(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０６〜０．２５％、
Ｓｉ：０．０３〜０．６％、
Ｍｎ：０．３０〜２．０％、
Ａｌ：０．０１０〜０．１０％、
Ｎｂ：０．０１０〜０．１０％、
Ｔｉ：０．０１０〜０．１０％
を含有し、下記(1)式で表されるＦＣＧ１の値が４．０以下を満たし、残部がＦｅ及び不純物からなる鋼片を、１０５０℃以上に加熱して１０４０〜７４０℃の圧延仕上げ温度で熱間圧延し、その後、（Ｔｓ１＋５０）〜（Ｔｓ１−２５）℃の温度から５〜５０℃／秒の冷却速度で少なくとも５５０℃まで冷却することを特徴とする疲労亀裂進展抵抗性に優れた鋼材の製造方法。
ここで、Ｔｓ１は下記(2)式から計算される温度である。
ＦＣＧ１＝（０．７＋Ｃ）／｛（Ｓｉ／２５）＋（Ｍｎ／５）＋（Ｎｂ／２５）＋Ｔｉ｝・・・・・(1)
Ｔｓ１＝（８２０−２００Ｃ−６０Ｓｉ−６００Ｎｂ＋２０００Ｔｉ）・・・・・(2)
なお、各式における元素記号はその元素の質量％での含有量を示す。
【請求項２】
質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．２５％、
Ｓｉ：０．０３〜０．６％、
Ｍｎ：０．３０〜２．０％、
Ａｌ：０．０１０〜０．１０％、
Ｎｂ：０．０１０〜０．１０％、
Ｔｉ：０．０１２〜０．１０％
を含有し、更に、
第１群：Ｃｕ：０．０２〜０．２１％、Ｃｒ：０．０３〜２．０％のうちの１種以上、
第２群：Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％のうちの１種以上、
第３群：Ｖ：０．０１〜０．５％
の１群以上をも含み、下記(3)式で表されるＦＣＧ２の値が４．０以下を満たし、残部がＦｅ及び不純物からなる鋼片を、１０５０℃以上に加熱して１０４０〜７４０℃の圧延仕上げ温度で熱間圧延し、その後、（Ｔｓ２＋５０）〜（Ｔｓ２−２５）℃の温度から５〜５０℃／秒の冷却速度で少なくとも５５０℃まで冷却することを特徴とする疲労亀裂進展抵抗性に優れた鋼材の製造方法。
ここで、Ｔｓ２は下記(4)式から計算される温度である。
ＦＣＧ２＝（０．７＋Ｃ）／｛（Ｓｉ／２５）＋（Ｍｎ／５）＋（Ｃｕ／５０）＋（Ｎｉ／５０）＋（Ｃｒ／２５）＋（Ｍｏ／２５）＋（Ｖ／５）＋（Ｎｂ／２５）＋Ｔｉ｝・・・・・(3)
Ｔｓ２＝（１＋０．１Ｖ）（８２０−２００Ｃ−６０Ｓｉ＋２００Ｃｕ＋５０Ｎｉ−１００Ｃｒ＋６００Ｍｏ−６００Ｎｂ＋２０００Ｔｉ）・・・・・(4)
なお、各式における元素記号はその元素の質量％での含有量を示す。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、疲労亀裂進展抵抗性に優れた鋼材の製造方法に関する。より詳しくは、船舶、海洋構造物、橋梁、建築物、タンクなど各種構造物に用いられ、繰返し荷重を受けた場合でも良好な耐疲労亀裂進展性を示す構造用鋼材の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
船舶、海洋構造物、橋梁、建築物、タンクなど各種の構造物に使用される鋼材には、強度、靱性などの機械的性質や溶接性に優れていることが要求される。上記構造物に対して構造上の安全性を確保させるためには、機械的性質の中でも特に耐疲労特性を高めることが極めて重要である。
【０００３】
構造物が疲労損傷で破壊する過程については、従来、応力集中部における疲労亀裂の発生及びその後の疲労亀裂進展の２つの過程に大きく分類した検討がなされてきた。
【０００４】
