CN100500911C

CN100500911C - 耐疲劳裂纹扩展性优异的钢板及其制造方法

Info

Publication number: CN100500911C
Application number: CNB2005800163578A
Authority: CN
Inventors: 胜元弘; 大西一志; 誉田登; 藤原知哉; 有持和茂
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Priority date: 2004-05-24
Filing date: 2005-05-23
Publication date: 2009-06-17
Anticipated expiration: 2025-05-23
Also published as: WO2005113848A1; JP4466196B2; KR20090011053A; JP2005336514A; KR100925940B1; CN1957100A

Abstract

提供一种耐疲劳破坏性能优异的钢板及其制造方法，其提高了针对在各种焊接结构物等的焊接部等内在的裂纹因受到反复应力而扩展的阻抗性。该钢板，以质量%计含有：C：0.01～0.10%、Si：0.03～0.6%、Mn：0.3～2%、sol.Al：0.001～0.1%、N：0.0005～0.008%，根据需要含有从1群～3群之中的至少1群选择出的1种以上的元素，余量为Fe和杂质，且金属组织以面积率计为30%以上的贝氏体组织，合计5%以下的马氏体组织和珠光体组织，余量是铁素体组织。

Description

耐疲劳裂纹扩展性优异的钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种适合作为土木建筑物、船舶、海洋结构物、桥梁、建筑物、汽车、容器和管线用管等的结构物的材料，在大气中和腐蚀环境中的耐疲劳裂纹扩展性优异的钢板及其制造方法。

背景技术

对于船舶、海洋结构物、桥梁、建筑物、容器、汽车、管线用管等所使用的钢材，要求其强度、韧性、疲劳特性等各种的机械的性质优异，以及焊接性优异。特别是在机械性质之中，疲劳特性对结构物的强度设计上极为重要。

在专利文献1中，公开有疲劳特性优异的高强度热轧钢板的制造方法的发明。该发明公开了，即使在同样的抗拉强度下仍使疲劳强度或疲劳限度比提升而规定金属组织，因此如果将添加了P和Cu的钢形成由铁素体和贝氏体构成的组织，使铁素体部分的硬度为120Hv以上，则加工性良好，疲劳特性提高。

在专利文献2中，公开有疲劳特性和延伸凸缘性优异的高强度热轧钢板的发明。在此发明中，是在规定了Si、P、Mn和Cr的各含量的、由铁素体和第二相(珠光体、贝氏体、马氏体和残留奥氏体等)构成的高强度热轧钢板中，使第二相的硬度为200～600Hv，体积率为5～10％，将铁素体的硬度控制为由第二相的量决定的一定硬度，由此实现疲劳限度比的提高。

在这些文献所记载的发明中，虽然是以改善疲劳限度为特征，但是疲劳限度或疲劳限度比通常由基于旋转弯曲、薄板的情况下基于平面弯曲的疲劳试验的S—N曲线求得。这些试验片除了特定的情况外，因为最受应力施加的部分要尽可能平滑，所以不可能成为在材料上存在瑕疵和裂纹的情况的参考。

一般疲劳破坏发生的过程，能够区分为在应力集中部的裂纹的发生和其后的疲劳裂纹的扩展两大过程，但是通过如所述的试验法而求得的疲劳限度和疲劳限度比的值，其对裂纹的发生和扩展的各过程所产生的影响不明确。

在焊接结构物中，作为应力集中部的焊接缝边部大量存在，完全防止疲劳裂纹的发生从技术角度几乎不可能，另外，在经济性上也不是上策。为此，需要使来自裂纹已经存在的状态下的裂纹扩展造成的耐用寿命的缩短大幅度地延长。

因此，尽可能延缓裂纹的扩展速度变得重要。

作为结构物的设计时的对策，是通过使应力不那么集中的方式来使载荷分散，使强度的持有充分的幅余，尽管如此，裂纹仍会发生，但是可以不致使致命性的破坏。但是，使强度上保持充分的幅余有经济上的制约，若能如此则有望延缓钢材自身的疲劳裂纹的扩展，即，使裂纹扩展阻抗增大。不过，关于使材料的疲劳裂纹扩展阻抗性提高的技术，目前研究很少。

