JP2010084189A - Method for manufacturing thick steel excellent in fatigue crack-generation resistance - Google Patents
Method for manufacturing thick steel excellent in fatigue crack-generation resistance Download PDFInfo
- Publication number
- JP2010084189A JP2010084189A JP2008254173A JP2008254173A JP2010084189A JP 2010084189 A JP2010084189 A JP 2010084189A JP 2008254173 A JP2008254173 A JP 2008254173A JP 2008254173 A JP2008254173 A JP 2008254173A JP 2010084189 A JP2010084189 A JP 2010084189A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel material
- less
- thick steel
- phase
- temperature
- 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
Links
Abstract
Description
本発明は、構造安全性が強く求められる、橋梁、船舶、建築物、海洋構造物、タンク、パイプなどの溶接構造物や、建設、輸送、採掘、掘削などに使用する機械、機器等に用いて好適な、厚鋼材の製造方法に係り、とくに、耐疲労き裂発生特性の改善に関する。なお、ここでいう「厚鋼材」は、肉厚：６mm以上の厚鋼板、形鋼等を含むものとする。 The present invention is used for welding structures such as bridges, ships, buildings, marine structures, tanks, pipes, machines and equipment used for construction, transportation, mining, excavation, etc., where structural safety is strongly required. In particular, the present invention relates to a method for producing a thick steel material, and more particularly to improvement of fatigue crack resistance. Note that the “thick steel material” here includes thick steel plates, section steels and the like having a thickness of 6 mm or more.
橋梁、船舶、建築物、海洋構造物、タンク、パイプなどの溶接構造物や、建設、輸送、採掘、掘削などに使用する機械、機器に使用される鋼材は、強度、靭性などの機械的性質や溶接性に優れていることはもちろんであるが、稼動時における定常の繰返し荷重や、風、地震等の震動に起因する非定常の繰返し荷重に対しても、構造物の構造安全性を確保できる特性を有することが要求される。 Welded structures such as bridges, ships, buildings, offshore structures, tanks, pipes, etc., machines used for construction, transportation, mining, excavation, etc., steel materials used in equipment, mechanical properties such as strength and toughness In addition to being excellent in weldability, the structural safety of the structure is ensured even against steady cyclic loads during operation and unsteady cyclic loads caused by vibrations such as wind and earthquake. It is required to have characteristics that can be achieved.
繰返し荷重に対しては、耐疲労特性に優れていることが要求される。一般的に、溶接構造物においては、定常あるいは非定常の繰返し荷重により、溶接止端部やスカラップなどの局所的な応力集中部から、多数の微小疲労き裂（数μm〜数100μm）が発生し、それらが連結して大きな疲労き裂となり、鋼材全体へと進展して、部材の終局的な破断に至ることが知られている。 For repeated loads, excellent fatigue resistance is required. Generally, in welded structures, many micro fatigue cracks (several μm to several 100 μm) are generated from local stress concentration parts such as weld toes and scallops due to steady or unsteady repeated loads. However, it is known that when they are connected, a large fatigue crack is formed, which progresses to the entire steel material, leading to a final fracture of the member.
疲労き裂の発生の抑制には、応力集中の低減が重要であり、そのような手法としてはＴＩＧ溶接等によるドレッシングや、ピーニング処理などが効果的であることが広く知られている。しかし、溶接構造物には、規模に応じて、数百あるいは数千もの応力集中個所が存在するため、このような処理を工業的な規模で実施することは、施工時間や施工コストの観点からも、非現実的であると言える。 In order to suppress the occurrence of fatigue cracks, it is important to reduce stress concentration. As such a technique, it is widely known that dressing such as TIG welding or peening is effective. However, depending on the scale, there are hundreds or thousands of stress concentration points in the welded structure, so performing such treatment on an industrial scale is from the viewpoint of construction time and construction cost. Is unrealistic.
新設された溶接構造物では、定期的に検査が行われるため、現状では、目視で識別できる大きさの疲労き裂（数mm〜数10mm）が検出された際には、補修を繰返して、構造物の安全性を保持していくことが行われている。しかし、このような検査や補修は、莫大な費用と手間を必要とする。このため、微小疲労き裂が発生したとしても、それが大きな疲労き裂に成長しないように、鋼材に疲労き裂発生抑制効果を持たせることが重要となる。 New welded structures are regularly inspected, so at present, when a fatigue crack (several mm to several tens of mm) of a size that can be visually identified is detected, repairs are repeated, The safety of the structure is being maintained. However, such inspection and repair require enormous costs and labor. For this reason, even if a micro fatigue crack occurs, it is important to give the steel material an effect of suppressing the occurrence of fatigue cracks so that it does not grow into a large fatigue crack.
例えば、特許文献１には、疲労き裂が進展しにくい性質を有する鋼板が記載されている。特許文献１に記載された鋼板は、硬質部の素地とこの素地に分散した軟質部とからなる組織を有し、これら硬質部と軟質部の硬度差がビッカース硬さで150HV以上である鋼板である。この鋼板は、中程度のΔＫ領域において疲労き裂進展抑制特性に優れており、例えば溶接部から発生した疲労き裂の進展抑制効果を有し、この鋼板を使用した溶接構造物では、疲労寿命の延長が期待できるとしている。なお、特許文献１に記載された鋼板は、鋼材組成と圧延後の熱処理条件を適正に組合せる方法で製造できるとしている。 For example, Patent Document 1 describes a steel sheet having a property that fatigue cracks are difficult to propagate. The steel sheet described in Patent Document 1 is a steel sheet having a structure composed of a base of a hard part and a soft part dispersed in the base, and the hardness difference between the hard part and the soft part is 150 HV or more in Vickers hardness. is there. This steel sheet is excellent in fatigue crack growth suppression characteristics in a moderate ΔK region, and has, for example, an effect of suppressing the growth of fatigue cracks generated from a welded portion. In a welded structure using this steel sheet, the fatigue life is reduced. Is expected to be extended. In addition, it is supposed that the steel plate described in patent document 1 can be manufactured with the method of combining a steel material composition and the heat processing conditions after rolling appropriately.
また、特許文献２には、耐疲労き裂伝播特性に優れた厚鋼材が記載されている。特許文献２に記載された厚鋼材は、軟質相と該軟質相を網目状に囲む硬質第二相からなる二相組織を有し、軟質相が、フェライト、焼戻しベイナイト、焼戻しマルテンサイトの１種または２種以上から構成されかつ平均ビッカース硬さが150HV以下、かつ硬質第二相がベイナイト、マルテンサイト、焼戻しベイナイト、焼戻しマルテンサイトの１種または２種以上から構成され、かつ平均ビッカース硬さが250HV以上、かつ硬質第二相の粒界占有率（硬質第二相が占めている粒界長さの総和／総粒界長さ）が0.5以上を、満足する厚鋼材であり、母材の疲労き裂進展速度を、いずれのき裂進展方向においても顕著に抑制できるとしている。なお、特許文献２に記載された厚鋼材は、予め鋼片に1200〜1350℃で２〜100ｈの拡散熱処理を施したのち、ＡＣ３変態点〜1250℃に加熱し、圧延後にＡｒ３変態点以上から400℃以下まで加速冷却する熱間圧延を施し、さらに二相域に加熱した後400℃以下まで加速冷却する処理を施すか、鋼片を熱間圧延したのち、1150〜1250℃で２〜100ｈの加熱後、加速冷却する拡散熱処理を施し、さらに二相域に加熱した後400℃以下まで加速冷却する処理を施すことにより、製造できるとしている。 Patent Document 2 describes a thick steel material having excellent fatigue crack propagation characteristics. The thick steel material described in Patent Document 2 has a two-phase structure composed of a soft phase and a hard second phase surrounding the soft phase in a network, and the soft phase is one of ferrite, tempered bainite, and tempered martensite. Or it is composed of two or more types, the average Vickers hardness is 150HV or less, and the hard second phase is composed of one or more of bainite, martensite, tempered bainite, tempered martensite, and the average Vickers hardness is It is a thick steel material that satisfies 250HV or higher and the grain boundary occupancy ratio of the hard second phase (total grain boundary length occupied by the hard second phase / total grain boundary length) of 0.5 or more. The fatigue crack growth rate can be significantly suppressed in any crack propagation direction. The thickness steel described in Patent Document 2, after subjected to diffusion heat treatment 2~100h advance in billet at 1200 to 1350 ° C., heated to A C3 transformation point to 1250 ° C., A r3 transformation point after rolling From the above, hot rolling to accelerate cooling to 400 ° C or lower is applied, and after further heating to a two-phase region, accelerated cooling to 400 ° C or lower or hot rolling of the steel slab, 1250 to 1250 ° C at 2 It is said that it can be manufactured by performing diffusion heat treatment for accelerated cooling after heating for ˜100 h, and further performing heat treatment for cooling to 400 ° C. or lower after heating to a two-phase region.
