JP2003342672A

JP2003342672A - 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

Info

Publication number: JP2003342672A
Application number: JP2002157914A
Authority: JP
Inventors: Tomoya Fujiwara; 知哉藤原; Noboru Yoda; 登譽田; Hideji Okaguchi; 秀治岡口; Kazushige Arimochi; 和茂有持; Hiroshi Katsumoto; 弘勝元; Kazuhiko Hasegawa; 和彦長谷川; Ichiro Seta; 一郎瀬田
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2002-05-30
Filing date: 2002-05-30
Publication date: 2003-12-03
Anticipated expiration: 2022-05-30
Also published as: JP3741078B2

Abstract

(57)【要約】【課題】主として硬質相からなる組織を有する疲労亀
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。【解決手段】主として、ベイナイト／マルテンサイト
からなり、ラス状組織の最小短辺長が1.3 μm 以下、ベ
イナイト組織中に含まれるアスペクト比が５以上のＭ−
Ａ組織の比率が面積率で５％未満、さらには、旧オース
テナイト粒のアスペクト比が1.2 以下である鋼材。化学
組成が、Ｃ：0.01〜0.15％、Si：0.03〜0.6 ％、Mn：0.
5 〜2.0 ％、sol.Al：0.005 〜0.1 ％、Ｎ：0.0005〜0.
008 ％、かつ、Ft（3Mn+Cu+1.5Cr+1.8Ni+1.5Mo）：4.0
〜6.0 ％である上記鋼、または、Ｂを0.0030％以下含み
Ft：3.5 〜5.5 ％である上記鋼。Cu、Ni、Cr、Mo、Nb、
Ti、Ｖの内の１種以上を含有してもよい。熱延後冷却処
理して製造する。

Description

【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1.3 μ
m 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以上であるＭ−Ａ組
織の比率が、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：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、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(％) (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：0.3 ％以
上、2.0 ％以下、Ｂ：0.0003％以上、0.0030％以下、so
l.Al:0.005％超、0.10％以下、Ｎ：0.0005％以上、0.00
8 ％以下を含み、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(％) (5) 鋼の化学組成が、さらに質量％で、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種以上を含有する上記
(3) または(4) に記載の疲労亀裂進展抵抗性に優れた高
強度鋼材。

【００２０】(6) 鋼の化学組成が、さらに質量％で、N
b：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) 〜(5) 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】(7) 上記(3) 〜(6) 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、前記冷却された鋼を900 ℃以上に再加熱した後、80
0 〜600 ℃の間の平均冷却速度を９℃/s以上として、35
0 ℃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】(8) 上記(3) 〜(6) 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、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、ＳＥ
Ｍ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35
0 ℃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】

【００５８】

【表２】

【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：大気中、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）、AST
M、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/mm^3/2、 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】

【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N
o.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

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者岡口秀治大阪府大阪市中央区北浜４丁目５番33号住友金属工業株式会社内 (72)発明者有持和茂大阪府大阪市中央区北浜４丁目５番33号住友金属工業株式会社内 (72)発明者勝元弘大阪府大阪市中央区北浜４丁目５番33号住友金属工業株式会社内 (72)発明者長谷川和彦大阪府大阪市中央区北浜４丁目５番33号住友金属工業株式会社内 (72)発明者瀬田一郎大阪府大阪市中央区北浜４丁目５番33号住友金属工業株式会社内Ｆターム(参考） 4K032 AA01 AA02 AA04 AA05 AA11 AA14 AA16 AA19 AA21 AA22 AA23 AA24 AA31 AA35 AA36 BA01 CB01 CF03

Claims

【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1.3 μm
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以上であるＭ−Ａ組織
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：
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、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：
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、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５】鋼の化学組成が、さらに質量％で、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種以上を含有す
る請求項３または４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６】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３〜５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７】請求項３〜６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。
【請求項８】請求項３〜６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、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。