JP2000017379A - 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 - Google Patents
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Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 本発明は大型船舶・橋梁・建設機械部品など
を用途とする高強度厚鋼板に関し、溶接性や溶接熱影響
部靭性などに困難を生じさせないで疲労強度を向上させ
る鋼板及びその製造方法を提供する。 【解決手段】 所定成分の鋼でフェライト分率７０％か
つ（１００）／／ＮＤであるような結晶方位と（１１
１）／／ＮＤであるような結晶方位の境界がき裂の進展
方向にそって少なくとも３０μｍに一箇所以上または面
強度比の比（１１１）／（１００）が１．２５〜２．０
であるような疲労亀裂伝播特性の良好な鋼板及びその二
相域圧延による製造法。
を用途とする高強度厚鋼板に関し、溶接性や溶接熱影響
部靭性などに困難を生じさせないで疲労強度を向上させ
る鋼板及びその製造方法を提供する。 【解決手段】 所定成分の鋼でフェライト分率７０％か
つ（１００）／／ＮＤであるような結晶方位と（１１
１）／／ＮＤであるような結晶方位の境界がき裂の進展
方向にそって少なくとも３０μｍに一箇所以上または面
強度比の比（１１１）／（１００）が１．２５〜２．０
であるような疲労亀裂伝播特性の良好な鋼板及びその二
相域圧延による製造法。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本願は、石油積載タンカーな
どの大型船舶、橋梁・建設機械部品などの溶接構造物用
厚鋼板の薄肉化を実現させる高引張強度かつ高疲労強度
の厚鋼板及びその製造方法に関する。
どの大型船舶、橋梁・建設機械部品などの溶接構造物用
厚鋼板の薄肉化を実現させる高引張強度かつ高疲労強度
の厚鋼板及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、鋼の疲労特性を向上させるため
に、Ｓｉによる固溶強化やＣｕによる析出強化現象を活
用し、疲労発生限を高くする方法、また特開平４−３３
７０２６号公報のように複合組織鋼を二相域圧延して、
マルテンサイト第二相を偏平化させ、疲労伝播抵抗とし
を疲労特性を向上させるなどの方法が開示されている。
に、Ｓｉによる固溶強化やＣｕによる析出強化現象を活
用し、疲労発生限を高くする方法、また特開平４−３３
７０２６号公報のように複合組織鋼を二相域圧延して、
マルテンサイト第二相を偏平化させ、疲労伝播抵抗とし
を疲労特性を向上させるなどの方法が開示されている。
【０００３】しかし、特にＳｉ、Ｃｕなどの元素を必要
とする従来技術は溶接性を劣化させ大型船舶・橋梁・建
設機械部品などの溶接構造物を用途とする場合には問題
になる。
とする従来技術は溶接性を劣化させ大型船舶・橋梁・建
設機械部品などの溶接構造物を用途とする場合には問題
になる。
【０００４】マルテンサイトなどの第二相を活用する従
来技術では、溶接熱影響部に微細で硬質なマルテンサイ
トを生じやすく、溶接熱影響部の靭性を著しく劣化させ
る傾向がある。
来技術では、溶接熱影響部に微細で硬質なマルテンサイ
トを生じやすく、溶接熱影響部の靭性を著しく劣化させ
る傾向がある。
【０００５】従って、従来の大型船舶・橋梁・建設機械
部品などを用途とする高強度厚鋼板に関する疲労特性向
上技術では溶接性・溶接熱影響部靭性などに難点があっ
た。
部品などを用途とする高強度厚鋼板に関する疲労特性向
上技術では溶接性・溶接熱影響部靭性などに難点があっ
た。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は大型船舶・橋
梁・建設機械部品などを用途とする高強度厚鋼板に関
し、溶接性や溶接熱影響部靭性などに困難を生じさせな
いで疲労強度を向上させる鋼板及びその製造法を提供す
る。
梁・建設機械部品などを用途とする高強度厚鋼板に関
し、溶接性や溶接熱影響部靭性などに困難を生じさせな
いで疲労強度を向上させる鋼板及びその製造法を提供す
る。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明は前記課題を次の
（１）〜（７）を提供することによって解決する。すな
わち、 （１） 重量％で、Ｃ：０．０２〜０．２％、Ｓｉ：
０．０１〜０．８％、Ｍｎ：０．３〜２．５％、Ｐ：
０．０００１〜０．０４％、Ｓ：０．０００１〜０．０
２％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．００１〜
０．０１％を有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からな
り、かつ当該金属組織をフェライト相が７０％以上を占
め、鋼板表面に平行な測定面で鋼板内部のα（１１１）
面強度比とα（１００）面強度比の比が１．２５〜２．
０であることを特徴とする疲労亀裂伝播特性の良好な鋼
板。
（１）〜（７）を提供することによって解決する。すな
わち、 （１） 重量％で、Ｃ：０．０２〜０．２％、Ｓｉ：
０．０１〜０．８％、Ｍｎ：０．３〜２．５％、Ｐ：
０．０００１〜０．０４％、Ｓ：０．０００１〜０．０
２％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．００１〜
０．０１％を有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からな
り、かつ当該金属組織をフェライト相が７０％以上を占
め、鋼板表面に平行な測定面で鋼板内部のα（１１１）
面強度比とα（１００）面強度比の比が１．２５〜２．
０であることを特徴とする疲労亀裂伝播特性の良好な鋼
板。
【０００８】（２） さらに、（１００）／／ＮＤ方位
を有する結晶粒と（１１１）／／ＮＤ方位を有する結晶
粒との間の境界が亀裂の進展方向にそって少なくとも３