また、特許文献３には、「疲労強度に優れた厚鋼板」が記載されている。特許文献３に記載された厚鋼板は、フェライトと硬質第二相とを含む組織を有し、かつ、表面に平行な断面組織において、硬質第二相が、分率：20〜80％、平均ビッカース硬さ：250〜800HV、硬質第二相の平均円相当径：10〜200μm、硬質第二相間の最大間隔：500μm以下を満足し、硬質第二相の組織がベイナイト、マルテンサイトのいずれか又は両者の混合である鋼板であり、疲労き裂の進展抑制効果を有するとしている。なお、特許文献３に記載された厚鋼板は、1150〜1300℃で１〜100ｈ保持する拡散熱処理を施したのち、ＡＣ３変態点〜1250℃に加熱し、圧下比が２以上の熱間圧延を行い、熱間圧延後、0.1〜２℃/sの冷却速度でフェライト分率が10％以上となる温度まで冷却し、さらに500℃以下まで５〜100℃/sで急冷する方法で製造できるとしている。 Patent Document 3 describes “a thick steel plate excellent in fatigue strength”. The thick steel plate described in Patent Document 3 has a structure containing ferrite and a hard second phase, and in the cross-sectional structure parallel to the surface, the hard second phase has a fraction: 20 to 80%, average Vickers hardness: 250 to 800 HV, average equivalent circle diameter of hard second phase: 10 to 200 μm, maximum distance between hard second phases: 500 μm or less, hard second phase structure is either bainite or martensite Or it is the steel plate which is a mixture of both, and is supposed to have the effect of suppressing the growth of fatigue cracks. The thickness steel sheet described in Patent Document 3, after having been subjected to diffusion heat treatment to 1~100h maintained at 1150 to 1300 ° C., heated to A C3 transformation point to 1250 ° C., the reduction ratio of 2 or more hot rolling And after hot rolling, it is cooled to a temperature at which the ferrite fraction becomes 10% or more at a cooling rate of 0.1 to 2 ° C./s, and further quenched to 5 ° C./s to 500 ° C. or less. It is said.
また、疲労き裂伝播挙動に及ぼす微視組織の影響については、例えば非特許文献１に報告がある。非特許文献１に記載された報告では、低炭素鋼を用いて、特殊な熱処理を繰り返して特殊な微視組織を得て、疲労き裂伝播特性を調査している。使用した組織は、ビッカース硬さが148HVの軟質相(フェライト相)中に、平均サイズ：149μmで、ビッカース硬さ565HVの硬質相（マルテンサイト相）を分率：36.4％で均一分散させた組織（鋼Ａ）と、ビッカース硬さが546HVの硬質相（マルテンサイト相：分率：39.2％）が、ビッカース硬さが149HVの軟質相(フェライト相)を網目状に取り囲んだ組織（鋼Ｂ）と、の２種の鋼材について疲労き裂伝播特性を調査している。その結果、鋼Ａより、鋼Ｂのほうが、疲労き裂伝播速度が低減するとしている。 Further, for example, Non-Patent Document 1 reports on the influence of the microstructure on the fatigue crack propagation behavior. In a report described in Non-Patent Document 1, a special microstructure is obtained by repeating special heat treatment using low carbon steel, and fatigue crack propagation characteristics are investigated. The structure used is a structure in which a hard phase (martensite phase) with an average size of 149μm and a Vickers hardness of 565HV is uniformly dispersed at a fraction of 36.4% in a soft phase (ferrite phase) with a Vickers hardness of 148HV. (Steel A) and a structure in which a hard phase (martensite phase: fraction: 39.2%) with a Vickers hardness of 546HV surrounds a soft phase (ferrite phase) with a Vickers hardness of 149HV (steel B) The fatigue crack propagation characteristics of two types of steel materials are investigated. As a result, the steel B has a lower fatigue crack propagation rate than the steel A.
また、特許文献４には、Ｃ：0.01〜0.10％、Si：0.04〜0.6％、Mn：0.50〜2.0％、Al：0.003〜0.06％、さらにTi：0.001〜0.10％を含み、炭素当量Ｃeq値が0.28〜0.65％で、鋼板表面から板厚方向に２mmの深さまでの領域の清浄度が0.005〜0.1％であることを特徴とする継手疲労強度に優れた溶接用耐疲労亀裂鋼板が記載されている。特許文献４に記載された技術は、表層の介在物と疲労特性とが相関があることを見出したことに基づいており、連続鋳造鋳型内の溶鋼流動を適正な状態に維持するか、適正な組成のモールドフラックスを用いることにより達成できるとしている。
しかしながら、特許文献１に記載された技術では、上記した組織の鋼板を製造するために、圧延後、組成に応じて、直接焼入れ、再加熱焼入れ処理、あるいは二相域加熱焼入れ、さらには焼戻し等の特別な熱処理を必要とし、製造工程が複雑となり、工業的な製造においては問題を残していた。
また、特許文献２に記載された技術では、長時間の拡散熱処理、二相温度域での加熱・冷却処理等、製造工程が複雑となり、工業的製造においては問題を残していた。
However, in the technique described in Patent Document 1, in order to produce a steel sheet having the above structure, depending on the composition after rolling, direct quenching, reheating quenching treatment, or two-phase region heating quenching, and further tempering, etc. Special heat treatment is required, and the manufacturing process becomes complicated, leaving problems in industrial manufacturing.
In addition, the technique described in Patent Document 2 has complicated manufacturing processes such as long-time diffusion heat treatment and heating / cooling treatment in a two-phase temperature range, and has left problems in industrial production.
また、特許文献３に記載された技術では、特許文献３の実施例に記載されているように、鋼材の板厚方向への疲労き裂の進展は抑制する場合があると考えられるが、鋼材の長手方向や幅方向での耐疲労き裂伝播特性の劣化が懸念される。また、特許文献３に示された組織分率や硬さの組み合わせでは、疲労き裂進展抑制効果が全くみられない場合があることも本発明者らは確認している。 Moreover, in the technique described in Patent Document 3, as described in the example of Patent Document 3, it is considered that the progress of fatigue cracks in the thickness direction of the steel material may be suppressed. There is concern about deterioration of fatigue crack propagation characteristics in the longitudinal direction and the width direction. In addition, the present inventors have confirmed that the combination of the structure fraction and the hardness shown in Patent Document 3 may not show a fatigue crack growth suppressing effect at all.
また、非特許文献１に記載された技術では、所望の組織を得るために、５段階にわたる特殊な熱処理を必要とし、工業的規模での生産に適した技術とは言えない。また、特許文献４に記載された技術は、実施例に記載されているように、同じ条件で処理しても、表層の介在物分布を適正な範囲内に調整できない場合が生じ、安定性に欠けるという問題がある。 Further, the technique described in Non-Patent Document 1 requires special heat treatment in five stages to obtain a desired structure, and cannot be said to be a technique suitable for production on an industrial scale. In addition, as described in the Examples, the technique described in Patent Document 4 may not be able to adjust the distribution of inclusions in the surface layer within an appropriate range even when processed under the same conditions. There is a problem of lacking.
本発明は、かかる従来技術の問題に鑑み、微小な疲労き裂（数μm〜数100μm）の発生を抑制できる、耐疲労き裂発生特性に優れた厚鋼材の製造方法を提供することを目的とする。なお、ここでいう「微小な疲労き裂」とは、非特許文献２（田中ら：材料、第31巻、第343号、p.376〜382(1982)．）に示されているような、結晶粒界と相互作用をもたらすような微小な疲労き裂（表面長さで数μm〜数100μm）をいうものとする。 An object of the present invention is to provide a method for producing a thick steel material excellent in fatigue crack resistance and capable of suppressing the occurrence of minute fatigue cracks (several μm to several hundreds of μm). And The “small fatigue crack” referred to here is as shown in Non-Patent Document 2 (Tanaka et al .: Materials, Vol. 31, No. 343, p. 376-382 (1982)). In addition, a minute fatigue crack (several μm to several hundred μm in surface length) that causes an interaction with a crystal grain boundary is meant.
また、ここでいう「耐疲労き裂発生特性に優れた」とは、応力比が0を超え0.50以下の高サイクル疲労試験における、繰返し回数が200万回で破断しなかった最大の応力振幅での最大応力σＷmaxが、静的引張試験の0.2％耐力σ0.2の0.8倍以上である場合をいうものとする。
なお、本発明が目的とする厚鋼材は、耐疲労き裂発生特性に優れるとともに、構造物用鋼材として、引張強さTS：490MPa以上の強度と、シャルピー衝撃試験（JIS Z 2242の規定に準拠）の破面遷移温度vTrsが０℃以下の高靭性を有する。
In addition, “excellent in fatigue crack resistance” is the maximum stress amplitude that did not break at a cycle number of 2 million in a high cycle fatigue test with a stress ratio exceeding 0 and not exceeding 0.50. The maximum stress σ Wmax is 0.8 times the 0.2% yield strength σ 0.2 of the static tensile test.
In addition, the thick steel material targeted by the present invention is excellent in fatigue crack resistance, and as a structural steel material, it has a tensile strength of TS: 490 MPa or more and a Charpy impact test (conforms to the provisions of JIS Z 2242. ) Fracture surface transition temperature vTrs has a high toughness of 0 ° C. or less.
本発明者らは、上記した目的を達成するために、微小な疲労き裂の発生に及ぼす微視組織の影響について鋭意研究を行った。その結果、表層近傍の領域（表面から板厚の１／10までの領域）において、硬質相からなる基地中に軟質相を分散させた組織を含み、かつ硬質相と軟質相とのビッカース硬さの差ΔＨＶ（＝（硬質相のビッカース硬さHVｈ）−（軟質相のビッカース硬さHVｓ））と軟質相の平均粒径ｄ（μm）とが特定の関係を満足する組織とすることにより、厚鋼材の耐疲労き裂発生特性が顕著に向上することを新規に見出した。 In order to achieve the above-mentioned object, the present inventors have intensively studied the influence of the microscopic structure on the generation of a minute fatigue crack. As a result, in the area near the surface layer (area from the surface to 1/10 of the plate thickness), it includes a structure in which the soft phase is dispersed in the matrix composed of the hard phase, and the Vickers hardness between the hard phase and the soft phase. ΔHV (= (Vickers hardness of hard phase HV h ) − (Vickers hardness of soft phase HV s ))) and soft phase average particle diameter d (μm) should satisfy a specific relationship As a result, the inventors have found that the fatigue crack initiation characteristics of thick steel materials are significantly improved.
