JP3032669B2 - 耐疲労破壊特性のよい鋼板およびその製造方法 - Google Patents
耐疲労破壊特性のよい鋼板およびその製造方法Info
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- JP3032669B2 JP3032669B2 JP5227360A JP22736093A JP3032669B2 JP 3032669 B2 JP3032669 B2 JP 3032669B2 JP 5227360 A JP5227360 A JP 5227360A JP 22736093 A JP22736093 A JP 22736093A JP 3032669 B2 JP3032669 B2 JP 3032669B2
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、溶接構造物の疲労強度
を向上させるために、鋼板表層部と内層部に降伏強度の
差異を付与し、表層から発生した疲労亀裂を内部に進展
しにくくさせた表層低降伏強度鋼板とその製造方法に関
するものである。
を向上させるために、鋼板表層部と内層部に降伏強度の
差異を付与し、表層から発生した疲労亀裂を内部に進展
しにくくさせた表層低降伏強度鋼板とその製造方法に関
するものである。
【０００２】
【従来の技術】構造物の軽量化、大容量化の要求に応
え、構造用鋼板の高強度化が急速に進んでいる。しかし
ながら、繰り返し荷重を受ける構造物では、降伏強度の
みならず疲労強度を考慮しなければならず、高強度化の
ニーズに応えることができない場合があり、疲労強度の
向上が切望されている。特に、溶接構造物では溶接止端
部から疲労亀裂の発生する場合が多く、鋼材の強度を向
上させても疲労強度は殆ど向上しない。溶接構造物の疲
労強度は、主として溶接部の止端部形状によって支配さ
れることが知られており、溶接部の止端部処理等の疲労
強度向上策が適用されることがある。しかし、止端部処
理は、構造物の建造工数を増大させるばかりでなく、溶
接部位によっては止端部処理が実施できない場合も多
く、鋼材面から疲労強度向上が切望されている。
え、構造用鋼板の高強度化が急速に進んでいる。しかし
ながら、繰り返し荷重を受ける構造物では、降伏強度の
みならず疲労強度を考慮しなければならず、高強度化の
ニーズに応えることができない場合があり、疲労強度の
向上が切望されている。特に、溶接構造物では溶接止端
部から疲労亀裂の発生する場合が多く、鋼材の強度を向
上させても疲労強度は殆ど向上しない。溶接構造物の疲
労強度は、主として溶接部の止端部形状によって支配さ
れることが知られており、溶接部の止端部処理等の疲労
強度向上策が適用されることがある。しかし、止端部処
理は、構造物の建造工数を増大させるばかりでなく、溶
接部位によっては止端部処理が実施できない場合も多
く、鋼材面から疲労強度向上が切望されている。
【０００３】溶接継手部の疲労破壊は一般に応力集中の
大きな溶接止端部から発生するため、発生特性は溶接止
端部形状に大きく影響され、鋼材組成、組織には殆ど影
響しないことが知られている。そこで、鋼材組織を制御
して疲労特性を向上させるためには止端部で発生した板
厚方向への疲労亀裂の伝播を遅延させることが有効であ
る。疲労亀裂伝播を遅延させるためには、疲労亀裂伝播
面に垂直方向に亀裂を分岐させることが有効であること
が Proceedings of an international conferencespons
ored by Metals Society(21-23, October, 1981, Londo
n）のＰ．７９〜に記載されている。また同様な方法と
して日本造船学会論文集Vol.１６９，pp．２５７−２６
６では微小セパレーションによる疲労亀裂伝播速度向上
効果を示しており、セパレーション指数が大きい程微小
セパレーションも発生しやすいとの報告がなされてい
る。しかしながら、西部造船学会報ではセパレーション