０μｍに一箇所以上横切ることを特徴とする前記（１）
に記載の疲労亀裂伝播特性の良好な鋼板。
を有する結晶粒と（１１１）／／ＮＤ方位を有する結晶
粒との間の境界が亀裂の進展方向にそって少なくとも３
０μｍに一箇所以上横切ることを特徴とする前記（１）
に記載の疲労亀裂伝播特性の良好な鋼板。
【０００９】ただし、ＮＤは鋼板表面の法線方向を示
し、（ｕｖｗ）／／ＮＤは金属材料のミラー指数（ｕｖ
ｗ）の面が鋼板表面とほぼ平行であるすべての結晶方位
を含む。
し、（ｕｖｗ）／／ＮＤは金属材料のミラー指数（ｕｖ
ｗ）の面が鋼板表面とほぼ平行であるすべての結晶方位
を含む。
【００１０】（３） 鋼が、さらに重量％で、Ｎｂ：
０．００３〜０．１％、Ｖ：０．００５〜０．２％、Ｔ
ｉ：０．００３〜０．１％の１種以上を含有することを
特徴とする前記（１）〜（２）のいずれかに記載の疲労
亀裂伝播特性の良好な鋼板。
０．００３〜０．１％、Ｖ：０．００５〜０．２％、Ｔ
ｉ：０．００３〜０．１％の１種以上を含有することを
特徴とする前記（１）〜（２）のいずれかに記載の疲労
亀裂伝播特性の良好な鋼板。
【００１１】（４） 鋼が、さらに重量％で、Ｃｕ：
０．０１〜１．５％、Ｎｉ：０．０１〜３．０％、Ｍ
ｏ：０．０１〜１．０％、Ｃｒ：０．０１〜１．０％の
１種以上を含有することを特徴とする前記（１）〜
（３）のいずれかに記載の疲労亀裂伝播特性の良好な鋼
板。
０．０１〜１．５％、Ｎｉ：０．０１〜３．０％、Ｍ
ｏ：０．０１〜１．０％、Ｃｒ：０．０１〜１．０％の
１種以上を含有することを特徴とする前記（１）〜
（３）のいずれかに記載の疲労亀裂伝播特性の良好な鋼
板。
【００１２】（５） 重量％で、Ｃ：０．０２〜０．２
％、Ｓｉ：０．０１〜０．８％、Ｍｎ：０．３〜２．５
％、Ｐ：０．０００１〜０．０４％、Ｓ：０．０００１
〜０．０２％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．
００１〜０．０１％を有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純
物からなる鋼片を９５０〜１３００℃の温度域に加熱
し、粗圧延において少なくともオーステナイト未再結晶
域の圧下率を１０％以上とし、さらに仕上げ圧延におい
て、フェライトが７０％を超えるα−γ二相域またはα
相域温度で累積圧下率を７５％以上とすることを特徴と
する疲労亀裂伝播特性の良好な鋼板の製造方法。
％、Ｓｉ：０．０１〜０．８％、Ｍｎ：０．３〜２．５
％、Ｐ：０．０００１〜０．０４％、Ｓ：０．０００１
〜０．０２％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．
００１〜０．０１％を有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純
物からなる鋼片を９５０〜１３００℃の温度域に加熱
し、粗圧延において少なくともオーステナイト未再結晶
域の圧下率を１０％以上とし、さらに仕上げ圧延におい
て、フェライトが７０％を超えるα−γ二相域またはα
相域温度で累積圧下率を７５％以上とすることを特徴と
する疲労亀裂伝播特性の良好な鋼板の製造方法。
【００１３】（６） 鋼が、さらに重量％で、Ｎｂ：
０．００３〜０．１％、Ｖ：０．００５〜０．２％、Ｔ
ｉ：０．００３〜０．１％の１種以上を含有することを
特徴とする前記（５）に記載の疲労亀裂伝播特性の良好
な鋼板の製造方法。
０．００３〜０．１％、Ｖ：０．００５〜０．２％、Ｔ
ｉ：０．００３〜０．１％の１種以上を含有することを
特徴とする前記（５）に記載の疲労亀裂伝播特性の良好
な鋼板の製造方法。
【００１４】（７） 鋼が、さらに重量％で、Ｃｕ：
０．０１〜１．５％、Ｎｉ：０．０１〜３．０％、Ｍ
ｏ：０．０１〜１．０％、Ｃｒ：０．０１〜１．０％の
１種以上を含有することを特徴とする前記（５）〜
（６）のいずれかに記載の疲労亀裂伝播特性の良好な鋼
板の製造方法。によって課題を解決する。
０．０１〜１．５％、Ｎｉ：０．０１〜３．０％、Ｍ
ｏ：０．０１〜１．０％、Ｃｒ：０．０１〜１．０％の
１種以上を含有することを特徴とする前記（５）〜
（６）のいずれかに記載の疲労亀裂伝播特性の良好な鋼
板の製造方法。によって課題を解決する。
【００１５】
【発明の実施の形態】以下に本課題を解決する手段を規
定した理由を述べる。
定した理由を述べる。
【００１６】本発明者らが疲労亀裂が鋼板の母材組織中
で遅延する現象を発見するべく鋭意研究を行ったとこ
ろ、大加工率にて二相域圧延を施したり、α域で大加工
率圧延を施して集合組織が発達した鉄鋼材料は進展中の
疲労亀裂を分岐・迂回させる性質を有することがわかっ
た。分岐が頻度多く起こる材料ほど疲労特性が向上し、
分岐は特にフェライト相の粒界で頻度多く起こる。また
亀裂の分岐の起こる箇所は方位の異なるフェライト結晶
粒の境界が主となっていることが判明した。
で遅延する現象を発見するべく鋭意研究を行ったとこ
ろ、大加工率にて二相域圧延を施したり、α域で大加工
率圧延を施して集合組織が発達した鉄鋼材料は進展中の
疲労亀裂を分岐・迂回させる性質を有することがわかっ
た。分岐が頻度多く起こる材料ほど疲労特性が向上し、
分岐は特にフェライト相の粒界で頻度多く起こる。また
亀裂の分岐の起こる箇所は方位の異なるフェライト結晶
粒の境界が主となっていることが判明した。
【００１７】構造物の溶接止端部から疲労亀裂が発生す
る場合の疲労特性を評価するために採用した疲労試験片
を図１に示す。
る場合の疲労特性を評価するために採用した疲労試験片
を図１に示す。
【００１８】鋼板は２５ｍｍ程度の厚みに仕上げ、鋼板
長手方向に２９０ｍｍ、幅方向に８０ｍｍの試験板を採
取した。さらに炭酸ガス溶接にてＣ＝０．０６ｍａｓｓ
％、Ｓｉ＝０．５０ｍａｓｓ％、Ｍｎ＝１．４０ｍａｓ
ｓ％の化学成分組成の１．４ｍｍ径ワイヤを用い電流２
７０Ａ、電圧３０Ｖ、ビード速度２０ｃｍ／ｍｉｎにて
１０ｍｍ幅、３０ｍｍ長さ、３０ｍｍ高さのリムを試験