そして、本発明者らの更なる検討により、上記した微細組織を有する厚鋼材は、圧延後の冷却・再加熱を適正に施すことにより、工業的規模でも製造が十分可能であるという知見を得た。
まず、本発明者らが行った、本発明の基礎となった実験結果について説明する。
種々の組成および製造方法で作成した種々の鋼材について、JIS Z 2273の規定に準拠して、応力比：0.1で、大気中、周波数：10Hzとするsine波形の応力を付加する高サイクル疲労試験を実施した。そして、疲労試験における、繰返し回数が200万回で破断しなかった最大の応力振幅での最大応力σＷmaxを疲労強度（200万回疲労強度）として求めた。そして、得られた疲労強度σwmaxと、静的引張試験時の0.2％耐力σ0.2との比、σwmax／σ0.2を算出した。また、使用した鋼材について、組織を観察して、軟質相の平均粒径ｄ（μm）を測定するとともに、硬質相および軟質相のビッカース硬さをそれぞれ測定し、硬質相と軟質相との硬さ差ΔＨＶを算出した。
As a result of further studies by the present inventors, it has been found that thick steel materials having the fine structure described above can be sufficiently manufactured even on an industrial scale by appropriately performing cooling and reheating after rolling. It was.
First, a description will be given of experimental results performed by the present inventors and serving as the basis of the present invention.
For various steel materials made with various compositions and manufacturing methods, in accordance with the provisions of JIS Z 2273, a high cycle fatigue test is applied to apply a sine waveform stress at a stress ratio of 0.1, in the atmosphere, and at a frequency of 10 Hz. Carried out. In the fatigue test, the maximum stress σ Wmax at the maximum stress amplitude at which the number of repetitions was 2 million times and did not break was determined as the fatigue strength (2 million times fatigue strength). Then, the ratio of the obtained fatigue strength σ wmax to the 0.2% proof stress σ 0.2 in the static tensile test, σ wmax / σ 0.2 was calculated. In addition, for the steel materials used, the microstructure is observed, the average particle diameter d (μm) of the soft phase is measured, the Vickers hardness of the hard phase and the soft phase are measured, and the hardness of the hard phase and the soft phase is measured. A difference ΔHV was calculated.
得られた結果を、σwmax／σ0.2と（ΔＨＶ）２／ｄとの関係で、図１に示す。
図１から、（ΔＨＶ）２／ｄが400以上となる場合に、σwmax／σ0.2が0.8以上となり、耐疲労き裂発生特性が向上することがわかる。
また、本発明者らのさらなる研究により、このような組織は、圧延後の冷却条件までを考慮した適正な熱間圧延と、二相温度域への再加熱処理とを組み合わせることにより、確保できることを新規に見出した。
The obtained results are shown in FIG. 1 in relation to σ wmax / σ 0.2 and (ΔHV) 2 / d.
FIG. 1 shows that when (ΔHV) 2 / d is 400 or more, σ wmax / σ 0.2 is 0.8 or more, and fatigue crack resistance is improved.
Further, through further research by the present inventors, such a structure can be ensured by combining proper hot rolling considering the cooling conditions after rolling and reheating treatment to the two-phase temperature range. Was newly found.
本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。
すなわち、本発明の要旨は次の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：0.02〜0.4％、Si：0.01〜0.55％、Mn：0.1〜3.0％、Ｐ：0.2％以下、Ｓ：0.05％以下、Sol.Al：0.1％以下、T.Ｎ：0.005％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の鋼素材に、熱間圧延工程、再加熱処理工程を順次施して、所定寸法の厚鋼材とする厚鋼材の製造方法であって、前記熱間圧延工程が、前記鋼素材に（Ａc3変態点＋100℃）以上の温度に再加熱し、Ａc3変態点を超える温度域における累積圧下率が50％以上となる熱間圧延を施して厚鋼材とした後、Ｍｓ点以下の温度まで空冷する工程であり、前記再加熱処理工程が、前記熱間圧延工程を経た厚鋼材に、0.1℃／ｓ以上の加熱速度で、Ａｃ３変態点〜Ａｃ１変態点の温度域の温度まで再加熱した後、10℃／ｓ以上の冷却速度でＭｓ点以下の温度まで冷却する再加熱冷却処理を施す工程である、ことを特徴とする耐疲労き裂発生特性に優れた厚鋼材の製造方法。
（２）（１）において、前記再加熱処理工程を経た前記厚鋼材に、さらにＡｃ１変態点未満の温度で焼戻しする焼戻処理を施すことを特徴とする厚鋼材の製造方法。
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：0.01〜2.0％、Cr：0.01〜3.0％、Mo：0.01〜2.0％、Nb：0.1％以下、Ｖ：0.1％以下、Ti：0.1％以下、Ｂ：0.01％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする厚鋼材の製造方法。
（４）（１）ないし（３）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ni：0.01〜10.0％を含有する組成とすることを特徴とする厚鋼材の製造方法。
（５）（１）ないし（４）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.01％以下、REM：0.1％以下のうちから選ばれた1種または2種を含有する組成とすることを特徴とする厚鋼材の製造方法。
（６）（１）ないし（５）のいずれかに記載の厚鋼材の製造方法で得られた厚鋼材であって、表面から板厚方向に板厚の１／10までの領域において、硬質相からなる基地中に軟質相が分散した組織を含み、該軟質相の平均粒径ｄ（μm）と前記硬質相のビッカース硬さと前記軟質相のビッカース硬さとの差ΔＨＶとが次（１）式
（ΔＨＶ）２／ｄ ≧ 400 ‥‥‥（１）
（ここで、ΔＨＶ：硬質相のビッカース硬さと前記軟質相のビッカース硬さとの差、ｄ：軟質相の平均粒径ｄ（μm））
を満足する組織を有することを特徴とする耐疲労き裂発生特性に優れた厚鋼材。
The present invention has been completed based on such findings and further studies.
That is, the gist of the present invention is as follows.
(1) By mass%, C: 0.02 to 0.4%, Si: 0.01 to 0.55%, Mn: 0.1 to 3.0%, P: 0.2% or less, S: 0.05% or less, Sol. Al: 0.1% or less, T. N: A method for producing a thick steel material in which a steel material containing 0.005% or less and comprising a balance Fe and inevitable impurities is subjected to a hot rolling step and a reheating treatment step in order to obtain a thick steel material having a predetermined size. In the hot rolling step, the steel material is reheated to a temperature of (A c3 transformation point + 100 ° C.) or higher, and the cumulative rolling reduction in the temperature range exceeding the A c3 transformation point is 50% or higher. Is subjected to air cooling to a temperature equal to or lower than the Ms point, and the reheating treatment step is performed at a heating rate of 0.1 ° C./s or more on the thick steel material that has undergone the hot rolling step. after re-heated to c3 temperature of the temperature range of the transformation point to a c1 transformation point, reheated to cool at 10 ° C. / s or more cooling rate until a temperature below M s point A step of performing retirement processing method for producing a superior thick steel in resistance to fatigue crack initiation properties, characterized in that.
(2) The method for producing a thick steel material according to (1), wherein the thick steel material that has undergone the reheating treatment step is further subjected to a tempering treatment at a temperature lower than the Ac1 transformation point.
(3) In (1) or (2), in addition to the above composition, in terms of mass%, Cu: 0.01 to 2.0%, Cr: 0.01 to 3.0%, Mo: 0.01 to 2.0%, Nb: 0.1% or less, V: 0.1% or less, Ti: 0.1% or less, B: A method of producing a thick steel material comprising one or more selected from 0.01% or less.
(4) In any one of (1) to (3), in addition to the above-described composition, the method further comprises a composition containing Ni: 0.01 to 10.0% by mass%.
(5) In any one of (1) to (4), in addition to the above composition, the composition further contains one or two kinds selected from Ca: 0.01% or less and REM: 0.1% or less by mass%. A method for producing a thick steel material, characterized in that:
(6) A thick steel material obtained by the method for producing a thick steel material according to any one of (1) to (5), wherein a hard phase is formed in a region from the surface to 1/10 of the plate thickness in the plate thickness direction. And a difference ΔHV between the average particle diameter d (μm) of the soft phase and the Vickers hardness of the hard phase and the Vickers hardness of the soft phase is expressed by the following formula (1): (ΔHV) 2 / d ≧ 400 (1)
(Here, ΔHV: difference between the Vickers hardness of the hard phase and the Vickers hardness of the soft phase, d: average particle diameter d (μm) of the soft phase)
A thick steel material excellent in fatigue crack resistance, characterized by having a structure satisfying
本発明によれば、微小な疲労き裂（数μm〜数100μm）の発生を抑制できる、耐疲労き裂発生特性に優れた厚鋼板を、現状の製造条件を最適化することで、容易にしかも安定して製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明によれば、仮に応力集中部に微小疲労き裂が発生しても、それが大きな疲労き裂（数mm〜数十mm）となることを抑制でき、鋼構造物や機械・機器等の寿命延長や補修工程の省力化に繋がるという効果もある。 According to the present invention, a steel plate excellent in fatigue crack resistance that can suppress the occurrence of minute fatigue cracks (several μm to several hundreds μm) can be easily obtained by optimizing the current production conditions. Moreover, it can be manufactured stably and has a remarkable industrial effect. In addition, according to the present invention, even if a micro fatigue crack occurs in the stress concentration part, it can be prevented from becoming a large fatigue crack (several mm to several tens of mm). There is also an effect that it leads to the extension of the life of equipment and labor saving of the repair process.
