相对高的温度下再加热时凝固的Nb被显著精细地析出以在轧制期间具有NbC的形式以抑制奥氏体的重结晶，从而具有使组织细化的效果。
因此，可以以0.005％或更大的量添加Nb。然而，在过量添加Nb的情况下，HAZ中马氏体-奥氏体的产生可能促进降低脆裂萌生抗力并在钢材料的边缘中引起脆裂。因此，Nb含量的上限值可以限于0.04％。
具体地，Nb含量可以限于0.01％至0.035％，更具体地，限于0.015％至0.03％。
钛(Ti)：0.005％至0.04％
Ti是再加热时析出为TiN并抑制基材生长和HAZ中的晶粒的生长以大大改善低温韧性的组分。为了获得添加效果，可以以0.005％或更大的量添加Ti。
然而，在过量添加Ti的情况下，由于连续铸造喷嘴的堵塞或中心部分的结晶，低温韧性可能降低。因此，Ti含量可以限于0.005％至0.04％。
具体地，Ti含量可以限于0.008％至0.03％，更具体地，限于0.01％至0.02％。
硅(Si)：0.05％至0.3％
Si是通过固溶强化来提高钢材料的强度并具有强脱氧效果的置换元素，使得Si可以是制造纯净钢中必需的元素。因此，可以以0.05％或更大的量添加Si。然而，当添加相对大量的Si时，可能形成粗的马氏体-奥氏体相以使止脆裂性和焊接区脆裂萌生抗力劣化。因此，Si含量的上限值可以限于0.3％。
具体地，Si含量可以限于0.1％至0.25％，更具体地，限于0.1％至0.2％。
铜(Cu)：0.1％至0.8％
Cu是用于改善淬透性并引起固溶强化以提高钢材料的强度的主要元素。此外，当应用回火时，Cu是用于通过ε-Cu析出物的产生来增大屈服强度的主要元素。因此，可以以0.1％或更大的量添加Cu。然而，当添加相对大量的Cu时，在炼钢过程中可能由热脆性而产生板坯裂纹。因此，Cu含量的上限值可以限于0.8％。
具体地，Cu含量可以限于0.2％至0.6％，更具体地，限于0.25％至0.5％。
Cu和Ni的含量可以设定为使得Cu与Ni的重量比可以为0.8或更小，更具体地，0.6或更小。更具体地，Cu与Ni的重量比可以限于0.5或更小。
在Cu与Ni的重量比被设定为如上所述的情况下，可以改善表面品质。
铝(Al)：0.005％至0.05％
Al是起脱氧剂作用的组分。在添加过量的Al的情况下，可能形成夹杂物(inclusion)以降低韧性。因此，Al含量可以限于0.005％至0.05％。
磷(P)：100ppm或更少，硫(S)：40ppm或更少
P和S是在晶界中引起脆性或形成粗的夹杂物以引起脆性的元素。为了改善止脆裂性，P含量可以限于100ppm或更少，同时S含量可以限于40ppm或更少。
一个示例性实施方案的剩余组分是铁(Fe)。
然而，由于在相关技术的制造过程中，可能不可避免地从原料或外部来源混合入非预期的杂质，因此其无法排除。
由于杂质对本领域技术人员是显而易见的，因此在本公开内容中不具体描述其所有含量。
在一个示例性实施方案的钢材料的情况下，中心部分显微组织以面积％计包含70％或更大的量的针状铁素体和粒状贝氏体的混合相，20％或更小的量的上贝氏体以及作为剩余组分的选自铁素体、珠光体和马氏体-奥氏体(MA)的一种或更多种；具有使用电子背散射衍射(EBSD)法测量的15°或更大的高角度晶界的上贝氏体的有效晶粒的等效圆直径为15μm或更小；在表面正下方的深度为2mm或更小的区域中的显微组织以面积％计包含20％或更大的量的铁素体，以及作为剩余组分的贝氏体和马氏体中的一种或更多种；在焊接期间形成的热影响区(HAZ)以面积％计包含5％或更小的量的马氏体-奥氏体(MA)。