構造物のうちでも特に溶接構造物の場合には、応力集中部となり得る溶接止端部が多数存在するので、疲労亀裂の発生を工業的規模で完全に防止することは技術的に不可能に近い。又、疲労亀裂の発生を完全に防止することは検査費用の著しい上昇を招くため経済的にも得策ではない。そこで、亀裂の進展寿命をいかに長寿命化するかが重要となり、設計面からの工夫として、荷重経路を多重化させる構造を採用することがある。これは、荷重経路を多重化した場合には、構造物中のある箇所に亀裂が発生して相当な長さにまで成長しても、剛性の低下した亀裂を含む部分が分担していた荷重を、他の部分が分担し合うことになり、その結果、亀裂を含む部分での亀裂進展は抑制され、亀裂の発生・進展直後に致命的な破壊に至ることを防ぐことができるからである。
【０００５】
一方、現実問題としては、通常の構造物では経済性を優先させるため強度上の冗長度を多くとることには自ずと制約があり、上述の荷重経路の多重化という設計手法による対応では効果に限界がある。したがって、産業界からは鋼材自身の疲労亀裂進展抵抗性を増すことに対する要望が大きい。
【０００６】
鋼材の疲労亀裂進展抵抗性の向上に関する技術が、例えば、特開平４−３３７０３７号公報、特開平６−２７１９８５号公報や特開平６−２９９２３８号公報に開示されている。
【０００７】
このうち特開平４−３３７０３７号公報には、特定の化学組成を有する鋼を特定の条件で圧延、冷却、巻取りして特定の最終組織を有する熱延鋼板を得る「疲労強度と亀裂伝播抵抗の優れた良成形性熱延鋼板の製造方法」が開示されている。しかし、この公報で提案された技術の場合、改善の対象としている「疲労亀裂伝播抵抗」は「亀裂進展下限界特性」に限定されたものであり、したがって、「疲労亀裂伝播停止特性」を記述する力学パラメータはΔＫｔｈのみで、亀裂の安定進展領域は対象にはされていないので、外力が増すなどして疲労亀裂先端での応力拡大係数範囲ΔＫがΔＫｔｈを超えて疲労亀裂が進展し始めると、従来鋼と同じ疲労亀裂進展速度で亀裂が成長してしまう。
【０００８】
特開平６−２７１９８５号公報には、特定の組織を有する鋼板及びその鋼板を得るために鋼の化学組成と圧延や冷却の条件を規定した「耐疲労伝播特性の優れた鋼板およびその製造方法」が開示されている。しかし、この公報で提案された技術の場合、島状マルテンサイトの平均存在間隔、平均偏平比及び体積率を規定して疲労亀裂進展速度の抑制を実現しており、特に島状マルテンサイトの体積率を０．５〜５％と規定している。したがって、島状マルテンサイトを起点とする脆性破壊が容易に発生し、疲労亀裂進展特性と破壊靱性とを両立させることが困難である。
特開平６−２９９２３８号公報には、鋼の化学組成と圧延や冷却の条件を規定した「耐疲労伝播特性と溶接熱影響部靱性の優れた鋼板の製造方法」が開示されている。しかし、この公報で提案された技術の場合、Ｔｉで脱酸した後にＡｌを添加するという複雑な製鋼工程が必須であり、したがって、製鋼コストの上昇や他鋼種の製造工程への悪影響を避け難い。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記現状に鑑みなされたもので、その目的は、構造物の亀裂進展寿命を延伸させて構造上の安全性を確保させるために、繰返し荷重を受けた場合でも良好な耐疲労亀裂進展性を示す構造用鋼材の製造方法を提供することである。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明の要旨は、下記（１）、（２）に示す疲労亀裂進展抵抗性に優れた鋼材の製造方法にある。
【００１１】
（１）質量％で、
Ｃ：０．０６〜０．２５％、
