CN111542633B - 抑制疲劳裂纹扩展特性优异的结构用高强度钢材及其制造方法 - Google Patents

抑制疲劳裂纹扩展特性优异的结构用高强度钢材及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN111542633B
CN111542633B CN201880084275.4A CN201880084275A CN111542633B CN 111542633 B CN111542633 B CN 111542633B CN 201880084275 A CN201880084275 A CN 201880084275A CN 111542633 B CN111542633 B CN 111542633B
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel material
surface layer
fatigue crack
less
crack growth
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.)
Active
Application number
CN201880084275.4A
Other languages
English (en)
Other versions
CN111542633A (zh
Inventor
李一彻
曹财荣
姜相德
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 CN111542633A publication Critical patent/CN111542633A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN111542633B publication Critical patent/CN111542633B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

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
    • 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
    • C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment 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
    • C21D8/0205—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
    • C21D8/0221—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
    • C21D8/0247—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
    • 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
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • 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
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • 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
    • C22C38/14—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
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • 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
    • C21D2211/001—Austenite
    • 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
    • C21D2211/008—Martensite
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/20—Recycling

Landscapes

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

Abstract

根据本发明一方面的抑制疲劳裂纹扩展特性优异的结构用高强度钢材，以重量％计包含：C：0.02～0.12％、Mn：1.7～2.5％、Si：0.01～0.8％、Al：0.005～0.5％、余量的Fe以及不可避免的杂质，微细组织沿厚度方向区分为外侧的表层部和内侧的中心部，所述表层部包含作为基底组织的回火贝氏体、作为第二组织的新鲜马氏体、作为残余组织的奥氏体，而且所述中心部包含板条贝氏体。