指数のきわめて大きな鋼板（ＳＩmax ：０．８）でも廻
し溶接曲げ疲労強度の改善は顕著ではなく、新たな技術
が求められている。
大きな溶接止端部から発生するため、発生特性は溶接止
端部形状に大きく影響され、鋼材組成、組織には殆ど影
響しないことが知られている。そこで、鋼材組織を制御
して疲労特性を向上させるためには止端部で発生した板
厚方向への疲労亀裂の伝播を遅延させることが有効であ
る。疲労亀裂伝播を遅延させるためには、疲労亀裂伝播
面に垂直方向に亀裂を分岐させることが有効であること
が Proceedings of an international conferencespons
ored by Metals Society(21-23, October, 1981, Londo
n）のＰ．７９〜に記載されている。また同様な方法と
して日本造船学会論文集Vol.１６９，pp．２５７−２６
６では微小セパレーションによる疲労亀裂伝播速度向上
効果を示しており、セパレーション指数が大きい程微小
セパレーションも発生しやすいとの報告がなされてい
る。しかしながら、西部造船学会報ではセパレーション
指数のきわめて大きな鋼板（ＳＩmax ：０．８）でも廻
し溶接曲げ疲労強度の改善は顕著ではなく、新たな技術
が求められている。
【０００４】また、鋼板の板厚方向に強度差を単調かつ
連続的に付与して、板厚貫通亀裂の伝播速度を小さくさ
せる技術が特開平３−２９１３５５号公報に開示されて
いる。しかし、この方法は板厚方向へ単調で非対象な強
度分布を付与させるために製造過程での変形の回避が難
しく、その後の矯正工程が必要となる。また、ΔＫの大
きい方がその遅延効果が顕著なため、強度が一定勾配で
変化する当該発明材では、亀裂進展の初期での遅延効果
は期待できず、更に新たな技術が切望されている。
連続的に付与して、板厚貫通亀裂の伝播速度を小さくさ
せる技術が特開平３−２９１３５５号公報に開示されて
いる。しかし、この方法は板厚方向へ単調で非対象な強
度分布を付与させるために製造過程での変形の回避が難
しく、その後の矯正工程が必要となる。また、ΔＫの大
きい方がその遅延効果が顕著なため、強度が一定勾配で
変化する当該発明材では、亀裂進展の初期での遅延効果
は期待できず、更に新たな技術が切望されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、疲労強度を
向上させるために、板厚方向へ進展する亀裂に対しその
伝播を阻止させる組織制御を実施した鋼板とその製造技
術を提供することを課題とするものである。
向上させるために、板厚方向へ進展する亀裂に対しその
伝播を阻止させる組織制御を実施した鋼板とその製造技
術を提供することを課題とするものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、次の通
りである。 （１）板厚の１mm以上３０％以下の範囲にわたって、鋼
板の表裏層部の組織が板厚内部の平均フェライト粒径の
３倍以上の平均粒径を有することで、巨視的に降伏強度
を急激に変化させた耐疲労破壊特性に優れた鋼板。 （２）板厚の１mm以上３０％以下の範囲にわたる鋼板の
表裏層部の降伏強度が板厚内部の降伏強度の４０％から
８０％の範囲にある巨視的に急激な降伏強度を変化させ
た耐疲労破壊特性に優れた鋼板。
りである。 （１）板厚の１mm以上３０％以下の範囲にわたって、鋼
板の表裏層部の組織が板厚内部の平均フェライト粒径の
３倍以上の平均粒径を有することで、巨視的に降伏強度
を急激に変化させた耐疲労破壊特性に優れた鋼板。 （２）板厚の１mm以上３０％以下の範囲にわたる鋼板の
表裏層部の降伏強度が板厚内部の降伏強度の４０％から
８０％の範囲にある巨視的に急激な降伏強度を変化させ
た耐疲労破壊特性に優れた鋼板。
【０００７】（３）Ａｃ3 点以上の温度の鋼片もしくは
鋼板を圧延途中水冷時の板厚をｔ0、製品板厚をｔとし
た時、表層から少なくとも板厚方向にｔ0 ／ｔ（mm）以
