(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２％、Ｓｉ：０．０５〜０．６％、Ｍｎ：０．３〜２％、sol.Ａｌ：０．００１〜０．１％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、かつ下記（１）式を満足し、金属組織が面積率で５％以下のパーライト組織と８５％以上のフェライトとベイナイトの混合組織を含み、この混合組織のうち、アスペクト比が１．７以下の組織の占める割合が面積率で１５〜４５％であり、アスペクト比が１．７以下の組織と１．７超の組織との硬度差がビッカース硬度で３０〜１５０未満であり、かつ、金属組織における旧オーステナイト粒界の存在密度ρbが０〜５であることを特徴とする耐疲労き裂進展性に優れた鋼板。
1.3×C(%)+0.04≦Si(%)≦6.4×C(%)+0.1 ・・・・（１）
ここで、元素記号は各元素の含有量（質量％）を示す。
また、金属組織における旧オーステナイト粒界の存在密度ρbとは、光学顕微鏡の５００倍の視野において、鋼板断面の２０ヶ所に板厚方向に長さ１００μmの仮想的な線を引き、この線と交差する旧オーステナイト粒界の数を測定し、２０箇所の測定値の平均値とする。
【請求項２】
Ｆｅの一部に代えて、質量％でＣｕ：０．１〜１．５％、Ｎｉ：０．１〜１．５％、Ｃｒ：０．１〜１．５％、Ｍｏ：０．１〜１％の１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の耐疲労き裂進展性に優れた鋼板。
【請求項３】
Ｆｅの一部に代えて、質量％でＶ：０．０１〜０．１％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％の１種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の耐疲労き裂進展性に優れた鋼板。
【請求項４】
Ｆｅの一部に代えて、質量％でＢ：０．０００５〜０．００３％を含むことを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の耐疲労き裂進展性に優れた鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】  本発明は、土木建築構造物、船体、海洋構造物およびラインパイプなどの材料として好適な、大気中および腐食環境中において耐疲労亀裂進展性に優れた鋼板に関する。
【背景技術】
【０００２】  近年、溶接鋼構造物が大型化される傾向が顕著となっており、高強度化と軽量化が望まれている。土木建築構造物や船体用鋼板においても大型化が要求されており、そのため高張力鋼の使用が拡大されつつある。しかし、高強度鋼を使用する場合、当然設計応力が上昇するために疲労破壊が発生し易くなり重要な問題となる。【０００３】  一方、溶接構造用の鋼板では、溶接が施工されるため、溶接部から疲労亀裂が発生することが多く、亀裂の進展を抑制することができなければ重大な事故に発展する恐れがある。疲労亀裂進展速度は、亀裂長さが数ｍｍ以上のいわゆる巨視亀裂が、繰り返し荷重下で進展する速度を意味する。疲労亀裂は、応力が集中する材料欠陥から発生し、構造物中を進展し構造物が耐え得る亀裂長さ（数ｍｍから数十ｍｍ）まで進展し、それを超えれば破断に至る。【０００４】  溶接部から発生、進展する疲労亀裂を溶接部近傍で停留させることができれば、重大な事故を防止することができて構造物の疲労寿命を延長することが可能である。したがって、大型溶接構造物では亀裂の発生の抑制よりも亀裂進展の抑制が重要視されつつある。
