JP3849244B2 - 繰返し大変形下での延性き裂進展抵抗の優れた鋼材及びその製造方法 - Google Patents
繰返し大変形下での延性き裂進展抵抗の優れた鋼材及びその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP3849244B2 JP3849244B2 JP25108297A JP25108297A JP3849244B2 JP 3849244 B2 JP3849244 B2 JP 3849244B2 JP 25108297 A JP25108297 A JP 25108297A JP 25108297 A JP25108297 A JP 25108297A JP 3849244 B2 JP3849244 B2 JP 3849244B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel
- steel material
- crack growth
- resistance under
- 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.)
- Expired - Fee Related
Links
Images
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は土木建築分野における各種建造物に利用される構造用鋼材に関し、特に地震による繰返しの大変形を受けた場合に、応力集中部から発生する延性き裂に対して高い進展抵抗が要求される建造物への利用に適した構造用鋼材及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
建築分野における耐震設計法では、鋼材の塑性変形によって地震のエネルギーを吸収することにより、建築物の崩壊を防ごうとする設計がなされているが、このような建築物に適用される鋼材には優れた塑性変形能が要求されており、特開昭５５−１１９１５２号公報、特開昭６３−２２３１２３号公報、特開平１−１１５６４２２号公報、特開平３−１１５５２４号公報等では、降伏比を低下させることにより一様延び特性を向上させた鋼材が提案されている。またＪＩＳ・Ｇ３１３６の建築構造用圧延鋼材においても降伏比を８０％以下とすることが規定されているように、耐震性向上に関する鋼材面からの対応としては、低降伏比による塑性変形能の向上が中心となっている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、１９９５年１月の阪神淡路大地震では多くの鉄骨構造物が甚大な被害を受けたが、鉄骨建築物の柱梁接合部や、門型橋脚の隅角部等の破壊では、脆性的な破壊の前に延性き裂の進展が認められた例が報告されている。これは、地震による繰返しの変形を受けることにより、柱梁接合部や門型橋脚の隅角部等の形状不連続部（応力集中部）で延性き裂が発生、進展したために、不安定破壊を生じやすくなったことが原因といえるが、阪神大震災が極めて大きな地震であったことに起因する、今までには見られなかった新しい破壊形態といえる。このことは、たとえ低降伏比で伸び特性の高い鋼材を用いていたとしても、応力集中部から延性亀裂が発生進展する場合は、その塑性変形能力が十分に発揮される前に不安定破壊を生じてしまうことを意味している。
【０００４】
応力集中部を有する鋼材が大変形を受けた場合に、応力集中部から延性亀裂が発生することは、日本建築学会構造系論文報告集、Ｎｏ．４５４、１１９〜１２５頁（１９９４年発行）にも指摘されており、延性き裂の発生特性は鋼材の一様伸び特性に依存することがわかっている。しかし、延性き裂発生抵抗が高い鋼材でも応力集中が厳しくなれば容易に延性き裂が発生してしまうことから、上記したような破壊を防ぐためには、応力集中部からの延性き裂発生後のき裂進展抵抗及びその後の不安定破壊に対する抵抗が高い鋼材が必要となるといえる。
【０００５】
本発明の目的は、上記した問題点を解決するために、地震で生じる繰返しの大変形下においても、き裂進展抵抗及びその耐不安定破壊特性が優れた構造用鋼材及びその製造方法を提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
前記課題を解決し目的を達成するために、本発明は以下に示す手段を用いている。
【０００７】
（１）本発明の鋼材は、質量％で、Ｃ：０．０８〜０．２％と、Ｓｉ：０．０１〜０．５％と、Ｍｎ：０．１〜２％と、Ａｌ：０．００１〜０．１％と、Ｓ：０．００５％以下とを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、且つ金属組織は、パーライト面積分率が１０％以上のフェライト＋パーライト組織であり、フェライトの平均結晶粒径が１０μｍ以下であることを特徴とする、繰返し大変形下での延性き裂進展抵抗の優れた鋼材である。
（２）本発明の鋼材は、鋼成分として、質量％でさらに、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：０．６％以下、Ｎｂ：０．０６％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、及びＣａ：０．００５％以下の群から選択された１種または２種以上を含有することを特徴とする、上記（１）に記載の繰返し大変形下での延性き裂進展抵抗の優れた鋼材である。
【０００８】
（３）本発明の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０８〜０．２％と、Ｓｉ：０．０１〜０．５％と、Ｍｎ：０．１〜２％と、Ａｌ：０．００１〜０．１％と、Ｓ：０．００５％以下とを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼片を１０５０〜１１８０℃の温度に加熱し、９００℃以下での累積圧下率５０％以上、圧延終了温度６５０〜８５０℃で熱間圧延を行った後、空冷することを特徴とする、繰返し大変形下での延性き裂進展抵抗の優れた鋼材の製造方法である。
（４）本発明の製造方法は、鋼成分として、質量％でさらに、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：０．６％以下、Ｎｂ：０．０６％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、及びＣａ：０．００５％以下の群から選択された１種または２種以上を含有することを特徴とする、上記（３）に記載の繰返し大変形下での延性き裂進展抵抗の優れた鋼材の製造方法である。
【０００９】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、繰返しの変形を受ける鋼材のき裂進展特性について鋭意研究を重ねた結果、以下の知見を得るに至った。