上、０．３×ｔ0 の領域を２℃/sec以上の冷速でＡｒ3
点以下まで急冷して、その後、当該表層部がＡｒ3 以下
の温度から圧延を開始もしくは再開し、Ａｒ3 点以上Ａ
ｃ3 点以下の範囲で圧延を終了し、引続きあるいは再加
熱により（Ａｃ1 −１００）℃から（Ａｃ1 ）℃の範囲
で１２０秒以上滞留させることを特徴とする板厚の１mm
以上３０％以下の範囲にわたる鋼板の表裏層部の降伏強
度が板厚内部の降伏強度の４０％から８０％の範囲にあ
る巨視的に急激な降伏強度を変化させた耐疲労破壊特性
に優れた鋼板の製造方法。
鋼板を圧延途中水冷時の板厚をｔ0、製品板厚をｔとし
た時、表層から少なくとも板厚方向にｔ0 ／ｔ（mm）以
上、０．３×ｔ0 の領域を２℃/sec以上の冷速でＡｒ3
点以下まで急冷して、その後、当該表層部がＡｒ3 以下
の温度から圧延を開始もしくは再開し、Ａｒ3 点以上Ａ
ｃ3 点以下の範囲で圧延を終了し、引続きあるいは再加
熱により（Ａｃ1 −１００）℃から（Ａｃ1 ）℃の範囲
で１２０秒以上滞留させることを特徴とする板厚の１mm
以上３０％以下の範囲にわたる鋼板の表裏層部の降伏強
度が板厚内部の降伏強度の４０％から８０％の範囲にあ
る巨視的に急激な降伏強度を変化させた耐疲労破壊特性
に優れた鋼板の製造方法。
【０００８】本発明において、対象とする構造用鋼は、
例えば前記した特公昭５８−１４８４９号公報に記載さ
れ、次記するように、通常の溶接構造用鋼が所要の材質
を得るために、従来から当業分野での活用で確認されて
いる作用・効果の関係を基に定めている添加元素の種類
と量を同様に使用して同等の作用と効果が得られる。従
って、これ等を含む鋼を本発明は対象鋼とするものであ
る。
例えば前記した特公昭５８−１４８４９号公報に記載さ
れ、次記するように、通常の溶接構造用鋼が所要の材質
を得るために、従来から当業分野での活用で確認されて
いる作用・効果の関係を基に定めている添加元素の種類
と量を同様に使用して同等の作用と効果が得られる。従
って、これ等を含む鋼を本発明は対象鋼とするものであ
る。
【０００９】これ等の各成分元素とその添加理由と量を
以下に示す。Ｃは、鋼の強度を向上する有効な成分とし
て０．０２％以上添加するものであるが、０．２０％を
超える過剰な含有量では、圧延後のフェライトの粒成長
が顕著でないために、０．２０％以下に規制する。Ｓｉ
は溶鋼の脱酸元素として必要であり、また強度増加元素
として有用であるが、１．０％を超えて過剰に添加する
と、鋼の加工性を低下させ、溶接部の靭性を劣化させ
る。また、０．０１％未満では脱酸効果が不十分なた
め、添加量を０．０１〜１．０％に規制する。
以下に示す。Ｃは、鋼の強度を向上する有効な成分とし
て０．０２％以上添加するものであるが、０．２０％を
超える過剰な含有量では、圧延後のフェライトの粒成長
が顕著でないために、０．２０％以下に規制する。Ｓｉ
は溶鋼の脱酸元素として必要であり、また強度増加元素
として有用であるが、１．０％を超えて過剰に添加する
と、鋼の加工性を低下させ、溶接部の靭性を劣化させ
る。また、０．０１％未満では脱酸効果が不十分なた
め、添加量を０．０１〜１．０％に規制する。
【００１０】Ｍｎも脱酸成分元素として必要であり、
０．３％未満では鋼の清浄度を低下し、加工性を害す
る。また鋼材の強度を向上する成分として０．３％以上
の添加が必要である。しかし、Ｍｎは焼入れ性を高め、
フェライト粒成長と遅延させすぎるため、２．０％を上
限とする。ＡｌおよびＮは、Ａｌ窒化物による鋼の微細
化の他、圧延過程での固溶、析出により、鋼の結晶方位
の整合および再結晶に有効な働きをさせるために添加す
る。しかし、添加量が少ない時にはその効果がなく、過
剰の場合には鋼の靭性を劣化させるので、Ａｌ：０．０
１〜０．２０％、Ｎ：０．０２０％以下に限定する。
０．３％未満では鋼の清浄度を低下し、加工性を害す
る。また鋼材の強度を向上する成分として０．３％以上
の添加が必要である。しかし、Ｍｎは焼入れ性を高め、