本発明の厚鋼材の製造方法では、鋼素材に、熱間圧延工程と、再加熱処理工程、あるいはさらに焼戻工程とを順次施す。
本発明で使用する鋼素材の製造方法は、とくに限定する必要はないが、溶鋼を、転炉等の常用の溶製法で溶製し、所定の組成に調整したのち、さらに連続鋳造法等の常用の鋳造方法でスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。
In the method for producing a thick steel material according to the present invention, a hot rolling process, a reheating process, or a tempering process is sequentially performed on the steel material.
Although the manufacturing method of the steel material used in the present invention is not particularly limited, the molten steel is melted by a conventional melting method such as a converter, adjusted to a predetermined composition, and further, such as a continuous casting method. It is preferable to use a steel material such as a slab by a conventional casting method.
まず、本発明で使用する鋼素材の組成限定理由について説明する。なお、以下、とくに断わらない限り質量％は、単に％で記す。
Ｃ：0.02〜0.4％
Ｃは、鋼の強度を増加させる作用を有する元素であり、本発明ではとくに硬質相の強度増加に寄与し、疲労強度を顕著に増加させる作用を有する。このような効果を得るためには、0.02％以上の含有を必要とする。一方、0.4％を超えて含有すると、延性や曲げ加工性が低下するとともに、溶接性が低下する。このため、Ｃは0.02〜0.4％の範囲に限定した。
First, the reasons for limiting the composition of the steel material used in the present invention will be described. Hereinafter, unless otherwise specified, mass% is simply expressed as%.
C: 0.02-0.4%
C is an element having an effect of increasing the strength of steel. In the present invention, C particularly contributes to an increase in the strength of the hard phase and has an effect of remarkably increasing the fatigue strength. In order to obtain such an effect, a content of 0.02% or more is required. On the other hand, when it contains exceeding 0.4%, ductility and bending workability will fall, and weldability will fall. For this reason, C was limited to the range of 0.02 to 0.4%.
Si：0.01〜0.55％
Siは、脱酸剤として作用するとともに、固溶して鋼の強度を増加させる作用を有する元素である。このような効果を得るためには、0.01％以上の含有を必要とする。一方、0.55％を超える含有は、靭性を低下させるとともに、溶接性を低下させる。このため、Siは0.01〜0.55％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.05〜0.45％である。
Si: 0.01-0.55%
Si is an element that acts as a deoxidizer and has the effect of increasing the strength of steel by solid solution. In order to acquire such an effect, 0.01% or more of content is required. On the other hand, the content exceeding 0.55% reduces toughness and weldability. For this reason, Si was limited to the range of 0.01 to 0.55%. In addition, Preferably it is 0.05 to 0.45%.
Mn：0.1〜3.0％
Mnは、焼入れ性の向上を介し、鋼の強度を増加させるとともに、靭性を向上させる作用を有する。このような効果を得るためには、0.1％以上の含有を必要とする。一方、3.0％を超える含有は、溶接性を低下させる。このため、Mnは0.1〜3.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.5〜3.0％である。
Mn: 0.1-3.0%
Mn has the effect of increasing the strength of steel and improving toughness through the improvement of hardenability. In order to obtain such an effect, the content of 0.1% or more is required. On the other hand, the content exceeding 3.0% lowers the weldability. For this reason, Mn was limited to the range of 0.1 to 3.0%. In addition, Preferably it is 0.5 to 3.0%.
Ｐ：0.2％以下
Ｐは、耐候性を向上させる元素であるが、Ｐの多量含有は、靭性の劣化に繋がる。そのため、できるだけ低減することが望ましいが、0.2％までは許容できる。このようなことから、Ｐは、0.2％以下に限定した。なお、好ましくは0.1％以下である。
Ｓ：0.05％以下
Ｓは、鋼中では、介在物として存在し延性、靭性等を劣化させるため、できるだけ低減することが望ましいが、0.05％までは許容できる。このようなことから、Ｓは0.05％を上限とした。なお、好ましくは0.03％以下である。
P: 0.2% or less P is an element that improves weather resistance, but a large content of P leads to deterioration of toughness. Therefore, it is desirable to reduce as much as possible, but up to 0.2% is acceptable. Therefore, P is limited to 0.2% or less. In addition, Preferably it is 0.1% or less.
S: 0.05% or less S is present as an inclusion in steel and deteriorates ductility, toughness, etc., so it is desirable to reduce it as much as possible, but 0.05% is acceptable. Therefore, the upper limit of S is 0.05%. In addition, Preferably it is 0.03% or less.
Sol.Al：0.1％以下
Sol.Alは、脱酸剤として作用するとともに、結晶粒の微細化にも寄与する元素であるが、0.1％を超える過剰の含有は、靭性の低下に繋がる。このため、Sol.Alは0.1％以下に限定した。なお、好ましくは0.05％以下である。
Ｔ.Ｎ：0.005％以下
Ｔ.Ｎ（全Ｎ量）は、Ｃと同様に、固溶強化により鋼の強度を増加させる元素であるが、過剰な含有は靭性の低下を招く。このため、本発明ではＴ.Ｎは0.005％以下に限定した。
Sol.Al: 0.1% or less
Sol.Al is an element that acts as a deoxidizer and contributes to refinement of crystal grains. However, an excessive content exceeding 0.1% leads to a decrease in toughness. For this reason, Sol.Al was limited to 0.1% or less. In addition, Preferably it is 0.05% or less.
T.N: 0.005% or less T.N (total N amount) is an element that increases the strength of steel by solid solution strengthening, as in C. However, excessive inclusion causes a decrease in toughness. For this reason, in this invention, TN was limited to 0.005% or less.
上記した成分が基本の成分であるが、本発明では上記した基本の組成に加えてさらに、必要に応じて、Cu：0.01〜2.0％、Cr：0.01〜3.0％、Mo：0.01〜2.0％、Nb：0.1％以下、Ｖ：0.1％以下、Ti：0.1％以下、Ｂ：0.01％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ni：0.01〜10.0％、および／または、Ca：0.01％以下、REM：0.1％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有してもよい。 Although the above-mentioned components are basic components, in the present invention, in addition to the basic composition described above, if necessary, Cu: 0.01 to 2.0%, Cr: 0.01 to 3.0%, Mo: 0.01 to 2.0%, Nb: 0.1% or less, V: 0.1% or less, Ti: 0.1% or less, B: one or more selected from 0.01% or less, and / or Ni: 0.01 to 10.0%, and / or , Ca: 0.01% or less, REM: One or two selected from 0.1% or less may be contained.
Cu：0.01〜2.0％、Cr：0.01〜3.0％、Mo：0.01〜2.0％、Nb：0.1％以下、Ｖ：0.1％以下、Ti：0.1％以下、Ｂ：0.01％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Cu、Cr、Mo、Nb、Ｖ、Ti、Ｂはいずれも、強度を増加させる作用を有する元素であり、必要に応じて、選択して含有できる。
Cuは、固溶強化を介して鋼の強度を増加させる作用を有する元素である。このような効果を確保するためには、0.01％以上の含有を必要とする。一方、2.0％を超える含有は、溶接性が低下するとともに、鋼材製造時に疵が生じやすくなる。このため、含有する場合には、Cuは0.01〜2.0％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、0.01〜1.0％である。
Cu: 0.01 to 2.0%, Cr: 0.01 to 3.0%, Mo: 0.01 to 2.0%, Nb: 0.1% or less, V: 0.1% or less, Ti: 0.1% or less, B: 0.01% or less 1 type or 2 types or more
Cu, Cr, Mo, Nb, V, Ti, and B are all elements that have the effect of increasing the strength, and can be selected and contained as necessary.
Cu is an element having an action of increasing the strength of steel through solid solution strengthening. In order to ensure such an effect, the content of 0.01% or more is required. On the other hand, if the content exceeds 2.0%, weldability is lowered and flaws are likely to occur during the production of the steel material. For this reason, when it contains, it is preferable to limit Cu to 0.01 to 2.0% of range. In addition, More preferably, it is 0.01 to 1.0%.
Crは、焼入れ性の向上や焼戻軟化抵抗の増加を介して鋼の強度を増加させる作用を有する元素である。このような効果は、0.01％以上の含有で認められる。一方、3.0％を超える含有は、溶接性と靭性を低下させる。このため、含有する場合には、Crは0.01〜3.0％に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、0.01〜2.5％である。
Moは、焼入れ性の向上や焼戻軟化抵抗の増加を介して鋼の強度を増加させる作用を有する元素である。このような効果は、0.01％以上の含有で認められる。一方、2.0％を超える含有は、溶接性と靭性を低下させる。このため、含有する場合には、Moは0.01〜2.0％に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、0.01〜1.0％である。
Cr is an element that has the effect of increasing the strength of steel through improving hardenability and increasing temper softening resistance. Such an effect is recognized when the content is 0.01% or more. On the other hand, the content exceeding 3.0% decreases weldability and toughness. For this reason, when contained, Cr is preferably limited to 0.01 to 3.0%. In addition, More preferably, it is 0.01 to 2.5%.
Mo is an element that has the effect of increasing the strength of steel through improving hardenability and increasing temper softening resistance. Such an effect is recognized when the content is 0.01% or more. On the other hand, the content exceeding 2.0% decreases weldability and toughness. For this reason, when it contains, it is preferable to limit Mo to 0.01 to 2.0%. In addition, More preferably, it is 0.01 to 1.0%.
