JPH0790478A - 耐疲労亀裂進展特性の良好な鋼板およびその製造方法 - Google Patents
耐疲労亀裂進展特性の良好な鋼板およびその製造方法Info
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- JPH0790478A JPH0790478A JP22735993A JP22735993A JPH0790478A JP H0790478 A JPH0790478 A JP H0790478A JP 22735993 A JP22735993 A JP 22735993A JP 22735993 A JP22735993 A JP 22735993A JP H0790478 A JPH0790478 A JP H0790478A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 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。 【構成】 鋼板圧延方向に延在する縞状の第二相Ｂが母
相Ａ内に５〜５０％の面積率で散在することを特徴とす
る微視組織において、第二相Ｂの硬さＨｖが母相Ａの硬
さＨｖより３０％高いことを特徴とする耐疲労亀裂進展
特性の良好な鋼板。
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。 【構成】 鋼板圧延方向に延在する縞状の第二相Ｂが母
相Ａ内に５〜５０％の面積率で散在することを特徴とす
る微視組織において、第二相Ｂの硬さＨｖが母相Ａの硬
さＨｖより３０％高いことを特徴とする耐疲労亀裂進展
特性の良好な鋼板。
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、鋼板組織内に、層状に硬化層を配
列させることにより、疲労亀裂に先立つ塑性域の広がり
を抑制し、亀裂進展を遅延させる高疲労強度鋼板とその
製造方法に関するものである。
を向上させるために、鋼板組織内に、層状に硬化層を配
列させることにより、疲労亀裂に先立つ塑性域の広がり
を抑制し、亀裂進展を遅延させる高疲労強度鋼板とその
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）鋼板圧延方向に延在する縞状の第二相Ｂが母相Ａ
内に５〜５０％の面積率で散在することを特徴とする微
視組織において、第二相Ｂの硬さＨｖが母相Ａの硬さＨ
ｖより３０％以上高いことを特徴とする耐疲労亀裂進展
特性の良好な鋼板。 （２）鋼板圧延方向に延在する縞状の第二相Ｂが母相Ａ
内に５〜５０％の面積率で散在することを特徴とする微
視組織において、硬さＨｖが母相Ａの硬さＨｖより３０
％以上高い第二相Ｂがアスペクト比（縦長／幅）で４以
上、長さが２０μｍ以上であることを特徴とする耐疲労
亀裂進展特性の良好な鋼板。
である。 （１）鋼板圧延方向に延在する縞状の第二相Ｂが母相Ａ
内に５〜５０％の面積率で散在することを特徴とする微
視組織において、第二相Ｂの硬さＨｖが母相Ａの硬さＨ
ｖより３０％以上高いことを特徴とする耐疲労亀裂進展
特性の良好な鋼板。 （２）鋼板圧延方向に延在する縞状の第二相Ｂが母相Ａ
内に５〜５０％の面積率で散在することを特徴とする微
視組織において、硬さＨｖが母相Ａの硬さＨｖより３０
％以上高い第二相Ｂがアスペクト比（縦長／幅）で４以
上、長さが２０μｍ以上であることを特徴とする耐疲労
亀裂進展特性の良好な鋼板。
【０００７】（３）Ｐを０．０１％（wt％）以下とし、
Ａ０３＝０．９％Ｃｒ−１０．５％Ｍｏ＋７．４％Ｎｉ
＋７．５％Ｍｎ−１２．７％Ｓｉ＞０とし、かつＳｉを
０．２０％以上とした溶接構造用鋼をＡｒ3 点以上の未
再結晶域で圧下率６０％以上の圧延後、該圧延終了温度
からＡｒ3 −５０℃までを冷却速度３℃/sec以下で冷却
し、更に冷却速度５℃/sec以上で冷却することを特徴と
する製造方法。 （４）必要に応じ、熱処理を適用することを特徴とする
（３）の製造方法。 なお、ここで母相とは、所定の領域において５０％以上
の占有率を占める主体となる微視組織である。
Ａ０３＝０．９％Ｃｒ−１０．５％Ｍｏ＋７．４％Ｎｉ
＋７．５％Ｍｎ−１２．７％Ｓｉ＞０とし、かつＳｉを
０．２０％以上とした溶接構造用鋼をＡｒ3 点以上の未
