(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
組織が、主として、ベイナイトおよびマルテンサイト、またはベイナイトもしくはマルテンサイトで構成され、そのラス状組織の最小短辺長が１．３μｍ以下、かつ、ベイナイト組織を含む場合、ベイナイト組織中に含まれるアスペクト比が５以上であり、島状マルテンサイトの一種で残留オーステナイトを含むＭ−Ａ変態生成物の比率が、面積率で５％未満である疲労亀裂進展抵抗性に優れた高強度鋼材。
【請求項２】
旧オーステナイト粒のアスペクト比が１．２以下である請求項１に記載の疲労亀裂進展抵抗性に優れた高強度鋼材。
【請求項３】
鋼の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０１％以上、０．１５％以下、Ｓｉ：０．０３％以上、０．６％以下、Ｍｎ：４／３％以上、２．０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％超、０．１０％以下、Ｎ：０．０００５％以上、０．００８％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる請求項１または２に記載の疲労亀裂進展抵抗性に優れた高強度鋼材。
【請求項４】
鋼の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０１％以上、０．１５％以下、Ｓｉ：０．０３％以上、０．６％以下、Ｍｎ：１．０％以上、２．０％以下、Ｂ：０．０００３％以上、０．００３０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％超、０．１０％以下、Ｎ：０．０００５％以上、０．００８％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる請求項１または２に記載の疲労亀裂進展抵抗性に優れた高強度鋼材。
【請求項５】
鋼の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０１％以上、０．１５％以下、Ｓｉ：０．０３％以上、０．６％以下、Ｍｎ：０．５％以上、２．０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％超、０．１０％以下、Ｎ：０．０００５％以上、０．００８％以下を含み、さらに、Ｃｕ：０．７％未満、Ｎｉ：３．０％以下、Ｃｒ：１．０％未満、Ｍｏ：０．８％以下からなる群の内の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、下記式で計算されるＦｔ値が４．０％以上、７．５％以下を満足する請求項１または２に記載の疲労亀裂進展抵抗性に優れた高強度鋼材。
Ｆｔ＝３Ｍｎ（％）＋Ｃｕ（％）＋１．５Ｃｒ（％）＋１．８Ｎｉ（％）＋１．５Ｍｏ（％）
【請求項６】
鋼の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０１％以上、０．１５％以下、Ｓｉ：０．０３％以上、０．６％以下、Ｍｎ：０．３％以上、２．０％以下、Ｂ：０．０００３％以上、０．００３０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％超、０．１０％以下、Ｎ：０．０００５％以上、０．００８％以下を含み、さらに、Ｃｕ：０．７％未満、Ｎｉ：３．０％以下、Ｃｒ：１．０％未満、Ｍｏ：０．８％以下からなる群の内の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、下記式で計算されるＦｔ値が３．０％以上、７．０％以下を満足する請求項１または２に記載の疲労亀裂進展抵抗性に優れた高強度鋼材。
Ｆｔ＝３Ｍｎ（％）＋Ｃｕ（％）＋１．５Ｃｒ（％）＋１．８Ｎｉ（％）＋１．５Ｍｏ（％）
【請求項７】
鋼の化学組成が、さらに質量％で、Ｎｂ：０．００５％以上、０．０８％以下、Ｔｉ：０．００５％以上、０．０３％以下、Ｖ：０．００５％以上、０．０８％以下からなる群の内の１種または２種以上を含有する請求項３〜６のいずれかに記載の疲労亀裂進展抵抗性に優れた高強度鋼材。
【請求項８】
請求項３〜７のいずれかに記載の化学組成を有する鋳造スラブに熱間圧延を施す熱間圧延工程と、前記熱間圧延をされた鋼に冷却を施す冷却工程と、前記冷却をされた鋼を９００℃以上に再加熱した後、ただし、高周波加熱または直接通電加熱により再加熱する場合を除く、８００〜６００℃の間の平均冷却速度を９℃／ｓ以上として、３５０℃以下まで冷却する工程とを備えた疲労亀裂進展抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
【請求項９】