Nbは、焼戻時に炭化物として析出し、析出強化を介して鋼の強度を増加させる元素である。また、Nbは圧延・焼入れ時のオーステナイト粒を細粒化する作用も有するが、0.1％を超える含有は、靭性を低下させる。このため、含有する場合には、Nbは0.1％以下に限定することが好ましい。なおより好ましくは0.05％以下である。
Ｖは、焼戻時に炭化物として析出し、析出強化を介して鋼の強度を増加させる元素である。また、Ｖは、圧延・焼入れ時のオーステナイト粒を細粒化する作用も有するが、0.1％を超える含有は、靭性を低下させる。このため、含有する場合には、Ｖは0.1％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.05％以下である。
Nb is an element that precipitates as carbide during tempering and increases the strength of the steel through precipitation strengthening. Nb also has the effect of refining austenite grains during rolling / quenching, but inclusion exceeding 0.1% reduces toughness. For this reason, when it contains, it is preferable to limit Nb to 0.1% or less. More preferably, it is 0.05% or less.
V is an element that precipitates as carbides during tempering and increases the strength of the steel through precipitation strengthening. V also has the effect of refining austenite grains during rolling / quenching, but the content exceeding 0.1% lowers toughness. For this reason, when it contains, it is preferable to limit V to 0.1% or less. In addition, More preferably, it is 0.05% or less.
Tiは、焼戻時に炭化物として析出し、析出強化を介し、鋼の強度を増加させるとともに、TiNが溶接熱影響部における旧オーステナイト粒を微細化し靭性を向上させる。しかし、0.1％を超える含有は、溶接熱影響部靭性を低下させるとともに、鋼材コストの高騰を招く。このため、Tiは0.1％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.05％以下である。 Ti precipitates as carbides during tempering and increases the strength of the steel through precipitation strengthening, and TiN refines the prior austenite grains in the weld heat affected zone and improves the toughness. However, if the content exceeds 0.1%, the weld heat-affected zone toughness is lowered and the steel material cost is increased. For this reason, Ti is preferably limited to 0.1% or less. In addition, More preferably, it is 0.05% or less.
Ｂは、少量の含有で焼入れ性を向上させ、焼入れ性の向上を介して鋼の強度を増加させる作用を有する元素であるが、0.01％を超える含有は、溶接性を低下させる。このため、含有する場合には、Ｂは0.01％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.005％以下である。
Ni：0.01〜10.0％
Niは、低温靭性を向上させる作用を有するとともに、Cu含有時にCuによる熱間脆性の発生を防止する作用を有する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果は0.01％以上の含有で認められるが、10.0％を超える含有は、鋼材コストの高騰を招くとともに、溶接性が低下する。このため、Niは含有する場合には0.01〜10.0％に限定することが好ましい。
B is an element having the effect of improving the hardenability when contained in a small amount and increasing the strength of the steel through the improvement of hardenability, but containing over 0.01% lowers the weldability. For this reason, when it contains, it is preferable to limit B to 0.01% or less. More preferably, it is 0.005% or less.
Ni: 0.01-10.0%
Ni is an element having an effect of improving low temperature toughness and an effect of preventing the occurrence of hot brittleness due to Cu when Cu is contained, and can be contained as necessary. Such an effect is recognized with a content of 0.01% or more. However, a content exceeding 10.0% causes a rise in the cost of steel materials and lowers weldability. For this reason, when it contains Ni, it is preferable to limit to 0.01 to 10.0%.
Ca：0.01％以下、REM：0.1％以下のうちから選ばれた１種または２種
Ca、REMはいずれも、溶接熱影響部靭性を向上させる元素であり、必要に応じて選択して１種または２種を含有できる。
Caは、溶接熱影響部靭性を向上させる元素であるが、0.01％を超える含有は、CaS介在物が増加し靭性を低下させる悪影響を及ぼす。このため、含有する場合は0.01％以下に限定することが好ましい。
One or two selected from Ca: 0.01% or less, REM: 0.1% or less
Both Ca and REM are elements that improve the weld heat-affected zone toughness, and can be selected as necessary to contain one or two kinds.
Ca is an element that improves the toughness of the heat affected zone of the weld. However, if its content exceeds 0.01%, CaS inclusions increase and the toughness is adversely affected. For this reason, when it contains, it is preferable to limit to 0.01% or less.
REMは、含有元素との相互作用で、溶接熱影響部靭性を向上させる元素であるが、0.1％を超えて含有すると靭性が低下する。このため、REMは0.1％以下に限定することが好ましい。なお、ここではREMは、希土類元素であるＹ、Ce等の総称で、ここでいう含有量はこれら元素の総量を意味する。
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。
REM is an element that improves the toughness of the weld heat affected zone by interaction with the contained elements, but if it exceeds 0.1%, the toughness decreases. For this reason, it is preferable to limit REM to 0.1% or less. Here, REM is a generic name for rare earth elements Y, Ce and the like, and the content here means the total amount of these elements.
The balance other than the above components is Fe and inevitable impurities.
本発明では、上記した組成の鋼素材に、まず、熱間圧延工程を施す。
熱間圧延工程では、鋼素材を（Ａc3変態点＋100℃）以上の温度に再加熱し、Ａc3変態点を超える温度域における累積圧下率が50％以上となる熱間圧延を施して厚鋼材とした後、Ｍｓ点以下の温度まで空冷する。
熱間圧延のための再加熱温度が、（Ａc3変態点＋100℃）未満では、鋼素材に、所望の累積圧下率を付与する熱間圧延を施すことができなくなる。また、Ａc3変態点を超える温度域における累積圧下率が50％未満では、所望の強度、靭性を確保できなくなる。このため、鋼素材に施す熱間圧延は、（Ａc3変態点＋100℃）以上の温度に再加熱し、Ａc3変態点を超える温度域における累積圧下率が50％以上となる熱間圧延とすることが好ましい。
In the present invention, a hot rolling process is first applied to the steel material having the above composition.
In the hot rolling process, the steel material is reheated to a temperature of (A c3 transformation point + 100 ° C) or higher, and hot rolled so that the cumulative rolling reduction in the temperature range exceeding the A c3 transformation point is 50% or more. After making the steel, it is air-cooled to a temperature below the Ms point.
If the reheating temperature for hot rolling is less than ( Ac3 transformation point + 100 ° C.), hot rolling that imparts a desired cumulative rolling reduction to the steel material cannot be performed. On the other hand, when the cumulative rolling reduction in the temperature range exceeding the A c3 transformation point is less than 50%, desired strength and toughness cannot be ensured. For this reason, the hot rolling applied to the steel material is re-heating to a temperature of (A c3 transformation point + 100 ° C) or higher, and the cumulative rolling reduction in the temperature range exceeding the A c3 transformation point is 50% or more. It is preferable to do.
なお、Ａｃ３変態点は、各成分の含有量に基づいて、次式で算出できる。
Ａｃ３変態点（℃）＝854−180Ｃ＋44Si−14Mn−17.8Ni−1.7Cr、
ここで、Ｃ、Si、Mn、Ni、Crは各元素の含有量（質量％）である。
熱間圧延工程では、上記した熱間圧延後、Ｍｓ点以下の温度まで空冷する。これにより、フェライトに代表される軟質相中にパーライトに代表される硬質相が分散した組織を有する厚鋼材となる。
The Ac3 transformation point can be calculated by the following equation based on the content of each component.
A c3 transformation point (℃) = 854-180C + 44Si- 14Mn-17.8Ni-1.7Cr,
Here, C, Si, Mn, Ni, and Cr are the contents (mass%) of each element.
In the hot rolling process, after the hot rolling described above, air cooling is performed to a temperature below the Ms point. As a result, a thick steel material having a structure in which a hard phase represented by pearlite is dispersed in a soft phase represented by ferrite.
熱間圧延工程を経た厚鋼材は、ついで再加熱処理工程を施される。
再加熱処理工程では、0.1℃／ｓ以上の加熱速度で、Ａｃ３変態点〜Ａｃ１変態点の温度域（二相温度域）の温度まで再加熱し、しかるのちに、10℃／ｓ以上の冷却速度でＭｓ点以下の温度まで冷却する再加熱冷却処理を施す。
軟質相中に硬質相が分散した組織を有する厚鋼材を、上記した二相温度域の温度に加熱することにより、硬質相部分や、軟質相界面が順次オーステナイトに変態する。二相温度域への加熱速度が0.1℃／ｓ未満と遅い加熱では、オーステナイト化しない硬質相が軟化しすぎて、耐疲労き裂発生特性が低下する。
The thick steel material that has undergone the hot rolling process is then subjected to a reheating process.
In the reheating treatment step, reheating is performed at a heating rate of 0.1 ° C./s or higher to a temperature in the temperature range from the A c3 transformation point to the A c1 transformation point (two-phase temperature range), and then 10 ° C./s or higher. A reheating and cooling process is performed to cool to a temperature not higher than the M s point at the cooling rate.
By heating a thick steel material having a structure in which a hard phase is dispersed in a soft phase to a temperature in the above-described two-phase temperature region, the hard phase portion and the soft phase interface are transformed into austenite sequentially. When the heating rate to the two-phase temperature range is as low as less than 0.1 ° C./s, the hard phase that does not become austenite is too soft, and fatigue crack resistance is reduced.
二相温度域の所定の温度に加熱され、必要に応じて所定の時間保持された厚鋼材は、ついで、10℃／ｓ以上の冷却速度でＭｓ点以下の温度（冷却停止温度）まで冷却される。これにより、オーステナイトに変態した部分がマルテンサイト、ベイナイトなどのより硬い硬質相に変態し、軟質相と硬質相との硬さ差ΔＨＶが大きくなり、耐疲労き裂発生特性が向上する。なお、冷却停止温度がＭｓ点を超える場合や、冷却速度が10℃／ｓ未満の場合には、硬さが低い硬質相が生成し、ΔＨＶが小さくなる。 The thick steel material heated to a predetermined temperature in the two-phase temperature range and maintained for a predetermined time as required is then cooled to a temperature below the M s point (cooling stop temperature) at a cooling rate of 10 ° C./s or higher. Is done. As a result, the portion transformed into austenite is transformed into a harder hard phase such as martensite or bainite, the hardness difference ΔHV between the soft phase and the hard phase is increased, and the fatigue crack resistance is improved. When the cooling stop temperature exceeds the M s point or when the cooling rate is less than 10 ° C./s, a hard phase with low hardness is generated and ΔHV becomes small.