再結晶域で圧下率６０％以上の圧延後、該圧延終了温度
からＡｒ3 −５０℃までを冷却速度３℃/sec以下で冷却
し、更に冷却速度５℃/sec以上で冷却することを特徴と
する製造方法。 （４）必要に応じ、熱処理を適用することを特徴とする
（３）の製造方法。 なお、ここで母相とは、所定の領域において５０％以上
の占有率を占める主体となる微視組織である。
【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
るが、主要な成分として少なくとも次の元素が、Ｃ：
０．０２〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｐ：
０．０１％以下、Ａｌ：０．０１〜０．２％、Ｍｎ：
０．３〜２．０％の範囲である化学成分を有する鋼板に
おける上記の第一から第四の手段も本発明に含まれるも
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
るが、主要な成分として少なくとも次の元素が、Ｃ：
０．０２〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｐ：
０．０１％以下、Ａｌ：０．０１〜０．２％、Ｍｎ：
０．３〜２．０％の範囲である化学成分を有する鋼板に
おける上記の第一から第四の手段も本発明に含まれるも
のである。
【０００９】ここに、本発明の要旨とするところは、降
伏強度の異なる微視組織相を層状に存在させることを特
徴とする、耐疲労亀裂進展性に優れた大型溶接構造用鋼
である。大型溶接構造用鋼とは、海洋構造物、橋梁、船
舶等であって、それらの使用する鋼板としては、一般
に、板厚６〜２００mm程度のいわゆる厚板である。本発
明の組織構成であれば、とくに成分の規定は受けない
が、化学成分の面から本組織を生成しやすい製造方法と
して、次のような成分規制は本発明の範囲とするもので
ある。
伏強度の異なる微視組織相を層状に存在させることを特
徴とする、耐疲労亀裂進展性に優れた大型溶接構造用鋼
である。大型溶接構造用鋼とは、海洋構造物、橋梁、船
舶等であって、それらの使用する鋼板としては、一般
に、板厚６〜２００mm程度のいわゆる厚板である。本発
明の組織構成であれば、とくに成分の規定は受けない
が、化学成分の面から本組織を生成しやすい製造方法と
して、次のような成分規制は本発明の範囲とするもので
ある。
【００１０】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添加す
るものであるが、０．２０％を超える過剰な含有量で
は、溶接部に島状マルテンサイトを大量に析出し、鋼の
靭性を著しく劣化させるので、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り、ミクロ偏析部にマルテンサ
イトを生成しやすくするために、０．２％以上とする。
また、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ので、添加量を
０．２０〜１．０％に規制する。
す。Ｃは、鋼の強度を向上する有効な成分として添加す
るものであるが、０．２０％を超える過剰な含有量で
は、溶接部に島状マルテンサイトを大量に析出し、鋼の
靭性を著しく劣化させるので、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り、ミクロ偏析部にマルテンサ
イトを生成しやすくするために、０．２％以上とする。
また、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ので、添加量を
０．２０〜１．０％に規制する。
【００１１】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は変態温度を下げる
ので、過剰の添加により２相域圧延温度が下がりすぎ、
変形抵抗の上昇をきたすので、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：０．００１〜
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は変態温度を下げる
ので、過剰の添加により２相域圧延温度が下がりすぎ、