請求項３〜７のいずれかに記載の化学組成を有する鋳造スラブに熱間圧延を施す熱間圧延工程と、前記熱間圧延をされた鋼に、熱間圧延に次いで８００〜６００℃の間の平均冷却速度を９℃／ｓ以上とする冷却を施す工程とを備えた疲労亀裂進展抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、船体、土木建設物、建設機械、水圧鉄管、海洋構造物、ラインパイプなど構造用材料として使用される厚鋼板、特に引張強さが570MPa以上の高強度鋼材として好適な、疲労亀裂進展抵抗性に優れた高強度鋼材およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、溶接構造物が大型化される傾向が顕著になってきており、構造用鋼材の高強度化が望まれている。しかしながら高強度鋼を使用する際には設計応力が上昇するため、疲労破壊が問題となる場合がある。構造用鋼材などの厚鋼板では一般に溶接施工が施されるため、溶接部から疲労亀裂が発生する危険性がある。従って、溶接部から発生、進展する疲労亀裂を鋼材で滞留させることができれば、構造物の疲労寿命の延長に有効である。このため、疲労亀裂進展抑制効果を有する鋼板が種々提案されている。
【０００３】
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が開示されている。この鋼板は、圧延方向に延在する縞状の硬質な第二相が、軟質な母相内に面積率で 5〜50％の割合で散在した組織を有するものである。
【０００４】
また、特開平6-271985号公報には、組織が主にフェライト、パーライト、ベイナイトの１種または２種以上で構成され、さらに平均存在間隔20μm 以下でかつ平均扁平比５以上の形状をした島状マルテンサイトを体積率で0.5 〜５％の割合で存在させた耐疲労亀裂伝播特性の優れた鋼板が示されている。
【０００５】
特開平7-242992号公報には、組織が硬質部の素地と、この素地に分散した軟質部とからなり、この２部分の硬度差がビッカース硬度で150 以上であることを特徴とする疲労亀裂進展抑制効果を有する鋼板が開示されている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら特開平7- 90478号公報で提案された方法では、疲労亀裂の進展抑制効果が発揮されるのは板厚方向のみであり、その他の方向での進展抑制効果は小さい。特開平6-271985号公報で提案された方法では、高強度鋼の場合、平均扁平比の大きな島状マルテンサイトが存在すると、靱性が劣化しやすいという問題がある。また、特開平7-242992号公報にもあるように、硬質部（ベイナイト、マルテンサイト、パーライト、焼戻マルテンサイト）と軟質部（フェライト）からなる混合組織では、強度低下が生じる場合があるため、高強度鋼材を得る方法としては必ずしも満足な方法ではない。また、結晶組織を構成する二相を適切な比率で複合させるには、冷却開始温度、冷却速度、冷却停止温度などを様々な板厚、鋼の成分に合わせて厳密に制御する必要があり、その製造も容易ではないという問題もあった。
【０００７】
本発明は上記課題を解決するためになされたものであり、具体的には、軟質なフェライト組織を実質的に含まない、主としてベイナイトおよびマルテンサイト、またはベイナイトもしくはマルテンサイトで構成された疲労亀裂進展抵抗性に優れた高強度鋼材およびその製造法を提供することにある。
【０００８】
【問題を解決するための手段】
従来の疲労亀裂進展抑制鋼はフェライト主体の組織中に高硬度の組織を分散させていたために、高強度化には限界があった。本発明者らは前記課題を解決するために種々研究を重ねた結果、実質的に硬質相（ベイナイト、マルテンサイト、焼戻マルテンサイトなど）のみで構成される組織を備えた鋼であっても、その組織中の転位密度が十分に高い場合には疲労亀裂進展速度を小さく抑制できることを見いだした。
【０００９】
このような疲労亀裂進展抑制効果が得られるメカニズムとしては、鋼材が繰り返し変形される際に組織の硬度を低減させることにより、疲労亀裂先端における開口荷重を小さくし、疲労亀裂進展を抑制できるものと考えられた。また、繰り返し変形中に組織の硬度を低減するには組織の転位密度を高めるのが有効であり、そのためには鋼の組織を、低温で変態した高硬度の組織とするのが有効である。
【００１０】
拡散変態で生成する粒状の初析フェライトは組織中の転位密度が小さいため、繰り返し変形を与えると硬度が上昇する。一方、剪断変態で生成するベイナイト（アシキュラーフェライトを含む）やマルテンサイトでは、組織中の転位密度が高く、繰り返し変形を与えると軟化して、疲労亀裂進展速度を低下させる。
【００１１】