在中心部分的显微组织的针状铁素体和粒状贝氏体的混合相的分数小于70％的情况下，可能难以确保充分的屈服强度。例如，可能难以确保460MPa或更大的屈服强度。
具体地，针状铁素体和粒状贝氏体的混合相的分数可以为75％或更大，更具体地，可以限于80％或更大。
针状铁素体的分数可以为20％至70％。
在针状铁素体的分数超过70％的情况下，由于强度降低可能难以确保充分的屈服强度。例如，可能难以确保460MPa或更大的屈服强度。在屈服强度小于20％的情况下，由于相对高的强度水平，冲击韧性可能降低。
具体地，针状铁素体的分数可以限于30％至50％，更具体地，限于30％至40％。
粒状贝氏体的分数可以为10％至60％。
在粒状贝氏体的分数超过60％的情况下，由于相对高的强度水平，冲击韧性可能降低。在粒状贝氏体的分数小于10％的情况下，由于强度降低可能难以确保充分的屈服强度。例如，可能难以确保460MPa或更大的屈服强度。
具体地，粒状贝氏体的分数可以限于20％至50％，更具体地，限于30％至50％。
在中心部分中的上贝氏体的分数超过20％的情况下，在脆性裂纹扩展期间在裂纹的前端中可能产生微裂纹，从而使止脆裂性劣化。因此，中心部分中的上贝氏体的分数可以为20％或更小。
具体地，上贝氏体的分数可以限于15％或更小，更具体地，限于10％或更小。
在中心部分中的具有使用EBSD法测量的15°或更大的高角度晶界的上贝氏体的有效晶粒的等效圆直径超过15μm的情况下，存在的问题在于尽管上贝氏体的相对低的分数，仍可能容易产生裂纹。因此，中心部分中的上贝氏体的有效晶粒的等效圆直径可以为15μm或更小。
在表面正下方的深度为2mm或更小的区域中的表面部分显微组织包含20％或更大的量的铁素体的情况下，可以在脆性裂纹扩展期间有效地防止表面上的裂纹扩展，从而改善止脆裂性。
具体地，铁素体的分数可以限于30％或更大，更具体地，限于40％或更大。
中心部分和表面部分中的显微组织中的铁素体是指多边形铁素体或伸长的多边形铁素体。
在钢材料的HAZ中的马氏体-奥氏体的分数超过5％的情况下，马氏体-奥氏体作为开裂的起点，从而降低脆裂萌生抗力。因此，HAZ中的马氏体-奥氏体的分数可以为5％或更小。
在焊接期间的焊接热量输入(线能量)可以为0.5kJ/mm至10kJ/mm。
在焊接期间的焊接方法没有具体限制并且可以包括例如药芯焊丝电弧焊(FCAW)、埋弧焊(SAW)等。
所述钢材料的屈服强度可以为460MPa或更大。
所述钢材料在钢材料厚度方向上1/2t位置的夏比断裂转变温度可以为-40℃或更低，其中t为钢板厚度。
所述钢材料的厚度为50mm或更大，具体地，厚度为50mm至100mm。
在下文中，将具体地描述根据本公开内容的另一个方面的制造具有优异的止脆裂性的高强度钢材料的方法。
根据本公开内容的另一个方面，制造具有优异的止脆裂性和焊接区脆裂萌生抗力的高强度钢材料的方法包括，将板坯在1000℃至1100℃下再加热之后，在1100℃至900℃的温度下粗轧板坯，所述板坯以重量％计包含C：0.05％至0.09％，Mn：1.5％至2.2％，Ni：0.3％至1.2％，Nb：0.005％至0.04％，Ti：0.005％至0.04％，Cu：0.1％至0.8％，Si：0.05％至0.3％，Al：0.005％至0.05％，P：100ppm或更少，S：40ppm或更少，作为其剩余组分的Fe和不可避免的杂质；基于中心部分的温度，在Ar3+60℃至Ar3℃的范围内的温度下通过精轧由粗轧板坯获得的条材而获得钢板；以及将钢板冷却至500℃或更低。
