CN1946863A - 疲劳裂纹传播特性优良的钢板及其制造方法 - Google Patents
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Abstract
提供一种建筑、造船、桥梁、施工机械、海洋构造物等的焊接构造物所使用的疲劳裂纹传播特性优良的钢板及其制造方法。该疲劳裂纹传播特性优良的钢板，其特征在于，以质量百分比计含有C：0.03～0.2％、Si：0.01～1.6％、Mn：0.5～2％、P：0.02％以下、S：0.02％以下、Al：0.001～0.1％、N：0.001～0.008％，其余由Fe以及不可避免的杂质构成，母材的微观组织是以维氏硬度在150以上的铁素体为母相，以维氏硬度在400～900、面积率在5～30％、纵横尺寸比(长轴/短轴)在3以上的扁平的马氏体为第二相的层状组织，并且铁素体和马氏体的板厚方向的平均层间隔在3～50μm之间，在应力比0.1的应力强度因子范围ΔK为20MPa
时的疲劳裂纹传播速度da/dN在10－8m/cycle以下。
Description
技术领域
本发明关于一种对疲劳特性有要求的建筑、造船、桥梁、施工机械、海洋构造物等的焊接构造部件所使用的疲劳裂纹传播特性优良的钢板及其制造方法。
背景技术
一般地，以电弧焊、等离子弧焊为代表，使用了激光焊接和电子束焊接等各种各样的焊接方法的焊接接头被应用于建筑、造船、桥梁、施工机械、海洋构造物等的焊接构造物。
在这些焊接接头中，由于施加了由风、波、机械振动等产生的反复载荷，所以提高疲劳强度是极为重要的，一般作为提高疲劳强度的方法采用焊接后处理，使用(1)研磨、(2)TIG(钨极惰性气体保护焊)修整、(3)喷丸硬化、(4)锤敲，但是存在以下的问题。
研磨、TIG修整可以形成良好的焊缝形状，但是两者都有明显地作业效率差的问题；喷丸硬化、锤敲有提高疲劳强度的效果，但是喷丸硬化需要巨型的机械，并且需要有各种的实用程序。
另外，锤敲的反作用大，处理结果不稳定，有时反而使冲压成形性和疲劳强度下降。另外，由于带来过大的塑性变形，因此锤敲还有难以使用于薄板的缺点。
并且，研磨和锤敲还有如下问题：由于在接头部实施数Hz的低频率的机械加工，所以加工表面的凸凹很严重，在其峰部应力集中，当对接头部施加反复载荷时，就会从该应力集中部产生裂纹，因此接头部整体的疲劳强度下降。
另外，一般由于由焊接产生的热量输入，在焊接部会导入残余应力。该残余应力是在焊接部使疲劳强度降低的一个主要原因。所以，作为提高疲劳强度的其他方法，已知一种在焊接接头部产生压缩残余应力、或者降低在焊接接头部产生的拉伸残余应力从而提高疲劳强度的方法。
例如，可通过在焊缝趾部附近进行喷丸硬化处理来赋予压缩残余应力。在此，喷丸硬化处理是将多个1mm弱的钢球打在成为疲劳裂纹发生的起点的部位、赋予压缩残余应力的方法。并且，还已知一种可以通过焊接金属的加热再熔融来改善焊缝趾部形状或者减轻拉伸残余应力的方法。
但是，这样的喷丸硬化处理需要钢球，有时会有钢球的后处理或者成本的问题。并且，也有疲劳强度提高的量不均匀的问题。
如上所述，对焊接接头采用利用焊接后处理来提高疲劳强度的技术是有困难的，即使可以采用，疲劳强度提高范围也停留在低水平上。所以，迫切地希望一种不需要焊接后处理，直接用焊接来达到提高焊接接头的疲劳强度的技术。
从这种观点出发，提出了几种为了直接用焊接来提高焊接接头的疲劳强度，抑制疲劳裂纹的传播的钢板。
例如，在1998年日本材料学会第24届疲劳讨论会演讲论文集《表层超细晶钢板的疲劳特性》(p157-162)中，公开了通过在一般造船用钢材的升温过程中加工铁素体而希望在表层形成超细晶组织的所谓的SUF钢，有使疲劳裂纹的传播速度降低的效果。但是只用铁素体的晶粒细化来使传播速度显著降低是困难的，进而由于在表层形成的超细晶组织会因焊接热影响而大部分都消失，所以不能充分地达到焊接接头的疲劳强度的提高。
另外，在日本特开平06-271985号公报、特开平07-090478号公报、特开平08-073980号公报、特开平10-168542号公报、特开平11-001742号公报、特开2002-047531号公报以及特开2003-003229号公报中，公开了一种若形成为在软质的铁素体母相中以硬质的珠光体、贝氏体、马氏体为第二相混入而成的混合组织，则硬质第二相成为裂纹发展的障碍，能够降低疲劳裂纹的传播速度的钢板。但是，在这种技术中，不能适当地控制作为用于延缓裂纹发展的重要因素的马氏体的面积率、纵横尺寸比(长轴/短轴)、硬度、以及铁素体的硬度、以及两者的间隔，所以会有疲劳裂纹传播特性完全没有提高的情况、提高不充分的情况、或者钢材的韧性明显劣化的情况。
例如特开平06-271985号公报中，马氏体分数不充分，从而得不到充分的疲劳裂纹传播特性的提高。在特开平07-090478号公报中，当马氏体分数超过30％时则引起韧性明显地降低，并且，即使将相对于铁素体的硬质第二相的硬度确保在30％以上，若铁素体的硬度在150以下或者硬质第二相的硬度在400以下时，不能得到足够的疲劳裂纹传播特性的提高效果。特开平08-073980号公报也同样，马氏体分数超过30％，钢材的韧性被明显地破坏。
在特开平10-168542号公报、特开平11-001742号公报、特开2002-047531号公报、特开2003-003229号公报中，没有适当地控制铁素体、第二相的硬度、分数、以及它们的间隔，在第二相为硬度低的400以下的贝氏体的情况下，虽然即使分数多也可以抑制韧性劣化，但是传播抑制效果小。另外，在第二相是硬度高的400以上的马氏体的情况下，若分数在30％以上则产生明显的韧性劣化。
另外在特开平08-225882号公报中，公开了一种设定为铁素体和贝氏体的二相组织，并且将铁素体相部分的比例、铁素体的硬度、以及铁素体和贝氏体的相边界数等规定在特定范围内，由此能够降低疲劳裂纹发展速度的钢板。但是，用贝氏体的硬度程度来提高疲劳裂纹传播特性的效果不充分，铁素体的硬度在150以下同样效果小。
另外，在特开平07-242992号公报、特开平08-199286号公报以及特开平09-095754号公报中，和上述所举的思想不同，公开了一种以硬质相为母相，以软质相为第二相并且使之分散，由此降低疲劳裂纹传播速度的钢板。这种钢板的目的是通过用软质相吸收裂纹发展所必需的塑型变形能，来促进裂纹闭合动作，从而抑制裂纹发展，但是在存在有焊接拉伸残余应力的焊接接头中，裂纹容易开口，所以只利用裂纹闭合效果，不能得到充分的疲劳裂纹传播特性的提高效果。
