WO2005054533A1

WO2005054533A1 - 疲労特性に優れた鋼材およびその製造方法

Info

Publication number: WO2005054533A1
Application number: PCT/JP2004/017855
Authority: WO
Inventors: Noboru Konda; Kazushige Arimochi; Kazuki Fujiwara; Hideo Sakaibori
Original assignee: Sumitomo Metal Industries, Ltd.
Priority date: 2003-12-01
Filing date: 2004-12-01
Publication date: 2005-06-16
Also published as: KR100774805B1; JP4325503B2; KR20060086445A; JP2005187934A

Abstract

　切断または溶接の後に特別な後処理をせずに使用できる、切断部や溶接ＨＡＺ部の疲労特性に優れた鋼材は、質量％で、Ｃ：0.01～0.10％；Si：0.01～0.6％；Mn：0.4～2.0％；Cr：0.01～0.6％；Nb：0.005～0.06％およびTi：0.005～0.03％の１種または２種；sol.Al：0.10％以下を含有し、下記式により規定される焼入性指数ＤＩが12以上であって、質量％でのＣ量に対するMn量の比であるMn／Ｃ比が20以上である。 Mn：1.2％以下のときＤＩ＝0.311×√C×(1＋0.7×Si)×(1＋3.33×Mn)×(1＋2.16×Cr)×(1＋3×Mo)×25.4 Mn：1.2％超のときＤＩ＝0.311×√C×(1＋0.7×Si)×(5＋5.1×(Mn−1.2))×(1＋2.16×Cr)×(1＋3×Mo)×25.4

Description

明細書

疲労特性に優れた鋼材およびその製造方法

技術分野

[0001] 本発明は、疲労特性に優れた鋼材およびその製造方法に関する。本発明に係る鋼材は、プラズマ切断部、レーザー切断部、大入熱溶接時の HAZ部の疲労特性に優れることから、船舶、海洋構造物、橋梁、建築物、タンク等の構造物に、切断まま又は溶接ままで、好適に使用することができる。

背景技術

[0002] 例えば船舶、海洋構造物、橋梁、建築物、タンク等の構造物に使用される鋼材は、構造物を構成するに先立ってまず適当な切断法により所望の形状'寸法に切断される。このような切断法として、従来力も用いられてきたガス切断に比較して数倍以上の高速切断が可能であることから、金属ノズルによる熱的ピンチ効果を利用して形成された高温'高速のプラズマ流を用いるプラズマ切断や、レーザー切断が近年多用されている。これらの切断法は、切断精度も相当に高いことから、切断された鋼材は、切断ままで使用される場合がある。

[0003] しかし、このような切断法では、切断面近傍の冷却速度が大きくなるため、切断面近傍の組織が硬化してしまう。このため、切断ままの鋼材を繰り返し応力が作用する部位に用いると、硬度が上昇した切断面近傍力疲労亀裂が発生し易くなり、この亀裂が起点となって疲労寿命が低下する。

[0004] 従って、切断された鋼材は、多くの場合、切断面近傍に、例えば研削等の機械カロェを仕上げカ卩ェとして行う必要がある。このような仕上げ力卩ェは必然的にカ卩ェコストや加工時間の増大を伴う。

[0005] また、切断'仕上げ加工された鋼材は、溶接構造物として使用〖こ供されることが多い。上述した大型の構造物の溶接では、溶接効率を向上させるため、エレクト口ガス溶接法、エレクトロスラグ溶接法等による大入熱溶接が一般的になってきた。このような大入熱溶接の場合、溶接金属と母材の境界部の近傍は、急激な温度上昇と冷却を受けることになり、その部分 (即ち、 HAZ部と略称される溶接熱影響部）の組織が硬化してしまう。従って、溶接部に繰り返し応力が作用すると、硬度が上昇した HAZ 部が溶接余盛り止端位置とも重なって疲労亀裂が発生し易くなり、この亀裂が起点となって疲労寿命が低下する。