Ｓｉ：０．０３〜０．６％、
Ｍｎ：０．３０〜２．０％、
Ａｌ：０．０１０〜０．１０％、
Ｎｂ：０．０１０〜０．１０％、
Ｔｉ：０．０１０〜０．１０％
を含有し、下記(1)式で表されるＦＣＧ１の値が４．０以下を満たし、残部がＦｅ及び不純物からなる鋼片を、１０５０℃以上に加熱して１０４０〜７４０℃の圧延仕上げ温度で熱間圧延し、その後、（Ｔｓ１＋５０）〜（Ｔｓ１−２５）℃の温度から５〜５０℃／秒の冷却速度で少なくとも５５０℃まで冷却することを特徴とする疲労亀裂進展抵抗性に優れた鋼材の製造方法。ここで、Ｔｓ１は下記(2)式から計算される温度である。
【００１２】
ＦＣＧ１＝（０．７＋Ｃ）／｛（Ｓｉ／２５）＋（Ｍｎ／５）＋（Ｎｂ／２５）＋Ｔｉ｝・・・・・(1)、
Ｔｓ１＝（８２０−２００Ｃ−６０Ｓｉ−６００Ｎｂ＋２０００Ｔｉ）・・・・・(2)。
なお、各式における元素記号はその元素の質量％での含有量を示す。
【００１３】
（２）質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．２５％、
Ｓｉ：０．０３〜０．６％、
Ｍｎ：０．３０〜２．０％、
Ａｌ：０．０１０〜０．１０％、
Ｎｂ：０．０１０〜０．１０％、
Ｔｉ：０．０１２〜０．１０％
を含有し、更に、
第１群：Ｃｕ：０．０２〜０．２１％、Ｃｒ：０．０３〜２．０％のうちの１種以上、
第２群：Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％のうちの１種以上、
第３群：Ｖ：０．０１〜０．５％
の１群以上をも含み、下記(3)式で表されるＦＣＧ２の値が４．０以下を満たし、残部がＦｅ及び不純物からなる鋼片を、１０５０℃以上に加熱して１０４０〜７４０℃の圧延仕上げ温度で熱間圧延し、その後、（Ｔｓ２＋５０）〜（Ｔｓ２−２５）℃の温度から５〜５０℃／秒の冷却速度で少なくとも５５０℃まで冷却することを特徴とする疲労亀裂進展抵抗性に優れた鋼材の製造方法。ここで、Ｔｓ２は下記(4)式から計算される温度である。
【００１４】
ＦＣＧ２＝（０．７＋Ｃ）／｛（Ｓｉ／２５）＋（Ｍｎ／５）＋（Ｃｕ／５０）＋（Ｎｉ／５０）＋（Ｃｒ／２５）＋（Ｍｏ／２５）＋（Ｖ／５）＋（Ｎｂ／２５）＋Ｔｉ｝・・・・・(3)、
Ｔｓ２＝（１＋０．１Ｖ）（８２０−２００Ｃ−６０Ｓｉ＋２００Ｃｕ＋５０Ｎｉ−１００Ｃｒ＋６００Ｍｏ−６００Ｎｂ＋２０００Ｔｉ）・・・・・(4)。
なお、各式における元素記号はその元素の質量％での含有量を示す。
以下、上記（１）及び（２）の疲労亀裂進展抵抗性に優れた鋼材の製造方法に係る発明を、それぞれ、「本発明（１）」および「本発明（２）」という。また、総称して「本発明」ということがある。
【００１５】
本発明者らは、前記した課題を達成するために鋼材の疲労亀裂進展挙動に及ぼす鋼の化学組成、圧延条件、冷却条件の影響を検討し、下記の知見を得た。
【００１６】
（ａ）疲労亀裂進展速度を抑制し、疲労亀裂進展寿命を延伸させるためには、▲１▼鋼材内の微視的な領域で硬度差を設け、疲労亀裂伝播経路を微視的に屈曲させて巨視亀裂進展速度を抑制させる方法、▲２▼鋼材に繰返し歪みが負荷された時の応力応答として繰返し軟化を生ずる鋼材を準備し、疲労亀裂進展時の亀裂先端での応力を緩和させることにより実質的な亀裂先端の応力を低めて疲労亀裂進展速度を抑制させる方法、▲３▼鋼材の降伏強度に対する引張強度の比（降伏比）を低く押さえることにより、疲労亀裂先端に形成される塑性変形領域をより広くして亀裂先端の局所的負荷を軽減し、結果として疲労亀裂進展速度を抑制する方法があるが、これらのいずれの方法の場合にも、前記 (1)式で表されるＦＣＧ１の値又は前記 (3)式で表されるＦＣＧ２の値を小さくすることが有効である。なお、以下の説明においては、前記 (1)式で表されるＦＣＧ１及び前記 (3)式で表されるＦＣＧ２をまとめてＦＣＧということもある。