在专利文献3中，记载有疲劳强度和疲劳裂纹传播阻抗均优异的高强度热轧钢板的制造方法，公开了通过规定P和Cu的含量，使铁素体结晶粒径为5～25μm，第二相的体积分率为10～30％的二相组织，从而改善疲劳强度和疲劳裂纹传播阻抗。可是，该文献所说的所谓疲劳裂纹传播阻抗，是指后述的疲劳裂纹的扩展中的下限界应力扩大系数范围(△Kth)，如果疲劳裂纹传播阻抗被改善，则有将疲劳裂纹扩展的下限的应力扩大系数值提高的效果，但对于延缓疲劳裂纹扩展速度则没有一种有效的方法。

在专利文献4中，公开有组织的20％以上为贝氏体的钢材的疲劳裂纹扩展速度评价的方法。但是，该文献所记载的发明是关于评价方法，而并未考虑到钢材的强度和韧性等的机械的特性，谈不上适合应用到土木建筑结构物、船体和海洋结构物等之上。

专利文献1：特开平4—276016号公报

专利文献2：特开平4—329848号公报

专利文献3：特开平4—337026号公报

专利文献4：特开2001—41868号公报

发明内容

本发明的课题在于，提供一种耐疲劳破坏性能优异的钢板及其制造方法，其提高了针对在各种焊接结构物等的焊接部等内存在的裂纹因受到反复应力而扩展的阻抗性。具体来说，是提供这样一种钢板及其制方法，其作为后述的反复载荷1个循环周期中的应力扩大系数K的最大值和最小值的差△K为20MPa√^-m，以应力比0.1的条件求得的疲劳裂纹扩展速度为3.2×10^-5mm/cycle以下。

本发明者们为了解决上述课题反复进行各种实验和研讨。

图1是表示裂纹扩展速度，也就是疲劳裂纹扩展速度与应力扩大系数的关系的图。

如前述疲劳破坏产生的过程，能够区分为在应力集中部的裂纹的发生，和其后的疲劳裂纹的扩展两大过程。在已经有疲劳裂纹发生了的状态下，若对裂纹的扩展进行破坏力学性的处理，则在反复应力的应力比(R＝σmin/σmax：1个循环周期中的最大应力和最小应力的比)一定时，在疲劳裂纹扩展速度(da/dN：每1个反复载荷循环周期的裂纹进展量)与应力扩大系数范围(△K＝K max—K min：1个循环周期中的应力扩大系数K的最大值与最小值的差)之间，存在以两对数表示的如图1所示的关系。

在该图中，在表示为“II a”的△K小的区域，即使有裂纹其扩展速度也小，在一定下限值△Kth中疲劳裂纹扩展速度da/dN急剧变小，事实上确认不到裂纹的扩展。把该△Kth称为下限界应力扩大系数范围，如果是在其之下的应力，则即使是有裂纹存在的状态也不会扩展。

表示为“II b”时，裂纹前端的滑动面分离成为支配性的机构，是裂纹扩展的区域。由该区域形成的条纹(striation)，被作为典型的疲劳破坏的断面观察。在该“II b”区域中，作为帕里斯准则已知的公式成立。

da/dN＝C(△K)^m

这里，C和m是依赖于材料、环境、应力比等的常数。

在表示为“II c”的区域，通常为拉伸应力导致的破坏，即，接近于表现为诸如劈裂和晶界开裂，或者微小空穴的合体这样的微观的金属组织的形态的静态的破坏，裂纹扩展速度明显加快。

这里，预先说明疲劳裂纹扩展速度的测定方法。

图6是用于说明疲劳裂纹扩展速度的测定方法的图。据同图(a)、(b)所示的方式，求得应力扩大系数范围△K约为18、22、26、30、34MPa√^-m时的da/dN的值。接着，采用帕里斯(Paris)公式

da/dN＝C(△K)^m

由5个da/dN与△K的关系以图6(c)所示的方式作成对数曲线，从近似直线求得C和m的值。然后根据内插法求得△K＝20MPa√^-m时的da/dN，将3.2×10^-5mm/cycle以下作为本发明的目标值。

本发明者们，着眼于延缓图1的“II b”区域的裂纹扩展，关于给同区域中的疲劳裂纹扩展速度da/dN带来的材料的影响和制造方法，反复进行各种试验重复研究，其结果得到以下结论。

