JP6210112B2 - 疲労特性に優れた高強度鋼材およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、板厚３０ｍｍ以上５０ｍｍ以下の厚鋼板に関し、船舶、海洋構造物、橋梁、建築物、タンクなど構造安全性が強く求められる溶接構造物に好適な、疲労亀裂発生および疲労亀裂進展の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ものである。

船舶、海洋構造物、橋梁、タンクなどの構造物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て、常時稼働における繰返し荷重や、風、地震等に起因する繰返し震動に対して、構造物の構造安全性を有しなければならない。

繰返し荷重や繰返し震動に対しては疲労特性に優れていることが要求される。特に、部材の破断といった終局的な破壊を防止するためには、鋼材の有する疲労亀裂の発生と進展を抑制することが効果的と考える。

一般的な溶接構造物の場合、溶接止端部は応力集中部になりやすく、溶接による引張残留応力も作用するため疲労亀裂の発生源となることが多い。その防止策として、溶接止端部をなめ付け溶接したり、ショットピーニングにより圧縮残留応力を導入することが知られている。

しかしながら、溶接構造物には多数の溶接止端部があり、またコスト的にも負担が大きい。このため、これらの方法は工業的な規模での実施には不適当で、溶接構造物の耐疲労特性の向上は、使用される鋼材自体の疲労特性の向上により図られることが多い。

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種類の鋼材の疲労亀裂伝播挙動を論じたものである。本文献には、軟質相（ビッカース硬度：１４８）中に硬質相（ビッカース硬度：５６５、相の分率：３６．４％、相の平均サイズ：１４９μｍ）を均一分散させた鋼材Ａと、硬質相（ビッカース硬度：５４６、相の分率：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との、疲労亀裂伝播性を調べた結果、鋼材Ｂの方が疲労亀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、金属組織を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記載されている。

特許文献２には、金属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前記硬質第二相が、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。

特許文献３には、金属組織が面積率で６０〜８５％のベイナイト組織、合計で０〜５％のマルテンサイト組織とパーライト組織、残部がフェライト組織であることを特徴とする耐疲労亀裂進展性に優れた鋼板が記載されている。

特許第２９６２１３４号公報 特許第３８６０７６３号公報 特許第４４６６１９６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、工業製品規模で工程生産を行うにはコストや生産性の観点から現実的でない。また、疲労亀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適用することはできない。

特許文献１、２についても、熱間圧延の前後に熱処理を適用するため、工程生産上の効率性の面で望ましくない。例えば、特許文献２では、厚肉材の特性向上のため、拡散熱処理−熱間圧延―２相域熱処理を実施している。

特許文献３では、比較的板厚の小さい１５ｍｍ板厚材を対象としており、板厚３０ｍｍ以上の厚肉材には対応していない。厚肉材の強度確保のためにはＣなどの合金元素添加が必要である。しかしながら、特許文献３ではＣ量が最大０．１％であり厚肉化した場合の強度不足が懸念される。

また、上記の何れの発明も、疲労亀裂発生と疲労亀裂進展のいずれかの改善を図っており、両特性を兼ね備えた鋼板の検討はなされていない。疲労亀裂発生の抑制は、疲労強度の増大、すなわち母鋼板の降伏応力を増大することで向上する。しかしながら、高強度鋼ほど疲労亀裂先端での応力集中が大きくなり疲労亀裂進展が助長される。

そこで、本発明は、板厚３０ｍｍ以上５０ｍｍ以下の厚鋼板に関し、疲労亀裂発生および疲労亀裂進展の抵抗性に優れた鋼材およびその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、上記課題の達成に向けて鋭意研究を重ね、板厚３０ｍｍ以上５０ｍｍ以下の厚鋼板でも優れた疲労特性を有する高強度厚鋼板について以下の知見を得た。

１．板厚３０ｍｍを超える厚鋼板について、耐疲労亀裂発生および耐疲労亀裂進展性の両特性を同時に向上するには、主相のフェライトと、第２相のベイナイトおよび疑似パーライトで構成される混合組織とすることが重要である。このような組織は、適切な条件範囲で製造することにより実現できる。本発明では、Ｃ量を０．１０％以上含有することで、第２相の面積分率増加による高強度化を安定的に達成できる。