フェライト粒成長と遅延させすぎるため、２．０％を上
限とする。ＡｌおよびＮは、Ａｌ窒化物による鋼の微細
化の他、圧延過程での固溶、析出により、鋼の結晶方位
の整合および再結晶に有効な働きをさせるために添加す
る。しかし、添加量が少ない時にはその効果がなく、過
剰の場合には鋼の靭性を劣化させるので、Ａｌ：０．０
１〜０．２０％、Ｎ：０．０２０％以下に限定する。
【００１１】以上が、本発明が対象とする鋼の基本成分
であるが、母材強度の上昇のためにＮｉ，Ｃｕ，Ｎｂ等
の合金元素を必要に応じて添加する場合、あるいは、継
手靭性の向上の目的のためにＴｉ，Ｂ等を必要に応じて
添加する場合には、炭素当量が高くなりすぎるとフェラ
イト粒成長による低降伏強度化が達成できないので、Ｃ
ｕ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜３．７％、Ｎ
ｂ：０．００３〜０．０２％とすることが望ましい。
であるが、母材強度の上昇のためにＮｉ，Ｃｕ，Ｎｂ等
の合金元素を必要に応じて添加する場合、あるいは、継
手靭性の向上の目的のためにＴｉ，Ｂ等を必要に応じて
添加する場合には、炭素当量が高くなりすぎるとフェラ
イト粒成長による低降伏強度化が達成できないので、Ｃ
ｕ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜３．７％、Ｎ
ｂ：０．００３〜０．０２％とすることが望ましい。
【００１２】本発明における組織の規定理由を次に示
す。表層部あるいは表裏層部の低降伏強度域あるいは粗
大フェライト域が１mm以上必要な理由は、表層と内層の
境界部で疲労亀裂伝播の阻止を行うため、その境界が疲
労破壊の発生起点となる溶接止端部直下でも熱影響部の
受けない領域を確保するために１mm以上とした。
す。表層部あるいは表裏層部の低降伏強度域あるいは粗
大フェライト域が１mm以上必要な理由は、表層と内層の
境界部で疲労亀裂伝播の阻止を行うため、その境界が疲
労破壊の発生起点となる溶接止端部直下でも熱影響部の
受けない領域を確保するために１mm以上とした。
【００１３】しかし、板厚の３０％以上を低降伏強度に
すると、鋼板の降伏強度が維持できなくなるので、低降
伏領域の厚みを表裏層それぞれ板厚３０％以下とした。
すると、鋼板の降伏強度が維持できなくなるので、低降
伏領域の厚みを表裏層それぞれ板厚３０％以下とした。
【００１４】
【作用】発明者らは、疲労亀裂の進展機構を研究する過
程で、疲労亀裂伝播が亀裂先端の塑性域進展と密接な関
係にあり、亀裂先端に生じるすべり変形が繰り返されて
次第に亀裂として進展することを突き止めた。更に、疲
労亀裂先端にすべり変形しにくい領域が存在すると疲労
亀裂が伝播しにくいことを明らかにした。この現象は、
特開平３−２９１３５号公報で開示されている「板厚方
向に単調（一定勾配で）かつ連続的な強度勾配を付与す
る」ことにより、亀裂先端に蓄積される塑性歪範囲を徐
々に減少させて疲労亀裂の進展を阻止しようとする技術
とは異なり、巨視的に急激な降伏強度を変化させたすべ
り変形のしにくい領域を亀裂先端全面に存在させ、塑性
歪を受ける領域を亀裂進展方向から分散させてしまうこ
とにより効果を発揮させるものである。
程で、疲労亀裂伝播が亀裂先端の塑性域進展と密接な関
係にあり、亀裂先端に生じるすべり変形が繰り返されて
次第に亀裂として進展することを突き止めた。更に、疲
労亀裂先端にすべり変形しにくい領域が存在すると疲労
亀裂が伝播しにくいことを明らかにした。この現象は、
特開平３−２９１３５号公報で開示されている「板厚方
向に単調（一定勾配で）かつ連続的な強度勾配を付与す
る」ことにより、亀裂先端に蓄積される塑性歪範囲を徐
々に減少させて疲労亀裂の進展を阻止しようとする技術
とは異なり、巨視的に急激な降伏強度を変化させたすべ
り変形のしにくい領域を亀裂先端全面に存在させ、塑性
歪を受ける領域を亀裂進展方向から分散させてしまうこ
とにより効果を発揮させるものである。