并且，在特开平08-199286号公报以及特开平09-095254号公报中公开了一种通过确保恢复或者再结晶铁素体分数，进而使特定的结构(集合组织)扩展，从而能够降低疲劳裂纹传播速度的钢板。这是想要通过特定的结构来抑制裂纹发展时的裂纹前端的塑性变形的钢板，但是仅靠没有规定第二相组织的铁素体的结构，是得不到足够的疲劳裂纹传播特性的，并且，仅能在超低ΔK区域抑制裂纹前端的塑性变形，所以适用范围明显狭窄。
如上所述，在以往技术中，还不能得到用于显著地抑制裂纹发展的适当的组织控制，从而迫切地希望开发一种可以稳定地降低疲劳裂纹传播速度的钢板，进而能够有助于焊接接头的疲劳寿命提高的钢板。
发明内容
本发明的课题是，提供一种解决了上述以往技术的问题核心的，建筑、造船、桥梁、施工机械、海洋构造物等的焊接构造部件所使用的、疲劳裂纹传播特性优良的钢板及其制造方法。具体地就是，提供一种在应力比0.1的应力强度因子范围ΔK在
时的疲劳裂纹传播速度da/dN在10-8m/cycle以下，从而在应力比0.1的热量输入量为10～30kJ/min的焊接接头轴向力疲劳试验时的疲劳寿命满足以往钢的2倍的钢材及其制造方法。
本发明是为了解决上述课题而认真研究后发明的，其要点如下。
(1)一种疲劳裂纹传播特性优良的钢板，其特征在于，以质量百分比计含有：
C：0.03～0.2％，Si：0.01～1.6％，
Mn：0.5～2％，P：0.02％以下，
S：0.02％以下，Al：0.001～0.1％，
N：0.001～0.008％，
剩余部分由Fe以及不可避免的杂质构成；母材的微观组织是以维氏硬度在150以上的铁素体为母相，以维氏硬度在400～900、面积率在5～30％、纵横尺寸比(长轴/短轴)在3以上的扁平的马氏体为第二相的层状组织，并且铁素体和马氏体的板厚方向的平均层间隔在3～50μm之间；应力比0.1的应力强度因子范围ΔK为
时的疲劳裂纹传播速度da/dN在10-8m/cycle以下。
(2)如上述(1)所述的疲劳裂纹传播特性优良的钢板，其特征在于，以质量百分比计还含有
Cu：0.1～2.5％，Ni：0.1～5％，
Cr：0.01～1.5％，Mo：0.01～1.5％，
W：0.01～1.5％，Ti：0.001～0.05％，
Nb：0.005～0.2％，Zr：0.005～0.2％，
V：0.005～0.2％，B：0.0002～0.005％
中的一种或者两种以上。
(3)如上述(1)或(2)所述的疲劳裂纹传播特性优良的钢板，其特征在于，以质量百分比计还含有
Mg：0.0005～0.01％，Ca：0.0005～0.01％，
REM：0.005～0.05％
中的一种或者两种以上。
(4)一种疲劳裂纹传播特性良好的钢板的制造方法，该疲劳裂纹传播特性良好的钢板，母材的微观组织是以维氏硬度在150以上的铁素体为母相，以维氏硬度在400～900、面积率在5～30％、纵横尺寸比(长轴/短轴)在3以上的扁平的马氏体为第二相的层状组织，并且铁素体和马氏体的板厚方向的平均层间隔在3～50μm之间，在应力比0.1的应力强度因子范围ΔK为
时的疲劳裂纹传播速度da/dN在10-8m/cycle以下；其特征在于，将含有(1)～(3)中任一项所述的成分的钢坯，加热到Ac3相变点～1350℃的温度，然后在Ar3相变点～1250℃的奥氏体单相域以10～80％的累积压下率进行轧制，然后在轧制开始温度为Ar3相变点以下、轧制完成温度为600℃以上的奥氏体-铁素体的二相域，进行累积压下率在40～90％的精轧。
(5)如上述(4)所述的疲劳裂纹传播特性优良的钢板的制造方法，其特征在于，上述精轧后以5～80℃/s的冷却速度加速冷却到20～400℃。
(6)如上述(4)或(5)所述的疲劳裂纹传播特性优良的钢板的制造方法，其特征在于，进而在300～500℃的温度范围内进行回火。
附图说明
图1是表示疲劳裂纹传播试验所使用的试件的图。
图2是表示焊接接头疲劳试验所使用的试件的图。
具体实施方式
一般来说，疲劳裂纹传播速度不依赖于钢材的组织和强度，这是公知的。但是，本发明者们经过反复认真的研究之后，发现通过将铁素体作为母相，将马氏体作为第二相并层状分散，进而适当地控制硬度、面积率、纵横尺寸比(长轴/短轴)、各相的板厚方向的层间隔，能够比以往显著地降低疲劳裂纹传播速度。
疲劳裂纹传播速度降低的机理，是由在钢板轧制冷却中发生马氏体相变时所产生的马氏体周围的内部应力的变化引起的，对于裂纹发展具有减低驱动力的效果。由于该效果，在马氏体正上方裂纹停滞，并且不容易在马氏体的内部发展，从而裂纹沿着马氏体的界面迂回或者分岔。这样的由裂纹停滞引起的延迟、裂纹迂回·分岔引起的传播距离的增大、以及伴随着裂纹迂回·分岔产生的显著的裂纹闭合动作的出现，可以使疲劳裂纹传播速度的大幅度降低变为可能。
以下叙述微观组织的限定范围的原因。
在影响疲劳裂纹传播速度的因素中影响最大的是马氏体面积率，在5％以上则传播速度急剧下降。这是因为，由于马氏体分数增加从而裂纹发展的障碍增加的缘故。但是若超过30％则韧性明显地劣化，所以范围设定在5～30％。
为了提高内部应力，以更有效地降低裂纹发展的驱动力，必须降低马氏体相变开始温度。这是因为，当在低温发生马氏体相变时，成为相变限制的铁素体硬，因而由于反作用力的作用内部应力增大。
热轧时的奥氏体中的碳浓缩的量越多，马氏体相变开始温度越低。并且，碳浓缩的量越多马氏体的硬度越大，所以，为了将马氏体相变开始温度设定在400℃以下，必须将马氏体的硬度设定在400以上。
之所以必须将马氏体相变开始温度设定在400℃以下，是因为若超过400℃则由于相变后的热收缩，内部应力就会被缓和，从而疲劳裂纹传播速度延缓效果就会变小的缘故。另外，若马氏体的硬度超过900，则难以确保马氏体分数在5％以上，并且有可能以马氏体为起点引起脆性断裂，所以马氏体的硬度设定为400～900Hv。
并且，如上所述，铁素体越硬，越成为马氏体相变时的限制，从而反作用力越大，内部应力变得越高，所以将铁素体的硬度设为150Hv以上。
马氏体的纵横尺寸比越大，遇到成为裂纹发展障碍的马氏体的频率就增加，并且迂回·分岔距离就会增大，所以对于降低疲劳裂纹传播速度而言是有效的。若纵横尺寸比小于3，则裂纹即使遇到马氏体，迂回·分岔距离也小，所以提高裂纹传播特性的效果小。所以，马氏体的纵横尺寸比(长轴/短轴)设为3以上。
必须使铁素体相和马氏体相分散成层状，若其层间隔小于3μm则马氏体相变时导入的内部应力不能有效地作用，从而难于延迟裂纹发展。另外若层间隔超过50μm，则裂纹遇到马氏体的频率、即裂纹的停滞、迂回分岔效果变小，所以将层间隔的范围设为3～50μm。
接下来叙述限定各个合金元素的范围的原因。并且，以下中％表示质量的百分比。
C是本发明的成分的主要元素之一，是作为控制马氏体的分数和提高钢的强度的有效成分而含有的。若不满0.03％则难于确保马氏体的分数在5％以上，若超过0.2％则会使母材以及焊接部的韧性和抗焊接裂纹性降低，因此设定为0.03％～0.2％。