２．さらに、高強度厚肉材において、疲労特性を確保するため、Ｃａ添加による硫化物制御が有効に作用する。Ｃａは、ＣａＳを形成することによりＳを固定し、ＭｎＳとの複合介在物を生成する。ＭｎＳが単独で存在する場合は、圧延時に伸長され破壊の起点になる。しかしながら、ＣａＳをＭｎＳとの複合介在物とすることで母相に微細分散し、疲労亀裂発生および疲労亀裂進展の抵抗性が向上する。
本発明は、上記知見にさらに検討を加えてなされたものであり、その要旨は次のとおりである。

［１］ 成分組成が、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．２０％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００４０％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２〜０．０７％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、金属組織が、主相のフェライトと、第２相のベイナイトおよび疑似パーライトである疲労特性に優れた高強度鋼材。

［２］ 成分組成が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００３〜０．０３％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％の中から選ばれる一種または二種を含有することを特徴とする［１］に記載の疲労特性に優れた高強度鋼材。

［３］ 成分組成が、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．１〜０．５％、Ｍｏ：０．０２〜０．３％、Ｖ：０．０１〜０．０８％、Ｃｕ：０．１〜０．６％、Ｎｉ：０．１〜０．５％の中から選ばれる一種以上を含有することを特徴とする［１］または［２］に記載の疲労特性に優れた高強度鋼材。

［４］ 成分組成が、さらに、Ｏ：０．００４０％以下を含有し、かつ下記式（１）を満たすことを特徴とする［１］乃至［４］の何れかに記載の疲労特性に優れた高強度鋼材。

０＜（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ≦０．８・・・（１）
ただし、式（１）中のＣａ、Ｏ、Ｓは各成分の含有量（質量％）を表す。

［５］ ［１］乃至［４］の何れかに記載の成分組成を有する鋼素材を、９５０〜１２５０℃に加熱後、Ａｒ_３点以上で累積圧下率５０％以上の圧延を行い、Ａｒ_３点−６０℃以上の温度域から６００℃以下３５０℃以上の温度域まで５℃／ｓ以上の冷却速度で加速冷却することを特徴とする疲労特性に優れた高強度鋼材の製造方法。

［６］前記冷却速度は、前記［１］乃至［３］の何れかに記載の成分組成を有する鋼素材のＣＣＴ図における冷却曲線がフェライト変態ノーズにかかるときの冷却速度以下であることを特徴とする［５］に記載の疲労特性に優れた高強度鋼材の製造方法。

［７］ 前記加速冷却の後、さらに、Ａｃ_１点以下の温度で焼戻し処理することを特徴とする［５］または［６］に記載の疲労特性に優れた高強度鋼材の製造方法。

本発明によれば、耐疲労亀裂発生および耐疲労亀裂進展性に優れた鋼材およびその製造方法が得られる。例え、応力集中部や溶接部等から疲労亀裂が経年的に発生したとしても、その後の伝播を遅らせて、鋼構造物の安全性を高めることが可能で産業上極めて有用である。

図１は、鋼素材のＣＣＴ図（連続冷却変態図）を示す模式図である。

本発明の成分組成、製造条件および金属組織の規定について詳細に説明する。

１．成分組成について
以下に、本発明の成分組成について説明する。なお、成分組成における％は、全て質量％とする。

Ｃ：０．１０〜０．２０％
Ｃは、構造用鋼として必要な強度を得るために０．１０％以上の含有量が必要である。しかしながら、０．２０％を超えて含有すると、溶接性を害するのでＣ量は０．１０〜０．２０％の範囲とする。好ましくは０．１０〜０．１８％の範囲である。より好ましくは０．１１〜０．１７％の範囲である。

Ｓｉ：０．５０％以下
Ｓｉは脱酸元素として有益な元素であり、０．０１％以上の含有でその効果を発揮する。しかし、０．５０％を超えて含有すると母材および溶接熱影響部の靭性が顕著に低下するするとともに溶接性が著しく低下する。このため、Ｓｉ量は０．５０％以下とする。好ましくは０．０５〜０．４０％の範囲である。

Ｍｎ：１．０〜２．０％
Ｍｎは、母材強度を確保する観点から添加する。しかしながら、１．０％未満の含有ではその効果が十分でない。また、２．０％を超えて含有すると、過剰に焼入性を高め、熱影響部の靭性を著しく低下させる。このため、Ｍｎ量は１．０〜２．０％の範囲とする。好ましくは１．０〜１．８％の範囲である。より好ましくは１．０〜１．６％の範囲である。

Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、０．０３０％を超えて含有すると、母材および熱影響部の靱性を著しく低下させる。このため、Ｐ量は０．０３０％以下とする。好ましくは０．０２％以下である。

Ｓ：０．０００５〜０．００４０％
Ｓは、所要のＣａＳあるいはＭｎＳを生成するために０．０００５％以上必要であり、０．００４０％を超えて含有すると母材の靱性を劣化させる。したがって、Ｓ量は、０．０００５〜０．００４０％の範囲とする。好ましくは０．００１〜０．００３５％の範囲である。より好ましくは０．００１〜０．００３０％の範囲である。

Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２〜０．０７％
Ｓｏｌ．Ａｌは、鋼の脱酸上０．００２％以上が必要であり、０．０１％以上含有することが好ましい。しかしながら、０．０７％を超えて含有すると母材の靱性を低下させる。したがって、Ｓｏｌ．Ａｌ量は、０．００２〜０．０７％の範囲とする。好ましくは０．００５〜０．０７％の範囲である。より好ましくは０．０１〜０．０６％の範囲である。

Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％
Ｃａは、ＣａＳを形成することによりＳを化学的に固定し、ＭｎＳとの複合介在物を生成する。ＭｎＳが単独で存在する場合は、圧延時に伸長され破壊の起点になる。しかしながら、ＭｎＳとの複合介在物とすることで母相に微細分散し、疲労亀裂発生の抵抗性が向上する。このような効果を発揮させるには少なくとも０．０００５％以上含有する必要がある。しかしながら、０．００５０％を超えて含有しても効果が飽和する。このため、Ｃａ量は、０．０００５〜０．００５０％の範囲とする。好ましくは０．００１〜０．００４０％の範囲である。より好ましくは０．００１〜０．００３０％の範囲である。

以上が本発明の基本化学成分であり、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる。更に、強度、靭性を高める目的でＴｉ、Ｎｂの中から選ばれる一種以上を選択元素として含有してもよい。

Ｔｉ：０．００３〜０．０３％
靭性をより向上させるために、Ｔｉを含有することができる。Ｔｉは圧延前の加熱時に、ＴｉＮを生成し、オーステナイト粒径を微細化し、靭性を向上させる。その含有量が、０．００３％未満ではその効果が十分でなく、０．０３％を超えて含有しても効果が飽和する。このため、Ｔｉを含有する場合は、Ｔｉ量は０．００３〜０．０３％の範囲とすることが好ましい。

Ｎｂ：０．００５〜０．０５％
強度を向上させるために、Ｎｂを含有することができる。その含有量が０．００５％未満ではその効果が十分でなく、０．０５％を超えると靭性を低下させる。このため、Ｎｂを含有する場合は、その量は０．００５〜０．０５％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは０．００３〜０．０３０％の範囲である。

本発明の高強度鋼材は、上記組成に加えて、さらに、強度を向上させる目的でＣｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉの中から選ばれる一種以上を選択元素として含有してもよい。

Ｃｒ：０．１〜０．５％
Ｃｒは、０．１％未満ではその効果が不十分で、０．５％を超えて含有すると溶接性が低下する。このため、Ｃｒを含有する場合は、Ｃｒ量は０．１〜０．５％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは０．１〜０．４％の範囲である。

Ｍｏ：０．０２〜０．３％
Ｍｏは、０．０２％未満ではその効果が不十分で、０．３％を超えて含有すると溶接性が著しく低下する。このため、Ｍｏを含有する場合は、Ｍｏ量は０．０２〜０．３％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは０．０２〜０．２０％の範囲である。

Ｖ：０．０１〜０．０８％
Ｖは、０．０１％未満ではその効果が不十分で、０．０８％を超えて含有すると著しく靭性が低下する。このため、Ｖを含有する場合は、Ｖ量は０．０１〜０．０８％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは０．０１〜０．０７％の範囲である。

Ｃｕ：０．１〜０．６％
Ｃｕは、０．１％未満ではその効果が十分でなく、０．６％を超えて含有するとＣｕ割れの懸念が高まる。このため、Ｃｕを含有する場合は、Ｃｕ量は０．１〜０．６％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは０．１〜０．３％の範囲である。

Ｎｉ：０．１〜０．５％
Ｎｉの含有量が０．１％未満ではその効果が十分でなく、０．５％を超えて含有すると鋼材コストの上昇が著しい。このため、Ｎｉを含有する場合は、Ｎｉ量は０．１〜０．５％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは０．１〜０．４％の範囲である。

本発明の高強度鋼材は、上記成分組成のほかに、Ｏを０．００４０％以下とすることが好ましい。

Ｏ：０．００４０％以下
Ｏは０．００４０％を超えて含有すると靭性が劣化するため０．００４０％以下とする。

本発明の高強度鋼材は、さらに、下記式（１）を満たすことが好ましい。

０＜（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ≦０．８・・・（１）
ただし、式中のＣａ、Ｏ、Ｓは各成分の含有量（質量％）を表す。

Ｃａ、ＯおよびＳは、上記式（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓが、０超え０．８以下の関係を満足するように含有させる必要がある。この場合には、ＣａＳ上にＭｎＳが析出した複合硫化物の形態となる。ＭｎＳが単独で存在する場合は、圧延時に伸長され破壊の起点になる。しかしながら、ＣａＳをＭｎＳとの複合介在物とすることで母相に微細分散し、疲労亀裂の発生を抑制する。（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓの値が０．８を超えると、ＭｎＳは生成せず、ＯとＳがＣａ酸硫化物として全て晶出する。このため、そのサイズが粗大となって、母相／介在物界面の応力集中が大きくなって疲労強度を確保し難くなる。（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓが０以下の場合には、ＣａＳが晶出しないために、ＳはＭｎＳ単独の形態で析出し、このＭｎＳが鋼板製造時の圧延で伸長されて微細分散が維持されない。したがって、（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓは０超え０．８以下の範囲とする。

２．金属組織について
引張強さ５１０ＭＰａ以上の高強度化を図るために、金属組織は、実質的にフェライトとベイナイトおよび疑似パーライトとの混合組織とする。実質的にフェライトとベイナイトおよび疑似パーライトとの混合組織とは、これらの合計の面積分率が９５％以上であり、残部として、マルテンサイト、島状マルテンサイト、残留オーステナイト等を１種または２種以上を面積分率で５％以下含有する組織である。

なお、主相とは面積分率で５０％を超える組織であり、主相のフェライトは、フェライトの面積分率が５５％以上であることが好ましい。また、第２相とは面積分率が５０％未満の組織である。

板厚３０ｍｍ以上５０ｍｍ以下の厚肉材について高強度化と疲労特性の向上を図るためには、第２相としてベイナイトと疑似パーライトを合計で、面積分率で１５％以上分散することが望ましい。面積分率で１５％以上とすることで母材の強度、疲労強度の向上が期待される。なお、疑似パーライトとは、炭化物とフェライト相が層状に分散するパーライト（ラメラー状パーライト）に対して、ラメラー形状が崩れて炭化物が湾曲したり、塊状に分散する、塊状炭化物を主体とした組織であり、一部ラメラー状炭化物を含むこと（炭化物全量に対して面積分率で４０％以下）もある。炭化物の形態が塊状の場合、ラメラー状の場合に対して母相/第２相界面での応力集中が低下し、疲労亀裂発生が抑制され疲労強度が向上すると考えられる。

３．製造方法について
上記した組成を有する鋼を、転炉、電気炉等の溶製手段で常法により溶製し、連続鋳造法または造塊〜分塊法等で常法によりスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。なお、溶製方法、鋳造法については上記した方法に限定されるものではない。なお、経済性の観点から転炉法による製鋼プロセスと連続鋳造プロセスによる鋼片の鋳造を行うことが望ましい。その後、性能所望の形状に圧延する。以下、本発明の製造条件を示す。

本発明において規定される鋼の温度条件は、鋼片あるいは鋼板板厚方向の平均温度を指すものとする。板厚方向の平均温度は、板厚、表面温度および冷却条件などから、シミュレーション計算などにより求められる。たとえば、差分法を用い、板厚方向の温度分布を計算することにより、板厚方向の平均温度を求めることができる。

（１）加熱温度：９５０〜１２５０℃
熱間圧延を行うにあたり、鋼片を完全にオーステナイト化する必要があるため、加熱温度を９５０℃以上とする。一方、１２５０℃を超える温度まで鋼片を加熱すると、オーステナイト粒の粗大化がはじまり、靱性に悪影響を及ぼすことから、加熱温度は、９５０〜１２５０℃の範囲とする。靭性の観点から、好ましい加熱温度の範囲は１０００℃〜１１００℃である。

（２）Ａｒ_３点以上での累積圧下率：５０％以上
圧延においては、結晶粒を微細に維持して靭性を向上させるため、Ａｒ_３点以上の温度域で加工歪を導入する。累積圧下率については、５０％以上とすることにより、変態後のフェライト結晶粒が十分微細化して靭性向上が図られる。従って、圧延中の累積圧下率をＡｒ_３点以上で５０％以上とする。なお、Ａｒ_３点は、下記式（２）で求められる。
Ar₃=910-310[%C]-80[%Mn]-20[%Cu]-55[%Ni]-15[%Cr]-80[%Mo] （２）
ここで、各元素記号は、各元素の含有量（質量％）を意味し、含有しない場合は０とする。
熱間圧延温度がフェライト変態開始温度を下回った場合、圧下中にフェライトを生成して強度が低下するため、熱間圧延終了温度は少なくともＡｒ_３点以上とする。

（３）冷却開始温度：Ａｒ_３点−６０℃以上
冷却開始温度が低すぎると、加速冷却の前段階でフェライト生成量が高くなり強度が低下する。このためＡｒ_３−６０℃以上の温度から冷却を開始する。

（４）冷却速度：５℃／ｓ以上
熱間圧延に引き続き加速冷却を実施する。冷却速度を５℃／ｓ以上とすることにより、組織が粗大化することなく細粒組織が得られ、目標とする優れた強度、靱性および疲労特性を得ることができる。冷却速度が５℃／ｓ未満では、組織が粗大化するとともにフェライト分率が大きくなってしまい、目標とする母材強度、疲労強度、耐疲労亀裂進展性が得られない。また、冷却速度の上限としては、上記の成分組成を有する鋼素材のＣＣＴ図における冷却曲線がフェライト変態ノーズにかかるときの冷却速度以下であることが好ましい。冷却速度がフェライト変態ノーズにかかる冷却速度超えでは、ベイナイト分率が高くなってしまい、目標の耐疲労亀裂進展性、母材の延性および靭性が得られない。所望の組織を得るため、この冷却速度範囲内で板厚は好ましくは３０ｍｍ〜５０ｍｍである。

なお、ＣＣＴ図（連続冷却変態図）は、上記成分組成を有する鋼材からφ８×１２ｍｍの円柱形サンプルを複数個採取し、熱間加工再現試験装置にて圧延に対応する加工と種々の冷却速度での冷却パターンにて加工熱処理し、同時に試験片の膨張を測定して変態温度を調査する通常の方法にて作成する。図１に示すような、得られたＣＣＴ図のフェライト変態ノーズ（フェライト変態が起こる領域のうち、最も冷却速度が速い側）を通る一定冷却速度の曲線（ＣＣＴ図は横軸（時間）が対数のため曲線となる。）の冷却速度を求める。本発明では、ＣＣＴ図における冷却曲線がフェライト変態ノーズにかかるときの冷却速度以下５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することにより、擬似パーライトが生成し、疲労強度が向上する。

（５）冷却停止温度：６００〜３５０℃
冷却停止温度を６００℃以下３５０℃以上とすることにより、熱間圧延およびそれに続く冷却によって得られた所望の組織を形成することができる。冷却停止温度が６００℃より高いとベイナイトや疑似パーライトの分散量が不十分となり、３５０℃より低いと延性・靭性を確保することが難しくなる。冷却停止温度としては、５５０℃以下４００℃以上がさらに好ましい。

（６）焼戻し温度：Ａｃ_１点以下
鋼材の形状補正や延性、靭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点は下記式（３）で求められる。
Ac₁=723-11[%Mn]+29[%Si]-17[%Ni]+17[%Cr] （３）
ここで、各元素記号は、各元素の含有量（質量％）を意味し、含有しない場合は０とする。

表１に示す成分組成の鋼片について、表２に示す製造条件で板厚３０〜５０ｍｍの供試鋼を作製し、得られた鋼板の金属組織観察、機械的性質および疲労強度、疲労亀裂進展特性を調査した。なお、ＣＣＴ図（連続冷却変態図）における冷却曲線がフェライト変態ノーズにかかるときの冷却速度は、表１に示す成分組成を有する鋼材からφ１０×１２ｍｍの円柱形サンプルを複数個採取し、熱間加工再現試験装置にて圧延に対応する加工と種々の冷却速度での冷却パターンにて加工熱処理し、同時に試験片の膨張を測定して変態温度を調査する通常の方法にて作成して求めた。

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、３％ナイタール腐食液によりエッチングした圧延方向断面（Ｌ断面）の板厚１／４位置にて実施した。また、光学顕微鏡観察により、フェライト、ベイナイト、疑似パーライトの面積率を測定した。これらの値は１サンプルについて５視野で実施し、それらの総視野での平均値として求めた。

引張特性は、圧延方向と直角方向（Ｃ方向）に採取した、全厚×標点間距離２００ｍｍの試験片（ＮＫＶ１号試験片）を用いてＮＫ船級Ｋ編の規定に準拠して引張試験を実施し、引張特性を求めた。

靭性は、２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片（ＮＫＶ４号試験片）を板厚１／４位置より、圧延方向に平行に採取し、ＮＫ船級Ｋ編の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、試験温度−４０℃での３本の平均値（ｖＥ−４０（Ｊ））で評価した。

疲労強度は、φ１２ｍｍ×標点間距離２４ｍｍの丸棒引張試験片を用いて１００万回繰返し応力負荷時の値で評価した。試験片は、ＪＩＳ Ｚ２２７３に準拠して、板厚５０ｍｍ材は板厚１／４位置、板厚３０ｍｍ材は板厚１／２位置から採取した。

疲労亀裂進展特性は、ＡＳＴＭ Ｅ６４７に準拠して、板厚２５ｍｍのＣＴ試験片を用いてＣ方向に亀裂が進展する時の疲労亀裂進展試験にて調査した。試験片は、板厚５０ｍｍ材は板厚１／４位置、板厚３０ｍｍ材は板厚１／２位置から採取した。試験条件は、応力比０．１、室温大気中にて行い、応力拡大係数範囲（ΔＫ）で25MPa・ｍ^1/2のときの疲労亀裂進展速度を評価した。

試験結果を表３に示す。

試験結果は、降伏応力ＹＳ：３９０Ｎ／ｍｍ^２以上、引張強さＴＳ：５１０Ｎ／ｍｍ^２以上、伸び：１９％以上、ｖＥ−４０：１００Ｊ以上、疲労強度：３４０Ｍｐａ以上、疲労亀裂進展速度：１．０×１０^−７（ｍ／ｃｙｃｌｅ）以下を合否の判定基準とした。

表３から、本発明例であるＮｏ．１−１〜８−１ではいずれも降伏応力ＹＳが３９０Ｎ／ｍｍ^２以上、引張強さＴＳが５１０Ｎ／ｍｍ^２以上で優れた母材特性を有していることが確認された。また、本発明鋼は、疲労強度が３４０ＭＰａ以上、疲労亀裂進展速度が１．０×１０^−７（ｍ／ｃｙｃｌｅ）以下で疲労特性にも優れている。一方、化学成分や製造条件が本発明の範囲を外れる比較例であるＮｏ．９−１〜１２−１は、上記のいずれか１つ以上の特性が劣っている。

表４に示す成分組成の鋼片について、表５に示す製造条件で板厚３０〜５０ｍｍの供試鋼を作製し、得られた鋼板の金属組織観察、機械的性質および疲労強度、疲労亀裂進展特性を調査した。なお、ＣＣＴ図（連続冷却変態図）における冷却曲線がフェライト変態ノーズにかかるときの冷却速度は、表４に示す成分組成を有する鋼材からφ１０×１２ｍｍの円柱形サンプルを複数個採取し、熱間加工再現試験装置にて圧延に対応する加工と種々の冷却速度での冷却パターンにて加工熱処理し、同時に試験片の膨張を測定して変態温度を調査する通常の方法にて作成して求めた。

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、３％ナイタール腐食液によりエッチングした圧延方向断面（Ｌ断面）の板厚１／４位置にて実施した。また、光学顕微鏡観察により、フェライト、ベイナイト、疑似パーライトの面積率を測定した。これらの値は１サンプルについて５視野で実施し、それらの総視野での平均値として求めた。

引張特性は、圧延方向と直角方向（Ｃ方向）に採取した、全厚×標点間距離２００ｍｍの試験片（ＮＫＶ１号試験片）を用いて、ＮＫ船級Ｋ編の規定に準拠して引張試験を実施し、引張特性を求めた。

靭性は、２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片（ＮＫＶ４号試験片）を板厚１／４位置より、圧延方向に平行に採取し、ＮＫ船級Ｋ編の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、試験温度−４０℃での３本の平均値（ｖＥ-４０（Ｊ））で評価した。

疲労強度は、φ１２ｍｍ×標点間距離２４ｍｍの丸棒引張試験片を用いて１００万回繰返し応力負荷時の値で評価した。試験片は、ＪＩＳ Ｚ２２７３に準拠して、板厚５０ｍｍ材は板厚１／４位置、板厚３０ｍｍ材は板厚１／２位置から採取した。

疲労亀裂進展特性は、ＡＳＴＭ Ｅ６４７に準拠して、板厚２５ｍｍのＣＴ試験片を用いてＣ方向に亀裂が進展する時の疲労亀裂進展試験にて調査した。試験片は、板厚５０ｍｍ材は板厚１／４位置、板厚３０ｍｍ材は板厚１／２位置から採取した。試験条件は、応力比０．１、室温大気中にて行い、応力拡大係数範囲（ΔＫ）で25MPa・ｍ^1/2のときの疲労亀裂進展速度を評価した。

試験結果を表６に示す。

試験結果は、降伏応力ＹＳ：３９０Ｎ／ｍｍ^２以上、引張強さＴＳ：５１０Ｎ／ｍｍ^２以上、伸び：１９％以上、ｖＥ−４０：１００Ｊ以上、疲労強度：３４０Ｍｐａ以上、疲労亀裂進展速度：８．５×１０^−８（ｍ／ｃｙｃｌｅ）以下を合否の判定基準とした。

表６から、本発明例であるＮｏ．１−２〜８−２ではいずれも降伏応力ＹＳが３９０Ｎ／ｍｍ^２以上、引張強さＴＳが５１０Ｎ／ｍｍ^２以上で優れた母材特性を有していることが確認された。また、本発明鋼は、疲労強度が３４０ＭＰａ以上、疲労亀裂進展速度が８．５×１０^−８（ｍ／ｃｙｃｌｅ）以下で疲労特性にも優れている。式（１）が０超え０．８以下であることにより、耐疲労亀裂進展性により優れた高強度鋼材が得られるといえる。一方、化学成分や製造条件が本発明の範囲を外れる比較例であるＮｏ．９−２〜１６−２は、上記のいずれか１つ以上の特性が劣っている。

Claims (7)

1. 成分組成が、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．２０％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００４０％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２〜０．０７％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、金属組織が、主相のフェライトと、第２相のベイナイトおよび疑似パーライトであり、フェライト、ベイナイトおよび擬似パーライトの合計の面積分率が９５％以上、降伏応力が４７３ＭＰａ以上、ｖＥ−４０が１００Ｊ以上、疲労強度が３４０ＭＰａ以上、疲労亀裂進展速度が１．０×１０^−７（ｍ／ｃｙｃｌｅ）以下、板厚３０ｍｍ以上５０ｍｍ以下の疲労特性に優れた高強度鋼材。
2. 成分組成が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００３〜０．０３％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％の中から選ばれる一種または二種を含有することを特徴とする請求項１に記載の疲労特性に優れた高強度鋼材。ただし、Ｃ：０．１１２質量％、Ｓｉ：０．２５質量％、Ｍｎ：１．４４質量％、Ｐ：０．０１２質量％、Ｓ：０．００２０質量％、Ｎｂ：０．０２５質量％、Ｔｉ：０．０１０質量％、Ａｌ：０．０３２質量％、Ｎ：０．００３９質量％、Ｃａ：０．００１６質量％、Ｏ：０．００３２質量％を除く。
3. 成分組成が、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．１〜０．５％、Ｍｏ：０．０２〜０．３％、Ｖ：０．０１〜０．０８％、Ｃｕ：０．１〜０．６％、Ｎｉ：０．１〜０．５％の中から選ばれる一種以上を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の疲労特性に優れた高強度鋼材。ただし、Ｃ：０．１０３質量％、Ｓｉ：０．０７質量％、Ｍｎ：１．２５質量％、Ｐ：０．００５質量％、Ｓ：０．００１２質量％、Ｎｂ：０．０２６質量％、Ｖ：０．０３１質量％、Ｔｉ：０．０１１質量％、Ａｌ：０．０４２質量％、Ｎ：０．００３４質量％、Ｃａ：０．００２３質量％、Ｏ：０．００３０質量％を除く。
4. 成分組成が、さらに、Ｏ：０．００４０％以下を含有し、かつ下記式（１）を満たすことを特徴とする請求項１乃至３の何れかに記載の疲労特性に優れた高強度鋼材。
   ０＜（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ≦０．８・・・（１）
   ただし、式（１）中のＣａ、Ｏ、Ｓは各成分の含有量（質量％）を表す。
5. 請求項１乃至４の何れかに記載の成分組成を有する鋼素材を、９５０〜１２５０℃に加熱後、Ａｒ_３点以上で累積圧下率５０％以上の圧延を行い、７２０℃以上の温度域から６００℃以下３５０℃以上の温度域まで５℃／ｓ以上の冷却速度で加速冷却することを特徴とする、金属組織が、主相のフェライトと、第２相のベイナイトおよび疑似パーライトであり、フェライト、ベイナイトおよび擬似パーライトの合計の面積分率が９５％以上、降伏応力が４７３ＭＰａ以上、ｖＥ−４０が１００Ｊ以上、疲労強度が３４０ＭＰａ以上、疲労亀裂進展速度が１．０×１０^−７（ｍ／ｃｙｃｌｅ）以下、板厚３０ｍｍ以上５０ｍｍ以下の疲労特性に優れた高強度鋼材の製造方法。
6. 前記冷却速度は、前記請求項１乃至４の何れかに記載の成分組成を有する鋼素材のＣＣＴ図における冷却曲線がフェライト変態ノーズにかかるときの冷却速度以下であることを特徴とする請求項５に記載の疲労特性に優れた高強度鋼材の製造方法。
7. 前記加速冷却の後、さらに、Ａｃ_１点以下の温度で焼戻し処理することを特徴とする請求項５または６に記載の疲労特性に優れた高強度鋼材の製造方法。

Images