[0006] 特開平 6— 271930号公報には、ベイナイトと体積率 10%以上の残留オーステナイトとを主相とする複合組織を有する鋼板の表面に、後処理としてショットピーユング処理を行って、鋼材表層部の残留オーステナイト相を歪誘起変態させることにより、鋼材の疲労寿命を改善する方法が提案されている。この方法は、プラズマ切断された鋼材の切断面を含めて鋼材全体の疲労特性を改善することができる。しかし、この方法は、鋼材に後処理としてショットピーユングを行うため、加工コストおよび加工時間の増大を伴う。

[0007] 特開 2001— 107175号公報には、母材の化学組成の最適化を行って、焼入れ性指数 (DI)とオーステナイト粒径を適正範囲に管理することにより、プラズマ切断された切断面の疲労強度を向上させた鋼材が開示されている。この鋼材は、後処理を行わずに切断面の疲労強度が向上する。しかし、必要な DI値を確保するための有効な対策は C量の増加である力 C量の増加により切断部の硬度が著しく上昇し、切断後の曲げ加工性が低下するという問題点がある。

発明の開示

[0008] 本発明は、プラズマ切断部やレーザー切断部ならびに大入熱溶接時の HAZ部と V、つた、組織が硬化した部位における疲労特性に優れた鋼材およびその製造方法を提供する。より詳しくは、本発明は、切断中や溶接後に特別な後処理を行わずに、切断まま又は溶接ままで、繰り返し応力が作用する構造物として使用することができ、かつ切断後の曲げ加工性の低下を生じなヽ上記鋼材およびその製造方法を提供する。

[0009] 本発明に係る疲労特性に優れた鋼材は、質量％で、 C : 0.01— 0.10% ;Si : 0.01— 0.6% ;Mn： 0.4—2.0%； P： 0.02%以下； S： 0.01%以下； Cr： 0.01— 0.6% ;Nb： 0.005— 0.06%および Ti： 0.005— 0.03%の 1種または 2種； sol.Al： 0.10%以下； N： 0.01%以下

；残部の不可避不純物および Feを含有する鋼組成を有する鋼材であって、下記式（式中、各元素記号はその元素の質量％での鋼中の含有量を意味する）により規定される焼入性指数 DIが 12以上であって、質量％での C量に対する Mn量の比である Mn ZC比が 20以上である。

Mn: 1.2%以下のとき

DI = 0.311X^CX(l + 0.7XSi)X(l + 3.33XMn)X(l + 2.16XCr)X(l + 3XMo)X 25.4

Mn: 1.2%超のとき

DI = 0.311X^CX(l + 0.7XSi)X(5 + 5.1X(Mn-1.2))X(l + 2.16XCr)X(l + 3X Mo) X 25.4

前記鋼組成は、質量％で、下記 (1)一 (3)の群力選ばれた少なくとも 1種の元素をさらに含有していてもよい：

(1) Cu: 0.05— 0.6%および Ni: 0.05— 0.6%の 1種または 2種；

(2) V： 0.005— 0.08%;

(3) Mo:0.01— 0.5%、 B: 0.0003— 0.0030%および W: 0.05— 0.50%の 1種または 2 種以上。

[0010] また、前記鋼材は、切断面の硬化層部または溶接熱影響部の硬化層部におけるォーステナイト粒径が 20 μ m以下である組織を有することが好ましい。

本発明者らは、鋼板全体ではなく切断部や溶接部の疲労特性の改善に影響する因子について検討した。本発明は、その検討によって得られた下記の新規な知見に基づくものである。

[0011] (0焼入性指数 DIと MnZC比の最適化を図ることにより、切断面の硬化層部の組織を細粒組織とすることができ、これにより、繰り返し応力の作用による転位の発生を抑制して、切断部の長寿命化を図ることができる。

[0012] (ii)切断部の組織は切断時の入熱による加熱によってオーステナイトィ匕されるものの、 Nbや Ti等を適正量添加して炭窒化物を形成することにより、オーステナイト粒の成長を抑制でき、これにより、切断面の硬化層部を細粒組織とすることができる。特に