疲労亀裂の進展を抑制する方法としては、特開平５−１４８５４１号公報に開示されているように、疲労亀裂先端にマイクロクラックを発生させる方法がある。しかし、この方法による効果は、低△Ｋ（△Ｋ：最大応力拡大係数と最小応力拡大係数の差）領域、すなわち、亀裂が長くなく応力レベルが低い場合に限られ、溶接部から発生してある程度の長さを有している中△Ｋ領域にある亀裂に対しての効果は小さい。【０００５】  特開平７−９０４７８号公報には、耐疲労亀裂進展性の良好な鋼板およびその製造法の発明が開示されている。同公報には、面積率で５〜５０％の軟質相が母相として存在しており、かつ硬質の第二相は縞状であり鋼板圧延方向に延在すると記載されている。疲労亀裂の進展が硬質相の存在によって抑制されるわけであるが、硬質相が鋼板圧延方向に縞状に延在するのであれば、圧延方向に進展する亀裂は抑制することができない。【０００６】  本発明者らは、先に金属組織の硬質部と軟質部の硬度差をビッカース硬度で１５０以上とした疲労亀裂進展性の優れた鋼板を開発した（特開平７−２４２９９２号公報）。軟質相と硬質相の硬度差を１５０以上にすることは疲労亀裂進展速度を抑制するのに有効であるが、溶接部の靱性が低下するので溶接施工した場合に用途が限定されることが分かった。【０００７】  このように、これまでに提案された耐疲労亀裂進展性に優れた鋼板は溶接部の靱性に乏しく、また十分な耐疲労亀裂進展性を備えているとは言えず、より優れた溶接後の靱性および耐疲労亀裂進展性に優れた鋼板の開発が要望されていた。
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】  本発明の課題は、優れた耐疲労亀裂進展性を有し、かつ溶接施工しても溶接部の靱性に優れている鋼板を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００９】  本発明者らは、先に開発した上記の特開平７−２４２９９２号公報に開示されている鋼板について、耐疲労亀裂進展性の改善と溶接部の靱性の改善を図るため種々の実験を繰り返して検討した結果、以下の知見を得るに至った。
【００１０】  ａ）金属組織の硬質部と軟質部の硬度差をビッカース硬度で１５０未満と小さくして溶接部の靱性を高めても、金属組織およびＣとＳｉ含有量を下記のように規制すれば耐疲労亀裂進展性を改善することができる。
【００１１】  ▲１▼パーライト以外のフェライトとベイナイトの混合組織のアスペクト比が１．７以下の組織と１．７を超える組織の存在比率については、アスペクト比が１．７以下の組織が１５〜４５％となるようにする。
【００１２】  ▲２▼下記式を満足するようにＣおよびＳｉ含有量を調整する。
【００１３】            1.3×C(%)+0.04≦Si(%)≦6.4×C(%)+0.1
ｂ）さらに、疲労亀裂進展を安定して抑制するには、旧オーステナイト（以下、旧γとも記す）粒界の存在比率を０〜５本／100μmとし、組織のマクロ的な均一性を増大させるのがよい。
【００１４】  本発明はこのような知見に基づきなされたもので、その要旨は以下の通りである。
【００１５】
（１）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２％、Ｓｉ：０．０５〜０．６％、Ｍｎ：０．３〜２％、sol.Ａｌ：０．００１〜０．１％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、かつ下記（１）式を満足し、金属組織が面積率で５％以下のパーライト組織と８５％以上のフェライトとベイナイトの混合組織を含み、この混合組織のうち、アスペクト比が１．７以下の組織の占める割合が面積率で１５〜４５％であり、アスペクト比が１．７以下の組織と１．７超の組織との硬度差がビッカース硬度で３０〜１５０未満であり、かつ、金属組織における旧オーステナイト粒界の存在密度ρbが０〜５である耐疲労き裂進展性に優れた鋼板。
【００１６】
1.3×C(%)+0.04≦Si(%)≦6.4×C(%)+0.1 ・・・・（１）