応力集中部からのき裂発生特性は素材の一様伸びによってほぼ決まるが、フェライト＋パーライト鋼におけるき裂進展は、主に介在物やフェライト＋パーライト界面でのボイドの発生・連結により起こる。このとき、ボイドの発生場所となるパーライトが多量にかつ微細分散していれば、き裂先端部近傍でのボイドの生成量が増え、変形エネルギーがボイドの発生・連結に消費されるとともに、き裂の進展経路に多くの分岐を生じるため、き裂進展速度が低下する。
【００１０】
また、パーライトが少ない場合でも、フェライト結晶粒径が微細で、パーライト間の平均距離が短ければ同様の効果が得られ、き裂進展速度を小さくすることが可能となるものである。
【００１１】
このような特性を有する鋼材を得るためには、Ｃ含有量を一定値以上に高めた鋼を用いて、低温で一定量以上の圧下率で圧延を行えばよく、パーライト面積率が高くかつ微細分散した組織となり、き裂進展抵抗の高い鋼材が得られるものである。
【００１２】
０．１５％Ｃ−０．２５％Ｓｉ−１．４％Ｍｎ−０．０１％Ｎｂ鋼を用いて、図１に示した環状切欠を有する丸棒試験片により標点間平均歪で±１％×７回の繰返し引張圧縮変形を加えた時のき裂発生状況を図２に示す。切欠底１から長さ約０．６５ｍｍのき裂２が進展していることが確認できる。図３は０．１５％Ｃ−０．２５％Ｓｉ−１．４％Ｍｎ−０．０１％Ｎｂ鋼でパーライト面積分率及びフェライト結晶粒径の異なる供試鋼についての、繰返し数と切欠底からのき裂進展量との関係であるが、パーライト面積分率が多い場合またはフェライト結晶粒径が小さい場合に同一回数でのき裂進展量が少なくなっていることがわかる。
また、硫化物系介在物を多く含有する鋼材では、繰返しの変形を受けた場合、き裂先端近傍以外でも硫化物系介在物を起点としたボイドが発生・成長するため、不安定破壊を起こしやすいことが判明した。
【００１３】
図４はＳ量の異なる鋼材（０．１５％Ｃ−０．２５％Ｓｉ−１．４％Ｍｎ−０．０１％Ｎｂ鋼）を用いて、図１の環状切欠丸棒試験片により繰返し引張圧縮試験を行った結果であり、Ｓ含有量と不安定破壊を生ずるまでの繰返し数を示したものである。Ｓ含有量が多い場合は少ない繰返し数で不安定破壊を生じており、き裂進展抵抗を高めると同時に、Ｓ系介在物を低減し、不安定破壊に対する抵抗を高めることが重要であることがわかる。
【００１４】
以上の知見に基づき、本発明者は、Ｓ含有量を低減した鋼を用いて、金属組織が一定値以上のパーライト面積分率を有するフェライト＋パーライト鋼となるように、低温で一定量以上の圧下率で圧延を行うようにして、き裂進展抵抗を高めると同時に、不安定破壊に対する抵抗を高める繰返し大変形下での延性き裂進展抵抗の優れた鋼材及びその製造方法を見出し、本発明を完成させた。
すなわち、本発明は、鋼組成、金属組織および製造条件を特定することにより、地震で生じる繰返しの大変形下においても、き裂進展抵抗及びその耐不安定破壊特性が優れた構造用鋼材を提供することができる。
【００１５】
以下に本発明の成分添加理由、成分限定理由、金属組織の限定理由及び製造条件の限定理由について説明する。
（１）成分組成範囲
Ｃ：０．０８〜０．２％
Ｃは鋼材の強度を確保するために必要な元素であるが、０．０８％未満ではパーライト面積分率が少なくなりすぎるため、十分な延性き裂進展抵抗が得られない。また、０．２％を越えて添加すると溶接性を損ねるので、その含有量は０．０８〜０．２％である。
Ｓｉ：０．０１〜０．５％
Ｓｉは鋼材の強度を高めるとともに製鋼過程における脱酸剤として必要であるが、０．０１％未満ではその効果が不十分であり、０．５％を越えて添加すると溶接部の靭性を劣化させるので、その含有量は０．０１〜０．５％である。
【００１６】
Ｍｎ：０．１〜２％
Ｍｎは鋼材の強度を高めるために添加されるが、０．１％未満では強度が不足し、２％を越えて添加すると中心偏析が多くなり板厚中央の靭性が劣化するため、その含有量は０．１〜２％である。
Ａｌ：０．００１〜０．１％
Ａｌは脱酸剤として必要であるが、０．００１％未満では脱酸が不十分であり、０．１％を越えて添加されると連鋳スラブの表面疵の原因となるため、その含有量は０．００１〜０．１％である。
Ｓ：０．００５％以下
Ｓは硫化物系介在物を生成する元素であるが、地震により繰返しの変形を受ける場合は、硫化物系介在物を核としてボイドが発生成長するため、不安定破壊を助長する。不安定破壊に対する抵抗を高めるためにはＳ含有量を厳しく制限する必要があるが、０．００５％以下では問題ないので、その含有量の上限は０．００５％である。
【００１７】
本発明では上記の合金元素のほかに、鋼材の強度・靭性を高めるためにＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｃａのうちの１種または２種以上を含有してもよいが、以下にその成分の限定理由を述べる。
【００１８】
Ｃｕ：０．５％以下
Ｃｕは強度・靭性の向上に有効な元素であるが、０．５％を越えて添加すると熱間加工性が低下するので、その含有量は０．５％以下である。
Ｎｉ：０．５％以下
Ｎｉは靭性の向上に極めて有効な元素であるが、また非常に高価な元素であることから０．５％を越えて添加するとコスト的に不利になるため、その含有量は０．５％以下である。
Ｃｒ：１％以下
Ｃｒは強度向上に有効な元素であるが、１％を越えて添加すると溶接性が低下するので、その含有量は１％以下である。
Ｍｏ：０．６％以下
ＭｏもＣｒと同様に強度向上に有効な元素であるが、０．６％を越えて添加すると溶接性が低下するだけでなく、コスト的にも不利になるため、その含有量は０．６％以下である。
Ｎｂ：０．０６％以下
ＮｂはＮｂ（Ｃ，Ｎ）として微細析出し強度上昇に寄与する元素であるが、０．０６％を越えて添加されると溶接部の靭性が低下するため、その含有量は０．０６％以下である。
Ｖ：０．１％以下
ＶはＶＣとして析出し強度向上に寄与するが、０．１％を越えて添加してもその効果が飽和するので、その含有量は０．１％以下である。
【００１９】
Ｔｉ：０．１％以下
ＴｉはＴｉＮを形成し、溶接部の組織粗大化を抑制しＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素であり微量の添加で大きな効果が得られるが、０．１％を越えて添加されると逆に溶接性が低下するため、その含有量は０．１％以下である。
【００２０】
Ｃａ：０．００５％以下
Ｃａは硫化物系介在物の形状を制御することにより、靭性を向上する元素であるが、０．００５％を越えて添加すると鋼の材質に悪影響を及ぼすため、その添加量は０．００５％以下である。
【００２１】
（２）金属組織
フェライト＋パーライト鋼においては、パーライトは繰返し大変形を受ける場合のボイドの発生起点となり、パーライト面積分率が大きいほどき裂先端近傍でのボイドの発生量が多くなるため、変形エネルギーがボイドの発生・連結に消費されるとともに、き裂の進展経路に多くの分岐を生じ、き裂進展速度が低下する。
【００２２】
本発明の鋼材の金属組織は、パーライト面積分率が１０％以上のフェライト＋パーライト組織であり、フェライトの平均結晶粒径が１０μｍ以下である。
【００２３】
