(57)【要約】【課題】高ΔＫ領域で疲労き裂伝播速度をき裂進展方向によらず有効に低減でき、かつ、強度・靭性バランスに優れた疲労き裂伝播特性に優れた鋼材をその有利な製造方法と共に提供する。【解決手段】Ｃ：０．０１〜０．４０％、Ｓｉ：０．１０〜３．０　％、Ｍｎ：０．４　〜３．０　％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．３　〜２．０　％、Ｎ：０．０１５　％以下を含み、あるいはさらに、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの１種または２種以上を夫々規定量含む鋼スラブを次の（Ａ）、（Ｂ）いずれかの方法で処理する。（Ａ）１０００〜１３００℃に加熱→７００　〜９５０　℃で圧延終了→５〜７０℃／ｓで室温まで冷却（または２００　〜５００　℃まで加速冷却後放冷または徐冷）、（Ｂ）不特定条件で熱間圧延→７００　〜９００　℃に再加熱・３６００秒以下保持→冷却→３５０　〜５００　℃で６０秒以上保持→冷却【選択図】　なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０１〜０．４０％、Ｓｉ：０．１０〜３．０　％、Ｍｎ：０．４　〜３．０　％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．３　〜２．０　％、Ｎ：０．０１５　％以下を含有し残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、かつ残留オーステナイトを面積率で２〜３０％含む組織を有することを特徴とする疲労き裂伝播特性に優れた鋼材。
【請求項２】
前記組成がさらに、質量％で、Ｃｕ：０．１　〜１．５　％、Ｎｉ：０．１　〜５．０　％、Ｃｒ：０．１　〜１．５　％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ｎｂ：０．００５　〜０．１０％、Ｖ：０．００５　〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５　〜０．２５％のうちから選ばれた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記載の疲労き裂伝播特性に優れた鋼材。
【請求項３】
請求項１に記載の組織がベイナイトを面積率で５０％以上含む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特性に優れた鋼材。
【請求項４】
質量％で、Ｃ：０．０１〜０．４０％、Ｓｉ：０．１０〜３．０　％、Ｍｎ：０．４　〜３．０　％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．３　〜２．０　％、Ｎ：０．０１５　％以下を含有する組成を有する鋼材を、
１０００〜１３００℃の温度に加熱後圧延し、該圧延を７００　〜９５０　℃の温度で終了後、５〜７０℃／ｓの冷却速度で５００　℃以下の温度まで冷却することを特徴とする疲労き裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法。
【請求項５】
質量％で、Ｃ：０．０１〜０．４０％、Ｓｉ：０．１０〜３．０　％、Ｍｎ：０．４　〜３．０　％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．３　〜２．０　％、Ｎ：０．０１５　％以下を含有する組成を有する鋼材を、
７００　〜９００　℃の温度に再加熱して該温度に３６００秒以下保持後、３５０　〜５００　℃の温度まで冷却して該温度に６０秒以上保持し、以後冷却することを特徴とする疲労き裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法。
【請求項６】
前記鋼材がさらに、
質量％で、Ｃｕ：０．１　〜１．５　％、Ｎｉ：０．１　〜５．０　％、Ｃｒ：０．１　〜１．５　％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ｎｂ：０．００５　〜０．１０％、Ｖ：０．００５　〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５　〜０．２５％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を有することを特徴とする請求項４または５に記載の疲労き裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、船体、海洋構造物、土木構造物等の素材として好適な、疲労き裂伝播特性に優れた鋼板およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