高温域からの急冷により生じるベイナイトやマルテンサイトの構成単位は、３次元的にはラス状（１辺が長い直方体）あるいは板状の組織であることが知られている。この組織の特徴は変態温度が低いほどラスの厚さ (２次元的にはラスの幅) が狭くなることであり、その形態は光学顕微鏡やＳＥＭさらにはＴＥＭ等により容易に観察することができる（以下、単に「ラス状組織」と記す）。
【００１２】
ラス状組織は、微細であるほどラス内部の変態生成時における転位密度が高くなる。従ってこの部分が繰り返し変形を受けると、転位の回復現象により、軟化量が大きくなり、疲労亀裂進展抑制効果が生じる。すなわち、疲労亀裂の進展特性を改善するには微細なラス状組織を備えた鋼がよい。
【００１３】
ベイナイト組織中には、島状マルテンサイトの一種で、残留オーステナイトを含むＭ−Ａ変態生成物が存在する。このＭ−Ａ変態生成物（以下、単に「Ｍ−Ａ組織」と記す）は、ラス状フェライトの間に炭素が濃縮する結果、形成されるものであり、その硬度は非常に高いとされている。その形態は、光学顕微鏡やＳＥＭさらにはＴＥＭ等により容易に観察することができる。
【００１４】
ベイナイト組織中のＭ−Ａ組織は靱性劣化をもたらすことがよく知られている。変態温度が高いほど炭素の濃縮が著しく、Ｍ−Ａが形成されやすく、かつアスペクト比（縦方向長さ／横幅）も大きくなる。
【００１５】
アスペクト比の大きいＭ−Ａ組織の存在比率（面積率、以下単に「Ｍ−Ａ比率」と記す）が高いベイナイト組織は、転位密度が低く、繰り返し変形時の軟化量が小さい。その結果、疲労亀裂進展速度も大きくなる。従って疲労亀裂の進展速度抑制には、アスペクト比が５以上であるＭ−Ａ比率を小さく制限することが有効である。
【００１６】
また、ベイナイト組織やマルテンサイト組織は旧オーステナイト粒によってその成長が停止されるため、その形態は、旧オーステナイト粒の形態に大きな影響を受ける。旧オーステナイト粒のアスペクト比が大きくなると疲労亀裂進展抵抗特性の異方性（例えば鋼板の圧延方向と圧延直角方向での差異）が大きくなり、方向によって疲労亀裂進展速度にバラツキが生じる。疲労亀裂進展速度が鋼板の方向により大きく変動するのは、あまり望ましいことではない。方向による疲労亀裂進展速度変動を少なくするためには、旧オーステナイト粒のアスペクト比を小さく制限するのが有効である。
【００１７】
本発明はこれらの知見を基にして完成されたものであり、その要旨は下記 (1)〜(6) に記載の疲労亀裂進展抵抗性に優れた高強度鋼材、および (7)、(8) に記載のその製造方法にある。
【００１８】
（１）組織が、主として、ベイナイトおよびマルテンサイト、またはベイナイトもしくはマルテンサイトで構成され、そのラス状組織の最小短辺長が１．３μｍ以下、かつ、ベイナイト組織を含む場合、ベイナイト組織中に含まれるアスペクト比が５以上であり、島状マルテンサイトの一種で残留オーステナイトを含むＭ−Ａ変態生成物の比率が、面積率で５％未満である疲労亀裂進展抵抗性に優れた高強度鋼材。
【００１９】
（２）旧オーステナイト粒のアスペクト比が１．２以下であることを特徴とする上記（１）に記載の疲労亀裂進展抵抗性に優れた高強度鋼材。
（３）鋼の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０１％以上、０．１５％以下、Ｓｉ：０．０３％以上、０．６％以下、Ｍｎ：４／３％以上、２．０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％超、０．１０％以下、Ｎ：０．０００５％以上、０．００８％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる上記（１）または（２）に記載の疲労亀裂進展抵抗性に優れた高強度鋼材。
（４）鋼の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０１％以上、０．１５％以下、Ｓｉ：０．０３％以上、０．６％以下、Ｍｎ：１．０％以上、２．０％以下、Ｂ：０．０００３％以上、０．００３０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％超、０．１０％以下、Ｎ：０．０００５％以上、０．００８％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる上記（１）または（２）に記載の疲労亀裂進展抵抗性に優れた高強度鋼材。
（５）鋼の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０１％以上、０．１５％以下、Ｓｉ：０．０３％以上、０．６％以下、Ｍｎ：０．５％以上、２．０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％超、０．１０％以下、Ｎ：０．０００５％以上、０．００８％以下を含み、さらに、Ｃｕ：０．７％未満、Ｎｉ：３．０％以下、Ｃｒ：１．０％未満、Ｍｏ：０．８％以下からなる群の内の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、下記式で計算されるＦｔ値が４．０％以上、７．５％以下を満足する上記（１）または（２）に記載の疲労亀裂進展抵抗性に優れた高強度鋼材。