Si除了确保强度以往还是作为脱氧元素的必要的元素，为了得到其效果必须添加0.01％以上，超过1.6％这样的过剩含有，会形成粗大的氧化物从而导致延展性和韧性降低，所以将其量设定为0.01～1.6％。
Mn是为了提高强度所必须的元素，若不满0.5％则不能确保母材强度。另一方面，若超过2％的过剩含有，则由于晶间脆化等会使母材韧性和焊接部的韧性、以及焊接裂纹性等劣化，所以将其量设定为0.5～2％。
P是影响钢的韧性的元素，若超过0.02％，则不仅是母材，还明显地阻碍了HAZ(热影响区)的韧性，所以尽量越小越好，上限为0.02％。
S和P一样，越低越好，若超过0.02％，则显著地析出MnS，不仅阻碍母材的HAZ韧性，而且板厚方向的延展性也降低，所以上限为0.02％。
Al是对于脱氧、奥氏体晶粒直径的晶粒细化等有效的元素，为了发挥其效果，必须含有0.001％以上。另一方面，若超过0.1％的过剩含有，则会形成粗大的氧化物使延展性极大地劣化，所以将其量设为0.001～0.1％。
N由于与Al、Ti化合而有效地对奥氏体晶粒细化起作用，所以只要微量就会有助于机械性质的提高。另外，工业上不可能完全除去钢中的N，若要减低到必要以上则会给制造工程带来过大的负担，这是不理想的。所以作为工业上可以控制并且给制造工程带来的负担能够容许的范围，其下限是0.001％。若过剩地含有则固溶N增加，应变时效特性劣化，所以上限设定为0.008％。
以上是本发明的基本成分的限定原因，但在本发明中，为了强度·韧性的调整，可以根据需要含有Cu、Ni、Cr、Mo、W、Ti、Nb、Zr、V、B中的一种或者两种以上。以下叙述各个元素成分限定理由。
Cu是不使韧性降低地使强度提高的有效的元素，若不满0.1％则没有效果，若超过2.5％则在钢坯加热时或焊接时容易产生裂纹。所以将其量设定为0.1～2.5％。
Ni是对于韧性和强度的改善有效的元素，为了得到效果，必须添加0.1％以上，超过5％的过剩添加，不仅效果饱和，而且有可能产生HAZ韧性和焊接性的劣化，另外由于Ni是高价的元素所以也要考虑到经济性，从而将其量设定为0.1～5％。
Cr，为了提高淬硬性来确保强度，必须在0.01％以上。另一方面，若超过1.5％则与Ni同理，是不理想的。所以将其量设定为0.01～1.5％。
Mo是对于提高淬硬性、提高强度、抗回火脆化、以及抑制再结晶有效的元素，为了得到其效果，必须添加0.01％以上，但若超过1.5％则韧性以及焊接性劣化。所以将其量设定为0.01～1.5％。
W是为了提高淬硬性确保强度所必要的元素，作为可以发挥效果并且不给其他特性带来不良影响的范围，将其量设定为0.01～1.5％。
Ti是通过析出强化而有助于母材强度提高，并且即使在高温下也能够通过稳定的TiN的形成而对加热奥氏体晶粒细化有效的元素，为了发挥效果必须含有0.001％以上。另一方面，若超过0.05％则形成粗大的氧化物而使延展性极大地劣化，所以将其量设定为0.001～0.05％。
Nb、Zr、V虽然通过析出强化而有助于母材的强度提高，但若不满0.005％则没有效果，若是超过0.2％的过剩的添加则延展性和韧性劣化。所以，Nb、Zr、V的量都设定为0.005～0.2％。
B是通过在奥氏体晶粒边界以固溶状态偏析，用微量就可以提高淬硬性的元素。在偏析于晶粒边界的状态下，对抑制奥氏体的再结晶也有效。为了对淬硬性、抑制再结晶发挥效果，必须添加0.0002％以上，另一方面，超过0.005％的过剩添加，会生成粗大的析出物而使韧性劣化，所以将其量设定为0.0002～0.005％。
并且，在本发明中，为了提高延展性、提高接头韧性，根据需要可以添加Mg、Ca、REM中的一种或者两种以上。
Mg、Ca、REM都对抑制硫化物在热轧中的延伸、提高延展性有效。对于使氧化物细化来提高接头韧性也有效地发挥作用。用于发挥其效果的下限的含有量是：Mg为0.0005％、Ca为0.0005％、REM为0.005％。另一方面，若过剩地含有则产生硫化物和氧化物的粗大化，导致延展性、韧性的劣化，所以将上限的含有量设定为：Mg为0.01％、Ca为0.01％、REM为0.05％。
以上是作为本发明的基本要素的微观组织和化学成分的限定理由。除此之外，还提出了用于满足本发明的组织要素的合适的制造方法。但是，关于本发明的微观组织，不论其实现方法如何都可以发挥效果，从而本发明技术方案1～3所述的疲劳裂纹传播特性优良的钢板的制造方法，并不限定于技术方案4～6所述的方法。
在热轧之前，必须将钢块100％奥氏体化，为此必须将钢块的温度加热到Ac3相变点以上。但若加热超过1350℃，则奥氏体晶粒明显粗大化，轧制后得不到细晶粒奥氏体，所以加热温度的上限是1350℃。
将紧接着的热轧限定在Ar3相变点～1250℃的温度区域，这是因为，通过实施在奥氏体单相域中的轧制，可实现相变温度的高温化和相变组织的细化，在二相域轧制中得到细晶粒奥氏体。若累积压下率不满10％，则该效果较少，另外若超过80％，则不能确保在接下来的二相域轧制中的压下。所以上限设定为80％。在此情况下，最好在奥氏体域实施控制轧制，在二相域轧制之前使奥氏体晶粒进一步细化。
在本发明中，必须使扁平且硬的马氏体在硬铁素体中层状地分散，所以在Ar3相变点以下的精轧发挥极其重要的作用，是本发明中必要的工序。为了提高铁素体的硬度、提高马氏体的硬度、扁平化、相变开始温度的低温化，需要Ar3点以下的精轧，虽然轧制温度优选较低，但是温度越低变形阻力越上升，所以轧制载荷上升，轧制变得困难。另外，若不满600℃，则不能确保马氏体的分数在5％以上。所以将轧制完成温度设定为600℃以上。
若精轧的累积压下率不满40％，则铁素体硬度的提高、马氏体硬度的提高、扁平化的效果少，并且铁素体和马氏体的板厚方向的层间隔增大，所以累积压下率越大越好。所以将精轧累积压下率设为40～90％。
作为二相域轧制后的冷却方法，为了进行马氏体相变，必须以5～80℃/s的冷却速度加速冷却到20～400℃，冷却到马氏体相变开始温度以下。
之所以将加速冷却时的冷却速度限定在5～80℃/s，是因为若不满5℃/s则加速冷却时难以进行马氏体相变，并且不能期待母材的强度、韧性的提高，若超过80℃/s则表面和内部的组织或特性产生较大差异，不理想。
另外，根据钢板所希望的强度、韧性程度，加速冷却在20～400℃之间停止。若将加速冷却的停止温度设为不到20℃，则在控制材质方面根本没有效果，只能导致制造成本上升，是没有意义的。反之若在超过400℃停止加速冷却，则不仅马氏体相变变得困难，而且内部应力缓和，得不到疲劳裂纹传播特性的提高。