板の中央に廻し溶接し試験片を作成した。
長手方向に２９０ｍｍ、幅方向に８０ｍｍの試験板を採
取した。さらに炭酸ガス溶接にてＣ＝０．０６ｍａｓｓ
％、Ｓｉ＝０．５０ｍａｓｓ％、Ｍｎ＝１．４０ｍａｓ
ｓ％の化学成分組成の１．４ｍｍ径ワイヤを用い電流２
７０Ａ、電圧３０Ｖ、ビード速度２０ｃｍ／ｍｉｎにて
１０ｍｍ幅、３０ｍｍ長さ、３０ｍｍ高さのリムを試験
板の中央に廻し溶接し試験片を作成した。
【００１９】荷重は下スパン７０ｍｍ、上スパン２２０
ｍｍとして最大荷重Ｐｍａｘ＝５５００ｋｇｆにて応力
比Ｒ＝０．１の繰り返し応力５万回負荷と最大荷重０．
９５Ｐｍａｘにて応力比Ｒ＝０．５の繰り返し応力３万
回負荷を交互に実施し、疲労寿命を求めた。
ｍｍとして最大荷重Ｐｍａｘ＝５５００ｋｇｆにて応力
比Ｒ＝０．１の繰り返し応力５万回負荷と最大荷重０．
９５Ｐｍａｘにて応力比Ｒ＝０．５の繰り返し応力３万
回負荷を交互に実施し、疲労寿命を求めた。
【００２０】このような疲労試験で疲労特性が良好な材
料は主亀裂が分岐する特徴を有していた。分岐亀裂近傍
の断面を電子後方散乱パターン解析により調査し、亀裂
分岐点はα鉄の（１００）面が鋼板表面に平行な方位
｛以下、α（１００）／／ＮＤと呼ぶ｝とα鉄の（１１
１）面が鋼板表面に平行な方位｛以下、α（１１１）／
／ＮＤと呼ぶ｝の境界であることが多かった。
料は主亀裂が分岐する特徴を有していた。分岐亀裂近傍
の断面を電子後方散乱パターン解析により調査し、亀裂
分岐点はα鉄の（１００）面が鋼板表面に平行な方位
｛以下、α（１００）／／ＮＤと呼ぶ｝とα鉄の（１１
１）面が鋼板表面に平行な方位｛以下、α（１１１）／
／ＮＤと呼ぶ｝の境界であることが多かった。
【００２１】電子後方散乱パターン解析の観察例を図２
及び図３に示す。図２は亀裂断面のスケッチであり、図
中に書き込まれた番号は電子後方散乱パターンを撮影し
た位置を示している。図２は主亀裂（図中右側斜線部）
が下から上に伝播する際に生じた分岐亀裂を挟んで下側
（測定点１、２、３、９、１０、１１）及び上側（測定
点４、５、６、７、８）の結晶方位を測定したことが分
かる。
及び図３に示す。図２は亀裂断面のスケッチであり、図
中に書き込まれた番号は電子後方散乱パターンを撮影し
た位置を示している。図２は主亀裂（図中右側斜線部）
が下から上に伝播する際に生じた分岐亀裂を挟んで下側
（測定点１、２、３、９、１０、１１）及び上側（測定
点４、５、６、７、８）の結晶方位を測定したことが分
かる。
【００２２】また図２の各位置の測定結果を図３に各番
号に対応させα（１００）の極の位置で示す。図３では
図２のスケッチ中の測定した各点からの（１００）面の
極のステレオ投影図を示しており、中心部が鋼板表面に
対する法線（ＮＤ）方向であり、上下方向が鋼板圧延
（ＲＤ）方向、左右が鋼板幅（ＴＤ）方向である。
号に対応させα（１００）の極の位置で示す。図３では
図２のスケッチ中の測定した各点からの（１００）面の
極のステレオ投影図を示しており、中心部が鋼板表面に
対する法線（ＮＤ）方向であり、上下方向が鋼板圧延
（ＲＤ）方向、左右が鋼板幅（ＴＤ）方向である。
【００２３】図３によると分岐亀裂の下側の測定点１、
２、３、９、１０、１１は（１００）の極の一つが図の
中心すなわちＮＤ方向に向いている。従ってα（１０
０）／／ＮＤの方位を有していることがわかる。
２、３、９、１０、１１は（１００）の極の一つが図の
中心すなわちＮＤ方向に向いている。従ってα（１０
０）／／ＮＤの方位を有していることがわかる。
【００２４】一方、分岐亀裂の上側の測定点４、５、
６、７、８ではＮＤ（図の中心）をほぼ中心に（１０
０）極が配位しており、α（１１１）／／ＮＤの方位を
有していることがわかる。
６、７、８ではＮＤ（図の中心）をほぼ中心に（１０
０）極が配位しており、α（１１１）／／ＮＤの方位を
有していることがわかる。
【００２５】従って、図２及び図３から、分岐亀裂はα
（１００）／／ＮＤの方位からα（１１１）／／ＮＤの
方位へ移る結晶粒界に沿って発生している。
（１００）／／ＮＤの方位からα（１１１）／／ＮＤの
方位へ移る結晶粒界に沿って発生している。
【００２６】他の分岐近傍もその殆どがα（１００）／
／ＮＤの方位からα（１１１）／／ＮＤの方位へ移る境
界及びα（１１１）／／ＮＤの方位からα（１００）／
／ＮＤの方位へ移る境界で分岐が生じていた。
／ＮＤの方位からα（１１１）／／ＮＤの方位へ移る境
界及びα（１１１）／／ＮＤの方位からα（１００）／
／ＮＤの方位へ移る境界で分岐が生じていた。
【００２７】すべり線の方向を考察するとα（１００）
／／ＮＤの方位は主亀裂の進展する方向に平行または直
行するすべり線が全く存在しないことがわかる。一方、
α（１１１）／／ＮＤの方位は必ず主亀裂に直交したす
べり線を有している。すなわち、α（１００）／／ＮＤ
の方位とα（１１１）／／ＮＤの方位の境界は塑性変形
挙動が異なるため境界層で剥離モードの変形が起こり分
岐を生じると考えられる。
／／ＮＤの方位は主亀裂の進展する方向に平行または直
行するすべり線が全く存在しないことがわかる。一方、
α（１１１）／／ＮＤの方位は必ず主亀裂に直交したす
べり線を有している。すなわち、α（１００）／／ＮＤ
の方位とα（１１１）／／ＮＤの方位の境界は塑性変形
挙動が異なるため境界層で剥離モードの変形が起こり分
岐を生じると考えられる。
【００２８】このような異方位の境界で亀裂の分岐が起
こるので、α（１１１）の面強度とα（１００）の面強
度の強度の比が適切なとき、疲労特性が特に良好になる
条件が存在すると思われる。
こるので、α（１１１）の面強度とα（１００）の面強
度の強度の比が適切なとき、疲労特性が特に良好になる
条件が存在すると思われる。
【００２９】図４はフェライト主体の組織よりなる種々
の二相域圧延条件で作成した鋼板でα（１１１）とα
（１００）面強度の比と疲労寿命との関係を示してい
る。
の二相域圧延条件で作成した鋼板でα（１１１）とα
（１００）面強度の比と疲労寿命との関係を示してい
る。