Description

抑制疲劳裂纹扩展特性优异的结构用高强度钢材及其制造 方法
技术领域
本发明涉及用于建筑物、桥梁等结构物的结构用钢材及其制造方法，具体地，涉及一种通过使钢组成成分、微细组织及制造工艺最优化来有效确保抑制疲劳裂纹扩展特性和高强度性的结构用钢材及其制造方法。
背景技术
使用于建筑物、桥梁等结构物的结构用钢材，基于其使用环境的特性，被施以反复的应力，为了确保结构物整体的稳定性，确保材料的耐疲劳性是十分重要的。特别是，最近随着结构物的超大型化，呈现出结构物的轻量化以及对确保刚性的要求增加的趋势，因此，现实情况中高强度材料的使用增加。只是，随着材料强度的增加，集中在材料中发生裂纹的周围部分的应力也同时增加，从而存在材料的裂纹扩展速度增加的问题。
钢材的疲劳破坏是由于钢材的应力集中部上发生的疲劳裂纹沿着钢材进行扩展而产生的。特别是，对于结构物中提供的结构用钢材而言，不可避免地具备焊接部，由于焊接部内存在多个缺陷部，因此，事实上无法从根本上防止疲劳裂纹。因此，为了改善结构物中提供的钢材的疲劳寿命，与其防止疲劳裂纹的发生，不如降低从焊接部中已经存在疲劳裂纹的状态向其他部分扩展疲劳裂纹的速度，这更为重要。
关于降低钢材的疲劳裂纹的扩展速度的技术，专利文献1提出了一种抑制疲劳裂纹扩展特性改善的钢板，其通过以下方式获得：具有使铁素体结晶的(100)面与垂直于钢板表面的方向(ND)平行的方向的晶粒和具有使铁素体结晶的(111)面与垂直于钢板表面的方向平行的取向的晶粒之间的晶界沿着裂纹的扩展方向至少每30μm横穿至少一个点，或者在平行于钢板表面的测试面上将铁素体的(111)面分数与(100)面分数的比率限制为1.25～2.0。只是，由于专利文献1以铁素体为主体，因此存在只能对应于拉伸强度为500MPa以下的钢材的技术缺陷。
虽然不是与耐疲劳性直接有关联，但是专利文献2提供了为改善抗脆性裂纹扩展性而重整钢材的表层区域组织的技术。特别是,专利文献2提出了一种确保抗脆性裂纹扩展性的技术，表层区域以细晶化的等轴铁素体晶粒及伸长铁素体晶粒为主体，使100面具有1.5～4.0的强度比。只是，专利文献2也由于以伸长铁素体为主体，不能应用于700MPa以上的高强度钢材中，为了使组织细化，表层部在通过换热进行加热的过程中必须实施轧制，因此在轧制工艺中存在不能实现准确温度的技术性难题。
(专利文献1)日本专利公开公报特开2000-017379号(2000.01.18.公开)
(专利文献2)日本专利公开公报特开2002-020835号(2002.01.23.公开)
发明内容
【技术问题】
根据本发明的一方面，可提供一种有效地确保抑制疲劳裂纹扩展特性和高强度性的结构用钢材及其制造方法。
本发明的技术问题并不限于上述内容。对于一般的技术人员而言，根据本说明书整体内容很容易理解本发明的其他技术问题。
【技术方案】
根据本发明一方面的抑制疲劳裂纹扩展特性优异的结构用高强度钢材，以重量％计包含：C：0.02～0.12％，Mn：1.7～2.5％、Si：0.01～0.8％、Al：0.005～0.5％、余量的Fe以及不可避免的杂质，微细组织沿厚度方向区分为外侧的表层部和内侧的中心部，所述表层部包含作为基底组织的回火贝氏体、作为第二组织的新鲜马氏体、作为残余组织的奥氏体，而且所述中心部包含板条贝氏体。
所述表层部区分为上侧的上部表层部和下侧的下部表层部，所述上部表层部和所述下部表层部分别具有所述钢材厚度的3～10％的厚度。
所述表层部可包含95％以上的体积分数的所述基体组织和第二组织。
所述表层部可包含5％以下的体积分数的所述残余组织。
所述回火贝氏体的平均粒径可为3μm以下(0μm除外)。
所述新鲜马氏体的平均粒径可为3μm以下(0μm除外)。
所述钢材以重量％计可包含：Nb：0.005～0.1％、Ti：0.005～0.1％、P：0.02％以下、B：0.004％以下、N：0.015％以下、S：0.01％以下、Cu：0.01～1.0％、Ni：0.01～2.0％、Mo：0.01～1.0％、Cr：0.05～1.0％、V：0.01～0.4％、Ca：0.006％以下中至少一种或者至少两种。
所述钢材的屈服强度可为690MPa以上。
所述钢材的拉伸强度为800MPa以上。
所述表层部的高角度晶界分数可为45％以上。
所述钢材的疲劳裂纹扩展速度可为2.5x10-5mm/cycle(周期)以下。
根据本发明一方面的抑制疲劳裂纹扩展特性优异的结构用高强度钢材可通过以下方式制造：在1050～1250℃的温度范围内再加热板坯，该板坯以重量％计包含：C：0.02～0.12％、Mn：1.7～2.5％、Si：0.01～0.8％、Al：0.005～0.5％、余量的Fe及不可避免的杂质；在Tnr～1150℃的温度范围对所述板坯进行粗轧；以所述粗轧后的钢材的表层部温度为基准，以5℃/s以上的冷却速度对所述粗轧后的钢材进行第一冷却直到Ms～Bs℃的温度范围为止；所述第一冷却后的钢材的表层部为了通过换热处理进行再加热而持续地进行换热处理，且以(Ac1+40℃)～(Ac3-5℃)的温度范围对所述钢材的表层部进行再加热，在Bs～Tnr℃的温度范围对所述换热处理后的钢材进行精轧；以5℃/s以上的冷却速度对所述精轧后的钢材进行第二冷却直到250～500℃的温度范围为止。
所述板坯以重量％计还可包含：Nb：0.005～0.1％、Ti：0.005～0.1％、P：0.02％以下、B：0.004％以下、N：0.015％以下、S：0.01％以下、Cu：0.01～1.0％、Ni：0.01～2.0％、Mo：0.01～1.0％、Cr：0.05～1.0％、V：0.01～0.4％、Ca：0.006％以下中至少一种或者至少两种。