在轧制·冷却后，根据需要接着实施的回火处理，是以由恢复引起的母材组织的韧性提高为目的的，所以加热温度必须在不产生逆相变的温度域Ac1以下。并且，若超过500℃，则内部应力缓和引起疲劳裂纹传播特性劣化，所以上限设为500℃。另外，恢复是用位错的消除·合体来减小晶格缺陷密度，为了实现该目的必须加热到300℃以上，所以下限是300℃。并且利用该回火热处理生成的回火马氏体，也作为本发明的组织要素马氏体而定义。
实施例
以下，利用实施例更具体地叙述本发明的效果。
在表1中表示实施例所使用的试件钢的化学成分。各个试件钢是在铸钢锭后，通过开坯轧制或者连续铸造而形成为钢坯的。表1的钢号1～20满足本发明的化学组成范围，钢号21～25不满足本发明的化学组成范围。
根据表2所示的条件将表1的化学成分的钢坯制造成钢板。试验No.A1～A23是通过与技术方案4～6相关的方法来制造的。另外，试验No.B1～B12不满足本发明的制造条件。各自的在室温下的机械性质在表2中表示。
表3表示由上述钢号1～25、试验No.A1～A23、B1～B12制造而成的钢板的微观组织调查结果、疲劳试验结果。
表1 (质量％)
| 区分 | 钢号 | C | Si | Mn | P | S | Al | N | Cu | Ni | Cr | Mo | W | Ti | Nb | Zr | V | B | Mg | Ca | REM |
| 本发明例 | 1 | 0.10 | 0.28 | 1.45 | 0.005 | 0.004 | 0.009 | 0.0020 | 0.15 | 0.009 | 0.06 | 0.0012 | |||||||||
| 2 | 0.12 | 0.26 | 1.35 | 0.006 | 0.003 | 0.031 | 0.0030 | 0.21 | 0.20 | 0.014 | 0.0020 | ||||||||||
| 3 | 0.05 | 0.38 | 0.95 | 0.006 | 0.002 | 0.031 | 0.0032 | 1.50 | 1.10 | 0.09 | 0.033 | ||||||||||
| 4 | 0.08 | 0.25 | 1.91 | 0.012 | 0.003 | 0.024 | 0.0025 | 0.25 | 0.06 | 0.06 | 0.0023 | ||||||||||
| 5 | 0.07 | 0.50 | 0.82 | 0.005 | 0.004 | 0.003 | 0.0032 | 1.10 | 0.0085 | ||||||||||||
| 6 | 0.13 | 0.30 | 0.55 | 0.005 | 0.003 | 0.02g | 0.0063 | 4.50 | 0.024 | 0.0022 | 0.0009 | 0.008 | |||||||||
| 7 | 0.12 | 0.16 | 1.25 | 0.005 | 0.002 | 0.003 | 0.0030 | 0.20 | 0.20 | 0.007 | 0.11 | 0.0014 | |||||||||
| 8 | 0.10 | 0.21 | 1.35 | 0.004 | 0.004 | 0.018 | 0.0031 | 1.20 | 0.009 | 0.15 | 0.0005 | ||||||||||
| 9 | 0.16 | 0.05 | 0.80 | 0.004 | 0.003 | 0.030 | 0.0030 | 0.21 | 0.20 | 0.010 | 0.10 | ||||||||||
| 10 | 0.19 | 0.35 | 0.70 | 0.017 | 0.004 | 0.022 | 0.0020 | 0.0035 | |||||||||||||
| 11 | 0.15 | 0.80 | 1.25 | 0.005 | 0.018 | 0.024 | 0.0028 | 0.013 | 0.15 | 0.010 | |||||||||||
| 12 | 0.08 | 0.25 | 2.32 | 0.004 | 0.003 | 0.040 | 0.0013 | 0.15 | 0.15 | 0.10 | 0.04 | 0.0008 | |||||||||
| 13 | 0.05 | 0.08 | 1.52 | 0.004 | 0.004 | 0.038 | 0.0051 | 0.08 | 0.18 | ||||||||||||
| 14 | 0.16 | 0.33 | 0.65 | 0.012 | 0.005 | 0.033 | 0.0022 | 0.12 | 0.12 | 0.25 | 0.21 | 0.020 | 0.03 | 0.0015 | |||||||
| 15 | 0.11 | 0.25 | 1.40 | 0.005 | 0.003 | 0.029 | 0.0029 | 0.21 | 0.20 | 0.010 | 0.03 | 0.18 | |||||||||
| 16 | 0.10 | 0.43 | 1.22 | 0.008 | 0.006 | 0.009 | 0.0011 | 0.25 | 0.02 | ||||||||||||
| 17 | 0.12 | 0.26 | 0.84 | 0.005 | 0.003 | 0.088 | 0.0013 | 0.51 | 0.04 | 0.0010 | |||||||||||
| 18 | 0.14 | 0.26 | 1.36 | 0.004 | 0.003 | 0.030 | 0.0013 | 1.00 | 0.40 | 0.0009 | |||||||||||
| 19 | 0.17 | 0.25 | 0.84 | 0.005 | 0.003 | 0.040 | 0.0013 | 0.04 | 0.0009 | ||||||||||||
| 20 | 0.15 | 0.38 | 1.33 | 0.004 | 0.003 | 0.037 | 0.0042 | ||||||||||||||
| 比较例 | 21 | 0.01 | 1.50 | 0.93 | 0.002 | 0.003 | 0.025 | 0.0062 | 0.35 | 3.05 | 0.014 | 0.12 | |||||||||
| 22 | 0.25 | 0.33 | 0.35 | 0.005 | 0.004 | 0.065 | 0.0120 | 0.51 | 0.52 | 0.06 | |||||||||||
| 23 | 0.15 | 1.80 | 1.22 | 0.025 | 0.005 | 0.034 | 0.0020 | 0.25 | 0.32 | 0.06 | 0.01 | 0.09 | 0.02 | 0.012 | |||||||
