(57)【要約】【課題】優れた耐疲労亀裂進展性を有する鋼板を提供すること。【解決手段】Ｃ：０．０３〜０．３０％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．８〜２％、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｐ：０．０３％以下、およびＳ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる組成を有し、深さｔ／４（ｔ＝板厚）の位置にある組織が、実質的にフェライトと硬質相との混合組織からなり、フェライト粒径が３０μｍ以下であり、硬質相分率が１５〜８０％であり、硬質相硬さ（ＨＶ）が２００〜８００であり、硬質相粒径が２００μｍ以下であり、式：Ｈ＝２＋８．０×１０-2×フェライト粒径＋１．５×１０-2×硬質相分率−２．０×１０-2×硬質相粒径−１．８５×１０-3×硬質相硬さ、で表されるＨ値が３．６以下である鋼板。【選択図】図２
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．０３〜０．３０％（質量％の意味、以下同じ）、
Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：０．８〜２％、
Ａｌ：０．０１〜０．１０％、
Ｎ：０．０１０％以下（０％を含まない）、
Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、および
Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）
を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる組成を有し、
Ｚ方向（板厚方向）から見て深さｔ／４（ｔ＝板厚）の位置にある組織が、実質的にフェライトと硬質相との混合組織からなり、
フェライト粒径が３０μｍ以下であり、硬質相分率が１５〜８０％であり、硬質相硬さ（ＨＶ）が２００〜８００であり、硬質相粒径が２００μｍ以下であり、
下記式（１）で表されるＨ値が３．６以下であることを特徴とする、耐疲労亀裂進展性に優れた鋼板。
Ｈ＝２＋８．０×１０-2×フェライト粒径（μｍ）＋１．５×１０-2×硬質相分率（％）
−２．０×１０-2×硬質相粒径（μｍ）
−１．８５×１０-3×硬質相硬さ（ＨＶ）  ・・・  （１）
【請求項２】
さらにＣｕ：２％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：２％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：２％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．０４％以下（０％を含まない）、Ｂ：０．００４％以下（０％を含まない）、Ｗ：２．５％以下（０％を含まない）、およびＣｏ：２．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有する請求項１に記載の鋼板。
【請求項３】
さらにＴｉ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｚｒ：０．１％以下（０％を含まない）およびＨｆ：０．０５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有する請求項１または２に記載の鋼板。
【請求項４】
さらにＣａ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）および希土類元素：０．０１％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、船舶、海洋構造物、橋梁、建築物等で使用するのに適した耐疲労亀裂進展性に優れた鋼板に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
船舶、海洋構造物、橋梁、建築物等は、通常、板厚６ｍｍ以上の厚鋼板を溶接により接合して組み立てられる。鋼板の溶接部では、応力集中が起こりやすいため、疲労亀裂の発生を回避することは難しい。しかし鋼板に疲労亀裂が発生しても、その亀裂進展速度を抑えることができれば、定期点検等で、構造物の破壊を引き起こす前に亀裂を発見して、補修することが可能となる。