所述表层部可以是从所述钢材的外侧表面向所述钢材的中心侧到达所述钢材厚度的3～10％的深度为止的区域。
所述第一冷却可在所述粗轧之后进行。
以所述钢材的表层部温度为基准，所述第一冷却的开始温度为Ae3+100℃以下。
【有益效果】
根据本发明的一方面，通过换热处理使钢材表层部的组织细化，并通过控制换热处理温度来增加表层部的高角度晶界分数，从而可提供一种耐疲劳特性得到有效改善的结构用高强度钢材及其制造方法。
此外，根据本发明的一方面，通过使钢成分、微细组织及工艺条件最优化，从而可提供一种确保抑制疲劳裂纹扩展特性且可具有800MPa级以上的拉伸强度的高强度结构用钢材及其制造方法。
附图说明
图1是根据本发明一方面的抑制疲劳裂纹扩展特性优异的结构用高强度钢材试片的微细组织的观察照片。
图2是概略地图示用于实施本发明的制造方法的设备的一示例图。
图3是概略地图示本发明的通过换热处理的表层部的微细组织变化的概念图。
图4是图示换热温度与高角度晶界分数和疲劳裂纹扩展速度的关系的曲线图。
最佳实施方案
本发明涉及抑制疲劳裂纹扩展特性优异的结构用高强度钢材以及其制造方法，下文中将说明本发明的优选实施例。本发明的实施例可具有各种不同的形态，本发明的范围不应解释为受限于下面说明的实施例。本实施例是为了向本发明所属的技术领域具有通常技术的技术人员更具体地说明本发明而提供的。
下面将对本发明的钢组分进行详细说明。下面如无特别说明，则显示各元素的含量的％以重量为准。
根据本发明一方面的抑制疲劳裂纹扩展特性优异的结构用高强度钢材以重量％计包含：碳(C)：0.02～0.12％、锰(Mn)：1.7～2.5％、硅(Si)：0.01～0.8％、铝(Al)：0.005～0.5％、余量的Fe以及不可避免的杂质。
碳(C)：0.02～0.12％
碳(C)是本发明中在基体上形成贝氏体并决定强度的最重要的元素，钢材应该包含适当范围的碳(C)。当碳(C)的含量不到一定水准时，淬透性下降，并抑制贝氏体的形成，因此可导致钢材强度下降。本发明为了确保钢材的强度，可将碳(C)含量的下限限制在0.02％。相反地，当碳(C)的含量超过一定水准时，会降低钢材的低温韧性，因此本发明可将碳(C)含量的上限限制在0.12％。因此，本发明的碳(C)含量范围可为0.02～0.12％，对于焊接时用于钢结构物的钢材而言，为了确保焊接性，可将碳(C)的含量范围限制在0.03～0.08％。
锰(Mn)：1.7～2.5％
锰(Mn)是用于改善淬透性的元素，而且是通过固溶强化来改善强度的元素。当锰(Mn)的含量为一定水准以下时，容易生成铁素体，从而不能获得本发明所需的表层部组织。为了达到如上所述的效果，本发明可将锰(Mn)含量的下限限制在1.7％。只是，当添加过量的锰(Mn)时，由于可硬化性过度增加，存在使焊接部的韧性大幅下降的可能性，本发明可将锰(Mn)含量的上限限制在2.5％。因此，本发明的锰(Mn)含量范围可为1.7～2.5％，更优选地锰(Mn)含量范围可为1.8～2.3％。
硅(Si)：0.01～0.8％
硅(Si)是作为脱氧剂使用的元素，而且是通过固溶强化有助于强度改善效果的元素。为了达到上述效果，本发明可将硅(Si)含量的下限限制在0.01％。只是，当添加过多的硅(Si)时，会降低焊接部及母材的低温韧性，因此本发明可将硅(Si)含量的上限限制在0.8％。因此，本发明的硅(Si)含量范围可为0.01～0.8％，更优选地，硅(Si)含量范围可为0.05～0.5％。
铝(Al)：0.005～0.5％
铝(Al)为典型的脱氧剂，而且是有助于强度改善的元素。为了达到上述效果，本发明可将铝(Al)含量的下限限制在0.005％。只是，当添加过多的铝(Al)时，连续铸造过程会引发连铸喷嘴被堵塞，因此本发明可将铝(Al)的含量的上限限制在0.5％。因此，本发明的铝(Al)含量范围可为0.005～0.5％，更优选地，铝(Al)含量范围可为0.01～0.3％。
根据本发明一方面的抑制疲劳裂纹扩展特性优异的结构用高强度钢材，以重量％计还可包含：铌(Nb)：0.005～0.1％、钛(Ti)：0.005～0.1％、磷(P)：0.02％以下、硼(B)：0.004％以下、氮(N)：0.015％以下、硫(S)：0.01％以下、铜(Cu)：0.01～1.0％、镍(Ni)：0.01～2.0％、钼(Mo)：0.01～1.0％、铬(Cr)：0.05～1.0％、钒(V)：0.01～0.4％、钙(Ca)：0.006％以下中至少一种或者至少两种。
铌(Nb)：0.005～0.1％
铌(Nb)是在TMCP钢的制造中起到最重要的作用的元素之一，而且还是通过以碳化物或者氮化物的形态析出有助于大幅改善母材和焊接部的强度的元素。此外，对板坯进行再加热过程中固溶的铌(Nb)抑制奥氏体的再结晶，表层部的铌(Nb)在粗轧后对板坯进行冷却过程中有助于形成贝氏体。因此，为了达到上述的效果，本发明可将铌(Nb)含量的下限限制在0.005％。只是，当添加过多的铌(Nb)时，会生成粗大的析出物，导致钢材的边角生成脆性裂纹，因此本发明可将铌(Nb)含量的上限限制在0.1％。因此，本发明的铌(Nb)含量范围可为0.005～0.1％，更优选地，铌(Nb)含量范围可为0.01～0.05％。
钛(Ti)：0.005～0.1％