フェライト結晶粒径が微細で、パーライト間の平均距離が短くなれば、き裂進展経路の分岐がより頻繁に起こり、き裂進展速度を小さくすることが可能である。しかし、フェライト平均結晶粒径が１０μｍを超えるとその効果は得られない。また、フェライト平均結晶粒径が１０μｍ以下の場合はパーライト面積分率が１０％以上であれば、十分なき裂進展抵抗が得られる。
【００２４】
上記の成分組成範囲及び金属組織に調整することにより、地震で生じる繰返しの大変形下においても、き裂進展抵抗及びその耐不安定破壊特性が優れた構造用鋼材を得ることが可能になる。
【００２５】
このような特性の鋼材は、以下の製造方法により製造することができる。
（３）鋼材製造工程
（製造方法）
上記した成分組成を有する鋼片（スラブ）を１０５０〜１１８０℃の温度に加熱し、９００℃以下での累積圧下率５０％以上、圧延終了温度６５０〜８５０℃で熱間圧延を行った後、空冷する。
【００２６】
ａ．鋼片加熱温度：１０５０〜１１８０℃
加熱温度が１０５０℃未満であると、Ａｌ，Ｎｂ等の炭窒化物形成元素の固溶量が少ないため、圧延中に析出する炭窒化物量が少なくなり十分な強度が得られないだけでなく、再結晶温度が上昇するために圧延による組織の微細化が不十分となる。また、加熱温度が１１８０℃より高いと、組織が粗大化するだけでなく靭性が劣化するため、加熱温度は１０５０〜１１８０℃である。
【００２７】
ｂ．９００℃以下での累積圧下率：５０％以上，圧延終了温度：６５０〜８５０℃
９００℃を超える温度では、再結晶を生じやすく組織が粗大化し、９００℃以下でも、累積圧下率が５０％未満となる場合は、組織が十分に微細化せず、高いき裂進展抵抗が得られない。また、圧延終了温度が８５０℃を超えると、冷却過程で組織が粗大化してしまい、高いき裂進展抵抗が得られず、６５０℃未満になると加工歪により靭性が劣化する。よって、９００℃以下の累積圧下率は５０％以上，圧延終了温度は６５０〜８５０℃である。
【００２８】
ｃ．圧延後の空冷
圧延後空冷を行う理由は、圧延後の組織をフェライト−パーライト組織とするためである。ただし、冷却過程での粒成長を抑制する目的で、ベイナイト変態を生じない範囲で、空冷以上の冷却速度で冷却を行うことも可能である。
以下に本発明の実施例を挙げ、本発明の効果を立証する。
【００２９】
【実施例】
（実施例１）
表１に示した成分の鋼（本発明鋼：Ｎｏ．１〜１３、比較鋼：Ｎｏ．１４〜１９）を溶製し、熱間圧延により板厚２５ｍｍの板にした。そして、これらの鋼板の板厚１／４付近のミクロ観察を行い、２００倍で１０視野の写真を撮影し、画像解析によってパーライト面積分率及びフェライト平均結晶粒径を測定した。次にこれらの素材の板厚１／４位置より、図１に示したような応力集中係数３．８の切欠を有する試験片を採取した。そして、疲労試験機を用いて、標点間の平均歪で±１％×１０回（引張側で終了）の繰返し引張圧縮変形を加えた。なお、試験温度は全て室温で行った。その後、試験片を液体窒素で冷却し脆性的に破断させ、断面のＳＥＭ写真からき裂進展量を求めた。
【００３０】
これらの結果を表１にまとめて示した。ただし、繰返し数１０回以前に不安定破壊を生じたものについては破断までの回数を示した。本発明鋼であるＮｏ．１〜１３はいずれも不安定破壊を生じておらず、また、繰返し数１０回でのき裂進展量が０．６ｍｍ以下であることから、き裂進展抵抗と不安定破壊に対する抵抗がともに高いことがわかる。一方、比較鋼であるＮｏ．１４〜１７はいずれもパーライトの面積分率またはフェライト平均結晶粒径が本発明範囲から外れており、繰返し数１０回でのき裂進展量が大幅に上昇している。また、比較鋼Ｎｏ．１８，１９はＳ含有量が本発明範囲を越えているため、繰返し数１０回以前に不安定破壊を生じている。
【００３１】
【表１】
【００３２】
（実施例２）
表２に示した成分の鋼（本発明鋼：Ａ〜Ｌ、比較鋼：Ｍ〜Ｏ）を溶製し、表３に示した種々の方法で圧延し、鋼板とした（本発明例：Ａ１，Ｂ１，Ｂ２，Ｃ１，Ｃ２，Ｄ１，Ｅ１〜Ｈ１，Ｈ２，Ｉ１，Ｊ１，Ｋ１，Ｌ１、比較例：Ｄ２〜Ｄ４，Ｊ２〜Ｊ５，Ｍ１〜Ｏ１）。そして、これらの鋼板の板厚１／４付近のミクロ観察を行い、２００倍で１０視野の写真を撮影し、画像解析によってパーライト面積分率及びフェライト平均結晶粒径を測定した。次にこれらの素材の板厚１／４位置より、図１に示したような応力集中係数３．８の切欠を有する試験片を採取した。そして、疲労試験機を用いて、標点間の平均歪で±１％×１０回（引張側で終了）の繰返し引張圧縮変形を加えた。なお、試験温度は全て室温で行った。その後、試験片を液体窒素で冷却し脆性的に破断させ、断面のＳＥＭ写真からき裂進展量を求めた。
【００３３】
これらの結果を表３にまとめて示した。ただし、繰返し数１０回以前に不安定破壊を生じたものについては破断までの回数を示した。本発明例（Ａ１，Ｂ１，Ｂ２，Ｃ１，Ｃ２，Ｄ１，Ｅ１〜Ｈ１，Ｈ２，Ｉ１，Ｊ１，Ｋ１，Ｌ１）はいずれも不安定破壊を生じておらず、また、繰返し数１０回でのき裂進展量が０．３５ｍｍ以下であることから、き裂進展抵抗と不安定破壊に対する抵抗がともに高いことがわかる。
【００３４】
一方、比較例Ｄ２〜Ｄ４，Ｊ２〜Ｊ５，Ｍ１は成分または圧延条件が本発明範囲から外れているため、パーライト面積分率が低いかまたはフェライト結晶粒径が大きくなるため、繰返し数１０回でのき裂進展量が大幅に上昇している。また、比較例Ｎ１，Ｏ１はＳ含有量が本発明範囲を越えているため、繰返し数１０回以前に不安定破壊を生じている。
【００３５】
【表２】
【００３６】
【表３】
【００３７】
【発明の効果】
以上に示したように、本発明によれば鋼組成、金属組織及び製造条件を特定することにより、繰返し大変形下において応力集中部からき裂が発生進展する場合の、き裂進展抵抗及び不安定破壊に対する抵抗が高い鋼材を提供することが可能であり、高い耐震性能を要求される建造物の利用に適している。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の実施例に係る切欠丸棒試験片の形状を示す図。
【図２】本発明の実施の形態に係る切欠丸棒試験片の切欠底からの亀裂発生状況を示す図。
【図３】本発明の実施の形態に係る切欠丸棒試験片（パーライト面積分率及びフェライト結晶粒径を変えた場合）の繰返し引張圧縮回数とき裂進展量との関係を示す図。
【図４】本発明の実施の形態に係る切欠丸棒試験片のＳ含有量と不安定破壊を生ずるまでの繰返し引張圧縮回数との関係を示す図。
【符号の説明】
１…切欠底
２…き裂
【発明の属する技術分野】
本発明は土木建築分野における各種建造物に利用される構造用鋼材に関し、特に地震による繰返しの大変形を受けた場合に、応力集中部から発生する延性き裂に対して高い進展抵抗が要求される建造物への利用に適した構造用鋼材及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