将板坯再加热
在粗轧之前将板坯再加热。
板坯的再加热温度可以为1000℃或更高，使得铸造期间形成的Ti和/或Nb的碳氮化物可以凝固。
然而，在将板坯在显著高的温度下再加热的情况下，奥氏体可能变粗。因此，再加热温度的上限值可以为1100℃。
粗轧
粗轧经再加热的板坯。
粗轧温度可以为奥氏体的重结晶停止时的温度Tnr或更高。由于轧制，可能破坏铸造组织例如在铸造期间形成的树枝状晶体，还可以获得减小奥氏体的尺寸的效果。为了获得所述效果，粗轧温度可以限于1100℃至900℃。
更具体地，粗轧温度可以为1050℃至950℃。
在一个示例性实施方案中，为了在粗轧期间使中心部分的组织细化，在粗轧期间最终三道次的每道次的压下率可以为5％或更大，总累积压下率可以为40％或更大。
具体地，每道次的压下率可以为7％至20％。
具体地，总累积压下率可以为45％或更大。
在粗轧期间通过初始轧制重结晶的组织的情况下，由于相对高的温度而发生晶粒生长。然而，当进行最终三道次时，条材在等待轧制过程的同时被空气冷却，使得可以降低晶粒生长速度。因此，在粗轧期间，最终三道次的压下率对最终显微组织的晶粒尺寸影响最大。
此外，在粗轧的每道次的压下率降低的情况下，充分的变形无法传递到中心部分，使得由于中心部分的粗化，因此可能使韧性降低。因此，最终三道次的每道次的压下率可以限于5％或更大。
同时，为了细化中心部分的组织，在粗轧期间的总累积压下率可以设定为40％或更大。
在粗轧期间最终三道次的应变速率可以为2/秒或更低。
通常，由于在粗轧期间条材的相对大的厚度，因此难以在相对高的压下率下进行轧制。因此，存在的如下限制：难以将轧制压下传递到厚钢板的中心部分，从而使中心部分中的奥氏体晶粒尺寸粗化。然而，随着应变速率降低，即使在相对低的轧制压下下，变形也传递到中心部分。因此，晶粒尺寸可以得以细化。
因此，在对在粗轧期间的最终晶粒尺寸影响最大的最终三道次方面，应变速率可以限于2/秒或更低，从而使中心部分的晶粒尺寸细化。因此，可以促进针状铁素体和粒状贝氏体的产生。
精轧
可以在Ar3(铁素体转变起始温度)+60℃至Ar3℃的温度下精轧经粗轧的条材以获得使得可以获得进一步细化的显微组织的钢板。
在高于Ar3的温度下进行轧制的情况下，奥氏体中可能产生相对大量的应变带以确保相对大量的铁素体成核位点，从而获得确保钢材料的中心部分的细的组织的效果。
此外，为了在奥氏体中有效地产生相对大量的应变带，在精轧期间的累积压下率可以保持为40％或更大。不包括光整冷轧的每道次的压下率可以保持为4％或更大。
具体地，累积压下率可以为40％至80％。
具体地，每道次的压下率可以为4.5％或更大。
在精轧温度降低至Ar3或更低的情况下，在轧制之前产生粗的铁素体并在轧制期间伸长，从而降低冲击韧性。在Ar3+60℃或更高的温度下进行精轧的情况下，未有效细化晶粒尺寸，使得可以将精轧期间的精轧温度设定为Ar3+60℃至Ar3℃的温度。
在一个示例性实施方案中，在精轧期间未重结晶区域中的压下率可以限于40％至80％。