【００１５】図１には、板厚方向の硬さ分布と表層部、
および内部から採取した引張試験片で求めた降伏強度を
示す。図２は、板厚方向の亀裂伝播速度と板厚方向の疲
労亀裂伝播速度の測定結果の一例を示す。表層部から内
層部への境界部で急激に伝播速度が低下し、その板厚内
層部へ亀裂が達しても境界部近傍を通過する位置の亀裂
遅延により伝播速度は低い値を維持している。
および内部から採取した引張試験片で求めた降伏強度を
示す。図２は、板厚方向の亀裂伝播速度と板厚方向の疲
労亀裂伝播速度の測定結果の一例を示す。表層部から内
層部への境界部で急激に伝播速度が低下し、その板厚内
層部へ亀裂が達しても境界部近傍を通過する位置の亀裂
遅延により伝播速度は低い値を維持している。
【００１６】次に、亀裂伝播挙動に影響を及ぼす強度の
差異を定量化する実験を実施した。その結果、降伏強度
が２０％以上高い領域に亀裂先端近傍が達した時、疲労
亀裂伝播の遅延することが知見された。図３にその結果
を示す。図４は、フェライト粒を種々熱処理による粒成
長させた時の降伏強度の変化を求めた物である。初期フ
ェライト粒径の３倍以上の平均粒径では、初期の降伏強
度により２０％以上低下することが実験的に知見され
た。
差異を定量化する実験を実施した。その結果、降伏強度
が２０％以上高い領域に亀裂先端近傍が達した時、疲労
亀裂伝播の遅延することが知見された。図３にその結果
を示す。図４は、フェライト粒を種々熱処理による粒成
長させた時の降伏強度の変化を求めた物である。初期フ
ェライト粒径の３倍以上の平均粒径では、初期の降伏強
度により２０％以上低下することが実験的に知見され
た。
【００１７】尚、本発明では降伏点を下げるために粒径
を粗大化させているので、平均半径が所定の範囲であれ
ばよく、ここでは円相当径の平均値で表わしている。
を粗大化させているので、平均半径が所定の範囲であれ
ばよく、ここでは円相当径の平均値で表わしている。
【００１８】本発明にかかる鋼材、すなわち少なくとも
板厚方向に巨視的に急激な降伏強度の変化を付与した鋼
板を製造する手段は、何等限定を要するものではない
が、例えば、昇温過程中のフェライトにある必要量の加
工を与え、且つオーステナイト化への逆変態を防止すれ
ば、転位密度の高い超細粒組織層を形成でき、その後の
熱処理により表層部のみを高い転位密度を活用してフェ
ライト粒成長を生じさせ、粗大粒化することにより表層
部のみを低降伏強度化できることを知見した。鋼板に付
与される降伏強度分布は、厳密な意味での板厚方向に限
定されるものではない。亀裂進展方向に対し、所定の降
伏強度の変化を付与できれば十分である。
板厚方向に巨視的に急激な降伏強度の変化を付与した鋼
板を製造する手段は、何等限定を要するものではない
が、例えば、昇温過程中のフェライトにある必要量の加
工を与え、且つオーステナイト化への逆変態を防止すれ
ば、転位密度の高い超細粒組織層を形成でき、その後の
熱処理により表層部のみを高い転位密度を活用してフェ
ライト粒成長を生じさせ、粗大粒化することにより表層
部のみを低降伏強度化できることを知見した。鋼板に付
与される降伏強度分布は、厳密な意味での板厚方向に限
定されるものではない。亀裂進展方向に対し、所定の降
伏強度の変化を付与できれば十分である。
【００１９】
【実施例】実施例の供試鋼の成分を表１に、製造条件お
よび得られた材質を表２に比較例と共に示す。
よび得られた材質を表２に比較例と共に示す。
【００２０】
【表１】
【００２１】
【表２】
【００２２】
【表３】
【００２３】
【表４】
【００２４】
【表５】
【００２５】疲労特性を評価するために、試験片幅８０
mm、曲げスパン２２０mm、試験片中央に高さ２mmの突起
をつけ、そこに切り欠きを施すことにより、疲労亀裂発
生を容易にして疲労亀裂伝播特性を抽出する工夫をした
表面疲労亀裂伝播試験をビーチマーク法を適用して実施
し、板厚方向への亀裂伝播速度を測定した。さらに、試
験片幅８０mmの試験板中央に廻し溶接を施工し、軸力に