建築分野における耐震設計法では、鋼材の塑性変形によって地震のエネルギーを吸収することにより、建築物の崩壊を防ごうとする設計がなされているが、このような建築物に適用される鋼材には優れた塑性変形能が要求されており、特開昭５５−１１９１５２号公報、特開昭６３−２２３１２３号公報、特開平１−１１５６４２２号公報、特開平３−１１５５２４号公報等では、降伏比を低下させることにより一様延び特性を向上させた鋼材が提案されている。またＪＩＳ・Ｇ３１３６の建築構造用圧延鋼材においても降伏比を８０％以下とすることが規定されているように、耐震性向上に関する鋼材面からの対応としては、低降伏比による塑性変形能の向上が中心となっている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、１９９５年１月の阪神淡路大地震では多くの鉄骨構造物が甚大な被害を受けたが、鉄骨建築物の柱梁接合部や、門型橋脚の隅角部等の破壊では、脆性的な破壊の前に延性き裂の進展が認められた例が報告されている。これは、地震による繰返しの変形を受けることにより、柱梁接合部や門型橋脚の隅角部等の形状不連続部（応力集中部）で延性き裂が発生、進展したために、不安定破壊を生じやすくなったことが原因といえるが、阪神大震災が極めて大きな地震であったことに起因する、今までには見られなかった新しい破壊形態といえる。このことは、たとえ低降伏比で伸び特性の高い鋼材を用いていたとしても、応力集中部から延性亀裂が発生進展する場合は、その塑性変形能力が十分に発揮される前に不安定破壊を生じてしまうことを意味している。
【０００４】
応力集中部を有する鋼材が大変形を受けた場合に、応力集中部から延性亀裂が発生することは、日本建築学会構造系論文報告集、Ｎｏ．４５４、１１９〜１２５頁（１９９４年発行）にも指摘されており、延性き裂の発生特性は鋼材の一様伸び特性に依存することがわかっている。しかし、延性き裂発生抵抗が高い鋼材でも応力集中が厳しくなれば容易に延性き裂が発生してしまうことから、上記したような破壊を防ぐためには、応力集中部からの延性き裂発生後のき裂進展抵抗及びその後の不安定破壊に対する抵抗が高い鋼材が必要となるといえる。
【０００５】
本発明の目的は、上記した問題点を解決するために、地震で生じる繰返しの大変形下においても、き裂進展抵抗及びその耐不安定破壊特性が優れた構造用鋼材及びその製造方法を提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
前記課題を解決し目的を達成するために、本発明は以下に示す手段を用いている。
【０００７】
（１）本発明の鋼材は、質量％で、Ｃ：０．０８〜０．２％と、Ｓｉ：０．０１〜０．５％と、Ｍｎ：０．１〜２％と、Ａｌ：０．００１〜０．１％と、Ｓ：０．００５％以下とを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、且つ金属組織は、パーライト面積分率が１０％以上のフェライト＋パーライト組織であり、フェライトの平均結晶粒径が１０μｍ以下であることを特徴とする、繰返し大変形下での延性き裂進展抵抗の優れた鋼材である。
（２）本発明の鋼材は、鋼成分として、質量％でさらに、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：０．６％以下、Ｎｂ：０．０６％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、及びＣａ：０．００５％以下の群から選択された１種または２種以上を含有することを特徴とする、上記（１）に記載の繰返し大変形下での延性き裂進展抵抗の優れた鋼材である。
【０００８】
（３）本発明の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０８〜０．２％と、Ｓｉ：０．０１〜０．５％と、Ｍｎ：０．１〜２％と、Ａｌ：０．００１〜０．１％と、Ｓ：０．００５％以下とを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼片を１０５０〜１１８０℃の温度に加熱し、９００℃以下での累積圧下率５０％以上、圧延終了温度６５０〜８５０℃で熱間圧延を行った後、空冷することを特徴とする、繰返し大変形下での延性き裂進展抵抗の優れた鋼材の製造方法である。
（４）本発明の製造方法は、鋼成分として、質量％でさらに、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：０．６％以下、Ｎｂ：０．０６％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、及びＣａ：０．００５％以下の群から選択された１種または２種以上を含有することを特徴とする、上記（３）に記載の繰返し大変形下での延性き裂進展抵抗の優れた鋼材の製造方法である。
【０００９】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、繰返しの変形を受ける鋼材のき裂進展特性について鋭意研究を重ねた結果、以下の知見を得るに至った。
応力集中部からのき裂発生特性は素材の一様伸びによってほぼ決まるが、フェライト＋パーライト鋼におけるき裂進展は、主に介在物やフェライト＋パーライト界面でのボイドの発生・連結により起こる。このとき、ボイドの発生場所となるパーライトが多量にかつ微細分散していれば、き裂先端部近傍でのボイドの生成量が増え、変形エネルギーがボイドの発生・連結に消費されるとともに、き裂の進展経路に多くの分岐を生じるため、き裂進展速度が低下する。
【００１０】
また、パーライトが少ない場合でも、フェライト結晶粒径が微細で、パーライト間の平均距離が短ければ同様の効果が得られ、き裂進展速度を小さくすることが可能となるものである。
【００１１】
このような特性を有する鋼材を得るためには、Ｃ含有量を一定値以上に高めた鋼を用いて、低温で一定量以上の圧下率で圧延を行えばよく、パーライト面積率が高くかつ微細分散した組織となり、き裂進展抵抗の高い鋼材が得られるものである。
【００１２】
０．１５％Ｃ−０．２５％Ｓｉ−１．４％Ｍｎ−０．０１％Ｎｂ鋼を用いて、図１に示した環状切欠を有する丸棒試験片により標点間平均歪で±１％×７回の繰返し引張圧縮変形を加えた時のき裂発生状況を図２に示す。切欠底１から長さ約０．６５ｍｍのき裂２が進展していることが確認できる。図３は０．１５％Ｃ−０．２５％Ｓｉ−１．４％Ｍｎ−０．０１％Ｎｂ鋼でパーライト面積分率及びフェライト結晶粒径の異なる供試鋼についての、繰返し数と切欠底からのき裂進展量との関係であるが、パーライト面積分率が多い場合またはフェライト結晶粒径が小さい場合に同一回数でのき裂進展量が少なくなっていることがわかる。
また、硫化物系介在物を多く含有する鋼材では、繰返しの変形を受けた場合、き裂先端近傍以外でも硫化物系介在物を起点としたボイドが発生・成長するため、不安定破壊を起こしやすいことが判明した。
【００１３】
図４はＳ量の異なる鋼材（０．１５％Ｃ−０．２５％Ｓｉ−１．４％Ｍｎ−０．０１％Ｎｂ鋼）を用いて、図１の環状切欠丸棒試験片により繰返し引張圧縮試験を行った結果であり、Ｓ含有量と不安定破壊を生ずるまでの繰返し数を示したものである。Ｓ含有量が多い場合は少ない繰返し数で不安定破壊を生じており、き裂進展抵抗を高めると同時に、Ｓ系介在物を低減し、不安定破壊に対する抵抗を高めることが重要であることがわかる。