、切断面の硬化層部におけるオーステナイト粒径を 20 m以下の細粒糸且織とすれば、一層の長疲労寿命を図ることができる。

[0013] (iii)焼入性指数 DIを 12以上に高めるには、 C量および Mn量をいずれも増力！]させることが効果的ではあり、鋼板自体の強度も上昇するが、一方で靱性が劣化する。そこで、鋼板の組成を適切に特定することによって、母材特性を劣化させることなぐ母材および切断部の特性をいずれも所望の程度に保つことができる。

[0014] (iv)上記の知見はプラズマ切断部における知見である力レーザー切断でも同様のことが言え、また切断も溶接も急激な温度上昇と急激な冷却が加わることから、切断部も溶接部も母材に与える影響はほぼ同じである。

[0015] (V)上記の知見に基づいて着想された鋼糸且成を有する鋼を用いることにより、切断面に機械加工等の後処理を行わなくとも、切断ままで高疲労特性を有する鋼材を得ることができ、これにより、加工コストおよびカ卩ェ時間をいずれも短縮できる鋼材を提供できる。同様の効果は大人熱溶接時でも得られ、大人熱溶接でも高疲労特性を有する鋼材を提供できる。

[0016] 本発明に係る疲労特性に優れた鋼材は、上記鋼組成を有する鋼片を、 1200°C以下の温度域に加熱して圧延を行ない、 Ar

3点以上の温度域で該圧延を終了した後、少なくとも 650— 500°Cの間の平均冷却速度を 5— 50 °C/sとする加速冷却を施し、該加速冷却を 450°C以下で停止することを含む方法により製造することができる。

[0017] 別の方法では、上記化学組成を有する鋼片を 1200°C以下の温度域に加熱して圧延を行ない、 Ar点以上の温度域で該圧延を終了した後、 Ac点以上に再加熱してか

3 1 ら少なくとも 650°C— 500°Cの間の平均冷却速度を 5°C/s以上とする冷却を行な、、該冷却を 500°C以下で停止する。

[0018] 以上のいずれの方法も、冷却後に 450°C以下に加熱して焼戻すことをさらに含んでいてもよい。

本発明はまた上記鋼材から建造された構造物にも関する。本発明に係る鋼材は、プラズマやレーザーによる切断部や大入熱溶接時の HAZ部といった、従来は疲労特性に劣る部分において優れた疲労特性を示すので、例えば、船舶、海洋構造物、橋梁、建築物、タンク等の鋼構造物の構成部材のうち繰り返し応力が作用する部材に、プラズマもしくはレーザー切断のまま、あるいは大入熱溶接のままで、好適に使用することができる。繰り返し応力が作用する部材として、例えば、船舶部材のロンジ材が例示されるが、これに限られない。切断後または溶接後の加工処理が不要になるので、鋼材の加工コストおよびカ卩ェ時間を低減することができる。

図面の簡単な説明

[0019] [図 1]軸力疲労試験片の形状を示す平面図である。

[図 2]軸力疲労試験機の模式的説明図である。

[図 3]切断面または溶接熱影響部の硬化層部のオーステナイト粒径 ( μ m)が鋼材の疲労限度 Δ σ w (N/mm²)に及ぼす影響を示す図である。

[図 4]曲げ試験片の形状を示す平面図である。

[図 5]図 5(a)は溶接継手疲労試験片の形状を示す側面図、図 5(b)は同じく平面図である。

発明を実施するための最良の形態

[0020] 以下に、鋼材が鋼板である場合を例にとって本発明を説明する。但し、本発明は、鋼板以外の他の熱間圧延鋼材、例えば管材、棒材、形材さらには線材等に対しても、同様に適用されることは言うまでもない。