如上所述，由于控制了未重结晶区域中的压下率，从而增加了针状铁素体和粒状贝氏体的成核位点的数量，因此可以促进上述组织的产生。
在未重结晶区域中的压下率显著低的情况下，可能无法充分确保针状铁素体和粒状贝氏体。在未重结晶区域中的压下率显著高的情况下，由于由相对高的压下率引起的先共析铁素体的产生，因此可能使强度降低。
在粗轧之后精轧之前条材在厚度方向上的中心部分的晶粒尺寸可以为150μm或更小，具体地，100μm或更小，更具体地，80μm或更小。
在粗轧之后精轧之前条材在厚度方向上的中心部分的晶粒尺寸可以根据粗轧条件等来进行控制。
如上所述，在可以控制在粗轧之后精轧之前条材的晶粒尺寸的情况下，由于奥氏体晶粒的细化而使最终显微组织细化。因此，可以添加改善低温冲击韧性的优点。
在精轧期间的压下率可以设定为使得板坯厚度(mm)与精轧之后的钢板厚度(mm)之比可以为3.5或更大，具体地，4或更大。
如上所述，在控制压下率的情况下，由于在粗轧和精轧期间增加轧制压下，因此可以通过以下来添加改善中心部分的韧性的优点：通过最终显微组织的细化而增大屈服强度/抗拉强度，改善低温韧性并减小中心部分在厚度方向上的晶粒尺寸。
在精轧之后，钢板的厚度可以为50mm或更大，具体地，50mm至100mm。
冷却
在精轧之后，将钢板冷却至500℃或更低的温度。
在冷却结束温度超过500℃的情况下，可能无法适当形成显微组织使得可能难以确保充分的屈服强度。例如，可能难以确保460MPa或更大的屈服强度。
在冷却结束温度超过400℃的情况下，可能降低针状铁素体和粒状贝氏体的产生量，并且由于自动回火效应可能降低其强度。
冷却结束温度可以为400℃或更低。
钢板可以在2℃/秒或更高的中心部分的冷却速率下冷却。在钢板的中心部分的冷却速率低于2℃/秒的情况下，可能无法适当形成显微组织使得可能难以确保充分的屈服强度。例如，可能难以确保460MPa或更大的屈服强度。
此外，钢板可以在3℃/秒至300℃/秒的平均冷却速率下冷却。
工业实用性
在下文中，将通过示例性实施方案更具体地描述本公开内容。
然而，以下的示例性实施方案旨在通过其举例说明更具体地描述本公开内容，而不旨在限制本公开内容的权利范围。
本发明的权利范围由所附权利要求书中记载和由此合理推断的内容来确定。
(示例性实施方案)
将具有下表1中示出的组成的厚度为400mm的钢板坯再加热至1045℃的温度，然后在1020℃的温度下开始粗轧，从而制造条材。在粗轧期间52％的累积压下率同样适用于全部钢种。
经粗轧的条材的厚度为192mm，同时如表2所示，在粗轧之后精轧之前中心部分的晶粒尺寸为66μm至82μm。在粗轧期间最终三道次的压下率在7.9％至14.1％的范围内。在轧制期间的应变速率在1.22/秒至1.68/秒的范围内。
在粗轧之后，在下表2中示出的在4.2％至5.6％的每道次压下率以及在50％的累积压下率下在等于精轧温度与Ar3温度之间的差的温度下进行精轧以获得具有下表3中示出的厚度的钢板，然后将钢板在3.8℃/秒至5.0℃/秒的中心部分的冷却速率下冷却至241℃至378℃的温度。
在如上所述制造的钢板方面，检查了显微组织、屈服强度、Kca值(止脆裂性系数)和裂纹尖端张开位移(CTOD)值(脆裂萌生抗力)，其结果示于下表3和4中。
测量下表3中示出的表面特性以确定是否通过根据Cu与Ni添加比发生的热脆性而在表面部分中产生星形裂纹。
