(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％でＣ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．１０〜０．６％、Ｍｎ：０．４〜１．６０％、Ｃｒ：０．０１〜０．６０％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、Ｂ：０．０００５〜０．０２０％を含有し、これに更にＮｂ：０．０１〜０．０６％および／またはＴｉ：０．００５〜０．０３％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼組成を有し、金属組織がベイナイト組織であり、かつ旧オーステナイト粒径が４．０μｍ以下でベイナイトのラス比が０．０１〜０．０５の組織を有し、応力拡大係数△Ｋ＝２０（ＭＰａ√ｍ）での疲労亀裂進展速度ｄａ／ｄＮが２．５×１０−５ｍｍ／ｃｙｃｌｅ以下であることを特徴とする疲労亀裂進展抵抗性に優れた厚鋼板。
【請求項２】
請求項１に記載の鋼組成を有するスラブを１２００℃以下に再加熱した後に、Ａｒ３点以上、（Ａｒ３＋３０℃）以下の温度域にて累積圧下量３０％以上の熱間圧延を施し、次いで、冷却速度５〜３０℃／ｓで５００℃以下の温度域まで加速冷却し、その後放冷または徐冷することを特徴とする疲労亀裂進展抵抗性に優れた厚鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、船舶、海洋構造物、橋梁、建造物、タンク、自動車などにおいて、繰り返し荷重下に使用される厚鋼板に関する。
【０００２】
【従来の技術】
船舶、海洋構造物、橋梁、建造物、タンク、自動車などで使用される鋼材には、強度、靭性等の各種の機械特性が優れていること、溶接性に優れていることが要求される。特に機械的性質の中で疲労特性は構造物の強度設計上極めて重要である。
【０００３】
このような、疲労特性を向上させた発明の例として、特許２８４０４７９号公報がある。これには、疲労強度と疲労亀裂進展抵抗が共に優れた高強度熱延鋼板の製造法として、ＰおよびＣｕの含有量を管理し、フェライト結晶粒径を５〜25μｍ、第二相の体積分率が10〜30％の二相組織とすることを提示している。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、上記公報で言う疲労亀裂進展抵抗とは、疲労亀裂の進展における下限界応力拡大係数（△Ｋｔｈ）のことであり、疲労亀裂が進展する下限の応力拡大係数値を高める効果はあるが、疲労亀裂進展速度を遅くすることについては効果がない。
【０００５】
ここに、本発明の課題は、疲労亀裂進展抵抗性、特に疲労亀裂進展速度を遅くすることのできる鋼板とその製造方法を提供することである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
従来の技術では、疲労亀裂進展抵抗を改善する方法が発明されているものの、疲労亀裂進展速度を遅延するまでには至っておらず、発明者らの研究により、以下の解決策が得られた。
【０００７】
（ａ）板厚方向に均一なベイナイト単相組織、かつ旧オーステナイト粒径が４μｍ以下でベイナイトのラス比（ラス間隔長さ／ラス長さ）が０．０１〜０．０５の組織を有することにより、応力拡大係数△Ｋを一定としたときの疲労亀裂進展速度ｄａ／ｄＮ（×１０−５ｍｍ／ｃｙｃｌｅ）が２．５以下になることが判明した。
【０００８】
（ｂ）目標とするベイナイト単相組織にするためには、ＮｂあるいはＴｉ等の粒成長抑制元素を微量に含みかつ、最適な圧延および冷却方法を採用することにより目標達成が可能であり、安定した組織を有する厚鋼板の製造が可能であることが判明した。
【０００９】
これらの手法を用いることにより、590 Ｎ／ｍｍ2 クラスの強度レベルを有し、ある一定の応力拡大係数△Ｋのときの疲労亀裂進展速度ｄａ／ｄＮが2.5 以下の性能を有する疲労亀裂進展抵抗性に優れた厚鋼板および製造法を提供することが出来る。
【００１０】
ここに、本発明は次の通りである。