[0021] 本発明の鋼材の鋼組成に関する説明では、％は、特にことわりがない限り、質量％である。

(鋼の組成）

C : 0.01— 0.10%

Cは、 0.01%以上含有することにより鋼の強度および焼入れ性指数 DIを高める。しかし、 C含有量が 0.10%を超えると、必要な強度や靱性を確保することが困難になる。後述する焼入れ性指数 DI、 MnZC比を確保し、かつ母材の靱性を確保するために、望ましい C含有量は下限が 0.03%以上、上限が 0.08%以下である。

[0022] Si : 0.01— 0.6%

Siは、 0.01%以上含有することにより鋼の脱酸に寄与する。しかし、 Si含有量が 0.6 %を超えると、鋼の靱性が損なわれる。望ましい Si含有量は下限が 0.02%、上限が 0.4%である。

[0023] Mn: 0.4— 2.0%

Mnは、 0.4%以上含有することにより鋼の強度を向上させるとともに焼入れ性指数 D Iを確保することができる。しかし、 Mn含有量力 ¾.0%を超えると、鋼の靱性およびカロェ性を損なう。望ましい Mn含有量の上限は 1.50%である。

[0024] P : 0.02%以下

Pは不可避的不純物であり、中心偏析を助長するなど鋼の靭性を劣化させるため、 0.02%を上限とする。 P含有量は望ましくは 0.018%以下である。

[0025] S : 0.01%以下

Sは不可避的不純物であり、 0.01%を越えて多量に存在する場合、溶接割れの原因となり、 MnS等の割れの起点となり得る介在物を形成する。 HAZ部の靱性確保に影響のない程度に止めるためには、 S含有量は望ましくは 0.006%以下、より望ましくは 0.004%以下である。

[0026] Cr: 0.01—0.6%

Crは、 0.01%以上含有することにより、焼入れ性を向上させ強度を高める。一方、 0.6%超の量で Crを含有させると、著しい強度上昇は見られるが、同時に靱性が劣化する。望ましい Cr含有量は下限が 0.03%、上限力である。

[0027] Nb : 0.005— 0.06%

Nbは、 0.005%以上含有することにより炭窒化物を形成してフェライトおよびオーステナイトの粒成長を抑制し、組織を細粒化し、強度および靱性向上に効果がある。しかし、 Nb含有量が 0.06%を超えると、鋼の強度上昇が著しぐ靱性が損なわれる。望ましい Nb含有量は下限が 0.01%、上限が 0.05%である。

[0028] Ti: 0.005— 0.03%

Tiは、 0.005%以上含有することにより、 Nbと同様の効果を奏する。しかし、 Ti含有量力 .03%を超えると、溶接割れが発生し易くなる。望ましい Ti含有量は下限が 0.01% 、上限が 0.02%である。

[0029] 本発明では、上述した Nbおよび Tiは、少なくとも一方が含有されていればよい。

Sol.Al: 0.10%以下

Sol.Alは、 Siと同様、脱酸に有効に寄与する。また、 A1を添加することにより、組織が微細化及び均一化される為、疲労特性に対しても均一な特性を有する。しかし、 A1含有量が 0.10%を超えると、鋼の清浄度が低下および組織の微細化が得られない。 A1 含有量は好ましくは 0.005— 0.08%である。 [0030] N: 0.01%以下

Nは多量に存在すると、母材、 HAZ部共に靱性を悪ィ匕させる。通常は、鋼に Tiを添加して TiNの形で固定して無害化している力 Nが 0.01%を超えて鋼中に存在する場合には、 HAZ部において加熱時に TiNが鋼中に固溶して、 HAZ部の硬化を招き、靱性が劣悪ィ匕する。また、 Nの添カ卩は鋼材の硬度を上げることが可能であり、それにより疲労特性が改善されるが、 0.01%を超える場合は、著しい硬度上昇により、靱性が劣悪化する。 N含有量は好ましくは 0.0005— 0.008%である。

[0031] 上記元素以外に、本発明に係る鋼材は、品質向上を図るために任意添加元素として、（1) Cuおよび Niの 1種もしくは 2種、（2) V、または (3) Mo、 Bおよび Wの 1種もしくは 2種以上、あるいはこれらの群力選んだ 2種以上の元素を下記範囲の量で含有してちよい。