【０００３】
疲労特性、殊に耐疲労亀裂進展性に優れた鋼材として、特許文献１は、硬質相としてのベイナイト組織、あるいはマルテンサイト組織、あるいは両組織の混合組織中に、軟質相としてのフェライト組織を適正量存在せしめた鋼材を開示している（特許請求の範囲、および段落０００８）。
【０００４】
特許文献２は、耐疲労亀裂進展性に優れた鋼材を得るためには、（ａ）鋼材の組織を構成組織間の硬さの差が大きい複合組織とすること、（ｂ）軟質部の平均粒径が特定の値以下、又は硬質部の平均間隔が一定の値以下とすること、および（ｃ）硬質部および軟質部が組織に占める割合と硬さとの関係が特定の条件を満たすようにすることを開示している（特許請求の範囲、および段落００２１〜００２３）。
【０００５】
特許文献３は、疲労亀裂の伝播を遅延させるマイクロクラックを発生させるために、厚みが３μｍ以下で間隔が２０μｍ以下のパーライトバンドが縞状に存在し、かつパーライトバンド相の間のマトリックス組織のアスペクト比（長径／短径の比）が４以上で、短径が１０μｍ以下の集合組織コロニーからなるフェライト・パーライト鋼を開示している（特許請求の範囲、および段落００１７〜００１９）。
【特許文献１】特開２０００−１２３９２号公報（特許請求の範囲、および段落０００８）
【特許文献２】特開２００２−１２１６４０号公報（特許請求の範囲、および段落００２１〜００２３）
【特許文献３】特開平５−１４８５４１号公報（特許請求の範囲、および段落００１７〜００１９）
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
これまで耐疲労亀裂進展性を向上させるために、上記のような様々な技術が開示されているが、充分な耐疲労亀裂進展性が得られているとはいえず、さらなる改良が求められている。本発明はこのような事情に着目してなされたものであって、その目的は、一段と優れた耐疲労亀裂進展性を有す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】
【０００７】
上記目的を達成することのできた本発明の鋼板とは、
Ｃ：０．０３〜０．３０％（質量％の意味、以下同じ）、
Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：０．８〜２％、
Ａｌ：０．０１〜０．１０％、
Ｎ：０．０１０％以下（０％を含まない）、
Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、および
Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）
を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる組成を有し、
Ｚ方向（板厚方向）から見て深さｔ／４（ｔ＝板厚）の位置にある組織が、実質的にフェライトと硬質相との混合組織からなり、
フェライト粒径が３０μｍ以下であり、硬質相分率が１５〜８０％であり、硬質相硬さ（ＨＶ）が２００〜８００であり、硬質相粒径が２００μｍ以下であり、
下記式（１）で表されるＨ値が３．６以下であることを特徴とする、耐疲労亀裂進展性に優れた鋼板である。
Ｈ＝２＋８．０×１０-2×フェライト粒径（μｍ）＋１．５×１０-2×硬質相分率（％）
−２．０×１０-2×硬質相粒径（μｍ）
−１．８５×１０-3×硬質相硬さ（ＨＶ）  ・・・  （１）
【０００８】
本発明の鋼板には、上記成分の他、必要に応じてさらに、（ア）Ｃｕ：２％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：２％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：２％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．０４％以下（０％を含まない）、Ｂ：０．００４％以下（０％を含まない）、Ｗ：２．５％以下（０％を含まない）、およびＣｏ：２．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上、（イ）Ｔｉ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｚｒ：０．１％以下（０％を含まない）およびＨｆ：０．０５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上、並びにＣａ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）および希土類元素：０．０１％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上、等を含有させることも有効であり、含有させる成分の種類に応じて、鋼板の特性がさらに改善される。