鋼構造物の大型化および軽量化への要求に伴い、またコストダウンの観点からも、高張力鋼の適用が拡大しつつある。鋼構造物のうち、船体、海洋構造物、土木構造物等では、繰返し荷重を受けるために、疲労破壊が重要な問題となる。特に、高張力鋼の適用による薄肉化により、設計応力が上昇するため疲労破壊には十分な配慮が必要である。
【０００３】
鋼構造物は一般に溶接施工により組み立てられ、多数の溶接部を含むため、疲労き裂は溶接部から発生する場合が多い。したがって、疲労強度を向上させるためには、溶接部からの疲労き裂の発生を抑制する方法と、発生した疲労き裂の伝播速度を低減させる方法との二通りが有力である。
【０００４】
溶接部からの疲労き裂の発生を抑制する方法には、グラインダ処理や溶接ビード最終パスの加熱再溶融処理により溶接止端部の形状を改善する方法や、ショットピーニング処理などにより溶接止端部に圧縮残留応力を付与する方法がある（特許文献１、特許文献２等）。しかし、これらの溶接後処理では、き裂発生後の伝播の発生を抑制することは困難である。
【０００５】
これに対し、疲労き裂伝播速度を低減させる方法は、素材の疲労き裂伝播抵抗を高めることによって、疲労き裂伝播速度を低減し鋼構造物の疲労寿命を向上させうるものであるから、その開発が要望されている。
【０００６】
この要望に応えようとした技術として、（ａ）応力拡大係数の変動範囲ΔＫが　５００　Ｎ／ｍｍ　−３／２程度以下の低ΔＫ領域で、疲労き裂先端にマイクロクラックを発生させる方法（特許文献３）、（ｂ）　圧延方向に延伸した縞状の第二相が母相内に５〜５０％の面積率で散在し、該第二相の硬さＨｖ　が母相の硬さＨｖ　の１３０　％以上、アスペクト比が４以上、長さが２０μｍ　以上である鋼板（特許文献４）、（ｃ）　軟質相と硬質相とからなりこれら両相の硬度差をＨｖ１５０以上とした鋼が知られている。
【０００７】
【特許文献１】
特開昭５９−１１０４９０号公報
【特許文献２】
特開平１−３０１８２３号公報
【特許文献３】
特開平５−１４８５４１号公報
【特許文献４】
特開平７−９０４７８　号公報
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、前記（ａ）の技術では、低ΔＫ領域を対象としているので、き裂長さが比較的長いまたは応力が比較的高い場合には疲労き裂伝播速度低減効果が小さいという問題がある。また、前記（ｂ）　の技術では、疲労き裂進展方向が第二相の延伸方向に対して直交していない場合は疲労き裂伝播速度低減効果が小さい可能性があるという問題がある。また、前記（ｃ）　の技術では、鋼を高強度化した場合、軟質相の硬さ増加に応じて硬質相の硬さも増加させる必要があるために、靭性の劣化を招く問題がある。
【０００９】
本発明は、上記従来技術の問題点に鑑み、高ΔＫ領域で疲労き裂伝播速度をき裂進展方向によらず有効に低減でき、かつ、強度・靭性バランスに優れた疲労き裂伝播特性に優れた鋼材をその有利な製造方法と共に提供することを目的とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは鋭意検討した結果、鋼の組成（化学組成）と組織とを特定の範囲に制限すること、とくに残留オーステナイトを特定量含む組織とすることにより前記目的が達成されることを見出し、以下の要旨構成になる本発明をなした。
【００１１】
（１）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．４０％、Ｓｉ：０．１０〜３．０　％、Ｍｎ：０．４　〜３．０　％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．３　〜２．０　％、Ｎ：０．０１５　％以下を含有し残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、かつ残留オーステナイトを面積率で２〜３０％含む組織を有することを特徴とする疲労き裂伝播特性に優れた鋼材。
【００１２】
（２）前記組成がさらに、質量％で、Ｃｕ：０．１　〜１．５　％、Ｎｉ：０．１　〜５．０　％、Ｃｒ：０．１　〜１．５　％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ｎｂ：０．００５　〜０．１０％、Ｖ：０．００５　〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５　〜０．２５％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）記載の疲労き裂伝播特性に優れた鋼材。
【００１３】
（３）（１）に記載の組織がベイナイトを面積率で５０％以上含むことを特徴とする（１）または（２）に記載の疲労き裂伝播特性に優れた鋼材。
【００１４】
