JPH0790481A

JPH0790481A - 耐疲労亀裂進展特性に優れた鋼板およびその製造方法

Info

Publication number: JPH0790481A
Application number: JP22736293A
Authority: JP
Inventors: Tadashi Ishikawa; 忠石川; Hiroshi Takezawa; 博竹澤
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1993-09-13
Filing date: 1993-09-13
Publication date: 1995-04-04

Abstract

(57)【要約】【目的】本発明は、溶接構造物の疲労強度を向上させ
るために、鋼板組織に降伏強度の低い組織を分散させる
ことにより、疲労亀裂を進展しにくくさせた耐疲労亀裂
進展性に優れた鋼板とその製造方法に関するものであ
る。【構成】鋼板の厚み領域の中で厚み１mm以上の所定厚
領域内に、その母相の降伏強度より降伏強度の８０％以
下である第二相が母相内部に５〜５０％の面積率で分散
していることを特徴とする耐疲労亀裂進展特性に優れた
鋼板。

Description

【発明の詳細な説明】

【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、鋼板組織に降伏強度の低い組織を
分散させることにより、疲労亀裂を進展しにくくさせた
耐疲労亀裂進展性に優れた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。

【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。

【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。

【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、疲労亀裂伝播を抑制させる組織制御
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）鋼板の厚み領域の中で厚み１mm以上の所定厚領域
内に、その母相の降伏強度の８０％以下である第二相が
母相内に５〜５０％の面積率で分散していることを特徴
とする耐疲労亀裂進展特性に優れた鋼板。（２）鋼板の厚み領域の中で厚み１mm以上の所定厚領域
内で、平均円相当粒径が２０μｍ以下の細粒組織からな
るその母相内に、円相当径が母相の３倍程度以上の粗大
フェライトが平均的に分散し、断面組織上で全体の５％
以上５０％以下の面積分率であることを特徴とする組織
を有する耐疲労亀裂進展特性に優れた鋼板。

【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１×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Ａｒ
₃以下の温度から圧延を開始もしくは再開し、Ａｒ₃点
以上Ａｃ₃℃迄の範囲で圧下率５０％以上の圧延を終了
し、その後Ａｃ₃点以上に復熱させることなく冷却し、
引続き、あるいは再加熱により（Ａｃ₁−２００）℃か
ら（Ａｃ₁−１００）℃の範囲で３００秒以上滞留させ
ることを特徴とする耐疲労亀裂進展特性に優れた鋼板の
製造方法。

【０００８】（４）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１×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Ａｒ
₃以下の温度から圧延を開始もしくは再開し、Ａｒ₃点
以上Ａｃ₃℃迄の範囲で圧下率５０％以上の圧延を終了
し、その後Ａｃ₃−３０℃〜Ａｃ₃＋３０℃の範囲に復
熱させた後、少なくともＡｒ₁点迄を当該表層部を１℃
/sec以上の冷速で冷却することを特徴とする耐疲労亀裂
進展特性に優れた大型溶接構造用鋼板の製造方法。（５）Ａｃ₃点以上の温度の鋼片もしくは鋼板を、Ａｒ
₃点以上の未再結晶温度域で圧下率３０％以上の圧延を
行い、更にＡｒ₃点以下の温度で圧下率３０％以上の圧
延を実施した鋼板を熱処理により部分的にフェライト粒
成長をさせることを特徴とする耐疲労亀裂進展特性に優
れた大型溶接構造用鋼板の製造方法。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。

【０００９】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％、Ａ
ｌ：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
第五の手段も本発明に含まれるものである。

【００１０】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
て添加するものであるが、０．２０％を超える過剰な含
有量では、フェライト粒の成長時にフェライト周辺に排
出するＣ濃度が高くなりセメンタイトを形成してしまう
ので、０．０２％以上、０．２０％以下に規制する。Ｓ
ｉ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。

【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。

【００１２】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。

【００１３】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する場合、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、Ｃｕ：１％以下、
Ｎｉ：３．７％以下、Ｎｂ：０．０２％以下が望まし
い。

【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
とにより生ずるものである。

【００１５】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低い相を分散させた混粒組織を試
作し、降伏強度の低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
降伏強度の急変する境界近傍で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、降伏強度の差異
とその境界での疲労亀裂伝播遅延効果の関係を示す。降
伏強度の差が２０％以上あれば亀裂伝播の障害になるこ
とが知見された。