【発明の効果】
【０００９】
鋼板組織のフェライト粒径、硬質相分率、硬質相粒径および硬質相硬さを制御することにより、従来のものよりも耐疲労亀裂進展性に優れた鋼板を得ることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１０】
従来では、耐疲労亀裂進展性に優れた鋼板を得るために、主にフェライト分率や硬質相であるベイナイトおよび／またはマルテンサイトの硬さ等にのみ着目して研究が行われていた。しかし本発明者らが鋼組織と亀裂進展速度との関係を詳細に検討した結果、フェライト分率および硬質相硬さに加えて、硬質相の分率および粒径をも制御することにより、これまで以上に優れた耐疲労亀裂進展性を達成し得ることを見出した。よって本発明の鋼板は、鋼組織が適正に制御されていることを特徴とする。以下では、まず鋼組織について説明する。
【００１１】
〈フェライトと硬質相との混合組織〉
本発明の鋼板は、そのＺ方向（板厚方向）から見て深さｔ／４（ｔ＝板厚）の位置にある組織が、実質的にフェライトと硬質相との混合組織からなることを特徴とする。フェライトのみ、または硬質相のみのものよりも、フェライトと硬質相との混合組織を有するものほうが、耐疲労亀裂進展性に優れているからである。ここで本発明において「硬質相」とは、ベイナイトのみ、マルテンサイトのみ、並びにベイナイトおよびマルテンサイトからなる組織をいう。また「深さｔ／４（ｔ＝板厚）の位置にある組織が、実質的にフェライトと硬質相との混合組織からなる」とは、深さｔ／４の位置において、少量のパーライトが存在してもよいことを意味する。但し本発明の効果を損なわないために、深さｔ／４の位置におけるパーライト量（面積分率）は、５％未満であることが好ましい。さらに深さｔ／４の位置において、パーライトが存在せず、フェライトと硬質相との混合組織のみからなる鋼板が、強度などの観点から、より好ましい。
【００１２】
混合組織であることにより、耐疲労亀裂進展性が向上する正確なメカニズムは不明であるが、次のように推定することができる。ある程度以上の大きさおよび硬さを有する硬質相が鋼組織中に適正量分散して存在することで、亀裂が硬質相を突き抜けて通るために大きなエネルギーが必要になり、亀裂進展速度が遅延化すると考えられる。また亀裂が、硬質相を避けて通ることによっても、亀裂進展速度が遅延化すると考えられる。但し本発明は、このような推定に限定されない。
【００１３】
〈フェライト粒径が３０μｍ以下〉
本発明の鋼材のように、混合組織を有する場合、フェライト粒径が微細であるほど、疲労亀裂が進展していく際に、結晶粒界を横切る回数が多くなり、亀裂進展に対する抵抗が大きくなると考えられる。よってフェライト粒径を３０μｍ以下と定めた。好ましいフェライト粒径は、２０μｍ以下であり、より好ましくは１０μｍ以下である。
【００１４】
本発明において「フェライト粒径」の値は、以下に記載する方法により測定される平均値を採用する：まず鋼板の深さｔ／４（ｔ＝板厚）の位置から試験片を採取し、ナイタール腐食を施す。次いで光学顕微鏡により倍率１００〜４００倍で観察して、１０個の観察視野で写真撮影を行う。得られた１０枚の顕微鏡写真について、Ｍｅｄｉａ  Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製「Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ  Ｐｌｕｓ」などを用いて画像解析を行い、フェライト粒径の平均値を算出する。
【００１５】
〈硬質相分率が１５〜８０％〉
上で説明したように、硬質相が適正量存在する混合組織を有する鋼板は、その耐疲労亀裂進展性が優れている。硬質相分率の適正量を、実験データから１５〜８０％と定めた（以下の実施例における、鋼板Ｎｏ．３６および３７のデータ参照）。ここで「硬質相分率」とは、組織中の硬質相の面積分率を表す。その測定法は、フェライト粒径の測定法と同じであり、１０個の観察視野から得られる平均値を採用する。