ここで、元素記号は各元素の含有量（質量％）を示す。
また、金属組織における旧オーステナイト粒界の存在密度ρbとは、光学顕微鏡の５００倍の視野において、鋼板断面の２０ヶ所に板厚方向に長さ１００μmの仮想的な線を引き、この線と交差する旧オーステナイト粒界の数を測定し、２０箇所の測定値の平均値とする。
【００１７】
（２）Ｆｅの一部に代えて、質量％でＣｕ：０．１〜１．５％、Ｎｉ：０．１〜１．５％、Ｃｒ：０．１〜１．５％、Ｍｏ：０．１〜１．０％の１種以上を含有する上記（１）に記載の耐疲労き裂進展性に優れた鋼板。
【００１８】
（３）Ｆｅの一部に代えて、質量％でＶ：０．０１〜０．１％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％の１種以上を含有する上記（１）または（２）に記載の耐疲労き裂進展性に優れた鋼板。
【００１９】
（４）Ｆｅの一部に代えて、質量％でＢ：０．０００５〜０．００３％を含む上記（１）〜（３）のいずれかに記載の耐疲労き裂進展性に優れた鋼板。
【００２２】
ここで、アスペクト比は結晶粒の長径と短径の比であり、鋼板の断面の金属組織を光学顕微鏡で観察して求めることができる。
【発明を実施するための形態】
【００２３】  以下、本発明で規定した化学組成および金属組織について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」表示は「質量％」である。
１）鋼板の化学組成
Ｃ：０．０３〜０．２％
Ｃは、鋼の強度を高めるのに有効な成分であり、特にアスペクト比が１．７を超える組織の強度を高める働きがある。Ｃ含有量が０．０３％未満では、アスペクト比が１．７を超える組織の硬度が十分な大きさとならず、本発明の組織を確保することができない。一方、溶接施工した場合の溶接部の靱性を確保し、溶接割れの発生を防止するためにＣ含有量の上限は０．２％とする必要がある。望ましいＣ含有率の上限は０．１２％であり、さらに望ましい上限は０．０９％である。
【００２４】  Ｓｉ：０．０５〜０．６％
Ｓｉは、鋼の脱酸のために必要な成分である。Ｓｉ含有量が０．０５％未満ではこの効果が期待できない。一方、０．６％を超えると鋼の靱性が損なわれる。望ましくは０．３〜０．４％である。
【００２５】  Ｍｎ：０．３〜２％
Ｍｎは、鋼の強度を向上させる成分であり、アスペクト比が１．７を超える金属組織の生成を容易にし、かつその組織の硬度を高める働きを有している。これらの効果を得るにはＭｎ含有量を０．３％以上にする必要がある。しかし、ＭｎもＣと同様、溶接熱影響部を硬化させ、溶接部の靱性劣化や溶接割れをもたらすことから、上限は２％とする必要がある。望ましくは０．８〜１．７％である。
【００２６】  sol.Ａｌ：０．００１〜０．１％
Ａｌは、脱酸作用があり鋼を脱酸するためにはsol.Ａｌとして含有量が０．００１％以上となるように調整する必要がある。また、Ａｌは酸化物となってγ粒径の微細化に寄与し、母材や溶接部の靱性の確保に有効な元素である。しかし、sol.Ａｌが０．１％を超えると、鋼の清浄度および靱性が著しく損なわれるため、上限を０．１％とした。
【００２７】  以上の元素の他に下記の元素を必要により含有させることができる。
【００２８】  Ｃｕ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏの１種以上：
これらの元素は、腐食環境下での耐疲労亀裂進展性の改善およびアスペクト比が１．７を超える組織の転位構造の制御と微視的塑性変形の抑制に有効な元素で、必要により下記の範囲で１種以上含有させる。
Ｃｕ：０．１〜１．５％、Ｎｉ：０．１〜１．５％、Ｃｒ０．１〜１．５％、Ｍｏ：０．１〜１％