【００３０】疲労特性を向上させるのに有効な面強度の
比は１．２５−２．０であるといえる。
比は１．２５−２．０であるといえる。
【００３１】図４中には特にα（１００）／／ＮＤの方
位からα（１１１）／／ＮＤの方位へ移る境界及びα
（１１１）／／ＮＤの方位からα（１００）／／ＮＤの
方位へ移る境界の間隔（以下、（１１１）／（１００）
境界間隔とよぶ）が３０μｍ以下である点を白抜き点で
示している。これによると、（１１１）／（１００）境
界間隔が３０μｍの場合さらに良好な疲労特性が得られ
ることがわかる。
位からα（１１１）／／ＮＤの方位へ移る境界及びα
（１１１）／／ＮＤの方位からα（１００）／／ＮＤの
方位へ移る境界の間隔（以下、（１１１）／（１００）
境界間隔とよぶ）が３０μｍ以下である点を白抜き点で
示している。これによると、（１１１）／（１００）境
界間隔が３０μｍの場合さらに良好な疲労特性が得られ
ることがわかる。
【００３２】また、亀裂の分岐はフェライト粒とフェラ
イト粒との境界で発生するので、この効果を十分に得る
ためにフェライトを７０％に規定する。また、このよう
に規定すると溶接熱影響部靭性に悪影響を及ぼす微細な
硬質マルテンサイトが生じにくくなることも期待でき
る。
イト粒との境界で発生するので、この効果を十分に得る
ためにフェライトを７０％に規定する。また、このよう
に規定すると溶接熱影響部靭性に悪影響を及ぼす微細な
硬質マルテンサイトが生じにくくなることも期待でき
る。
【００３３】α（１００）／／ＮＤとα（１１１）／／
ＮＤの結晶方位はフェライトが強加工を受けると形成さ
れるので、本発明品を製造するにはフェライトを７０％
以上析出させたγ−α二相域の低温温度領域またはα温
度域で強加工をすれば得られるはずである。
ＮＤの結晶方位はフェライトが強加工を受けると形成さ
れるので、本発明品を製造するにはフェライトを７０％
以上析出させたγ−α二相域の低温温度領域またはα温
度域で強加工をすれば得られるはずである。
【００３４】実施例に示すようにこれらの集合組織の発
達バランスはα分率を十分に確保して強圧下を加えない
と安定して得られない。実施例に記載の発明者らの実験
によるとα分率は７０％以上、かつ二相域での加工率７
５％は必要である。
達バランスはα分率を十分に確保して強圧下を加えない
と安定して得られない。実施例に記載の発明者らの実験
によるとα分率は７０％以上、かつ二相域での加工率７
５％は必要である。
【００３５】ただし、未再結晶域圧延が不十分でα変態
前のγ粒径が粗粒のときは十分な集合組織の発達や狭い
異相境界間隔がえられない。そのため、粗圧延において
最低でも１０％のオーステナイト未再結晶域を加えるこ
とを規定する。
前のγ粒径が粗粒のときは十分な集合組織の発達や狭い
異相境界間隔がえられない。そのため、粗圧延において
最低でも１０％のオーステナイト未再結晶域を加えるこ
とを規定する。
【００３６】なお、加熱温度は鋼塊または鋼片がオース
テナイト化し十分に軟質になるように９５０〜１３００
℃と規定した。
テナイト化し十分に軟質になるように９５０〜１３００
℃と規定した。
【００３７】以上の考え方に基づき、本発明の請求項を
決定した。
決定した。
【００３８】さらに本発明品の所望の組織を得て、なお
かつ靭性等、構造用鋼として適切な材質を確保するため
には組織だけでなく、鋼の化学成分組成も適正範囲内と
する必要がある。以下に、本発明における鋼の化学成分
の限定理由を述べる。
かつ靭性等、構造用鋼として適切な材質を確保するため
には組織だけでなく、鋼の化学成分組成も適正範囲内と
する必要がある。以下に、本発明における鋼の化学成分
の限定理由を述べる。
【００３９】Ｃは鋼の強度を向上させるのに有効な成分
として添加するもので、０．０２％未満では構造用鋼に
必要な強度の確保が困難であり、また、０．２％を超え
る過剰の添加はフェライト分率を７０％以上得ることを
困難にしさらに靭性、耐溶接割れ性などを著しく低下さ
せるので、０．０２〜０．２％の範囲とした。
として添加するもので、０．０２％未満では構造用鋼に
必要な強度の確保が困難であり、また、０．２％を超え
る過剰の添加はフェライト分率を７０％以上得ることを
困難にしさらに靭性、耐溶接割れ性などを著しく低下さ
せるので、０．０２〜０．２％の範囲とした。
【００４０】Ｓｉは脱酸元素として、また、母材の強度
確保に有効な元素である。疲労特性向上の観点からは固
溶強化により疲労限を向上させる効果があるので、少な
くとも０．０１％以上添加させる必要がある。しかし
０．８％を超える過剰の添加はαの二次再結晶を著しく
増進させ集合組織の制御を困難にするばかりか構造用鋼
板として重要な靭性や溶接性の劣化を招き、加熱工程で
剥離の困難な鋼片表層の酸化層の著しい成長を招くの
で、Ｓｉの範囲は０．０１〜０．８％とした。ただしＳ
ｉの０．５％を超える添加の際には集合組織制御を安定
に行うためＮｂ、Ｔｉ、Ｖ等の加熱γから加工誘起析出
をおこす元素の同時添加が望ましい。
確保に有効な元素である。疲労特性向上の観点からは固
溶強化により疲労限を向上させる効果があるので、少な
くとも０．０１％以上添加させる必要がある。しかし
０．８％を超える過剰の添加はαの二次再結晶を著しく
増進させ集合組織の制御を困難にするばかりか構造用鋼
板として重要な靭性や溶接性の劣化を招き、加熱工程で
剥離の困難な鋼片表層の酸化層の著しい成長を招くの
で、Ｓｉの範囲は０．０１〜０．８％とした。ただしＳ
ｉの０．５％を超える添加の際には集合組織制御を安定
に行うためＮｂ、Ｔｉ、Ｖ等の加熱γから加工誘起析出
をおこす元素の同時添加が望ましい。
【００４１】また、Ｍｎは母材の強度、靭性の確保に必
要な元素であり、最低限０．３％以上添加する必要があ
るが、溶接部の靭性、割れ感受性など材質上許容できる
範囲で上限を ２．５％とした。
要な元素であり、最低限０．３％以上添加する必要があ
るが、溶接部の靭性、割れ感受性など材質上許容できる
範囲で上限を ２．５％とした。
【００４２】Ｐは結晶粒界に偏析し鋼の延性及び靭性の