[0032] Cu: 0.05— 0.6%

Cuは、鋼材が腐食環境下で使用される場合に、必要に応じて 0.05%以上添加されることにより耐食性を向上することができる。しかし、 Cu含有量が 0.6%を超えると、これらの効果が飽和するとともに、鋼の強度が過剰に上昇し過ぎ、靱性が損なわれる。 Cuを添加する場合のより望ましい Cu含有量は下限力 1%、上限力である。

[0033] Ni: 0.05— 0.6%

Niは、 0.05%以上添加されると腐食環境下での耐食性向上の効果を示す。しかし、 Ni含有量力O.6%を超えると、これらの効果が飽和するとともに、鋼の強度が過剰に上昇し過ぎ、靱性が損なわれる。 Niを必要に応じて添加する場合、より望ましい Ni含有量は、下限が 0.1%、上限力 SO.5%である。

[0034] V： 0.005— 0.08%

Vは、 0.005%以上添加されることにより、組織を細粒化して、鋼材の疲労強度の上昇に寄与する。しかし、 V含有量が 0.08%を超えると、効果が飽和するとともに、強度が過剰に上昇し過ぎ、靱性が損なわれる。 Vを必要に応じて添加する場合、より望ましい V含有量は下限が 0.01%、上限が 0.06%である。

[0035] Mo : 0.01— 0.5%

Moは、 0.01%以上含有することにより、焼入れ性を上げ、強度を高める。しかし、 Mo 含有量が 0.5%を超えると、著しい強度上昇が見られるが、同時に靱性が劣化する。 Moを必要に応じて添加する場合、より望ましい Mo含有量は下限が 0.02%、上限が 0.4%である。

[0036] B: 0.0003— 0.0030%

Bは微量でも γ粒界の焼き入れ性を増すので、母材強度を高めるためのに有効である。この効果を得るには 0.0003%以上添加する必要がある、し力し、 0.0030%を超えて Βを添加すると熱影響部の硬化を招く。

[0037] W: 0.05— 0.50%

Wは母材強度を高め耐食性を向上させるのに有効である。この効果を得るには 0.05%以上添加する必要がある。しかし、 0.50%を超えると靭性の劣化をきたす。

[0038] 焼入性指数 DI： 12以上

焼入性指数 DIとは、臨界直径とも呼ばれ、丸棒状の試料を焼入れした時に中心部の組織の 50%がマルテンサイトになる最大直径を意味する。この直径は、太さが異なる多種の丸棒試料を同じ条件で水焼入れして、その断面を検鏡することにより求めることができる。 DIの値は鋼組成（焼入れ性に影響を及ぼす特定元素の含有量とその焼入性倍数）により決まるため、本発明では、 DIを前述の (1)式により規定する。

[0039] 焼入性指数 DIが 12以上、かつ MnZCが 20以上であれば、切断における熱により形成される硬化組織がマルテンサイトイ匕される。このため、繰り返し応力に伴う転位の発生が抑制されて鋼材の疲労寿命が高くなり、疲労限度が向上する。一方、焼入性指数 DIが 12未満であると、疲労限度が従来レベルとなる。 DIは好ましくは 12.5以上である。

[0040] MnZC比： 20以上

DI値を一定以上確保することにより、飛躍的に疲労特性が改善されるものの、 C量の増加に伴う DI値増加には、切断部硬度の顕著な上昇により、切断後の曲げ加工性が劣ることが確認された。そこで本発明では、 MnZC比を 20以上にすることにより、切断後の曲げ加工性を損なわず、高疲労寿命化を達成しょうとするものである。 Mn ZC比は、鋼中の C量に対する Mn量（いずれも質量％)の比を意味する。 Mn/C比は好ましくは 22以上であり、より好ましくは 25以上である。 [0041] 特開 2001— 107715号公報においては、所定の焼入性指数を確保したうえで、切断時の残留オーステナイト粒径を規定することにより疲労特性の改善を図っている。一方、本発明においては、 MnZC比を 20以上に規定することにより、この公報では考慮されてヽな、曲げ特性を確保するとともに、疲労強度の改善を図る。