なお、Ａｃ１変態点、Ｍｓ点は、各成分の含有量に基づいて、次各式で算出できる。
Ａｃ１変態点（℃）＝723−14Mn＋22Si−14.4Ni＋23.3Cr、
Ｍｓ点（℃）＝517−300Ｃ−33Mn−22Cr−17Ni−11Mo−11Si
（ここで、Ｃ、Si、Mn、Ni、Cr、Moは各元素の含有量（質量％））
なお、本発明では、上記した再加熱処理工程後にさらに焼戻工程を行ってもよい。
The A c1 transformation point and M s point can be calculated by the following equations based on the content of each component.
A c1 transformation point (° C.) = 723−14Mn + 22Si−14.4Ni + 23.3Cr
M s point (℃) = 517−300C−33Mn−22Cr−17Ni−11Mo−11Si
(Here, C, Si, Mn, Ni, Cr, Mo are the contents of each element (mass%))
In the present invention, a tempering step may be further performed after the above-described reheating treatment step.
焼戻工程では、Ａc1変態点未満の温度で焼戻する焼戻処理を施す。焼戻処理を施すことにより、延性、靭性が向上し、所望の強度および靭性に調整することができる。なお、焼戻温度がＡc1変態点以上では、島状マルテンサイトが生成し靭性が低下する。
上記した本発明の製造方法で得られた厚鋼材は、上記した組成を有し、さらに表面から板厚方向に板厚の１／10までの領域において、硬質相からなる基地中に軟質相が分散した組織を含み、軟質相の平均粒径ｄ（μm）と硬質相と軟質相の硬さの差ΔＨＶとが特定の関係式を満足する組織を有する。
In the tempering step, a tempering process is performed in which tempering is performed at a temperature lower than the A c1 transformation point. By performing the tempering treatment, the ductility and toughness are improved and the desired strength and toughness can be adjusted. Note that when the tempering temperature is equal to or higher than the A c1 transformation point, island martensite is generated and toughness is lowered.
The thick steel material obtained by the manufacturing method of the present invention described above has the above-described composition, and in the region from the surface to 1/10 of the plate thickness in the plate thickness direction, the soft phase is present in the base made of the hard phase. It has a structure including a dispersed structure, in which the average particle diameter d (μm) of the soft phase and the hardness difference ΔHV between the hard phase and the soft phase satisfy a specific relational expression.
ここでいう「表面」とは、図２に示す鋼材の表面に生成された酸化膜（いわゆるスケール）下の地鉄（鋼材）表面を意味する。ここでいう「硬質相」とは、ベイナイト、焼戻ベイナイト、焼戻マルテンサイト、マルテンサイトのうちの１種または２種以上をいうものとする。また、軟質相は、フェライト、ベイナイト、焼戻ベイナイトのうちの１種または２種以上をいうものとする。なお、硬質相からなる基地中に軟質相が分散した組織は、スケール直下の領域に存在することがより好ましい。 The “surface” here means the surface of the ground steel (steel material) under the oxide film (so-called scale) generated on the surface of the steel material shown in FIG. Here, the “hard phase” means one or more of bainite, tempered bainite, tempered martensite, and martensite. Further, the soft phase refers to one or more of ferrite, bainite, and tempered bainite. In addition, it is more preferable that the structure in which the soft phase is dispersed in the matrix composed of the hard phase exists in a region immediately below the scale.
そして、上記した硬質相からなる基地中に軟質相が分散した組織は、軟質相の平均粒径ｄ（μm）と、硬質相と軟質相の硬さの差ΔＨＶ（＝（硬質相のビッカース硬さHVｈ）−（軟質相のビッカース硬さHVｓ））とが下記（１）式
（ΔＨＶ）２／ｄ ≧ 400 ‥‥‥（１）
（ここで、ΔＨＶ：硬質相のビッカース硬さと軟質相のビッカース硬さとの差、ｄ：軟質相の平均粒径ｄ（μm））
を満足する組織である。
The structure in which the soft phase is dispersed in the matrix composed of the hard phase described above has an average particle diameter d (μm) of the soft phase and a difference ΔHV (= (Vickers hardness of the hard phase) of the hard phase and the soft phase. HV h ) − (Vickers hardness HV s of soft phase)) is expressed by the following formula (1) (ΔHV) 2 / d ≧ 400 (1)
(Here, ΔHV: difference between Vickers hardness of the hard phase and Vickers hardness of the soft phase, d: average particle diameter d (μm) of the soft phase)
It is an organization that satisfies
ｄとΔＨＶとが、（１）式を満足することにより、σwmax／σ0.2が0.8以上となる、所望の耐疲労き裂発生特性を確保することができる。これは、軟質相に発生するき裂の長さが軟質相の微細化にともない小さくなること、および、軟質相と硬質相の硬さ差ΔＨＶが大きくなるとともに、軟質相に発生したき裂が硬質相に進展しにくくなることによるためと考えられる。ｄとΔＨＶとが、（１）式を満足しない場合には、所望の耐疲労き裂発生特性を確保することができなくなる。 When d and ΔHV satisfy the expression (1), it is possible to ensure desired fatigue crack initiation characteristics in which σ wmax / σ 0.2 is 0.8 or more. This is because the crack length generated in the soft phase decreases as the soft phase becomes finer, and the hardness difference ΔHV between the soft phase and the hard phase increases, and the crack generated in the soft phase increases. This is thought to be due to the difficulty of progressing to the hard phase. If d and ΔHV do not satisfy the formula (1), the desired fatigue crack resistance cannot be ensured.
なお、軟質相の硬さ、硬質相の硬さは、ビッカース硬さ試験に際し使用する荷重により変化するため、図３に示すように、軟質相内または硬質相内で、圧痕が、Ｋ＞Ｈとなるように、荷重を選択して測定するものとする。
以下、実施例に基づいてさらに本発明を詳細に説明する。
Since the hardness of the soft phase and the hardness of the hard phase vary depending on the load used in the Vickers hardness test, as shown in FIG. 3, the indentation in the soft phase or the hard phase is K> H. The load shall be selected and measured so that
Hereinafter, the present invention will be described in more detail based on examples.
表１に示す組成の鋼素材に、表２に示す条件で熱間圧延工程、再加熱処理工程、あるいはさらに焼戻工程を施し、板厚13〜100mmの厚鋼板（厚鋼材）とした。これら厚鋼板について、組織観察、硬さ試験、引張試験、靭性試験、疲労試験を実施した。試験方法はつぎのとおりとした。
（１）組織観察
得られた厚鋼板から、表面から板厚方向に少なくとも板厚の１／10までの領域を含むように組織観察用試験片を採取した。組織観察用試験片の、圧延方向に平行な断面を観察面として鏡面研磨し、３％ナイタール腐食液によりエッチングし、金属組織を観察し、組織の同定を行った。なお、金属組織の観察は、光学顕微鏡（倍率：50〜400倍）を用いて、ランダムに視野数：20視野で行った。そして、各視野で、JIS G 0551(2005)の規定に準拠した線分法（切断法）を用いて、軟質相の粒径ｄを圧延方向と板厚方向についてそれぞれ測定し、それらの平均値を該厚鋼板の各視野における粒径とし、さらに、これら各視野における値の算術平均をその厚鋼板の軟質相の平均粒径ｄとした。
The steel material having the composition shown in Table 1 was subjected to a hot rolling process, a reheating treatment process, or a tempering process under the conditions shown in Table 2 to obtain a thick steel plate (thick steel material) having a thickness of 13 to 100 mm. These thick steel plates were subjected to structure observation, hardness test, tensile test, toughness test, and fatigue test. The test method was as follows.
(1) Microstructure observation A specimen for microstructural observation was collected from the obtained thick steel plate so as to include at least 1/10 of the plate thickness in the thickness direction from the surface. The cross section parallel to the rolling direction of the test piece for structure observation was mirror-polished as an observation surface, etched with a 3% nital etchant, the metal structure was observed, and the structure was identified. In addition, observation of the metal structure was performed randomly using 20 optical fields using an optical microscope (magnification: 50 to 400 times). In each field of view, the particle size d of the soft phase was measured in the rolling direction and the plate thickness direction using the line segment method (cutting method) in accordance with the provisions of JIS G 0551 (2005). Is the particle size in each field of view of the thick steel plate, and the arithmetic average of the values in each field of view is the average particle size d of the soft phase of the thick steel plate.
また、上記した組織観察の各視野で、JIS G 0551(2005)の規定に準拠した線分法を用いて、軟質相と硬質相の境界数Ｂshと全境界数Ｂtとを測定し、ＢshとＢtとの比、Ｂsh／Ｂt、を算出した。そして、Ｂsh／Ｂtが0.70以上である視野が1つ以上存在する場合を硬質相（基地）中に軟質相が分散している組織を含む組織となっていると判定した。なお、表中には、得られたＢsh／Ｂtの最大値を示した。Ｂsh／Ｂtが0.70未満では、総境界数中に占める軟質相／軟質相の境界相が多くなるため、軟質相が分散しているのではなく、基地として存在すると判定した。 In addition, in each of the above-mentioned visual fields for observing the structure, the boundary number Bsh and the total boundary number Bt between the soft phase and the hard phase are measured using a line segment method compliant with JIS G 0551 (2005). The ratio with Bt, Bsh / Bt, was calculated. Then, it was determined that the structure including the structure in which the soft phase is dispersed in the hard phase (base) when one or more visual fields having Bsh / Bt of 0.70 or more exist. In the table, the maximum value of Bsh / Bt obtained is shown. When Bsh / Bt is less than 0.70, the boundary phase of the soft phase / soft phase in the total number of boundaries increases, so it was determined that the soft phase is not dispersed but exists as a base.