【００１６】
〈硬質相硬さ（ＨＶ）が２００〜８００〉
亀裂進展を抑制するために、硬質相硬さは、高いほど好ましいと考えられる。しかし実験データから、硬質相の硬さが高すぎても、逆に亀裂進展速度が増大することが判明した。よって硬質相硬さ（ＨＶ）を、実験データから２００〜８００と定めた（以下の実施例における、鋼板Ｎｏ．３８および３９のデータ参照）。本発明において「硬質相硬さ」の値は、深さｔ／４（ｔ＝板厚）の位置から試験片を採取して、この位置での硬質相をランダムに１０点測定して得られたビッカース硬さの平均値を採用する。
【００１７】
〈硬質相粒径が２００μｍ以下〉
亀裂進展を抑制するために、硬質相粒径は、大きいほど好ましいと考えられる。しかし硬質相粒径が大きすぎても、逆に亀裂進展速度が増大する。よって硬質相粒径の上限を、２００μｍと定めた（以下の実施例における、鋼板Ｎｏ．４０のデータ参照）。なお本発明における「硬質相粒径」は、各硬質相の粒径ではなく、硬質相が隣り合って接触している場合は、接触している硬質相の塊を１つの相としてとらえ、その塊全体の粒径を意味する。亀裂進展が抑制されるメカニズムの１つとして、亀裂が硬質相を迂回することを推定しているため、亀裂は、隣り合っている各硬質相の粒径ではなく、その塊全体の粒径に影響を受けると考えているからである。本発明において「硬質相粒径」の値は、フェライト粒径の場合と同じ方法により測定して得られる、１０個の観察視野からの平均値を採用する。
【００１８】
〈Ｈ値が３．６以下〉
鋼板の耐疲労亀裂進展性を従来のものよりも向上させるために、本発明者らが鋼組織と亀裂進展速度との関係を詳細に検討した結果、上記のような硬質相分率、硬質相粒径および硬質相硬さの範囲内では、硬質相分率が少ないほど、硬質相粒径が大きいほど、および硬質相硬さが硬いほど、亀裂進展速度が抑制されることを見出した。さらにフェライト粒径は小さいほど、亀裂進展速度が抑制されることも見出した。そこでフェライト粒径、硬質相分率、硬質相粒径および硬質相硬さと、亀裂進展速度との実験データ（以下の実施例における鋼板Ｎｏ．１〜２９のデータ）を回帰分析することにより、下記式（１）で表されるＨ値を算出した。
Ｈ＝２＋８．０×１０-2×フェライト粒径（μｍ）＋１．５×１０-2×硬質相分率（％）
−２．０×１０-2×硬質相粒径（μｍ）
−１．８５×１０-3×硬質相硬さ（ＨＶ）  ・・・  （１）
【００１９】
このＨ値と亀裂進展速度との関係をプロットしたグラフを、図２に示す。図２のグラフから分かるように、Ｈ値と亀裂進展速度とは良好な相関関係にあり、Ｈ値が小さくなるほど、亀裂進展速度が抑制される。よってＨ値は、３．６以下、好ましくは３．０以下、より好ましくは２．５以下、さらに好ましくは２．０以下である。
【００２０】
本発明の鋼板は、耐疲労亀裂進展性を向上させるために、適正な組織に制御されていることに加えて、化学成分組成が適切な範囲に調整されていることも特徴とする。よって以下では、鋼板の化学成分組成について説明する。
【００２１】
〈Ｃ：０．０３〜０．３０％〉
Ｃは、母材強度を確保するために必要な元素である。Ｃ量が０．０３％未満では母材強度を確保することができなくなる。そこでＣ量の下限を０．０３％と定めた。好ましい下限は０．０５％である。一方、Ｃ量が０．３０％を超えると、鋼全体が脆性的になり母材靱性や疲労特性が低下する。そこでＣ量の上限を０．３０％と定めた。好ましい上限は０．２％である。
【００２２】
〈Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）〉
Ｓｉは、鋼の脱酸のために必要な元素である。その作用を充分に発揮させるために０．１％以上、好ましくは０．１５％以上含有させることが好ましい。但しＳｉ量が過剰であると、母材靱性や疲労特性を低下させる。そこでＳｉ量の上限を０．５％と定めた。好ましい上限は０．４％である。
【００２３】
〈Ｍｎ：０．８〜２％〉
Ｍｎは、焼入れ性を向上させ、母材強度を確保するために有用な元素である。この作用を充分に確保するためにＭｎ量の下限を０．８％と定めた。Ｍｎ量は、好ましくは１％以上、より好ましくは１．５％以上である。一方、Ｍｎ量が２％を超えると、母材靭性や疲労特性が低下する。よってＭｎ量の上限を２％と定めた。Ｍｎ量は、好ましくは１．８％以下である。