【００１４】
以上の知見に基づき、本発明者は、Ｓ含有量を低減した鋼を用いて、金属組織が一定値以上のパーライト面積分率を有するフェライト＋パーライト鋼となるように、低温で一定量以上の圧下率で圧延を行うようにして、き裂進展抵抗を高めると同時に、不安定破壊に対する抵抗を高める繰返し大変形下での延性き裂進展抵抗の優れた鋼材及びその製造方法を見出し、本発明を完成させた。
すなわち、本発明は、鋼組成、金属組織および製造条件を特定することにより、地震で生じる繰返しの大変形下においても、き裂進展抵抗及びその耐不安定破壊特性が優れた構造用鋼材を提供することができる。
【００１５】
以下に本発明の成分添加理由、成分限定理由、金属組織の限定理由及び製造条件の限定理由について説明する。
（１）成分組成範囲
Ｃ：０．０８〜０．２％
Ｃは鋼材の強度を確保するために必要な元素であるが、０．０８％未満ではパーライト面積分率が少なくなりすぎるため、十分な延性き裂進展抵抗が得られない。また、０．２％を越えて添加すると溶接性を損ねるので、その含有量は０．０８〜０．２％である。
Ｓｉ：０．０１〜０．５％
Ｓｉは鋼材の強度を高めるとともに製鋼過程における脱酸剤として必要であるが、０．０１％未満ではその効果が不十分であり、０．５％を越えて添加すると溶接部の靭性を劣化させるので、その含有量は０．０１〜０．５％である。
【００１６】
Ｍｎ：０．１〜２％
Ｍｎは鋼材の強度を高めるために添加されるが、０．１％未満では強度が不足し、２％を越えて添加すると中心偏析が多くなり板厚中央の靭性が劣化するため、その含有量は０．１〜２％である。
Ａｌ：０．００１〜０．１％
Ａｌは脱酸剤として必要であるが、０．００１％未満では脱酸が不十分であり、０．１％を越えて添加されると連鋳スラブの表面疵の原因となるため、その含有量は０．００１〜０．１％である。
Ｓ：０．００５％以下
Ｓは硫化物系介在物を生成する元素であるが、地震により繰返しの変形を受ける場合は、硫化物系介在物を核としてボイドが発生成長するため、不安定破壊を助長する。不安定破壊に対する抵抗を高めるためにはＳ含有量を厳しく制限する必要があるが、０．００５％以下では問題ないので、その含有量の上限は０．００５％である。
【００１７】
本発明では上記の合金元素のほかに、鋼材の強度・靭性を高めるためにＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｃａのうちの１種または２種以上を含有してもよいが、以下にその成分の限定理由を述べる。
【００１８】
Ｃｕ：０．５％以下
Ｃｕは強度・靭性の向上に有効な元素であるが、０．５％を越えて添加すると熱間加工性が低下するので、その含有量は０．５％以下である。
Ｎｉ：０．５％以下
Ｎｉは靭性の向上に極めて有効な元素であるが、また非常に高価な元素であることから０．５％を越えて添加するとコスト的に不利になるため、その含有量は０．５％以下である。
Ｃｒ：１％以下
Ｃｒは強度向上に有効な元素であるが、１％を越えて添加すると溶接性が低下するので、その含有量は１％以下である。
Ｍｏ：０．６％以下
ＭｏもＣｒと同様に強度向上に有効な元素であるが、０．６％を越えて添加すると溶接性が低下するだけでなく、コスト的にも不利になるため、その含有量は０．６％以下である。
Ｎｂ：０．０６％以下
ＮｂはＮｂ（Ｃ，Ｎ）として微細析出し強度上昇に寄与する元素であるが、０．０６％を越えて添加されると溶接部の靭性が低下するため、その含有量は０．０６％以下である。
Ｖ：０．１％以下
ＶはＶＣとして析出し強度向上に寄与するが、０．１％を越えて添加してもその効果が飽和するので、その含有量は０．１％以下である。
【００１９】
Ｔｉ：０．１％以下
ＴｉはＴｉＮを形成し、溶接部の組織粗大化を抑制しＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素であり微量の添加で大きな効果が得られるが、０．１％を越えて添加されると逆に溶接性が低下するため、その含有量は０．１％以下である。
【００２０】
Ｃａ：０．００５％以下
Ｃａは硫化物系介在物の形状を制御することにより、靭性を向上する元素であるが、０．００５％を越えて添加すると鋼の材質に悪影響を及ぼすため、その添加量は０．００５％以下である。
【００２１】
（２）金属組織
フェライト＋パーライト鋼においては、パーライトは繰返し大変形を受ける場合のボイドの発生起点となり、パーライト面積分率が大きいほどき裂先端近傍でのボイドの発生量が多くなるため、変形エネルギーがボイドの発生・連結に消費されるとともに、き裂の進展経路に多くの分岐を生じ、き裂進展速度が低下する。
【００２２】
本発明の鋼材の金属組織は、パーライト面積分率が１０％以上のフェライト＋パーライト組織であり、フェライトの平均結晶粒径が１０μｍ以下である。
【００２３】
フェライト結晶粒径が微細で、パーライト間の平均距離が短くなれば、き裂進展経路の分岐がより頻繁に起こり、き裂進展速度を小さくすることが可能である。しかし、フェライト平均結晶粒径が１０μｍを超えるとその効果は得られない。また、フェライト平均結晶粒径が１０μｍ以下の場合はパーライト面積分率が１０％以上であれば、十分なき裂進展抵抗が得られる。
【００２４】
上記の成分組成範囲及び金属組織に調整することにより、地震で生じる繰返しの大変形下においても、き裂進展抵抗及びその耐不安定破壊特性が優れた構造用鋼材を得ることが可能になる。
【００２５】
このような特性の鋼材は、以下の製造方法により製造することができる。
（３）鋼材製造工程
（製造方法）
上記した成分組成を有する鋼片（スラブ）を１０５０〜１１８０℃の温度に加熱し、９００℃以下での累積圧下率５０％以上、圧延終了温度６５０〜８５０℃で熱間圧延を行った後、空冷する。
【００２６】
ａ．鋼片加熱温度：１０５０〜１１８０℃
加熱温度が１０５０℃未満であると、Ａｌ，Ｎｂ等の炭窒化物形成元素の固溶量が少ないため、圧延中に析出する炭窒化物量が少なくなり十分な強度が得られないだけでなく、再結晶温度が上昇するために圧延による組織の微細化が不十分となる。また、加熱温度が１１８０℃より高いと、組織が粗大化するだけでなく靭性が劣化するため、加熱温度は１０５０〜１１８０℃である。
【００２７】
ｂ．９００℃以下での累積圧下率：５０％以上，圧延終了温度：６５０〜８５０℃
９００℃を超える温度では、再結晶を生じやすく組織が粗大化し、９００℃以下でも、累積圧下率が５０％未満となる場合は、組織が十分に微細化せず、高いき裂進展抵抗が得られない。また、圧延終了温度が８５０℃を超えると、冷却過程で組織が粗大化してしまい、高いき裂進展抵抗が得られず、６５０℃未満になると加工歪により靭性が劣化する。よって、９００℃以下の累積圧下率は５０％以上，圧延終了温度は６５０〜８５０℃である。
【００２８】
ｃ．圧延後の空冷
