JP5407143B2 - 疲労き裂伝播遅延鋼材およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、橋梁、船舶、建築物、海洋構造物、タンク、パイプなど構造安全性が強く求められる溶接構造物や建設、輸送、採掘、掘削などの機器・機械に好適な疲労き裂伝播を遅延する鋼材、およびその製造方法に関する。

橋梁、船舶、建築物、海洋構造物、タンク、パイプなどの構造物や機器に使用される鋼材は、強度、靭性などの機械的性質や溶接性に優れていることに加え、常時稼動における繰返し荷重や風、地震等による震動に起因する繰返しに対して構造物の構造安全性を確保しなければならない。

繰返し荷重は疲労破壊をもたらすため、上記用途に用いられる構造用鋼に対しては疲労特性に優れていることが要求される。一般的に、疲労き裂は溶接部位の止端やルートあるいはスカラップなどの応力集中部から発生し、それが鋼材へと進展して、部材の終局的な破断へと至る。

疲労き裂の発生に対しては、応力集中を低減することが重要であり、そのような手法としては溶接止端形状の改善（付加溶接、ピーニング処理など）が効果的であることが広く知られている。

しかし、数百あるいは数千の溶接部にそのような処理を工業的な規模で実施することは施工時間やコストの観点から非現実的で、そのため、新設された溶接構造物は定期的に検査が行われ、疲労き裂が検出された際には、補修を繰り返して構造安全性を保持していくことが行われるが、このような検査や補修の手間、コストは莫大である。

そこで、疲労き裂が発生したとしてもそれが部材の破壊をもたらさぬように鋼材自身に疲労き裂伝播を遅延させる効果を持たせることが、検査や補修の観点からも極めて重要と考えられる。

一方、構造物の使用される環境には、風雨や飛来塩分に曝されたり、機器・機械の運転により温度上昇が生じることもある。例えば、前者は山間部や海岸付近で敷設された橋梁に相当し、後者はオイルサンドよりスチームインジェクション法によって原油を採取する機器・機械に相当する。

このような構造物および機器の構成部材は疲労き裂進展抵抗だけでなく、耐候性や耐熱性も具備していることが望ましい。

非特許文献１は限られた成分の鋼でラボスケールの特殊な熱処理を繰り返して製造した２種類の鋼材の疲労き裂伝播挙動を論じたものである。

軟質相（ビッカース硬度：148）中に硬質相（ビッカース硬度：565、分率：36.4%、平均サイズ：149μm）を均一分散させた鋼材：Aと硬質相（ビッカース硬度：546、分率：39.2%）で軟質相（ビッカース硬度：149）を網目状に取り囲んだ鋼材：Bの疲労き裂伝播特性を調べた結果、鋼材：Bの方が疲労き裂伝播速度が大きく低減することが詳細な考察とともに述べられている。

特許文献１にはミクロ組織を硬質部の素地とこの素地に分散した軟質部とで構成し、両者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き裂進展抑制効果を有する鋼板が記載されている。

特許文献２にはミクロ組織が軟質相とそれを網目状に囲む硬質第二相からなり、軟質相はフェライト、焼戻しベイナイト、焼戻しマルテンサイトの一種または二種以上で構成され、ビッカース硬度１５０以下であり、硬質第二相は、ベイナイト、マルテンサイト、焼戻しベイナイト、焼戻しマルテンサイトの一種または二種以上で構成され、ビッカース硬度２５０以上であり、硬質第二相の粒界占有率（硬質第二相が占めている粒界長さの総和／総粒界長さ）が０．５以上であることを特徴とする耐疲労き裂伝播特性に優れた厚鋼材が記載されている。

特許文献３にはミクロ組織がフェライトと硬質第二相とを含む組織からなり、かつ、鋼板表面に平行な断面組織における硬質第二相が、面積分率：２０〜８０％、ビッカース硬度：２５０〜８００、平均円相当径：１０〜２００μmで、且つ、硬質第二相間の最大間隔：５００μm以下であることを特徴とする疲労強度に優れた厚鋼板が記載されている。
特許第２９６２１３４号公報 特許第３７８５３９２号公報 特許第３８６０７６３号公報 Ｈ．ＳＵＺＵＫＩ ＡＮＤ Ａ．Ｊ．ＭｃＥＶＩＬＹ Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌ Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ Ａ，Ｖｏｌｕｍｅ １０Ａ，Ｐ４７５〜４８１，１９７９