1)疲劳裂纹扩展速度da/dN被组织左右，若贝氏体组织在30％以上，则其变小。特别是在60～85％时da/dN变得最小。

2)如果以适当的条件进行形状矫正，则da/dN进一步变小。

3)因为马氏体组织和珠光体组织是硬且脆的组织，所以不能在相边界抑制疲劳裂纹的扩展，若这些组织以面积率计超过5％，则da/dN劣化。

关于上述1)，本发明者们确认，若疲劳裂纹扩展而遭遇到贝氏体相，则在其晶界裂纹停滞，或者以避开贝氏体组织的方式弯曲同时扩展。

图2是为了调查贝氏体相给疲劳裂纹的扩展带来的影响而采用的、由铁素体单相钢和贝氏体单相钢构成的层叠型CT试验片10的立体图。

本发明者们，以同图简易显示的方式制作由铁素体单相钢(F)、贝氏体单相钢(B)构成的层叠型CT试验片10，以疲劳裂纹12的扩展方向与上述F和B的各试验片的层叠边界呈直角的方式加工。使用该试验片以应力比0.1的条件，测定△K＝25MPa√^-m的疲劳裂纹扩展速度。

图3是表示由测定结果得到的疲劳裂纹长度与疲劳裂纹扩展速度(传播速度)的关系的图。如同图所示，裂纹在从铁素体相(F)向贝氏体相(B)扩展时，很明显扩展速度被很大地抑制，这揭示了贝氏体相边界对裂纹的停留、弯曲有影响。

另外，已知若贝氏体经受疲劳扩展试验这样的反复变形则加工软化。这是因为通过相变被导入的位错由于反复变形而合并、消失，由此积蓄在疲劳裂纹前端的应变被缓和。即由于加工软化特性裂纹扩展驱动力降低，这也被认为是贝氏体在裂纹扩展的抑制上是有效的。

因此，本发明者们实施了下述的试验。

将具有C：0.08％、Si：0.25％、Mn：1.4％、Nb：0.02％、Ti：0.01％、sol.Al：0.025％、N：0.004％、余量Fe和杂质的化学组成的钢坯加热到1150℃，施予热轧后，进行冷却速度为25℃/s的加速冷却，得到贝氏体分率不同的4种贝氏体—铁素体钢板。以应力比0.1的条件，测定这些钢板的△K＝20MPa√^-m下的da/dN。

图4是表示从测定结果得到的贝氏体组织分率与疲劳裂纹扩展速度da/dN的关系的图。如同图所示，可知若贝氏体分率为30％以上，则da/dN变小，特别是在60～85％时变得最小。

多数情况下，在轧制后或热处理后实施利用辊式矫直机(rollerleveller)和压力机的形状矫正。特别是利用辊式矫直机的矫正不仅可用于形状矫正，而且对疲劳裂纹扩展速度降低也有效，通过本发明者们的下述试验，便能够得知塑性变形率之所以为重要的管理项目。

将具有C：0.05％、Si：0.20％、Mn：1.45％、Cu：0.2％、Ni：0.1％、Nb：0.02％、sol.Al：0.030％、N：0.004％、余量Fe和杂质的组成的钢坯加热到1150℃后，以最终温度880℃实施热加工，之后，从800℃开始冷却速度为25℃/s的加速冷却，在100℃以下停止冷却，得到板厚15mm的钢板。

让此热轧钢板，在压下条件做了各种改变的辊式矫直机上通过以实施矫正，从得到的钢板提取试验片，测定疲劳裂纹扩展速度，并且也测定矫正之前的钢板的疲劳裂纹扩展速度，对矫正前后的钢板做出比较。还有，疲劳裂纹扩展速度是在应力比为0.1的条件下，△K＝20MPa√^-m时的。

图5是表示塑性变形率与裂纹扩展速度变化比的关系的图。图中的疲劳裂纹扩展速度比，是用矫正前的da/dN除以矫正后的da/dN。即如果这个比超过1，则表示经过矫正da/dN增加，如果比1小则表示da/dN降低。另外，所谓矫直机的塑性变形率，在此由从矫直机的输入侧数的第3个辊设定。一般来说辊式矫直机的情况是从输入侧向输出侧倾斜地减小压下量，或者从输入侧向输出侧保持诸如锥状的辊间隔来矫正。因此，输入侧的辊的一方与输出侧相比，负荷变大。这是由于考虑到材料力学的情况，因为在第1、2个辊上支点数少，所以最经受负荷的辊是第3个。以下出示来自此第3个辊的塑性变形率的计算方法。

塑性变形率η能够根据下式求得。

η＝1—2ρ_iσ_y/Et

这里，ρ_i：从辊式矫直机输入侧到第i个的辊的钢板的曲率半径，σ_y：二元屈服应力，σ_y＝1.15×σe(σe是通常由钢材表现出的屈服应力)，E：纵弹性系数，t：板厚。

