(57)【要約】【課題】圧延機に高い負荷をかけることなく，き裂進展方向によらない優れた疲労き裂伝播特性を母材および溶接部において実現し，疲労き裂伝播特性と靭性に優れた厚鋼板を得ることを目的とする。  【解決手段】質量％で、C：0.02〜0.16%，Si：0.05〜0.5%，Al：0.005〜0.060%を含有し、さらに、Mn：0.1〜2.5%，Cu：0.1〜2.0％，Ni：0.1〜6.0%の中から選ばれる１種または２種以上を2Mn+Cu+Niの値が3.5〜6.0%となるように含有し，残部Feおよび不可避不純物からなる鋼で，平均直径0.1〜0.5μmの残留オーステナイトを，体積率で5〜20%含むことを特徴とする疲労き裂伝播特性および靭性に優れた厚鋼板。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、C：0.02〜0.16%，Si：0.05〜0.5%，Al：0.005〜0.060%を含有し、さらに、
Mn：0.1〜2.5%，Cu：0.1〜2.0％，Ni：0.1〜6.0%の中から選ばれる１種または２種以上を
2Mn+Cu+Niの値が3.5〜6.0%となるように含有し，残部Feおよび不可避不純物からなる鋼で，平均直径0.1〜0.5μmの残留オーステナイトを，体積率で5〜20%含むことを特徴とする疲労き裂伝播特性および靭性に優れた厚鋼板。
【請求項２】
さらに、質量％で、Cr：0.05〜3.0%、Mo：0.05〜2.0%、Nb：0.003〜0.10%、V：0.003〜0.10%、Ti：0.003〜0.05%、B：0.0003〜0.0030%の中から選ばれる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に記載の疲労き裂伝播特性および靭性に優れた厚鋼板。
【請求項３】
請求項１または請求項２に記載の成分組成を有する鋼を熱間圧延後，直接焼入あるいは再加熱焼入を施し，さらに引き続いて650℃以上、Ac3点未満の温度に加熱して冷却する２相域熱処理を行うことを特徴とする疲労き裂伝播特性および靭性に優れた厚鋼板の製造方法。
【請求項４】
請求項３に記載の直接焼入に代えて，平均１℃/s以上の冷却速度でAr3-20℃以上の温度から400℃以下まで加速冷却した後，650℃以上Ac3点未満の温度に加熱して冷却する２相域熱処理を行うことを特徴とする疲労き裂伝播特性および靭性に優れた厚鋼板の製造方法。
【請求項５】
請求項１または請求項２に記載の成分組成を有する鋼を熱間圧延後，平均１℃/s以上の冷却速度で600℃以下400℃以上の温度まで冷却した後，Ac3-50℃以下500℃以上の温度域に300s以上留まるような温度制御をすることを特徴とする疲労き裂伝播特性および靭性に優れた厚鋼板の製造方法。
【請求項６】
請求項３から請求項５に記載の熱処理の後，さらに700℃以下の温度に焼き戻すことを特徴とする疲労き裂伝播特性および靭性に優れた厚鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は，船体，海洋構造物，土木建築構造物，建設機械，産業機械等の素材として好適な疲労き裂伝播特性および靭性に優れた厚鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
鋼構造物の大型化および軽量化の要求に伴って高強度鋼の適用が拡大している。高強度化による設計応力の上昇に伴い，脆性破壊および疲労破壊の発生が問題となる。また，鋼構造物のライフサイクルコスト低減の観点からも，疲労破壊の抑制による長寿命化が望まれている。
【０００３】
脆性破壊の防止のため，従来から成分およびミクロ組織の調整により鋼材の靭性を高める方法が採られてきた。また，疲労破壊を抑制するために，溶接部などの応力集中部からの疲労き裂発生を抑制する方法と，発生した疲労き裂の進展を抑制する方法があるが，前者は溶接施工法や構造物の設計等の制約により，必ずしも有効な対策を講じられない場合があるため，疲労き裂の伝播速度を低減することによって疲労き裂進展を抑制できる鋼板を適用することが有効である。そこで，靭性および疲労き裂伝播特性に優れた鋼板の開発が要望されている。
【０００４】