いずれにも有害に作用する。全く含有しないことが望ま
しいが実用の清浄化の程度を考慮して０．０００１〜
０．０４％とした。
いずれにも有害に作用する。全く含有しないことが望ま
しいが実用の清浄化の程度を考慮して０．０００１〜
０．０４％とした。
【００４３】Ｓは鋼中の合金元素と化合して種々の介在
物を形成し、鋼の延性及び靭性のいずれにも有害に作用
する。全く含有しないことが望ましいが実用の清浄化の
程度を考慮して０．０００１〜０．０２％とした。
物を形成し、鋼の延性及び靭性のいずれにも有害に作用
する。全く含有しないことが望ましいが実用の清浄化の
程度を考慮して０．０００１〜０．０２％とした。
【００４４】Ａｌは脱酸、γ粒径の細粒化等に有効な元
素であり、効果を発揮するためには０．００５％以上含
有する必要があるが、０．１％を超えて過剰に添加する
と、粗大な酸化物を形成して延性を極端に劣化させるた
め、０．００５％〜０．１％の範囲に限定する必要があ
る。
素であり、効果を発揮するためには０．００５％以上含
有する必要があるが、０．１％を超えて過剰に添加する
と、粗大な酸化物を形成して延性を極端に劣化させるた
め、０．００５％〜０．１％の範囲に限定する必要があ
る。
【００４５】ＮはＡｌやＴｉと化合してγ粒微細化を起
こし、強度、靭性向上に有効であるが、その効果が明確
になるためには０．００１％以上含有させる必要があ
る。一方、過剰に添加すると固溶Ｎが増加して靭性や延
性に悪影響を及ぼす。許容できる範囲として上限を０．
０１％とする。
こし、強度、靭性向上に有効であるが、その効果が明確
になるためには０．００１％以上含有させる必要があ
る。一方、過剰に添加すると固溶Ｎが増加して靭性や延
性に悪影響を及ぼす。許容できる範囲として上限を０．
０１％とする。
【００４６】以上が本発明鋼の基本成分であるが、未再
結晶域の圧延を安定に実施するためにＮｂ、Ｔｉ、Ｖの
添加は有効である。また主に造船材として本発明品を用
いるとすると所望の母材靭性レベルに応じてＮｉ、Ｃｕ
の１種以上を含有させ、強度確保することが望ましく、
また造船用途以外の目的で例えば橋梁用・建設機械用鋼
板で疲労特性のみならず延性の向上をも目的としてＣ
ｒ、Ｍｏなどの元素を含有させることも有効である。
結晶域の圧延を安定に実施するためにＮｂ、Ｔｉ、Ｖの
添加は有効である。また主に造船材として本発明品を用
いるとすると所望の母材靭性レベルに応じてＮｉ、Ｃｕ
の１種以上を含有させ、強度確保することが望ましく、
また造船用途以外の目的で例えば橋梁用・建設機械用鋼
板で疲労特性のみならず延性の向上をも目的としてＣ
ｒ、Ｍｏなどの元素を含有させることも有効である。
【００４７】同程度の引張強度の鋼においては基本成分
のみで所望の強度を達成する場合と、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、
Ｎｉ、Ｃｕの１種または２種以上を適宜含有することに
より強度確保を計る場合で靭性や溶接性が著しく異な
り、一般にＮｉ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１種または２
種以上を適宜含有する鋼の方が良好な靭性や溶接性を示
す。また母材靭性の重要でない建築・橋梁用部材にはＭ
ｏの添加も有効である。以下にＮｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｉ、
Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏの各選択化学成分の作用を述べる。
のみで所望の強度を達成する場合と、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、
Ｎｉ、Ｃｕの１種または２種以上を適宜含有することに
より強度確保を計る場合で靭性や溶接性が著しく異な
り、一般にＮｉ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１種または２
種以上を適宜含有する鋼の方が良好な靭性や溶接性を示
す。また母材靭性の重要でない建築・橋梁用部材にはＭ
ｏの添加も有効である。以下にＮｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｉ、
Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏの各選択化学成分の作用を述べる。
【００４８】Ｎｂ及びＶは圧延時の炭窒化物の形成によ
りγ集合組織発達を助長し、つづく変態後のα集合組織
の発達を促す。またいずれも析出強化により母材の強度
向上に寄与するが、過剰の添加で延性や靭性が劣化す
る。γ集合組織形成についてはＮｂは０．００３％程度
Ｖは０．００５％程度から効果を示すが明瞭な効果を得
るためにはＮｂは０．００５％以上、Ｖは０．０２％以
上の添加が望ましい。従って、延性、靭性の劣化を招か
ずに、効果を発揮できる範囲として、Ｖは０．００５〜
０．２％、Ｎｂは０．００３〜０．１％とする。
りγ集合組織発達を助長し、つづく変態後のα集合組織
の発達を促す。またいずれも析出強化により母材の強度
向上に寄与するが、過剰の添加で延性や靭性が劣化す
る。γ集合組織形成についてはＮｂは０．００３％程度
Ｖは０．００５％程度から効果を示すが明瞭な効果を得
るためにはＮｂは０．００５％以上、Ｖは０．０２％以
上の添加が望ましい。従って、延性、靭性の劣化を招か
ずに、効果を発揮できる範囲として、Ｖは０．００５〜
０．２％、Ｎｂは０．００３〜０．１％とする。
【００４９】Ｔｉは析出強化により母材強度向上に寄与
するとともに、Ｎｂと同様に炭窒化物ＴｉＣ、ＴｉＮの
形成によりγ集合組織発達を助長し、つづく変態後のα
集合組織の発達を促す。溶接構造物用鋼に本発明法を適
用した場合の溶接熱影響部の靭性確保にも有効な元素で
あるが、効果を発揮できるためには０．００３％以上の
添加が必要である。一方、０．１％を超えると、Ａｌと
同様、粗大な酸化物を形成して靭性や延性を劣化させる