（４）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．４０％、Ｓｉ：０．１０〜３．０　％、Ｍｎ：０．４　〜３．０　％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．３　〜２．０　％、Ｎ：０．０１５　％以下を含有する組成を有する鋼材を、１０００〜１３００℃の温度に加熱後圧延し、該圧延を７００　〜９５０　℃の温度で終了後、５〜７０℃／ｓの冷却速度で５００　℃以下の温度まで冷却することを特徴とする疲労き裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法。
【００１５】
（５）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．４０％、Ｓｉ：０．１０〜３．０　％、Ｍｎ：０．４　〜３．０　％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．３　〜２．０　％、Ｎ：０．０１５　％以下を含有する組成を有する鋼材を、７００　〜９００　℃の温度に再加熱して該温度に３６００秒以下保持後、３５０　〜５００　℃の温度まで冷却して該温度に６０秒以上保持し、以後冷却することを特徴とする疲労き裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法。
【００１６】
（６）前記鋼材がさらに、質量％で、Ｃｕ：０．１　〜１．５　％、Ｎｉ：０．１　〜５．０　％、Ｃｒ：０．１　〜１．５　％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ｎｂ：０．００５　〜０．１０％、Ｖ：０．００５　〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５　〜０．２５％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を有することを特徴とする（４）または（５）に記載の疲労き裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法。
【００１７】
【発明の実施の形態】
まず、本発明における組成の限定理由を述べる。なお、組成の化学成分含有量は質量％で表し、％と略記する。
【００１８】
Ｃ：０．０１〜０．４０％
Ｃは鋼の強度を高める成分であるだけでなく、残留オーステナイトを得る上で有用な元素である。しかしながら、含有量が０．０１％未満ではその効果に乏しく、一方、０．０４％を超えると延性が低下したり、溶接割れの可能性が高くなったりするので、Ｃ量は０．０１〜０．４０％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．０５〜０．１５％である。
【００１９】
Ｓｉ：０．１０〜３．０　％
Ｓｉは鋼の脱酸に必要な元素である。Ｓｉが０．１０％未満では、溶製時の脱酸効果が期待できないので、Ｓｉは０．１０％以上必要である。また、Ｓｉは残留オーステナイトを得る上で重要な元素であるが、含有量が３．０　％を超えると鋼の靭性が損なわれるので、Ｓｉ量は０．１０〜３．０　％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．１０〜０．４０％である。
【００２０】
Ｍｎ：０．４　〜３．０　％
Ｍｎは、鋼の強化元素として有用なだけでなく、残留オーステナイトを得る上でも有用である。しかしながら、含有量が０．４　％未満ではその効果に乏しく、一方、３．０　％を超えると延性の低下を招くので、Ｍｎ量は０．４　〜３．０　％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．５　〜２．０　％である。
【００２１】
Ｐ：０．０５％以下
Ｐは低いほど好ましく、含有量が０．０５％を超えると溶接時の割れ発生の原因となるので、Ｐ量は０．０５％以下の範囲に限定した。
【００２２】
Ｓ：０．０５％以下
Ｓは少ないほど好ましく、含有量が０．０５％を超えると靭性や延性の低下が起こるので、Ｓ量は０．０５％以下の範囲に限定した。
【００２３】
Ａｌ：０．３　〜２．０　％
Ａｌは、残留オーステナイトを得る上で有用な元素である。しかしながら、含有量が０．３　％未満ではその効果に乏しく、一方で、含有量が２．０　％を超えると延性の低下を招くので、Ａｌ量は０．３　〜２．０　％の範囲に限定した。なお、好ましくは　０．５　〜１．５　％である。
【００２４】
Ｎ：０．０１５　％以下
Ｎは、靭性を劣化する元素であるので少ないほど好ましい。一方、Ａｌが存在する場合はＡｌ窒化物となり、靭性を劣化させないので、Ｎ量は０．０１５　％以下の範囲に限定した。
【００２５】