还有，纵弹性系数根据钢板的温度而变化。例如“机械工学便览”A4编材料力学的A4-6页的表2中，提示有碳素钢(C：0.25％以下)的温度与纵弹性系数的关系，优选使用此值。

由图5可知，通过使塑性变形率适当化，与矫正加工前相比，裂纹扩展速度变化比变小。这被认为是由于通过矫正加工，试验片内部的位错在疲劳试验之时很容易地变化为易变动的位错。通常这被认为是由于位错会通过轧制被大量地导入组织，但是这些位错相互纠缠，在疲劳试验之时难以移动，即使在反复变形中也不会引起位错之间的消减，没有反复软化的现象产生。相对于此，通过进行利用矫直机的矫正，组织中的位错变得易变动，反复变形导致的位错之间的合并、消减变多，反复软化量变大，其结果是扩展速度变慢。

本发明者们结合以上的发现，直到发明出以下所示的耐疲劳裂纹扩展性优异的钢板及其制造方法。

这里，本发明是一种钢板，其特征在于，以质量％计，含有：C：0.01～0.10％、Si：0.03～0.6％、Mn：0.3～2％、sol.Al：0.001～0.1％、N：0.0005～0.008％、余量为Fe和杂质，且金属组织以面积率计是30％以上的贝氏体组织，合计0～5％的马氏体组织与珠光体组织，余量是铁素体组织。

上述的钢板，还能够使之含有从下述的第1群到第3群之中的至少1群选择出的1种以上的成分。

第1群：

以质量％计，Cu：0.05～1％、Ni：0.05～1％、Cr：0.05～1％、Mo：0.05～0.8％和W：0.05～0.5％。

第2群：

以质量％计，Nb：0.005～0.08％、Ti：0.005～0.03％、V：0.005～0.08％和B：0.0005～0.003％。

第3群：

以质量％计，Ca：0.0005～0.007％、Mg：0.0005～0.007％和REM：0.0005～0.05％。

从另一面看，本发明是一种钢板的制造方法，其是将具有上述的化学组成的钢坯，加热到1000℃～1250℃的温度范围内后，进行热轧，之后进行冷却，在冷却后进行形状矫正，其中，在所述冷却时，至少650℃～500℃的温度区域要进行平均冷却速度为5℃/s以上的加速冷却。

再从另外一面看，本发明是一种钢板的制造方法，是将具有上述的化学组成的钢坯，加热到1000℃～1250℃的温度范围内后，进行热轧，热轧后再加热到Ac₁点以上的温度进行冷却，冷却后进行形状矫正，其中，在所述冷却时，至少650℃～500℃的温度区域为平均冷却速度是5℃/s以上的加速冷却。

在本发明的各个上述制造方法中，也可以在冷却后再加热到450℃以下进行回火。

也可以将形状矫正的钢板的塑性变形率作为0.3～0.87而进行矫正。

用于形状矫正的装置为辊工矫直机，也可以将由下式求得的从辊式矫直机的钢板输入侧到第3个辊致使的钢板的下述塑性变形率(η)，作为0.3～0.87而进行矫正。

η＝1—2ρ_iσ_y/Et

这里，ρ_i：从辊式矫直机输入侧到第3个辊下的钢板的曲率半径；σ_y：二元屈服应力；σ_y＝1.15×σe(σe是通常由钢材表现出的屈服应力)；E：纵弹性系数；t：板厚。

还有，再从另外一面看，本发明是采用了上述的各项的钢材或根据上述的各项记载的制造方法而制造的钢材的结构物。

根据本发明，能够得到针对疲劳裂纹扩展的阻抗性大的钢板，通过将该钢板应用于土木建筑结构物、船舶、海洋结构物、桥梁、建筑物、容器、汽车、管线用管等被在反复载荷下使用的钢结构物中，其安全性提高，结构物的寿命可以延长，此外钢材使用量可以削减。