ため、上限を０．１％とする。
するとともに、Ｎｂと同様に炭窒化物ＴｉＣ、ＴｉＮの
形成によりγ集合組織発達を助長し、つづく変態後のα
集合組織の発達を促す。溶接構造物用鋼に本発明法を適
用した場合の溶接熱影響部の靭性確保にも有効な元素で
あるが、効果を発揮できるためには０．００３％以上の
添加が必要である。一方、０．１％を超えると、Ａｌと
同様、粗大な酸化物を形成して靭性や延性を劣化させる
ため、上限を０．１％とする。
【００５０】Ｎｉは母材の強度と靭性を同時に向上で
き、非常に有効な元素であるが、効果を発揮させるため
には０．０１％以上含有させる必要がある。含有量が多
くなると強度、靭性は向上するが３．０％を超えて添加
しても効果が飽和し、さらに高価な元素であるため、経
済性を考慮して、上限を３．０％とする。
き、非常に有効な元素であるが、効果を発揮させるため
には０．０１％以上含有させる必要がある。含有量が多
くなると強度、靭性は向上するが３．０％を超えて添加
しても効果が飽和し、さらに高価な元素であるため、経
済性を考慮して、上限を３．０％とする。
【００５１】次に、ＣｕもほぼＮｉと同様、強度および
靭性を向上させ、特に１．０％以上の添加を行い５５０
゜Ｃ程度の温度で適切な時効処理を施した場合フェライ
ト母相中に単体で整合析出してフェライト相の延性を損
なわず強度を向上する効果を有する。しかし１．５％超
の添加では熱間加工性に問題を生じるため、実用上有効
な０．０１〜１．５％の範囲に限定する。
靭性を向上させ、特に１．０％以上の添加を行い５５０
゜Ｃ程度の温度で適切な時効処理を施した場合フェライ
ト母相中に単体で整合析出してフェライト相の延性を損
なわず強度を向上する効果を有する。しかし１．５％超
の添加では熱間加工性に問題を生じるため、実用上有効
な０．０１〜１．５％の範囲に限定する。
【００５２】Ｃｒは母材の強度向上に有効な元素である
が、明瞭な効果を生じるためには０．０１％以上必要で
あり、一方、１．０％を超えて添加すると、靭性が急激
に劣化する傾向を有するため、０．０１〜１．０％の範
囲とする。
が、明瞭な効果を生じるためには０．０１％以上必要で
あり、一方、１．０％を超えて添加すると、靭性が急激
に劣化する傾向を有するため、０．０１〜１．０％の範
囲とする。
【００５３】Ｍｏは母材の強度向上に有効な元素であ
り、かつフェライト相中で炭化物を形成し、フェライト
相の延性を向上する効果があるため特に７０ｋｇｆ／ｍ
ｍ2級の鋼を本発明法を適用して造る際に添加すること
が望ましい。効果を得るためには０．０１％以上の添加
が必要であり、一方、１．０％を超えて添加すると、著
しく靭性が劣化する傾向を有するため、０．０１〜１．
０％の範囲とする。
り、かつフェライト相中で炭化物を形成し、フェライト
相の延性を向上する効果があるため特に７０ｋｇｆ／ｍ
ｍ2級の鋼を本発明法を適用して造る際に添加すること
が望ましい。効果を得るためには０．０１％以上の添加
が必要であり、一方、１．０％を超えて添加すると、著
しく靭性が劣化する傾向を有するため、０．０１〜１．
０％の範囲とする。
【００５４】上記の他にＣａ、希土類元素（Ｚｒ、Ｔ
ａ、Ｃｅ、Ｌａなど）、Ｂ等を延性改善・溶接熱影響部
靭性改善を目的として微量添加することは本願の主旨と
する疲労特性を損なわないので、鉄鋼業で通常添加する
程度適宜添加できる。
ａ、Ｃｅ、Ｌａなど）、Ｂ等を延性改善・溶接熱影響部
靭性改善を目的として微量添加することは本願の主旨と
する疲労特性を損なわないので、鉄鋼業で通常添加する
程度適宜添加できる。
【００５５】本発明者らが実施した本願の適用と特性の
評価方法について以下に示す。
評価方法について以下に示す。
【００５６】鋼板は全て板厚２５ｍｍで作製した。しか
し、本願の規定する冶金因子が得られている限りは如何
なる板厚の鋼板にも適用可能である。
し、本願の規定する冶金因子が得られている限りは如何
なる板厚の鋼板にも適用可能である。
【００５７】二相域加工前のα分率は小型の熱加工シミ
ュレータで実際の製造工程を模擬し、加工直前と同様の
熱加工履歴を受けた状態で急冷して組織観察をすること
で確認した。
ュレータで実際の製造工程を模擬し、加工直前と同様の
熱加工履歴を受けた状態で急冷して組織観察をすること
で確認した。
【００５８】疲労試験は図１に示す方法にて実施した。
疲労破断寿命はビーチマーク付与中の応力繰り返し数も
含む。
疲労破断寿命はビーチマーク付与中の応力繰り返し数も
含む。
【００５９】引張特性は板厚中心部からＪＩＳ４号引張
試験片を採取して実施した。
試験片を採取して実施した。
【００６０】
【実施例】本願を実施適用した例を示す。表１は本発明
の作製に用いた供試鋼の化学成分組成を示している。表
１に示す内、Ａ、Ｂ、Ｃの成分組成は請求項に示す範囲
のものであるが、Ｄの成分組成は炭素Ｃの含有量が過剰
であり、またＥの成分組成は珪素Ｓｉが過剰である。
の作製に用いた供試鋼の化学成分組成を示している。表
１に示す内、Ａ、Ｂ、Ｃの成分組成は請求項に示す範囲
のものであるが、Ｄの成分組成は炭素Ｃの含有量が過剰
であり、またＥの成分組成は珪素Ｓｉが過剰である。
【００６１】
【表１】 これらの鋼を用いて表２に示すような発明例１〜８及び
比較例９〜１６の鋼板を作製した。
比較例９〜１６の鋼板を作製した。
【００６２】発明例１〜８はいずれも請求項（３）の要
件を全て満足し、（１１１）／（１００）の比が１．２
５〜２の範囲に含まれ、またフェライト分率が７０％以
上である。いずれも疲労寿命が１００００００回を超え
ており、ＹＰが３６０ＭＰａを超える高張力鋼板であ
る。一方、比較例１６のようにＴＳ７００ＭＰａ級の鋼
板でも１００００００回を超えないことがあることか
ら、本願は疲労特性向上に有効であるといえる。なおよ
く用いられているの造船用ＫＡ３６（日本海事協会規
格）に該当する鋼板（板厚２５ｍｍ、ＹＰ＝３８０ＭＰ
ａ程度）を本願の疲労試験に供試した場合の疲労寿命は
３０００００〜４０００００回程度であった。
件を全て満足し、（１１１）／（１００）の比が１．２