| 24 | 0.01 | 0.31 | 1.55 | 0.005 | 0.009 | 0.003 | 0.0012 | 0.01 | 0.0004 | ||||||||||||
| 25 | 0.25 | 0.80 | 2.50 | 0.006 | 0.003 | 0.026 | 0.0025 | 0.16 | 0.16 | 0.25 | 0.25 | 0.0015 |
表2
| 区分 | 试验No | 钢号 | 钢坯厚(mm) | 加热温度(℃) | 粗轧条件 | 精轧条件 | 精轧板厚(mm) | 冷却开始温度(℃) | 冷却速度(℃/sec) | 冷却停止温度(℃) | 回火温度(℃) | 机械性质 | ||||||
| 开始温度(℃) | 累积压下率(％) | 开始温度(℃) | Ar3相变点(℃)*1 | 累积压下率(％) | 屈服应力(MPa) | 抗拉强度(MPa) | 伸长率(％) | vE-5℃(J) | ||||||||||
| 本发明例 | A1 | 1 | 240 | 1150 | 1050 | 75 | 700 | 771 | 67 | 20 | 710 | 25 | ＜100 | 480 | 485 | 580 | 32 | 186 |
| A2 | 2 | 240 | 1150 | 1100 | 53 | 720 | 766 | 78 | 25 | 700 | 20 | 300 | (*2) | 490 | 585 | 31 | 180 | |
| A3 | 3 | 200 | 1200 | 1150 | 60 | 690 | 752 | 75 | 20 | 690 | 25 | ＜100 | - | 460 | 565 | 30 | 168 | |
| A4 | 4 | 200 | 1100 | 1050 | 56 | 725 | 742 | 71 | 25 | 720 | 20 | ＜100 | - | 458 | 620 | 29 | 158 | |
| A5 | 5 | 240 | 1150 | 1100 | 75 | 700 | 780 | 75 | 15 | 680 | 25 | ＜100 | - | 466 | 630 | 28 | 145 | |
| A6 | 6 | 240 | 1200 | 1150 | 58 | 730 | 754 | 80 | 20 | 715 | 20 | ＜100 | - | 488 | 618 | 28 | 135 | |
| A7 | 7 | 200 | 1150 | 1000 | 65 | 740 | 770 | 71 | 20 | 720 | 20 | ＜100 | - | 445 | 605 | 27 | 128 | |
| A8 | 8 | 240 | 1200 | 1150 | 50 | 700 | 772 | 67 | 40 | 680 | 10 | ＜100 | - | 520 | 654 | 26 | 110 | |
| A9 | 9 | 240 | 1150 | 1100 | 67 | 725 | 782 | 75 | 20 | 705 | 25 | ＜100 | - | 525 | 660 | 25 | 122 | |
| A10 | 10 | 240 | 1100 | 1000 | 58 | 730 | 784 | 75 | 25 | 710 | 25 | ＜100 | - | 541 | 685 | 24 | 105 | |
| A11 | 11 | 200 | 1200 | 1150 | 60 | 740 | 773 | 75 | 20 | 720 | 10 | ＜100 | - | 515 | 673 | 25 | 102 | |
| A12 | 12 | 240 | 1230 | 1170 | 56 | 735 | 783 | 67 | 35 | 710 | 20 | 250 | - | 462 | 625 | 28 | 149 | |
| A13 | 13 | 240 | 1200 | 1150 | 50 | 720 | 777 | 75 | 30 | 710 | 25 | ＜100 | - | 453 | 630 | 29 | 146 | |
| A14 | 14 | 240 | 1150 | 1100 | 58 | 750 | 792 | 75 | 25 | 720 | 20 | ＜100 | 350 | 498 | 590 | 32 | 175 | |
| A15 | 15 | 200 | 1240 | 1190 | 70 | 700 | 766 | 75 | 15 | 705 | 15 | ＜100 | - | 513 | 675 | 28 | 104 | |
| A16 | 16 | 200 | 1200 | 1150 | 60 | 735 | 793 | 76 | 19 | 718 | 30 | ＜100 | - | 485 | 625 | 28 | 116 | |
| A17 | 17 | 240 | 1100 | 1050 | 58 | 730 | 787 | 78 | 22 | 715 | 25 | ＜100 | - | 460 | 620 | 29 | 110 | |
| A18 | 18 | 240 | 1150 | 1100 | 58 | 690 | 732 | 75 | 25 | 702 | 20 | ＜100 | - | 495 | 643 | 30 | 165 | |
| A19 | 19 | 200 | 1100 | 1050 | 68 | 720 | 780 | 75 | 16 | 710 | 15 | ＜100 | 450 | 438 | 605 | 32 | 185 | |
| A20 | 20 | 200 | 1100 | 1050 | 63 | 700 | 757 | 76 | 18 | 705 | 20 | 350 | (*2) | 505 | 658 | 28 | 118 | |
| 比较例 | A21 | 21 | 200 | 1200 | 1150 | 50 | 680 | 750 | 75 | 25 | 690 | 25 | ＜100 | - | 385 | 450 | 36 | 205 |
| A22 | 22 | 240 | 1050 | 1000 | 48 | 740 | 752 | 80 | 25 | 720 | 20 | ＜100 | - | 586 | 725 | 12 | 10 | |