（１）質量％でＣ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．１０〜０．６０％、Ｍｎ：０．４〜１．６０％、Ｃｒ：０．０１〜０．６０％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、Ｂ：０．０００５〜０．０２０％を含有し、これに更にＮｂ：０．０１〜０．０６％および／またはＴｉ：０．００５〜０．０３％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼組成を有し、金属組織がベイナイト組織であり、かつ旧オーステナイト粒径が４．０μｍ以下でベイナイトのラス比が０．０１〜０．０５の組織を有し、応力拡大係数△Ｋ＝２０(ＭＰａ√ｍ）での疲労亀裂進展速度ｄａ／ｄＮが２．５×１０−５ｍｍ／ｃｙｃｌｅ以下であることを特徴とする疲労亀裂進展抵抗性に優れた厚鋼板。
（２）上記（１）に記載の鋼組成のスラブを１２００℃以下に再加熱した後に、Ａｒ３点以上（Ａｒ３＋３０℃）以下の温度域にて累積圧下量３０％以上の熱間圧延を施し、次いで、冷却速度５〜３０℃／ｓで５００℃以下の温度域まで加速冷却し、その後放冷または徐冷することを特徴とする疲労亀裂進展抵抗性に優れた厚鋼板の製造方法。
【００１１】
【発明の実施の形態】
本発明において、鋼組成および製造条件を上述のように規定した理由について以下に詳述する。なお、本明細書において鋼組成を規定する％は質量％である。
（旧オーステナイト粒径およびベイナイトラス比の定義）
本発明にて定義している旧オーステナイト粒径とは、圧延後に形成されるベイナイト組織をピクリン酸（90ｃｃ）、10％塩化第二鉄（５ｃｃ）、およびライポンＦ（１ｃｃ）の混合腐食液によって腐食して光学顕微鏡にて観察される粒径である。
【００１２】
更に本発明にて定義しているベイナイト組織のラス比とは、図１に示すように、旧オーステナイト粒径観察時において使用した腐食液を塗布したサンプルをＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）にて観察されるベイナイト組織（図１参照）を形成する時のラスのラス間隔長さをラス長さで除した比（ラス間隔長さ／ラス長さ）である。
（旧オーステナイト粒径とラス比の好適化）
発明者らは、成分及び圧延条件を変更し、目標とするベイナイト単相組織を有する鋼についてＣＴ試験片を用いて、ＡＳＴＭ  Ｅ６４７にしたがって疲労亀裂進展試験を実施した。
【００１３】
試験条件は、室温の大気中にて、負荷条件は、応力比（最大応力に対する最小応力の比）0.1 、繰返し速度25Ｈｚ、応力拡大係数△Ｋ＝20（ＭＰａ√ｍ）にて試験を実施した。
【００１４】
図２の結果に見られるように、旧オーステナイト粒径を４μｍ以下及びラス比を0.05以下にすることにより、疲労亀裂進展速度の低減が確認される。
この時の疲労発生部から疲労亀裂が進展する様相を考えると、旧オーステナイト粒径とラス比を好適化することにより、亀裂が屈曲し、亀裂先端の応力が緩和される。また、粒内において亀裂が進展する際も、ラス比を好適化することにより微細なベイナイト組織が形成され、同様に亀裂先端の応力が緩和されることにより、亀裂の不必要な進展がなくなり、疲労亀裂進展速度が低減される。したがってこのような理由により、ラス比を0.01〜0.05とするのが好適である。
（各成分の好適範囲）
Ｃは、鋼の強度を高めるために0.01％以上添加する。しかしながら0.2 ％を超えて添加すると必要とする強度や靭性を確保することは困難となる。従って本発明では、Ｃ量を0.01〜0.2 ％を好適とする。さらに望ましい範囲としては、0.04〜0.16％である。
【００１５】
Ｓｉは鋼の脱酸のために0.10％以上添加する。しかしながら0.6 ％を超えると鋼の靭性が損なわれるので0.1 〜0.6 ％を好適とする。より望ましい範囲としては0.15〜0.4 ％である。
【００１６】
Ｍｎは、鋼の強度を向上させるが、1.60％を超えて添加すると鋼の靭性及び加工性を損ない、0.4 ％未満では本発明においての強度確保が困難であるため、本発明では0.4 〜1.60％を好適としている。望ましい範囲としては0.4 〜1.5 ％である。
【００１７】
Ｃｒは、焼入れ性を改善し、強度を高めるために0.01％以上添加する。しかしながら0.60％を超えて添加すると著しい強度上昇が見られるが、それに対し靭性が劣化するために0.60％以下を好適とする。また、0.01％未満では、効果が小さいので本発明においては0.01％以上を好適とする。さらに必要な強度及び靭性を確保するために望ましい範囲としては0.03〜0.50％である。
【００１８】