厚鋼板における疲労き裂伝播速度を低減するために，例えば特許文献１や特許文献２のように，フェライト母相中にベイナイト，マルテンサイト等の硬質第２相を分散させる方法があるが，高強度化のために硬質相の硬さを増大させた場合，靭性の劣化を招く問題があった。
【０００５】
特許文献３には，フェライトの結晶方位を制御することによって，板厚方向のき裂伝播速度を低減する方法が示されている。この方法は，板厚方向以外の方向の疲労き裂伝播特性を向上することができないという問題があった。
【０００６】
特許文献４には，フェライト粒径を１〜３μmに微細化することによって疲労特性を向上する技術が示されている。この方法では，結晶粒を微細化することによって同時に靭性も向上することができるが，通常の熱間圧延温度よりも低温域のオーステナイト／フェライト２相域において50%以上という大きな累積圧下率の圧延を行う必要があり，圧延機の負荷が大きくなることや，圧延機の占有時間が長くなり圧延能率が低下するという問題があった。
【０００７】
特許文献５には，SiまたはAlの含有量を高めることによって鋼中に残留オーステナイトを含有させて疲労き裂伝播特性を向上する技術が示されている。しかしながら，SiやAlの含有量を高めることは，母材および溶接熱影響部の靭性を劣化させてしまうという問題があった。
【０００８】
また，上記のいずれの技術においても，溶接熱影響部ではミクロ組織が大きく変化してしまうため，溶接部の疲労き裂伝播特性を向上することは困難であった。
【特許文献１】特開平１０−６０５７５号公報
【特許文献２】特開平１１−３１０８４６号公報
【特許文献３】特開平０８−１９９２８６号公報
【特許文献４】特開２００２−３６３６４４号公報
【特許文献５】特開２００４−７６１５６号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本発明は，上記した従来技術の問題点に鑑み，圧延機に高い負荷をかけることなく，き裂進展方向によらない優れた疲労き裂伝播特性を母材および溶接部において実現し，疲労き裂伝播特性と靭性に優れた厚鋼板を得ることを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明の要旨は以下の通りである。
【００１１】
（１）第一の発明は、質量％で、C：0.02〜0.16%，Si：0.05〜0.5%，Al：0.005〜0.060%を含有し、さらに、Mn：0.1〜2.5%，Cu：0.1〜2.0％，Ni：0.1〜6.0%の中から選ばれる１種または２種以上を2Mn+Cu+Niの値が3.5〜6.0%となるように含有し，残部Feおよび不可避不純物からなる鋼で，平均直径0.1〜0.5μmの残留オーステナイトを，体積率で5〜20%含むことを特徴とする疲労き裂伝播特性および靭性に優れた厚鋼板である。
【００１２】
（２）第二の発明は、さらに、質量％で、Cr：0.05〜3.0%、Mo：0.05〜2.0%、Nb：0.003〜0.10%、V：0.003〜0.10%、Ti：0.003〜0.05%、B：0.0003〜0.0030%の中から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする第一の発明に記載の疲労き裂伝播特性および靭性に優れた厚鋼板である。
【００１３】
（３）第三の発明は、第一の発明または第二の発明に記載の成分組成を有する鋼を熱間圧延後，直接焼入あるいは再加熱焼入を施し，さらに引き続いて650℃以上、Ac3点未満の温度に加熱して冷却する２相域熱処理を行うことを特徴とする疲労き裂伝播特性および靭性に優れた厚鋼板の製造方法である。
【００１４】
（４）第四の発明は、第三の発明に記載の直接焼入に代えて，平均１℃/s以上の冷却速度でAr3-20℃以上の温度から400℃以下まで加速冷却した後，650℃以上Ac3点未満の温度に加熱して冷却する２相域熱処理を行うことを特徴とする疲労き裂伝播特性および靭性に優れた厚鋼板の製造方法である。
【００１５】
（５）第五の発明は、第一の発明または第二の発明に記載の成分組成を有する鋼を熱間圧延後，平均１℃/s以上の冷却速度で600℃以下400℃以上の温度まで冷却した後，Ac3-50℃以下500℃以上の温度域に300s以上留まるような温度制御をすることを特徴とする疲労き裂伝播特性および靭性に優れた厚鋼板の製造方法である。
【００１６】