【００１７】
（ｂ）熱間圧延後の冷却開始温度は、鋼材の疲労亀裂進展抵抗性に大きく影響し、疲労亀裂進展速度が最小になる最適な冷却開始温度領域が存在する。
【００１８】
そこで、本発明者らは、種々の化学組成を有する鋼材の疲労亀裂進展抵抗性と熱間圧延後の冷却開始温度、冷却速度との関係について更に詳細な検討を加えた。その結果、次の事項が明らかになった。
【００１９】
（ｃ）いずれの鋼材においても熱間圧延後の冷却開始温度を低温側から徐々に上昇させると、疲労亀裂進展速度は漸減して行くが、その漸減割合は冷却開始温度が高くなるにつれて段々と少なくなる。そして、更に冷却開始温度を上昇させると却って疲労亀裂進展速度が漸増して行く。つまり、疲労亀裂進展速度が最小になる最適な冷却開始温度が存在する。
【００２０】
（ｄ）上記の疲労亀裂進展速度漸増の割合は、その漸減時の割合よりも緩やかであり、最適冷却開始温度に対し疲労亀裂進展抵抗性がほぼ同等である冷却開始温度は、最適冷却開始温度に対し、低温側に２５℃、高温側に５０℃の７５℃の幅の領域である。
（ｅ）上記（ｃ）の疲労亀裂進展速度が最小になる最適な冷却開始温度は、前記 (2)式で表されるＴｓ１又は前記 (4)式で表されるＴｓ２と関係する。なお、以下の説明においては、前記 (2)式で表されるＴｓ１及び前記 (4)式で表されるＴｓ２をまとめてＴｓということもある。
【００２１】
（ｆ）熱間圧延後の鋼材冷却速度の適正化も、疲労亀裂進展速度を抑制し、疲労亀裂進展寿命を延ばすのに有効である。
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものである。
【００２２】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、化学成分の含有量の「％」は「質量％」を意味する。
（Ａ）鋼材の素材鋼の化学組成
Ｃ：０．０６〜０．２５％（本発明（１））、Ｃ：０．０２〜０．２５％（本発明（２））
Ｃは、構造部材の強度確保に有効な元素である。しかし、本発明（１）の場合、その含有量が０．０６％未満では鋼材の組織に占めるフェライト相の割合が極めて多く強度向上効果が得難い。また、本発明（２）の場合、その含有量が０．０２％未満では鋼材の組織に占めるフェライト相の割合が極めて多く強度向上効果が得難い。一方、本発明（１）及び本発明（２）のいずれの場合にも、Ｃの含有量が０．２５％を超えると溶接性が低下するので溶接施工が困難となり、構造用鋼材としての使用領域が著しく限定されてしまう。したがって、Ｃの含有量を、本発明（１）の場合には０．０６〜０．２５％とし、また、本発明（２）の場合には０．０２〜０．２５％とした。なお、鋼材の組織に占めるフェライト相の割合を抑えて大きな強度を確保するとともに良好な溶接性をも確保するために、Ｃの含有量は、本発明（１）の場合には０．０６〜０．１２％とし、また、本発明（２）の場合には０．０４〜０．１２％とすることが望ましい。
【００２３】
Ｓｉ：０．０３〜０．６％
Ｓｉは、脱酸作用を有する。しかし、その含有量が０．０３％未満では添加効果に乏しい。一方、Ｓｉの含有量が０．６％を超えると破壊靱性が低下するようになる。したがって、Ｓｉの含有量を０．０３〜０．６％とした。なお、Ｓｉの含有量は０．２５〜０．５％とすることが望ましい。
【００２４】