附图说明

图1是表示裂纹扩展速度与应力扩大系数的关系的图。

图2是由铁素体单相钢和贝氏体单相钢构成的层叠型CT试验片的立体图。

图3是表示疲劳裂纹长度与疲劳裂纹扩展速度的关系的曲线图。

图4是表示贝氏体组织分率与疲劳裂纹扩展速度da/dN的关系的曲线图。

图5是表示塑性变形率与裂纹扩展速度变化比的关系的曲线图。

图6(a)、(b)、(c)是用于说明疲劳裂纹扩展速度的测定方法的说明图。

图7是表示回火温度与疲劳裂纹扩展速度的关系的曲线图。

图8(a)、(b)分别是CT试验片的正面图和侧面图。

图9是表示电液压式闭合回路(closed loop)型疲劳试验装置的侧面图。

具体实施方式

就本发明的钢板的化学组成和制造方法中的各条件的限定理由详细加以说明。

(1)钢板的化学组成

C：0.01～0.10％

为了强度确保和使适量的贝氏体相生成，而需要管理其含量。当含量低于0.01％时，贝氏体量不充分，不能增强裂纹扩展的阻抗性。另一方面，若含量超过0.10％，则焊接性恶化。因此，C含量为0.01～0.10％。优选为0.02～0.08％。

Si：0.03～0.6％

Si出于脱氧和提高强度的目的而添加。当低于0.03％的含量时，其效果不充分，若超过0.6％，则氏体组织中有岛状马氏体形成，因为会引起韧性的劣化和表面性状的恶化，所以其含量为0.03～0.6％。还有，作为优选的范围是0.1～0.5％。

Mn：0.3～2％

Mn是作为结构用钢的强度的保证和稳定的贝氏体相的生成所需要的元素，当低于0.3％时效果不充分，若超过2％，则焊接性和韧性劣化。优选为0.5％以上。能够得到稳定良好的效果的范围是0.8～1.8％。

sol.Al：0.001～0.1％

Al出于脱氧的目的在制钢时添加。当含量低于0.001％时，因脱氧不充分而会在轧制前的钢锭中增加内部缺陷，若超过0.1％，则韧性劣化。优选为0.01％以上。

因此，Al含量为0.001～0.1％。还有，因为添加到一定程度以上其效果便会饱和，所以优选的是0.01～0.05％。

N：0.0005～0.008％

N与Al和Ti结合成为析出物，有助于奥氏体粒的细粒化，有改善韧性的作用。为了取得该效果，需要使N含有0.0005％以上。另一方面，若N含量超过0.008％，则因为岛状马氏体比率增加，韧性劣化，所以其上限为0.008％。

Cu、Ni、Cr、Mo、W：

这些元素在钢的强度提高、疲劳裂纹扩展抑制上有效果，同时对耐腐蚀性提高也有效果。因此，根据需要使之含有，即使在高硫原油(sour crude)等的腐蚀环境下，也能够在疲劳裂纹扩展抑制上发挥效果。使之含有时，Cu、Ni、Cr为0.05～1％，Mo为0.05～0.8％，W为0.05～0.5％。当低于它们的下限时得不到充分的效果。另一方面，若超过它们的上限，则就Cu而言会引起热轧时的裂缝，就Ni、Cr而言会引起焊接性的劣化，就Mo、W而言会引起韧性的劣化。

Nb、Ti、V、B：

这些元素均有提高强度，抑制疲劳裂纹扩展速度的效果，根据需要而使之含有。

更具体地说，Nb和Ti能够通过析出硬化改善强度。另外，通过组合轧制条件和热处理条件，能够控制奥氏体粒径，此外，淬火性提高带来的位错导入，可抑制疲劳裂纹扩展速度。为了充分取得这些效果，而使Nb、Ti均含有0.005％以上。优选为0.01％以上。另一方面，若过多则因为钢的韧性劣化，所以其含量的上限，Nb的上限为0.08％，Ti的上限为0.03％。

V、B除了提高钢的强度以外，还有提高韧性的效果。另外，这些元素通过淬火性提高，使组织中的位错密度上升而有助于疲劳裂纹扩展速度的提高。特别是因为B基于淬火性提高带来的相变点降低的效果大，所以特别有效。为了充分取得这些效果，而使V含有0.005％以上，使B含有0.0005％以上。另一方面，若V超过0.08％，B超过0.003％，则韧性劣化。优选含量V为0.02～0.06％，B为0.0008～0.002％。

Ca、Mg、REM(稀土类元素)：

这些元素使组织微细化，对韧性改善有效，根据需要而使之含有。为了充分获得这些效果而使各元素均含有0.0005％以上。但是若过量地加入，则因为韧性劣化，所以Ca、Mg的上限为0.007％，REM的上限为0.05％。因此，设为Ca：0.0005～0.007％、Mg：0.0005～0.007％和REM：0.0005～0.05％。