[0042] また、 MnZC比が大きくなると、鋼の組織の中でベイナイトの占める比率（ベイナイト分率）が高くなる。疲労強度を向上させるにはべイナイト分率を 30%以上とすることが好まし、が、このためにも Mn/C比を 20以上に管理する。

[0043] ベイナイト分率が増加すると、疲労亀裂進展の抑制に効果がある理由は以下の通りである。

ベイナイトは疲労亀裂進展試験のような繰り返し変形を受けると加工軟化することが知られている。これは変態によって導入された転位力繰り返し変形によって合体-消滅するためであり、これによつて疲労亀裂先端に蓄積する歪が緩和される。すなわち加工軟化特性によって亀裂進展駆動力が低下することもべイナイトが亀裂進展の抑制に有効であると考えられる。

[0044] 切断面または溶接熱影響部の硬化層部におけるオーステナイト粒径 : 20 m以下本発明に係る鋼材は、切断面の硬化層部、即ち、プラズマ切断もしくはレーザー切断されることにより形成される切断面の硬化層部、または溶接されることにより形成される溶接熱影響部の硬化層部におけるオーステナイト粒径が 20 μ m以下であることが好ましい。

[0045] プラズマ切断またはレーザー切断により形成される切断面の硬化層部の幅は、切断条件によっても変動するが、本発明者らの知見によれば、焼入性指数 DIの値が 12 以上であれば、切断面から内部側に向けて約 0.5 mmの範囲内で板厚全厚にわたつて硬化層部が形成される。この硬化層部におけるオーステナイト粒径が 20 m以下であることが好ましい理由は次の通りである。

[0046] 図 1に示す平面形状を有する軸力疲労試験片をプラズマ切断によって作製し、室温で繰り返し周波数 5 Hz、応力比 0.1、応力振幅 284— 421 N/mm²の軸カ片振り引張り荷重制御方式により、図 2に示す 20トン電気油圧式疲労試験機を用いて疲労試験を行った。なお、図 2における符号 1は軸力疲労試験片であり、符号 2は荷重を検出するロードセルであり、符号 3は軸力疲労試験片 1に荷重を与える油圧シリンダであり、符号 4は波形発生器であり、符号 5は負荷制御器であり、符号 6はサーボバルブであり、そして符号 7は油圧源である。

[0047] この軸力疲労試験において、破断繰り返し数が 10⁷回となる応力振幅を疲労限度 Δ σ w (N/mm²)として測定した。さらに、試験終了後の試験片のプラズマ切断面の硬化層部の組織を、ピクリン酸とライボン Fおよび塩ィ匕第二鉄の混合腐食液により腐食することにより観察し、この観察力測定された平均粒径を該硬化層部のオーステナイト粒径とした。なお、オーステナイト粒径の測定手段は、この手段に限定されるものではなぐ他の手段によりオーステナイト粒径を測定してもよい。

[0048] 図 3は、切断面の硬化層部のオーステナイト粒径 (^ m)が鋼材の疲労限度 Δ σ w (N/mm²)に及ぼす影響を示す。図 3に示すグラフから、該オーステナイト粒径が 20 m以下であれば、疲労限度 Δ σ w (N/mm²)が顕著に向上すること、および該オーステナイト粒径が 20 m超であると、疲労限度 Δ σ w (N/mm²)は従来と同レベルとなることがわかる。そこで、本発明では、プラズマ切断により形成される切断面の硬化層部におけるオーステナイト粒径は 20 μ m以下が好ましい。このオーステナイト粒径が 20 m以下に抑制されることにより、繰り返し応力に伴う転位の発生が抑制され、高疲労寿命化が得られる。

[0049] 上には、プラズマ切断により生成した切断面の硬化層部のオーステナイト粒径について述べたが、レーザー切断により生成した切断面の硬化層部についても同様のことが言える。さらに、切断も溶接も急激な温度上昇と急激な冷却が加わることから、溶接熱影響部における硬化層部についても同様である。

[0050] 次に、本発明に係る鋼材の製造方法について説明する。

(鋼加熱）

慣用の溶製手段と加工手段により、所定組成の鋼片 (スラブ)を調製し、これを例えば圧延カ卩ェによって鋼材とする。鋼片の圧延に先立って、その鋼片を 1200°C以下の温度域に加熱する。 1200°Cを超える高温に鋼片を加熱すると、鋼のオーステナイト粒の粗大化が著しくなり、鋼の靱性を阻害する。

[0051] (圧延）上記のように加熱した鋼片を圧延する。圧延は Ar点以上の温度域で終了させる。

3

鋼の靱性を向上させるには未再結晶域での熱間圧延が好ましぐ未再結晶域以外の圧延では、鋼の組織が粗大化して、靱性を劣化させる。

[0052] なお、 Ar点は各種の算出方法があるが、本発明では以下の式で計算する：

3

Ar =910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo + 0.35(t-8)

3

式中、各元素記号はその元素の鋼中の含有量 (質量％)、 tは板厚 (mm)である。この式は「鉄と鋼」第 67年 (1981)第 1号、 P143、大内ら、「熱間圧延後のフライト変態開始温度に及ぼす圧延条件と化学成分の影響」を参照した。

[0053] (冷却）

このようにして圧延を終了した後に、少なくとも 650— 500°Cの間の平均冷却速度を 5 一 50°C/sとする加速冷却を施し、この加速冷却を 450°C以下で停止する。冷却停止温度を 450°C以下とするのは、例えば鋼板内温度ムラを少なくするために、常温近くまで冷却することも含めると、う意味である。

[0054] 本発明の 1態様では熱間圧延直後に加速冷却を行ってもよい。いわゆる TMCP型の製造方法である。

本発明の別の態様では、圧延直後に加速冷却はせず、一旦放冷後に、鋼板を再加熱し、焼き入れを行ってもよい。このときの加熱温度は Ac

1点以上が好ましい。 Ac

1 点を下回ると焼入れによる変態が生じない。

[0055] 冷却後に焼き戻しを行うことが好ましいが、その場合の焼戻し温度を 450°C以下とする。 450°C以下での焼戻しにより、満足できる組織および機械的特性が得られる。より高温で焼戻しを実施すると、特性が低下する。

[0056] 鋼材が鋼板ではなぐ線材、棒材、形材、さらには管材等である場合も、同様な製造条件で製造可能である。

実施例

[0057] 次に、本発明を実施例により例示する。

(実施例 1)

表 1に示す鋼組成、焼入性指数 DI、 MnZC比および Ar点（°C)を有する供試材 A1

3

一 S1を用いて、表 2に示す製造条件より、 SM 490A規格に準ずる強度と 25 mmの板厚の供試材 No. 1— 19を製造した。表 2において、再加熱温度が記載されている鋼材は、圧延後に再加熱してから加速冷却する製造方法により製造したことを意味する

[0058] 供試材 1一 19より、図 1に示す平面形状'寸法（単位: mm)を有する軸力疲労試験片を、表 3に示す条件でプラズマ切断することにより作製した。また、供試材 1一 19より、同じく図 1に示す平面形状，寸法（単位: mm)を有する軸力疲労試験片を、表 4に示す条件でレーザー切断することにより作製した。

[0059] 各試験片に対して、図 2に示す 20トン電気油圧式疲労試験機を用いて、室温で繰り返し周波数 5 Hz、応力比 0.1、応力振幅 284— 421 N/mm²の軸カ片振り引張り荷重制御方式により、疲労試験を行った。