【００２４】
〈Ａｌ：０．０１〜０．１０％〉
Ａｌは、脱酸作用を有する元素である。この作用を充分に発揮させるために、Ａｌ量の下限を０．０１％と定めた。Ａｌ量は、好ましくは０．０２％以上である。しかしＡｌ量が過剰であると、母材靱性や疲労特性が低下する。よってＡｌ量の上限を０．１０％と定めた。Ａｌ量は、好ましくは０．０６％以下、より好ましくは０．０４％以下である。
【００２５】
〈Ｎ：０．０１０％以下（０％を含まない）〉
Ｎは、ＡｌやＴｉと結合して、オーステナイト粒を微細化する作用を有する。また過剰でなければ、鋼板の機械的特性に有効に働く。そこでＮ量は、好ましくは０．００３％以上、より好ましくは０．００４％以上である。しかしＮ量が過剰であると、靱性や疲労特性が低下するため、その上限を０．０１０％に定めた。Ｎ量は、好ましくは０．００８％以下、より好ましくは０．００６％以下である。
【００２６】
〈Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）〉
Ｐは、母材靱性や疲労特性に悪影響を及ぼすため、その上限を０．０３％と定めた。Ｐ量は、好ましくは０．０１％以下である。但しＰは、不可避的に含まれるため、その量を０％にすることは工業的に困難である。
【００２７】
〈Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）〉
Ｓは、ＭｎとＭｎＳを形成して、延性や疲労特性に悪影響を及ぼす元素である。よってＳ量の上限を０．０１％と定めた。Ｓ量は、好ましくは０．００５％以下である。但しＳは、不可避的に含まれるため、その量を０％にすることは工業的に困難である。
【００２８】
本発明の鋼板の基本成分組成は上記の通りであり、残部は実質的にＦｅである。但し原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる不可避不純物が鋼板中に含まれることは、当然に許容される。さらに本発明の鋼板は、必要に応じて、以下の任意元素を含有していても良い。
【００２９】
〈Ｃｕ：２％以下、Ｎｉ：２％以下、Ｃｒ：２％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｎｂ：０．０４％以下、Ｂ：０．００４％以下、Ｗ：２．５％以下、およびＣｏ：２．５％以下よりなる群から選ばれる１種以上〉
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｂ、ＷおよびＣｏは、焼入性を高めて鋼板の強度を向上させる作用を有し、必要に応じて鋼板中に含有させることができる。さらにＶは、焼入性に加えて、焼戻し軟化抵抗を向上させる作用を有し、またＭｏは、焼戻し脆性を防止する作用を有する。
【００３０】
これらの作用を充分に発揮させるために、これらの量の下限は、Ｃｕについて、好ましくは０．０１％、より好ましくは０．２％であり、Ｎｉについて、好ましくは０．０１％、より好ましくは０．２％であり、Ｃｒについて、好ましくは０．０２％、より好ましくは０．１％であり、Ｍｏについて、好ましくは０．１％、より好ましくは０．２％であり、Ｖについて、好ましくは０．００５％、より好ましくは０．０１０％であり、Ｎｂについて、０．００１％、より好ましくは０．０１％であり、Ｂについて、好ましくは０．０００５％、より好ましくは０．００１０％であり、Ｗについて、好ましくは０．１％、より好ましくは０．２％であり、およびＣｏについて、好ましくは０．１％、より好ましくは０．２％である。
【００３１】
しかしこれらの元素量が過剰になると、母材靱性や疲労特性が低下する。よってこれらの元素を含有させる場合、これらの量の上限は、Ｃｕについて、２％、好ましくは１％であり、Ｎｉについて、２％、好ましくは１％であり、Ｃｒについて、２％、好ましくは１％であり、Ｍｏについて、０．５％、好ましくは０．３％であり、Ｖについて、０．１％、好ましくは０．０５％であり、Ｎｂについて、０．０４％、好ましくは０．０３％、より好ましくは０．０２５％であり、Ｂについて、０．００４％、好ましくは０．００３％、より好ましくは０．００２％であり、Ｗについて、２．５％、好ましくは１％であり、およびＣｏについて、２．５％、好ましくは１％である。
【００３２】