| A23 | 24 | 200 | 1050 | 1000 | 60 | 750 | 798 | 75 | 20 | 730 | 20 | ＜100 | - | 343 | 452 | 34 | 199 | |
| B1 | 11 | 200 | 1150 | 1100 | - | 905 | 773 | - | 25 | 880 | 0.6(空冷) | - | - | 356 | 523 | 38 | 185 | |
| B2 | 12 | 200 | 1100 | 1050 | 40 | 880 | 783 | 75 | 30 | 640 | 20 | ＜100 | - | 425 | 545 | 29 | 163 | |
| B3 | 13 | 200 | 1050 | 1000 | 61 | 715 | 777 | 33 | 30 | 700 | 25 | ＜100 | - | 388 | 540 | 32 | 175 | |
| B4 | 14 | 240 | 1150 | 1100 | 58 | 725 | 792 | 75 | 25 | 710 | 25 | ＜100 | 600 | 512 | 620 | 33 | 180 | |
| B5 | 15 | 200 | 1050 | 1000 | 63 | 780 | 766 | 67 | 25 | 760 | 20 | ＜100 | - | 505 | 618 | 31 | 176 | |
| B6 | 16 | 240 | 1150 | 1100 | - | 920 | 793 | - | 20 | 885 | 0.6(空冷) | - | - | 335 | 510 | 39 | 192 | |
| B7 | 17 | 240 | 1150 | 1100 | 79 | 760 | 787 | 60 | 20 | 740 | 3 | ＜100 | - | 388 | 545 | 30 | 180 | |
| B8 | 18 | 240 | 1150 | 1100 | 67 | 850 | 732 | 75 | 20 | 830 | 5 | ＜100 | 550 | 518 | 605 | 27 | 178 | |
| B9 | 19 | 240 | 1150 | 1100 | 85 | 880 | 780 | 40 | 20 | 680 | 20 | ＜100 | - | 438 | 590 | 26 | 138 | |
| B10 | 20 | 200 | 1150 | 1000 | 50 | 740 | 757 | 75 | 25 | 720 | 25 | 550 | (*2) | 395 | 564 | 28 | 156 | |
| B11 | 23 | 200 | 1150 | 1100 | 60 | 800 | 787 | 75 | 20 | 780 | 10 | 550 | (*2) | 492 | 628 | 15 | 13 | |
| B12 | 25 | 240 | 1150 | 1100 | 75 | 950 | 641 | 75 | 15 | 930 | 25 | - | - | 825 | 1015 | 8 | 8 | |
*1：根据化学组成的推定值
*2：由返热引起的自回火
表3
| 区分 | 试验No | 钢号 | 母相 | 第二相 | 母相和第二相的层间隔(μm) | 疲劳特性 | ||||||
| 组织* | 硬度(Hv) | 组织* | 硬度(Hv) | 面积率(％) | 纵横尺寸比(-) | ΔK＝20MPa(m/cycle) | 焊接接头疲劳试验 | |||||
| 疲劳寿命(次) | 相对于B1的寿命比 | |||||||||||
| 本发明例 | A1 | 1 | F | 154 | M(T) | 420 | 20 | 5.5 | 20 | 9.5E-09 | 4.5E+05 | 2.0 |
| A2 | 2 | F | 156 | M(T) | 415 | 25 | 7.8 | 15 | 9.2E-09 | 4.6E+05 | 2.1 | |
| A3 | 3 | F | 155 | M | 880 | 6 | 5.8 | 32 | 8.4E-09 | 4.7E+05 | 2.1 | |
| A4 | 4 | F | 160 | M | 540 | 10 | 4.4 | 30 | 7.0E-09 | 5.0E+05 | 2.3 | |
| A5 | 5 | F | 170 | M | 800 | 8 | 6.0 | 25 | 6.5E-09 | 5.1E+05 | 2.3 | |
| A6 | 6 | F | 175 | M | 700 | 16 | 12.3 | 40 | 6.0E-09 | 5.2E+05 | 2.4 | |
| A7 | 7 | F | 180 | M | 600 | 18 | 4.9 | 20 | 3.2E-09 | 6.4E+05 | 2.9 | |
| A8 | 8 | F | 185 | M | 820 | 12 | 7.3 | 15 | 4.5E-09 | 5.7E+05 | 2.6 | |
| A9 | 9 | F | 185 | M | 650 | 20 | 7.8 | 26 | 3.5E-09 | 6.2E+05 | 2.8 | |
| A10 | 10 | F | 190 | M | 650 | 28 | 10.2 | 15 | 3.1E-09 | 6.5E+05 | 2.9 | |
| A11 | 11 | F | 173 | M | 640 | 25 | 6.2 | 15 | 3.5E-09 | 6.2E+05 | 2.8 | |
| A12 | 12 | F | 165 | M | 690 | 12 | 5.4 | 20 | 4.5E-09 | 5.7E+05 | 2.5 | |
| A13 | 13 | F | 160 | M | 695 | 7 | 5.6 | 25 | 7.3E-09 | 4.9E+05 | 2.2 | |
| A14 | 14 | F | 158 | M(T) | 430 | 29 | 7.0 | 16 | 8.8E-09 | 4.6E+05 | 2.1 | |
| A15 | 15 | F | 180 | M | 705 | 20 | 8.5 | 23 | 2.9E-09 | 6.5E+05 | 3.0 | |
| A16 | 16 | F | 170 | M | 620 | 25 | 7.2 | 20 | 2.6E-09 | 6.7E+05 | 3.0 | |
| A17 | 17 | F | 173 | M | 580 | 18 | 6.2 | 24 | 4.5E-09 | 5.8E+05 | 2.6 | |