Ｍｎ：０．３０〜２．０％
Ｍｎは、強度の確保に有効な元素である。しかし、その含有量が０．３０％未満では添加効果に乏しい。一方、Ｍｎの含有量が２．０％を超えると溶接性が低下するので溶接施工が困難となり、構造用鋼材としての使用領域が著しく限定されてしまう。したがって、Ｍｎの含有量を０．３０〜２．０％とした。なお、大きな強度を確保するとともに良好な溶接性をも確保するために、Ｍｎの含有量は０．５〜１．８％とすることが望ましい。
【００２５】
Ａｌ：０．０１０〜０．１０％
Ａｌは、脱酸作用を有する。しかし、その含有量が０．０１０％未満では添加効果に乏しく、一方、０．１０％を超えると破壊靱性が低下するし、鋼の清浄性も悪くなる。したがって、Ａｌの含有量を０．０１０〜０．１０％とした。なお、Ａｌ含有量は０．０１０〜０．０５％とすることが望ましい。
【００２６】
Ｎｂ：０．０１０〜０．１０％
Ｎｂは、破壊靱性を確保するのに有効な元素であり、構造材料として用いるために０．０１０％以上含有させる必要がある。しかし、その含有量が０．１０％を超えると却って破壊靱性が低下するようになる。したがって、Ｎｂの含有量を０．０１０〜０．１０％とした。なお、Ｎｂの含有量は０．０２０〜０．０５％とすることが望ましい。
【００２７】
Ｔｉ：０．０１０〜０．１０％（本発明（１））、Ｔｉ：０．０１２〜０．１０％（本発明（２））
Ｔｉは、破壊靱性を確保するのに有効な元素であり、構造材料として用いるために本発明（１）の場合０．０１０％以上、また、本発明（２）の場合０．０１２％以上含有させる必要がある。しかし、本発明（１）及び本発明（２）のいずれの場合にも、その含有量が０．１０％を超えると却って破壊靱性が低下するようになる。したがって、Ｔｉの含有量を、本発明（１）の場合には０．０１０〜０．１０％とし、また、本発明（２）の場合には０．０１２〜０．１０％とした。た。なお、本発明（１）及び本発明（２）のいずれの場合にも、Ｔｉの含有量は０．０１５〜０．０５％とすることが望ましい。
【００２８】
ＦＣＧ１：４．０以下
前記(1)式で表されるＦＣＧ１の値が４．０以下の場合に、疲労亀裂進展速度を抑制して疲労亀裂進展寿命を延伸させることができる。したがって、本発明（１）においては、ＦＣＧ１の値を４．０以下とした。このＦＣＧ１の値は３．０以下とすることが好ましい。なお、ＦＧＣ１の下限値は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉの含有量がそれぞれ０．０６％、０．６％、２．０％、０．１％、０．１％の場合の１．４４である。
【００２９】
なお、本発明（１）の疲労亀裂進展抵抗性に優れた鋼材の製造方法に用いられる素材鋼は、上記ＣからＴｉまでの各成分元素を含み、前記(1)式で表されるＦＣＧ１の値が４．０以下を満たし、残部がＦｅ及び不純物からなる鋼であるが、本発明（２）の疲労亀裂進展抵抗性に優れた鋼材の製造方法に用いられる素材鋼は、上記ＣからＴｉの各成分元素に加えて更に、前記第１群〜第３群のうちの１群以上を含み、前記(3)式で表されるＦＣＧ２の値が４．０以下を満たし、残部がＦｅ及び不純物からなる鋼である。前記第１群〜第３群の合金元素の作用効果と望ましい含有量は下記のとおりである。
【００３０】
Ｃｕ：０．０２〜０．２１％、Ｃｒ：０．０３〜２．０％