〈Ｔｉ：０．０３％以下、Ｚｒ：０．１％以下およびＨｆ：０．０５％以下よりなる群から選ばれる１種以上〉
Ｔｉ、ＺｒおよびＨｆは、Ｎと窒化物を形成して、オーステナイト粒を微細化する作用や、固溶Ｎを固定化する作用を有し、鋼板の靱性を改善させるために有用な元素であり、必要に応じて含有させることができる。
【００３３】
これらの作用を充分に発揮させるために、これらの量の下限は、Ｔｉについて、好ましくは０．００２％、より好ましくは０．００６％であり、Ｚｒについて、好ましくは０．０００５％、より好ましくは０．００１０％であり、およびＨｆについて、好ましくは０．０００５％、より好ましくは０．００１０％である。
【００３４】
しかしＴｉ、ＺｒおよびＨｆ量が過剰になると、母材靱性、ＨＡＺ靱性および疲労特性が低下する。よってこれらの元素を含有させる場合、これらの量の上限は、Ｔｉについて、０．０３％、好ましくは０．０２％であり、Ｚｒについて、０．１％、好ましくは０．０５％であり、およびＨｆについて、０．０５％、好ましくは０．０２％である。
【００３５】
〈Ｃａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以下および希土類元素：０．０１％以下よりなる群から選ばれる１種以上〉
Ｃａ、Ｍｇ、および希土類元素（以下、「ＲＥＭ」と省略する）は、いずれも靱性や疲労特性を向上させる作用を有する元素であり、必要に応じて含有させることができる。具体的にはＣａおよびＲＥＭは、ＭｎＳを球状化するという介在物の形態制御により、異方性を低減する作用を有し、これにより母材靱性や疲労特性が向上する。一方、Ｍｇは、ＭｇＯを形成し、ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制することによって、殊にＨＡＺ
靱性を向上させ、さらに溶接後の疲労特性を向上させる。
【００３６】
これらの作用を充分に発揮させるために、これらの量の下限は、Ｃａについて、好ましくは０．０００５％、より好ましくは０．００１０％であり、Ｍｇについて、好ましくは０．０００５％、より好ましくは０．００１０％であり、およびＲＥＭについて、好ましくは０．０００５％、より好ましくは０．００１０％である。
【００３７】
しかしＣａ、ＭｇおよびＲＥＭ量が過剰になると、母材靱性、ＨＡＺ靱性および疲労特性が低下する。よってこれらの元素を含有させる場合、これらの量の上限は、Ｃａについて、０．００５％、好ましくは０．００３％であり、Ｍｇについて、０．００５％、好ましくは０．００３％であり、およびＲＥＭについて、０．０１％、好ましくは０．００５％である。
【００３８】
本発明の鋼板は、上で説明したように、その組織および化学成分組成に特徴を有する。よって本発明の鋼板の製造方法、殊に組織の調整法について説明する。まずフェライトを微細化するためには、例えば圧延仕上げ温度を下げたり、低温での圧下率を増加させれば良い。またフェライト変態のための保持温度を低く、またその保持時間を短くすれば良い。次に硬質相分率を下げ、且つ硬質相粒径を大きくするためには、フェライト変態のための保持時間を短くすれば良い。また硬質相硬さを高めるためには、フェライト変態のための保持時間を長くすることにより、フェライト生成量を増やして、硬質相へＣ量を高めれば良い。またはフェライト変態後に、急速冷却すれば良い。但し１つの組織因子を調整するために製造条件を変化させると、他の組織要因も変化する。そこで特定の化学成分の下で、製造条件のバランスを図ることが重要である。具体的な製造条件は、以下の実施例で示す。
【実施例】
【００３９】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、上記・下記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【００４０】
表１に示す組成の鋼を、通常の溶製法によって溶製してスラブとした後、表２に示す温度に加熱してから（表２中で「加熱温度」と記載）、熱間圧延および仕上げ圧延を行った。表２に、仕上げ圧延温度（表２中で「仕上げ温度」と記載）、および仕上げ圧延温度＋５０℃までの圧下率（表２中で「圧下率」と記載）を示す。そして仕上げ圧延の後、表２に示す冷却速度（表２中で「第一冷却速度」と記載）で、フェライト変態のための温度まで冷却し（表２中で「保持温度」と記載）、所定時間保持した（表２中で「保持時間」と記載）。フェライト変態後、表２に示す冷却速度（表２中で「第二冷却速度」と記載）で冷却し、場合により所定温度で冷却を停止して（表２中で「冷却停止温度」と記載）、鋼板を製造した。