钛(Ti)是使作为改善淬透性的重要元素硼(B)的添加效果最大化的元素。即，钛(Ti)与钢中的氮(N)结合并生成TiN，因此可抑制BN的形成，由此可增加固溶硼(B)的含量。此外，TiN析出物通过固定(pinning)奥氏体晶粒来抑制晶粒的粗化，从而可大幅改善低温韧性。因此，为了达到上述效果，本发明中可将钛(Ti)含量的下限限制在0.005％。相反地，当添加过多的钛(Ti)时，连续铸造时会引发连铸喷嘴被堵塞或者在板坯中心部结晶，从而会使低温韧性下降，因此本发明可将钛(Ti)含量的上限限制在0.1％。因此，本发明的钛(Ti)含量范围可为0.005～0.1％，更优选地，钛(Ti)含量范围可为0.01～0.05％。
磷(P)：0.02％以下
磷(P)虽然是有助于强度改善及耐腐蚀性的元素，但是作为大幅降低冲击韧性的元素，最好将其含量控制在低范围。因此，本发明可将磷(P)含量的上限限制在0.02％。只是，磷(P)作为炼钢工艺中不可避免地流入的杂质，如果将其控制在低于0.001％的水准，则从经济方面考虑并不理想。因此，本发明的磷(P)含量范围可为0.001～0.02％，更优选地，磷(P)含量范围可为0.001～0.01％。
硼(B)：0.004％以下
硼(B)虽然是价格相对低的元素，但其是通过少量添加便可有效地提高可硬化性的有益元素。而且，硼(B)还是在粗轧后冷却时非常有助于表层部的贝氏体形成的元素。只是，当添加过多的B时，因形成Fe23(CB)6，反而使可硬化性下降，同样会使低温韧性大幅下降。因此，本发明可将硼(B)含量的上限限制在0.004％。只是，当考虑到强度增加及表层部的贝氏体形成等效果时，本发明的硼(B)含量范围更优选可为0.0005～0.004％。
氮(N)：0.015％以下
氮(N)是有助于改善钢材的强度的元素。但是，当其添加量过多时，会使钢材的韧性大幅降低，因此本发明可将氮(N)含量的上限限制在0.015％。只是，氮(N)同样作为炼钢工艺中不可避免地流入的杂质，如果将其控制在低于0.0015％的水准，则从经济方面考虑并不理想。因此，本发明的氮(N)含量范围可为0.0015～0.015％，更优选地，氮(N)的含量范围可为0.0015～0.01％。
硫(S)：0.01％以下
硫(S)是通过形成如MnS等非金属夹杂物起到大幅降低冲击韧性作用的元素，含量控制越低更为有利。因此，本发明可将硫(S)含量的上限限制在0.01％。只是，硫(S)同样作为炼钢工艺中不可避免地流入的杂质，如果将其控制在低于0.001％的水准，则从经济方面考虑并不理想。因此，本发明的硫(S)含量范围可为0.001～0.01％，更优选地，硫(S)含量范围可为0.001～0.005％。
铜(Cu)：0.01～1.0％
铜(Cu)是使母材韧性的下降最小化的同时可提高强度的元素。因此，为了达到上述的效果，本发明可将铜(Cu)含量的下限限制在0.01％。只是，当添加过多的铜(Cu)时，会使最终产品表面质量下降的可能性增加，因此本发明可将铜(Cu)含量的上限限制在1.0％。因此，本发明的铜(Cu)含量范围可为0.01～1.0％，更优选地，铜(Cu)含量范围可为0.01～0.5％。
镍(Ni)：0.01～2.0％
镍(Ni)是可同时改善母材的强度和韧性的元素，因此，为了确保强度及韧性，本发明可将镍(Ni)含量的下限限制在0.01％。只是，镍(Ni)为价格昂贵的元素，因此从经济性方面考虑不适合添加过多，当镍(Ni)的添加量过多时，会使焊接性恶化，因此本发明可将镍(Ni)含量的上限限制在2.0％。因此，本发明的镍(Ni)含量范围可为0.01～2.0％，更优选地，镍(Ni)含量范围可为0.1～1.0％。
钼(Mo)：0.01～1.0％
钼(Mo)元素即使少量添加也能大幅提高可硬化性，因此可抑制铁素体的形成，由此可大幅改善钢材的强度。因此，本发明为了确保强度可将钼(Mo)含量的下限限制在0.01％。只是，当钼(Mo)的添加量过多时，存在焊接部硬度过度增加导致母材的韧性下降的可能性，本发明可将钼(Mo)含量的上限限制在1.0％。因此，本发明的钼(Mo)含量范围可为0.01～1.0％，更优选地，钼(Mo)含量范围可为0.1～0.5％。
铬(Cr)：0.05～1.0％
铬(Cr)是通过增加可硬化性来有效地增加强度的元素，为了确保强度，本发明可将铬(Cr)含量的下限限制在0.05％。只是，当铬(Cr)的添加量过多时，焊接性大幅下降，因此本发明可将铬(Cr)含量的上限限制在1.0％。因此，本发明的铬(Cr)含量范围可为0.05～1.0％，更优选地，铬(Cr)含量范围可为0.1～0.5％。
钒(V)：0.01～0.4％
钒(V)相比于其他合金组分固溶温度较低，并在焊接热影响部析出，从而可防止焊接部的强度下降。因此，为了达到上述效果，本发明可将钒(V)含量的下限限制在0.01％。只是，当添加过多的钒(V)时，会导致韧性下降，本发明可将钒(V)含量的上限限制在0.4％。因此，本发明的钒(V)含量范围可为0.01～0.4％，更优选地，钒(V)含量范围可为0.02～0.2％。
钙(Ca)：0.006％以下
钙(Ca)可控制MnS等非金属夹杂物的形状，且主要作为改善低温韧性的元素而使用。只是，添加过多的钙(Ca)会引发形成大量的CaO-CaS及通过结合形成粗大的夹杂物，因此会发生钢的清洁度和现场焊接性下降等问题。因此，本发明可将钙(Ca)含量的上限限制在0.006％，更优选地，钙(Ca)含量的上限可为0.005％。
本发明除了上述的钢组分以外，余量可为Fe及不可避免的杂质。不可避免的杂质作为一般的钢铁制造工艺中非人为混入的杂质，不能将其完全排除，对于通常的钢铁制造领域的技术人员而言，能够容易地理解其含义。而且，本发明并非完全排斥除了前面所述的钢组分以外还添加其他组分。