圧延後空冷を行う理由は、圧延後の組織をフェライト−パーライト組織とするためである。ただし、冷却過程での粒成長を抑制する目的で、ベイナイト変態を生じない範囲で、空冷以上の冷却速度で冷却を行うことも可能である。
以下に本発明の実施例を挙げ、本発明の効果を立証する。
【００２９】
【実施例】
（実施例１）
表１に示した成分の鋼（本発明鋼：Ｎｏ．１〜１３、比較鋼：Ｎｏ．１４〜１９）を溶製し、熱間圧延により板厚２５ｍｍの板にした。そして、これらの鋼板の板厚１／４付近のミクロ観察を行い、２００倍で１０視野の写真を撮影し、画像解析によってパーライト面積分率及びフェライト平均結晶粒径を測定した。次にこれらの素材の板厚１／４位置より、図１に示したような応力集中係数３．８の切欠を有する試験片を採取した。そして、疲労試験機を用いて、標点間の平均歪で±１％×１０回（引張側で終了）の繰返し引張圧縮変形を加えた。なお、試験温度は全て室温で行った。その後、試験片を液体窒素で冷却し脆性的に破断させ、断面のＳＥＭ写真からき裂進展量を求めた。
【００３０】
これらの結果を表１にまとめて示した。ただし、繰返し数１０回以前に不安定破壊を生じたものについては破断までの回数を示した。本発明鋼であるＮｏ．１〜１３はいずれも不安定破壊を生じておらず、また、繰返し数１０回でのき裂進展量が０．６ｍｍ以下であることから、き裂進展抵抗と不安定破壊に対する抵抗がともに高いことがわかる。一方、比較鋼であるＮｏ．１４〜１７はいずれもパーライトの面積分率またはフェライト平均結晶粒径が本発明範囲から外れており、繰返し数１０回でのき裂進展量が大幅に上昇している。また、比較鋼Ｎｏ．１８，１９はＳ含有量が本発明範囲を越えているため、繰返し数１０回以前に不安定破壊を生じている。
【００３１】
【表１】
（実施例２）
表２に示した成分の鋼（本発明鋼：Ａ〜Ｌ、比較鋼：Ｍ〜Ｏ）を溶製し、表３に示した種々の方法で圧延し、鋼板とした（本発明例：Ａ１，Ｂ１，Ｂ２，Ｃ１，Ｃ２，Ｄ１，Ｅ１〜Ｈ１，Ｈ２，Ｉ１，Ｊ１，Ｋ１，Ｌ１、比較例：Ｄ２〜Ｄ４，Ｊ２〜Ｊ５，Ｍ１〜Ｏ１）。そして、これらの鋼板の板厚１／４付近のミクロ観察を行い、２００倍で１０視野の写真を撮影し、画像解析によってパーライト面積分率及びフェライト平均結晶粒径を測定した。次にこれらの素材の板厚１／４位置より、図１に示したような応力集中係数３．８の切欠を有する試験片を採取した。そして、疲労試験機を用いて、標点間の平均歪で±１％×１０回（引張側で終了）の繰返し引張圧縮変形を加えた。なお、試験温度は全て室温で行った。その後、試験片を液体窒素で冷却し脆性的に破断させ、断面のＳＥＭ写真からき裂進展量を求めた。
【００３３】
これらの結果を表３にまとめて示した。ただし、繰返し数１０回以前に不安定破壊を生じたものについては破断までの回数を示した。本発明例（Ａ１，Ｂ１，Ｂ２，Ｃ１，Ｃ２，Ｄ１，Ｅ１〜Ｈ１，Ｈ２，Ｉ１，Ｊ１，Ｋ１，Ｌ１）はいずれも不安定破壊を生じておらず、また、繰返し数１０回でのき裂進展量が０．３５ｍｍ以下であることから、き裂進展抵抗と不安定破壊に対する抵抗がともに高いことがわかる。
【００３４】
一方、比較例Ｄ２〜Ｄ４，Ｊ２〜Ｊ５，Ｍ１は成分または圧延条件が本発明範囲から外れているため、パーライト面積分率が低いかまたはフェライト結晶粒径が大きくなるため、繰返し数１０回でのき裂進展量が大幅に上昇している。また、比較例Ｎ１，Ｏ１はＳ含有量が本発明範囲を越えているため、繰返し数１０回以前に不安定破壊を生じている。
【００３５】
【表２】
【表３】
【発明の効果】
以上に示したように、本発明によれば鋼組成、金属組織及び製造条件を特定することにより、繰返し大変形下において応力集中部からき裂が発生進展する場合の、き裂進展抵抗及び不安定破壊に対する抵抗が高い鋼材を提供することが可能であり、高い耐震性能を要求される建造物の利用に適している。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の実施例に係る切欠丸棒試験片の形状を示す図。
【図２】本発明の実施の形態に係る切欠丸棒試験片の切欠底からの亀裂発生状況を示す図。
【図３】本発明の実施の形態に係る切欠丸棒試験片（パーライト面積分率及びフェライト結晶粒径を変えた場合）の繰返し引張圧縮回数とき裂進展量との関係を示す図。
【図４】本発明の実施の形態に係る切欠丸棒試験片のＳ含有量と不安定破壊を生ずるまでの繰返し引張圧縮回数との関係を示す図。
【符号の説明】
１…切欠底
２…き裂
Claims (4)
- 質量％で、Ｃ：０．０８〜０．２％と、Ｓｉ：０．０１〜０．５％と、Ｍｎ：０．１〜２％と、Ａｌ：０．００１〜０．１％と、Ｓ：０．００５％以下とを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、且つ金属組織は、パーライト面積分率が１０％以上のフェライト＋パーライト組織であり、フェライトの平均結晶粒径が１０μｍ以下であることを特徴とする、繰返し大変形下での延性き裂進展抵抗の優れた鋼材。
- 鋼成分として、質量％でさらに、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：０．６％以下、Ｎｂ：０．０６％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、及びＣａ：０．００５％以下の群から選択された１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項１に記載の繰返し大変形下での延性き裂進展抵抗の優れた鋼材。
- 質量％で、Ｃ：０．０８〜０．２％と、Ｓｉ：０．０１〜０．５％と、Ｍｎ：０．１〜２％と、Ａｌ：０．００１〜０．１％と、Ｓ：０．００５％以下とを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼片を１０５０〜１１８０℃の温度に加熱し、９００℃以下での累積圧下率５０％以上、圧延終了温度６５０〜８５０℃で熱間圧延を行った後、空冷することを特徴とする、繰返し大変形下での延性き裂進展抵抗の優れた鋼材の製造方法。
- 鋼成分として、質量％でさらに、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：０．６％以下、Ｎｂ：０．０６％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、及びＣａ：０．００５％以下の群から選択された１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項３に記載の繰返し大変形下での延性き裂進展抵抗の優れた鋼材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25108297A JP3849244B2 (ja) | 1997-09-16 | 1997-09-16 | 繰返し大変形下での延性き裂進展抵抗の優れた鋼材及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25108297A JP3849244B2 (ja) | 1997-09-16 | 1997-09-16 | 繰返し大変形下での延性き裂進展抵抗の優れた鋼材及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1192858A JPH1192858A (ja) | 1999-04-06 |