本発明の鋼材の組成は、上記成分元素を必須に含むものとするが、これら以外に必要に応じて以下の元素のうちから選ばれた１種または２種以上を含有させたものであってもよい。
【００２６】
Ｃｕ：０．１　〜１．５　％
Ｃｕは、鋼の強度を向上するのに有用な元素であり、また、固溶強化により疲労強度を向上する。しかしながら、含有量が０．１　％未満ではその効果に乏しく、一方、１．５　％を超えると靭性が劣化するので、Ｃｕ量は０．１　〜１．５　％の範囲とするのが好ましい。
【００２７】
Ｎｉ：０．１　〜５．０　％
Ｎｉは、鋼の強度向上に有用なだけでなく、靭性も大幅に向上させる。含有量が０．１　％未満ではその効果に乏しく、一方、５．０　％を超えると効果が飽和するので、Ｎｉ量は０．１　〜５．０　％の範囲とするのが好ましい。
【００２８】
Ｃｒ：０．１　〜１．５　％
Ｃｒは、鋼の強度向上に有用なだけでなく、靭性も大幅に向上させる。含有量が０．１　％未満ではその効果に乏しく、一方、１．５　％を超えると効果が飽和するので、Ｃｒ量は０．１　〜１．５　％の範囲とするのが好ましい。
【００２９】
Ｍｏ：０．０５〜０．５０％
Ｍｏは、鋼の強度向上に有用なだけでなく、靭性も大幅に向上させる。含有量が０．０５％未満ではその効果に乏しく、一方、０．５０％を超えると効果が飽和するので、Ｍｏ量は０．１　〜０．５０％の範囲とするのが好ましい。
【００３０】
Ｎｂ：０．００５　〜０．１０％
Ｎｂは、鋼の強度を向上するのに有用な元素である。しかしながら、含有量が０．００５　％未満ではその効果に乏しく、一方、０．１０％を超えると靭性が劣化するので、Ｎｂ量は０．００５　〜０．１０％の範囲とするのが好ましい。
【００３１】
Ｖ：０．００５　〜０．１０％
Ｖは、鋼の強度を向上するのに有用な元素である。しかしながら、含有量が０．００５　％未満ではその効果に乏しく、一方、０．１０％を超えると靭性が劣化するので、Ｖ量は０．００５　〜０．１０％の範囲とするのが好ましい。
【００３２】
Ｔｉ：０．００５　〜０．２５％
Ｔｉは、鋼の強度を向上するのに有用な元素である。しかしながら、含有量が０．００５　％未満ではその効果に乏しく、一方、０．２５％を超えると溶接割れが発生しやすくなるので、Ｔｉ量は０．００５　〜０．２５％の範囲とするのが好ましい。
【００３３】
本発明の鋼材は、上記化学組成を有するとともに、残留オーステナイトを面積率で２〜３０％含む組織を有するものである。
【００３４】
残留オーステナイトは、応力がかかると加工誘起変態する。これが起こるのは、疲労き裂先端のみであり、き裂先端では加工誘起変態に伴い局所的な応力集中の緩和作用がはたらき、疲労き裂伝播速度が低減する。さらに、加工誘起変態によりき裂先端に発生する圧縮残留応力が負荷応力を緩和する作用によっても疲労き裂伝播速度は低減する。
【００３５】
これらの疲労き裂伝播速度低減の効果を得るためには、最低でも２％以上の残留オーステナイトが存在する必要がある。しかし、残留オーステナイトの強度はベイナイトやマルテンサイトに比較して低いため、残留オーステナイト量が３０％を超えると、十分な鋼の強度が得られない。よって、残留オーステナイト量は、２〜３０％の範囲に限定した。なお、好ましくは５〜１５％である。ここで、残留オーステナイト量は、Ｘ線回折法により測定した。具体的な残留オーステナイト量（面積率）は次のようにして決定する。まず、オーステナイト面積率１００　％の標準試料についてＸ線回折法により標準試料の回折強度を求めておく。次に、被測定試料について、標準試料と同一の条件でＸ線回折法による回折強度を求める。最後に標準試料の回折強度に対する被測定試料の回折強度の比率を残留オーステナイトの面積率とするのである。
【００３６】
一方、疲労き裂伝播速度低減の効果をさらに高めるためには、鋼材の組織は残留オーステナイトを面積率で２〜３０％含む組織としながら、且つベイナイトの面積率が５０％以上である組織が好ましい。その理由は、ベイナイトの面積率が５０％以上であると、き裂伝播速度が高いバンド状の組織であるフェライト・パーライト組織が抑制されるからと考えられる。ベイナイト（組織）は残留オーステナイト（組織）の面積率を低減しない範囲で面積率が高いほど、き裂伝播速度が低くなる効果がある。なお、鋼材のフェライトとベイナイトの混合された組織はフェライト・ベイナイト組織と呼ばれるが、フェライト・ベイナイト組織は分散型の組織である。また、ベイナイトの面積率が５０％以上であると、パーライト（組織）は観察されなくなる。
【００３７】
ベイナイトの面積率は、３％ナイタールによるエッチング後、１００　倍の倍率で５平方ｍｍ以上の視野を撮影し、写真の目視による組織の分別を行い組織全体に対するベイナイトの面積率を画像処理等により算出する。
【００３８】
次に、本発明の鋼材の製造方法について述べる。
【００３９】