根据本发明一方面的抑制疲劳裂纹扩展特性优异的结构用高强度钢材的厚度不受特别限定，优选地可以是20mm以上的结构用后物料。
下面将对本发明的微细组织进行更加详细的说明。
根据本发明一方面的抑制疲劳裂纹扩展特性优异的结构用高强度钢材，沿厚度方向可区分为外侧的表层部和内侧的中心部，表层部和中心部可以从微细组织角度进行区分。表层部区分为钢材上侧的上部表层部和钢材下侧的下部表层部，上部表层部和下部表层部的厚度可分别为钢材厚度的3～10％水准。优选地，上部表层部和下部表层部的厚度可分别为钢材厚度的5～7％水准。
表层部可具有混合组织，所述混合组织包含作为基体组织的回火贝氏体、作为第二组织的新鲜马氏体、作为残余组织的奥氏体，中心部可具有包含板条贝氏体的组织。因此，表层部和中心部可从微细组织角度区分。
在表层部内，回火贝氏体组织和新鲜马氏体组织的体积分数之和可为95％以上，在表层部内，残余奥氏体的体积分数可为5％以下。而且，表层部内可包含85％以上体积分数的回火贝氏体组织和10％以下的新鲜马氏体组织。在表层部内，回火贝氏体组织和新鲜马氏体组织的体积分数之和也可为100％，此时，表层部内残余奥氏体的体积分数也可为0％。
中心部可包含95％以上的体积分数的板条贝氏体组织。
根据本发明一方面的抑制疲劳裂纹扩展特性优异的结构用高强度钢材，通过换热处理其表层部可被细化，因此最终产品的中心部具有板条(lath)贝氏体组织，相反地，表层部可分别包括具有3μm以下(0μm除外)的平均粒径的微细组织的回火贝氏体组织和新鲜马氏体组织。
图1是根据本发明一实施例的结构用高强度钢材试片的微细组织的观察照片。具体地,，图1的(a)是中心部的微细组织的观察照片，图1的(b)是表层部的微细组织的观察照片。如图1的(a)和(b)所示可知，钢材的中心部具有粗大的板条贝氏体组织，相反地，表层部分别包括具有3μm的平均粒径的回火贝氏体组织、新鲜马氏体组织及残余奥氏体组织。因此可以确认，根据本发明的一实施例的结构用钢材，通过换热处理使钢材表层部的组织细化，从而可有效地改善抑制脆性裂纹扩展特性。
根据本发明一方面的结构用钢材通过换热处理使表层部组织细化，因此表层部可具有高角度晶界分数为45％以上且疲劳裂纹扩展速度为2.5x10-5mm/cycle以下的优异的抑制疲劳裂纹扩展特性。
此外，根据本发明一方面的结构用钢材，屈服强度为690MPa以上，拉伸强度为800MPa以上，因此作为结构用材料，能够确保合适的强度。
下面将对本发明的制造方法进行详细说明。
根据本发明一方面的抑制疲劳裂纹扩展特性优异的结构用高强度钢材可通过以下方法进行制造：对具有上述组分的板坯进行再加热；对所述板坯进行粗轧；对所述粗轧后的钢材进行第一冷却；所述第一冷却后的钢材的表层部为了通过换热进行再加热而持续地进行换热处理；对所述换热处理后的钢材进行精轧。
本发明的板坯合金组分与前面说明的钢材的合金组分相对应，因此本发明的板坯合金组分的说明将由前面说明的钢材的合金组分的说明代替。
板坯的再加热
对具有上述钢组分的板坯进行再加热。为了充分地固溶铸造过程中形成的Ti及Nb的碳氮化物，可将板坯的再加热温度范围的下限限制在1050℃。只是，当再加热温度过高时，存在奥氏体被粗化的可能性，粗轧以后钢材的表层部温度到达第一冷却开始温度为止需要过多的时间，因此再加热温度范围的上限可限制在1250℃。因此，本发明的板坯再加热温度范围可为1050～1250℃
粗轧
为了调节板坯的形状且破坏枝晶等铸态组织，再加热后进行粗轧。为了控制微细组织，在使奥氏体的再结晶停止的温度(Tnr)以上进行粗轧，考虑到第一冷却开始温度，粗轧温度的上限可限制在1150℃。因此，本发明的粗轧温度范围可为Tnr～1150℃。
第一冷却
粗轧结束后，为了在钢材表层部形成板条贝氏体，进行第一冷却直至表层部的温度达到Ms～Bs℃的范围。当第一冷却的冷却速度小于5℃/s时，在表层部形成多边形铁素体或者粒状贝氏体组织，而非板条贝氏体组织。第一冷却的冷却速度可为5℃/s以上。而且，虽然不对第一冷却方式做特别限定，但是出于冷却效率方面的考虑，优选为水冷。另外，当第一冷却的开始温度过高时，通过第一冷却在表层部形成的板条贝氏体组织存在被粗化的可能性，因此第一冷却的开始温度优选限定为Ae3+100℃以下。
为了使换热处理效果极大化，本发明的第一冷却优选在粗轧之后实施。图2是概略地图示用于实现本发明的制造方法的设备1的一示例图。沿着板坯5的移动路径，依次布置有粗轧装置10、冷却装置20、换热处理台30及精轧装置40，粗轧装置10和精轧装置40分别具有粗轧辊12a、12b及精轧辊42a、42b，从而可执行板坯5的轧制。冷却装置20可具有可喷射冷却水的冷却棒25(Bar cooler)及用于引导粗轧后的板坯5进行移动的辅助辊22。出于换热处理效果的极大化方面的考虑，冷却棒25优选布置在粗轧机10的正后方。冷却装置20的后方布置有换热处理台30，粗轧后的板坯5可沿着辅助辊32移动并进行换热处理。换热处理结束的板坯5'可向精轧装置40处移动并进行精轧。如上所述的设备1只不过是为实施本发明的设备而提出的一示例而已，本发明不应解释为受限于图2所示的设备。
换热处理
在实施第一冷却后，进行换热处理以通过钢材中心部侧的高热来对钢材表层部侧进行再加热，换热处理可进行到钢材表层部的温度达到(Ac1+40℃)～(Ac3-5℃)的温度范围。通过换热处理，表层部的板条贝氏体可变形为微细的回火贝氏体组织，表层部的板条贝氏体中一部分可逆相变为奥氏体。
图3是概略地图示本发明的通过换热处理的表层部的微细组织的变化的概念图。
如图3的(a)所示，第一冷却之后的表层部微细组织可以为板条贝氏体组织。