P和S均是使韧性劣化的杂质元素，越少越好。在本发明的钢中，以不会带来显著的影响为界限，P和S的含量分别优选为0.02％以下、0.01％以下。

(2)金属组织

贝氏体组织

作为耐疲劳裂纹扩展性优异的钢板的开发目标，是以△K＝20MPa√^-m在应力比0.1的条件下让da/dN为3.2以下，但是如图4所示，可知以贝氏体分率计在80％附近，da/dN将最小。

因此，为了让da/dN在3.2以下，由图4可知需要让贝氏体分率为30％以上。上限没有规定，但优选为92％以下。优选为35～90％。

马氏体组织、珠光体组织：

马氏体、珠光体因为是硬且脆的组织，由于其不能在相边界抑制疲劳裂纹的扩展，所以要尽可能少。若其合计超过5％则da/dN劣化，因此为0～5％。还有，余量由铁素体组织构成。

(3)制造方法

(i)钢坯的加热温度、热轧：

加热温度为1000～1250℃，此温度是钢坯(slab)的中心温度。可以通过导热计算使其成为上述温度范围，如此决定加热炉的各区的温度设定、在炉时间。这是因为当低于1000℃时铁素体率变高，裂纹的扩展速度变大。另外超过1250℃时，因为组织变粗大，韧性劣化。热轧以通常的方法进行即可，另外最终温度没有特别规定，但是，优选以充分高于Ar₃点的温度完成至所需厚度。另外轧制中的各轧槽(pass)，特别在精轧制工序中，优选将压下率设为10％以上。这是为了让金属组织的贝氏体分率为30％以上。

(ii)加速冷却：

所述加速冷却，指的是使用水等的冷却媒体强制性地冷却钢板。

a)热轧后紧接着进行加速冷却，所谓TMCP型制造方法。

至少将650℃～500℃的温度范围的强度冷却速度设为5℃/s以上，是由于当低于5℃/s时，铁素体率变高，裂纹扩展速度变大。另外，将强制冷却停止温度设为500℃以下，是由于若强制冷却停止温度变得比500℃高，则铁素体率变高，裂纹扩展速度变大。优选的强制冷却停止温度范围是450℃以下，更优选为400℃以下。

b)轧制之后不进行加速冷却，而是暂时放冷之后再度加热钢板，通过强制冷却进行淬火的制造方法。

该方法在热轧后放冷，用其他线进行再加热、强制冷却和形状矫正的方法，强制冷却条件和强制冷却停止温度的限定理由与上述a)的情形相同。

上述a)和b)的方法均没有对强制冷却的停止温度的下限做出限定，也可以强制冷却到常温。

将再加热温度设为Ac₁点以上，是由于若低于Ac₁点，则因为不会产生由淬火带来的相变，所以不能取得作为目标的具有贝氏体分率30％以上的钢材。

(iii)回火温度：

回火处理在强度调整和韧性改善有需要的情况下实施。进行回火时，回火温度为450℃以下，下限没有限定，但是为了取得效果优选为300℃以上。

本发明者们，将具有C：0.06％、Si：0.30％、Mn：1.50％、Cu：0.2％、Ni：0.1％、Nb：0.02％、sol.A；：0.03％、N：0.003％、余量Fe和杂质的组成的钢坯加热到1150℃后，以最终温度870℃实施热加工后，从810℃以20℃/s的冷却速度开始加速冷却，在400℃停止冷却，采用如此而得到的板厚25mm的钢材，调查回火温度带给da/dN的影响。

图7是表示试验的结果得到的回火温度与疲劳裂纹扩展速度的关系的图。

如同图所示可知在450℃以上，裂纹扩展速度急剧劣化。虽然原因尚无法肯定，不过被认为是由于贝氏体中的位错消减，裂纹扩展抑制效果减少。

(iv)塑性变形率与裂纹扩展速度的关系如由试验结果得到的图5所示，可知如果塑性变形率为0.3～0.87，则与矫正加工前相比，速度变化比变小。例如该速度变化比为0.9以下时，优选矫直机的塑性变形率为0.3～0.82。

用于形状矫正的装置没有特别限定，但是特别优选辊式矫直机。根据本发明者们的实验，用辊式矫直机的情况下，塑性变形率成为重要的管理项目。

因此，在本发明中基于该矫直机的矫正特别重要。这是由于作为该机理(mechanism)，其使由轧制产生的初期位错在疲劳试验之时轻易地变化为易变动的位错。

这被认为是由于，虽然通过轧制大量的位错被导入组织，但是这些位错相互纠缠在疲劳试验时难以移动，即使在反复变形中也不会引起位错之间的消减，没有反复软化的现象产生。相对于此，通过进行利用矫直机的矫正，组织中的位错变得易变动，反复变形导致的位错之间的合并、消减变多，反复软化量变大，其结果是扩展速度变慢。

在此根据本发明，能够得到例如像以下的实施例所示，抗拉强度490MPa以上、摆锤冲击值(VE—20)100J以上、疲劳裂纹扩展速度3.2×10^-5mm/cycle以下的热轧钢板。

实施例

采用表1所示的化学组成的钢坯(slab)，以表2所示的制造条件制造板厚15mm的热轧钢板。

[表1]

*表示本发明规范围外

[表2]

^*表示本发明规定的范围之外(钢种记号栏的*表示化学组成在本发明外)

从得到的钢板提取各种试验片，实施光学显微镜组织观察、拉伸试验和摆锤冲击试验。另外，提取图8所示的CT试验片，遵循ASTM规格E647进行疲劳裂纹扩展试验。表3显示其结果。

[表3]

金属组织的观察、抗拉强度、韧性和疲劳裂纹扩展速度的评价按以下的方法进行。

金属组织，是研磨从相当于板厚的1/4的部分提取的试料的截面，对此由2％硝酸乙醇腐蚀液实施了浸蚀的面，通过光学显微镜观察测定其贝氏体、珠光体的分率。对1个试料做10个视野测定，将10个的测定值的平均作为该钢板的贝氏体分率、珠光体分率。

拉伸试验片是与轧制方向呈直角，提取JIS14B号拉伸试验片，供于拉伸试验。韧性是在从板厚中心部平行于轧制方向，提取被规定为JIS—Z2202的4号的摆锤冲击试验片，进行摆锤冲击试验，求得冲击吸收能(vE—20，单位J)。

疲劳裂纹扩展速度，根据使用图8所示的CT试验片与电液压式闭合回路型疲劳试验装置的疲劳试验法来测定。

图8是表示CT试验片的图，图8(a)正面图，图(b)是侧面图。图中，数值(单位：mm)表示试验片的尺寸形状。在试验片上于切口前端设有疲劳预裂纹。

图9是表示电液压式闭合回路型疲劳试验装置的侧面图。在图9所示的装置中，参照编号1表示CT试验片，2表示荷重测定用测力传感器(loadcell)，3表示液压缸，4表示液压源，5表示液压阀，6表示波形发生器，7表示载荷控制器，8a和8b表示载荷棒。在图8所示的CT试验片上在切口的前端导入长度2.5mm的疲劳预裂纹，在其上下的孔部装载载荷棒8a和8b。

通过本装置，对CT试验片1由液压缸3经由载荷棒8a和8b，在疲劳预裂纹前端部负荷反复应力。试验片是以厚度方向从板厚中心的部分以使疲劳裂纹的长度方向与轧制方向呈直角的方式进行提取，将表里面各削除0.5mm，实施镜面研磨。

疲劳试验条件如下。

f(反复速度)＝20Hz

R(应力比)＝0.1

T(试验温度)＝室温

试验气氛为大气中

疲劳裂纹扩展试验的结果，是任一试验片的情况，均评价在中△K区域(在△K：应力扩大系数范围最大应力扩大系数与最小应力扩大系数的差)中的疲劳裂纹扩展速度。本试验中的中△K区域(15～34MPa√^-m)相当于疲劳裂纹扩展的第II b区域。即判明帕里斯(Paris)式(Trans.ASTM，Ser.D.85，523(1963))成立。

da/dN＝C(△K)^m

其中，△K：MPa√^-m，da/dN：mm/cycle。

据此，在本发明中，疲劳裂纹扩展特性由该中△K区域的△K＝20MPa√^-m中的、裂纹扩展速度da/dN(mm/cycle)评价。

表2、3显示上述的各试验的结果。如这些表中所示，组织与成分满足本发明规定的条件的钢种记号A～L，疲劳裂纹扩展速度缓慢，为3.2×10^-5mm/cycle以下，具有极其优异的疲劳裂纹扩展阻抗性。相对于此，钢种记号M～Q的钢板，吸收能不满100J，疲劳裂纹扩展速度超过4×10^-5mm/cycle，未得到希望的疲劳裂纹扩展阻抗性。