（２）硬さ試験
得られた厚鋼板から、表面から板厚方向に少なくとも板厚の１／10までの領域を含むように硬さ測定用試験片を採取した。硬さ測定用試験片の、圧延方向に平行な断面を測定面として鏡面研磨し、ビッカース硬さ計を用いて、硬質相と軟質相の硬さをそれぞれ測定した。なお、軟質相と硬質相の硬さ測定に当たっては、図３に示すように、Ｋ＞Ｈとなるように、各試験片ごとに、荷重を選択して測定した。硬さ測定は、各厚鋼材について前記Ｂsh／Ｂtが最大値を示した位置で、硬質相、軟質相を各10ヶ所行い、それらの値の算術平均を、各厚鋼材の軟質相の硬さ（HVｓ）および硬質相の硬さ（HVｈ）とした。そして、各厚鋼材における、硬質相と軟質相の硬さの差ΔＨＶ（＝HVｈ−HVｓ）を算出した。
(2) Hardness test A specimen for hardness measurement was collected from the obtained thick steel plate so as to include at least 1/10 of the plate thickness in the thickness direction from the surface. The test piece for hardness measurement was mirror-polished using a cross section parallel to the rolling direction as a measurement surface, and the hardness of the hard phase and the soft phase was measured using a Vickers hardness meter. In the measurement of the hardness of the soft phase and the hard phase, as shown in FIG. 3, the load was selected and measured for each test piece so that K> H. Hardness is measured at the position where Bsh / Bt shows the maximum value for each thick steel material, each of 10 hard phases and soft phases, and the arithmetic average of these values is the hardness of the soft phase of each thick steel material. (HVs) and hardness of the hard phase (HVh). And the difference (DELTA) HV (= HVh-HVs) of the hardness of a hard phase and a soft phase in each thick steel material was computed.
（３）引張試験
得られた厚鋼板から、JIS Z 2201（1998）の規定に準拠して、引張方向が鋼板の圧延方向と直角方向となるように、全厚のJIS ５号引張試験片を採取した。引張試験は、JIS Z 2241(1998)に準拠して行い、0.2％耐力σ0.2、引張強さσTSを求め、静的引張時の引張特性を評価した。
(3) Tensile test In accordance with the provisions of JIS Z 2201 (1998), a full-thickness JIS No. 5 tensile test piece is used so that the tensile direction is perpendicular to the rolling direction of the steel plate. Collected. The tensile test was performed in accordance with JIS Z 2241 (1998), and 0.2% proof stress σ 0.2 and tensile strength σ TS were obtained, and the tensile properties during static tension were evaluated.
（４）靭性試験
得られた厚鋼板から、JIS Z 2242（2005）の規定に準拠して、長手方向が圧延方向に平行方向となるように、Ｖノッチ試験片を採取し、破面遷移温度vTrsを求め、靭性を評価した。なお、試験片は、板厚が20mm以上の場合は、Ｔ／４位置、板厚が20mm未満の場合はＴ／２位置から採取した。
(4) Toughness test V-notch specimens were taken from the obtained thick steel plate in accordance with the provisions of JIS Z 2242 (2005) so that the longitudinal direction was parallel to the rolling direction, and the fracture surface transition temperature was obtained. vTrs was determined and toughness was evaluated. The test piece was collected from the T / 4 position when the plate thickness was 20 mm or more, and from the T / 2 position when the plate thickness was less than 20 mm.
（５）疲労試験
得られた厚鋼板から、長手方向が圧延方向に直角方向となるように、JIS Z 2201（1998）の規定に準拠して全厚のJIS ５号引張試験片を採取した。これら試験片を用いて、JIS Z 2273（1978）の規定に準拠して疲労試験を実施し、疲労強度を求めた。疲労試験は、大気中にて応力比：0.1で、周波数10Hzのsine波形の応力を負荷して行い、繰返し数が200万回で破断しなかった最大の応力振幅での最大応力σwmaxを求め、疲労強度とした。図４に、負荷した応力の波形を模式的に示す。
(5) Fatigue test From the obtained thick steel plate, a full-thickness JIS No. 5 tensile test piece was sampled in accordance with the provisions of JIS Z 2201 (1998) so that the longitudinal direction was perpendicular to the rolling direction. Using these test pieces, a fatigue test was carried out in accordance with the provisions of JIS Z 2273 (1978) to determine the fatigue strength. The fatigue test is performed in the atmosphere with a stress ratio of 0.1 and a stress of sine waveform with a frequency of 10 Hz, and the maximum stress σ wmax at the maximum stress amplitude that did not break after 2 million cycles was obtained. The fatigue strength was determined. FIG. 4 schematically shows a waveform of applied stress.
得られた結果を表３に示す。 The obtained results are shown in Table 3.
本発明例はいずれも、表面から板厚方向に板厚の１／10までの領域に、所望の組織が含まれ、σＷmax／σ0.2が0.8以上で、耐疲労き裂発生特性に優れ、しかも、引張強さTS：490MPa以上の強度と、シャルピー衝撃試験の破面遷移温度vTrsが０℃以下の高靭性を有する厚鋼板となっている。
一方、本発明の範囲を外れる比較例は、σＷmax／σ0.2が0.8未満で耐疲労き裂発生特性が低下しているか、強度が不足しているか、あるいは靭性が低下しているか、あるいは両者とも劣化している。
In all of the examples of the present invention, a desired structure is included in the region from the surface to 1/10 of the plate thickness in the plate thickness direction, and σ Wmax / σ 0.2 is 0.8 or more, and excellent fatigue crack generation characteristics, Moreover, the steel sheet has a tensile strength TS: 490 MPa or more and a high toughness with a fracture surface transition temperature vTrs of Charpy impact test of 0 ° C. or less.
On the other hand, in the comparative examples that are outside the scope of the present invention, σ Wmax / σ 0.2 is less than 0.8, and the fatigue crack initiation characteristics are reduced, the strength is insufficient, the toughness is reduced, or both Both have deteriorated.
Ｃ含有量が本発明範囲を低く外れる厚鋼板No.11は、強度が不足し、さらに（１）式を満足せず、σＷmax／σ0.2が0.8未満と、耐疲労き裂発生特性が低下している。また、Ｃ、Ｐ、Ｓ含有量が本発明範囲を高く外れる厚鋼板No.12は、靭性が低下している。
また、熱間圧延条件のうち、再加熱温度、圧下率が本発明の範囲外となる厚鋼板No.13は強度が不足し、靭性が低下している。また、熱間圧延終了後の冷却が本発明の範囲外となる厚鋼板No.14は、Bsh/Btが0.70未満となり、硬質相中に軟質相が分散した所望の組織となっていないため、（１）式を満足せず耐疲労き裂発生特性が低下している。
Thick steel plate No. 11 whose C content deviates from the scope of the present invention is insufficient in strength, further does not satisfy the formula (1), and σ Wmax / σ 0.2 is less than 0.8, resulting in reduced fatigue crack resistance. is doing. Further, the thick steel plate No. 12 whose C, P, and S contents deviate from the scope of the present invention has a high toughness.
In addition, among the hot rolling conditions, the thick steel plate No. 13 in which the reheating temperature and the rolling reduction are outside the scope of the present invention has insufficient strength and has reduced toughness. In addition, the thick steel plate No. 14 whose cooling after the end of hot rolling is outside the scope of the present invention has a Bsh / Bt of less than 0.70 and does not have a desired structure in which the soft phase is dispersed in the hard phase. (1) The fatigue crack resistance characteristics are deteriorated without satisfying the formula.
また、再加熱処理工程における加熱速度が本発明の範囲外となる厚鋼板No.15は、（１）式が満足されず、耐疲労き裂発生特性が低下している。また、再加熱処理工程における加熱温度が本発明の範囲を高く外れる厚鋼板No.16は、軟質相が生成せず、ベイナイト単相組織となり、所望の組織となっていないため、耐疲労き裂発生特性が低下している。また、再加熱処理工程における加熱温度が本発明の範囲を低く外れる厚鋼板No.17は、強度が不足し、さらに（１）式を満足せず、耐疲労き裂発生特性が低下している。 Further, in the thick steel plate No. 15 in which the heating rate in the reheating treatment step is out of the range of the present invention, the formula (1) is not satisfied, and the fatigue crack resistance is deteriorated. In addition, the thick steel plate No. 16 in which the heating temperature in the reheating treatment step deviates greatly from the range of the present invention does not generate a soft phase, has a bainite single phase structure, and does not have a desired structure. Generation characteristics are degraded. In addition, the thick steel plate No. 17 whose heating temperature in the reheating treatment step falls outside the range of the present invention is insufficient in strength, further does not satisfy the formula (1), and fatigue crack resistance is reduced. .
また、再加熱処理工程における加熱後の冷却速度が、本発明の範囲を低く外れる厚鋼板No.18は、強度が不足し、さらに（１）式を満足せず、耐疲労き裂発生特性が低下している。また、再加熱処理工程における加熱後の冷却停止温度が、本発明の範囲を高く外れる厚鋼板No.19は、強度が不足し、さらに（１）式を満足せず、耐疲労き裂発生特性が低下している。 In addition, the thick steel plate No. 18, whose cooling rate after heating in the reheating treatment step falls outside the scope of the present invention, has insufficient strength and does not satisfy the formula (1), and has fatigue crack resistance. It is falling. In addition, the thick steel plate No. 19 whose cooling stop temperature after heating in the reheating treatment process is outside the range of the present invention is insufficient in strength, and further does not satisfy the formula (1), and fatigue crack resistance characteristics. Has fallen.