| A18 | 18 | F | 175 | M | 730 | 16 | 8.9 | 18 | 3.5E-09 | 6.2E+05 | 2.8 | |
| A19 | 19 | F | 155 | M(T) | 540 | 24 | 7.5 | 20 | 9.4E-09 | 4.5E+05 | 2.1 | |
| A20 | 20 | F | 175 | M(T) | 680 | 20 | 7.6 | 18 | 3.1E-09 | 6.4E+05 | 2.9 | |
| 比较例 | A21 | 21 | F | 180 | M | 850 | 3 | 5.0 | 45 | 1.6E-08 | 3.8E+05 | 1.7 |
| A22 | 22 | F | 160 | M | 500 | 40 | 7.6 | 2 | 3.0E-09 | 1.5E+05 | 0.7 | |
| A23 | 24 | F | 150 | M | 500 | 1 | 3.8 | 60 | 4.8E-08 | 2.4E+05 | 1.1 | |
| B1 | 11 | F | 130 | P | 250 | 20 | 2.2 | 30 | 8.0E-08 | 2.2E+05 | 1.0 | |
| B2 | 12 | F | 130 | M | 650 | 13 | 2.5 | 30 | 1.2E-08 | 4.2E+05 | 1.9 | |
| B3 | 13 | F | 120 | M | 750 | 6 | 2.5 | 55 | 1.1E-08 | 4.2E+05 | 1.9 | |
| B4 | 14 | F | 128 | M(T) | 300 | 25 | 6.1 | 30 | 2.5E-08 | 3.1E+05 | 1.4 | |
| B5 | 15 | F | 155 | B+M | 350 | 15 | 3.5 | 35 | 2.0E-08 | 3.2E+05 | 1.4 | |
| B6 | 16 | F | 145 | P | 260 | 15 | 1.8 | 28 | 5.0E-08 | 2.3E+05 | 1.0 | |
| B7 | 17 | F | 125 | B | 300 | 18 | 1.5 | 35 | 2.0E-08 | 3.5E+05 | 1.6 | |
| B8 | 18 | B | 260 | - | - | - | - | - | 4.5E-08 | 2.2E+05 | 1.0 | |
| B9 | 19 | F | 120 | M | 450 | 25 | 1.2 | 30 | 1.5E-08 | 3.0E+05 | 1.4 | |
| B10 | 20 | F | 170 | B | 280 | 20 | 4.5 | 25 | 1.4E-08 | 4.0E+05 | 1.8 | |
| B11 | 23 | B | 230 | - | - | - | - | - | 5.0E-08 | 2.3E+05 | 1.0 | |
| B12 | 25 | M | 420 | - | - | - | - | - | 7.0E-08 | 1.8E+05 | 0.8 | |
*F：铁素体 P：珠光体 B：贝氏体 M：马氏体M (T)：回火马氏体
微观组织是这样来鉴定的：将钢板的轧制方向的板厚剖面镜面研磨后，通过硝酸乙醇腐蚀、雷佩勒腐蚀(レペラ腐食)使微观组织显现出来，用光学显微镜观察，并且将生成的相与后述的硬度试验结果并用的鉴定。并且，硬度测定是利用显微维氏硬度计以10g载重来实施的。通过将光学显微镜照片进行图像解析，从而求出各相的分数、纵横尺寸比、层间隔。
图1是表示疲劳裂纹传播试验所使用的试件的图。疲劳裂纹传播试验条件如下。
·载重负荷方式：3支点弯曲
·应力比 ：0.1
·环境 ：室温大气中
·裂纹长度测定：直流电位差法
图2是表示焊接接头疲劳试验所使用的试件的图。焊接是在热量输入为18kJ/min下进行二氧化碳气体保护焊。疲劳试验条件如下。
·载重负荷方式：轴向力
·应力比 ：0.1
·环境 ：室温大气中
·试验应力范围：150MPa
试验No.A1～A20都是将本发明的化学组成的钢坯按照本发明的要素制造而成的钢材，也满足组织要素，具有应力强度因子范围ΔK为
时的疲劳裂纹传播速度da/dN在10-8m/cycle以下，并且焊接接头疲劳寿命是比较例试验No.B1的2倍以上这样的优良的疲劳特性。
另一方面，试验No.A21～23满足本发明的制造要素，但是化学组成在限定范围之外。虽然试验No.A21、23成为铁素体-马氏体组织，但是由于马氏体分数小或者层间隔大，所以
时的传播速度在10-8m/cycle以上，因此焊接接头疲劳寿命是比较例试验No.B1的2倍以下，与本发明的钢相比疲劳特性低。另外试验No.A22，由于马氏体分数过剩，所以韧性大幅度地劣化，从而在疲劳试验中途产生脆性破断，所以焊接接头疲劳寿命与本发明钢相比明显地低劣。另外由于层间隔过小，与本发明的钢相比传播特性低劣。
另外，试验No.B1～B10虽然满足本发明的化学组成的限定范围，但是制造条件不满足。试验No.B1、B6、B7、B8、B10，第二相不是马氏体，马氏体以外的成分难以成为裂纹发展的有效障碍，所以与本发明钢相比疲劳裂纹传播特性劣化，焊接接头疲劳寿命也没有提高。
试验No.B2、B3，虽然第二相是马氏体，但是铁素体硬度小，从而内部应力没有变高，并且纵横尺寸比小或者层间隔大，所以裂纹发展时遇到马氏体的频率少，没有形成有效的障碍，因此与本发明钢相比，疲劳裂纹传播特性劣化，焊接接头疲劳寿命也没有提高。
试验No.B4，回火温度高，从而内部应力被缓和，所以没有形成裂纹发展的障碍，与本发明钢相比疲劳特性劣化。试验No.B5精轧开始温度、加热冷却开始温度高，从而第二相的大部分成为贝氏体，所以没有形成裂纹发展的障碍，与本发明钢相比疲劳特性低劣。试验No.B9，虽然第二相是马氏体，但是精加工累积压下率小，从而纵横尺寸比极小，所以裂纹发展时遇到马氏体的频率少，没有形成有效的障碍，因此与本发明钢相比疲劳特性低劣。
进而，对于试验No.B11～B12，化学组成、制造方法都不满足本发明的限定范围，所以与本发明钢相比疲劳特性明显地劣化。
工业上的可利用性
根据本发明，可以提供一种建筑、造船、桥梁、施工机械、海洋构造物等焊接构造部件所使用的疲劳裂纹传播特性优良的钢板及其制造方法。
具体地是，在应力比0.1的应力强度因子范围ΔK是
时的疲劳裂纹传播速度da/dN在10-8m/cycle以下，从而可以使焊接接头疲劳寿命提高到以往的2倍以上，可以提高相对于焊接钢构造物的疲劳破坏的可靠性等，起到在工业上有用的显著效果。