各元素の含有量が、０．１％未満では上記の効果を十分得ることができないので下限をそれぞれ０．１％とした。一方、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒは１．５％を、Ｍｏは１％をそれぞれ超えると、上記効果が飽和する上に鋼の強度が過剰に上昇し靱性が損なわれる。各元素の望ましい範囲は以下の通りである。
【００２９】      Ｃｕ：０．１〜０．５％、Ｎｉ：０．２〜０．４％、
Ｃｒ：０．３〜１％、Ｍｏ：０．１〜０．３％
Ｖ、ＮｂおよびＴｉの１種以上：
これらの元素は、いずれも炭化物を生成することにより、アスペクト比が１．７以下の組織を細粒化して強化するため、腐食環境下での耐疲労亀裂進展性の改善に有効な元素で、必要により下記の範囲で１種以上含有させる。
Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、
Ｔｉ：０．０１〜０．０５％
これらの元素は、いずれも０．０１％以上で上記の効果が得られる。しかし含有量がＶ、Ｎｂについてはそれぞれ０．１％、Ｔｉについては０．０５％を超えると、上記効果が飽和するだけでなく、鋼の強度が過剰に上昇しすぎ、靱性が損なわれる。各元素の望ましい範囲は以下の通りである。
【００３０】      Ｖ：０．０２〜０．０３％、Ｎｂ：０．０１〜０．０２％、
Ｔｉ：０．０１〜０．０２％
Ｂ：０．００３％以下
Ｂは、アスペクト比が１．７以下の組織の生成を抑制し、アスペクト比が１．７を超える組織の生成を促進する元素として有効であり、鋼板の製造プロセスにおいて前者の組織だけが急激に生成するのを抑制し、後者の組織とその組織の占有比率をある特定の範囲に制御するのに有効である。そのためには、Ｂを含有させる場合には、０．０００５％以上とするのがよい。しかし含有量が０．００３％を超えるとアスペクト比が１．７以下の組織が生成しないようになり、また旧γ粒界の存在比率も適正値を超え、亀裂進展速度を劣化させるので含有量は０．００３％以下とする必要がある。より望ましい含有量は０．０００５〜０．００１５％である。
【００３１】  1.3×C(%)+0.04≦Si(%)≦6.4×C(%)+0.1：
アスペクト比が１．７以下の組織と１．７超の組織との硬度差がビッカース硬度で１５０以下であっても、優れた耐疲労亀裂進展性を得るためには、ＣとＳｉの含有量をそれぞれ前記した範囲内で、かつ上記式を満足する量とする必要がある。
【００３２】  上記式で、Ｓｉ含有量が１．３×Ｃ(％)＋０．０４＞Ｓｉ(％)となる場合は、アスペクト比が１．７以下の組織の強度が必要以上に低下し、疲労亀裂の進展抑制効果が十分に発揮されない。一方、Ｓｉ(％)＞６．４×Ｃ(％)＋０．１となる場合は、溶接部の靱性が劣化する。
【００３３】  金属組織および硬度：
本発明の鋼板の金属組織は複合組織であり、面積率で５％以下のパーライト組織と８５％以上のフェライトとベイナイトの混合組織とを含み、その他１５％以下の割合でマルテンサイトや島状マルテンサイトを含む。
【００３４】  パーライト組織を５％以下に規定したのは、本発明で規定する化学組成においては５％を超えると耐疲労亀裂進展性が劣化するからであり、パーライト組織はなくてもよい。。
【００３５】  フェライトとベイナイトの混合組織を８５％以上と規定したのは、８５％未満では、耐疲労亀裂進展性が劣化するからである。
【００３６】  フェライトとベイナイトの混合組織は、アスペクト比によりほぼ分類ができ、アスペクト比が１．７以下の組織は初折フェライトを中心とする組織で軟質であり、その組織の占める割合は面積率で１５〜４５％とする。アスペクト比が１．７を超える組織はベイナイトを中心とした組織で硬質である。
【００３７】  ラス状組織をアスペクト比により分類した上記２種類の組織を複合形成させるのは、その界面近傍において亀裂進展の停留効果を得るためである。