Ｃｕ及びＣｒには耐食性を高める作用があるので、鋼材が腐食環境下で使用される場合等に耐食性を確保する目的で含有させるが、Ｃｕ含有量が０．０２％未満、Ｃｒ含有量が０．０３％未満ではその効果が得難い。一方、Ｃｕを０．２１％を超えて、又、Ｃｒを２．０％を超えて含有させると溶接性が低下するので溶接施工が困難となり、構造用鋼材としての使用領域が著しく限定されてしまう。更に、Ｃｕを０．２１％を超えて含有させた場合には、熱間加工性が低下して圧延で鋼材表面に疵が生じたり、鋼材の表面や内部に割れが発生することがある。したがってＣｕ、Ｃｒの１種以上を添加する場合には、Ｃｕの含有量を０．０２〜０．２１％、Ｃｒの含有量を０．０３〜２．０％とするのがよい。なお、Ｃｕ、Ｃｒの１種以上を添加する場合、Ｃｕの含有量は０．１〜０．２１％、Ｃｒの含有量は０．２〜１．５％とするのが好ましい。
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％
Ｎｉ及びＭｏには鋼の破壊靱性を高めるとともに焼入れ性を高める作用があるので、破壊靱性を確保したり鋼材が大型構造物に使用される場合の焼入れ性を確保したりする目的で含有させるが、Ｎｉ含有量が０．０５％未満、Ｍｏ含有量が０．０５％未満ではその効果が得難い。一方、Ｎｉを１．０％を超えて、又、Ｍｏを１．０％を超えて含有させてもその効果は飽和しコストが嵩むばかりである。したがってＮｉ、Ｍｏの１種以上を添加する場合には、Ｎｉの含有量を０．０５〜１．０％、Ｍｏの含有量を０．０５〜１．０％とするのがよい。
Ｖ：０．０１〜０．５％
Ｖには強度を高める作用があるので、構造物に大きな強度を確保する目的で含有させるが、その含有量が０．０１％未満ではその効果に乏しく、一方、０．５％を超えて含有させてもその効果は飽和しコストが嵩むばかりである。したがってＶを添加する場合には、０．０１〜０．５％の含有量とするのがよい。
【００３１】
ＦＣＧ２：４．０以下
前記(3)式で表されるＦＣＧ２の値が４．０以下の場合に、疲労亀裂進展速度を抑制して疲労亀裂進展寿命を延伸させることができる。したがって、本発明（２）においては、ＦＣＧ２の値を４．０以下とした。このＦＣＧ２の値は３．０以下とすることが好ましい。なお、ＦＧＣ２の下限値は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉの含有量がそれぞれ０．０２％、０．６％、２．０％、１．０％、１．０％、２．０％、１．０％、０．５％、０．１％、０．１％の場合の０．９１である。
（Ｂ）鋼材の製造条件
（Ｂ−１）熱間圧延前の加熱温度：１０５０℃以上
圧延前組織を整え、圧延加工が容易に行えるようにするために、加熱温度は１０５０℃以上とする必要がある。したがって、上記（Ａ）に記載した化学組成を有する鋼片の熱間圧延前の加熱温度を１０５０℃以上とした。なお、加熱温度は１１００〜１２００℃とすることが好ましい。
（Ｂ−２）圧延仕上げ温度：１０４０〜７４０℃
組織を粗大化させないために圧延仕上げ温度は１０４０℃以下とする必要がある。しかし、圧延仕上げ温度が７４０℃を下回ると、被圧延材の表面に加工が集中して、鋼材の厚さ方向の機械的性質が不均一になってしまう。したがって、熱間圧延仕上げ温度を１０４０〜７４０℃とした。なお、圧延仕上げ温度は９５０〜８５０℃とすることが好ましい。
（Ｂ−３）熱間圧延後の冷却
疲労亀裂進展速度を抑制し、疲労亀裂進展寿命を延伸させるためは、熱間圧延後の冷却開始を（Ｔｓ＋５０）〜（Ｔｓ−２５）℃の温度から行う必要がある。冷却開始温度が（Ｔｓ＋５０）℃を上回ったり、（Ｔｓ−２５）℃を下回れば疲労亀裂進展速度が大きくなってしまう。なお、上記のＴｓは鋼材の化学組成に応じて前記(2)式で表されるＴｓ１（本発明（１）の場合）又は前記(4)式で表されるＴｓ２（本発明（２）の場合）を指すものである。