（６）第六の発明は、第三の発明から第五の発明に記載の熱処理の後，さらに700℃以下の温度に焼き戻すことを特徴とする疲労き裂伝播特性および靭性に優れた厚鋼板の製造方法である。
【発明の効果】
【００１７】
このように，本発明では，適度にγ安定化元素が濃化した微細な残留γを分散することにより，残留γの安定性を最適化し，優れた疲労き裂伝播特性と靭性を母材のみならず溶接熱影響部でも達成できる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１８】
本発明者らは，残留オーステナイト（残留γ）の効果を最大限に発揮するための条件を検討した結果，残留γの安定性を最適化することによって，高い疲労き裂伝播特性と靭性が同時に得られることを見出した。
【００１９】
安定性の低い残留γとは，塑性変形や衝撃荷重を受けたときに容易にマルテンサイト変態するものを指す。安定性の低い残留γを多く含む鋼材は，わずかな塑性変形や荷重負荷によってマルテンサイト変態が誘起される。マルテンサイト変態に伴う体積膨張は，周囲に圧縮応力を生成し，それによって疲労き裂伝播は顕著に抑制されるものの，靭性の低いマルテンサイトが多量に生成するため靭性は低下する。
一方，安定な残留γとは，塑性変形や衝撃荷重を受けても容易にマルテンサイト変態しないものを指す。過度に安定な残留γは，靭性を向上させるが，残留γ自体はほとんど疲労き裂進展の妨げにならないため，疲労き裂伝播特性はあまり向上しない。したがって，靭性と疲労き裂伝播特性の双方を向上するには，残留γの安定性を適正化することが重要である。
【００２０】
鋼材の化学組成は，残留γの化学的安定性を支配する。γ安定化元素であるC，Mn，Cu，Niは残留γの安定性を増す。また，残留γの大きさも安定性に影響し，残留γ粒子を微細化することにより安定性は増す。本発明では，鋼材の化学組成と残留γ粒子の大きさを制御することによって，残留γの安定性を最適化し，優れた疲労き裂伝播特性と靭性を達成した。
【００２１】
残留γの大きさを制御するには，残留γの形成サイト密度を制御する必要がある。残留γの形成サイトになるのは，フェライト粒界，旧γ粒界，マルテンサイトやベイナイトのパケット境界，ブロック境界，ラス境界等の境界なので，微細な残留γを多数分散するには，前組織をできるだけ微細化することが有効である。マルテンサイトやベイナイト組織には高密度のラス境界が含まれるため，フェライト主体の組織よりもマルテンサイトやベイナイトを主体とした焼入組織あるいは加速冷却によって形成された組織の方が有利である。
【００２２】
また，微細な残留γが生成する場合，わずかな距離の拡散によって置換型元素の分配が可能となるので，残留γ中にMn，Cu，Niといった置換型のγ安定化元素が濃縮しやすい。残留γ中にMn，Cu，Ni等が濃縮することにより，溶接熱影響部の残留γ量あるいは島状マルテンサイト量が増加し，溶接部の疲労き裂伝播特性が向上する。これは，最高加熱温度がAc3程度以下の熱影響部では，拡散が十分に起きないため，元の残留γの化学組成が維持されやすく，その部分が加熱・冷却を経た後に残留γあるいは硬質の島状マルテンサイトとなるためである。溶融線近傍あるいは粗粒域のように高温まで加熱される領域では，γ安定化元素が拡散してしまうため，このような現象は起きにくい。
【００２３】
次に、本発明の化学成分、ミクロ組織及び製造条件について具体的に説明する。
【００２４】
・  化学成分について
化学成分の限定理由について説明する。なお、化学成分における各元素の含有量は、全て質量％を意味する。
C:0.02〜0.16%
Cは最も強力なγ安定化元素の一つであり，残留γを形成するために必須の元素であるが，0.02%未満ではその効果に乏しく，0.16%を超えると過多の残留γが生成したり，靭性が顕著に劣化するため，0.02〜0.20%に限定した。なお，好ましくは0.03％〜0.12%である。
Si:0.05〜0.5%
Siは鋼の脱酸のために有用な元素であり，また，固溶強化によって鋼の強度を上昇させる。このため，必要に応じて添加することができるが，0.05%未満ではそれらの効果が期待できず，また，Si低減によりセメンタイトが生成しやすくなり，γ中へのC濃縮を妨げるため，残留γの生成を促進する観点からもSiを0.05%未満にすることは望ましくない。また，0.5%を超えると鋼材の靭性を損ねるため，0.05〜0.5％に限定した。