アスペクト比が１．７以下の組織と１．７超の組織の硬度差が大きいほど亀裂進展抑制効果は大きくなるが、靱性の低下も顕著になる。亀裂進展抑制効果が大きくなるのは、亀裂先端の転位の移動が両組織の界面で阻止されるとともに、バーガースベクトルが界面に直交する転位が両組織の界面近傍のアスペクト比が１．７以下の組織内に配列するため、傾角粒界が形成されるからである。この傾角粒界は粒界一次転位のみにより構成されるため、粒界凝集力が高く、破壊の抵抗となりやすい。さらに形成された傾角粒界には転位が突入しにくいため、引き続き繰り返し応力が作用する場合には、粒界に隣接するアスペクト比が１．７以下の組織側に新しい傾角粒界が形成される。このようなステップを繰り返すことにより、大きな体積を有する傾角粒界の集合部が形成される。この集合部は亀裂進展の抵抗となり、鋼板の亀裂進展抑制効果を向上させるのである。
【００３８】  しかしながら、両組織の硬度差をビッカース硬度で１５０以上と大きくしすぎると、溶接部の靱性が劣化する。また、硬度差を小さくすれば靱性は良好となるが、耐亀裂進展抑性が低下する。耐亀裂進展抑性を確保するためには硬度差は３０以上とする必要がある。したがって、両組織の硬度差はビカース硬度で３０〜１５０未満とした。
【００３９】  上記のような亀裂先端と両組織の界面との干渉効果をより大きくするためには、両組織の硬度差を上記のように規定する必要があり、アスペクト比１．７以下の組織の占有比率は、面積率で１５〜４５％とする必要がある。
【００４０】  本発明で規定する化学組成を有し、かつフェライトとベイナイトの混合組織を適切な前記組織分率にすることで、靱性を損なうことなく疲労亀裂進展抑制に有効な硬度差を得ることができる。アスペクト比１．７以下の組織の占有比率は、１５％未満でも、４５％を超えても耐疲労亀裂進展性が劣化する。
【００４１】  さらに、旧γ粒界の存在を示すパラメータρbを０〜５本／100μmとすれば、マクロ的に均一な組織となってより安定した亀裂進展抑制効果が得られる。
【００４２】  パラメータρbの算出方法は前記のとおりである。旧γ粒界が数多く残った組織ほどパラメータρbの値は大きくなるが、本発明ではこのパラメータを０〜５にすることで、より安定した亀裂進展抑制効果が得られる。
本発明の鋼板は以下のようにして製造することができる。
【００４３】  すなわち、本発明で規定する化学組成の鋼を溶製し、連続鋳造により鋳片にするか、またはインゴットケースに鋳込んで鋼塊とし、それらを熱間加工して熱処理を施すことにより製造できる。本発明で規定する金属組織にするには、鋼塊を１０６０〜１２６０℃の温度範囲に加熱し、１２００〜１０００℃から圧延を開始し、８２０〜９７０℃で圧延を仕上げる。適切な仕上げ温度は、化学組成により異なる。さらに、熱間圧延後、８４０〜７５０℃まで空冷し、その後水冷する。水冷停止温度は、５００℃以下であり、低い方が望ましい。しかし、２００℃以下になると靱性が劣化するので、２００℃を超える温度で水冷を停止するのが好ましい。別の方法として、熱間圧延後空冷し、８００〜１１００℃の温度域に再加熱し、水冷してもよい。
【００４４】  ８２０〜９７０℃の温度範囲で圧下率３０％以上で熱間圧延することにより、旧γ粒界の存在密度ρbを０〜５にすることができる。９００℃以下で５０％以上の圧下率で圧延すればρbは０となる。本発明で規定する化学組成の鋼では、上記の条件で熱間圧延後空冷および水冷することにより、パーライトが５％以下、フェライトとベイナイトの混合組織を８５％以上とすることができる。また、水冷開始温度を８４０〜７５０℃の範囲とすることにより、フェライトとベイナイトの混合組織のうちアスペクト比が１．７以下の組織の占める割合を面積率で１５〜４５％にすることができる。アスペクト比が１．７以下の組織と１．７超の組織との硬度差がビッカース硬度で３０〜１５０未満に調整するには、水冷開始温度を８４０〜７５０℃の範囲とし、かつ水冷停止温度を２００℃以上とすればよい。