Ｆｔ＝３Ｍｎ（％）＋Ｃｕ（％）＋１．５Ｃｒ（％）＋１．８Ｎｉ（％）＋１．５Ｍｏ（％）
（６）鋼の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０１％以上、０．１５％以下、Ｓｉ：０．０３％以上、０．６％以下、Ｍｎ：０．３％以上、２．０％以下、Ｂ：０．０００３％以上、０．００３０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％超、０．１０％以下、Ｎ：０．０００５％以上、０．００８％以下を含み、さらに、Ｃｕ：０．７％未満、Ｎｉ：３．０％以下、Ｃｒ：１．０％未満、Ｍｏ：０．８％以下からなる群の内の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、下記式で計算されるＦｔ値が３．０％以上、７．０％以下を満足する上記（１）または（２）に記載の疲労亀裂進展抵抗性に優れた高強度鋼材。
Ｆｔ＝３Ｍｎ（％）＋Ｃｕ（％）＋１．５Ｃｒ（％）＋１．８Ｎｉ（％）＋１．５Ｍｏ（％）
【００２０】
（７）鋼の化学組成が、さらに質量％で、Ｎｂ：０．００５％以上、０．０８％以下、Ｔｉ：０．００５％以上、０．０３％以下、Ｖ：０．００５％以上、０．０８％以下からなる群の内の１種または２種以上を含有する上記（３）〜（６）のいずれかに記載の疲労亀裂進展抵抗性に優れた高強度鋼材。
【００２１】
（８）上記（３）〜（７）のいずれかに記載の化学組成を有する鋳造スラブに熱間圧延を施す熱間圧延工程と、前記熱間圧延をされた鋼に冷却を施す冷却工程と、前記冷却をされた鋼を９００℃以上に再加熱した後、８００〜６００℃の間の平均冷却速度を９℃／ｓ以上として、３５０℃以下まで冷却する工程とを備えた疲労亀裂進展抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
【００２２】
（９）上記（３）〜（７）のいずれかに記載の化学組成を有する鋳造スラブに熱間圧延を施す熱間圧延工程と、前記熱間圧延をされた鋼に、熱間圧延に次いで８００〜６００℃の間の平均冷却速度を９℃／ｓ以上とする冷却を施す工程とを備えた疲労亀裂進展抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
【００２３】
ここで、上記の「主として」との意味は、鋼の結晶組織において、ベイナイトおよびマルテンサイト、またはベイナイトもしくはマルテンサイトの構成比率（２種からなる場合はその合計の構成比率）が、面積率にて95％以上であることを意味する。
【００２４】
また、本発明は高強度鋼、特に船体、土木建設物、建設機械、水圧鉄管、海洋構造物、ラインパイプなどの構造用材料としての使用に好適な、疲労亀裂進展抵抗性に優れた高強度鋼材を目的としている。その鋼材の性能は、特に限定するものではないが、大気中では疲労亀裂進展速度は3.0 ×10-5mm/cycle以下であり、引張り強さ（TS）が570MPa以上、さらにはvTs で−30℃以下の優れた靱性を兼ね備えているものが望ましい。湿潤硫化水素中では2.0 ×10-4mm/cycle以下、人工海水中では1.0 ×10-4mm/cycle以下であれば望ましい。
【００２５】
【発明の実施の形態】
本発明に係る鋼材の組織や化学組成を限定する理由は次のとうりである。
鋼の組織：本発明の鋼は、容易に高強度を得るために、主として、ベイナイトおよびマルテンサイト、またはベイナイトもしくはマルテンサイトで構成される組織を有する。上記ベイナイトは上部ベイナイト、下部ベイナイト、アシキュラーフェライト、グラニュラーベイナイトなどの組織を含むものであり、上記マルテンサイトはほとんどの場合、ラスマルテンサイトであるが、レンズマルテンサイトも含む。
【００２６】
「主として」とは、鋼の組織においてこれらの組織の構成比率が合計で面積率にて95％以上であることを意味する。残りの組織は特に限定するものではなく、粒界フェライト組織、粒状フェライト組織、パーライト組織など、通常観察される組織で構わない。
【００２７】
ラス状組織の最小短辺長：このラス状組織の短辺長の制御は本発明において非常に重要である。本発明においては、所望の疲労亀裂進展抵抗性を確保するために、ベイナイトやマルテンサイトの構成単位であるラス状組織の中で最も幅の小さいもの（以下、「最小短辺長」と記す）の値が1.3 μm 以下のものとする。最小短辺長が1.3 μm を超えると、十分な進展速度が得られないばかりか靱性も劣化する。