更に、上記温度領域からの冷却に際し、その冷却速度を５〜５０℃／秒として少なくとも５５０℃まで冷却する必要がある。冷却速度が５℃／秒未満の場合には、鋼材内の微視的な領域で硬度差を設け、疲労亀裂伝播経路を微視的に屈曲させて巨視亀裂進展速度を抑制させることができず、一方、冷却速度が５０℃／秒を超えると、鋼材の板厚方向に極めて大きな残留応力分布が発生し、引張残留応力が形成される板厚中心部での疲労亀裂進展速度が加速する。又、冷却終了温度が５５０℃を超えると、鋼材の繰返し軟化特性が発現せず、亀裂先端での応力が緩和されないので、結果として亀裂進展速度を抑制できない。
【００３２】
したがって、熱間圧延後、（Ｔｓ＋５０）〜（Ｔｓ−２５）℃の温度から５〜５０℃／秒の冷却速度で少なくとも５５０℃まで冷却することとした。
【００３３】
次に、実施例により本発明を更に詳しく説明する。
【００３４】
【実施例】
（実施例１）
表１〜３に示す化学組成を有する鋼を通常の方法によって試験炉溶製した。なお、表１〜３には化学組成から計算されるＦＣＧ（つまり、ＦＣＧ１とＦＣＧ２）の値及びＴｓ（つまり、Ｔｓ１とＴｓ２）の値も示した。
【００３５】
【表１】
0003879365.tif 000002
【表２】
0003879365.tif 000003
【表３】
0003879365.tif 000004
次いで、これらの鋼を通常の熱間鍛造によって厚さ１５０ｍｍの鋼片とした後、１１００℃に加熱してから熱間圧延した。なお、熱間圧延は、圧延仕上げ温度を８８０℃として、板厚２５ｍｍに仕上げた。熱間圧延仕上げ後は、鋼の化学組成に応じた（Ｔｓ＋１０）℃の温度から４０℃／秒の冷却速度で５００℃まで冷却した。
このようにして得た板厚２５ｍｍの鋼板から各種試験片を採取し、溶接性、清浄度、破壊靱性及び引張強度を測定した。
すなわち、上記板厚２５ｍｍの鋼板の板厚中心部を主に評価できるように、ｙ型溶接割れ試験片、ミクロ試験片、JIS Z 2202(1998)に記載のＶノッチ衝撃試験片、JIS Z 2201(1998)に記載の４号引張試験片を採取し、次の各条件で溶接性、清浄度、破壊靱性及び引張強度を調査した。
【００３６】
ｙ型溶接割れ試験は、通常のサブマージアーク溶接用の溶接材料を用いて、試験片予熱温度が２５℃、５０℃、７５℃、１００℃、１２５℃の各場合について、温度３０℃、湿度８０％の雰囲気で実施した。なお、前記溶接材料を温度３０℃、湿度８０％の環境に１時間放置してから試験を行った。各予熱温度に対する試験数は２である。
【００３７】
清浄度の評価は、JIS G 0555(1998)に則って顕微鏡の倍率を４００倍とし、視野数６０で行った。
【００３８】
破壊靱性試験は、板厚中心部から試験片の長手方向が圧延方向に一致し、亀裂進展方向が鋼材の幅方向に一致するように採取した前記JIS Z 2202(1998)に記載のＶノッチ衝撃試験片を用い、各試験温度における試験数を３としてシャルピー衝撃試験を行い、脆性−延性の破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を求めた。
引張試験は、板厚中心部から試験片の長手方向が圧延方向に一致するように採取したJIS Z 2201(1998)に記載の４号引張試験片を用いて室温大気中で行った。なお、試験数は２とした。
【００３９】
表４に上記の各試験結果を示す。なお、表２におけるマーク「○」と「×」はそれぞれ次の区分に基づくものである。
【００４０】