また、焼戻温度が本発明の好適範囲を高く外れる厚鋼板No.20は、靭性が低下している。 In addition, the thick steel plate No. 20 whose tempering temperature deviates from the preferred range of the present invention is high in toughness.
Claims (6)
Ｃ：0.02〜0.4％、 Si：0.01〜0.55％、
Mn：0.1〜3.0％、 Ｐ：0.2％以下、
Ｓ：0.05％以下 Sol.Al：0.1％以下、
T.Ｎ：0.005％以下
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の鋼素材に、熱間圧延工程、再加熱処理工程を順次施して、所定寸法の厚鋼材とする厚鋼材の製造方法であって、
前記熱間圧延工程が、前記鋼素材に（Ａc3変態点＋100℃）以上の温度に再加熱し、Ａc3変態点を超える温度域における累積圧下率が50％以上となる熱間圧延を施し、厚鋼材とした後、Ｍｓ点以下の温度まで空冷する工程であり、
前記再加熱処理工程が、前記熱間圧延工程を経た厚鋼材に、0.1℃／ｓ以上の加熱速度で、Ａｃ３変態点〜Ａｃ１変態点の温度域の温度まで再加熱した後、10℃／ｓ以上の冷却速度でＭｓ点以下の温度まで冷却する再加熱冷却処理を施す工程である、
ことを特徴とする耐疲労き裂発生特性に優れた厚鋼材の製造方法。 % By mass
C: 0.02 to 0.4%, Si: 0.01 to 0.55%,
Mn: 0.1 to 3.0%, P: 0.2% or less,
S: 0.05% or less Sol.Al: 0.1% or less,
A method for producing a thick steel material having a predetermined size of thick steel material by sequentially performing a hot rolling step and a reheating treatment step on a steel material having a composition containing TN: 0.005% or less and the balance Fe and inevitable impurities. Because
In the hot rolling process, the steel material is reheated to a temperature of (A c3 transformation point + 100 ° C.) or higher, and hot rolling is performed so that the cumulative rolling reduction in the temperature range exceeding the A c3 transformation point is 50% or more. After the thick steel material is air-cooled to a temperature below the Ms point,
The reheating step, the thickness steel having passed through the hot rolling process, at least a heating rate of 0.1 ° C. / s, was reheated to a temperature of the temperature range of A c3 transformation point to A c1 transformation point, 10 ° C. It is a step of performing a reheating cooling process for cooling to a temperature below the M s point at a cooling rate of at least / s.
A method for producing a thick steel material having excellent fatigue crack resistance.
表面から板厚方向に板厚の１／10までの領域において、硬質相からなる基地中に軟質相が分散した組織を含み、該軟質相の平均粒径ｄ（μm）と前記硬質相のビッカース硬さと前記軟質相のビッカース硬さとの差ΔＨＶとが下記（１）式を満足する組織を有することを特徴とする耐疲労き裂発生特性に優れた厚鋼材。
記
（ΔＨＶ）２／ｄ ≧ 400 ‥‥‥（１）
ここで、ΔＨＶ：硬質相のビッカース硬さと軟質相のビッカース硬さとの差
ｄ：軟質相の平均粒径ｄ（μm）
A thick steel material obtained by the method for producing a thick steel material according to any one of claims 1 to 5,
In the region from the surface to the thickness of 1/10 of the plate thickness, it includes a structure in which the soft phase is dispersed in the matrix composed of the hard phase, the average particle diameter d (μm) of the soft phase and the Vickers of the hard phase A thick steel material excellent in fatigue crack resistance, characterized in that the difference ΔHV between the hardness and the Vickers hardness of the soft phase satisfies the following formula (1).
(ΔHV) 2 / d ≧ 400 (1)
Where ΔHV: difference between Vickers hardness of hard phase and Vickers hardness of soft phase
d: Average particle diameter d (μm) of the soft phase
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2008254173A JP5359160B2 (en) | 2008-09-30 | 2008-09-30 | Manufacturing method of thick steel material with excellent fatigue crack resistance |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2008254173A JP5359160B2 (en) | 2008-09-30 | 2008-09-30 | Manufacturing method of thick steel material with excellent fatigue crack resistance |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2010084189A true JP2010084189A (en) | 2010-04-15 |
| JP5359160B2 JP5359160B2 (en) | 2013-12-04 |
Family
ID=42248437
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2008254173A Expired - Fee Related JP5359160B2 (en) | 2008-09-30 | 2008-09-30 | Manufacturing method of thick steel material with excellent fatigue crack resistance |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP5359160B2 (en) |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003003229A (en) * | 2001-06-19 | 2003-01-08 | Nippon Steel Corp | Thick steel plate having excellent fatigue strength and production method therefor |
| JP2004143504A (en) * | 2002-10-23 | 2004-05-20 | Nippon Steel Corp | Thick steel member having excellent fatigue crack propagating resistance, and production method therefor |
| JP2005298877A (en) * | 2004-04-08 | 2005-10-27 | Nippon Steel Corp | Steel plate with excellent fatigue crack propagation characteristic, and its manufacturing method |
| JP2010084188A (en) * | 2008-09-30 | 2010-04-15 | Jfe Steel Corp | Thick steel material superior in fatigue-crack generation resistance, and method for manufacturing the same |
| JP2010084187A (en) * | 2008-09-30 | 2010-04-15 | Jfe Steel Corp | Thick steel material superior in fatigue-crack generation resistance, and method for manufacturing the same |
-
2008
- 2008-09-30 JP JP2008254173A patent/JP5359160B2/en not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003003229A (en) * | 2001-06-19 | 2003-01-08 | Nippon Steel Corp | Thick steel plate having excellent fatigue strength and production method therefor |
| JP2004143504A (en) * | 2002-10-23 | 2004-05-20 | Nippon Steel Corp | Thick steel member having excellent fatigue crack propagating resistance, and production method therefor |
| JP2005298877A (en) * | 2004-04-08 | 2005-10-27 | Nippon Steel Corp | Steel plate with excellent fatigue crack propagation characteristic, and its manufacturing method |
| JP2010084188A (en) * | 2008-09-30 | 2010-04-15 | Jfe Steel Corp | Thick steel material superior in fatigue-crack generation resistance, and method for manufacturing the same |
| JP2010084187A (en) * | 2008-09-30 | 2010-04-15 | Jfe Steel Corp | Thick steel material superior in fatigue-crack generation resistance, and method for manufacturing the same |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP5359160B2 (en) | 2013-12-04 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5573265B2 (en) | High strength thick steel plate excellent in ductility with a tensile strength of 590 MPa or more and method for producing the same | |
| JP4858221B2 (en) | High-tensile steel with excellent ductile crack initiation characteristics | |
| JP5928405B2 (en) | Tempered steel sheet excellent in resistance to hydrogen-induced cracking and method for producing the same | |
| JPWO2017183060A1 (en) | Abrasion resistant steel sheet and method for producing the abrasion resistant steel sheet | |
| JP4951997B2 (en) | A method for producing a high-tensile steel sheet having a tensile strength of 550 MPa or more. | |
| JPWO2017183058A1 (en) | Abrasion resistant steel sheet and method for producing the abrasion resistant steel sheet | |
| JP6048436B2 (en) | Tempered high tensile steel plate and method for producing the same | |
| JP2013032584A (en) | Thick-walled high-strength seamless steel pipe for linepipe having excellent sour resistance, and process for producing same | |
| JP6064896B2 (en) | Steel material with excellent fatigue crack propagation characteristics, method for producing the same, and method for determining steel materials with excellent fatigue crack propagation characteristics | |
| JPWO2017183059A1 (en) | Abrasion resistant steel sheet and method for producing the abrasion resistant steel sheet | |
| JP6528895B2 (en) | High strength flat steel wire with excellent resistance to hydrogen induced cracking | |
| JP6036616B2 (en) | Steel sheet for welded structure excellent in fatigue crack resistance and method for producing the same | |
| JPWO2015151468A1 (en) | Steel material for high deformability line pipe excellent in strain aging resistance and HIC resistance, manufacturing method thereof, and welded steel pipe | |
| JP5369585B2 (en) | Thick steel material with excellent fatigue crack resistance and its manufacturing method | |
| JP5407143B2 (en) | Fatigue crack propagation retarding steel and its manufacturing method | |
| JP2005314811A (en) | Method for producing steel having excellent ductility and fatigue crack propagation resistance | |
| JP4998708B2 (en) | Steel material with small material anisotropy and excellent fatigue crack propagation characteristics and method for producing the same | |
| JP4645307B2 (en) | Wear-resistant steel with excellent low-temperature toughness and method for producing the same | |
| JP2011184754A (en) | Steel having excellent brittle crack arrest property, and method of producing the same | |
| JP5369584B2 (en) | Thick steel material with excellent fatigue crack resistance and its manufacturing method | |
| JP4645461B2 (en) | High-strength steel material excellent in ductile crack initiation characteristics and fatigue crack propagation characteristics and method for producing the same | |
| KR101791324B1 (en) | High-strength steel material having excellent fatigue properties, and method for producing same | |
| JP5716419B2 (en) | Steel plate with excellent fatigue resistance and method for producing the same | |
| JP2005187934A (en) | Steel having excellent fatigue characteristics, and its production method | |
| JP2014095145A (en) | Steel sheet for welded structure excellent in weldability and fatigue crack propagation resistance and its manufacturing method |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20110824 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20130430 |
|
| RD03 | Notification of appointment of power of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7423 Effective date: 20130624 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20130628 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20130806 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20130819 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 5359160 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |