(57)【要約】【課題】船舶、橋梁、建築、海洋構造物、建設機械などの大型構造物に使用される、繰り返し荷重により生じる疲労き裂の板厚方向の伝播抵抗に優れた鋼板とその製造方法を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１８％，  Ｓｉ：０．０１〜２．０％，  Ｍｎ：０．１〜３．０％，  Ａｌ：０．００１〜０．２％，Ｐ：０．０５％以下，  Ｓ：０．０１％  以下，Ｎ：０．００１〜０．０２％  を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、板厚方向の任意の断面組織上において、主にマルテンサイト及びベイナイトから成り、平均ビッカース硬さ  ２３０以上、板厚方向の平均厚みが２０μｍ以下かつ板厚方向の平均間隔が５０μｍ以下かつ鋼板長手方向長さと板厚方向厚みの平均比が１０以上の硬質組織を平均面積率で１０〜６０％含み、残部は平均粒径４０μｍ以下のフェライトを主体とする組織である、疲労き裂伝播抵抗に優れた鋼板、及びその製造方法。【選択図】    図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．０１〜０．１８％、
Ｓｉ：０．０１〜２．０％、
Ｍｎ：０．１〜３．０％、
Ａｌ：０．００１〜０．２％、
Ｐ  ：０．０５％以下、
Ｓ  ：０．０１％以下、
Ｎ  ：０．００１％〜０．０２％
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、板厚方向の任意の断面組織上において、主にマルテンサイトおよびベイナイトから成り、平均ビッカース硬さ２３０以上、板厚方向の平均厚みが２０μｍ以下かつ板厚方向の平均間隔が５０μｍ以下かつ鋼板長手方向長さと板厚方向厚みの平均比が１０以上の硬質組織を平均面積率で１０〜６０％含み、残部は平均粒径４０μｍ以下のフェライトを主体とする組織であることを特徴とする、疲労き裂伝播抵抗に優れた鋼板。
【請求項２】
さらに質量％で、
Ｎｉ：０．０５〜３％、
Ｃｕ：０．０５〜３％、
Ｃｒ：０．０５〜３％、
Ｍｏ：０．０５〜２％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．１％、
Ｔａ：０．００５〜０．１％、
Ｖ  ：０．００５〜０．４％、
Ｂ  ：０．０００２〜０．００４％
の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記載の疲労き裂伝播抵抗に優れた鋼板。
【請求項３】
さらに質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．０３％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０３％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．３％
の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または２に記載の疲労き裂伝播抵抗に優れた鋼板。
【請求項４】
質量％で、
Ｃ  ：０．０１〜０．１８％、
Ｓｉ：０．０１〜２．０％、
Ｍｎ：０．１〜３．０％、
Ａｌ：０．００１〜０．２％、
Ｐ  ：０．０５％以下、
Ｓ  ：０．０１％以下、
Ｎ  ：０．００１％〜０．０２％
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼片を、Ａｃ３  以上の温度に加熱後、累積圧下率５０〜９８％、圧延終了温度Ａｒ３  以上、Ａｒ３  ＋１００℃以下で所定の板厚まで熱間圧延し、Ａｒ３  以下、Ａｒ３  −１５０℃以上の温度域まで放冷し、該温度域から１〜１００℃／ｓの冷却速度で５００℃以下まで加速冷却することを特徴とする、疲労き裂伝播抵抗に優れた鋼板の製造方法。
【請求項５】
前記加速冷却後、Ａｃ１  以上、Ａｃ３  −２０℃以下の温度範囲に再加熱し、その後直ぐに、またはその再加熱温度で保持した後、１〜１００℃／ｓの冷却速度で５００℃以下まで焼き入れることを特徴とする、請求項４に記載の疲労き裂伝播抵抗に優れた鋼板の製造方法。
【請求項６】
質量％で、
Ｃ  ：０．０１〜０．１８％、
Ｓｉ：０．０１〜２．０％、
Ｍｎ：０．１〜３．０％、
Ａｌ：０．００１〜０．２％、
Ｐ  ：０．０５％以下、
Ｓ  ：０．０１％以下、
Ｎ  ：０．００１％〜０．０２％
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼片を、Ａｃ３  以上の温度に加熱後、累積圧下率５０〜９８％、圧延終了温度Ａｒ３  以上で所定の板厚まで熱間圧延し、５００℃以下まで冷却した後、Ａｃ１  以上、Ａｃ３  −２０℃以下の温度範囲に再加熱し、その後直ぐに、またはその再加熱温度で保持した後、１〜１００℃／ｓの冷却速度で５００℃以下まで焼き入れることを特徴とする、疲労き裂伝播抵抗に優れた鋼板の製造方法。
【請求項７】
前記鋼片が、さらに質量％で、
Ｎｉ：０．０５〜３％、
Ｃｕ：０．０５〜３％、
Ｃｒ：０．０５〜３％、
Ｍｏ：０．０５〜２％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．１％、
Ｔａ：０．００５〜０．１％、
Ｖ  ：０．００５〜０．４％、
Ｂ  ：０．０００２〜０．００４％
の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４ないし６のいずれか１項に記載の疲労き裂伝播抵抗に優れた鋼板の製造方法。
【請求項８】
前記鋼片が、さらに質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．０３％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０３％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．３％
の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４ないし７のいずれか１項に記載の疲労き裂伝播抵抗に優れた鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、船舶、橋梁、建築、海洋構造物、建設機械などの大型構造物に使用される鋼板に関するもので、繰り返し荷重により生じる疲労き裂の板厚方向の伝播抵抗に優れた鋼板とその製造法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
構造物の軽量化、大容量化の要求に答え、構造用鋼板の高強度化が急速に進んでいる。しかしながら、繰り返し荷重を受ける構造物では、降伏強度のみならず疲労強度を考慮しなければならず、高強度化のニーズに応えることが出来ない場合があり、疲労強度の向上が切望されている。
【０００３】
溶接部の疲労破壊は一般に応力集中の大きな溶接止端部から発生する。溶接構造物の疲労強度は、主として溶接部の止端部形状によって支配されることが知られており、溶接止端部への応力集中を軽減する設計的な対策や止端部の形状処理等の疲労強度向上策が適用されることがある。しかしながら、これらは構造物の建造工数を増大させるばかりでなく、溶接部位によっては止端部処理が実施できない場合も多い。そのため、鋼材面から疲労特性の向上が切望されている。
【０００４】
溶接継手部の疲労破壊は一般に応力集中の大きな溶接止端部から発生するため、発生特性は溶接止端部形状の影響が大きく、鋼材組成、組織による改善が難しい。そこで、鋼材組織を制御して疲労特性を向上させるためには、止端部で発生した疲労き裂の板厚方向への伝播を遅延させることが有効である。
【０００５】
従来、鋼板中の疲労き裂の伝播抵抗を向上させる方法として、下記特許文献１〜特許文献４などが開示されている。
特許文献１では、特定成分の鋼で、組織がフェライト、パーライト、ベイナイトの１種または２種以上で主に構成され、フェライトの平均粒径が８μｍ以下であり、さらに、平均存在間隔２０μｍ以下、平均偏平比５以上の島状マルテンサイトを体積率が０．５〜５％の割合で存在する、耐疲労伝播特性とアレスト性    （脆性き裂を停止する特性）の優れた鋼板の発明が記載されている。
【０００６】
また特許文献２では、特定成分の鋼で、面積率で６０〜９０％のフェライト母相と硬質第二相からなる組織を有し、母相と第二相の硬さが特定の関係式を満足し、特定の第二相の形態（アスペクト比が３．４２超、必要に応じて第二相の間隔が２５μｍ以下等）を有し、必要に応じて、さらにフェライトの集合組織、フェライトの粒径（平均粒径４μｍ以下、最大粒径１２．５μｍ以下）等を規定した、疲労き裂伝播特性の優れた鋼材の発明が記載されている。
【０００７】