| JP3849244B2 true JP3849244B2 (ja) | 2006-11-22 |
Family
ID=17217381
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP25108297A Expired - Fee Related JP3849244B2 (ja) | 1997-09-16 | 1997-09-16 | 繰返し大変形下での延性き裂進展抵抗の優れた鋼材及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3849244B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20200064511A (ko) * | 2018-11-29 | 2020-06-08 | 주식회사 포스코 | 연성 및 저온 인성이 우수한 고강도 강재 및 이의 제조방법 |
| WO2022124599A1 (ko) * | 2020-12-11 | 2022-06-16 | 주식회사 포스코 | 연성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법 |
| KR20220085575A (ko) * | 2020-12-15 | 2022-06-22 | 주식회사 포스코 | 저온 충격인성이 우수한 극후물 강판 및 이의 제조방법 |
Families Citing this family (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100431851B1 (ko) * | 1999-12-28 | 2004-05-20 | 주식회사 포스코 | 고강도 구조용 강 및 그 제조방법 |
| JP4735192B2 (ja) * | 2005-10-28 | 2011-07-27 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐疲労き裂伝播特性に優れた高靭性鋼材 |
| JP5050423B2 (ja) * | 2006-06-30 | 2012-10-17 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 疲労亀裂伝播抵抗性に優れた鋼材 |
| JP5151079B2 (ja) * | 2006-06-30 | 2013-02-27 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 疲労亀裂伝播抵抗性に優れた鋼材の製造方法 |
| WO2010074347A1 (ja) * | 2008-12-26 | 2010-07-01 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶接熱影響部および母材部の耐延性き裂発生特性に優れた鋼材およびその製造方法 |
| WO2011052095A1 (ja) * | 2009-10-28 | 2011-05-05 | 新日本製鐵株式会社 | 強度、延性の良好なラインパイプ用鋼板およびその製造方法 |
| JP5589885B2 (ja) * | 2010-11-30 | 2014-09-17 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 建築構造部材向け角形鋼管用厚肉熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP5594165B2 (ja) * | 2011-01-28 | 2014-09-24 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 建築構造部材向け角形鋼管用厚肉熱延鋼板の製造方法 |
| WO2013153679A1 (ja) * | 2012-04-12 | 2013-10-17 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 建築構造部材向け角形鋼管用厚肉熱延鋼板およびその製造方法 |
| CN111041348A (zh) * | 2019-11-22 | 2020-04-21 | 首钢京唐钢铁联合有限责任公司 | 一种低锰热轧钢及其热轧工艺 |
Family Cites Families (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2962134B2 (ja) * | 1994-03-09 | 1999-10-12 | 住友金属工業株式会社 | 疲労亀裂進展抑制効果を有する鋼板 |
| JP3222695B2 (ja) * | 1994-09-20 | 2001-10-29 | 川崎製鉄株式会社 | 材質ばらつきの少ないフェライト・パーライト組織厚鋼板およびその製造方法 |
| JPH08333623A (ja) * | 1995-06-07 | 1996-12-17 | Kobe Steel Ltd | 耐震性の優れた建築構造用低降伏比耐火鋼材の製造方法 |
| JPH09111340A (ja) * | 1995-08-11 | 1997-04-28 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高強度低降伏比鉄筋用鋼材及びその製造方法 |
| JP3433614B2 (ja) * | 1995-08-29 | 2003-08-04 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 強度、靱性、溶接性および耐震性に優れた極厚ｈ形鋼およびその製造方法 |
| JPH09118952A (ja) * | 1995-10-20 | 1997-05-06 | Kobe Steel Ltd | 降伏比の低い高強度熱延鋼板部材 |
| JP3679179B2 (ja) * | 1995-12-28 | 2005-08-03 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐震性に優れた鋼管 |
| JPH10204570A (ja) * | 1997-01-21 | 1998-08-04 | Nkk Corp | 構造用耐震鋼材 |
| JP3724119B2 (ja) * | 1997-02-06 | 2005-12-07 | 住友金属工業株式会社 | 建築構造用圧延棒鋼及びその製造方法 |
-
1997