【００２８】
ラス状組織の最小短辺長は、鋼材の表層から板厚の1/2 に相当する任意の部位におけるラス状組織を光学顕微鏡、走査型電子顕微鏡（SEM)あるいは透過型電子顕微鏡（TEM)で観察し、最も幅の小さいラス状組織について測定した長手方向に垂直な幅である。言い換えれば、平行なラス界面の間隔である。より正確に観察するにはTEM を用いるのが良い。光学顕微鏡で観察する場合には、ラス境界、ラス間のＭ−Ａ組織、あるいはセメンタイトの間隔を測定する。
【００２９】
観察されるラス状組織の中で最も幅の小さいもの（最小短辺長）に着目する理由は、ベイナイト、マルテンサイト組織の単位は、３次元的にはラス状（１辺が長い直方体）あるいは板状であるため、これらの正確な厚みは２次元の組織観察で得られる最小の短辺長に最も近いからである。
【００３０】
Ｍ−Ａ比率：ベイナイト中のＭ−Ａ組織において、そのアスペクト比が５以上であるＭ−Ａ組織の比率（Ｍ−Ａ比率）が面積率で５％以上となると、疲労亀裂進展進展速度が大きくなるばかりでなく、靱性も劣化する。このため、本発明の鋼材においては、ベイナイト中のＭ−Ａ比率を、面積比で５％未満に限定する。望ましくは１％未満、さらに望ましくは0.5 ％未満である。
【００３１】
Ｍ−Ａ組織のアスペクト比の測定は、ＳＥＭ観察によりその大きさを測定して行った。Ｍ−Ａ比率の測定はＳＥＭ観察による点算法で行った。
旧オーステナイト粒のアスペクト比：旧オーステナイト粒のアスペクト比が大きくなると疲労亀裂進展抵抗性の異方性が大きくなり、方向によって疲労亀裂進展速度にバラツキが生じる。疲労亀裂進展速度の方向による変動を少なくするために、旧オーステナイト粒のアスペクト比を1.2 以下とするのが望ましい。
【００３２】
旧オーステナイト粒のアスペクト比は以下の方法で測定するものとする。
すなわち、鋼板の表層から中心部の間の任意の場所において、圧延方向に平行な板厚断面で光学顕微鏡あるいはSEM を用いて旧オーステナイト粒の大きさを板厚方向および圧延方向に平均切片の値として測定し、板厚方向の平均切片に対する圧延方向の平均切片の比、すなわち（圧延方向の平均切片）／（板厚方向の平均切片）を旧オーステナイト粒のアスペクト比とする。
【００３３】
鋼の化学組成は、以下のものとするのが望ましい。
Ｃ：鋼の強度を高めるのに有効な元素であり、所望の強度を得るために、0.01％以上含有させる。しかしながらＣ含有量の増加はＭ−Ａ組織の形成を促進し、0.15％を超えて含有した成分系において強度と靱性のバランスを調整しようとすると疲労亀裂進展速度が大きくなる。これを避けるためにＣ含有量は0.15％以下とする。より望ましくは0.10％未満、さらに望ましくは0.05％未満である。
【００３４】
Si：鋼の脱酸に有効な元素であり、その効果を得るために0.03％以上含有させる。しかしながら0.6 ％を超えて含有させると、Ｍ−Ａ組織の形成が促進されて靱性が劣化する。これを避けるために、その上限は0.6 ％とする。より望ましくは0.3 ％以上、0.5 ％以下である。
【００３５】
Mn：焼入性向上に有効な元素であり、変態点を下げてラス状組織の平均短辺長を小さくするのに特に有効である。従って、強度上昇と疲労亀裂進展抵抗性を向上させるために、Mnは0.5 ％以上含有させる。より望ましくは、1.0 ％以上、さらに望ましくは1.4 ％以上である。他方、その含有量が2.0 ％を超えると靱性が劣化するので、Mn含有量は2.0 ％以下とする。
【００３６】
ただし、後述するようにＢを含有する場合にはMn：0.3 ％以上、2.0 ％以下としてもよい。
sol.Al：AlはSiとともに脱酸に必要な元素であり、その効果を得るために0.005 ％超のsol.Alを含有させる。他方、その含有量が0.10％を超えるとＭ−Ａ比率が増加し靱性が劣化する。これを避けるためにsol.Al含有量は0.10％以下とする。
【００３７】
Ｎ：AlやTiと結合して析出物となり、オーステナイト粒の細粒化に寄与して靱性を改善する作用がある。この効果を得るために、Ｎは0.0005％以上含有させる。他方Ｎ含有量が0.008 ％を超えると、ボロンと結合して焼入性を劣化させ、疲労亀裂進展速度を大きくする。これを避けるために、Ｎ含有量は0.008 ％以下とする。
【００３８】
Ｂ：必須元素ではないが、Ｂは焼入性を著しく高める作用があり、強度上昇と疲労亀裂進展抵抗性を向上させるのに有効である。従ってさらにこれらの効果を得るために含有させても構わない。上記効果を得るには、0.0003％以上含有させるのが有効である。しかしながらＢを0.0030％を超えて含有させると靱性が劣化するため、その上限は0.0030％とするのが望ましい。
【００３９】