また特許文献３では、特定組成の鋼で、鋼板組織が、マルテンサイト、ベイナイト、パーライト、疑似パーライトおよび焼戻しマルテンサイトの１種以上からなる硬質部の素地に、フェライトからなる軟質部が分散した組織であり、これら２部分の硬度差がビッカース硬度Ｈｖで１５０以上であり、必要に応じて軟質部の平均粒径を５０μｍ以下、硬質部の平均間隔を５０μｍ以下と規定した、疲労き裂進展抑制効果を有する鋼板の発明が開示されている。
【０００８】
また特許文献４では、特定組成の鋼で、フェライト面積率８０％以上、厚さ３０〜１００μｍの組織層と、マルテンサイト面積率２０％以上、厚さ１０〜３０μｍの組織層とを板圧方向に交互に層状に配置した、板厚方向の疲労き裂伝伝播特性に優れた厚鋼板の発明が開示されている。
【０００９】
【特許文献１】
特開平６−２７１９８４号公報
【特許文献２】
特開平１１−１７４２号公報
【特許文献３】
特開平７−２４２９９２号公報
【特許文献４】
特開平８−７３９８０号公報
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特許文献１に記載の発明では、耐疲労伝播特性とアレスト性とを両立させるために硬質相の含有率が低く、後述のように疲労き裂の遅延効果は小さく、疲労特性改善材として実用上のメリットは十分ではない。また特許文献２に記載の発明では、き裂伝播抑制を図るためのフェライトと硬質第二相からなる組織は、二相域からフェライト単相域の低温で累積圧下率を大きくすることで達成されるため、生産性が低く、鋼板形状確保が容易でないなどの課題がある。
【００１１】
また、特許文献３で開示されている発明のような硬質相とフェライト地の硬さの差がＨｖで１５０以上必要とする要件や、特許文献４で開示されている発明のような硬質相とフェライト地とを層状に交互に配置する要件は、本発明者らの詳細な検討では、後述のように必ずしも必要十分な条件ではなく、用途によっては要求特性を満たさない場合も散見されるという課題がある。
【００１２】
そこで本発明は、溶接構造部材に用いられる引張強さが４００Ｎ／ｍｍ２  級以上の厚鋼板であって、特殊なあるいは高価な合金元素の多量添加や生産性の劣る製造方法によらずに、溶接継手あるいは母材の疲労特性を大幅に向上させることのできる、疲労き裂伝播抵抗に優れた鋼板およびその製造方法を提供することを目的とするものである。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決するために、本発明者らは種々の鋼材において疲労き裂の伝播挙動と鋼材ミクロ組織の関係を解析し、さらに疲労き裂伝播抵抗に及ぼすフェライト地と第二相の影響を詳細に検討した結果、疲労き裂の伝播抵抗の向上手段を見出し、本発明をなしたものである。すなわち、溶接継手の止端部から疲労き裂が発生し、き裂が母材の板厚方向に突入した場合、フェライト地に硬質組織を分散することにより、疲労き裂はフェライトと硬質相の界面もしくは界面近傍で停留、分岐したり、また硬質相を迂回したりすることで、マクロなき裂の伝播が著しく抑制されることを明らかにし、さらにその効果を実用的に有効ならしめる鋼板組織の適正化と工業的製造方法を確立した。
【００１４】
すなわち、本発明の要旨は以下の通りである。
（１）  質量％で、
Ｃ  ：０．０１〜０．１８％、  Ｓｉ：０．０１〜２．０％、
Ｍｎ：０．１〜３．０％、      Ａｌ：０．００１〜０．２％、
Ｐ  ：０．０５％以下、        Ｓ  ：０．０１％以下、
Ｎ  ：０．００１％〜０．０２％
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、板厚方向の任意の断面組織上において、主にマルテンサイトおよびベイナイトから成り、平均ビッカース硬さ２３０以上、板厚方向の平均厚みが２０μｍ以下かつ板厚方向の平均間隔が５０μｍ以下かつ鋼板長手方向長さと板厚方向厚みの平均比が１０以上の硬質組織を平均面積率で１０〜６０％含み、残部は平均粒径４０μｍ以下のフェライトを主体とする組織であることを特徴とする、疲労き裂伝播抵抗に優れた鋼板。
【００１５】
（２）  さらに質量％で、
Ｎｉ：０．０５〜３％、        Ｃｕ：０．０５〜３％、
Ｃｒ：０．０５〜３％、        Ｍｏ：０．０５〜２％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１％、  Ｔｉ：０．００５〜０．１％、
Ｔａ：０．００５〜０．１％、  Ｖ  ：０．００５〜０．４％、
Ｂ  ：０．０００２〜０．００４％
の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）に記載の疲労き裂伝播抵抗に優れた鋼板。
（３）  さらに質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．０３％、  Ｍｇ：０．０００５〜０．０３％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．３％
の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）または（２）に記載の疲労き裂伝播抵抗に優れた鋼板。
【００１６】
（４）  質量％で、
Ｃ  ：０．０１〜０．１８％、  Ｓｉ：０．０１〜２．０％、
Ｍｎ：０．１〜３．０％、      Ａｌ：０．００１〜０．２％、
Ｐ  ：０．０５％以下、        Ｓ  ：０．０１％以下、
Ｎ  ：０．００１％〜０．０２％
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼片を、Ａｃ３  以上の温度に加熱後、累積圧下率５０〜９８％、圧延終了温度Ａｒ３  以上、Ａｒ３  ＋１００℃以下で所定の板厚まで熱間圧延し、Ａｒ３  以下、Ａｒ３  −１５０℃以上の温度域まで放冷し、該温度域から１〜１００℃／ｓの冷却速度で５００℃以下まで加速冷却することを特徴とする、疲労き裂伝播抵抗に優れた鋼板の製造方法。
（５）  前記加速冷却後、Ａｃ１  以上、Ａｃ３  −２０℃以下の温度範囲に再加熱し、その後直ぐに、またはその再加熱温度で保持した後、１〜１００℃／ｓの冷却速度で５００℃以下まで焼き入れることを特徴とする、上記（４）に記載の疲労き裂伝播抵抗に優れた鋼板の製造方法。
【００１７】
（６）  質量％で、
Ｃ  ：０．０１〜０．１８％、  Ｓｉ：０．０１〜２．０％、
Ｍｎ：０．１〜３．０％、      Ａｌ：０．００１〜０．２％、
Ｐ  ：０．０５％以下、        Ｓ  ：０．０１％以下、
Ｎ  ：０．００１％〜０．０２％
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼片を、Ａｃ３  以上の温度に加熱後、累積圧下率５０〜９８％、圧延終了温度Ａｒ３  以上で所定の板厚まで熱間圧延し、５００℃以下まで冷却した後、Ａｃ１  以上、Ａｃ３  −２０℃以下の温度範囲に再加熱し、その後直ぐに、またはその再加熱温度で保持した後、１〜１００℃／ｓの冷却速度で５００℃以下まで焼き入れることを特徴とする、疲労き裂伝播抵抗に優れた鋼板の製造方法。
【００１８】
（７）  前記鋼片が、さらに質量％で、
Ｎｉ：０．０５〜３％、        Ｃｕ：０．０５〜３％、
Ｃｒ：０．０５〜３％、        Ｍｏ：０．０５〜２％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１％、  Ｔｉ：０．００５〜０．１％、
Ｔａ：０．００５〜０．１％、  Ｖ  ：０．００５〜０．４％、
Ｂ  ：０．０００２〜０．００４％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする、上記（４）ないし（６）のいずれか１項に記載の疲労き裂伝播抵抗に優れた鋼板の製造方法。
（８）  前記鋼片が、さらに質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．０３％、  Ｍｇ：０．０００５〜０．０３％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．３％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする、上記（４）ないし（７）のいずれか１項に記載の疲労き裂伝播抵抗に優れた鋼板の製造方法。
【００１９】
【発明の実施の形態】
溶接部止端部から発生した疲労き裂が母材に至り、母材板厚方向に進展する際にその伝播抵抗を高めるためには、フェライトを主体としたマトリックス中のき裂伝播方向に、き裂の迂回や停留、分岐を誘起しうる硬質相を適切に配置することが重要である。すなわち、き裂が伝播する方向に対する硬質相の存在頻度と、伝播抵抗力を最大限にするための形態、さらに硬質相の分率が、より重要な因子である。
【００２０】
先ず、硬質相の頻度については、き裂伝播方向である板厚方向の間隔が狭まるほどき裂と硬質相の衝突頻度が増すが、特にき裂伝播方向の平均間隔が５０μｍ以下の場合、その伝播に対する抵抗が顕著となることを見出した。き裂先端が硬質相に衝突する事により、き裂先端の塑性変形が拘束され、き裂先端の分岐・屈曲が促進されるが、その効果をき裂の先端の全線に渡って生じさせてマクロな効果につなげるには硬質相との衝突頻度の確保が重要であり、逆に平均間隔がそれより大きい場合には、マクロ的にき裂の遅延効果にはつながらないことが実験から明らかとなった。
【００２１】
また、それと同時に、硬質相の形状は粒状であるより板長手方向に対して扁平であることが、三次元的なき裂と第二相の衝突頻度向上の観点から重要である事も詳細なき裂伝播の観察から判った。すなわち、硬質相が粒状である場合はその硬質相間を抜けてき裂が進展するのが観察されるのに対し、扁平であればその板厚方向の重なりも手伝って仮にき裂がフェライト地を優先的に進展しようとすればき裂の迂回が余儀なくされ、実効的なき裂進展の遅延につながる。
【００２２】
この観点から板厚方向の断面組織の画像解析結果と疲労き裂の進展挙動の解析を行い、第二相の鋼板長手方向長さと板厚方向厚みの平均比が１０以上のときき裂伝播抵抗として効果的に働くことが見出された。これを満たせば硬質相は必ずしも従来言われているような層状である必要はなく、主として扁平型の硬質相がき裂伝播方向の平均間隔を満たして分散されればよい。この場合、硬質相間の平均間隔と相俟って、板厚方向に投影した場合の硬質相の重なり頻度がき裂伝播抵抗の向上に大きく作用するが、鋼板長手方向長さと板厚方向厚みの平均比が１０未満になると、板厚方向を伝播する疲労き裂が硬質相の間を選択して伝播する挙動とともに、き裂と硬質相の衝突によるき裂の迂回・分岐による遅延も不十分となり、結果としてマクロなき裂遅延効果にはつながらない。
【００２３】
さらに、硬質相の形状ではそのサイズも重要である。ΔＫ（き裂先端の応力拡大係数の最大と最小の差）が小さい場合、すなわちき裂長さが小さい初期や応力レベルが小さい場合は硬質相のサイズの影響は小さいが、ΔＫが増すと硬質相にき裂が衝突した場合にき裂の進展の抑制につながらず、壁開的に割れてき裂の異常進展を助長するケースが見られる。それを抑えるためには硬質相の板厚方向への厚みを平均で２０μｍ以下にすることが重要であり、これによって安定して疲労き裂の伝播抵抗となる。
【００２４】
なお、ここで硬質相としては、基本的にはマルテンサイト、ベイナイトを主体とし、平均硬さがビッカース硬さで２３０以上であることが必要である。この点はフェライトと第二相の硬さの比や差を要件とした従来技術と異なる点であり、第二相自身の硬さが所定以上であればミクロ的にき裂の遅延効果が発揮される。逆に第二相の平均ビッカース硬さが２３０未満の場合は疲労き裂先端での塑性変形の拘束が不十分で硬質相分散の効果が得られない。
また、平均硬さ２３０以上はパーライトや擬似パーライトによっても達成可能であるが、それらはフェライトとセメンタイとの層状あるいは混在組織であるため脆く、自身がき裂先端で割れて有効に作用しない場合があり、マルテンサイトやベイナイトを主体とした第二相より効果は小さい。硬質第二相による疲労き裂の進展の遅延効果がマクロな疲労特性の向上につながるためには、硬質相は少なくとも、板厚方向の断面上の面積率で１０％以上必要であり、上記の形態、分散を維持する限り第二相は多いほど有効であるが、他方、硬質相の分率が過大になると鋼材の靭性が低下するため上限を６０％とした。
【００２５】
以上のように本発明が目的としている鋼材の疲労特性の向上には上述のような第二相の形態や分散を制御した導入が必要であるが、加えて化学組成についても具体的に限定する必要がある。以下に化学組成の限定理由を述べる。
Ｃは、鋼の強度を向上する有効な成分として０．０１％以上添加するが、０．１８％を超える過剰な添加では、溶接部の靭性を著しく劣化させるので、０．１８％以下に規制する。
【００２６】
Ｓｉは、溶鋼の脱酸元素として必要であり、また強度増加元素として有用であるが、２．０％を超えて過剰に添加すると、鋼の加工性を低下させ、溶接部の靭性を劣化させる。また０．０１％未満では脱酸効果が不十分なため、添加範囲を０．０１〜２．０％に規定する。
【００２７】
Ｍｎも、脱酸成分元素として必要であり、０．１％未満では鋼の清浄度を低下させ、加工性を害する。また鋼材の強度を向上する成分として０．１％以上の添加が必要である。しかし、過剰の添加は焼入性を過剰にしてフェライト相を得難くするので、３．０％を上限とする。
【００２８】
Ｐ，Ｓは、不純物元素で、延性、靭性を劣化させる元素であり、極力低減することが好ましいが、材質劣化が大きくなく、許容できる量として、Ｐの上限を０．０５％、Ｓの上限を０．０１％に限定する。
【００２９】
Ａｌは、脱酸元素として有用であるとともに、Ｎと結びついて窒化物を形成し鋼の微細化に有効な働きする。０．００１％以上の含有が必要であるが、０．２％を超えて過剰に含有すると、脱酸生成物である酸化物が粗大化し延性を極端に劣化させるため、０．００１％〜０．２％の範囲に限定する。
【００３０】
Ｎは、鋼中に単独固溶状態では鋼板靭性に有害であるが、工業的に鋼中のＮを完全に除去することは不可能であり、必要以上に低減することは製造工程に過大な負荷をかけるため好ましくない。そのため、工業的に制御が可能で、製造工程への負荷が許容できる範囲として下限を０．００１％とする。しかしながら過剰に含有すると、固溶Ｎが増加し延性や靭性に悪影響を及ぼすため、許容できる範囲として上限を０．０２％とする。
【００３１】
また、本発明の鋼板では強度確保および靭性確保のための組織制御に、Ｎｉ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｖ，Ｂの一種または二種以上を含有させることができる。
Ｎｉは、鋼材の靭性を向上させる元素であり、特に硬質第二相を比較的多く含む場合の靭性確保に有効である。他方、Ｎｉは高価な合金元素であり、さらに含有量が多くなると加工熱処理によって鋼材を製造する場合の焼入れ性が過剰となるため、範囲を０．０５％〜３％とする。
【００３２】
Ｃｕは、焼入れ性向上、固溶強化、析出強化に有効な元素であるが、明瞭な効果を生じるためには０．０５％以上必要であり、一方、３％超では熱間加工性に問題を生じるので、効果を発揮し、かつ熱間加工性等の問題を生じない範囲として、本発明においては０．０５〜３％の範囲に限定する。
【００３３】
Ｃｒは、焼入れ性向上、析出強化により母材の強度向上に有効な元素であるが、明瞭な効果を生じるためには０．０５％以上必要であり、一方、３％を超えて添加すると、靭性及び溶接性が劣化する傾向を有するため、０．０５〜３％の範囲とする。
【００３４】
Ｍｏは、焼入れ性向上、強度向上、耐焼戻し脆化、耐ＳＲ脆化に有効な元素であるが、明瞭な効果を生じるためには０．０５％以上必要であり、２％を超える添加では逆に靭性、溶接性が劣化するため、０．０５〜２％に限定する。
【００３５】
Ｎｂは、オーステナイト相中に固溶及び析出状態で、オーステナイトの再結晶を抑制するために、また、変態時あるいは焼戻し時にＮｂ（Ｃ，Ｎ）を形成することで、強度の向上に有効な元素であるが、明瞭な効果を生じるためには０．００５％以上必要である。ただし、０．１％を超える過剰の含有では析出脆化により靭性が劣化する。従って、靭性の劣化を招かずに効果を発揮できる範囲として、０．００５〜０．１％の範囲に限定する。
【００３６】
Ｔｉは、析出強化により母材強度向上に寄与するとともに、高温でも安定なＴｉＮの形成により加熱オーステナイト粒径微細化にも有効な元素であり、加工熱処理を基本とする本発明においては必須の元素である。効果を発揮するためには０．００５％以上の含有が必要である。一方、０．１％を超えると、粗大な析出物、介在物を形成して靭性や延性を劣化させるため、０．００５〜０．１％とする。
【００３７】
Ｔａ，Ｖもまた、Ｎｂ，Ｔｉと同様の効果を持つ元素であり、それぞれ靭性の劣化なしに効果を発揮できる範囲として０．００５〜０．１％、０．００５〜０．４％と規定した。
【００３８】
Ｂは、靭性に有害なＮを固定して無害化するとともに、固溶状態でオーステナイト粒界に偏析することで再結晶抑制にも有効である。Ｎの無害化、再結晶抑制に効果を発揮するためには０．０００２％以上の添加が必要であるが、一方、０．００４％を超える過剰の添加では、ＢＮ、Ｆｅ２３（Ｃ，Ｂ）６  等の粗大な析出物を生じて靭性が劣化するため、０．０００２〜０．００４％に限定する。
【００３９】
さらに本発明では、脱酸・脱硫元素としてＣａ，Ｍｇ，ＲＥＭの一種または二種以上を含有して、鋼材およびその溶接部の組織制御を更に進め靭性を向上させることが可能である。すなわち、これらの元素による微細酸化物及び硫化物は組織の微細化に有効である。
Ｃａは、鋼中最大の脱酸力・脱硫力を有する元素である。溶鋼中で酸化物及び硫化物を形成するには０．０００５％以上含有させる必要があるが、０．０３％を超えて過剰に添加すると酸化物の液状化を促進し、合体により粗大化させるので、範囲を０．０００５〜０．０３％とする。
【００４０】