すなわち、「溶接性」は予熱温度２５℃で割れを生じない場合を「○」、割れを生じないために５０℃以上の予熱を必要とした場合を「×」とした。「清浄度」は、現状のＡ級の船級規格鋼を基準に判断し、これと同等以上の清浄度である場合を「○」、それを下回る場合を「×」とした。「破壊靱性」は破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が−２０℃未満の場合を「○」、−２０℃以上の場合を「×」とした。又、「引張強度」は４００ＭＰａ以上の公称引張強度が得られた場合を「○」、４００ＭＰａを下回る場合を「×」とした。
【００４１】
【表４】
0003879365.tif 000005
表４から、鋼材の化学成分のいずれかが本発明で規定する含有量の範囲から外れた鋼２８〜４１を用いた場合には、溶接性、清浄度、破壊靱性、引張強度のいずれかが目標に達していないことが明らかである。
【００４２】
次いで、溶接性、清浄度、破壊靱性、引張強度のいずれもが目標に達した鋼１〜１５、鋼１７〜２１及び鋼２３〜２６の板厚２５ｍｍの鋼板の全厚での疲労亀裂進展特性を評価するために、ＬＴ方向でＣＴ試験片を採取し、負荷条件として繰返し速度２５Ｈｚ、応力比０．１の下、室温大気中でＡＳＴＭ規格（Ｅ６４７）に則って疲労亀裂進展試験を行った。疲労亀裂進展速度は、亀裂先端における応力拡大係数範囲ΔＫが２０ＭＰａ・ｍ1/2における進展速度で代表させて求めた。なお、一般鋼材における疲労亀裂進展速度のレベルを参照して、目標とする疲労亀裂進展速度はその上限を４．０×１０-5ｍｍ／サイクルとした。
表５に、疲労亀裂進展試験の結果を示す。
【００４３】
【表５】
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表５から、鋼材に含まれる各元素が本発明で規定する含有量の範囲内の場合でもＦＧＣの値が本発明で規定する範囲から外れた鋼１〜４、鋼８及び鋼１３を用いた場合には、疲労亀裂進展速度が目標とする値を超え、疲労亀裂進展抵抗性に劣ることが明らかである。
（実施例２）
前記実施例１で溶製した鋼の一部を用いて、疲労亀裂進展速度に及ぼす冷却開始温度の影響を詳細に調査した。
【００４４】
すなわち、鋼６、鋼７及び鋼２０について、通常の方法で熱間鍛造して作製した厚さ１５０ｍｍの鋼片を、１１００℃に加熱してから熱間圧延した。なお、熱間圧延は、圧延仕上げ温度を９５０〜７５０℃として、板厚２５ｍｍに仕上げた。熱間圧延仕上げ後は、鋼の化学組成に応じて表６に記載の各種の温度から４０℃／秒の冷却速度で５００℃まで冷却した。
【００４５】
【表６】
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このようにして得た板厚２５ｍｍの鋼板の全厚での疲労亀裂進展特性を評価するために、ＬＴ方向でＣＴ試験片を採取し、前記実施例１と同じ条件で疲労亀裂進展試験を行い、亀裂先端における応力拡大係数範囲ΔＫが２０ＭＰａ・ｍ1/2 における進展速度で代表させて疲労亀裂進展速度を求めた。なお、本実施例においても、目標とする疲労亀裂進展速度はその上限を４．０×１０-5ｍｍ／サイクルとした。
疲労亀裂進展試験の結果は表６に示したとおりである。
【００４６】
表６から、鋼材に含まれる各元素が本発明で規定する含有量の範囲内にあり、しかもＦＧＣの値が本発明で規定する範囲内にあっても、冷却開始温度が本発明で規定する範囲（すなわち（Ｔｓ＋５０）〜（Ｔｓ−２５）℃）から外れた場合には、疲労亀裂進展速度が目標とする値を超え、疲労亀裂進展抵抗性に劣ることが明らかである。
【００４７】
【発明の効果】
本発明によれば、疲労亀裂進展抵抗性に優れた鋼材が得られるので、船舶、海洋構造物、橋梁、建築物、タンクなど各種構造物に用いることができる。