【００１６】微視的に降伏強度の差異を確保するために
はフェライト粒径差を活用することができる。ペッチの
法則として粒径と降伏強度の関係が知られているが、念
のため粗大フェライトから細粒の母相へ亀裂が進展する
際の微視的伝播速度を疲労試験機を走査型電顕に組み込
んだ直接観察装置により測定した。その結果、粗大な１
つのフェライト粒から母相へ亀裂が進む際にも確実に亀
裂進展が遅延することが知見され、粗大なフェライトを
分散させておくことで亀裂進展の障害を数多く存在させ
ることが可能であることを知見したのである。測定結果
の一例を図２に示す。

【００１７】母相と粗大フェライト相の粒径を種々変化
させて、疲労亀裂伝播遅延を生ぜしめるには約３倍程度
の粒径差が必要であることを知見したが、母相の粒径が
２０μｍ以上ではその３倍の粒径となる粗大フェライト
粒による靭性劣化が顕著であるので、母相粒径は２０μ
ｍ以下が望ましい。また、本発明による亀裂遅延効果は
きわめて大きいため、鋼板表面から発生する疲労亀裂に
対しては、鋼板板厚全体にわたり当該組織を付与させる
必要は必ずしもなく、疲労破壊発生起点になりやすい溶
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以上の領域が当該組織となればよいことも知
見した。表面から１．５mm程度当該組織の改善を行った
鋼板の亀裂伝播の様子をビーチマーク法を適用して観察
した破面の模式図を図３に示す。図中ａは組織改善層、
ｂは表層組織部によりピンニングされる。

【００１８】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、
例えば、昇温過程中のフェライト圧下率で５０％以上の
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部
分的にフェライト粒成長を生じさせ、粗大粒化すること
により超細粒組織内に粗大なフェライトを分散させ得る
ことを知見した。また、昇温加工後の最高復熱温度を比
較的高温であるＡｃ₃点近傍にすると、その後の熱処理
なしでも部分的に粗大フェライト粒が生成することを知
見した。尚、上記の圧下率５０％以下の場合には、超細
粒組織とならずその後の粒成長も生じ得なかったので、
圧下率を５０％以上とした。

【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。

【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。更に、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。

【００２６】本発明例である試験番号１〜１２は母相内
に粗大フェライトを分散させた鋼板であり、分散された
粗大フェライト粒径は母相のフェライト粒径よりも３倍
以上大きく、その分散したフェライトが存在する表層部
の厚みも１mm以上あり、Δσ＝２４０MPa の高い繰り返
し応力下でも比較例より破断寿命が長く、また廻し溶接
継手部での２×１０⁶回の疲労強度も大幅に向上してい
た。本発明例の１〜４，８〜１２は所定の圧延中途中水
冷、昇温圧延、熱処理等を実施しているものであり、本
発明例５，６はＡｒ₃以下の温度で強圧化した後、所定
の熱処理でほぼ板厚の全体にわたり、粗大フェライトを
分散させた鋼板である。

【００２７】また本発明例７は、昇温後の復熱温度を所
定の温度域まで高めたものであり、圧延後の熱処理を適
用せずとも、所定の粗大フェライトを分散された組織を
有している。一方、比較例１３は所定の圧延中途中水
冷、昇温圧延を実施しているものの、圧延終了温度が高
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フェライト粒径はあまり変化せ
ず、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、母相部全体がオース
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、所定の組織は得られず、疲労特性も本
発明例のレベルには達しなかった。

【００２８】比較例１５，１６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部分的に
フェライトを粗大化できなかった。また、比較例１７，
１８，２１〜２４は熱処理を適用していないため所定の
組織は得られず、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Ａｃ₃以上としたため、表面から９mmにわたっ
て全体がフェライト粒が粗大化してしまい所定の組織は
得られなかった。

【００２９】

【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。

【図面の簡単な説明】

【図１】降伏強度の変化する境界での疲労亀裂伝播速度
に及ぼす降伏強度の差の影響の図表。

【図２】疲労亀裂伝播挙動の直接観察により測定した微
視組織と亀裂伝播挙動の関係の図表。

【図３】表層部１．５mmを改質した表面疲労亀裂伝播試
験片での疲労亀裂伝播の様子のビーチマークによる亀裂
進展観察結果の模式図。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】鋼板の厚み領域の中で厚み１mm以上の所
定厚領域内に、その母相の降伏強度より降伏強度の８０
％以下である第二相が母相内部に５〜５０％の面積率で
分散している耐疲労亀裂進展特性に優れた鋼板。
【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に優
れた鋼板。
【請求項３】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に優れた鋼板。
【請求項４】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に優れた鋼板。
【請求項５】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に優れた鋼板。
【請求項６】鋼板の厚み領域の中で厚み１mm以上の所
定厚領域内に、平均円相当粒径が２０μｍ以下の細粒組
織からなるその母相内に、円相当径が母相の３倍程度以
上の粗大フェライトが平均的に分散し、断面組織上で全
体の５％以上５０％以下の面積分率である組織を有する
耐疲労亀裂進展特性に優れた鋼板。
【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に優
れた鋼板。
【請求項８】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に優れた鋼板。
【請求項９】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に優れた鋼板。
【請求項１０】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に優れた鋼板。
【請求項１１】請求項２に記載された化学成分を有す
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、表裏
層から少なくとも板厚方向に１×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Ａｃ₃
℃迄の範囲で圧下率５０％以上の圧延を終了し、その後
Ａｃ₃点以上に復熱させることなく冷却し、引続き、あ
るいは再加熱により（Ａｃ₁−２００）℃から（Ａｃ₁
−１００）℃の範囲で３００秒以上滞留させ、鋼板の厚
み領域の中で厚み１mm以上の所定厚領域内に、その母相
の降伏強度より降伏強度の８０％以下である第二相が母
相内部に５〜５０％の面積率で分散していることを特徴
とする耐疲労亀裂進展特性に優れた鋼板の製造方法。
【請求項１２】請求項３に記載された化学成分を有す
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、表裏
層から少なくとも板厚方向に１×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Ａｃ₃
℃迄の範囲で圧下率５０％以上の圧延を終了し、その後
Ａｃ₃点以上に復熱させることなく冷却し、引続き、あ
るいは再加熱により（Ａｃ₁−２００）℃から（Ａｃ₁
−１００）℃の範囲で３００秒以上滞留させ、鋼板の厚
み領域の中で厚み１mm以上の所定厚領域内に、その母相
の降伏強度より降伏強度の８０％以下である第二相が母
相内部に５〜５０％の面積率で分散していることを特徴
とする耐疲労亀裂進展特性に優れた鋼板の製造方法。
【請求項１３】請求項４に記載された化学成分を有す
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、表裏
層から少なくとも板厚方向に１×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Ａｃ₃
℃迄の範囲で圧下率５０％以上の圧延を終了し、その後
Ａｃ₃点以上に復熱させることなく冷却し、引続き、あ
るいは再加熱により（Ａｃ₁−２００）℃から（Ａｃ₁
−１００）℃の範囲で３００秒以上滞留させ、鋼板の厚
み領域の中で厚み１mm以上の所定厚領域内に、その母相
の降伏強度より降伏強度の８０％以下である第二相が母
相内部に５〜５０％の面積率で分散していることを特徴
とする耐疲労亀裂進展特性に優れた鋼板の製造方法。
【請求項１４】請求項５に記載された化学成分を有す
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、表裏
層から少なくとも板厚方向に１×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Ａｃ₃
℃迄の範囲で圧下率５０％以上の圧延を終了し、その後
Ａｃ₃点以上に復熱させることなく冷却し、引続き、あ
るいは再加熱により（Ａｃ₁−２００）℃から（Ａｃ₁
−１００）℃の範囲で３００秒以上滞留させ、鋼板の厚
み領域の中で厚み１mm以上の所定厚領域内に、その母相
の降伏強度より降伏強度の８０％以下である第二相が母
相内部に５〜５０％の面積率で分散していることを特徴
とする耐疲労亀裂進展特性に優れた鋼板の製造方法。
【請求項１５】請求項２に記載された化学成分を有す
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、表裏
層から少なくとも板厚方向に１×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Ａｃ₃
℃迄の範囲で圧下率５０％以上の圧延を終了し、その後
Ａｃ₃−３０℃〜Ａｃ₃＋３０℃の範囲に復熱させた
後、少なくともＡｒ₁点迄を当該表層部を１℃/sec以上
の冷速で冷却し、鋼板の厚み領域の中で厚み１mm以上の
所定厚領域内に、その母相の降伏強度より降伏強度の８
０％以下である第二相が母相内部に５〜５０％の面積率
で分散していることを特徴とする耐疲労亀裂進展特性に
優れた鋼板の製造方法。
【請求項１６】請求項３に記載された化学成分を有す
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、表裏
層から少なくとも板厚方向に１×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Ａｃ₃
℃迄の範囲で圧下率５０％以上の圧延を終了し、その後
Ａｃ₃−３０℃〜Ａｃ₃＋３０℃の範囲に復熱させた
後、少なくともＡｒ₁点迄を当該表層部を１℃/sec以上
の冷速で冷却し、鋼板の厚み領域の中で厚み１mm以上の
所定厚領域内に、その母相の降伏強度より降伏強度の８
０％以下である第二相が母相内部に５〜５０％の面積率
で分散していることを特徴とする耐疲労亀裂進展特性に
優れた鋼板の製造方法。
【請求項１７】請求項４に記載された化学成分を有す
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、表裏
層から少なくとも板厚方向に１×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Ａｃ₃
℃迄の範囲で圧下率５０％以上の圧延を終了し、その後
Ａｃ₃−３０℃〜Ａｃ₃＋３０℃の範囲に復熱させた
後、少なくともＡｒ₁点迄を当該表層部を１℃/sec以上
の冷速で冷却し、鋼板の厚み領域の中で厚み１mm以上の
所定厚領域内に、その母相の降伏強度より降伏強度の８
０％以下である第二相が母相内部に５〜５０％の面積率
で分散していることを特徴とする耐疲労亀裂進展特性に
優れた鋼板の製造方法。
【請求項１８】請求項５に記載された化学成分を有す
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、表裏
層から少なくとも板厚方向に１×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Ａｃ₃
℃迄の範囲で圧下率５０％以上の圧延を終了し、その後
Ａｃ₃−３０℃〜Ａｃ₃＋３０℃の範囲に復熱させた
後、少なくともＡｒ₁点迄を当該表層部を１℃/sec以上
の冷速で冷却し、鋼板の厚み領域の中で厚み１mm以上の
所定厚領域内に、その母相の降伏強度より降伏強度の８
０％以下である第二相が母相内部に５〜５０％の面積率
で分散していることを特徴とする耐疲労亀裂進展特性に
優れた鋼板の製造方法。
【請求項１９】請求項２に記載された化学成分を有す
る、Ａｃ₃点以上の温度の鋼片もしくは鋼板を、Ａｒ₃
点以上の未再結晶温度域で圧下率３０％以上の圧延を行
い、更にＡｒ₃点以下の温度で圧下率３０％以上の圧延
を実施した鋼板を、熱処理により部分的にフェライト粒
成長をさせ、母相の降伏強度より降伏強度の８０％以下
である第二相が母相内部に５〜５０％の面積率で分散し
ていることを特徴とする耐疲労亀裂進展特性に優れた鋼
板の製造方法。
【請求項２０】請求項３に記載された化学成分を有す
る、Ａｃ₃点以上の温度の鋼片もしくは鋼板を、Ａｒ₃
点以上の未再結晶温度域で圧下率３０％以上の圧延を行
い、更にＡｒ₃点以下の温度で圧下率３０％以上の圧延
を実施した鋼板を、熱処理により部分的にフェライト粒
成長をさせ、母相の降伏強度より降伏強度の８０％以下
である第二相が母相内部に５〜５０％の面積率で分散し
ていることを特徴とする耐疲労亀裂進展特性に優れた鋼
板の製造方法。
【請求項２１】請求項４に記載された化学成分を有す
る、Ａｃ₃点以上の温度の鋼片もしくは鋼板を、Ａｒ₃
点以上の未再結晶温度域で圧下率３０％以上の圧延を行
い、更にＡｒ₃点以下の温度で圧下率３０％以上の圧延
を実施した鋼板を、熱処理により部分的にフェライト粒
成長をさせ、母相の降伏強度より降伏強度の８０％以下
である第二相が母相内部に５〜５０％の面積率で分散し
ていることを特徴とする耐疲労亀裂進展特性に優れた鋼
板の製造方法。
【請求項２２】請求項５に記載された化学成分を有す
る、Ａｃ₃点以上の温度の鋼片もしくは鋼板を、Ａｒ₃
点以上の未再結晶温度域で圧下率３０％以上の圧延を行
い、更にＡｒ₃点以下の温度で圧下率３０％以上の圧延
を実施した鋼板を、熱処理により部分的にフェライト粒
成長をさせ、母相の降伏強度より降伏強度の８０％以下
である第二相が母相内部に５〜５０％の面積率で分散し
ていることを特徴とする耐疲労亀裂進展特性に優れた鋼
板の製造方法。