本発明の鋼板は、通常の溶製法（転炉法、電気炉法等）により上記組成に成分調整した溶鋼を、通常の鋳造法（連続鋳造法、造塊法）により鋳造し、得られた鋳片素材を熱間圧延して所定寸法の鋼材となす製造工程において、（Ａ）圧延条件と圧延後の冷却条件を特定の範囲に制御すること、あるいは、（Ｂ）該制御の有無に拘らず圧延後の鋼材に特定条件の熱処理を施すことにより、その組織中に残留オーステナイトを２〜３０％含ませることができる。なお、熱間圧延する代わりに熱間鍛造してもよいが、生産性の点で、熱間圧延する方が好ましい。
【００４０】
（Ａ）の方法としては、上記組成を有する鋼スラブを、１０００〜１３００℃の温度に加熱後圧延し、該圧延を７００　〜９５０　℃の温度で終了後、５〜７０℃／ｓの冷却速度で５００　℃以下の温度まで冷却する。
【００４１】
スラブ加熱温度は、１０００℃未満では、オーステナイト化が不十分であり、一方、１３００℃超では、結晶粒が粗大になり、靭性が劣化する可能性があるので、１０００〜１３００℃とするのが好ましい。
【００４２】
圧延終了温度は、７００　℃未満では、歪導入が過多となり、靭性を劣化させる虞があり、一方、９５０　℃超では、結晶粒が粗大になり、靭性が劣化する可能性があるので、７００　〜９５０　℃とするが好ましい。
【００４３】
圧延後の冷却条件については、５〜７０℃／ｓの冷却速度で５００　℃以下の温度まで冷却することにより、残留オーステナイトを面積率で２〜３０％含む組織として疲労き裂伝播速度の低減効果を確実に得られる。
【００４４】
なお、冷却速度が７０℃／ｓを超える場合、冷却の停止温度が２００　℃未満では強度が過剰となるので、冷却の停止温度を２００　℃以上とするとよい。この場合には、停止温度から室温までの冷却は放冷又は徐冷（放冷よりも遅い冷却速度で冷却すること）としてよい。
【００４５】
（Ｂ）の方法としては、前記組成を有する鋼材を、７００　〜９００　℃の温度に再加熱して該温度に３６００秒以下保持後、３５０　〜５００　℃の温度まで冷却して該温度に６０秒以上保持し、以後冷却する方法が好適である。
【００４６】
再加熱温度は、７００　℃未満では、２相域に達せず、オーステンパーの効果が得られにくく、一方、９００　℃超では、結晶粒が粗大となるので、７００　〜９００　℃とする。再加熱温度での保持時間については、３６００秒超では、粒径が大きくなり靭性が劣化するので、３６００秒以下とする。なお、下限については、均質化の点から、６００　秒とするのがよい。
【００４７】
冷却途中での保持温度（オーステンパー温度という。）は、３５０　℃未満および５００　℃超では、残留オーステナイトの量が十分ではないので、３５０　〜５００　℃とする。オーステンパー温度での保持時間については、６０秒未満では、炭素が十分に拡散することができず濃化が不十分となり、残留オーステナイトを十分に生成することができないので、６０秒以上とする。なお、上限については、脱炭防止の点から、１８００秒とするのがよい。
【００４８】
再加熱温度での保持完了からオーステンパー温度での保持開始までの間の冷却については、冷却速度が遅すぎるとパーライトが析出し残留オーステナイトが少なくなり、かつベイナイト組織の面積率が５０％を下回るので、冷却速度を５℃／ｓ以上とするのが好ましい。また、オーステンパー温度での保持完了以後の冷却は放冷でよい。
【００４９】
なお、本発明では、上記（Ａ）、（Ｂ）のいずれかの方法で製造した鋼材に対し、さらに、靭性を向上させるために、３００　〜５５０　℃の温度域で焼戻し処理を施してもよい。
【００５０】
【実施例】
表１に示す組成になる鋼スラブを、表２に示す条件で加熱−　圧延−　冷却し、あるいはさらに熱処理し、得られた鋼材について、ＡＳＴＭ　Ｅ６４７に準拠した疲労き裂伝播試験を行い、ΔＫ（応力拡大係数の変動範囲）＝５００　〜１５００Ｎ／ｍｍ　−３／２の高ΔＫ領域で疲労き裂伝播速度を測定した。この試験では、各鋼材から採取したＣＴ試験片を油圧サーボ試験機にセットし、応力比Ｒ＝０．０５、周波数ｆ＝１５Ｈｚ、試験温度Ｔ＝室温、の条件で試験機を運転した。
【００５１】
疲労き裂伝播速度の測定結果を表２に示す。本発明例では、面積率で２〜３０％の残留オーステナイトを含む組織とし、さらに、ベイナイト組織の面積率を５０％以上としたことにより、疲労き裂伝播速度が５．０　×１０−５ｍｍ／ｃｙｃｌｅ以下になる優れた疲労き裂伝播特性を呈した。
【００５２】
【表１】
2004076156.tif 000002
【００５３】
【表２】
2004076156.tif 000003
【００５４】
【発明の効果】
本発明によれば、高ΔＫ領域で疲労き裂伝播速度をき裂進展方向によらず有効に低減でき、かつ、靭性劣化を伴わずに高強度化できる疲労き裂伝播特性に優れた鋼材が得られるから、船体、海洋構造物、土木構造物等の繰返し荷重を受ける鋼構造物の疲労寿命を有利に改善できるようになるという効果を奏する。