５〜２の範囲に含まれ、またフェライト分率が７０％以
上である。いずれも疲労寿命が１００００００回を超え
ており、ＹＰが３６０ＭＰａを超える高張力鋼板であ
る。一方、比較例１６のようにＴＳ７００ＭＰａ級の鋼
板でも１００００００回を超えないことがあることか
ら、本願は疲労特性向上に有効であるといえる。なおよ
く用いられているの造船用ＫＡ３６（日本海事協会規
格）に該当する鋼板（板厚２５ｍｍ、ＹＰ＝３８０ＭＰ
ａ程度）を本願の疲労試験に供試した場合の疲労寿命は
３０００００〜４０００００回程度であった。
【００６３】本願の実施にあたっては発明例５、６に見
られるように比較的高温仕上げの二相域圧延条件ではや
や（１１１）／（１００）境界間隔が広くなりかつ（１
１１）／（１００）の面強度比が大きくなる傾向がある
ため、疲労特性を向上させるためにはなるべく低温で圧
延仕上げをすることが望ましい。
られるように比較的高温仕上げの二相域圧延条件ではや
や（１１１）／（１００）境界間隔が広くなりかつ（１
１１）／（１００）の面強度比が大きくなる傾向がある
ため、疲労特性を向上させるためにはなるべく低温で圧
延仕上げをすることが望ましい。
【００６４】また、発明例８に見られるように二相域加
工前のα分率が確保できる限り高Ｃｅｑ．な成分組成の
鋼を用いる方が疲労特性は向上する。
工前のα分率が確保できる限り高Ｃｅｑ．な成分組成の
鋼を用いる方が疲労特性は向上する。
【００６５】一方、二相域圧延温度が高すぎて二相域加
工前に７０％のα分率が確保できてない比較例９では加
工率が７７．３％でも集合組織の発達が不十分である。
そのため疲労特性が著しく低下する。
工前に７０％のα分率が確保できてない比較例９では加
工率が７７．３％でも集合組織の発達が不十分である。
そのため疲労特性が著しく低下する。
【００６６】また、粗圧延を９５０℃以上で実施し、未
再結晶域圧延を１０％確保していない比較例１０〜１４
でもα分率は十分なものの、やはり加工が不十分なた
め、（１１１）／（１００）境界間隔を十分に狭くでき
ない。また、集合組織の発達のバランスが不良である。
従って疲労特性はあまり向上しない。
再結晶域圧延を１０％確保していない比較例１０〜１４
でもα分率は十分なものの、やはり加工が不十分なた
め、（１１１）／（１００）境界間隔を十分に狭くでき
ない。また、集合組織の発達のバランスが不良である。
従って疲労特性はあまり向上しない。
【００６７】成分Ｄで作製した比較例１５はフェライト
変態が飽和するまで二相域圧延を待った場合でも第二相
が多いため、α分率が不十分である。従って、疲労特性
が不十分である。
変態が飽和するまで二相域圧延を待った場合でも第二相
が多いため、α分率が不十分である。従って、疲労特性
が不十分である。
【００６８】成分Ｅで作製した比較例１６はＳｉを多く
含有しており、集合組織の発達のバランスが悪く、疲労
特性は不十分である。
含有しており、集合組織の発達のバランスが悪く、疲労
特性は不十分である。
【００６９】
【表２】
【００７０】
【発明の効果】本願は船体・橋梁・建設機械などの構造
部材の溶接構造部位の疲労設計限度を向上することで薄
肉化による軽量化や材料の使用量を低下させ資源、エネ
ルギーコスト低減に資すること大である。
部材の溶接構造部位の疲労設計限度を向上することで薄
肉化による軽量化や材料の使用量を低下させ資源、エネ
ルギーコスト低減に資すること大である。
【図１】本発明実施例及び比較例の溶接構造部の疲労特
性評価に用いた廻し溶接４点曲げ疲労試験方法を示す図
である。
性評価に用いた廻し溶接４点曲げ疲労試験方法を示す図
である。
【図２】電子後方散乱パターン解析位置の例を示す図で
あり、亀裂断面のスケッチ及び結晶方位測定位置を図示
してある。図中の数字の位置で解析を実施。
あり、亀裂断面のスケッチ及び結晶方位測定位置を図示
してある。図中の数字の位置で解析を実施。
【図３】図２の各測定点に対応する電子後方散乱パター
ン測定結果を示す図である。図中の各番号に対応したα
（１００）の極のステレオ投影図で示した。
ン測定結果を示す図である。図中の各番号に対応したα
（１００）の極のステレオ投影図で示した。
【図４】フェライト主体の組織よりなる種々の二相域圧
延条件で作成した鋼板でα（１１１）面強度比とα（１
００）面強度比との比と疲労寿命との関係を示す図であ
る。
延条件で作成した鋼板でα（１１１）面強度比とα（１
００）面強度比との比と疲労寿命との関係を示す図であ
る。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 石川 忠 大分市大字西ノ洲１番地 新日本製鐵株式 会社大分製鐵所内 (72)発明者 石田 浩司 大分市大字西ノ洲１番地 新日本製鐵株式 会社大分製鐵所内 (72)発明者 間渕 秀里 大分市大字西ノ洲１番地 新日本製鐵株式 会社大分製鐵所内 Ｆターム(参考） 4K032 AA01 AA04 AA05 AA11 AA14 AA15 AA16 AA17 AA19 AA21 AA22 AA23 AA24 AA27 AA29 AA31 AA35 AA36 BA01 CA01 CA02 CA03 CB02 CC02 CD06
Claims (7)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０２〜０．２％、Ｓ
ｉ：０．０１〜０．８％、Ｍｎ：０．３〜２．５％、
Ｐ：０．０００１〜０．０４％、Ｓ：０．０００１〜
０．０２％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０
０１〜０．０１％を有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物
からなり、かつ当該金属組織をフェライト相が７０％以
上を占め、鋼板表面に平行な測定面で鋼板内部のα（１
１１）面強度比とα（１００）面強度比の比が１．２５
〜２．０であることを特徴とする疲労亀裂伝播特性の良
好な鋼板。 - 【請求項２】 さらに、（１００）／／ＮＤ方位を有す