此外，下表4中的Kca值是通过在钢板上进行ESSO测试评估的值。CTOD值是进行FCAW(1.0kJ/mm)焊接过程以在HAZ上进行组织分析和CTOD测试的结果。
[表1]
[表2]
[表3]
[表4]
如表1至4所示，在比较例1的情况下，在示例性实施方案中提出的精轧期间的精轧温度与Ar3温度之间的差控制为60℃或更高。在相对高的温度下进行轧制使得未向中心部分施加充分压下。此外，在相对高的温度下开始冷却使得在表面部分中未产生20％或更多的铁素体。因此，可以确定在-10℃的温度下测量的Kca值可能不超过相关技术的造船用钢材料所需的6000。
在比较例2的情况下，C含量的值高于示例性实施方案的C含量的上限值。可以确定在粗轧期间在中心部分中产生了相对大量的粗的上贝氏体，因此在-10℃的温度下测量的Kca值为6000或更小。可以确定在HAZ中也产生了相对大量的马氏体-奥氏体(MA)，因此CTOD值为0.25mm或更小。
在比较例3的情况下，Si含量的值高于示例性实施方案的Si含量的上限值。可以确定添加相对大量的Si以在HAZ中产生相对大量的MA组织，因此CTOD值为0.25mm或更小。
在比较例4的情况下，Mn含量的值高于示例性实施方案的Mn含量的上限值。可以确定由于具有相对高的淬透性水平，因此在中心部分中形成了相对大量的上贝氏体，从而使得在-10℃的温度下Kca值为6000或更小。此外，可以确定由于相对高的碳当量(Ceq)值，因此在HAZ中存在相对小量的MA相，但CTOD值为0.25mm或更小。
在比较例5的情况下，Ni含量的值高于示例性实施方案的Ni含量的上限值。可以确定由于相对高的淬透性水平，在中心部分中产生了相对大量的上贝氏体，从而使得在-10℃的温度下Kca值为6000或更小。然而，可以确定由于相对高的Ni含量，因此CTOD值相对高。
在比较例6的情况下，Nb和Ti含量的值高于示例性实施方案的Nb和Ti含量的上限值。可以确定虽然其他条件全部满足在示例性实施方案中提出的条件，但由于相对高的Nb和Ti含量，在HAZ中产生了相对大量的MA组织，从而使得CTOD值为0.25mm或更小。
发明例7包含超出在本公开内容的一个方面中提出的Cu与Ni的比的组分。可以确定尽管具有其他显著优异的物理特性，但在表面上产生了星形裂纹，从而引起表面品质缺陷。
在比较例7的情况下，C和Mn含量的值低于示例性实施方案的C和Mn含量的下限值。可以确定由于相对低的淬透性水平，中心部分中的AF+GB的分数显著低，并且存在10％或更多的相对大量的多边形铁素体和珠光体组织，从而使得在-10℃的温度下Kca值为6000或更小。
另一方面，在满足示例性实施方案的组成范围和制造范围的发明例1至6的情况下，中心部分中的显微组织的AF+GB为70％或更多，中心部分中的上贝氏体的分数为20％或更小，中心部分的具有15°或更大的高角度晶界的上贝氏体的有效晶粒的等效圆直径为15μm或更小，HAZ中的MA相的分数小于5％。
可以确定，在发明例1至6中，屈服强度满足460MPa或更大，在-10℃的温度下Kca值满足6000或更大的值，以及CTOD值也表示0.25mm或更大的相对高的值。
虽然以上已经示出并描述了示例性实施方案，但对于本领域技术人员显而易见的是，可以在不脱离由所附权利要求书限定的本发明的范围的情况下做出修改和改变。