Ｍｏは焼入れ性を上げ強度を高めるために0.01％以上添加する。0.50％を超えて添加すると著しい強度向上が見られるが、そのかわりに靭性が劣化するために0.50％以下を好適とする。また、0.01％未満では効果が小さいので、本発明においては、0.01％以上を好適とする。さらに必要な強度および靭性を確保するために望ましい範囲としては、0.02〜0.4 ％である。
【００１９】
Ｂはオーステナイト粒界に固溶状態で偏析することにより、フェライトの生成を抑制し、ベイナイトを生成しやすくし、鋼の強度を向上させる成分である。0.020 ％を超えて添加すると、強度は上昇するが、それと同時に溶接割れを発生しやすくなるので、本発明では0.020 ％以下を好適とする。また、0.0005％未満では十分な効果を発揮することが難しいので0.0005％以上を好適とする。また、溶接割れの危険性が少なく、強度上昇が図れる望ましい範囲としては0.0005〜0.002 ％である。
【００２０】
本発明においてＮｂおよびＴｉは強度および靱性改善のために１種または２種を添加する。
Ｎｂは、0.01％以上添加することにより、炭窒化物を形成することでフェライトおよびオーステナイトの粒成長を抑制し、組織を微粒化し、強度および靭性向上に効果がある。しかしながら、0.06％を超えると鋼の強度上昇が著しく、靭性が損なわれるために本発明では0.06％以下を好適とする。また、0.01％未満では効果が小さく、本発明の目標である旧オーステナイト粒径４μｍ以下を得ることが難しくなるため、本発明では0.01％以上を好適とする。さらに必要な強度および靭性を確保した上で目標である旧オーステナイト粒径を得る望ましい範囲としては、0.02〜0.05％である。
【００２１】
ＴｉもＮｂと同様の効果があるが0.03％を超えて添加すると溶接割れが発生しやすくなるので本発明では、0.03％以下を好適とする。また、0.005 ％未満では、上記の効果が明白に得られないので、本発明では0.005 ％以上を好適とする。さらに望ましい範囲としては0.01〜0.02％とする。
（加熱温度の好適範囲）
1200℃を超える高温加熱の場合には、鋼のオーステナイト粒の粗大化が著しく、鋼の靭性を阻害するため、本発明の加熱温度は1200℃以下を好適とする。また、950 ℃未満での加熱温度では、圧延のために必要な温度を確保することが難しく、かつ、板厚の制御も困難となるため、950 ℃以上とするのが望ましい。
（圧延温度の好適範囲）
未再結晶域以外での圧延は目標とするラス比0.01〜0.05を得ることが難しいばかりでなく、鋼の組織の粗大化により靭性が劣化し、さらに目標の亀裂進展速度ｄａ／ｄＮを達成することが困難となる。よって本発明の要件達成の為の圧延は未再結晶域で行うことが望ましい。
【００２２】
また、Ａｒ３点未満での圧延ではフェライトが析出されることにより、本発明の性能確保のためのベイナイト組織を有することが困難になることからＡｒ３点以上を好適とした。
【００２３】
さらに、Ａｒ３点＋30℃を超えると旧オーステナイト粒径が成長し、目標とする粒径の確保が困難となるためＡｒ３点＋30℃以下を好適とした。
（圧延後の冷却速度の好適範囲）
冷却速度５℃／分未満の場合、フェライトの析出が起こり、所望の機械的性能を得るためのベイナイト組織を得ることが困難となる。また、３０℃／分を超えるとマルテンサイトが析出しやすくなり、これも、所望の機械的性能を得るためのベイナイト組織を得ることが困難となる。よって、冷却速度は５〜30℃／分を好適とした。
（累積圧下量の好適範囲）
累積圧下量30％未満では本発明での目標の旧オーステナイト粒径の確保が困難となるため、累積圧下量は30％以上を好適とした。また、設備に対する負荷を考慮すると累積圧下量は極力小さくしたほうがよく、累積圧下量50％を超えると旧オーステナイト粒径の変化は小さくなるため、50％以下が望ましい。
【００２４】
【実施例】
次に、実施例により本発明の効果を説明する。
表１に示す供試材（表１：強度はＳＭ570 規格に準ずる板厚25ｍｍ）から得たＣＴ試験片により、ＡＳＴＭ規格Ｅ647 にしたがって疲労亀裂進展試験を実施した。
【００２５】
試験時の応力拡大係数は△Ｋ＝20ＭＰａ√ｍとしている。また、旧オーステナイト粒界はピクリン酸混合腐食液によりエッチングを行い測定した。ラス比はＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）によりラス間隔長さ／ラス長さを測定した。
【００２６】
結果は、表１と図３にまとめて示す。なお、本発明にかかる鋼板はいずれも５９０Ｎ／ｍｍ２クラスの強度レベルを有していた。
実施例に示すＮｏ．１〜１１は本発明で定める範囲に入っており、図３に示す結果からも明らかなように、比較例より疲労亀裂進展速度ｄａ／ｄＮが小さくなっている。
【００２７】
Ｎｏ．12はＣ量が本発明の好適範囲より少なく、旧オーステナイト粒径およびラス比が好適範囲から外れているため、疲労亀裂進展速度ｄａ／ｄＮの値が高い。
【００２８】
Ｎｏ．13はＳｉ量が本発明の好適範囲より多く、旧オーステナイト粒径およびラス比が好適範囲から外れているため、疲労亀裂進展速度ｄａ／ｄＮの値が高い。
【００２９】
Ｎｏ．14はＭｎ量が本発明の好適範囲より多く、旧オーステナイト粒径およびラス比が好適範囲から外れているため、疲労亀裂進展速度ｄａ／ｄＮの値が高い。
【００３０】
Ｎｏ．15はＣｒ量が本発明の好適範囲より少なく、且つ累積圧下量、旧オーステナイト粒径およびラス比が好適範囲から外れているため、疲労亀裂進展速度ｄａ／ｄＮの値が高い。
【００３１】
Ｎｏ．16はＭｏ量が本発明の好適範囲より少なく、旧オーステナイト粒径およびラス比が好適範囲から外れているため、疲労亀裂進展速度ｄａ／ｄＮの値が高い。
【００３２】
Ｎｏ．17はＢ量が本発明の好適範囲より少なく、旧オーステナイト粒径およびラス比が好適範囲から外れているため、疲労亀裂進展速度ｄａ／ｄＮの値が高い。
【００３３】
Ｎｏ．18はＮｂ量が本発明の好適範囲より少なく、旧オーステナイト粒径およびラス比が好適範囲から外れているため、疲労亀裂進展速度ｄａ／ｄＮの値が高い。
【００３４】
Ｎｏ．19はＴｉ量が本発明の好適範囲より少なく、旧オーステナイト粒径およびラス比が好適範囲から外れているため、疲労亀裂進展速度ｄａ／ｄＮの値が高い。
【００３５】
Ｎｏ．20はＢ量が本発明の好適範囲より多く、且つ加熱温度が好適範囲から外れているため、旧オーステナイト粒径およびラス比が好適範囲から外れ、疲労亀裂進展速度ｄａ／ｄＮの値が高い。
【００３６】
Ｎｏ．21はＭｏ量が本発明の好適範囲より多く、且つ仕上げ温度が好適範囲から外れているため、旧オーステナイト粒径およびラス比が好適範囲から外れ、疲労亀裂進展速度ｄａ／ｄＮの値が高い。
【００３７】
Ｎｏ．22はＭｎ量が本発明の好適範囲より少なく、且つ仕上げ温度が好適範囲から外れているため、旧オーステナイト粒径およびラス比が好適範囲から外れ、疲労亀裂進展速度ｄａ／ｄＮの値が高い。
【００３８】
Ｎｏ．23はＮｂ量が本発明の好適範囲より多く、旧オーステナイト粒径およびラス比が好適範囲から外れているため、疲労亀裂進展速度ｄａ／ｄＮの値が高い。
【００３９】
Ｎｏ．24はＴｉ量が本発明の好適範囲より多く、旧オーステナイト粒径およびラス比が好適範囲から外れているため、疲労亀裂進展速度ｄａ／ｄＮの値が高い。
【００４０】
Ｎｏ．25はＣｒ量が本発明の好適範囲より多く、旧オーステナイト粒径およびラス比が好適範囲から外れているため、疲労亀裂進展速度ｄａ／ｄＮの値が高い。
【００４１】
Ｎｏ．26はＳｉ量が本発明の好適範囲より少なく、旧オーステナイト粒径およびラス比が好適範囲から外れているため、疲労亀裂進展速度ｄａ／ｄＮの値が高い。
【００４２】
Ｎｏ．27はＣ量が本発明の好適範囲より多く、旧オーステナイト粒径およびラス比が好適範囲から外れているため、疲労亀裂進展速度ｄａ／ｄＮの値が高い。
Ｎｏ．28は冷却速度が本発明の好適範囲より遅く、鋼の組織がフェライト＋ベイナイト組織となっており、疲労亀裂進展速度ｄａ／ｄＮの値が高い。
【００４３】
【表１】
0004254013.tif 000002
【００４４】
【発明の効果】
本発明により、５９０Ｎ／ｍｍ2 クラスの強度レベルを有し、疲労亀裂進展抵抗性に優れた、特に疲労亀裂進展速度の遅い厚鋼板を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】図１はラス比の定義を示す模式的説明図である。
【図２】旧オーステナイト粒径とラス比とが疲労亀裂進展速度ｄａ／ｄＮに及ぼす影響を示すグラフである。
【図３】旧オーステナイト粒径とラス比とが疲労亀裂進展速度ｄａ／ｄＮに及ぼす影響を示すグラフである。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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