しかしながら、非特許文献１に記載された鋼は５段階の熱処理を必要とするものであり、工場・製品規模で工程生産を行うにはコストや期間の観点から不可能に近い。また、疲労き裂伝播特性と相反して延性が低下しており、このような鋼を構造物へと適用することはできない。

特許文献１、２記載の発明は非特許文献１と類似する内容で、特許文献１には詳細な製造条件が記載されておらず、特許文献１記載の発明に係る鋼板を製造することは困難を伴う。特許文献２記載の発明に係る鋼の硬質相の粒界占有率は非特許文献１に記述のマルテンサイト組織の連結性（ｃｏｎｎｅｃｔｉｖｉｔｙ）と同意語で、非特許文献１記載の鋼と同様の問題を有している。

特許文献３は実施例で示しているように鋼材の板厚方向のみでの疲労き裂進展特性を抑制するものであり、鋼板長手方向や幅方向での疲労き裂進展特性の劣化が懸念される。

そこで、本発明は、上記課題を解決する、疲労き裂伝播を遅延する鋼およびその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者等は、疲労き裂進展特性におよぼすミクロ組織形態の影響について鋭意詳細に検討した。

図１は、種々の成分および方法で製造した鋼材において、硬質相の平均ビッカース硬度が２５０以上の鋼材を抽出し、硬質相面積分率と圧延直角方向での疲労き裂伝播速度を示したものである（成分、製造方法、試験方法等の詳細については実施例にて記述）。図より、硬質相の硬度と面積分率では、疲労き裂伝播速度は一義的に整理されない。

図２に、さらに図１の試験結果より硬質相と軟質相の平均ビッカース硬度差が１００以上の鋼材を抽出し、硬質相の面積分率で整理を試みた結果を示す。図より、伝播速度は硬質相分率で５０％をピークに凹型の傾向を示すことが認められるが、同一の組織分率においても疲労き裂伝播速度は大きくばらつき、このような指標をもって工程製造することは品質保証の観点からも好ましくない。

そこで、本発明者等は、更に検討を進め、硬質相の面積分率を指標とした組織分率パラメータ：ＶＰと硬質相／軟質相の硬度差：ΔＨｖとの積を用いた場合、疲労き裂伝播特性が整理されることを見出した。

更に、上記知見を満足する鋼は成分組成を調整した場合、耐候性や耐熱性を具備できること、工業規模で工程生産しうることを見いだした。

本発明は、得られた知見に更に検討を加えてなされたもので、すなわち、本発明は、
１．質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜０．４５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ｃｕ：０．３１〜０．４５％、Ｎｉ：０．１８〜０．３５％、Ｃｒ：０．１５〜０．５４％、残部が鉄および不可避的不純物からなり、ミクロ組織が硬質相と軟質相から構成され、（１）式による組織分率パラメータ：ＶＰと、（２）式による硬質相／軟質相の硬度差：ΔＨｖとの積が５０以上であることを特徴とする耐疲労特性に優れた耐候性鋼。

ＶＰ＝ＶＦＨ／５０ （１）
但し、（１）式は０＜ＶＦＨ≦５０の場合で、５０＜ＶＦＨ＜１００の場合は、
ＶＰ＝（１００−ＶＦＨ）／５０を（１）式とする。ここで、ＶＦＨ：硬質相
の面積分率［％］。

ΔＨｖ＝ＨｖＨ−ＨｖＳ （２）
但し、ＨｖＨ：硬質相の平均ビッカース硬度、ＨｖＳ：軟質相の平均ビッカー
ス硬度
２．更に、質量％で、Ｍｏ：０．０１〜１．０％を含有する１に記載の耐疲労特性に優れた耐候性鋼。
３．質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜０．４５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０５％以下、残部が鉄および不可避的不純物からなり、更に、鋼成分としてＣｕ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜５．０％、Ｃｒ：０．０１〜３．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％の一種または二種以上を含有する鋼を９００℃以上１３００℃以下に加熱し、Ａｒ_３点以上の累積圧下率が５０％以上となるよう圧延を行い、Ａｒ_３点以下からＡｒ_３−２００℃以上の温度範囲において６．９℃／ｓ以下、且つ（３）式からなるＣＲＳ［℃／s］以下の冷却速度で３ｓ以上冷却した後、冷却速度７．１℃／ｓ以上で５００℃以下まで加速冷却し、加速冷却まま、もしくはＡｃ_１点未満で焼戻すことを特徴とする疲労き裂伝播を遅延する鋼材の製造方法。
ＣＲＳ［℃／s］＝３００／ｅｘｐ（５×ＣＰ＋１） （３）
但し、ＣＰ＝Ｃ＋Ｍｎ／４＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／９＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４（元素記号は鋼材中の各元素の質量％での含有量を表す）

本発明によれば、疲労き裂伝播を遅延しうる鋼材が得られ、構造物に用いて応力集中部や溶接部等から疲労き裂が発生したとしても、使用過程での疲労き裂進展を遅らせることが可能で、鋼構造物や機械・機器の寿命延伸や補修工程の省力化に繋がる点で、産業上極めて有用である。

また、鋼成分を適切に調整することで耐候性や耐熱性を付与することも可能であり、鋼構造物や機械・機器の安全性をさらに高めることができる。また、そのような鋼材を、加熱温度、圧延条件、冷却速度、冷却温度、焼戻し温度を適切に制御することで工業規模で生産できる点で、産業発展への寄与が大きい。

以下、本発明の鋼材の成分組成と組織形態について詳細に説明する。
１ 成分組成（含有量％は質量％とする。）
Ｃ
Ｃは強度ならびに疲労特性を向上させるための硬質相の面積率を確保するため０．０２％以上添加する。０．２０％を超えて添加すると溶接性が阻害され、延性や曲げ加工性に劣る。好ましくは０．０５％以上０．１８％以下を添加する。

Ｓｉ
Ｓｉは脱酸と強度を確保するため０．０１％以上添加する。０．４５％を超えて添加すると溶接性、靭性が劣化する。好ましくは０．０５％以上０．４０％以下を添加する。

Ｍｎ
Ｍｎは焼入れ性の増加により、強度、靭性を確保するため、０．５％以上添加する。２．０％を超えると溶接性が劣化する。好ましくは０．５％以上１．８％以下を添加する。

Ｐ
Ｐは耐候性の向上に寄与する。しかし、過度の添加は靭性劣化に繋がるため、上限を０．１％とする。好ましくは０．０５％以下とする。

Ｓ
Ｓは靭性を劣化させるため、上限を０．０５％とする。好ましくは０．０３％以下とする。

Ｃｕ
Ｃｕは固溶を通じて強度を上昇させるとともに耐候性を向上させるので、０．０１％以上添加する。１．０％を超えると溶接性が損なわれ、鋼材製造時に疵が生じやすくなる。好ましくは、０．０１％以上０．８％以下を添加する。

Ｎｉ
Ｎｉは低温靭性や耐候性を向上させるとともに、Ｃｕを添加した場合の熱間脆性を改善するため、０．０１％以上添加する。添加量が５.０％を超えると溶接性が損なわれ、鋼材コストも上昇する。好ましくは、０．０１％以上４.０％以下とする。

Ｃｒ
Ｃｒは焼入れ性の増加や焼戻し軟化抵抗を通じて強度を上昇させ、また耐候性や耐熱性を向上させるので、０．０１％以上添加する。添加する場合、３．０％を超えると溶接性と靭性が損なわれる。好ましくは、０．０１％以上２．５％以下とする。

Ｍｏ
Ｍｏは焼入れ性の増加や焼戻し軟化抵抗を通じて強度を上昇させ、耐候性、耐熱性を向上させるので、０．０１％以上添加する。添加量が１．０％を超えると溶接性と靭性が損なわれる。好ましくは、０．０１％以上０．８％以下とする。

以上が本発明に係る鋼の基本成分組成であるが、更に強度、靭性、溶接性の向上などの目的でＮｂ，Ｖ，Ｔｉ，Ｂの一種または二種以上を添加する。

Ｎｂ
Ｎｂは圧延・焼入れ時のオーステナイトの細粒化を図ると同時に、焼戻し時に析出し強度を上昇させるので、必要に応じて添加する。添加する場合、０．１％を超えると靭性が損なわれる。好ましくは０．０５％以下とする。

Ｖ
Ｖは、圧延・焼入れ時のオーステナイトの細粒化を図るとともに、焼戻し時の析出を通じて強度上昇が図れるため、必要に応じて添加する。０．１０％を超えて添加すると溶接性と靭性が損なわれる。好ましくは０．０５％以下とする。

Ｔｉ
Ｔｉは、強度を上昇させ、溶接部靭性を向上させるので、必要に応じて添加する。添加量が０．１％を超えると鋼材コストの上昇や靱性が劣化するので添加する場合は０．１％以下、好ましくは０．０５％以下とする。

Ｂ
Ｂは焼入れ性を高め、強度を上昇させるので、必要に応じて添加する。添加する場合、０．００５％を超えると溶接性が低下するので０．００５％以下とし、好ましくは０．００３％以下とする。

２．ミクロ組織形態
構成組織
本発明に係る鋼材のミクロ組織は、構成組織を硬質相と軟質相の複合組織とする。鋼材組織が硬質相単相あるいは軟質相単相の場合、疲労き裂伝播を遅延することができない。

軟質相中に疲労き裂先端が存在し、その前方に硬質相が存在すると、塑性域の拘束などを通じ、疲労き裂が硬質相を避けて屈曲や分岐し進展するようになる。

このようなき裂の屈曲や分岐は破面粗さ誘起き裂閉口や応力遮蔽効果をもたらして疲労き裂進展駆動力を低下させる。

軟質相はフェライト、焼戻しベイナイト、焼戻しマルテンサイトのうち一種または二種以上である。硬質相はパーライト、焼戻しベイナイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、マルテンサイトのうち一種または二種以上である。

組織分率および硬質相／軟質相硬度差
本発明では、組織分率パラメータ：ＶＰと硬質相／軟質相の硬度差：ΔＨｖとの積を５０以上とする。

組織分率パラメータ：ＶＰは、前出の図２の傾向を基に以下の（４）、（５）式のように定義し、硬質相の面積分率が５０％に近づくほど１に近づく。
ＶＰ ＝ＶＦＨ／５０・・・・・・・・・０＜ＶＦＨ≦５０の場合 （４）
＝（１００−ＶＦＨ）／５０・・・５０＜ＶＦＨ＜１００の場合 （５）
但し、ＶＦＨ：硬質相の面積分率［％］
また、硬質相／軟質相の硬度差：ΔＨｖを（６）式で定義する。
ΔＨｖ ＝ＨｖＨ−ＨｖＳ （６）
但し、ＨｖＨ：硬質相の平均ビッカース硬度
ＨｖＳ：軟質相の平均ビッカース硬度
図３に、組織分率パラメータ：ＶＰと硬質相／軟質相の硬度差：ΔＨｖとの積をとり、疲労き裂伝播速度を整理した結果を示す。試験データは前出の図１、図２のものを用いた。

図より、ＶＰ×ΔＨｖにて疲労き裂伝播速度は一義的に整理可能で、ＶＰ×ΔＨｖが５０以上で安定的に疲労き裂伝播速度が低くなっていることが認められる。

上記指標で疲労き裂伝播速度が整理された原因としては、疲労き裂進展速度には（１）硬質相に遭遇する頻度と（２）硬質相に遭遇したときに局所的に伝播速度が低下する度合いが相乗的に関与していることが考えられる。

そして、それらの組織学的な特徴がそれぞれ（１）組織分率パラメータ：ＶＰと（２）硬質相／軟質相の硬度差：ΔＨｖにより表現されたため、疲労き裂進展速度が精度良く整理できたものと考えられる。なお、鋼材組織が３相以上からなる場合、ＶＦＨ、ＨｖＨは最も硬い相の分率と硬度、ＨｖＳは最も軟らかい相の硬度である。

２．製造方法
以下の説明において、温度は鋼材表面温度とし、冷却速度は鋼材の厚さ方向での平均値とする。

加熱温度
加熱温度は９００℃以上１３００℃以下とする。加熱温度が９００℃未満であるとその後の圧延温度が確保できない。また、１３００℃を超えると鋼の結晶粒が粗大化するので靭性の確保が困難となる。

圧延
熱間圧延はＡｒ_３点以上の累積圧下率が５０％以上で行う。Ａｒ_３点以上の累積圧下率が５０％以上となるよう圧延を行うことにより旧オーステナイト粒の微細化が図れ、靭性や耐疲労き裂伝ぱ特性の向上が図れる。Ａｒ_３点以上の累積圧下率が５０％を下回ると靱性が劣化する。

なお、本発明ではＡｒ_３点以上の累積圧下率で５０％以上の圧延を行えば良く、Ａｒ_３点以下で圧延を継続するいわゆる二相域圧延も許容する。Ａｒ_３点は例えば、Ａｒ_３(℃)＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ（但し、元素記号は鋼材中の各元素の質量%での含有量を表す）で表される関係式により鋼材の成分組成に基づいて導くことが出来る。

加速冷却
本発明では、冷却は、冷却速度を２段階として行う。まず、Ａｒ_３点以下からＡｒ_３−２００℃以上の温度範囲において（７）式からなるＣＲＳ［℃／s］以下の冷却速度で３ｓ以上冷却する。

ＣＲＳ［℃／s］＝３００／ｅｘｐ（５×ＣＰ＋１） （７）
但し、ＣＰ＝Ｃ＋Ｍｎ／４＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／９＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４（元素記号は鋼材中の各元素の質量％での含有量を表す）
圧延終了後に、Ａｒ_３点以下からＡｒ_３−２００℃以上の温度範囲においてＣＲＳ以下の冷却速度で３ｓ以上冷却することによりオーステナイトからフェライトに代表される軟質相が生成される。

次に、冷却速度５℃／ｓ以上で５００℃以下まで加速冷却する。当該冷却により、残部オーステナイト部をベイナイトやマルテンサイトなどの硬質相とすることができ、硬質相と軟質相からなる鋼材を製造することができる。

図４は、上記規定の成分の鋼を上記規定の加熱、圧延条件で圧延し、Ａｒ_３点以下からＡｒ_３−２００℃以上の温度範囲で種々の冷却速度（ＣＲ）で３ｓ以上冷却した後、冷却速度５℃／ｓ以上で５００℃以下まで加速冷却した鋼材に関して、横軸にＣＲとＣＲＳとの差異（ＣＲ＝ＣＲＳの場合、横軸の値は０）を縦軸にＶＰ×ΔＨｖをとりプロットしたものである。

図より、ＣＲがＣＲＳに近づくにつれてＶＰ×ΔＨｖが上昇し、ＣＲがＣＲＳ以下となることにより下限線でＶＰ×ΔＨｖが５０以上になることがわかる。すなわち、ＣＲをＣＲＳ以下とすることで、疲労き裂伝播を遅延しうる鋼材が製造可能である。

鋼材の焼入れ性を示すパラメータとして定義するＣＰ＝Ｃ＋Ｍｎ／４＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／９＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４（元素記号は鋼材中の各元素の質量％での含有量を表す）を用いてＣＲＳを設定したことで、ＣＲＳ以下の温度域で冷却すれば成分によらず軟質相が導入されるためと推察される。

ＣＲＳ［℃／s］以下の冷却速度で、冷却する温度範囲はＡｒ_３点以下Ａｒ_３−２００℃以上とし、且つ、当該冷却速度での冷却時間は３ｓ以上とする。温度範囲がＡｒ_３点を超える場合やＡｒ_３−２００℃を下回る場合には冷却速度をＣＲＳ以下としても軟質相を導入できない。

また、それら温度範囲にて冷却速度がＣＲＳ以下で３ｓを下回る冷却を行った場合も軟質相を導入できない。なお、ＣＲＳ以下での冷却は例えば圧延後に放冷、徐冷を行うことで達成される。また、鋼材が十分に厚い場合には水冷のみによってＣＲＳ以下の冷却速度が達成される場合もある。

熱間圧延後、Ａｒ_３点以下からＡｒ_３−２００℃以上の温度範囲をＣＲＳ［℃／s］以下の冷却速度で３ｓ以上冷却し軟質相を導入した後、残部をベイナイトやマルテンサイトの硬質相とするために冷却速度５℃／ｓ以上で５００℃以下まで加速冷却する。

冷却速度が５℃／ｓを下回る場合や冷却停止温度が５００℃を上回る場合、フェライトなどの軟質相の生成量が多くなり、ＶＰ×ΔＨｖが本発明での規定値を満足しない。

焼戻し
鋼材の形状補正や延性、靱性の向上が必要な場合、加速冷却後にＡｃ_１点未満で焼戻すことができる。焼戻し温度がＡｃ_１点を超えると島状マルテンサイトが生成し、靭性が劣化する。

なお、Ａｃ_１点は例えば、Ａｃ_１（℃）＝７２３−１４Ｍｎ＋２２Ｓｉ−１４．４Ｎｉ＋２３．３Ｃｒ（但し、元素記号は鋼材中の各元素の質量％での含有量を表す）により鋼材の成分組成に基づいて導くことが出来る。

表１に示す成分組成の鋼片にて、表２に示す条件にて板厚１２〜１００ｍｍの供試鋼板を作成し、組織観察、硬さ試験、強度・靭性試験、疲労き裂伝播試験を実施した。尚、一部の供試鋼については耐候性試験、高温引張試験を実施した。

組織観察は任意の箇所から採取した試料を研磨したサンプルを用いて、２％ナイタール腐食液によりエッチングした圧延方向に平行な断面の板厚／４位置にて実施した。光学顕微鏡観察により硬質相の面積分率を求めた。面積分率は５視野で実施し、それら総視野での平均値として求めた。

硬さ試験は、軟質相と硬質相のビッカース硬度を、上記５視野の観察位置において、各相１０点を荷重０．０９８Ｎ（１０ｇｆ）にて測定した。それら測定値を平均して、軟質相および硬質相の平均ビッカース硬度とした。

強度は圧延方向に直角方向に採取したＪＩＳ Ｚ２２０１ １Ａ号の全厚試験片（板厚５０ｍｍ以上は板厚／４位置でのＪＩＳ Ｚ２２０１ ４号丸棒試験片）により評価した。引張強度（σ_ＴＳ）で４９０ＭＰa以上、且つ破断伸び（Ｅｌ）で１５％以上を合格とした。

靭性は板厚／４位置（板厚２５ｍｍ未満は板厚／２位置）で圧延方向と平行方向に採取したＪＩＳ Ｚ ２２０２のＶノッチシャルピー衝撃試験片により評価した。延性・脆性破面遷移温度（ｖＴｓ）で−２０℃以下を合格とした。

疲労き裂伝播速度はき裂が圧延直角方向および圧延方向に進展する全厚（板厚２５ｍｍを超えるものは２５ｍｍｔまで片面減厚）のＣＴ試験片を採取し、応力比０．１、周波数２０Ｈｚ、室温大気中でＡＳＴＭ Ｅ６４７に準拠して行った。応力拡大係数範囲（ΔＫ）で２０ＭＰａ√ｍの時の疲労き裂伝播速度が５．０×１０^−８ｍ／Ｃｙｃｌｅ以下の場合を合格とした。

また、板厚方向への疲労き裂進展速度は全厚（板厚２５ｍｍを超えるものは２５ｍｍｔまで片面減厚）の三点曲げ試験片により、応力比０．１、周波数１０Ｈｚ、室温大気中にて実施した。応力拡大係数範囲（ΔＫ）で２０ＭＰａ√ｍの時の疲労き裂伝播速度が５．０×１０^−８ｍ／Ｃｙｃｌｅ以下の場合を合格とした。

また、耐候性を向上させることを狙いとして製造した鋼材については、川崎湾岸工業地帯にて大気暴露試験を行った。試験片は１５０ｍｍ角×全厚の板状とし、南向きに３０°傾斜させて暴露した。暴露期間は２年とし、回収した試験片の腐食減量を調査した。腐食減量はＳＳ４００のそれを１とした時に０．５以下である場合を合格とした。

また、耐熱性を向上させることを狙いとして製造した鋼材については、６００℃、大気中において引張試験を行い、耐力（０．２％オフセット耐力）を室温のそれと比較した。６００℃の耐力／室温の耐力が０．５以上の場合を合格とした。

組織観察結果を表３、引張、靭性、疲労き裂伝播試験結果を表４に示す。また、大気暴露試験結果・高温引張試験結果を表４に合わせて示す。

表３，４より、成分、製造方法を本発明規定範囲内としたＮｏ．１〜Ｎｏ．１０の鋼板はいずれも２相以上の複合組織であり、ＶＰ×ΔＨｖが５０以上の値を有している。これらの鋼板はいずれの方向においても優れた耐疲労き裂伝播特性を示し、かつ、強度、延性、靭性にも優れていることが認められる。

また、Ｎｏ．３、４、９の鋼板については優れた耐候性を兼ね備えている。さらに、Ｎｏ．６、７、８、１０の鋼板については耐熱性に優れていることが認められる。

一方、Ｃ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒが本発明範囲を下回るＮｏ．１１の鋼板は、本発明規定範囲内の製法としてもフェライト単相組織となっている。このため疲労き裂伝播速度が高く、引張強度が低い。

Ｃ、Ｐ、Ｓが本発明範囲を超えるＮｏ．１２の鋼板、加熱温度が１３００℃を上回り、Ａｒ_３点以上の累積圧下率が５０％を下回るＮｏ．１３の鋼板は延性、靱性が低い。

Ａｒ_３点からＡｒ_３−２００℃の温度域でＣＲＳ以下の冷却速度での冷却工程を設けず、熱間圧延後直ちに加速冷却を行ったＮｏ．１４の鋼板はベイナイト単相組織となり、疲労き裂伝播速度が高い。

Ａｒ_３点からＡｒ_３−２００℃の温度域でＣＲＳを超える冷却速度で冷却を実施したＮｏ．１５の鋼板、前記温度域でのＣＲＳ以下の冷却速度での冷却時間が３ｓに満たないＮｏ．１６の鋼板、加速冷却時の冷却速度が５℃／ｓに満たず、かつ冷却停止温度が５００℃を超えるＮｏ．１７の鋼板は、いずれもＶＰ×ΔＨｖが５０を下回っており疲労き裂伝播特性が劣化している。焼戻し温度がＡｃ₁点を超えるＮｏ．１８の鋼板は靱性および延性が低く、かつＶP×ΔＨｖが５０を下回っているために疲労き裂伝播速度が高い。

硬質相面積分率と疲労き裂伝播速度の関係（硬質相の平均ビッカース硬度：２５０以上）を示す図。 硬質相面積分率と疲労き裂伝播速度の関係（硬質相と軟質相の平均ビッカース硬度差：１００以上）を示す図。 組織分率パラメータ（ＶＰ）×硬質相と軟質相の平均ビッカース硬度差（ΔＨｖ）と疲労き裂伝播速度の関係を示す図。 組織分率パラメータ（ＶＰ）×硬質相と軟質相の平均ビッカース硬度差（ΔＨｖ）と冷却速度差（ＣＲ−ＣＲＳ）の関係を示す図。

Claims (3)

1. 質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜０．４５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ｃｕ：０．３１〜０．４５％、Ｎｉ：０．１８〜０．３５％、Ｃｒ：０．１５〜０．５４％、残部が鉄および不可避的不純物からなり、ミクロ組織が硬質相と軟質相から構成され、（１）式による組織分率パラメータ：ＶＰと、（２）式による硬質相／軟質相の硬度差：ΔＨｖとの積が５０以上であることを特徴とする耐疲労特性に優れた耐候性鋼。
   ＶＰ＝ＶＦＨ／５０ （１）
   但し、（１）式は０＜ＶＦＨ≦５０の場合で、５０＜ＶＦＨ＜１００の場合は、ＶＰ＝（１００−ＶＦＨ）／５０を（１）式とする。ここで、ＶＦＨ：硬質相の面積分率［％］。
   ΔＨｖ＝ＨｖＨ−ＨｖＳ （２）
   但し、ＨｖＨ：硬質相の平均ビッカース硬度、ＨｖＳ：軟質相の平均ビッカース硬度
2. 更に、質量％で、Ｍｏ：０．０１〜１．０％を含有する請求項１に記載の耐疲労特性に優れた耐候性鋼。
3. 質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜０．４５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０５％以下、残部が鉄および不可避的不純物からなり、更に、鋼成分としてＣｕ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜５．０％、Ｃｒ：０．０１〜３．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％の一種または二種以上を含有する鋼を９００℃以上１３００℃以下に加熱し、Ａｒ_３点以上の累積圧下率が５０％以上となるよう圧延を行い、Ａｒ_３点以下からＡｒ_３−２００℃以上の温度範囲において６．９℃／ｓ以下、且つ（３）式からなるＣＲＳ［℃／s］以下の冷却速度で３ｓ以上冷却した後、冷却速度７．１℃／ｓ以上で５００℃以下まで加速冷却し、加速冷却まま、もしくはＡｃ_１点未満で焼戻すことを特徴とする疲労き裂伝播を遅延する鋼材の製造方法。
   ＣＲＳ［℃／s］＝３００／ｅｘｐ（５×ＣＰ＋１） （３）
   但し、ＣＰ＝Ｃ＋Ｍｎ／４＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／９＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４（元素記号は鋼材中の各元素の質量％での含有量を表す）

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