Claims (17)

1.一种具有优异的止脆裂性和焊接区脆裂萌生抗力的高强度钢材料，以重量％计包含：
碳(C)：0.05％至0.09％，锰(Mn)：1.5％至2.2％，镍(Ni)：0.3％至1.2％，铌(Nb)：0.005％至0.04％，钛(Ti)：0.005％至0.04％，铜(Cu)：0.1％至0.8％，硅(Si)：0.05％至0.3％，铝(Al)：0.005％至0.05％，磷(P)：100ppm或更少，硫(S)：40ppm或更少，作为剩余组分的铁(Fe)和不可避免的杂质，
其中中心部分显微组织以面积％计包含70％或更大的量的针状铁素体和粒状贝氏体的混合相，20％或更小的量的上贝氏体，以及作为剩余组分的选自铁素体、珠光体和马氏体-奥氏体(MA)的一种或更多种；具有使用电子背散射衍射(EBSD)法测量的15°或更大的高角度晶界的上贝氏体的有效晶粒的等效圆直径为15μm或更小；在表面正下方的深度为2mm或更小的区域中的表面部分显微组织以面积％计包含20％或更大的量的铁素体，以及作为剩余组分的贝氏体和马氏体中的一种或更多种；在焊接期间形成的热影响区(HAZ)以面积％计包含5％或更小的量的马氏体-奥氏体(MA)。
2.根据权利要求1所述的具有优异的止脆裂性和焊接区脆裂萌生抗力的高强度钢材料，其厚度为50mm或更大。
3.根据权利要求1所述的具有优异的止脆裂性和焊接区脆裂萌生抗力的高强度钢材料，其中，在Cu和Ni含量方面，Cu与Ni的重量比为0.8或更小。
4.根据权利要求1所述的具有优异的止脆裂性和焊接区脆裂萌生抗力的高强度钢材料，其中在焊接期间的焊接热量输入为0.5kJ/mm至10kJ/mm。
5.根据权利要求4所述的具有优异的止脆裂性和焊接区脆裂萌生抗力的高强度钢材料，其中在焊接期间的焊接方法包括药芯焊丝电弧焊(FCAW)或埋弧焊(SAW)。
6.根据权利要求1所述的具有优异的止脆裂性和焊接区脆裂萌生抗力的高强度钢材料，其屈服强度为460MPa或更大。
7.根据权利要求1至6中任一项所述的具有优异的止脆裂性和焊接区脆裂萌生抗力的高强度钢材料，其在-10℃的温度下测量的Kca值为6000或更大。
8.根据权利要求1所述的具有优异的止脆裂性和焊接区脆裂萌生抗力的高强度钢材料，其在钢材料厚度方向上1/2t位置的夏比断裂转变温度为-40℃或更低，其中t为钢板厚度。
9.一种制造具有优异的止脆裂性和焊接区脆裂萌生抗力的高强度钢材料的方法，包括：
将板坯在1000℃至1100℃下再加热之后，在900℃至1100℃的温度下粗轧所述板坯，所述板坯以重量％计包含C：0.05％至0.09％，Mn：1.5％至2.2％，Ni：0.3％至1.2％，Nb：0.005％至0.04％，钛(Ti)：0.005％至0.04％，铜(Cu)：0.1％至0.8％，硅(Si)：0.05％至0.3％，铝(Al)：0.005％至0.05％，磷(P)：100ppm或更少，硫(S)：40ppm或更少，作为剩余组分的铁(Fe)和不可避免的杂质；
基于中心部分的温度，在Ar3+60℃至Ar3℃的范围内的温度下通过精轧由粗轧板坯获得的条材而获得钢板；以及
将所述钢板冷却至500℃或更低。
10.根据权利要求9所述的方法，其中经精轧的所述钢板的厚度为50mm或更大。
11.根据权利要求9所述的方法，其中在粗轧板坯期间，最终三道次的每道次的压下率为5％或更大，总累积压下率为40％或更大。
12.根据权利要求9所述的方法，其中在粗轧板坯期间，最终三道次的应变速率为2/秒或更低。
13.根据权利要求9所述的方法，其中在粗轧板坯之后精轧之前，条材厚度的中心部分的晶粒尺寸为150μm或更小。
14.根据权利要求9所述的方法，其中在精轧期间的压下率设定为使得板坯厚度(mm)与精轧之后的钢板厚度(mm)之比为3.5或更大。
15.根据权利要求9所述的方法，其中在精轧期间的累积压下率保持为40％或更大，不包括光整冷轧的每道次压下率保持为4％或更大。
16.根据权利要求9所述的方法，其中在2℃/秒或更高的所述中心部分的冷却速率下冷却所述钢板。
17.根据权利要求9所述的方法，其中在3℃/秒至300℃/秒的平均冷却速率下冷却所述钢板。
CN201680070390.7A 2015-12-04 2016-12-02 具有优异的止脆裂性和焊接部分脆裂萌生抗力的高强度钢及其生产方法 Active CN108368587B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR10-2015-0172689 2015-12-04
KR1020150172689A KR101726082B1 (ko) 2015-12-04 2015-12-04 취성균열전파 저항성 및 용접부 취성균열개시 저항성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법
PCT/KR2016/014088 WO2017095175A1 (ko) 2015-12-04 2016-12-02 취성균열전파 저항성 및 용접부 취성균열개시 저항성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN108368587A true CN108368587A (zh) 2018-08-03
CN108368587B CN108368587B (zh) 2020-05-26