Claims

1.一种耐疲劳裂纹扩展性优异的钢板，其特征在于，以质量％计含有：C：0.01～0.10％、Si：0.03～0.6％、Mn：0.3～2％、sol.Al：0.001～0.1％、N：0.0005～0.008％，余量为Fe和杂质，且金属组织以面积率计为30％以上90％以下的贝氏体组织，以合计0～5％的马氏体组织和珠光体组织，其余组织是铁素体组织，并且，是塑性变形率为0.3～0.87的形状矫正钢板。

2.根据权利要求1所述的耐疲劳裂纹扩展性优异的钢板，其特征在于，取代Fe的一部分，以质量％计还含有：Cu：0.05～1％、Ni：0.05～1％、Cr：0.05～1％、Mo：0.05～0.8％和W：0.05～0.5％中的1种或2种以上。

3.根据权利要求1所述的耐疲劳裂纹扩展性优异的钢板，其特征在于，取代Fe的一部分，以质量％计还含有：Nb：0.005～0.08％、Ti：0.005～0.03％、V：0.005～0.08％和B：0.0005～0.003％中的1种或2种以上。

4.根据权利要求2所述的耐疲劳裂纹扩展性优异的钢板，其特征在于，取代Fe的一部分，以质量％计还含有：Nb：0.005～0.08％、Ti：0.005～0.03％、V：0.005～0.08％和B：0.0005～0.003％中的1种或2种以上。

5.根据权利要求2所述的耐疲劳裂纹扩展性优异的钢板，其特征在于，取代Fe的一部分，以质量％计还含有：Ca：0.0005～0.007％、Mg：0.0005～0.007％和REM：0.0005～0.05％中的1种或2种以上。

6.根据权利要求3所述的耐疲劳裂纹扩展性优异的钢板，其特征在于，取代Fe的一部分，以质量％计还含有：Ca：0.0005～0.007％、Mg：0.0005～0.007％和REM：0.0005～0.05％中的1种或2种以上。

7.根据权利要求4所述的耐疲劳裂纹扩展性优异的钢板，其特征在于，取代Fe的一部分，以质量％计还含有：Ca：0.0005～0.007％、Mg：0.0005～0.007％和REM：0.0005～0.05％中的1种或2种以上。

8.一种钢板的制造方法，其特征在于，是将具有权利要求1～7中任一项所述的化学组成的钢坯，加热到1000℃～1250℃的温度范围内后，进行热轧之后进行冷却，在冷却后将钢板的塑性变形率设为0.3～0.87而进行形状矫正，在所述冷却时，至少650℃～500℃的温度区域以平均冷却速度5℃/s以上进行加速冷却。

9.一种钢板的制造方法，其特征在于，是将具有权利要求1～7中任一项所述的化学组成的钢坯，加热到1000℃～1250℃的温度范围内后，进行热轧，接着热轧后再加热到Ac₁以上的温度进行冷却，冷却后将钢板的塑性变形率设为0.3～0.87而进行形状矫正，在所述冷却时，至少650℃～500℃的温度区域以平均冷却速度5℃/s以上进行加速冷却。

10.根据权利要求8所述的制造方法，其特征在于，加热冷却后再加热到450℃以下实施回火处理。

11.根据权利要求9所述的制造方法，其特征在于，加热冷却后再加热到450℃以下实施回火处理。

12.根据权利要求8所述的钢板的制造方法，其特征在于，形状矫正通过辊式矫直机进行，将由下式求得的从辊式矫直机的钢板输入侧到第3个辊导致的钢板的塑性变形率η设为0.3～0.87而进行形状矫正，

η＝1—2ρ_iσ_y/Et

这里，ρ_i：从辊式矫直机输入侧到第3个的辊的钢板的曲率半径，σ_y：二元屈服应力，σ_y＝1.15×σe，σe是通常由钢材表现出的屈服应力，E：纵弹性系数，t：板厚。

13.根据权利要求9所述的钢板的制造方法，其特征在于，形状矫正通过辊式矫直机进行，将由下式求得的从辊式矫直机的钢板输入侧到第3个辊导致的钢板的塑性变形率η设为0.3～0.87而进行形状矫正，

η＝1—2ρ_iσ_y/Et

14.一种结构物，其特征在于，使用了权利要求1～7中任一项所述的耐疲劳裂纹扩展性优异的钢板。

15.一种结构物，其特征在于，使用了通过权利要求8所述的制造方法制造的钢板。

16.一种结构物，其特征在于，使用了通过权利要求9所述的制造方法制造的钢板。