Cu：必須元素ではないが、鋼の強度を高める作用があるので、その目的で含有させても構わない。その効果を得るには0.3 ％以上含有させるのが望ましい。しかしながらその含有量が0.7 ％以上になると鋼の靱性が劣化するので、含有させる場合でもその上限は0.7 ％未満とする。望ましくは0.5 ％未満である。
【００４０】
Ni：必須元素ではないが、鋼の強度を高める作用があり、また、疲労亀裂進展抑制にも有効である。従ってこれらの効果を得るために含有させても構わない。その効果を得るには0.2 ％以上含有させるのが望ましい。しかしながらその含有量が3.0 ％を超えるとコスト上昇に見合う高強度化と疲労亀裂進展抑制効果が見られないので、含有させる場合でもその上限は3.0 ％とする。
【００４１】
Cr：必須元素ではないが、鋼の強度を高める作用があり、また、疲労亀裂進展抑制にも有効である。従ってこれらの効果を得るために含有させても構わない。その場合には0.3 ％以上含有させるのが望ましい。しかしながら過剰に含有させると靱性が劣化するので、含有させる場合でも1.0 ％未満とするのが望ましい。
【００４２】
Mo：必須元素ではないが、鋼の強度を高める作用があり、また、疲労亀裂進展抑制にも有効である。従ってこれらの効果を得るためにMoを含有させても構わない。その場合には0.15％以上含有させるのが望ましい。しかしながら過剰に含有させると靱性が劣化するので、含有させる場合でもその上限は0.8 ％とするのが望ましい。
【００４３】
Nb：必須元素ではないが、細粒化作用を通じて靱性を向上させる作用がある。また、焼入性を増すので強度向上と疲労亀裂進展抑制に有効である。従ってこれらの効果を得るために含有させても構わない。その場合、Nbは0.005 ％以上含有させるのが望ましい。他方その含有量が0.08％を超えると靱性が劣化するので、その上限は0.08％とする。より好ましくは0.06％以下である
Ti：必須元素ではないが、強度向上と疲労亀裂進展抑制に有効であるので、これらの効果を得るために含有させても構わない。上記効果を得るには0.005 ％以上含有させるのが望ましい。他方、0.03％を超えると靱性が劣化するので、その上限は0.03％とするのが望ましい。
【００４４】
Ｖ：必須元素ではないが、強度向上に有効であるので、これらの効果を得るために含有させても構わない。含有させる場合には、上記効果を得るために0.005 ％以上含有させるのが望ましい。他方、0.08％を超えると靱性が劣化するので、その上限は0.08％とするのが望ましい。
【００４５】
Ft値：Mn、Cu、Cr、NiおよびMoは、いずれもベイナイトまたはマルテンサイト変態の変態温度に影響して変態温度域を低下させる作用を有しており、これらの元素を含有させることで鋼の疲労亀裂進展抵抗性を改善する効果が得られる。この効果は元素の種類により差異があり、Mn、Ni、Cr、Moが大きい。これらの元素の含有量（質量％）から、下記式で計算されるFt値は、ベイナイトまたはマルテンサイト変態の変態温度域を制御するパラメータである。すなわち、Ft値が大きいほど変態温度が低温であることを示し、ラス状組織の短辺長も小さくなり、疲労亀裂進展速度は小さくなる。
【００４６】
Ft＝3Mn(％)+Cu (％)+1.5Cr(％)+1.8Ni(％)+1.5Mo(％)
ただし、上記式において対象となる鋼の化学組成に含まれない元素については「ゼロ」としてFt値を計算する。
【００４７】
他方、Ft値が過度に大きい場合は鋼の強度が過剰となり靱性が劣化する。従って、強度と靱性のバランスを良好に保ちつつ疲労亀裂進展速度を小さくするには、Ft値が特定範囲に収まるように、これらの合金元素の含有量を調整するのが有効である。この際、Ft値は、鋼の焼入性に大きく影響するＢを含有するか否かにより変化させる必要がある。
【００４８】
すなわち、鋼がＢを含有しないものである場合のFt値は、4.0 ％以上、7.5 ％以下とする。望ましくは4.5 ％以上、6.0 ％以下である。鋼がＢを含有するものである場合のFt値は、3.0 ％以上、7.0 ％以下である。望ましくは3.5 ％以上、5.5 ％以下である。
【００４９】
残部は、Feおよび不可避的不純物である。
製造方法：本発明に係る疲労亀裂進展抵抗性に優れた高強度鋼材を製造する手段は特に限定するものではなく、公知の熱間圧延設備、または公知の熱間圧延設備と公知の熱処理設備を使用して、容易に製造することができる。その製造条件は以下に述べる方法が好適である。
【００５０】
本発明にかかる化学組成を有する鋳造スラブに熱間圧延と冷却を施して熱間圧延鋼材とし、これに冷却処理を施す方法が好適である。この冷却処理では、冷却された上記熱間圧延鋼材を900 ℃以上に再加熱した後、800 〜600 ℃の間の平均冷却速度を９℃/s以上、望ましくは25℃/s以上での冷却を施す。冷却停止温度は350 ℃以下とする。再加熱時の均熱時間は１時間以上が望ましい。
【００５１】