- 1997-09-16 JP JP25108297A patent/JP3849244B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20200064511A (ko) * | 2018-11-29 | 2020-06-08 | 주식회사 포스코 | 연성 및 저온 인성이 우수한 고강도 강재 및 이의 제조방법 |
| WO2020111856A3 (ko) * | 2018-11-29 | 2020-08-13 | 주식회사 포스코 | 연성 및 저온 인성이 우수한 고강도 강재 및 이의 제조방법 |
| KR102164112B1 (ko) * | 2018-11-29 | 2020-10-12 | 주식회사 포스코 | 연성 및 저온 인성이 우수한 고강도 강재 및 이의 제조방법 |
| WO2022124599A1 (ko) * | 2020-12-11 | 2022-06-16 | 주식회사 포스코 | 연성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법 |
| KR20220085575A (ko) * | 2020-12-15 | 2022-06-22 | 주식회사 포스코 | 저온 충격인성이 우수한 극후물 강판 및 이의 제조방법 |
| WO2022131608A1 (ko) * | 2020-12-15 | 2022-06-23 | 주식회사 포스코 | 저온 충격인성이 우수한 극후물 강판 및 이의 제조방법 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH1192858A (ja) | 1999-04-06 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| EP1860204B1 (en) | High tension steel plate, welded steel pipe and method for production thereof | |
| EP2392682B1 (en) | Thick high-tensile-strength hot-rolled steel sheet with excellent low-temperature toughness and process for production of same | |
| JP5573265B2 (ja) | 引張強度５９０ＭＰａ以上の延靭性に優れた高強度厚鋼板およびその製造方法 | |
| EP0940477B1 (en) | Wide-flange beams made from a steel with high toughness and yield strength, and process for manufacturing these products | |
| JP3895687B2 (ja) | 溶接構造物用のＴｉＮ＋ＺｒＮを析出させている鋼板、及びそれを製造するための方法、並びにそれを用いる溶接構造物 | |
| JPH11140582A (ja) | 溶接熱影響部靱性に優れた高靱性厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP6874913B2 (ja) | 角形鋼管およびその製造方法ならびに建築構造物 | |
| JP3849244B2 (ja) | 繰返し大変形下での延性き裂進展抵抗の優れた鋼材及びその製造方法 | |
| KR20090122371A (ko) | 고온 특성과 인성이 우수한 강재 및 그 제조 방법 | |
| KR20070008557A (ko) | 내 에이취아이씨 성이 우수한 라인 파이프용 강재 및 그강재를 이용해 제조되는 라인 파이프 | |
| JP6795048B2 (ja) | 非調質低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP2016148105A (ja) | Ｌｐｇタンク用鋼板およびその製造方法 | |
| JP2004514060A (ja) | 溶接構造物用のＴｉＮ＋ＣｕＳを析出させている鋼板、及びそれを製造するための方法、並びにそれを用いた溶接構造物 | |
| JP5082667B2 (ja) | アレスト特性に優れた高強度厚肉鋼板およびその製造方法 | |
| JP5842359B2 (ja) | 非調質低降伏比高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JP2011214053A (ja) | 超大入熱溶接部靭性に優れた低降伏比建築構造用厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP4008378B2 (ja) | 靭性および溶接性に優れた低降伏比高強度鋼 | |
| JP6421907B1 (ja) | 圧延ｈ形鋼及びその製造方法 | |
| JP4222073B2 (ja) | フィレット部靱性に優れたｈ形鋼およびその製造方法 | |
| JP3737300B2 (ja) | 溶接性の優れた非調質型低降伏比高張力鋼板 | |
| JP5743382B2 (ja) | 耐震性構造物用鋼材及びその製造方法 | |
| JP3559455B2 (ja) | 低降伏比型耐火用鋼材及び鋼管並びにそれらの製造方法 | |
| JPH1060576A (ja) | フィレット部靱性に優れたｈ形鋼およびその製造方法 | |
| JP3475866B2 (ja) | 耐震性に優れた建築用鋼材及びその製造方法 | |
| JP6579135B2 (ja) | 建築用低降伏比鋼板およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20040528 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20050114 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20050222 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20050425 |
|
| 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: 20060808 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20060821 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090908 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100908 Year of fee payment: 4 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |