JPH111742A

JPH111742A - 疲労き裂伝播特性の優れた鋼材及びその製造方法

Info

Publication number: JPH111742A
Application number: JP16664597A
Authority: JP
Inventors: Shuichi Jinushi; 修一地主; Tadashi Ishikawa; 忠石川; Koji Ishida; 浩司石田; Hidesato Mabuchi; 秀里間渕
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1997-06-10
Filing date: 1997-06-10
Publication date: 1999-01-06
Anticipated expiration: 2017-06-10
Also published as: JP3434434B2

Abstract

(57)【要約】【課題】溶接構造物の軽量化及び疲労設計強度の向上
のニーズに応えるために、疲労き裂が進展した際の高△
Ｋ領域でも疲労き裂伝播を抑制できる鋼材及びその製造
方法を提供する。【解決手段】重量％で、Ｃ：０．０２〜０．２０％、
Ｓｉ：≦０．８％、Ｍｎ：０．３０〜２．５％、Ｐ：≦
０．０３５％、Ｓ：≦０．０２％、Ａｌ：≦０．１％、
Ｎ：≦０．０１％残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼
材で、板厚方向の断面組織が面積率で６０〜９０％のフ
ェライト母相と第二相からなり、第二相の硬さ：Ｈｖ
（ＳＰ）とフェライトの硬さ：Ｈｖ（Ｆ）が以下の
（１）式を満足し、かつ第二相のアスペクト比：ｌ（長
軸長さ）／ｄ（短軸長さ）がｌ／ｄ＞３．４２であるこ
とを特徴とする疲労き裂伝播特性の優れた鋼材。Ｈｖ
（ＳＰ）≧Ｈｖ（Ｆ）＊（ｌ／ｄ）^0.5／１．１５５・・・（１）

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、船舶、橋梁、建設
機械などの溶接構造部材に用いられる厚鋼板や形鋼に関
し、特に繰り返し応力付与環境下で使用される溶接構造
物の軽量化および疲労設計強度向上のニーズに応えるた
めの疲労き裂伝播特性の優れた高張力厚鋼材及びその製
造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】大型石油タンカーに代表される大型船舶
等の溶接構造物において、省資源・省エネルギー化を背
景とする軽量化、大容量化の要求に応え、構造用鋼材の
薄肉・高強度化が望まれている。溶接構造物では、溶接
熱影響部に応力集中するため、溶接止端部から疲労き裂
が発生しやすく、この疲労き裂が伝播して結果的に構造
物の破壊を引き起こすことが多いが、鋼材の疲労強度
は、降伏強度を向上させても殆ど向上することはできな
い。

【０００３】疲労き裂の伝播過程は、一般に、初期き裂
伝播領域、安定き裂伝播領域（Ｐａｒｉｓの領域とも呼
ぶ）、不安定破壊領域に大きく区分され、き裂が進展す
るにともない、き裂先端のΔＫ値が増加し、き裂の伝播
挙動が変化する。従来は、上記安定き裂伝播領域及び不
安定破壊領域の高ΔＫの領域では鋼材組織によって疲労
き裂伝播挙動はあまり影響しないと考えれてきた。その
ため、従来の鋼材の組織制御による疲労き裂の伝播挙動
制御・疲労寿命の向上技術は、初期き裂伝播領域である
低ΔＫ（≦約５０ｋｇｆ／ｍｍ^1.5）領域が全疲労破壊
過程の大部分を占める場合の適用に限られていた。しか
し、溶接構造物では、鋼材の溶接止端部から疲労き裂が
発生しやすいが、この場合、上記の初期き裂伝播領域
（低ΔＫ（≦約５０ｋｇｆ／ｍｍ^1.5）領域）に相当す
る領域の大部分が溶接熱影響部内となるため、この領域
に施した鋼材の組織制御は殆ど無効となる。

【０００４】従来の鋼材の疲労特性を向上させる方法と
しては、固溶強化や析出強化によって疲労発生限を高く
する方法や硬質相の分散状態を制御してき裂進展を抑制
させる方法など種々の手法が提案されている。

【０００５】例えば、軟質相であるフェライト相中に硬
質相である第二相を分散制御し、鋼板の疲労特性を向上
させる技術については、以下のような方法が開示されて
いる。

【０００６】特開平４−２７６０１６号公報、特開平６
−２６４１８５号公報及び特開平８−６０３０５号公報
では、軟質のフェライト相を硬化するかまたは硬質の第
二相を軟化させることで鋼板の引張強度対する疲労限強
度を向上させる技術が開示されている。しかし、これら
の技術は、鋼板の引張強度に対する疲労限強度の比を向
上させるために、フェライト相の硬化のためにＣｕ、Ｃ
ｒ、Ｍｏ等の高価な合金元素の添加が必須である。ま
た、上記技術は、自動車用鋼板等の初期き裂伝播領域
（低ΔＫ領域）におけるき裂伝播の抑制効果が狙える薄
鋼板には有効であるが、溶接構造用の厚鋼材のように溶
接熱影響部で疲労き裂が発生する場合には、き裂がかな
り進展した安定き裂伝播領域（高ΔＫの領域）以降での
き裂伝播抑制効果が要求されるため、適しない。

【０００７】また、特開平４−３２９８４８号公報、特
開平７−１１３８３及び特開平８−１８８８４７号公報
には、微細な硬質相を多数分布させ、き裂が抵抗を受け
る頻度を増加させる技術が開示されており、特開平７−
９０４７８号公報及び特開平７−９０４８０号公報に
は、第二相を縞状にする技術が開示されており、特開平
８−２２５８８２号公報には、第二相の組織分率を上昇
させる技術が開示されている。しかし、これらの技術
は、硬質の第二相と軟質のフェライト相の硬さの差の規
定はあるが、第二相の形状（例えば、アスペクト比（長
軸長さ／短軸長さ））の規定は、ないため、いずれもき
裂がかなり進展した高ΔＫ領域においては、第二相がき
裂の進展を抑制する効果は得られないものである。

【０００８】以上のように、従来技術はいずれも、初期
き裂伝播領域の低ΔＫ（≦約５０ｋｇｆ／ｍｍ^1.5）領
域におけるき裂進展を抑制する方法であったため、溶接
用厚鋼板のように鋼板表面に廻し溶接を施した溶接止端
部からき裂が発生し、板厚方向に進展する場合、高ΔＫ
領域に達する（例えば、５ｍｍ以上のき裂の進展で、Δ
Ｋは５０ｋｇｆ／ｍｍ^1.5以上となる）ため、上記従来
技術では疲労寿命特性を向上させることはほとんど不可
能である。

【０００９】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記の従来
技術の問題を踏まえ、溶接構造物の軽量化及び疲労設計
強度の向上のニーズに応えるために、疲労き裂が進展し
た高ΔＫ領域でも疲労き裂伝播を抑制できる鋼材及びそ
の製造方法を提供することを課題とする。具体的には入
熱量が２０〜３０ｋＪ／ｍｉｎの廻し溶接を施した鋼材
の曲げ疲労試験において、鋼板表面の応力範囲が２２ｋ
ｇｆ／ｍｍ²、応力比０．１の疲労試験時に繰り返し寿
命が５５０，０００回以上、かつ降伏強度が３０〜５５
ｋｇｆ／ｍｍ²の鋼材及びその製造方法を提供するもの
である。

【００１０】

【課題を解決するための手段】本発明は、上記課題を達
成するためになされたもので、その手段は下記の通りで
ある。

【００１１】（１）重量％で、Ｃ：０．０２〜０．２０％Ｓｉ：≦０．８％Ｍｎ：０．３０〜２．５％Ｐ：≦０．０３５％Ｓ：≦０．０２％Ａｌ：≦０．１％Ｎ：≦０．０１％残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼材において、板厚
方向の断面組織が面積率で６０〜９０％のフェライト母
相と第二相からなり、第二相の硬さ：Ｈｖ（ＳＰ）とフ
ェライトの硬さ：Ｈｖ（Ｆ）が以下の（１）式を満足
し、かつ第二相のアスペクト比：ｌ（長軸長さ）／ｄ
（短軸長さ）がｌ／ｄ＞３．４２であることを特徴とす
る疲労き裂伝播特性の優れた鋼材。

【００１２】但し、Ｈｖ（ＳＰ）及びＨｖ（Ｆ）は、第
二相及びフェライトのそれぞれの荷重１０ｇｆにおける
ビッカース硬さを示す。Ｈｖ（ＳＰ）≧Ｈｖ（Ｆ）＊（ｌ／ｄ）^0.5／１．１５５・・・（１）（２）板厚方向の断面組織において、疲労き裂進展方
向の直線上を横切るフェライト相から第二相への界面か
ら次の第二相への界面との間隔が２５μｍ以下であるこ
とを特徴とする上記（１）に記載の疲労き裂伝播特性の
優れた鋼材。

【００１３】（３）さらに、板厚方向の断面組織にお
いて、（１１１）面のＸ線面強度がランダム比で４以上
であることを特徴とする上記（１）または（２）のいず
れかに記載の疲労き裂伝播特性の優れた鋼材。ただし、
（１１１）面のＸ線面強度のランダム比とは当該試料と
ほぼ同一の成分の粉末試料から測定される（１１１）面
の強度との比である。

【００１４】（４）さらに、板厚方向の断面組織にお
いて、フェライト母相の円相当粒径の平均値が４μｍ以
下であることを特徴とする上記（１）〜（３）のいずれ
かに記載の疲労き裂伝播特性の優れた鋼板。ただし、円
相当粒径とは、当該結晶粒の面積と等しい円の直径であ
る。

【００１５】（５）さらに、板厚方向の断面組織にお
いて、フェライト母相の円相当粒径の最大値が１２．５
μｍ以下であることを特徴とする上記（１）〜（４）の
いずれかに記載の疲労き裂伝播特性の優れた鋼材。

【００１６】（６）さらに、Ｃｕ：０．０１〜１．５％Ｎｉ：０．０１〜３．０％Ｃｒ：０．０１〜１．０％Ｍｏ：０．０１〜１．０％Ｎｂ：０．００３〜０．０５％Ｖ：０．００５〜０．０２％Ｔｉ：０．００３〜０．１０％の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記
（１）〜（５）のいずれかに記載の疲労き裂伝播特性の
優れた鋼材。

【００１７】（７）重量％で、Ｃ：０．０２〜０．２０％Ｓｉ：≦０．８％Ｍｎ：０．３０〜２．５％Ｐ：≦０．０３５％Ｓ：≦０．０２％Ａｌ：≦０．１％Ｎ：≦０．０１％残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼塊または鋼片をＡ
ｃ₁変態点以上１２５０℃以下の温度に加熱した後、Ａ
ｒ₃以上の温度にて粗圧延終了後、フェライト分率が６
０％以上となる温度域における累積圧下率が４０％以上
である仕上圧延を行うことを特徴とする疲労き裂伝播特
性の優れた鋼材の製造方法。

【００１８】（８）更に、Ｃｕ：０．０１〜１．５％Ｎｉ：０．０１〜３．０％Ｃｒ：０．０１〜１．０％Ｍｏ：０．０１〜１．０％Ｎｂ：０．００３〜０．０５％Ｖ：０．００５〜０．０２％Ｔｉ：０．００３〜０．１０％の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記
（７）に記載の疲労き裂伝播特性の優れた鋼材の製造方
法。

【００１９】本発明鋼材の化学成分の限定理由は以下の
通りである。

【００２０】Ｃは鋼の強度を向上させるのに有効な成分
として添加するもので、０．０２％未満では構造用鋼に
必要な強度の確保が困難であり、フェライト分率を９０
％以内にとどめることが困難である。また、０．２０％
を超える過剰の添加はフェライト分率を７０％以上得る
ことを困難にし、さらに靭性、耐溶接割れ性などを著し
く低下させるので、０．０２〜０．２０％の範囲とし
た。

【００２１】Ｓｉは脱酸元素として、また、母材の強度
確保に有効な元素である。疲労特性向上の観点からは固
溶強化により疲労限を向上させる効果があるので、添加
することが望ましいが含有しないことも可能である。し
かし０．８％を超える過剰の添加は固溶強化による疲労
限向上の効果が飽和し、構造用鋼板として重要な靭性や
溶接性の劣化を招き、加熱工程で剥離の困難な鋼片表層
の酸化層の著しい成長を招くので、Ｓｉの範囲は０．８
％以下とした。

【００２２】また、Ｍｎは母材の強度、靭性の確保に必
要な元素であり、最低限０．３０％以上添加する必要が
あるが、溶接部の靭性、割れ感受性など材質上許容でき
る範囲で上限を２．５％とした。

【００２３】Ｐは結晶粒界に偏析し鋼の延性及び靭性の
いずれにも有害に作用する。全く含有しないことが望ま
しいが実用の清浄化の程度を考慮して上限を０．０３５
％とした。

【００２４】Ｓは鋼中の合金元素と化合して種々の介在
物を形成し、鋼の延性及び靭性のいずれにも有害に作用
する。全く含有しないことが望ましいが実用の清浄化の
程度を考慮して上限を０．０２％とした。

【００２５】Ａｌは脱酸、γ粒径の細粒化等に有効な元
素であり、効果を発揮するためには０．００５％以上含
有する必要があるが、０．１％を超えて過剰に添加する
と、粗大な酸化物を形成して延性を極端に劣化させるた
め、０．００５〜０．１％範囲に限定する必要がある。

【００２６】ＮはＡｌやＴｉと化合してγ粒微細化を起
こすので、適切な量のＮ添加により、強度、靭性向上を
図ることも可能である。しかし、まったく含有しない場
合でも強度、靭性などの鋼材の性能を十分に得ることが
可能である。一方、過剰に添加すると固溶Ｎが増加して
逆に靭性に悪影響を及ぼしたり、さらには延性にまで悪
影響を及ぼす。許容できる範囲として、Ｎの含有量を
０．０１％以下とする。

【００２７】以上が本発明鋼の基本成分であるが、主に
造船材等の用途で本発明品を用いるとすると所望の母材
靭性レベルに応じてＮｉ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１種
または２種以上を含有させ、強度確保することが望まし
く、また造船用途以外の目的で例えば橋梁用・建設機械
用鋼板で疲労特性のみならず延性の向上を目的としてＣ
ｒ、Ｍｏなどの元素を含有させることも有効である。

【００２８】同程度の引張強度の鋼においては基本成分
のみで所望の強度を達成する場合と、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎ
ｂ、Ｖ、Ｔｉの１種または２種以上を適宜含有すること
により強度確保を計る場合で靭性や溶接性が著しく異な
り、一般にＣｕ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの１種または２
種以上を適宜含有する鋼の方が良好な靭性や溶接性を示
す。また母材靭性の重要でない建築・橋梁用部材にはＭ
ｏの添加も有効である。以下にＣｕ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｎ
ｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏの各選択化学成分の作用を述べる。

【００２９】Ｃｕは母材の強度と靭性を同時に向上で
き、特に１．０％以上の添加を行い５５０゜Ｃ程度の温
度で適切な時効処理を施した場合フェライト母相中に単
体で整合析出してフェライト相の延性を損なわず強度を
向上する効果を有する。しかし１．５％超の添加では熱
間加工性に問題を生じるため、実用上有効な０．０１〜
１．５％の範囲に限定する。

【００３０】次に、ＮｉもほぼＣｕと同様、強度および
靭性を向上させ、非常に有効な元素であるが、効果を発
揮させるためには０．０１％以上含有させる必要があ
る。含有量が多くなると強度、靭性は向上するが３．０
％を超えて添加しても効果が飽和し、さらに高価な元素
であるため、経済性を考慮して、上限を３．０％とす
る。

【００３１】Ｃｒは母材の強度向上に有効な元素である
が、明瞭な効果を生じるためには０．０１％以上必要で
あり、一方、１．０％を超えて添加すると、靭性が急激
に劣化する傾向を有するため、０．０１〜１．０％の範
囲とする。またＣｒはＳｉとの同時添加によって第二相
に濃化させ、焼戻しなどの調質処理後も第二相の硬さを
確保することを容易にする効果を有する。

【００３２】Ｍｏは母材の強度向上に有効な元素であ
り、かつフェライト相中の炭素と化合物を形成しフェラ
イト相の延性を向上する効果があるため特に降伏強度５
０ｋｇｆ／ｍｍ²級の鋼を本発明法を適用して造る際に
添加することが望ましい。効果を得るためには０．０１
％以上の添加が必要であり、一方、１．０％を超えて添
加すると、著しく靭性が劣化する傾向を有するため、
０．０１〜１．０％の範囲とする。またＭｏも、焼戻し
などの調質処理後も第二相の硬さを確保することを容易
にする効果を有する。

【００３３】Ｎｂ及びＶはいずれも析出強化により母材
の強度向上に寄与するが、過剰の添加で延性や靭性が劣
化する。これら元素の添加は特に第二相の分布間隔を狭
めることについても効果を示す。効果を得るにはＮｂ
０．００３％程度、Ｖは０．００５％程度の添加が必要
であるが明瞭な効果を得るためにはＮｂは０．００５％
以上、Ｖは０．０２％以上の添加が望ましい。従って、
延性、靭性の劣化を招かずに、効果を発揮できる範囲と
して、Ｖは０．００５〜０．２０％、Ｎｂは０．００３
〜０．０５％とする。

【００３４】Ｔｉは析出強化により母材強度向上に寄与
するとともに、Ｎｂと同様に炭窒化物ＴｉＣ、ＴｉＮの
形成により溶接構造物用鋼に本発明法を適用した場合の
溶接熱影響部の靭性確保にも有効な元素であるが、効果
を発揮できるためには０．００３％以上の添加が必要で
ある。一方、０．１０％を超えると、Ａｌと同様、粗大
な酸化物を形成して靭性や延性を劣化させるため、上限
を０．１０％とする。

【００３５】次に本発明鋼材の組織の限定理由につい
て、説明する。

【００３６】本発明鋼板は、フェライト及び第二相から
なる複合組織鋼中の第二相の形態及びフェライト及び第
二相の硬さを制御し、第二相の疲労き裂先端の応力場制
御により、第二相において主き裂から微小き裂（以後二
次き裂と称する）を発生させ、主き裂を屈曲・分岐させ
ることにより、き裂の進展力を分散・弱め、き裂の伝播
を遅延させるものである。破壊力学的メカニズムとして
は、き裂の進展がモードＩ（単純開口モード）からモー
ドＩＩ（面内すべり）へと遷移することによりき裂を分
岐させるとともに、この際の主き裂先端部のＫ値の変動
（ΔＫ）を複数の二次き裂先端部に分配させることによ
り、高ΔＫ領域での疲労き裂進展を遅延させるものであ
る。

【００３７】上記のメカニズムにより、溶接構造物等の
溶接止端部から発生した疲労き裂が板厚方向へ深く進展
した際の高ΔＫ値領域でもき裂の伝播を遅延させること
ができるのである。

【００３８】本発明では、伝播中の疲労き裂を屈曲・分
岐させるために疲労き裂が進展する方向と直交する方向
に伸展した硬質な第二相を分布させることを要件とす
る。

【００３９】図１に、本発明鋼材において疲労き裂から
二次き裂が発生する際の機構の概念図を示す。本発明鋼
材において、硬質な第二相は、軟質なフェライト相に比
べて、塑性変形しにくいので、疲労き裂が進展して第二
相に近づくにつれて、第二相の応力の影響によりき裂先
端部のフェライト相の塑性変形が抑制され、第二相の近
傍で第二相を迂回し、屈曲または分岐するようにすべり
による二次き裂が発生する。

【００４０】上記の機構を利用して二次き裂を発生さ
せ、疲労き裂の伝播を遅延させるためには、疲労き裂の
進展過程において、第二相とその周囲のフェライト相と
の間で応力の相互作用を生じさせることが必要である。
本発明者らは、上記相互作用を生じさせるために必要な
第二相の形態を調査した結果、第二相のアスペクト比
（＝長軸長さ（ｌ）／短軸長さ（ｄ））を規定するとと
もに、フェライト相と第二相の硬さの比を規定すること
が有効であることを知見した。

【００４１】本発明者らは、直方体形状の第二相をき裂
の進展方向と直行する位置に配置した場合を想定し、第
二相が変形せずに歪分配されている場合に、第二相がそ
の周囲のフェライトから受ける引張応力（σ（ＳＰ））
を計算で求めた結果、以下のようになることがわかっ
た。

【００４２】 σ（ＳＰ）＝σ＊ｌ／（ｄ・ｄ’）^0.5／（２／３^0.5）ただし、σは当該第二相から遠方に離れた位置における
引張応力、ｌは第二相（直方体）の長さ（き裂進展方向
と直交する方向）、ｄは第二相（直方体）の高さ（き裂
進展方向）、ｄ’は第二相（直方体）の幅（ｌ及びｄの
方向と直交する方向）とする。

【００４３】実際の鋼材ではｌ及びｄ’は圧延面と平行
な方向にあり、ｌ／ｄ’はほぼ１に等しくなるため、ｌ
／（ｄ・ｄ’）^0.5は（ｌ／ｄ）^0.5と近似でき、第二相
が受ける引張応力（σ（ＳＰ））は、以下のように示さ
れる。

【００４４】 σ（ＳＰ）＝σ＊（ｌ／ｄ）^0.5／１．１５５・・・（０−１）まず、疲労き裂が第二相によって屈曲または分岐するた
めには、き裂が進展して第二相近傍まで近づいた場合
に、第二相が降伏・破断することなく、無変形で残存す
る必要がある。第二相、フェライト相が降伏を始める応
力をそれぞれσｙ（ＳＰ）、σｙ（Ｆ）とし、第二相、
フェライト相の硬さをそれぞれＨｖ（ＳＰ）、Ｈｖ
（Ｆ）とすると、これらの関係は、σｙ（ＳＰ）／σｙ
（Ｆ）＝Ｈｖ（ＳＰ）／Ｈｖ（Ｆ）となるため、第二相
が降伏・破断せず無変形で残存するためには、以下の関
係式を満たす必要がある。

【００４５】Ｈｖ（ＳＰ）≧Ｈｖ（Ｆ）＊（ｌ／ｄ）^0.5／１．１５５・・・（１）従って、本発明鋼材の組織では、第二相の硬さ：Ｈｖ
（ＳＰ）とフェライト相の硬さ：Ｈｖ（Ｆ）が、上記の
（１）式を満たすことを要件とする。

【００４６】但し、Ｈｖ（ＳＰ）及びＨｖ（Ｆ）は、第
二相及びフェライトのそれぞれの荷重１０ｇｆにおける
ビッカース硬さを示す。

【００４７】次に、疲労き裂が第二相によって屈曲・分
岐するための二次き裂を生じさせるためには、第二相が
フェライト相を内部くびれ（Ｉｎｔｅｒｎａｌ−Ｎｅｃ
ｋｉｎｇ）を起こすまで加工硬化させる必要がある。第
二相がその近傍のフェライト相に及ぼす応力は、フェラ
イト相が第二相に及ぼす引張応力の反作用として生じる
ため、以下のようになる。

【００４８】 σ（Ｆ）＝σ＊（ｌ／ｄ）^0.5／１．１５５・・・（０−２）ただし、σは第二相から遠方に離れた位置における引張
応力とする。

【００４９】上記の式において、疲労き裂の先端部に二
次き裂を生じさせるためには、σ＝σｙ（Ｆ）のとき
に、き裂先端部の応力σ（Ｆ）をフェライト相の加工硬
化が飽和する引張強度：ＴＳまで上昇させる必要があ
る。実鋼材では多くの場合、フェライト単相鋼の公称降
伏応力：ＹＰと公称引張強度：ＴＳの関係は、ＴＳ／Ｙ
Ｐ＝１．６となるから、き裂先端部のフェライト相が加
工硬化し、剪断変形を起こすための条件は、以下のよう
になる。

【００５０】１．６＜（ｌ／ｄ）^0.5／１．１５５よって、ｌ／ｄ＞３．４２・・・（２）従って、本発明鋼材の組織では、上記の（２）式、つま
り、第二相のアスペクト比（長軸長さ（ｌ）／短軸
（ｄ））が３．４２超となることを要件とする。

【００５１】本発明者らの研究によると、二次き裂の発
生はフェライト相中でしか起こらず、フェライトの面積
率が高い程、二次き裂が多く発生することが知見され
た。本発明では、疲労き裂からの二次き裂の発生を促進
させるために、フェライト相の面積率を６０％以上に規
定する。また、フェライト相が９０％超になると第二相
の面積率が少なくなり、き裂が進展し第二相近傍まで近
づいた際、第二相が破壊してしまうので上限を９０％と
した。

【００５２】さらに疲労寿命特性を向上させるために、
本発明鋼材の組織を以下の理由で規定する。

【００５３】疲労き裂からの二次き裂は、疲労き裂の進
展方向の直線上を横切っている第二相の数が多いほど発
生しやすくなるため、き裂進展方向の第二相の分布間隔
を狭くすることが疲労寿命特性を向上させるために有効
である。本発明では、き裂進展方向の直線上を横切るフ
ェライト相から第二相への界面から次のフェライト相か
ら第二相への界面までの間隔を上記疲労寿命特性を向上
の効果が明瞭に現れる２５μｍ以下に規定する。

【００５４】疲労き裂から二次き裂の発生を誘発し、そ
の発生頻度を増加させるためには、フェライト相中に有
効な結晶方位を有する集合組織を発達させ、その異方性
を利用することが有効である。また、疲労き裂から発生
した二次き裂の進展方向と結晶の容易すべり方向が不一
致となる結晶方位を有する集合組織を発達させることで
二次き裂伝播の抵抗を増加させ、二次き裂の伝播を遅延
できる。

【００５５】本発明者らは、上記の二次き裂の発生を誘
発し、且つ分岐した二次き裂の進展を遅延させるために
有効な集合組織を調べた結果、最大剪断応力方向（鋼材
表面から４５゜）と最密面である（１１０）面（鋼材表
面から約３６．５゜）が近い（１１１）面の集合組織が
有効であることがわかった。

【００５６】（１１１）面の集合組織は最密面が最大剪
断応力方向と近いため、二次き裂の発生が誘発される
が、分岐した二次き裂はわずかながらも最大剪断応力方
向と異なる方向に進展するため二次き裂が長くなると抵
抗が生じてくる。従って、本願発明鋼材の組織におい
て、二次き裂の進展の遅延の効果が顕著になるまでの
（１１１）面の集合組織を発達させるために、（１１
１）面のＸ線面強度がランダム比で４以上に規定する。
但し、（１１１）面の集合組織とは鋼材表面に対し（１
１１）面が平行に形成される集合組織、（１１１）面の
Ｘ線面強度とは面強度測定試料の法線方向から測定した
（１１１）面から反射されるＸ線面強度とする。また、
（１１１）面のＸ線面強度のランダム比とは当該試料と
ほぼ同一の成分の粉末試料から測定される（１１１）面
の強度との比である。

【００５７】また、本発明者らの実験からき裂の分岐、
迂回は、主にフェライト相の粒界、フェライト相と硬質
相の界面またはフェライト結晶中で起こり、ベイナイト
などの硬質相中ではほとんど起こらないことが知見させ
た。そのため、上記の（１１１）面の集合組織制御を施
した後、さらに細粒フェライト組織が主体となるように
組織制御を施すと、さらに疲労寿命特性が向上させられ
る。

【００５８】従って、本発明鋼板の組織では、上記疲労
寿命特性の向上が顕著に現れるように、フェライト相の
円相当粒径の平均値を４μｍ以下に規定する。

【００５９】さらに、フェライト相の円相当粒径の平均
値が小さくても粗大な結晶粒を含有する組織では粗大結
晶粒の近傍で、き裂の進展が加速される恐れがある。そ
の現象を防ぐため、本発明鋼板の組織では、フェライト
相の円相当粒径の最大値を１２．５μｍ以下と規定す
る。

【００６０】ここで、フェライト相の結晶粒界の種類は
隣接する結晶との結晶方位の方位差が５゜程度の亜結晶
粒界も含み、円相当粒径の最大値とは実際の試料を４０
０倍視野となるように撮影した際の１００ｍｍ×７０ｍ
ｍ面積の光学顕微鏡写真で観察される最大の結晶の円相
当粒径とする。ただし、円相当粒径とは、当該結晶粒の
面積と等しい円の直径とする。

【００６１】本発明鋼材の製造条件の限定理由につい
て、説明する。

【００６２】粗圧延における温度は、鋼材中心部のザク
欠陥などを十分に圧着させるために、Ａｒ₃以上のオー
ステナイト温度域に規定する。

【００６３】仕上圧延は、まず、鋼材組織中のフェライ
ト相の面積率を６０％以上にするために、フェライト分
率が６０％以上となる温度域にて累積圧下を加え、さら
に、この時の累積圧下率は、十分に展伸した第二相を得
るとともに、フェライト相に（１１１）面の集合組織の
発達を促進させるために、４０％以上と規定する。な
お、本発明の規定する成分の鋼でこのような製造法を適
用した場合フェライト分率はほぼ安定して９０％以内が
得られる。

【００６４】

【発明の実施の形態】本発明で実施した疲労特性評価試
験の方法について以下に述べる。

【００６５】まず、構造物の溶接止端部から疲労き裂が
発生する場合の疲労特性を評価するために、本発明者ら
が採用した疲労試験方法を図２に示す。

【００６６】試験片は、厚み：２５ｍｍの鋼板から鋼板
長手方向長さ：３００ｍｍ、幅方向長さ：８０ｍｍの試
験板を採取し、幅：１０ｍｍ、長さ：３０ｍｍ、高さ：
３０ｍｍのリブ板を炭酸ガス溶接により試験板の中央に
廻し溶接して作成した。この際の炭酸ガス溶接は、化学
成分組成がＣ：０．０６ｗｔ％、Ｓｉ：０．５０ｗｔ
％、Ｍｎ：１．４０ｗｔ％である１．４ｍｍ径の溶接ワ
イヤを用いて、電流２７０Ａ、電圧３０Ｖ、ビード速度
２０ｃｍ／ｍｉｎでおこなった。疲労試験は、荷重支点
のスパンを下スパン：７０ｍｍ、上スパン：２２０ｍｍ
として、最大荷重（Ｐｍａｘ）：５５００ｋｇｆで応力
比（Ｒ）：０．１の繰り返し応力負荷を加え、疲労破断
寿命を測定した。本疲労評価試験では、本発明が目的と
する疲労寿命特性評価するために試験片の溶接入熱量が
２４．３ＫＪ／ｍｉｎ、表面の応力変動範囲が２２．２
ｋｇｆ／ｍｍ²で実施した。

【００６７】さらに、本発明の高ΔＫ領域での疲労寿命
特性を評価するために、本疲労試験により、ビーチマー
ク付与をした実験も行い、鋼板板厚方向の疲労き裂伝播
速度とΔＫの関係を求めた。

【００６８】

【実施例】表１の化学成分を含有する鋼片を用いて、表
２に示す製造条件で板厚２５ｍｍの鋼板を製造した。ま
た、表３は、表２の製造方法によって得られた鋼板のミ
クロ組織及び疲労特性、機械的性質を示す。ここで、本
発明鋼板の対象板厚は、この実施例によって規定される
ものではなく、また、鋼板だけでなく、形鋼などの鋼材
にも適用できる。

【００６９】表１において、鋼番１〜７は本発明例であ
り、鋼番８及び９は比較例を示す。また、表２及び３に
おいて、試験番号１〜７は、本発明例であり、試験番号
８〜１６は、比較例を示す。

【００７０】試験番号１６の比較例は、通常の高張力鋼
板であり、オーステナイト再結晶域圧延を主とする粗圧
延と未再結晶域圧延を主とする仕上圧延を行った後、水
冷後焼戻し熱処理をしている。この鋼板組織はほぼベイ
ナイト単相であり、ベイナイトの平均結晶粒径は７．２
μｍ程度最大粒径は１５μｍであり、主に微弱な再結晶
集合組織と若干の変態集合組織からなり、（１１１）面
の集合組織はランダム比で１．５程度である。したがっ
て、この鋼板組織は、本発明の規定条件を全く有してい
ないため、疲労寿命は３５００００回程度であり、本発
明の目標の疲労寿命特性が得られていない。

【００７１】試験番号１の発明例は、所定の製造条件で
あるフェライトが８０％程度を占める温度域で７７％の
大圧下率で圧延しており、第二相のアスペクト比（ｌ／
ｄ）は５程度であり、第二相及びフェライト相の硬さと
第二相のアスペクト比の条件式である（１）式も満足す
る。また、水冷したままで製造を終了したため、第二相
の硬さも硬く、（１１１）面の集合組織が４以上に制御
されており、本発明の規定する所定条件を満たしている
ため、本発明の目標の疲労寿命特性が得られている。

【００７２】試験番号２及び３の発明例は、試験番号１
と同じ圧延条件で得られた鋼板を熱処理し、その後空冷
して第二相の分布間隔や集合組織フェライトの粒径を試
験番号１の鋼板とほぼ同様にしたまま、第二相のみを軟
化させている。これらの鋼板は、本発明の規定する第二
相の条件を満たしているため、本発明の目標である５５
００００回の疲労寿命が得られている。ただし、試験番
号２及び３の鋼板は、試験番号１の鋼板に比べ第二相を
軟化しているため、疲労特性が劣化しており、第二相の
硬度を高く保った方がより疲労特性が向上できることが
判る。

【００７３】試験番号４の発明例は、フェライト分率が
ほぼ６０％になる温度域で４２％の累積圧下率で仕上げ
圧延した例であり、第二相のアスペクト比は３．５とな
りフェライトが内部くびれ及び剪断すべりを起こす
（１）式の条件を満たしており、本発明の目標である疲
労寿命を達成できている。

【００７４】試験番号８の比較例では、フェライト分率
がほぼ６０％になる温度域で圧下を加えているが、累積
圧下率が３５％程度の仕上げ圧延であり、本発明の所定
条件を満足していないため、第二相のアスペクト比が所
定値よりも小さく、疲労特性が本発明の目標値に達して
いない。

【００７５】また、試験番号９の比較例では、オーステ
ナイト域温度で仕上げ圧延を行った後、二相域でフェラ
イトを生じさせ、その後、水冷しており、本発明の所定
条件と異なるため、硬化した第二相が得られるもののア
スペクト比が不十分であり、疲労特性が本発明の目標値
に達していない。

【００７６】試験番号１０の比較例では、フェライト分
率がほぼ８０％になる温度域で８０％もの累積圧下率の
仕上げ圧延を施しているが、熱処理で第二相を軟化させ
すぎているため、本発明の第二相の形状と第二相及びフ
ェライト相の硬さが（１）式の条件を満足していない。
したがって、疲労き裂の進展時に第二相が十分にフェラ
イトの変形を抑制せず、疲労特性も目標値に達していな
い。

【００７７】試験番号１１の比較例では、化学成分のう
ちＣが過剰であり、第二相の硬さやアスペクト比（ｌ／
ｄ）が所定範囲にあるものの、フェライト分率が所定値
より不足であるため、疲労特性は不十分である。

【００７８】試験番号１２の比較例では、Ｃは、所定範
囲にあるが、Ｓｉが過剰であるため、フェライト分率が
不足し、フェライト相が過剰に固溶強化してしまうた
め、本発明の（１）式の条件を満足しない。そのため、
疲労特性は、目標に対して不十分である。

【００７９】以上のように本発明の製造方法に従って製
造した試験番号４の発明例は、十分な疲労特性が得られ
るが、仕上げ圧延の累積圧下率が不足している試験番号
８の比較例及び仕上げ圧延時のフェライト分率が不十分
な試験番号９の比較例及び第二相を軟化させてしまう不
用意な熱処理を施した試験番号１０の比較例及び化学成
分の規定を満たさずフェライト分率が適正でない試験番
号１１及び１２の比較例はいずれも疲労特性が不十分で
ある。

【００８０】また試験番号５及び６の発明例はＮｂ、Ｔ
ｉなどのマイクロアロイ元素を添加せず製造したために
結晶粒径や第二相の分布間隔が比較的粗いが第二相の硬
さや形状が適正なため疲労特性は良好である。

【００８１】また、大型の鋼板などで条切り性を向上さ
せるために熱処理を施す必要が生じたときなどは、第二
相の硬度を十分に確保するために試験番号７の発明例の
ようにＣｒ、Ｍｏなどの焼戻し軟化抵抗を向上させる元
素を添加することが有効である。試験番号７では焼戻し
処理を施したにもかかわらず十分に第二相が硬く良好な
疲労特性が保たれている。

【００８２】これに対し、試験番号１３〜１５の比較例
は焼戻し軟化抵抗を考慮せず熱処理を施しているため第
二相が軟化して、本発明の（１）式を満足しない。従っ
て疲労特性は不十分である。

【００８３】図３にフェライト分率が６０〜９０％に制
御された複合組織鋼材の第二相のアスペクト比（ｌ（長
軸長さ）／ｄ（短軸長さ））と第二相及びフェライト相
の硬さの比（Ｈｖ（ＳＰ）／Ｈｖ（Ｆ））を示した。本
発明のｌ／ｄ＞３．４２と下記（１）式を満たす条件で
本発明の目標である５５００００回以上の疲労寿命が得
られていることがわかる。

【００８４】Ｈｖ（ＳＰ）／Ｈｖ（Ｆ）≧（ｌ／ｄ）^0.5／１．１５５・・・（１）図４には本発明で規定する鋼材の第二相の分布間隔と疲
労寿命の関係を示した。第二相の分布間隔（疲労き裂進
展方向の直線上に存在するフェライト相から第二相への
界面から次の前記界面との間隔）が２５μｍ以下の場
合、良好な疲労特性が得られていることがわかる。

【００８５】図５には鋼板組織における（１１１）面の
Ｘ線面強度のランダム比と疲労寿命の関係を示してい
る。（１１１）面のＸ線面強度のランダム比が増加する
につれ、疲労特性が向上しており、（１１１）面のＸ線
面強度のランダム比が４以上で本発明の目標である５５
００００回以上の疲労寿命が得られることがわかる。

【００８６】図６には（１１１）面のＸ線面強度のラン
ダム比が４〜８の集合組織を発達させた鋼材のフェライ
ト相の平均結晶粒径と疲労寿命の関係を示した。ただ
し、結晶粒径は円相当粒径で測定している。フェライト
相の平均結晶粒径を小さくするとともに疲労寿命が向上
し、平均結晶粒径が４μｍ以下のとき７０００００回以
上の疲労寿命が得られることがわかる。

【００８７】図７には（１１１）面のＸ線面強度のラン
ダム比が４〜８の集合組織を発達させた鋼材のフェライ
ト相の最大結晶粒径と疲労寿命の関係を示した。フェラ
イト相の最大結晶粒径が小さくなるほど疲労寿命が向上
し、最大結晶粒径が１２．５μｍ以下のとき６００００
０回以上の疲労寿命が得られることがわかる。

【００８８】図８に本発鋼材と通常の高張力鋼における
ΔＫ（応力拡大係数範囲）と疲労き裂伝播速度の関係を
示す。き裂伝播速度及びΔＫ値（応力拡大係数範囲）
は、ビーチマーク法によって、計算した。この図から本
発明鋼材は、従来の高張力鋼に比べて、５０ｋｇｆ／ｍ
ｍ^1.5以上の高ΔＫ領域でも疲労き裂伝播速度を著しく
低下させ、疲労寿命の向上効果を有することがわかる。
ただし、疲労き裂伝播速度（ｄａ／ｄＮ）は、一回の繰
り返し応力負荷で疲労き裂の進展する長さである。

【００８９】

【表１】

【００９０】

【表２】

【００９１】

【表３】

【００９２】

【発明の効果】本発明により、鋼板表面に２０〜３０Ｋ
Ｊ／ｍｉｎ程度の１パスの廻し溶接部を有する鋼材を応
力範囲：２２ｋｇｆ／ｍｍ²、応力比：０．１で曲げ疲
労試験をおこなった場合に５５００００回以上の疲労寿
命を有する疲労寿命特性の優れた鋼材を得ることができ
る。本発明鋼材は、疲労寿命を従来材の疲労寿命の１．
５倍以上に改善できるため、従来材の１．５倍以上の耐
用年数が期待できる。また、船体、橋梁、建設機械など
の構造部材の溶接構造部位の疲労設計限度を向上させる
ことができるため、安全性を確保しつつ薄肉化による軽
量化や材料の使用量を低下できる。

【図面の簡単な説明】

【図１】第二相近傍のフェライト相における疲労二次き
裂の発生機構の概念図である。

【図２】溶接構造部材の疲労特性評価を行う際に用いた
廻し溶接４点曲げ疲労試験方法の概念図である。

【図３】本発明鋼材の第二相及びフェライト相の硬さの
比（Ｈｖ（ＳＰ）／Ｈｖ（Ｆ））と第二相のアスペクト
比（ｌ（長軸長さ）／ｄ（短軸長さ））との関係を示す
図である。

【図４】本発明鋼材の第二相の分布間隔と疲労寿命の関
係を示す図である。

【図５】（１１１）面のＸ線面強度のランダム比と疲労
寿命の関係を示す図である。

【図６】本発明鋼材のフェライト相の平均結晶粒径と疲
労特性の関係を示す図である。

【図７】本発明鋼材のフェライト相の最大結晶粒径と疲
労特性の関係を示す図である。

【図８】本発明鋼材と通常の高張力鋼におけるΔＫ値
（応力拡大係数範囲）と疲労き裂伝播速度との関係を示
す図である。

フロントページの続き (72)発明者間渕秀里大分市大字西ノ洲１番地新日本製鐵株式会社大分製鐵所内

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で、Ｃ：０．０２〜０．２０％Ｓｉ：≦０．８％Ｍｎ：０．３０〜２．５％Ｐ：≦０．０３５％Ｓ：≦０．０２％Ａｌ：≦０．１％Ｎ：≦０．０１％残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼材において、板厚
方向の断面組織が面積率で６０〜９０％のフェライト母
相と第二相からなり、第二相の硬さ：Ｈｖ（ＳＰ）とフ
ェライトの硬さ：Ｈｖ（Ｆ）が以下の（１）式を満足
し、かつ第二相のアスペクト比：ｌ（長軸長さ）／ｄ
（短軸長さ）がｌ／ｄ＞３．４２であることを特徴とす
る疲労き裂伝播特性の優れた鋼材。但し、Ｈｖ（ＳＰ）
及びＨｖ（Ｆ）は、第二相及びフェライトのそれぞれの
荷重１０ｇｆにおけるビッカース硬さを示す。Ｈｖ（ＳＰ）≧Ｈｖ（Ｆ）＊（ｌ／ｄ）^0.5／１．１５５・・・（１）
【請求項２】板厚方向の断面組織において、疲労き裂
進展方向の直線上を横切るフェライト相から第二相への
界面から次の第二相への界面との間隔が２５μｍ以下で
あることを特徴とする請求項１に記載の疲労き裂伝播特
性の優れた鋼材。
【請求項３】さらに、板厚方向の断面組織において、
（１１１）面のＸ線面強度のランダム比が４以上である
ことを特徴とする請求項１または２のいずれかに記載の
疲労き裂伝播特性の優れた鋼材。ただし、（１１１）面
のＸ線面強度のランダム比とは当該試料とほぼ同一の成
分の粉末試料から測定される（１１１）面の強度との比
である。
【請求項４】さらに、板厚方向の断面組織において、
フェライト母相の円相当粒径の平均値が４μｍ以下であ
ることを特徴とする請求項１から３のいずれかに記載の
疲労き裂伝播特性の優れた鋼材。ただし、円相当粒径と
は、当該結晶粒の面積と等しい円の直径である。
【請求項５】さらに、板厚方向の断面組織において、
フェライト母相の円相当粒径の最大値が１２．５μｍ以
下であることを特徴とする請求項１から４のいずれかに
記載の疲労き裂伝播特性の優れた鋼材。
【請求項６】さらに、Ｃｕ：０．０１〜１．５％Ｎｉ：０．０１〜３．０％Ｃｒ：０．０１〜１．０％Ｍｏ：０．０１〜１．０％Ｎｂ：０．００３〜０．０５％Ｖ：０．００５〜０．０２％Ｔｉ：０．００３〜０．１０％の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求
項１〜６のいずれかに記載の疲労き裂伝播特性の優れた
鋼材。
【請求項７】重量％で、Ｃ：０．０２〜０．２０％Ｓｉ：≦０．８％Ｍｎ：０．３０〜２．５％Ｐ：≦０．０３５％Ｓ：≦０．０２％Ａｌ：≦０．１％Ｎ：≦０．０１％残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼塊または鋼片をＡ
ｃ₁変態点以上１２５０℃以下の温度に加熱した後、Ａ
ｒ₃以上の温度にて粗圧延終了後、フェライト分率が６
０％以上となる温度域における累積圧下率が４０％以上
である仕上圧延を行うことを特徴とする疲労き裂伝播特
性の優れた鋼材の製造方法。
【請求項８】更に、Ｃｕ：０．０１〜１．５％Ｎｉ：０．０１〜３．０％Ｃｒ：０．０１〜１．０％Ｍｏ：０．０１〜１．０％Ｎｂ：０．００３〜０．０５％Ｖ：０．００５〜０．０２％Ｔｉ：０．００３〜０．１０％の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求
項７に記載の疲労き裂伝播特性の優れた鋼材の製造方
法。