変形抵抗の上昇をきたすので、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：０．００１〜
０．２０％、Ｎ：０．０２０％以下に限定する。
【００１２】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，Ｍｏ，
Ｎｂ，Ｖ等の合金元素を必要に応じて添加しても良く、
あるいは、継手靭性の向上の目的のためにＴｉ，Ｂ，Ｚ
ｒ，希土類元素，Ｍｇ等を必要に応じて添加しても良い
が、強度、靭性の観点からＣｕ：１％以下、Ｎｉ：３．
７％以下、Ｎｂ：０．０２％以下が望ましい。
であるが、母材強度の上昇のためにＮｉ，Ｃｕ，Ｍｏ，
Ｎｂ，Ｖ等の合金元素を必要に応じて添加しても良く、
あるいは、継手靭性の向上の目的のためにＴｉ，Ｂ，Ｚ
ｒ，希土類元素，Ｍｇ等を必要に応じて添加しても良い
が、強度、靭性の観点からＣｕ：１％以下、Ｎｉ：３．
７％以下、Ｎｂ：０．０２％以下が望ましい。
【００１３】
【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
とにより生ずるものである。
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
とにより生ずるものである。
【００１４】発明者らは、この知見を更に微視的な疲労
亀裂の伝播制御に応用できると考え、微視組織の中に母
相組織より降伏強度の高い相を分散させた混粒組織を試
作し、降伏強度の高い相と母相の境界を疲労亀裂が通過
する挙動を詳細に観察した。その結果、微視的組織でも
疲労亀裂が降伏強度の高い領域に達するとすべり変形が
抑制され疲労亀裂の伝播が大幅に遅延することが知見さ
れた。図１には、亀裂先端に２０μｍ程度の範囲にわた
り硬さの高い第二相が存在した時、そこに亀裂が伝播し
ていく過程で要した繰り返し数の比較を示す。硬さＨｖ
の差が３０％以上あれば亀裂進展の障害になることが知
見された。
亀裂の伝播制御に応用できると考え、微視組織の中に母
相組織より降伏強度の高い相を分散させた混粒組織を試
作し、降伏強度の高い相と母相の境界を疲労亀裂が通過
する挙動を詳細に観察した。その結果、微視的組織でも
疲労亀裂が降伏強度の高い領域に達するとすべり変形が
抑制され疲労亀裂の伝播が大幅に遅延することが知見さ
れた。図１には、亀裂先端に２０μｍ程度の範囲にわた
り硬さの高い第二相が存在した時、そこに亀裂が伝播し
ていく過程で要した繰り返し数の比較を示す。硬さＨｖ
の差が３０％以上あれば亀裂進展の障害になることが知
見された。
【００１５】微視的に硬さの差異を確保するためにはセ
メンタイト相やマルテンサイト相を分散させることによ
り実現できる。再現熱サイクル試験によりオーステナイ
ト化した後、急冷させてラス状組織としたサンプルに種
々の第二サイクルを付与して、島状マルテンサイトの形
態を変化させて作製したサンプルを用いて疲労試験を実
施した。その結果、図２に示すようにマルテンサイトの
長さが２０μｍ以下の場合には亀裂が単にマルテンサイ
トを回り込むように伝播しただけで、伝播速度は遅延し
なかった。２０μｍ以上の場合には、亀裂進展が停滞
し、図２に示すように、伝播遅延効果が認められた。ま
た、マルテンサイト形状のアスペクト比（縦長／横幅）
が２程度の時は、マルテンサイトの長さが２０μｍ以上
であっても、マルテンサイトとマトリックスの界面にそ
って亀裂が伝播し、遅延効果は得られず、図３に示すよ
うに、アスペクト比で４以上の形態の必要なことが知見
された。
メンタイト相やマルテンサイト相を分散させることによ
り実現できる。再現熱サイクル試験によりオーステナイ
ト化した後、急冷させてラス状組織としたサンプルに種
々の第二サイクルを付与して、島状マルテンサイトの形
態を変化させて作製したサンプルを用いて疲労試験を実
施した。その結果、図２に示すようにマルテンサイトの
長さが２０μｍ以下の場合には亀裂が単にマルテンサイ
トを回り込むように伝播しただけで、伝播速度は遅延し
なかった。２０μｍ以上の場合には、亀裂進展が停滞
し、図２に示すように、伝播遅延効果が認められた。ま
た、マルテンサイト形状のアスペクト比（縦長／横幅）
が２程度の時は、マルテンサイトの長さが２０μｍ以上
であっても、マルテンサイトとマトリックスの界面にそ
って亀裂が伝播し、遅延効果は得られず、図３に示すよ
うに、アスペクト比で４以上の形態の必要なことが知見
された。
【００１６】本発明にかかる鋼材、すなわち微視的に降
伏強度の異なる相から構成される微視組織を有する鋼板
を製造する手段は、何等限定を要するものではないが、
工業的に容易に低コストで実施できる製造方法として、
化学成分と縞状組織の関係を種々検討した。その結果、
縞状組織の発達程度を示す指標であるＡ０３がＡ０３＝
０．９％Ｃｒ−１０．５％Ｍｏ＋７．４％Ｎｉ＋７．５
％Ｍｎ−１２．７％Ｓｉ＞０であれば、ミクロ偏析の生
成が容易となり、更にＳｉ量を０．２％以上確保すれば
マルテンサイトの生成が容易となることを知見した。
伏強度の異なる相から構成される微視組織を有する鋼板
を製造する手段は、何等限定を要するものではないが、
工業的に容易に低コストで実施できる製造方法として、
化学成分と縞状組織の関係を種々検討した。その結果、
縞状組織の発達程度を示す指標であるＡ０３がＡ０３＝
０．９％Ｃｒ−１０．５％Ｍｏ＋７．４％Ｎｉ＋７．５
％Ｍｎ−１２．７％Ｓｉ＞０であれば、ミクロ偏析の生
成が容易となり、更にＳｉ量を０．２％以上確保すれば
マルテンサイトの生成が容易となることを知見した。
【００１７】この成分系において、縞状組織の発達があ
っても材質特性を確保できるように未再結晶域で圧延
し、その後ミクロ偏析を助長できる時間を与えるために
徐冷し、成分の濃縮したγ域を生成せしめたのち、加速
冷却するとその部分がマルテンサイト変態しやすくな
り、アスペクト比が４以上で長さが２００μｍ以上の縞
状マルテンサイトを生成できることを知見したのであ
る。尚、上記効果を工業的に発揮させるためには少なく
とも鋼板板厚方向の断面組織で５０％以上の面積率が必
要であった。
っても材質特性を確保できるように未再結晶域で圧延
し、その後ミクロ偏析を助長できる時間を与えるために
徐冷し、成分の濃縮したγ域を生成せしめたのち、加速
冷却するとその部分がマルテンサイト変態しやすくな
り、アスペクト比が４以上で長さが２００μｍ以上の縞
状マルテンサイトを生成できることを知見したのであ
る。尚、上記効果を工業的に発揮させるためには少なく
とも鋼板板厚方向の断面組織で５０％以上の面積率が必
要であった。
【００１８】
【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。
【００１９】
【表１】
【００２０】
【表２】
【００２１】
【表３】
【００２２】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は母相内に硬い第
二相が層状に存在しており、比較例より破断寿命、廻し
溶接継手部での２×１０6 回の疲労強度も向上してい
る。一方、比較例１２は未再結晶域の圧下量が５０％以
下のため、第二相が所定の形状とならずに、本発明例よ
り疲労特性が劣化している。比較例１３は、所定の圧延
まで適用したが、その後の冷却開始温度が高すぎ、所定
の冷速を得られなかったので、相全体がベーナイト状に
なり疲労特性は本発明例のレベルには達しなかった。比
較例１４は、所定の圧延後、Ａｒ3 −５０℃からの冷却
速度が小さすぎ、成分濃縮域がマルテンサイト変態せ
ず、母相より硬い第二相を得ることができなかった。比
較例１５は、圧延後の冷却は、所定の条件で実施したも
のの、圧延温度域が高く未再結晶域圧延が実施できなか
った。このため、硬い第二相は生成したものの、所定の
形状とはならず、疲労特性も本発明例より劣っていた。
また、比較例１６は圧延後空冷したため硬い第二相は得
られなかった。更に、比較例１７はＳｉ含有量が０．２
％以下であり、マルテンサイトの生成がしにくく第二相
の硬さが母相の２０％しか上昇せず、期待した効果は得
られなかった。
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は母相内に硬い第
二相が層状に存在しており、比較例より破断寿命、廻し
溶接継手部での２×１０6 回の疲労強度も向上してい
る。一方、比較例１２は未再結晶域の圧下量が５０％以
下のため、第二相が所定の形状とならずに、本発明例よ
り疲労特性が劣化している。比較例１３は、所定の圧延
まで適用したが、その後の冷却開始温度が高すぎ、所定
の冷速を得られなかったので、相全体がベーナイト状に
なり疲労特性は本発明例のレベルには達しなかった。比
較例１４は、所定の圧延後、Ａｒ3 −５０℃からの冷却
速度が小さすぎ、成分濃縮域がマルテンサイト変態せ
ず、母相より硬い第二相を得ることができなかった。比
較例１５は、圧延後の冷却は、所定の条件で実施したも
のの、圧延温度域が高く未再結晶域圧延が実施できなか
った。このため、硬い第二相は生成したものの、所定の
形状とはならず、疲労特性も本発明例より劣っていた。
また、比較例１６は圧延後空冷したため硬い第二相は得
られなかった。更に、比較例１７はＳｉ含有量が０．２
％以下であり、マルテンサイトの生成がしにくく第二相
の硬さが母相の２０％しか上昇せず、期待した効果は得
られなかった。
【００２３】
【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】疲労亀裂伝播遅延現象に及ぼす硬さの差の影響
の図表。
の図表。
【図２】（ａ），（ｂ）は疲労亀裂伝播挙動に及ぼす第
二相（母相より硬さの高い相）の長さの影響の模式図。
二相（母相より硬さの高い相）の長さの影響の模式図。
【図３】（ａ），（ｂ），（ｃ）は疲労亀裂伝播遅延現
象に及ぼす第二相の形状（アスペクト比）の影響の図
表。
象に及ぼす第二相の形状（アスペクト比）の影響の図
表。
Claims (12)
- 【請求項１】 鋼板圧延方向に延在する縞状の第二相Ｂ
が母相Ａ内に５〜５０％の面積率で散在することを特徴
とする微視組織において、第二相Ｂの硬さＨｖが母相Ａ
の硬さＨｖより３０％以上高い耐疲労亀裂進展特性の良
好な鋼板。 - 【請求項２】 少なくとも Ｃ ：０．０２〜０．２％、 Ｓｉ：０．０１〜１．０％、 Ｐ ：０．０１％以下、 Ａｌ：０．０１〜０．２％、 Ｍｎ：０．３〜２．０％ の範囲で、残部がＦｅと不可避的に含有する不純物元素
よりなる請求項１に記載された耐疲労亀裂進展特性の良
好な鋼板。 - 【請求項３】 少なくとも Ｃ ：０．０２〜０．２％、 Ｓｉ：０．０１〜１．０％、 Ｐ ：０．０１％以下、 Ａｌ：０．０１〜０．２％、 Ｍｎ：０．３〜２．０％ の範囲である化学成分を有し、更に Ｔｉ：０．００７〜０．０２０％、 Ｎｂ：０．００３〜０．０２０％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００１０％ のうちの１種類以上をも含み、残部が実質的にＦｅと不
可避的に含有する不純物元素よりなる請求項１に記載さ
れた耐疲労亀裂進展特性の良好な鋼板。 - 【請求項４】 少なくとも Ｃ ：０．０２〜０．２％、 Ｓｉ：０．０１〜１．０％、 Ｐ ：０．０１％以下、 Ａｌ：０．０１〜０．２％、 Ｍｎ：０．３〜２．０％ の範囲である化学成分を有し、更に Ｃｕ：０．１〜１．０％、 Ｎｉ：０．１〜３．７％ のうちの１種類以上をも含み、残部が実質的にＦｅと不
可避的に含有する不純物元素よりなる請求項１に記載さ
れた耐疲労亀裂進展特性の良好な鋼板。 - 【請求項５】 少なくとも Ｃ ：０．０２〜０．２％、 Ｓｉ：０．０１〜１．０％、 Ｐ ：０．０１％以下、 Ａｌ：０．０１〜０．２％、 Ｍｎ：０．３〜２．０％ の範囲である化学成分を有し、更に Ｔｉ：０．００７〜０．０２０％、 Ｎｂ：０．００３〜０．０２０％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００１０％、 Ｃｕ：０．１〜１．０％、 Ｎｉ：０．１〜３．７％ のうちの２種類以上をも含み、残部が実質的にＦｅと不
可避的に含有する不純物元素よりなる請求項１に記載さ
れた耐疲労亀裂進展特性の良好な鋼板。 - 【請求項６】 鋼板圧延方向に延在する縞状の第二相Ｂ
が母相Ａ内に５〜５０％の面積率で散在し、微視組織に
おいて、硬さＨｖが母相Ａの硬さＨｖより３０％以上高
い第二相Ｂがアスペクト比（縦長／幅）で４以上、長さ
が２０μｍ以上である耐疲労亀裂進展特性の良好な鋼
板。 - 【請求項７】 少なくとも Ｃ ：０．０２〜０．２％、 Ｓｉ：０．０１〜１．０％、 Ｐ ：０．０１％以下、 Ａｌ：０．０１〜０．２％、 Ｍｎ：０．３〜２．０％ の範囲で、残部がＦｅと不可避的に含有する不純物元素
よりなる請求項６に記載された耐疲労亀裂進展特性の良
好な鋼板。 - 【請求項８】 少なくとも Ｃ ：０．０２〜０．２％、 Ｓｉ：０．０１〜１．０％、 Ｐ ：０．０１％以下、 Ａｌ：０．０１〜０．２％、 Ｍｎ：０．３〜２．０％ の範囲である化学成分を有し、更に Ｔｉ：０．００７〜０．０２０％、 Ｎｂ：０．００３〜０．０２０％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００１０％ のうちの１種類以上をも含み、残部が実質的にＦｅと不
可避的に含有する不純物元素よりなる請求項６に記載さ
れた耐疲労亀裂進展特性の良好な鋼板。 - 【請求項９】 少なくとも Ｃ ：０．０２〜０．２％、 Ｓｉ：０．０１〜１．０％、 Ｐ ：０．０１％以下、 Ａｌ：０．０１〜０．２％、 Ｍｎ：０．３〜２．０％ の範囲である化学成分を有し、更に Ｃｕ：０．１〜１．０％、 Ｎｉ：０．１〜３．７％ のうちの１種類以上をも含み、残部が実質的にＦｅと不
可避的に含有する不純物元素よりなる請求項６に記載さ
れた耐疲労亀裂進展特性の良好な鋼板。 - 【請求項１０】 少なくとも Ｃ ：０．０２〜０．２％、 Ｓｉ：０．０１〜１．０％、 Ｐ ：０．０１％以下、 Ａｌ：０．０１〜０．２％、 Ｍｎ：０．３〜２．０％ の範囲である化学成分を有し、更に Ｔｉ：０．００７〜０．０２０％、 Ｎｂ：０．００３〜０．０２０％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００１０％、 Ｃｕ：０．１〜１．０％、 Ｎｉ：０．１〜３．７％ のうちの２種類以上をも含み、残部が実質的にＦｅと不
可避的に含有する不純物元素よりなる請求項６に記載さ
れた耐疲労亀裂進展特性の良好な鋼板。 - 【請求項１１】 少なくとも Ｃ ：０．０２〜０．２％、 Ｓｉ：０．２〜１．０％、 Ｐ ：０．０１％以下、 Ａｌ：０．０１〜０．２％、 Ｍｎ：０．３〜２．０％ の範囲である化学成分を有し、更に Ｔｉ：０．００７〜０．０２０％、 Ｎｂ：０．００３〜０．０２０％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００１０％、 Ｃｕ：０．１〜１．０％、 Ｎｉ：０．１〜３．７％ のうちの１種類以上を必要に応じて含み、 かつ、 Ｃｒ：１％以下、 Ｍｏ：１％以下 で、残部が実質的にＦｅと不可避的に含有する不純物元
素よりなり、 Ａ０３＝０．９％Ｃｒ−１０．５％Ｍｏ＋７．４％Ｎｉ
＋７．５％Ｍｎ−１２．７％Ｓｉ＞０とした溶接構造用
鋼をＡｒ3 点以上の未再結晶域で圧下率６０％以上の圧
延後、該圧延終了温度からＡｒ3 −５０℃までを冷却速
度３℃/sec以下で冷却し、更に冷却速度５℃/sec以上で
冷却する請求項１に記載された耐疲労亀裂進展特性の良
好な鋼板の製造方法。 - 【請求項１２】 請求項１０に加えて、必要に応じ、熱
処理を適用する請求項１に記載された耐疲労亀裂進展特
性の良好な鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5227359A JP3037855B2 (ja) | 1993-09-13 | 1993-09-13 | 耐疲労亀裂進展特性の良好な鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5227359A JP3037855B2 (ja) | 1993-09-13 | 1993-09-13 | 耐疲労亀裂進展特性の良好な鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0790478A true JPH0790478A (ja) | 1995-04-04 |
| JP3037855B2 JP3037855B2 (ja) | 2000-05-08 |
Family
ID=16859568
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5227359A Expired - Fee Related JP3037855B2 (ja) | 1993-09-13 | 1993-09-13 | 耐疲労亀裂進展特性の良好な鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3037855B2 (ja) |
Cited By (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007177305A (ja) * | 2005-12-28 | 2007-07-12 | Kobe Steel Ltd | 耐食性および疲労亀裂進展抵抗性に優れた船舶用鋼材 |
| US7695825B2 (en) | 2002-10-08 | 2010-04-13 | Nippon Steel Corporation | Circularly welded joint featuring excellent fatigue strength, method of producing circularly welded joint and welded structure |
| KR20130126715A (ko) | 2011-03-28 | 2013-11-20 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 판두께 방향의 내피로 특성이 우수한 후강판 및 그의 제조 방법, 그 후강판을 이용한 필렛 용접 조인트 |
| KR20160021911A (ko) | 2011-03-28 | 2016-02-26 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 판두께 방향의 내피로 특성이 우수한 후강판 및 그의 제조 방법, 그 후강판을 이용한 필렛 용접 조인트 |
| KR20170015461A (ko) | 2014-07-14 | 2017-02-08 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 열연 강판 |
| KR20170015471A (ko) | 2014-07-14 | 2017-02-08 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 열연 강판 |
| KR20170106451A (ko) | 2015-02-20 | 2017-09-20 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 열연 강판 |
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| US10752972B2 (en) | 2015-02-25 | 2020-08-25 | Nippon Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet |
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| US11236412B2 (en) | 2016-08-05 | 2022-02-01 | Nippon Steel Corporation | Steel sheet and plated steel sheet |
| US11401571B2 (en) | 2015-02-20 | 2022-08-02 | Nippon Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR101051282B1 (ko) | 2011-02-18 | 2011-07-27 | 박재우 | 책갈피 |
-
1993
- 1993-09-13 JP JP5227359A patent/JP3037855B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (15)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7695825B2 (en) | 2002-10-08 | 2010-04-13 | Nippon Steel Corporation | Circularly welded joint featuring excellent fatigue strength, method of producing circularly welded joint and welded structure |
| JP2007177305A (ja) * | 2005-12-28 | 2007-07-12 | Kobe Steel Ltd | 耐食性および疲労亀裂進展抵抗性に優れた船舶用鋼材 |
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