よる疲労試験を実施し、２×１０6 回の疲労強度を求め
た。本発明例である試験番号１〜１２は表層部が内層部
より降伏強度が低く、表層部のフェライト粒径は内層部
より３倍以上大きく、表層部と内層部の境界部近傍での
疲労亀裂伝播速度は比較例１３〜１５，１７，１８，２
０〜２４と比べて小さく、破断寿命、廻し溶接継手部で
の２×１０6 回の疲労強度も向上している。
mm、曲げスパン２２０mm、試験片中央に高さ２mmの突起
をつけ、そこに切り欠きを施すことにより、疲労亀裂発
生を容易にして疲労亀裂伝播特性を抽出する工夫をした
表面疲労亀裂伝播試験をビーチマーク法を適用して実施
し、板厚方向への亀裂伝播速度を測定した。さらに、試
験片幅８０mmの試験板中央に廻し溶接を施工し、軸力に
よる疲労試験を実施し、２×１０6 回の疲労強度を求め
た。本発明例である試験番号１〜１２は表層部が内層部
より降伏強度が低く、表層部のフェライト粒径は内層部
より３倍以上大きく、表層部と内層部の境界部近傍での
疲労亀裂伝播速度は比較例１３〜１５，１７，１８，２
０〜２４と比べて小さく、破断寿命、廻し溶接継手部で
の２×１０6 回の疲労強度も向上している。
【００２６】一方、比較例１３は所定の圧延途中水冷、
昇温圧延を実施しているものの、圧延後の温度が高かっ
たので、残留転位密度が減少してしまい、その後所定の
熱処理を適用しても表層部のフェライト粒径はあまり変
化せず、境界部での疲労亀裂伝播遅延効果が本発明例よ
り劣化した。比較例１４は、所定の昇温圧延、その後の
冷却まで適用したが、熱処理温度が高すぎたので板厚内
部までもオーステナイト化してしまい、その後の徐冷に
よりフェライト変態したものの、内部のフェライト粒径
が大きくなったため、鋼板全体としての強度が下がるば
かりか、疲労特性も本発明例のレベルには達しなかっ
た。
昇温圧延を実施しているものの、圧延後の温度が高かっ
たので、残留転位密度が減少してしまい、その後所定の
熱処理を適用しても表層部のフェライト粒径はあまり変
化せず、境界部での疲労亀裂伝播遅延効果が本発明例よ
り劣化した。比較例１４は、所定の昇温圧延、その後の
冷却まで適用したが、熱処理温度が高すぎたので板厚内
部までもオーステナイト化してしまい、その後の徐冷に
よりフェライト変態したものの、内部のフェライト粒径
が大きくなったため、鋼板全体としての強度が下がるば
かりか、疲労特性も本発明例のレベルには達しなかっ
た。
【００２７】比較例１５は、所定の昇温圧延において圧
延終了温度が高かったので、残留転位密度を表層部に高
めることができず、その後の熱処理でも表層部のフェラ
イトを粗大化できず、板内部との強度差を確保できなか
った。比較例１６は、所定の昇温圧延、途中冷却、熱処
理を適用したが、Ａｒ1 に冷却された厚みが３０％以上
だったため、鋼板全体の強度は低く、また境界部が板厚
方向の深い位置のため疲労特性向上効果は小さかった。
また、比較例１７，１８，２１〜２４は熱処理を適用し
ていないため表層部と内部の降伏強度に差はほとんどな
く、疲労特性向上のメリットは当然のことながら得られ
ていない。更に、比較例１９，２０は熱処理温度をＡｃ
3 以上としたため、表面から９mmにわたってフェライト
粒の粗大化を達成できたが、板厚の３０％以上となり、
境界部が板厚方向の深い位置のため疲労特性向上効果は
小さかった。
延終了温度が高かったので、残留転位密度を表層部に高
めることができず、その後の熱処理でも表層部のフェラ
イトを粗大化できず、板内部との強度差を確保できなか
った。比較例１６は、所定の昇温圧延、途中冷却、熱処
理を適用したが、Ａｒ1 に冷却された厚みが３０％以上
だったため、鋼板全体の強度は低く、また境界部が板厚
方向の深い位置のため疲労特性向上効果は小さかった。
また、比較例１７，１８，２１〜２４は熱処理を適用し
ていないため表層部と内部の降伏強度に差はほとんどな
く、疲労特性向上のメリットは当然のことながら得られ
ていない。更に、比較例１９，２０は熱処理温度をＡｃ