る結晶粒と（１１１）／／ＮＤ方位を有する結晶粒との
間の境界が亀裂の進展方向にそって少なくとも３０μｍ
に一箇所以上横切ることを特徴とする請求項１に記載の
疲労亀裂伝播特性の良好な鋼板。ただし、ＮＤは鋼板表
面の法線方向を示し、（ｕｖｗ）／／ＮＤは金属材料の
ミラー指数（ｕｖｗ）の面が鋼板表面とほぼ平行である
すべての結晶方位を含む。 - 【請求項３】 鋼が、さらに重量％で、Ｎｂ：０．００
３〜０．１％、Ｖ：０．００５〜０．２％、Ｔｉ：０．
００３〜０．１％の１種以上を含有することを特徴とす
る請求項１〜２のいずれかに記載の疲労亀裂伝播特性の
良好な鋼板。 - 【請求項４】 鋼が、さらに重量％で、Ｃｕ：０．０１
〜１．５％、Ｎｉ：０．０１〜３．０％、Ｍｏ：０．０
１〜１．０％、Ｃｒ：０．０１〜１．０％の１種以上を
含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記
載の疲労亀裂伝播特性の良好な鋼板。 - 【請求項５】 重量％で、Ｃ：０．０２〜０．２％、Ｓ
ｉ：０．０１〜０．８％、Ｍｎ：０．３〜２．５％、
Ｐ：０．０００１〜０．０４％、Ｓ：０．０００１〜
０．０２％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０
０１〜０．０１％を有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物
からなる鋼片を９５０〜１３００℃の温度域に加熱し、
粗圧延において少なくともオーステナイト未再結晶域の
圧下率を１０％以上とし、さらに仕上げ圧延において、
フェライトが７０％を超えるα−γ二相域またはα相域
温度で累積圧下率を７５％以上とすることを特徴とする
疲労亀裂伝播特性の良好な鋼板の製造方法。 - 【請求項６】 鋼が、さらに重量％で、Ｎｂ：０．００
３〜０．１％、Ｖ：０．００５〜０．２％、Ｔｉ：０．
００３〜０．１％の１種以上を含有することを特徴とす
る請求項５に記載の疲労亀裂伝播特性の良好な鋼板の製
造方法。 - 【請求項７】 鋼が、さらに重量％で、Ｃｕ：０．０１
〜１．５％、Ｎｉ：０．０１〜３．０％、Ｍｏ：０．０
１〜１．０％、Ｃｒ：０．０１〜１．０％の１種以上を
含有することを特徴とする請求項５〜６のいずれかに記
載の疲労亀裂伝播特性の良好な鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19809698A JP2000017379A (ja) | 1998-06-30 | 1998-06-30 | 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 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19809698A JP2000017379A (ja) | 1998-06-30 | 1998-06-30 | 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 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000017379A true JP2000017379A (ja) | 2000-01-18 |
Family
ID=16385438
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19809698A Withdrawn JP2000017379A (ja) | 1998-06-30 | 1998-06-30 | 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 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2000017379A (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2005098069A1 (ja) * | 2004-04-08 | 2005-10-20 | Nippon Steel Corporation | 疲労き裂伝播特性に優れた鋼板及びその製造方法 |
| KR100544611B1 (ko) * | 2001-12-22 | 2006-01-24 | 주식회사 포스코 | 피로특성이 우수한 가공용 고강도 박강판 및 그 제조방법 |
| JP2008214646A (ja) * | 2007-02-28 | 2008-09-18 | Jfe Steel Kk | 板厚方向の耐疲労亀裂伝播特性に優れた溶接構造用厚鋼板およびその製造方法 |
| JP2009132995A (ja) * | 2007-11-09 | 2009-06-18 | Jfe Steel Corp | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法 |
| KR100920617B1 (ko) | 2002-12-28 | 2009-10-08 | 주식회사 포스코 | 피로특성 및 내취성파괴 특성이 우수한 인장강도45㎏/㎟급 고강도 박강판의 제조방법 |
| KR20190077785A (ko) | 2017-12-26 | 2019-07-04 | 주식회사 포스코 | 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재 및 그 제조방법 |
| CN115351071A (zh) * | 2022-08-05 | 2022-11-18 | 新疆八一钢铁股份有限公司 | 一种抑制中小棒优特钢热顶锻裂纹的轧制工艺 |
-
1998
- 1998-06-30 JP JP19809698A patent/JP2000017379A/ja not_active Withdrawn
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