(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１６％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜
２．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、Ｃｅｑ≦０．４０の鋼を、９５０℃以上、１２００℃以下に加熱後、Ａｒ３点以上で累積圧下率５０％以上の圧延を行い、その後直ちにＡｒ３点以上から１０℃／ｓ以上の冷却速度で加速冷却を開始後、Ａｒ３−３０℃〜Ａｒ３−１００℃において一旦冷却を停止して（０．２×板厚（ｔ）／Ｐｃｍ）秒から（０．５×板厚（ｔ）／Ｐｃｍ）秒保持した後、再び５００℃以上まで、１０℃／ｓ以上で加速冷却することを特徴とする延性および疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法。
但し、上記Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４（％）で各合金元素は含有量（質量％）、
上記Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ（％）で各合金元素は含有量（質量％）とする。
【請求項２】
更に、鋼成分として、質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｒ：０
．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｔｉ：０
．１％以下、Ｂ：０．００５％以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする請
求項１記載の延性および疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、延性と疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法に関し、特に船舶、海洋構造物、橋梁、建築物、タンクなど構造安全性が強く求められる溶接構造物に好適なものに関する。
【背景技術】
【０００２】
船舶、海洋構造物、橋梁、建築物、タンクなどの構造物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に加えて、高レベル地震動などによる大変形と常時稼動における繰返し荷重の双方に対して構造物の構造安全性を担保しなければならない。
【０００３】
地震などの大変形に対しては鋼材の延性を向上させることが有効で、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。
【０００４】
疲労特性は一般的に、１  疲労亀裂発生特性と、２  疲労亀裂伝播特性で評価される。溶接構造物の場合、溶接止端部は、応力集中部になりやすく、溶接による引張残留応力も作用するため疲労亀裂の発生源となることが多く、その防止策として、止端部をなめ付け溶接したり、ショットピーニングあるいは超音波ピーニングにより圧縮残留応力を導入することが知られている。
【０００５】
しかしながら、溶接構造物には多数の溶接止端部があり、またコスト的にも負担が大き
いため、これらの方法は工業的規模での実施には不適当で、溶接構造物の耐疲労特性は使
用される鋼材自体の疲労亀裂伝播特性の向上により図られることが多い。
【０００６】
特許文献１は耐疲労亀裂進展特性を向上させた鋼材の製造方法に関し、Ａｒ３点近傍で圧延終了後にＡｒ３点−５０℃以下の温度から水冷を開始し、６００℃以下の温度で水冷停止した後に空冷し、ミクロ組織において島状マルテンサイトを生成させ疲労亀裂伝播特性を向上させることが記載されている。
【０００７】
特許文献２には熱間圧延後に、鋼板を５００℃以下まで水冷後、Ａｃ１〜Ａｃ３の二相域に再加熱し圧延してミクロ組織を細粒フェライトとベイナイトもしくはマルテンサイトの混合組織とし、疲労強度を向上させることが記載されている。
【０００８】
特許文献３にはＮｂ，Ｔｉを含有した特定成分の鋼材を、熱間圧延後に冷却する際、添加された元素量から計算により求めた温度から冷却を開始し、５５０℃まで５０℃／ｓの冷却速度で加速冷却し、疲労亀裂伝播特性を向上させることが記載されている。
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
しかしながら、特許文献１記載の方法で製造された鋼板は、疲労強度が向上しても島状マルテンサイトを起点として脆性破壊を発生させる可能性があり、更にフェライトを生成させるため、鋼板の温度がＡｒ３−５０℃となるまで待機させ、冷却を開始するので、生産能率も低下する。
【００１０】
特許文献２記載の方法は冷却後再加熱して、圧延を行うので製造工程が煩雑で、製造コストが高く、製造能率も低下する。特許文献３記載の方法は、鋼材の成分組成に高価なＮｂ，Ｔｉを含有するので、製品コストが高く、また、該成分組成によるミクロ組織は冷却速度依存性が高く板厚方向で材質不均一性が生じることが懸念される。
【００１１】
更に、特許文献２、３記載の方法はベイナイトもしくはマルテンサイトなど硬化相を導入するため延性や、曲げ加工性の劣化が懸念される。
【００１２】
本発明は、安価な、成分組成と製造コストで、延性と疲労亀裂伝播特性に優れた鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
本発明者等は、疲労亀裂伝播特性におよぼす鋼材ミクロ組織の影響を鋭意検討し、
１  Ａｒ３点以上からＡｒ３−３０℃〜Ａｒ３−１００℃を１０℃／ｓ以上の冷却速度で加速冷却することでフェライトの再結晶粗大化を抑制し微細フェライトを生成させる。
２  Ａｒ３−３０℃〜Ａｒ３−１００℃において一旦冷却を停止して（０．２×ｔ／Ｐｃｍ）秒から（０．５×ｔ／Ｐｃｍ）秒保持することで鋼板表面と鋼板内部の温度を均一化し、板厚方向に均質なミクロ組織、機械的性質を得る。また、圧延方向断面（Ｌ面）や幅方向断面（Ｃ面）で見られるバンド状の粗大パーライトの生成を抑制する。
３  再び５００℃以上まで、１０℃／ｓ以上で加速冷却することにより、微細な構造を有するパーライト組織を分散生成させる。
４  以上の方法により、最終的に板厚内で均質な，微細なフェライトとミクロ組織中に分散して存在する微細構造パーライトを主体とするミクロ組織を特徴とする延性および疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材が得られことを見出した。
【００１４】
本発明は得られた知見に更に検討を加えてなされたもので、すなわち本発明は、
１．質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１６％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、Ｃｅｑ≦０．４０の鋼を、９５０℃以上、１２００℃以下に加熱後、Ａｒ３点以上で累積圧下率５０％以上の圧延を行い、その後直ちにＡｒ３点以上から１０℃／ｓ以上の冷却速度で加速冷却を開始後、Ａｒ３−３０℃〜Ａｒ３−１００℃において一旦冷却を停止して（０．２×板厚（ｔ）／Ｐｃｍ）秒から（０．５×板厚（ｔ）／Ｐｃｍ）秒保持した後、再び５００℃以上まで、１０℃／ｓ以上で加速冷却することを特徴とする延性および疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法。
但し、上記Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４（％）で各合金元素は含有量（質量％）、
上記Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ（％）で各合金元素は含有量（質量％）とする。
【００１５】
２.  更に、鋼成分として、質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：０．００５％以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする１記載の延性および疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法。
【発明の効果】
【００１６】
本発明によれば、複雑な熱処理や、高価な合金元素を添加した成分組成を用いずに、延性と疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材の製造が可能で、産業上極めて有用である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１７】
本発明法は、加速冷却法を前提とし、板厚方向に均質な、微細なフェライトとミクロ組織中に分散して存在する微細構造パーライトを主体とするミクロ組織とするため、特定成分の鋼材を、特定の冷却条件で冷却することを特徴とする。本発明の鋼材の成分組成と製造条件について詳細に説明する。
【００１８】
１  成分組成（含有量％は質量％とする。）
Ｃ
Ｃは強度を確保するため０．０４％以上添加する。０．１６％を超えて添加すると溶接性が阻害されるため、０．０４〜０．１６％、好ましくは０．０６〜０．１６％を添加する。
【００１９】
Ｓｉ
Ｓｉは脱酸と強度を確保するため０．０５％以上添加する。０．５０％を超えて添加すると溶接性、靭性が劣化するため、０．０５〜０．５０％、好ましくは０．１０〜０．４０％とする。
【００２０】
Ｍｎ
Ｍｎは焼入れ性の増加により、強度、靭性を確保させるため、０．５％以上添加する。２．０％を超えると溶接性を劣化させるため、０．５〜２．０％、好ましくは０．７〜１．６％を添加する。
【００２１】
Ｐ
Ｐは不純物で、靭性を劣化させるため、その含有量は少ないほど良く、製造コスト上、０．０５％以下、好ましくは０．０３％以下とする。
【００２２】
Ｓ
Ｓは不純物で、靭性を劣化させるため、その含有量は少ないほど良く、製造コスト上、０．０２％以下、好ましくは０．０１％以下とする。
【００２３】
Ｃｅｑ
Ｃｅｑ（＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４（％））は低温割れ防止のため、０．４０％以下、好ましくは強度を確保するため０．３０〜０．３６％以下とする。
【００２４】
以上が本発明に係る鋼の基本成分組成であるが、更に強度、靭性、溶接性を向上させたり、耐候性を付与する場合、Ｃｕ，Ｎｉ、Ｃｒ，Ｍｏ、Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉ，Ｂの一種または二種以上を添加する。
【００２５】
Ｃｕ
Ｃｕは固溶により強度を上昇させ、また耐候性を向上させるので、必要に応じて添加する。添加する場合、１．０％を超えると溶接性が損なわれ、鋼材製造時に疵が生じやすくなるので１．０％以下とし、好ましくは、０．５％以下とする。
【００２６】
Ｎｉ
Ｎｉは低温靭性や耐候性を向上させ、またＣｕを添加した場合の熱間脆性を改善するので、必要に応じて添加する。添加する場合、２．０％を超えると溶接性が損なわれ、鋼材コストが上昇するので２．０％以下とし、好ましくは、１．０％以下とする。
【００２７】
Ｃｒ
Ｃｒは強度を上昇させ、また耐候性を向上させるので、必要に応じて添加する。添加する場合、１．０％を超えると溶接性と靭性が損なわれるので１．０％以下とし、好ましくは、０．５％以下とする。
【００２８】
Ｍｏ
Ｍｏは強度を上昇させるので、必要に応じて添加する。添加する場合、０．５％を超えると溶接性と靭性が損なわれるので０．５％以下とし、好ましくは、０．３％以下とする。
【００２９】
Ｎｂ
Ｎｂは圧延時のオーステナイト再結晶を抑制し細粒化を図ると同時に、加速冷却後の空冷時に析出し強度を上昇させるので、必要に応じて添加する。添加する場合、０．０５％を超えると靭性が損なわれるので０．０５％以下とし、好ましくは０．０５％以下とする。
【００３０】
Ｖ
Ｖは、加速冷却後の空冷時に析出し強度を上昇させるので、必要に応じて添加する。添加する場合、０．１％を超えると溶接性と靭性が損なわれるので０．１％以下、好ましくは０．０７％以下とする。
【００３１】
Ｔｉ
Ｔｉは、強度を上昇させ、溶接部靭性を向上させるので、必要に応じて添加する。添加する場合、０．１％を超えると鋼材コストが上昇するので０．１％以下、好ましくは０．０５％以下とする。
【００３２】
Ｂ
Ｂは焼入れ性を高め、強度を上昇させるので、必要に応じて添加する。添加する場合、０．００５％を超えると溶接性が低下するので、０．００５％以下、好ましくは０．００３％以下とする。
【００３３】
２  製造条件
本発明では、スラブ加熱温度、圧延条件、加速冷却条件を規定する。
スラブ加熱温度
スラブ加熱温度は、圧延温度を確保するため、９５０℃以上とする。１２００℃を超えると鋼の結晶粒が粗大化し、靭性が低下するので９５０〜１２００℃とする。
【００３４】
圧延条件
圧延で、オーステナイト粒を微細化させ、加速冷却におけるフェライト変態を促進し、フェライト粒を微細化させるため、Ａｒ３点以上の累積圧下率を５０％以上とする。累積圧下率５０％以上とする圧延は、オーステナイト未再結晶域、オーステナイト再結晶域を問わずＡｒ３点以上であればよい。但し、異方性が問題となる場合は、オーステナイト未再結晶域での累積圧下率を５０％以下とする。
【００３５】
加速冷却条件
本発明では、ミクロ組織を、微細なフェライトとミクロ組織中に分散して存在する微細構造パーライトを主体とするミクロ組織とするため、圧延後、加速冷却を１０℃／秒以上の冷却速度でＡｒ３点以上から開始し、一旦冷却を停止してＡｒ３−３０℃〜Ａｒ３−１００℃において（０．２×ｔ／Ｐｃｍ）秒から（０．５×ｔ／Ｐｃｍ）秒保持した後、再び５００℃以上まで、１０℃／秒以上で加速冷却する。
【００３６】
加速冷却開始温度はミクロ組織において疲労亀裂伝播特性に劣る加工ひずみが導入された伸長したフェライト生成を抑制するためＡｒ３点以上とする。但し、Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ（％）とする。
【００３７】
加速冷却の途中で、一旦冷却を停止してＡｒ３−３０℃〜Ａｒ３−１００℃において（０．２×板厚（ｔ）／Ｐｃｍ）秒から（０．５×板厚（ｔ）／Ｐｃｍ）秒保持し、微細なフェライトを析出させる。
【００３８】
Ａｒ３−３０℃より高温で保持したり、Ａｒ３−１００℃より低温で保持した場合およ
びＡｒ３−３０℃〜Ａｒ３−１００℃の温度範囲であっても、（０．２×板厚（ｔ） ／Ｐｃｍ）秒未満の保持時間の場合は板厚全域にわたって均一な、微細なフェライトとミクロ組織中に分散して存在する微細構造パーライトを主体とするミクロ組織が得られない。
【００３９】
また、Ａｒ３−３０℃〜Ａｒ３−１００℃に保持する場合、保持温度は、該温度範囲内
で一定でも、変化しても良く、特に規定しない。保持時間はフェライトの過度の導入や、
パーライト化による強度低下や疲労亀裂伝播特性の劣化を防止するため、（０．５×板厚（ｔ）／Ｐｃｍ）秒以下とすることが好ましい。
加速冷却停止温度は、未変態オーステナイトからのベイナイト組織変態を防止するため５
００℃以上とする。５００℃未満とした場合、ベイナイト変態が生じ、鋼板の延性が劣化
する。冷却停止後、鋼材の形状改善や、強度、靭性の調整を目的として、必要に応じて５
００℃以上で焼戻しを行う。
【００４０】
図１は加速冷却の場合の連続冷却変態図を模式的に示す図で、従来法では表層が急冷された後、緩冷却される鋼板内部からの熱により復熱される。その結果、表層は焼戻しマルテンサイト、鋼板内部はフェライトあるいはベイナイトまたは両者混合組織となる。
【００４１】
本発明法によれば、表層と鋼板内部の冷却速度の差が小さくなり、板厚方向に均質に、微細なフェライトとミクロ組織中に分散して存在する微細構造パーライトを主体とするミクロ組織が得られる。
【００４２】
尚、本発明において、冷却速度は、冷却中に疲労亀裂伝播特性を劣化させる粗大に再結晶したフェライトやパーライトバンド組織が生じないように１０℃／ｓ以上とする。
【００４３】
本発明での冷却速度は板厚方向の平均冷却速度、温度は鋼板表面温度とする。Ａｒ３点はＡｒ３（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ（但し、元素記号は鋼材中の各元素の質量％での含有量を表す。）等で求めることができる。
【実施例】
【００４４】
表１に示す成分組成の鋼片を、表２の一部に示す条件で、板厚１２〜５０ｍｍの鋼板とし、一様伸びと疲労亀裂伝播特性を求めた。更に、強度、靭性についても試験を行った。
【００４５】
疲労亀裂伝播特性はＣＴ試験により、疲労亀裂伝播速度を求めて評価した。ＣＴ試験片は圧延直角方向に亀裂が進展するようにＬ−Ｔ方向を全厚（板厚２５ｍｍを超えるものは２５ｍｍに減厚。）として採取した。
【００４６】
試験条件は応力比０．１、周波数２０Ｈｚ，室温大気中でＡＳＴＭＥ６４７に準拠した
。実施例において応力拡大係数範囲ΔＫ＝２０ＭＰａ√ｍでの疲労亀裂伝播速度が２×
１０−８ｍ／ｃｙｃｌｅ以下を本発明例とした。
【００４７】
引張特性は、Ｃ方向採取したＪＩＳＺ２２０１１Ａ号の全厚試験片を用いた引張試験によりＴＳ，ＹＳを求めた。
【００４８】
靭性はシャルピー衝撃試験により破面遷移温度ｖＴｒｓ（℃）を求めた。シャルピー衝撃試験片（ＪＩＳＺ２２０２）は板厚／４（板厚２５ｍｍ未満は板厚／２）より、圧延方向に平行に採取した。
【００４９】
また、曲げ試験（ＪＩＳＺ２２０４）を、曲率半径が板厚２５ｍｍを超えるものは２５ｍｍで、それ以外は板厚ままで行い、延性を評価した。同時にさらにノッチを設けた厳しい条件での延性を確認するために、図２に示す３点曲げ試験を行った。
【００５０】
試験片は各鋼板の表層部よりシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳＺ２２０２）を表面ノッチとなるよう採取し、３点曲げ負荷を与えた時にノッチ底より延性亀裂が０．１ｍｍ発生した時点での押し込み変位量を測定し，２．５ｍｍ以上を本発明例とした。
【００５１】
板番Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１０は本発明例で優れた疲労亀裂伝播特性を示し、強度、靭性、溶接性にも優れていることが確認された。
【００５２】
一方、板番Ｎｏ．１１はＣ，ＳｉおよびＣｅｑが本発明範囲外のため、本発明範囲内の製造条件であっても本発明例に対し、延性、疲労亀裂伝播特性に劣る。また靭性も低い。
【００５３】
板番Ｎｏ．１２は冷却開始温度が本発明範囲外で低く、Ａｒ３以上の累積圧下率も本発明範囲外で小さいため、延性、疲労亀裂伝播特性が本発明例に対して劣る。
【００５４】
板番Ｎｏ．１３は加速冷却の冷却速度と２段目の冷却開始までの保持時間とが本発明範囲外で、延性、疲労亀裂伝播特性に劣る。
【００５５】
板番Ｎｏ．１４は鋼材の成分組成（Ｃｅｑ）が本発明範囲外で、加速冷却途中の保持温度が本発明範囲外で高く、保持時間も短く、冷却停止温度も低いため延性、疲労亀裂伝播特性に劣る。
【００５６】
板番Ｎｏ．１５は２段目の加速冷却途中の冷却速度が本発明範囲外で遅いため疲労亀裂伝播特性に劣る。
板番Ｎｏ．１６は加速冷却途中の保持温度が本発明範囲外で低いため延性に劣る。
【００５７】
【表１】
0004770235.tif 000002
【００５８】
【表２】
0004770235.tif 000003
【図面の簡単な説明】
【００５９】
【図１】加速冷却の場合の模式的な連続冷却変態図。
【図２】シャルピー衝撃試験片を用いた３点曲げ試験の図。
【図１】
0004770235.tif 000004
【図２】
0004770235.tif 000005