Al:0.005〜0.060%
Alは溶鋼の脱酸材として作用する元素であり，十分な脱酸効果を得るためには，0.005%以上の添加を必要とする。一方，0.060%を超えると鋼の清浄度が低下し，靭性が低下するため，0.005〜0.060%の範囲に限定した。
Mn:0.1〜2.5%，Cu:0.1〜2.0%，Ni:0.1〜6.0%  のうち１種または２種以上
2Mn+Cu+Ni：3.5〜6.0%
Mn，Cu，Niは代表的な置換型のγ安定化元素であり，残留γの生成に重要な役割を果たす元素である。同じくγ安定化元素であるCは拡散速度が速いため，溶接熱影響部では加熱時に拡散してしまい，ほとんど残留γ生成に寄与しない。熱影響部でも比較的安定な残留γを生成するためには，Mn，Cu，Ni等の拡散の遅い置換型元素が必須である。これらの元素の効果は，含有量が0.1%未満ではほとんど得られない。Mn含有量が2.5%を超えると母材および溶接熱影響部の靭性が劣化するため，Mn量は0.1〜2.5％，Cuは2.0%を超えると熱間圧延時の表面割れが顕著になるため，Cu量は0.1〜2.0％，Ni量は合金コストの過度の増加を防ぐため0.1〜6.0%とした。
【００２５】
また，残留γの安定性は，おおむね2Mn+Cu+Niの値に依存する。2Mn+Cu+Niが3.5%未満では，十分な量の残留γが得られず，また残留γの安定性が低すぎるため，優れた疲労き裂伝播特性と靭性が得られない。また，2Mn+Cu+Niが6.0%を超えると，残留γの量は増加して靭性は向上するものの，安定性が高すぎるため優れた疲労き裂伝播特性が得られない。そこで，2Mn+Cu+Niを3.5〜6.0%とした。
【００２６】
Cr：0.05〜3.0%，Mo：0.05〜2.0%，Nb：0.003〜0.10%，V：0.003〜0.10%，Ti：0.003〜0.05%，B：0.0003〜0.0030%  のうち１種または２種以上
これらの元素は，鋼材を高強度化する作用を有するとともに，残留γの形成にも影響を与えるので，必要に応じて添加することができる。Cr,Mo,Nb,B等の元素は，焼入性を高めることにより残留γの形成サイトを増加し，残留γの微細化に寄与する。Nb,V,Ti等の元素は，炭窒化物を形成することによって加熱時のγ粒を微細化し，その後の冷却時の変態組織を微細化し，残留γの形成サイトを増加する。また，Nb,Vは析出強化によって鋼材の強度を上昇させる効果がある。いずれの元素も必要以上に添加すると母材および溶接熱影響部の靭性を損ねる。
【００２７】
２．ミクロ組織について
次に、ミクロ組織の限定理由について説明する。
残留オーステナイトの平均直径：0.1〜0.5μm
残留γの大きさは安定性に影響し，残留γ粒子を微細化することにより安定性は増す。残留γの平均直径が0.5μmを超えると，拡散距離が長くなることによりMn，Cu，Ni等の置換型のγ安定化元素が残留γ中に十分濃縮せず，安定性の低い残留γが増加して，わずかな塑性変形や荷重負荷によってマルテンサイト変態が誘起される。マルテンサイト変態に伴う体積膨張は，周囲に圧縮応力を生成し，それによって疲労き裂伝播は顕著に抑制されるものの，靭性の低いマルテンサイトが多量に生成するため靭性は低下する。一方，残留γの平均直径が0.1μm未満となると，必要な拡散距離が短くなるため，Mn，Cu，Ni等の置換型のγ安定化元素が濃縮しやすくなり，残留γの安定性は顕著に増加して靭性は向上する。しかしながら，残留γの安定性が過度に高くなりすぎると，マルテンサイト変態が起きなくなって疲労き裂先端を閉口しようとする圧縮応力が発生せず，疲労き裂伝播特性は向上しない。そこで残留γの平均直径は0.1〜0.5μmの範囲内にするものとした。
【００２８】
なお，本発明においては，残留γの平均直径とは，SEMあるいはTEMによる組織写真から測定される残留γ粒子の平均面積の平方根とする。
残留オーステナイトの体積率：5〜20%
残留γの体積率が５％未満では，前述した残留γによる疲労き裂伝播特性の向上効果が認められない。また，20%を超えると残留γの安定性が低下して鋼材の靭性が劣化する。また，鋼材を冷間加工した際に，残留γがマルテンサイト変態して硬質のマルテンサイトが多く発生するが，それによる過度の強度上昇や靭性低下といった望ましくない材質変化が顕著になる。そこで，残留γの体積率は5〜20%とした。