如图3的(b)所示，随着换热处理的进行，表层部的板条贝氏体变形为回火贝氏体组织，表层部的板条贝氏体中一部分可逆相变为奥氏体。随着换热处理后实施精轧及第二冷却，如图3的(c)所示，可形成回火贝氏体基体组织及新鲜马氏体的两相混合组织，而且会残留一部分奥氏体组织。
换热处理到达温度与高角度晶界分数及疲劳裂纹扩展速度的关系如图4所示。从图4可以确认，当表层部的换热处理到达温度低于(Ac1+40℃)时，15度以上的高角度晶界不能充分地形成，而且疲劳裂纹扩展速度超过2.5x10-5mm/cycle。因此，本发明可将表层部的换热处理到达温度的下限限制在(Ac1+40℃)。而且，当表层部换热处理到达温度超过(Ac3-5℃)时，对于疲劳裂纹扩展速度无太大的益处，表层部组织重新变为粗大的可能性增加，因此本发明可将表层部换热处理到达温度的上限限定为(Ac3-5℃)。即，本发明将表层部的换热处理到达温度限制在(Ac1+40℃)～(Ac3-5℃)的温度范围，因此可有效地确保表层部组织的微细化和15度以上的高角度晶界分数为45％以上及疲劳裂纹扩展速度为2.5x10-5mm/cycle以下的物性。
精轧
为了在粗轧后的钢材的奥氏体组织中导入不均匀的微细组织，可进行精轧。精轧在贝氏体变相开始温度(Bs)以上且奥氏体再结晶温度(Tnr)以下的温度区间进行。
第二冷却
精轧结束后为了在钢材中心部形成板条贝氏体组织，以5℃/s以上的冷却速度进行冷却。第二冷却方式并不受特别的限制，出于冷却效率方面考虑，最好选择水冷。第二冷却的冷却结束温度可为250～400℃。第二冷却的冷却结束温度以钢材为基准当超过400℃时，中心部可能不会形成板条贝氏体组织，第二冷却的冷却结束温度低于钢材基准250℃时，钢材中有可能会发生扭曲。
具体实施方式
下面通过实施例更具体地说明本发明。只是，需要注意的是，后述的实施例只是为具体化本发明而例示，并非用于限定本发明的权利范围。
制造具有下表1的组分的板坯，表2是各板坯的相变温度的计算结果。
【表1】
Figure GDA0003286928840000121
【表2】
Figure GDA0003286928840000122
以下表3的条件对所述表1的板坯进行粗轧、第一冷却及换热处理后，以下表4的条件进行精轧及第二冷却。由表3和表4的条件制成的钢材的物性测试结果如下表5所显示。
对各钢材进行高角度晶界分数、机械性及裂纹扩展速度的测定。其中，高角度晶界分数根据EBSD(Electron Back Scattering Diffraction(电子背散射衍射))法，以0.5m步距测量500mX500m区域，并制作与相邻粒子间的晶体取向差为15度以上的晶界分布图，并算出此时的高角度晶界分数。屈服强度(YS)和拉伸强度(TS)是通过将三个试片向板宽方向进行拉伸试验并算出平均值。而且，疲劳裂纹扩展试验遵循ASTM E647基准进行。采用以下条件：使冲击拉伸(Compact Tension)试片的裂纹扩展方向与轧制方向形成直角、待机状态下反复速度为25Hz、应力比(最小应力/最大应力)为0.1。疲劳裂纹扩展速度采用了应力强度因子范围(ΔK)为20MPa/m0.5时的值。
【表3】
Figure GDA0003286928840000131
【表4】
Figure GDA0003286928840000141
【表5】
Figure GDA0003286928840000151
发明钢A至发明钢E是满足本发明的钢组分含量的钢材。其中，可以确认的是，满足本发明工艺条件的发明例1至发明例12满足表层部的高角度晶界分数皆为45％以上，屈服强度为700MPa以上，拉伸强度为800MPa以上，疲劳裂纹扩展速度为2.5x10-5mm/cycle以下。
对于虽然满足本发明的钢组分含量但换热处理温度超过本发明的范围的比较例1、比较例4、比较例6及比较例9而言，可以确认的是，高角度晶界分数低于45％，疲劳裂纹扩展速度超过2.5x10-5mm/cycle。这是因为以高于两相域热处理温度区间的温度对钢材的表层部进行加热，导致作为表层部组织的所有奥氏体发生逆相变的结果，使表层部的最终组织由板条贝氏体的组织形成。
对于虽满足本发明的钢组分含量但换热处理温度不足本发明的范围的比较例2、比较例5、比较例7及比较例10而言，可以确认的是，高角度晶界分数皆低于45％，疲劳裂纹扩展速度超过2.5x10-5mm/cycle。这是因为第一冷却时钢材表层部冷却过度导致表层部内逆相变的奥氏体组织未充分形成。
对于虽然满足本发明的钢组分含量但第二冷却的结束温度超过本发明的范围的比较例3和比较例8而言，可以确认的是，因中心部未充分地形成板条贝氏体，导致未能充分地确保拉伸强度和屈服强度。此外，对于虽然满足本发明的钢组分含量但第二冷却的冷却速度没有达到本发明的范围的比较例11而言，同样可以确认，因中心部未充分地形成板条贝氏体，从而不能确保一定程度的拉伸强度和屈服强度。
对于比较例12至比较例15而言，虽然皆满足本发明的工艺条件，但是用于实现高强度的C、Mn、Nb以及B等含量没有达到本发明的范围，从而可以确认的是，不能确保一定水准以上的拉伸强度及屈服强度。
因此，根据本发明一实施例的结构用钢材及其制造方法，通过使合金组分、微细组织及工艺条件最优化，可提供一种确保抑制疲劳裂纹扩展特性的同时具有800MPa级别以上的拉伸强度的高强度结构用钢材及其制造方法。
上面，通过实施例对本发明进行了详细说明，但是也可具有与其不同形态的实施例。因此，下面记载的权利要求的技术思想和范围不受实施例限制。