Ｍｇは、強力な脱酸元素であり、多様な元素と複合酸化物を作り有効である。溶鋼中で酸化物を形成するには０．０００５％以上含有させる必要があるが、０．０３％を超えて含有させると蒸発蒸気圧が高まり製鋼工程では危険である。したがって０．０００５〜０．０３％とする。
【００４１】
ＲＥＭもまた、強力な脱酸力を有し複合酸化物の生成を促進する。溶鋼中で酸化物を形成するには０．０００５％以上含有させる必要があるが、高価であるため、０．３％を超える添加は鋼板のコストを大幅に引き上げるとともに、脱酸元素としての効果は飽和するので、範囲を０．０００５〜０．３％とする。
【００４２】
次に製造プロセス条件の限定理由を述べる。
上記の化学組成を有する鋼片を、Ａｃ３  以上の温度に加熱後、累積圧下率５０〜９８％、圧延終了温度Ａｒ３  以上、Ａｒ３  ＋１００℃以下で所定の板厚まで熱間圧延し、更にＡｒ３  以下、Ａｒ３  −１５０℃以上の温度域まで放冷し、該温度域から加速冷却することにより、標記の組織は達成することができる。
【００４３】
圧延終了温度がＡｒ３  未満の低温になると、二相組織は達成されるものの集合組織の発達による異方性が生じ、実用上、構造物の安全性確保に用いられる超音波探傷が適用できない、シャルピー吸収エネルギー値が低下する、などの問題が生じるとともに、製造上は圧延負荷が高まる、圧延生産性が落ちるなどの問題も生じるため、圧延終了温度はＡｒ３  以上とした。
他方、圧延終了温度がＡｒ３  ＋１００℃超の場合は、硬質相の長手方向平均長さと板厚方向平均厚みの比が１０以上確保できないため、仕上げ温度の上限をＡｒ３  ＋１００℃以下とした。
【００４４】
また、冷却開始温度が低すぎると硬質相の所定の分率が確保できなくなるため、冷却開始の下限温度はＡｒ３  −１５０℃とした。
更に、加速冷却後、再度Ａｃ１  以上、Ａｃ３  −２０℃以下の温度範囲に加熱し、焼入れることにより、硬質相の硬度、分率を精度よく制御することが可能となるが、加熱温度がＡｃ３  −２０℃を超えると、硬質相硬度が低下し分率が上昇するので、加熱上限をＡｃ３  −２０℃とした。
【００４５】
一方、加速冷却を用いなくても本発明組織の達成は可能であり、その場合は、本発明の成分系を有する鋼片を、Ａｃ３  以上の温度に加熱後、累積圧下率５０〜９８％、圧延終了温度Ａｒ３  以上で所定の板厚まで熱間圧延し、５００℃以下まで冷却した後、Ａｃ１  以上、Ａｃ３  −２０℃以下の温度範囲に再加熱し、焼入れる。ただし、この場合も、硬質相の硬度、分率の制御の観点から、加熱上限温度はＡｃ３  −２０℃以下とする。
【００４６】
Ａｃ１  以上、Ａｃ３  −２０℃以下に再加熱の場合、その後の焼入れは、加熱温度到達直後から可能であるが、加熱温度到達後１０ｍｉｎ  〜１２０ｍｉｎ  保持することが望ましい。また、その後の焼入れは、１〜１００℃／ｓの冷却速度で５００℃以下まで急冷する必要であるが、冷却速度が１℃／ｓより遅い場合は、硬質相の所定の硬度が得られず、１００℃／ｓより速い冷却速度は現状の技術では経済的でない。また、焼入れ停止温度が５００℃を超える場合は硬質相の所定の分率が達成できないので、停止温度を５００℃以下にする。
【００４７】
【実施例】
以上が、本発明の要件についての説明であるが、さらに、実施例に基づいて本発明の効果を示す。
表１に示すＡ〜Ｉ、９種の化学組成の鋼を実機溶製し、実機連続鋳造にてスラブを作製した。このうち、Ａ〜Ｆは本発明の化学組成を満足しており、Ｇ〜Ｉは本発明の化学組成範囲を満足していない。
【００４８】
これらのスラブを表２に示した条件で熱間圧延、熱処理を行い鋼板＃１〜１９を作成した。鋼板＃１〜＃１２は本発明を満たすものであり、そのうち＃１〜６は圧延〜加速冷却まま、＃７〜１２は圧延・冷却後に熱処理を施したものである。また＃１３〜１９は本発明を満たさないもので、＃１３〜１４は化学成分を、＃１５は化学成分・鋼板製造条件とも、＃１６〜１９は鋼板製造条件をそれぞれ満たしていない。
それら鋼板の組織の解析結果、および廻し溶接継手の曲げ疲労試験により評価した疲労寿命、ならびに２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験により評価した５０％破面遷移温度を表３に示す。
【００４９】
疲労試験は、構造物の溶接止端部から疲労き裂が発生し母材部を伝播する場合の疲労特性を評価するために、図１に示す廻し溶接継手について行った。試験片は鋼板から鋼板長手方向に長さ３００ｍｍ、幅８０ｍｍ、板厚２５ｍｍ（２５ｍｍ厚材については全厚、その他は表層から採取）のサイズの試験片を作製し、幅１０ｍｍ、長さ３０ｍｍ、高さ３０ｍｍのリブ板を炭酸ガス溶接により試験板の中央に廻し溶接で溶接した。