Claims (6)
1.一种疲劳裂纹传播特性优良的钢板，其特征在于，以质量百分比计含有：
C：0.03～0.2％，
Si：0.01～1.6％，
Mn：0.5～2％，
P：0.02％以下，
S：0.02％以下，
Al：0.001～0.1％，
N：0.001～0.008％，
剩余部分由Fe以及不可避免的杂质构成；母材的微观组织是以维氏硬度在150以上的铁素体为母相，以维氏硬度在400～900、面积率在5～30％、纵横尺寸比(长轴/短轴)在3以上的扁平的马氏体为第二相的层状组织，并且铁素体和马氏体的板厚方向的平均层间隔为3～50μm；在应力比0.1的应力强度因子范围ΔK为20MPa时的疲劳裂纹传播速度da/dN在10-8m/cycle以下。
2.如权利要求1所述的疲劳裂纹传播特性优良的钢板，其特征在于，以质量百分比计还含有
Cu：0.1～2.5％，
Ni：0.1～5％，
Cr：0.01～1.5％，
Mo：0.01～1.5％，
W：0.01～1.5％，
Ti：0.001～0.05％，
Nb：0.005～0.2％，
Zr：0.005～0.2％，
V：0.005～0.2％，
B：0.0002～0.005％
中的一种或者两种以上。
3.如权利要求1或2所述的疲劳裂纹传播特性优良的钢板，其特征在于，以质量百分比计还含有
Mg：0.0005～0.01％，
Ca：0.0005～0.01％，
REM：0.005～0.05％
中的一种或者两种以上。
4.一种疲劳裂纹传播特性良好的钢板的制造方法，该疲劳裂纹传播特性良好的钢板，母材的微观组织是以维氏硬度在150以上的铁素体为母相，以维氏硬度在400～900、面积率在5～30％、纵横尺寸比(长轴/短轴)在3以上的扁平的马氏体为第二相的层状组织，并且铁素体和马氏体的板厚方向的平均层间隔为3～50μm，在应力比0.1的应力强度因子范围ΔK为20MPa时的疲劳裂纹传播速度da/dN在10-8m/cycle以下；其特征在于，将含有权利要求1～3中任一项所述的成分的钢坯，加热到Ac3相变点以上1350℃以下的温度，然后在Ar3相变点～1250℃的奥氏体单相域以累积压下率10～80％进行轧制，然后在轧制开始温度为Ar3相变点以下、轧制完成温度为600℃以上的奥氏体-铁素体的二相域，进行累积压下率为40～90％的精轧。
5.如权利要求4所述的疲劳裂纹传播特性优良的钢板的制造方法，其特征在于，上述精轧后，以5～80℃/s的冷却速度加速冷却到20～400℃。
6.如权利要求4或5所述的疲劳裂纹传播特性优良的钢板的制造方法，其特征在于，进而在300～500℃的温度范围内进行回火。
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Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102337480A (zh) * | 2010-07-15 | 2012-02-01 | 宝山钢铁股份有限公司 | 抗环境脆性及疲劳性能优良的超高强度钢板及其制造方法 |
| CN102505093A (zh) * | 2011-12-15 | 2012-06-20 | 浙江金洲管道工业有限公司 | 一种油气井裸眼完井用实体膨胀管用钢及其制造方法 |
| CN102766808A (zh) * | 2012-08-15 | 2012-11-07 | 内蒙古包钢钢联股份有限公司 | 一种微合金化桥梁钢板及其正火轧制工艺 |
| CN103255339A (zh) * | 2013-01-29 | 2013-08-21 | 武汉钢铁(集团)公司 | 一种耐700℃高温的海洋平台用钢及其生产方法 |
| CN104561796B (zh) * | 2014-12-19 | 2016-08-24 | 宝山钢铁股份有限公司 | 抗疲劳裂纹扩展优良钢板及其制造方法 |
| CN106222560A (zh) * | 2016-08-30 | 2016-12-14 | 南阳汉冶特钢有限公司 | 一种止裂型特厚高性能耐侯桥梁钢Q500qENH钢板及其生产办法 |
| CN112119169A (zh) * | 2018-03-30 | 2020-12-22 | Ntn株式会社 | 轴承部件 |
-
2005
- 2005-04-07 CN CN 200580012112 patent/CN1946863A/zh active Pending
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102337480A (zh) * | 2010-07-15 | 2012-02-01 | 宝山钢铁股份有限公司 | 抗环境脆性及疲劳性能优良的超高强度钢板及其制造方法 |
| CN102337480B (zh) * | 2010-07-15 | 2013-03-13 | 宝山钢铁股份有限公司 | 抗环境脆性及疲劳性能优良的超高强度钢板及其制造方法 |
| CN102505093A (zh) * | 2011-12-15 | 2012-06-20 | 浙江金洲管道工业有限公司 | 一种油气井裸眼完井用实体膨胀管用钢及其制造方法 |
| CN102505093B (zh) * | 2011-12-15 | 2013-10-02 | 浙江金洲管道工业有限公司 | 一种油气井裸眼完井用实体膨胀管用钢的制造方法 |
| CN102766808A (zh) * | 2012-08-15 | 2012-11-07 | 内蒙古包钢钢联股份有限公司 | 一种微合金化桥梁钢板及其正火轧制工艺 |
| CN103255339A (zh) * | 2013-01-29 | 2013-08-21 | 武汉钢铁(集团)公司 | 一种耐700℃高温的海洋平台用钢及其生产方法 |
| CN104561796B (zh) * | 2014-12-19 | 2016-08-24 | 宝山钢铁股份有限公司 | 抗疲劳裂纹扩展优良钢板及其制造方法 |
| CN106222560A (zh) * | 2016-08-30 | 2016-12-14 | 南阳汉冶特钢有限公司 | 一种止裂型特厚高性能耐侯桥梁钢Q500qENH钢板及其生产办法 |
| CN112119169A (zh) * | 2018-03-30 | 2020-12-22 | Ntn株式会社 | 轴承部件 |
| CN112119169B (zh) * | 2018-03-30 | 2022-11-18 | Ntn株式会社 | 轴承部件 |
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