【実施例】
【００４５】  表１に示す２４種の化学組成を有する鋼を真空溶解により溶製してインゴットとし、鍛造してスラブを製造した。【００４６】
【表１】
0005266608.tif 000002
【００４７】  これらのスラブは、表２の製造番号Ａ〜Ｆに示すような加熱−熱間圧延−制御冷却−熱処理の工程で各工程の条件を種々変えて厚さ１０〜６５ｍｍの鋼板を製造した。【００４８】
【表２】
0005266608.tif 000003
【００４９】  それらの鋼板から顕微鏡組織観察用の試料、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１に規定の５号引張試験片を採取した。また、鋼板に入熱５ｋＪ／ｃｍにてサブマージアーク溶接を施し、そのＦＬ部からＪＩＳ  Ｚ  ２２０２に規定のＶノッチのシャルピー衝撃試験片および後述する疲労試験片とを採取した。【００５０】  鋼板の組織調査は、サンプルをエポキシ樹脂に埋め込み、断面を研磨し、エッチングを施して顕微鏡観察および微小領域の硬度測定をおこなった。【００５１】  強度は、引張試験により引張り強さ（ＴＳ）を測定した。圧延熱処理条件と成分を適切に組み合わせることにより、引張強度はいずれも５００〜６５０ＭＰａの範囲となった。【００５２】  シャルピー衝撃試験は、−２０℃での吸収エネルギーで評価した。【００５３】  耐疲労亀裂進展性の調査は、図１に示すＣＴ試験片とサーボパルサ装置を用いる疲労試験法によりおこなった。【００５４】  図１（ａ）は、サーボパルサ装置の概念図、図１（ｂ）はＣＴ試験片の平面図である。【００５５】  図１で、１はＣＴ試験片、２は試験溶液槽、３は溶液循環ポンプ、４はロードセル、５は油圧シリンダー、６は油圧源、７はサーボバルブ、８は波形発生器、９は負荷制御器であり、この装置は、試験溶液２中で試験片１に油圧シリンダー５により繰り返し応力を負荷するようになっている。疲労試験の条件は下記の通りであた。【００５６】    ｆ（繰り返し速度）＝30Ｈｚ、
Ｒ（応力比）＝0.1、
Ｔ（試験温度）＝室温
試験雰囲気：大気中
疲労試験結果によれば、中△Ｋ領域（本試験では約50〜300kgf/mm３／２）における第２領域でPariS則[Trans.ASME,Ser.D.85.523(1963)参照]、すなわち、
da/dN＝C(△Ｋ)ｍが成り立つ。【００５７】  ここで、[△Ｋ]：kgf/mm３／２、[da/dN]：mm/cycle、Ｃ：1×10−５〜2×10−５、
m：2〜4
したがって、疲労亀裂進展性は、この中△Ｋ領域の△Ｋ＝50および100kgf/mm３／２における、亀裂進展速度da/dN(mm/cycle)の平均値で評価することとした。【００５８】  表３に試験結果を示す。【００５９】
【表３】
0005266608.tif 000004
【００６０】  表３から明らかなうように、本発明例の全てが耐疲労亀裂進展性は目標値であるda/dN≦3×10−６mm/cycleを満たしている。また、溶接部の靱性は、本発明例では全てｖＥ-20が５０Ｊを超えており優れた靱性を示している。
【発明の効果】
【００６１】  本発明の鋼板は、中△Ｋ領域においても耐疲労亀裂進展性に優れており、また溶接部における靱性にも優れており、土木建築構造物、船体、海洋構造物や装置およびラインパイプ等に用いて優れた効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】  サーボパルサ装置および試験片を示す図である。
【符号の説明】  １：ＣＴ試験片  ２：試験溶液槽  ３：溶液循環ポンプ
４：ロードセル  ５：油圧シリンダー  ６：油圧源
７：サーボバルブ  ８：波形発生器  ９：負荷制御器
【図１】
0005266608.tif 000005