【００５０】
この際、炭酸ガス溶接は、化学組成がＣ：０．０６ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．４ｍａｓｓ％である１．４ｍｍ径の溶接ワイヤを用いて、電流２７０Ａ、電圧３０Ｖ、溶接速度２０ｃｍ／ｍｉｎ  で行った。疲労試験は、荷重支点スパンを、下スパン７０ｍｍ、上スパン２２０ｍｍとする四点曲げで行い、最大荷重５５ｋＮ、応力比０．１の繰返し応力負荷を加えて、破断までの疲労寿命を測定した。またシャルピー試験は、試験片を板厚ｔ／４部から圧延方向に直角に採取して行った。
【００５１】
表３から明らかなように、本発明範囲により作成した鋼板は、いずれも疲労寿命で１００万ｃｙｃｌｅ  超と、従来の鋼の数倍以上の優れた特性を示した。これは、前述のように硬質相が板厚方向に緻密に配置されたことによるものであり、破断後の破面観察、およびクラックパスの観察では、硬質相でのき裂の分岐、迂回、停留などが頻繁に観察され、これらに起因して疲労き裂伝播抵抗が高く、疲労寿命が著しく向上したことが確認された。
【００５２】
一方、比較鋼に関しては、＃１３は本発明範囲よりＣが高く、そのため硬質相の分率が本発明範囲を超えている。硬質相によって従来鋼より幾分疲労特性は向上するものの、本発明鋼には及ばない。また疲労試験後の破面状には硬質相の劈開によるとみられる脆性的な様相もみられ、硬質相の効果が十分でないことが示唆された。さらに高度の高い硬質相の分率が高いことで、靭性が著しく低下し、実用に耐えない。
【００５３】
次に＃１４は、本発明範囲よりＭｎが高く、これも＃１３同様に硬質相の量の増大と過剰な硬化により、靭性が実用鋼として不適である。
＃１５は、成分的には本発明範囲よりＰが高く、かつプロセス的には圧延終了温度、熱処理の再加熱温度とも本発明を満たしていない。実際、８８０℃という高温圧延によって組織はかなり等軸であり、さらに、６２０℃の熱処理で焼戻されたことで、硬質相はパーライト以外なく、疲労特性も従来鋼並みに低いものである。さらに、高Ｐのため靭性的にも実用的でない。
【００５４】
一方＃１６は、鋳片Ａを用いて化学成分的には本発明を満たすが、仕上げ板厚を８０ｍｍとしたため、累計圧下率が本発明範囲に至らず、組織的には硬質相の厚み方向の厚さが厚く、かつ扁平度も本発明が最適と考える所に至っていない。その結果、疲労特性も同鋳片を用いた本発明鋼、例えば＃１と比べて劣るものとなっている。
＃１７は、鋳片Ｂを用いているが、熱処理温度がＡｃ１  未満であり、硬質相の造り込みができず疲労特性も低い。熱処理による組織改善と疲労特性の向上は＃１７と＃９を比較すると明確である。
【００５５】
＃１８は、制御冷却の停止温度が本発明範囲より高い例である。これにより十分な硬質相硬さが得られず疲労特性も改善していない。同鋳片を用いた＃４と比較するとその差は明確である。
最後に＃１９は、Ｆ鋳片を用いて製造したもので、圧延仕上げ温度、制御冷却開始温度とも本発明を満たしていない。組織は鋼材組成の焼き入れ性の高さと相まって１００％のＢ＋Ｍ組織となり、疲労特性の向上が十分でないとともに、靭性的にも実用に耐えないレベルとなった。
これらの実施例より、本発明の有効性は明らかであり、本発明により構造用鋼として十分高い靭性を有しながら、疲労き裂伝播抵抗を有する鋼板が可能となった。
【００５６】
【表１】
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【００５７】
【表２】
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【００５８】
【表３】
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【００５９】
【発明の効果】
本発明は、疲労特性が必要とされる溶接構造部材に用いられる、引張強度４００Ｎ／ｍｍ２  級以上の厚鋼板において、従来溶接部では向上が困難とされてきた継手疲労特性の向上を特殊な合金元素や複雑な製造プロセスに頼ることなく製造できる点で、産業上の有用性は極めて大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】実施例における溶接継手疲労特性評価のための、廻し溶接四点曲げ試験片の概略図である。
【図１】
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