【００２９】
なお，本発明において，残留γの体積率は，Ｘ線回折によるピーク強度比から求めるものとする。
【００３０】
３．製造条件について
以下に、製造条件の限定理由を説明する。
【００３１】
（１）熱間圧延後，直接焼入あるいは再加熱焼入を施し，２相域熱処理
十分な量の残留γを生成するため，650℃以上Ac3点未満の温度に加熱して冷却する２相域熱処理を行う。２相域温度保持中のγ中にγ安定化元素が濃縮して残留γを生成する。最終的な残留γの分布は，２相域熱処理前のミクロ組織に依存するため，前もって直接焼入あるいは再加熱焼入することによって残留γ形成サイト密度を高めることができる。
（２）熱間圧延後，平均１℃/s以上の冷却速度でAr3-20℃以上の温度から400℃以下まで加速冷却した後，２相域熱処理
(1)の直接焼入あるいは再加熱焼入に代えて，加速冷却を施してもよい。目的は(1)の焼入と同じであるが，冷却速度が１℃/s未満では組織が粗大化し，残留γ形成サイト密度を増加する効果は得られない。望ましくは5℃/s以上である。また，変態の大部分が加速冷却中に進行するようにするため，加速冷却を施す温度域をAr3-20℃以上の温度から400℃以下までとした。
（３）熱間圧延後，平均１℃/s以上の冷却速度で600℃以下400℃以上の温度まで冷却した後，Ac3-50℃以下500℃以上の温度域に100s以上留まるように温度制御
熱間圧延後，オーステナイト単相域からの冷却中にα＋γの２相状態に保つことによって，未変態γ中にγ安定化元素を濃縮させ，２相域熱処理なしでも残留γを生成することができる。
【００３２】
まず，微細なα＋γ混合組織にするため，変態途中の温度まで平均1℃/s以上の冷却速度で冷却する。600℃以上ではα分率が少ないためγ安定化元素がγ中に十分濃化せず，400℃以下では変態がほとんど終了してγ分率が不足するため，600℃以下400℃以上の温度まで冷却するものとした。冷却速度が１℃/s未満では組織が粗大化して微細な残留γが得られないので，冷却速度は１℃/s以上とした。望ましくは5℃/s以上である。
【００３３】
次いで，γ安定化元素をγ中に濃縮するため，Ac3-50℃以下500℃以上の温度域に100s以上留める。Ac3-50℃を超えるとα分率が増加してγ安定化元素がγ中に十分濃化せず，500℃未満では置換型元素であるMn，Cu，Niがほとんど拡散せずγ中に濃化しない。また，γ安定化元素の濃縮のためにはある程度の時間が必要であり，100s未満ではその時間が不足する。
（４） (1)〜(3)の後，さらに700℃以下の温度に焼戻し
焼戻し温度を調整することによって，残留γの体積率を変化させることができる。焼戻し温度を650付近まで上昇させると残留γ量は増加するが，700℃を超えると急激に残留γの安定性が低下するため，焼戻し温度は700℃以下とした。
【実施例１】
【００３４】
表１に示す組成の鋼スラブを素材として，表２の製造条件にて20mm厚の鋼板を製造した。得られた鋼板の板厚中央部から丸棒引張試験片（JIS 4号），2mmＶノッチシャルピー試験片を圧延方向に採取し，引張特性およびシャルピー衝撃特性を評価した。また，板厚中央部から採取した厚さ12.5mmのＣＴ試験片を用いて，室温にて応力比R=0.1，加振周波数f=15Hzの条件でASTM E647に準拠した疲労き裂伝播試験を行い，ΔＫ＝15MPa√mにおける疲労き裂伝播速度da/dNを測定した。さらに，溶接入熱20〜30kJ/cmの下向MAG溶接により溶接継手を作製し，ノッチ位置をBond部から1mm離れた場所とするシャルピー試験片を採取し，溶接熱影響部（ＨＡＺ）のシャルピー靭性を評価した。その結果を表３に示す。
【００３５】
本発明例では，vE-40＞50Jの母材靭性とda/dN＜1.5×10-7  m/cycleの疲労き裂伝播速度が得られた。
【００３６】
【表１】
2006274403.tif 000002
【００３７】
【表２】
2006274403.tif 000003
【００３８】
【表３】
2006274403.tif 000004
【産業上の利用可能性】
【００３９】
本願発明の鋼材は、優れた、疲労き裂伝搬特性及び靱性を有するので、船体、海洋構造物、土木建築構造物、建設機械、産業機械等広い範囲の鋼素材として適用できる。