Claims (11)

1.一种抑制疲劳裂纹扩展特性优异的结构用高强度钢材，以重量％计由以下组成：C：0.02～0.12％、Mn：1.7～2.5％、Si：0.01～0.8％、Al：0.005～0.5％、以及Nb：0.005～0.1％、Ti：0.005～0.1％、P：0.02％以下、B：0.004％以下、N：0.015％以下、S：0.01％以下、Cu：0.01～1.0％、Ni：0.01～2.0％、Mo：0.01～1.0％、Cr：0.05～1.0％、V：0.01～0.4％、Ca：0.006％中的一种或者至少两种、余量的Fe及不可避免的杂质，
微细组织沿厚度方向区分为外侧的表层部和内侧的中心部，
所述表层部包含作为基体组织的回火贝氏体、作为第二组织的新鲜马氏体、作为残余组织的奥氏体，
所述中心部包含95％以上的体积分数的板条贝氏体，
其中，所述钢材的屈服强度为690MPa以上，
所述钢材的拉伸强度为800MPa以上，
所述钢材的疲劳裂纹扩展速度为2.5x10-5mm/cycle以下。
2.如权利要求1所述的抑制疲劳裂纹扩展特性优异的结构用高强度钢材，其中，所述表层部区分为上侧的上部表层部和下侧的下部表层部，
所述上部表层部和所述下部表层部分别具有所述钢材厚度的3～10％的厚度。
3.如权利要求1所述的抑制疲劳裂纹扩展特性优异的结构用高强度钢材，其中，所述表层部包含95％以上体积分数的所述基体组织和第二组织。
4.如权利要求1所述的抑制疲劳裂纹扩展特性优异的结构用高强度钢材，其中，所述表层部包含5％以下体积分数的所述残余组织。
5.如权利要求1所述的抑制疲劳裂纹扩展特性优异的结构用高强度钢材，其中，所述回火贝氏体的平均粒径为3μm以下且0μm除外。
6.如权利要求1所述的抑制疲劳裂纹扩展特性优异的结构用高强度钢材，其中，所述新鲜马氏体的平均粒径为3μm以下且0μm除外。
7.如权利要求1所述的抑制疲劳裂纹扩展特性优异的结构用高强度钢材，其中，所述表层部的高角度晶界分数为45％以上。
8.一种如权利要求1所述的抑制疲劳裂纹扩展特性优异的结构用高强度钢材的制造方法，其中，在1050～1250℃的温度范围内再加热板坯，该板坯以重量％计由以下组成：C：0.02～0.12％、Mn：1.7～2.5％、Si：0.01～0.8％、Al：0.005～0.5％、以及Nb：0.005～0.1％、Ti：0.005～0.1％、P：0.02％以下、B：0.004％以下、N：0.015％以下、S：0.01％以下、Cu：0.01～1.0％、Ni：0.01～2.0％、Mo：0.01～1.0％、Cr：0.05～1.0％、V：0.01～0.4％、Ca：0.006％中的一种或者至少两种、余量的Fe及不可避免的杂质；
在Tnr～1150℃的温度范围对所述板坯进行粗轧；
以所述粗轧后的钢材的表层部温度为基准，以5℃/s以上的冷却速度对所述粗轧后的钢材进行第一冷却直到Ms～Bs℃的温度范围为止；
所述第一冷却后的钢材的表层部为了通过换热进行再加热而持续地进行换热处理，且以(Ac1+40℃)～(Ac3-5℃)的温度范围对所述钢材的表层部进行再加热，
在Bs～Tnr℃的温度范围对所述换热处理后的钢材进行精轧；
以5℃/s以上的冷却速度对所述精轧后的钢材进行第二冷却直到250～400℃的温度范围为止。
9.如权利要求8所述的抑制疲劳裂纹扩展特性优异的结构用高强度钢材的制造方法，其中，所述表层部是从所述钢材的外侧表面向所述钢材的中心侧到达所述钢材厚度的3～10％的深度为止的区域。
10.如权利要求8所述的抑制疲劳裂纹扩展特性优异的结构用高强度钢材的制造方法，其中，所述第一冷却在所述粗轧之后进行。
11.如权利要求8所述的抑制疲劳裂纹扩展特性优异的结构用高强度钢材的制造方法，其中，以所述钢材的表层部温度为基准，所述第一冷却的开始温度为Ae3+100℃以下。
CN201880084275.4A 2017-12-26 2018-11-23 抑制疲劳裂纹扩展特性优异的结构用高强度钢材及其制造方法 Active CN111542633B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020170179246A KR101999022B1 (ko) 2017-12-26 2017-12-26 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재 및 그 제조방법
KR10-2017-0179246 2017-12-26
PCT/KR2018/014523 WO2019132262A1 (ko) 2017-12-26 2018-11-23 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재 및 그 제조방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN111542633A CN111542633A (zh) 2020-08-14
CN111542633B true CN111542633B (zh) 2022-05-10

Family

ID=67067808

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201880084275.4A Active CN111542633B (zh) 2017-12-26 2018-11-23 抑制疲劳裂纹扩展特性优异的结构用高强度钢材及其制造方法

Country Status (6)

Country Link
US (1) US11591677B2 (zh)
EP (1) EP3733905B1 (zh)
JP (1) JP7096338B2 (zh)
KR (1) KR101999022B1 (zh)
CN (1) CN111542633B (zh)
WO (1) WO2019132262A1 (zh)

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102237486B1 (ko) * 2019-10-01 2021-04-08 주식회사 포스코 중심부 극저온 변형시효충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재 및 그 제조방법
CN111206185B (zh) * 2020-02-12 2021-08-17 首钢集团有限公司 一种高强度低屈强比钢及其制备方法、应用
CN112553433B (zh) * 2020-12-07 2022-09-23 石河子大学 一种具有仿生多层级结构的钢材及其加工工艺

Family Cites Families (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH064903B2 (ja) * 1985-04-09 1994-01-19 新日本製鐵株式会社 脆性き裂伝播停止特性の優れた厚鋼板およびその製造法
JPH07100814B2 (ja) * 1990-09-28 1995-11-01 新日本製鐵株式会社 脆性亀裂伝播停止特性と低温靭性の優れた鋼板の製造方法
JP3087454B2 (ja) 1992-06-17 2000-09-11 松下電器産業株式会社 光学的情報記録媒体およびその構造設計方法
JP2760713B2 (ja) * 1992-09-24 1998-06-04 新日本製鐵株式会社 耐火性及び靱性の優れた制御圧延形鋼の製造方法
JP3845113B2 (ja) * 1994-03-29 2006-11-15 新日本製鐵株式会社 脆性亀裂伝播停止特性と低温靭性の優れた厚鋼板とその製造方法
JP2000017379A (ja) 1998-06-30 2000-01-18 Nippon Steel Corp 結晶方位制御による疲労亀裂伝播特性の良好な鋼板及びその製造方法
JP2002020835A (ja) 2000-05-02 2002-01-23 Nippon Steel Corp 脆性き裂伝播停止特性と板厚方向破壊特性の優れた鋼材およびその製造方法
JP3770208B2 (ja) * 2002-05-30 2006-04-26 住友金属工業株式会社 疲労亀裂進展抵抗性に優れた鋼材およびその製造法
KR100833076B1 (ko) * 2006-12-22 2008-05-27 주식회사 포스코 저온인성과 취성균열전파정지특성이 우수한 고강도저항복비 구조용 강재 및 그 제조방법
JP5759109B2 (ja) 2010-03-09 2015-08-05 株式会社神戸製鋼所 脆性亀裂伝播停止特性に優れた鋼材、およびその製造方法
JP5126326B2 (ja) 2010-09-17 2013-01-23 Ｊｆｅスチール株式会社 耐疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
KR101253958B1 (ko) 2010-12-27 2013-04-16 주식회사 포스코 우수한 파괴전파 저항성 및 저항복비 특성을 갖는 라인파이프용 강판 및 그 제조방법
CN108130479A (zh) 2011-02-08 2018-06-08 杰富意钢铁株式会社 长脆性裂纹传播停止特性优异的板厚为50mm以上的厚钢板及其制造方法
JP6094139B2 (ja) 2011-12-21 2017-03-15 Ｊｆｅスチール株式会社 強度−伸びバランスに優れた高張力鋼板およびその製造方法
BR112015023632B1 (pt) 2013-04-04 2020-04-28 Jfe Steel Corp chapa de aço laminada a quente e método para produção da mesma
JP5821911B2 (ja) * 2013-08-09 2015-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP6228491B2 (ja) 2013-08-26 2017-11-08 株式会社神戸製鋼所 疲労特性に優れた厚鋼板およびその製造方法
CN105143487B (zh) 2013-08-30 2017-03-08 新日铁住金株式会社 耐酸性、耐压碎特性及低温韧性优异的厚壁高强度线管用钢板和线管
WO2015080242A1 (ja) 2013-11-29 2015-06-04 新日鐵住金株式会社 熱間成形鋼板部材およびその製造方法ならびに熱間成形用鋼板
KR101999015B1 (ko) 2017-12-24 2019-07-10 주식회사 포스코 취성균열 전파 저항성이 우수한 구조용 강재 및 그 제조방법

Also Published As

Publication number Publication date
WO2019132262A1 (ko) 2019-07-04
EP3733905A1 (en) 2020-11-04
EP3733905B1 (en) 2022-04-20
JP7096338B2 (ja) 2022-07-05
KR101999022B1 (ko) 2019-07-10
CN111542633A (zh) 2020-08-14
US11591677B2 (en) 2023-02-28
US20200332399A1 (en) 2020-10-22
EP3733905A4 (en) 2020-11-04
KR20190077785A (ko) 2019-07-04
JP2021509144A (ja) 2021-03-18

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR100957970B1 (ko) 후물 고강도 고인성 강판 및 그 제조방법
KR101879082B1 (ko) 저항복비형 초고강도 강재 및 그 제조방법
JP5659758B2 (ja) 優れた生産性と溶接性を兼ね備えた、ＰＷＨＴ後の落重特性に優れたＴＭＣＰ−Ｔｅｍｐｅｒ型高強度厚鋼板の製造方法
KR102255821B1 (ko) 저온 충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재 및 이의 제조방법
KR20120000770A (ko) 건축구조용 ｈ형강 및 그 제조방법
CN111542633B (zh) 抑制疲劳裂纹扩展特性优异的结构用高强度钢材及其制造方法
CN111566247B (zh) 脆性裂纹扩展抗性优异的结构用钢材及其制造方法
CN108474090B (zh) 低屈强比高强度钢材及其制造方法
EP3901305B1 (en) High-strength structural steel having excellent cold bendability, and manufacturing method therefor
KR101070132B1 (ko) 저온 인성이 우수한 건설용 강재 및 그 제조방법
KR101304822B1 (ko) 피로균열 진전 억제 특성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법
EP3901306B1 (en) Structural steel having excellent brittle fracture resistance and method for manufacturing same
JP2005298962A (ja) 加工性に優れた高張力鋼板の製造方法
KR20220089409A (ko) 용접 열영향부 저온 충격인성이 우수한 강재 및 그 제조방법
JP4715179B2 (ja) 加工性に優れた高張力鋼板の製造方法
KR20060072196A (ko) 인성이 우수한 고강도 라인파이프용 후물광폭 강판의 제조법
JP2012188750A (ja) 高靭性大入熱溶接用鋼およびその製造方法
KR20160078673A (ko) 저온 인성이 우수한 저항복비 고강도 강재 및 그 제조방법
CN114341386A (zh) 强度和低温冲击韧性优异的钢材及其制造方法

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
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

TR01 Transfer of patent right
TR01 Transfer of patent right

Effective date of registration: 20230523

Address after: Gyeongbuk, South Korea

Patentee after: POSCO Co.,Ltd.

Address before: Seoul, South Kerean

Patentee before: POSCO Holdings Co.,Ltd.