3 以上としたため、表面から９mmにわたってフェライト
粒の粗大化を達成できたが、板厚の３０％以上となり、
境界部が板厚方向の深い位置のため疲労特性向上効果は
小さかった。
【００２８】
【発明の効果】例えば船体の縦通肋骨や海洋構造物のよ
うに、その表面から疲労亀裂が発生・伝播する大型構造
物に対し、本発明にかかる鋼板を使用することにより、
設計面および施工面での特別な配慮を必要とせずに、高
い疲労亀裂伝播阻止性能を前記大型構造物に付与するこ
とが可能となった。したがって、前記大型構造物をコス
トの上昇を伴わずに、十分に確保することが可能とな
り、当業分野はもちろん、関連分野にもたらす効果が大
きい。
うに、その表面から疲労亀裂が発生・伝播する大型構造
物に対し、本発明にかかる鋼板を使用することにより、
設計面および施工面での特別な配慮を必要とせずに、高
い疲労亀裂伝播阻止性能を前記大型構造物に付与するこ
とが可能となった。したがって、前記大型構造物をコス
トの上昇を伴わずに、十分に確保することが可能とな
り、当業分野はもちろん、関連分野にもたらす効果が大
きい。
【図１】本発明例鋼板の鋼板板厚方向へのフェライト粒
径と降伏強度の分布の測定例の図表。
径と降伏強度の分布の測定例の図表。
【図２】表面から発生した疲労亀裂の板厚方向への伝播
速度の推移と厚板方向の亀裂長さの関係の図表。
速度の推移と厚板方向の亀裂長さの関係の図表。
【図３】降伏強度の変化する境界での疲労亀裂伝播速度
に及ぼす降伏強度差の影響の図表。
に及ぼす降伏強度差の影響の図表。
【図４】フェライトの粒成長による降伏強度の変化の図
表。
表。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 C21D 8/02
Claims (10)
- 【請求項１】 板厚の１mm以上３０％以下の範囲にわた
って、鋼板の表裏層部の組織が板厚内部の平均フェライ
ト粒径の３倍以上の平均粒径を有することで、巨視的に
降伏強度を急激に変化させたことを特徴とする耐疲労破
壊特性に優れた鋼板。 - 【請求項２】 少なくとも、 Ｃ ：０．０２〜０．２％、 Ｓｉ：０．０１〜１．０％、 Ａｌ：０．０１〜０．２％、 Ｍｎ：０．３〜２．０％ の範囲で、残部がＦｅと不可避的不純物よりなることを
特徴とする請求項１に記載された耐疲労破壊特性に優れ
た鋼板。 - 【請求項３】 更に、 Ｔｉ：０．００７〜０．０２０％、 Ｎｂ：０．００３〜０．０２０％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００１０％ のうちの１種以上を含むことを特徴とする請求項２に記
載された耐疲労破壊特性に優れた鋼板。 - 【請求項４】 更に、 Ｃｕ：０．１〜１．０％、 Ｎｉ：０．１〜３．７％ のうちの１種以上を含むことを特徴とする請求項２又は
３に記載された耐疲労破壊特性に優れた鋼板。 - 【請求項５】 請求項２〜４のいずれか１項に記載の成
分を有する、Ａｃ3点以上の温度の鋼片もしくは鋼板
を、圧延中途中水冷時の板厚をｔ0 、製品板厚をｔとし
た時、表層から少なくとも板厚方向にｔ0 ／ｔ(mm)以
上、０．３×ｔ0の領域を２℃/sec以上の冷速でＡｒ3
点以下まで急冷して、その後、当該表層部がＡｒ3 点以
下の温度から圧延を開始もしくは再開し、Ａｒ3 点以上
Ａｃ3 点以下の範囲で圧延を終了し、引続きあるいは再
加熱により（Ａｃ1 −１００）℃から（Ａｃ1 ）℃の範
囲で１２０秒以上滞留させ、板厚の１mm以上３０％以下
の範囲にわたって、鋼板の表裏層部の組織が板厚内部の
平均フェライト粒径の３倍以上の平均粒径を有すること
で、巨視的に降伏強度を急激に変化させたことを特徴と
する耐疲労破壊特性に優れた鋼板の製造方法。 - 【請求項６】 板厚の１mm以上３０％以下の範囲にわた
る鋼板の表裏層部の降伏強度が板厚内部の降伏強度の４
０％から８０％の範囲にある巨視的に急激な降伏強度を
変化させたことを特徴とする耐疲労破壊特性に優れた鋼
板。 - 【請求項７】 少なくとも、 Ｃ ：０．０２〜０．２％、 Ｓｉ：０．０１〜１．０％、 Ａｌ：０．０１〜０．２％、 Ｍｎ：０．３〜２．０％ の範囲で、残部がＦｅと不可避的不純物よりなることを
特徴とする請求項６に記載された耐疲労破壊特性に優れ
た鋼板。 - 【請求項８】 更に、 Ｔｉ：０．００７〜０．０２０％、 Ｎｂ：０．００３〜０．０２０％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００１０％ のうちの１種以上を含むことを特徴とする請求項７に記
載された耐疲労破壊特性に優れた鋼板。 - 【請求項９】 更に、 Ｃｕ：０．１〜１．０％、 Ｎｉ：０．１〜３．７％ のうちの１種以上を含むことを特徴とする請求項７又は
８に記載された耐疲労破壊特性に優れた鋼板。 - 【請求項１０】 請求項７〜９のいずれか１項に記載の
成分を有する、Ａｃ3 点以上の温度の鋼片もしくは鋼板
を、圧延中途中水冷時の板厚をｔ0 、製品板厚をｔとし
た時、表層から少なくとも板厚方向にｔ0 ／ｔ（mm）以
上、０．３×ｔ0 の領域を２℃/sec以上の冷速でＡｒ3
点以下まで急冷して、その後、当該表層部がＡｒ3 点以
下の温度から圧延を開始もしくは再開し、Ａｒ3 点以上
Ａｃ3点以下の範囲で圧延を終了し、引続きあるいは再
加熱により（Ａｃ1 −１００）℃から（Ａｃ1 ）℃の範
囲で１２０秒以上滞留させ、板厚の１mm以上３０％以下
の範囲にわたる鋼板の表裏層部の降伏強度が板厚内部の
降伏強度の４０％から８０％の範囲にある巨視的に急激
な降伏強度を変化させたことを特徴とする耐疲労破壊特
性に優れた鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5227360A JP3032669B2 (ja) | 1993-09-13 | 1993-09-13 | 耐疲労破壊特性のよい鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5227360A JP3032669B2 (ja) | 1993-09-13 | 1993-09-13 | 耐疲労破壊特性のよい鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0790479A JPH0790479A (ja) | 1995-04-04 |
| JP3032669B2 true JP3032669B2 (ja) | 2000-04-17 |
Family
ID=16859583
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5227360A Expired - Fee Related JP3032669B2 (ja) | 1993-09-13 | 1993-09-13 | 耐疲労破壊特性のよい鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3032669B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4779815B2 (ja) * | 2006-06-13 | 2011-09-28 | Ｊｆｅスチール株式会社 | Ｕリブ鋼床版 |
| JP6146429B2 (ja) * | 2014-03-28 | 2017-06-14 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 調質高張力厚鋼板及びその製造方法 |
-
1993
- 1993-09-13 JP JP5227360A patent/JP3032669B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0790479A (ja) | 1995-04-04 |
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