【００４１】
【表１−１】
2007314819.tif 000003
【００４２】
【表１−２】
2007314819.tif 000004
【００４３】
【表２−１】
2007314819.tif 000005
【００４４】
【表２−２】
2007314819.tif 000006
【００４５】
上記のようにして製造した鋼板の組織、フェライト粒径、硬質相分率、硬質相硬さおよび硬質相粒径、並びに亀裂進展速度を以下のようにして測定した。その結果を表３に示す。またフェライト粒径等の測定結果から算出したＨ値も、表３に示す。
【００４６】
鋼板の組織、フェライト粒径、硬質相分率および硬質相粒径を観察および測定するために、まず鋼板の深さｔ／４（ｔ＝板厚）の位置から１５ｍｍ×１５ｍｍ×１０ｍｍの試験片を採取し、ナイタール腐食を施した。次いで光学顕微鏡により倍率４００倍で観察して、１０個の観察視野で写真撮影を行った。さらに、得られた１０枚の顕微鏡写真について、Ｍｅｄｉａ  Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製「Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ  Ｐｌｕｓ」での画像解析により、組織構成、フェライト粒径、硬質相分率および硬質相粒径の平均値を算出した。
【００４７】
硬質相硬さ（ＨＶ）は、鋼板の深さｔ／４（ｔ＝板厚）の位置から、１５ｍｍ×１５ｍｍ×１０ｍｍの試験片を採取して、この位置での硬質相をランダムに１０点測定して得られたビッカース硬さの平均値を採用した。
【００４８】
亀裂進展速度を測定するために、鋼板の深さｔ／４（ｔ＝板厚）の位置から、亀裂進展方向がＣ方向（板幅方向）となるように、ＡＳＴＭ規格Ｅ  ６４７に記載のコンパクトテンション試験片（ＣＴ試験片）を切り出した（図１参照）。このＣＴ試験片を、サーボパルサ装置にて、室温、繰返し速度３０Ｈｚおよび応力比（最大応力に対する最小応力の比）０．１の条件で疲労試験を行い、応力拡大係数の範囲（ΔＫ）＝２０ＭＰａ√ｍにおける疲労亀裂進展速度（ｍｍ／ｃｙｃｌｅ）を測定した。
【００４９】
【表３−１】
2007314819.tif 000007
【００５０】
【表３−２】
2007314819.tif 000008
【００５１】
表１〜３で示されているように、本発明の組織および組成要件をいずれも満たす鋼板Ｎｏ．１〜１９は、亀裂進展速度が抑制されており、耐疲労亀裂進展性に優れていることが分かる。一方、Ｈ値の要件を満たさない鋼板Ｎｏ．２０〜２９は、亀裂進展速度が増大している。鋼板Ｎｏ．１〜２９のＨ値と疲労亀裂進展速度との関係を示すグラフを、図２に示す。図２から分かるように、Ｈ値と疲労亀裂進展速度は、良好な相関関係があり、Ｈ値が減少するほど、疲労亀裂進展速度が低下する。
【００５２】
鋼板Ｎｏ．３０〜３４は、本発明の組成要件を満たさないものであり、いずれも疲労亀裂進展速度が増大している。具体的には、鋼板Ｎｏ．３０はＣ量が高いため、Ｎｏ．３１はＳｉ量が高いため、Ｎｏ．３２はＭｎ量が高いため、Ｎｏ．３３はＡｌ量が高いため、およびＮｏ．３４はＮ量が高いため、脆化して亀裂進展速度が増大している。
【００５３】
鋼板Ｎｏ．３５〜４０は、本発明の組織要件を満たさないものであり、いずれも疲労亀裂進展速度が増大している。具体的には、鋼板Ｎｏ．３５はフェライト粒径が大きいため、Ｎｏ．３６は硬質相分率が少ないため、Ｎｏ．３７は硬質相分率が多いため、Ｎｏ．３８は硬質相硬さが高いため、Ｎｏ．３９は硬質相硬さが低いため、およびＮｏ．４０は硬質相粒径が大きいため、疲労亀裂進展性が増大している。
【図面の簡単な説明】
【００５４】
【図１】実施例で製造した鋼板の疲労亀裂進展速度を測定するために、鋼板から採取した疲労試験片の概略図である。
【図２】実施例で製造した鋼板Ｎｏ．１〜２９のＨ値と亀裂進展速度との関係を示すグラフである。
【図１】
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【図２】
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