加熱温度、さらに場合により均熱時間も上記範囲でないときにはフェライト組織が混在し、ベイナイト、マルテンサイト組織主体とならないことがある。800 ℃から600 ℃の間の平均冷却速度が９℃/sに満たない場合にもフェライト組織が混在する。上記冷却停止温度が350 ℃よりも高い場合にはベイナイト、マルテンサイト組織中の転位密度が十分でなくなる。
【００５２】
上記方法に代えて、鋳造スラブに熱間圧延に次いで、800 〜600 ℃の間の平均冷却速度を９℃/s以上とする冷却を施し、350 ℃以下まで冷却する方法でも構わない（この方法を以下では「オンライン処理」と記す）。このときの熱処理条件を上述のように限定した理由は前述の熱処理の場合に記したのと同様である。
【００５３】
なお、上記熱処理またはオンライン処理を施した後、公知の方法により焼戻処理を施しても、本発明の効果は得られる。
オンライン処理において旧オーステナイト粒のアスペクト比を1.2 以下にするためには、熱間圧延に際して、850 ℃以下での１パス当たりの平均圧下率を5 ％以下、850 ℃以下でのパス間の時間を８s 以上、850 ℃以下でのトータル圧下率を25％以下とするのが好適である。850 ℃以下での１パス当たりの平均圧下率が５％を超える場合や、パス間の時間が８s に満たない場合、あるいはトータル圧下率が25％を超える場合には、旧オーステナイト粒が圧延方向に伸長し、組織を満足しない。オフライン熱処理の場合は、圧延条件に対する制約はない。
【００５４】
本発明に係る疲労亀裂進展抵抗性に優れた高強度鋼材は、疲労亀裂進展抵抗性に方向性がない上、鋼の組織が硬質な組織を主体とするものであるので、鋼の強度を高めるのが容易である。また、化学組成を限定することにより優れた靱性も併せて備えさせることができる。従って船体、土木建設物、建設機械、水圧鉄管、海洋構造物、ラインパイプなど構造用材料として使用される高強度の厚鋼板に好適である。
【００５５】
厚鋼板としては任意の厚さの鋼板に適用できるが、板厚が例えば12mm程度以下の比較的薄い厚鋼板である場合は、圧延後の形状確保などのために、熱間圧延鋼材に再加熱を施して冷却処理を施す、あるいは、さらに焼戻処理を施す、いわゆるオフライン熱処理を施す方法で製造するのが特に好適である。
【００５６】
【実施例】
表１に示す化学組成の鋼を実験室的に真空溶解し、厚さ160mm のスラブとし、種々の条件で熱間圧延を施した後、種々の条件で冷却して熱間圧延鋼板とした。鋼板の厚さは６〜75mmの間で変更した。上記鋼板の内の一部のもの（処理No. Ａ〜Ｄ）については、その後に加熱、冷却処理を施した。また、一部の鋼板はさらに焼戻処理も施した。熱間圧延条件、冷却条件、および加熱、冷却、焼戻条件を表２に示す。
【００５７】
【表１】
0003741078.tif 000002
【００５８】
【表２】
0003741078.tif 000003
【００５９】
得られた鋼板の組織と疲労亀裂進展速度を以下の方法で調査した。
ベイナイトとマルテンサイトの面積率は、板厚の1/4 に相当する部分から採取した試料の断面を研磨し、２％ナイタール腐食液によりエッチングを施した面について、光学顕微鏡観察によりベイナイトとマルテンサイトの合計面積率を測定した。１試料について10視野測定し、10個の測定値の平均を当該鋼板の面積率とした。
【００６０】
ラス状組織の最小短辺長は、板厚の1/4 に相当する部分から採取した試料について、透過型電子顕微鏡により10000 倍の倍率で観察して視野内での最小短辺長を求め、１試料について20視野ずつ観察し、20個の測定値の平均を当該鋼板の最小短辺長とした。最小短辺長は、２％ナイタール腐食液によりエッチングした試験片をSEM あるいは光学顕微鏡により調査して測定することも可能であるが、より正確には透過型電子顕微鏡を用いるのが良い。
【００６１】
旧オーステナイト粒のアスペクト比は、板厚の中心部から採取した試料について光学顕微鏡観察をおこない、板厚方向と圧延方向での旧オーステナイト粒の切片を測定し、アスペクト比を求めた。１試料について10視野測定し、10個の測定値の平均を当該鋼板のアスペクト比とした。
【００６２】
引張試験片は、JIS 14A 号に規定される8.0mm 直径の丸棒引張試験片を板厚の1/4 に相当する部分から長手方向が板幅方向に平行になるように採取し、引張試験に供した。靱性は、JIS-Z2202 に規定される４号のシャルピー衝撃試験片を板厚の1/4 に相当する部分から板幅方向に平行に採取し、シャルピー衝撃試験によりvTs を求めた。
【００６３】
疲労亀裂進展速度は、図１(a) に示すサーボパルサ装置と、図１(b) に示すCT試験片１を用いる疲労試験法により測定した。図１(a) に示す装置で、参照番号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、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、10a および10b は負荷棒をそれぞれ示す。図１(b) に示すCT試験片には2.5 mmの切り込みが施してあり、その上下の穴部に負荷棒10a および10b を装着する。本装置により、試験溶液槽２中で試験片１に油圧シリンダ５より負荷棒10a および10b を経由して切り込み先端部に繰り返し応力を負荷することができる。試験片は厚さ方向で中心に相当する部分から、切り込みの長手方向が圧延方向に平行、および板幅方向に平行、の２方向から採取した。明細書では前者を圧延方向試験片、後者を幅方向試験片と称する。
【００６４】
疲労試験条件は次のとおりとした。
ｆ（繰り返し速度）＝大気中では20Hz、それ以外の環境では0.17Hz
Ｒ（応力比）＝0.1
Ｔ（試験温度）＝室温。
【００６５】
試験雰囲気：▲１▼大気中、▲２▼湿潤硫化水素中（水10％を懸濁させた原油に、硫化水素濃度１％、残りが窒素である混合ガスを試験中常時吹き込み）、▲３▼ASTM、D-1141-52 で規定する人工海水中。
【００６６】
疲労き裂進展試験の結果、いずれの試験片の場合も、中ΔＫ領域（ΔＫ：応力拡大係数範囲で、最大応力拡大係数と最小応力拡大係数との差) における疲労き裂進展速度が評価された。本試験での中ΔＫ領域は (15〜30MPa √m)疲労き裂進展の第II領域に相当し、
Paris則〔Trans.ASTM,Ser.D.85.523(1963) 〕、すなわち
da/dN＝C(ΔK)m   、ただしΔK ：kN/mm3/2、
da/dN：mm/cycle
が成り立つことが判明した。
【００６７】
このことから、本発明では、疲労亀裂進展特性はこの中ΔＫ領域のΔＫ＝20MPa √m における、亀裂進展速度da/dn(mm/cycle）で評価した。
表３に上記の調査、測定および疲労試験の結果を示す。
【００６８】
【表３】
0003741078.tif 000004
【００６９】
表３に示すように、ベイナイト＋マルテンサイト組織の比率、最小短辺長およびＭ−Ａ比率が本発明の規定する範囲を満足する試験No.1〜18では、いずれも亀裂進展速度が小さく、良好な疲労亀裂進展抵抗性を有していた。特に旧オーステナイト粒のアスペクト比も良好な範囲にある試験No.1、７、８、13では、Ft値、Ｍ−Ａ比率が概ね望ましい範囲に含まれているため、亀裂進展速度は１×10-5mm/cycleに近い、あるいはそれを下回る特に優れた疲労亀裂進展抵抗性を有していた。
【００７０】
旧オーステナイト粒のアスペクト比が小さかった鋼板は圧延方向、幅方向共に疲労亀裂進展速度が小さく、疲労亀裂の方向性がなかった。これに対し、旧オーステナイト粒のアスペクト比が高かった試験No.17 、20では、幅方向の疲労亀裂進展速度は比較的小さかったが、圧延方向の疲労亀裂進展速度がやや高く、方向によるバラツキが生じた。
【００７１】
鋼の化学組成が好適範囲でなかった試験No.18 、19、20、22および23は疲労亀裂進展速度が小さく良好であるが、靱性が十分ではなかった。
これに対し、ベイナイト＋マルテンサイト組織の比率が小さく（表には記していないが残部の組織はフェライト組織が多かった）、最小短辺長およびＭ−Ａ比率などもよくなかった試験No.23 、24、25、26などでは、圧延方向、幅方向共に疲労亀裂進展速度が大きかった。
【００７２】
製造方法に関しては、試験No.2、５、８、10、20および22がオンラインで直接冷却した場合であるが、オフライン熱処理の場合と同様に、本発明が規定する条件で処理した場合には、疲労亀裂進展速度が小さく、良好な結果が得られた。
【００７３】
【発明の効果】
本発明に係る疲労亀裂進展抵抗性に優れた高強度鋼材は、疲労亀裂進展抵抗性に方向性がないうえ、鋼の組織が硬質な組織を主体とするものであるので、鋼の強度を高めるのが容易である。また、靱性も優れている。従って船体、土木建設物、建設機械、水圧鉄管、海洋構造物、ラインパイプなどの構造用材料として好適である。本発明の鋼材は圧延後の熱処理またはオンライン処理で容易に製造できるので、工業上の価値が大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】図１(a) はサーボパルサ疲労試験装置の概要を示す模式図、図１(b) は疲労試験片の形状を示す模式図である。
【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、 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】
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