Family

ID=58580210

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201680070390.7A Active CN108368587B (zh) 2015-12-04 2016-12-02 具有优异的止脆裂性和焊接部分脆裂萌生抗力的高强度钢及其生产方法

Country Status (6)

Country Link
US (1) US20180363081A1 (zh)
EP (1) EP3385401B1 (zh)
JP (1) JP6648270B2 (zh)
KR (1) KR101726082B1 (zh)
CN (1) CN108368587B (zh)
WO (1) WO2017095175A1 (zh)

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113166888A (zh) * 2018-11-30 2021-07-23 株式会社Posco 脆性裂纹止裂特性优异的超厚钢及其制造方法
CN113195750A (zh) * 2018-12-11 2021-07-30 瑞典钢铁技术有限公司 高强度钢材及其制造方法
CN113840933A (zh) * 2019-04-22 2021-12-24 株式会社神户制钢所 厚钢板及其制造方法
CN114787410A (zh) * 2019-12-17 2022-07-22 株式会社Posco 具有优异的延迟断裂抗力特性的冷镦用线材、部件及其制造方法

Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6536761B1 (ja) * 2017-10-03 2019-07-03 日本製鉄株式会社 鋼板および鋼板の製造方法
KR101999015B1 (ko) 2017-12-24 2019-07-10 주식회사 포스코 취성균열 전파 저항성이 우수한 구조용 강재 및 그 제조방법
KR102200243B1 (ko) * 2018-12-18 2021-01-07 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 대입열 해양구조용강 용접이음부
KR102209547B1 (ko) * 2018-12-19 2021-01-28 주식회사 포스코 취성균열개시 저항성이 우수한 구조용 극후물 강재 및 그 제조방법
KR102255818B1 (ko) * 2019-06-24 2021-05-25 주식회사 포스코 내부식성이 우수한 고강도 구조용 강재 및 그 제조방법
KR102237486B1 (ko) * 2019-10-01 2021-04-08 주식회사 포스코 중심부 극저온 변형시효충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재 및 그 제조방법

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5470529A (en) * 1994-03-08 1995-11-28 Sumitomo Metal Industries, Ltd. High tensile strength steel sheet having improved formability
CN102154587A (zh) * 2011-05-25 2011-08-17 莱芜钢铁集团有限公司 一种大线能量焊接用管线钢及其制造方法
CN104011247A (zh) * 2011-12-27 2014-08-27 杰富意钢铁株式会社 脆性裂纹传播停止特性优良的高强度厚钢板及其制造方法
KR20150112489A (ko) * 2014-03-28 2015-10-07 현대제철 주식회사 강재 및 그 제조 방법

Family Cites Families (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0674454B2 (ja) * 1986-08-19 1994-09-21 新日本製鐵株式会社 低温靭性と溶接性に優れた厚手高張力鋼板の製造方法
JP3474661B2 (ja) * 1995-01-24 2003-12-08 新日本製鐵株式会社 亀裂伝播停止特性に優れた耐サワー鋼板
JPH10183241A (ja) * 1996-12-25 1998-07-14 Nippon Steel Corp 溶接性および低温靭性の優れた低降伏比高張力鋼の製造方法
JP4445161B2 (ja) * 2001-06-19 2010-04-07 新日本製鐵株式会社 疲労強度に優れた厚鋼板の製造方法
KR20090006987A (ko) * 2007-07-13 2009-01-16 삼성전자주식회사 잉크젯 화상형성장치
KR100957964B1 (ko) * 2007-12-26 2010-05-17 주식회사 포스코 용접열영향부의 저온인성과 인장강도가 우수한 고강도저항복비 구조용 강재 및 그 제조방법
JP5348386B2 (ja) * 2008-10-24 2013-11-20 Ｊｆｅスチール株式会社 低降伏比かつ耐脆性亀裂発生特性に優れた厚肉高張力鋼板およびその製造方法
KR20100067509A (ko) * 2008-12-11 2010-06-21 주식회사 포스코 용접열영향부 ｃｔｏｄ 특성이 우수한 해양구조용 강판의 제조방법
KR101360737B1 (ko) * 2009-12-28 2014-02-07 주식회사 포스코 취성 균열 발생 저항성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR20120075274A (ko) * 2010-12-28 2012-07-06 주식회사 포스코 극저온 인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
JP5522084B2 (ja) * 2011-02-24 2014-06-18 新日鐵住金株式会社 厚鋼板の製造方法
KR20120097160A (ko) * 2011-02-24 2012-09-03 현대제철 주식회사 고장력 강판 및 그 제조 방법
JP5612532B2 (ja) * 2011-04-26 2014-10-22 株式会社神戸製鋼所 低温靭性および溶接継手破壊靭性に優れた鋼板およびその製造方法
CN102851591B (zh) * 2011-06-28 2016-01-13 鞍钢股份有限公司 一种高强高韧性船用低温钢及其制造方法
CN104789898A (zh) * 2015-05-07 2015-07-22 湖南华菱湘潭钢铁有限公司 一种超高强度止裂厚钢板的生产方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5470529A (en) * 1994-03-08 1995-11-28 Sumitomo Metal Industries, Ltd. High tensile strength steel sheet having improved formability
CN102154587A (zh) * 2011-05-25 2011-08-17 莱芜钢铁集团有限公司 一种大线能量焊接用管线钢及其制造方法
CN104011247A (zh) * 2011-12-27 2014-08-27 杰富意钢铁株式会社 脆性裂纹传播停止特性优良的高强度厚钢板及其制造方法
KR20150112489A (ko) * 2014-03-28 2015-10-07 현대제철 주식회사 강재 및 그 제조 방법

Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113166888A (zh) * 2018-11-30 2021-07-23 株式会社Posco 脆性裂纹止裂特性优异的超厚钢及其制造方法
CN113195750A (zh) * 2018-12-11 2021-07-30 瑞典钢铁技术有限公司 高强度钢材及其制造方法
US11505841B2 (en) 2018-12-11 2022-11-22 Ssab Technology Ab High-strength steel product and method of manufacturing the same
CN113195750B (zh) * 2018-12-11 2023-05-23 瑞典钢铁技术有限公司 高强度钢材及其制造方法
CN113840933A (zh) * 2019-04-22 2021-12-24 株式会社神户制钢所 厚钢板及其制造方法
CN114787410A (zh) * 2019-12-17 2022-07-22 株式会社Posco 具有优异的延迟断裂抗力特性的冷镦用线材、部件及其制造方法
CN114787410B (zh) * 2019-12-17 2023-09-19 株式会社Posco 具有优异的延迟断裂抗力特性的冷镦用线材、部件及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN108368587B (zh) 2020-05-26
EP3385401B1 (en) 2020-02-12
JP6648270B2 (ja) 2020-02-14
WO2017095175A1 (ko) 2017-06-08
EP3385401A1 (en) 2018-10-10
EP3385401A4 (en) 2018-10-10
KR101726082B1 (ko) 2017-04-12
JP2019502018A (ja) 2019-01-24
US20180363081A1 (en) 2018-12-20

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN108368587A (zh) 具有优异的止脆裂性和焊接部分脆裂萌生抗力的高强度钢及其生产方法
CN108291287A (zh) 具有优异的止脆裂性和焊接部分脆裂萌生抗力的高强度钢及其生产方法
CN101883875B (zh) 具有出色低温韧性的高强度钢板及其制造方法
JP6514777B2 (ja) Ｐｗｈｔ後の低温靭性に優れた高強度圧力容器用鋼材及びその製造方法
CN110643897B (zh) 特宽厚壁低屈强比x80直缝焊管用钢及其生产方法
CN110656288B (zh) 超宽特厚高韧性x80直缝焊管用钢及其生产方法
AU2015215080B2 (en) High-strength flat steel product having a bainitic-martensitic microstructure and method for producing such a flat steel product
CN102251170A (zh) 一种超高强度贝氏体钢及其制造方法
CN105980588A (zh) 钢板及其制造方法
CN108368594A (zh) 具有优异的低温应变时效冲击特性和焊接热影响区冲击特性的高强度钢材及其制造方法
CN104619876A (zh) 热轧钢板及其制造方法
CN103469098B (zh) 一种具有良好抗hic性能的x80管线钢及其生产方法
CN111893386B (zh) 基于塑变和抗压溃性设计深水管线用厚板及其生产方法
CN114423880B (zh) 低温冲击韧性优异的高强度超厚钢材及其制造方法
CN107109590A (zh) 耐脆性裂纹扩展性优异的高强度钢材及其制造方法
CN110114496A (zh) 在低温下具有增强的脆性裂纹扩展抗力和断裂萌生抗力的高强度钢材及其制造方法
JP2022510216A (ja) 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材及びその製造方法
CN108474090B (zh) 低屈强比高强度钢材及其制造方法
JP6112265B2 (ja) 高強度極厚鋼板およびその製造方法
CN103014553B (zh) 一种屈服强度630MPa级高强度高韧性钢板及其制造方法
CN106995905A (zh) 平整度优异的建筑结构用钢材及其制造方法
JP2013129885A (ja) 脆性亀裂伝播停止特性に優れた高強度厚鋼板の製造方法
JP2007217772A (ja) 高強度・高靭性鋼の製造方法
JP7440605B2 (ja) 高強度鋼板及びこの製造方法
CN108350550A (zh) 剪切加工性优异的高强度冷轧钢板及其制造方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant
CP03 Change of name, title or address

Address after: Seoul, South Kerean

Patentee after: POSCO Holdings Co.,Ltd.

Address before: Gyeongbuk, South Korea

Patentee before: POSCO

CP03 Change of name, title or address
TR01 Transfer of patent right

Effective date of registration: 20230515

Address after: Gyeongbuk, South Korea

Patentee after: POSCO Co.,Ltd.

Address before: Seoul, South Kerean

Patentee before: POSCO Holdings Co.,Ltd.

TR01 Transfer of patent right