[0060] この軸力疲労試験において、破断繰り返し数が 10⁷回となる応力振幅を疲労限度 Δ a wとして測定した。測定結果を表 5に示す。

また、図 4に示す試験片側面部にプラズマ切断面またはレーザー切断面を有する試験片 30を使って、曲げ試験（曲げ半径 l.Ot;ここで tは板厚)を実施し、曲げ加工性を判定した。結果は同じく表 5に示す。図中、側面部 32がプラズマ切断面またはレーザ一切断面である。

[0061] さらに、供試材 1一 19をプラズマ切断またはレーザー切断した切断面について、上述した方法により硬化層部のオーステナイト粒径を測定した。結果を同じく表 5に示す。

[0062] [表 1]

単位は質量％残部 Feおよび不純物

鋼種 C Si Mn P S Cu Ni Cr Mo Nb Ti V B W sol-AI N Mn/C DI Ar3 本発明 A1 0.05 0.45 1.51 0.005 0.0014 - - 0.17 - 0.020 0.018 - - - 0.031 0.0040 30.2 20.9 777.1 本発明 B1 0.04 0.43 1.45 0.005 0.0020 - - 0.18 一 0.017 0.014 - 一 - 0.033 0.0040 36.3 17.9 784.9 本発明 C1 0.04 0.46 1.48 0.004 0.0009 - - 0.20 - 0.022 0.018 - 一 0.08 0.020 0.0033 37.0 19.2 782.2 本発明 D1 0.05 0.40 1.55 0.004 0.0005 - - 0.17 一 0.021 0.015 - 一 - 0.041 0.0035 31.0 21.0 773.9 本発明 E1 0.06 0.35 1.38 0.004 0.0015 0.31 0.22 0.23 0.23 0.025 0.014 - - - 0.033 0.0025 23.0 36.1 746.8 本発明 F1 0.05 0.41 1.41 0.005 0.0020 0.15 - 0.19 0.04 0.024 0.018 - 0.0009 - 0.031 0.0028 28.2 21.8 778.6 本発明 G1 0.05 0.39 1.49 0.004 0.0013 - - 0.16 0.12 0.019 0.020 0.03 0.0018 - 0.020 0.0038 29.8 26.7 769.3 本発明 H1 0.05 0.42 1.00 0.005 0.0014 - - 0.18 - 0.035 0.019 - - 一 0.022 0.0034 20.0 13.7 817.8 本発明 11 0.05 0.44 1.48 0.003 0.0015 0.12 - 0.16 - 0.025 0.013 - - - 0.035 0.0035 29.6 20.0 777.3 本発明 J1 0.05 0.45 1.55 0.003 0.0016 - 0.15 0.16 - 0.022 0.015 一 - 0.033 0.0033 31.0 21.2 765.8 本発明 K1 0.05 0.45 1.52 0.003 0.0015 - - 0.17 0.08 0.029 0.015 一 - 0.035 0.0036 30.4 26.1 769.9 本発明し 1 0.04 0.44 1.48 0.004 0.0017 - - 0.17 一 0.035 0.015 003 一 - 0.033 0.0039 37.0 18.2 782.6 本発明 M1 0.05 0.46 1.49 0.003 0.0012 - - 0.17 一 0.022 0.013 - 0.0009 - 0.033 0.0029 29.8 20.7 778.7 本発明 N1 0.05 0.41 1.45 0.003 0.0008 - - 0.18 一 0.022 一 - 一 - 0.030 0.0038 29.0 19.8 781.8 本発明 01 0.05 0.42 1.48 0.004 0.001 1 - - 0.18 一 0.015 - 一 - 0.033 0.0040 29.6 20.4 779.4 比較例 P1 0.14 0.25 1.30 0.003 0.0012 0.20 一 0.04 0.04 0.035 0.013 - 一 - 0.030 0.0029 9.3 23.3 760.8 比較例 Q1 0.10 0.23 1.28 0.004 0.0017 - - - 一 0.012 0.017 - 一 - 0.030 0.0041 12.8 15.7 782.6 比較例 R1 0.12 0.35 1.15 0.004 0.0020 - - 0.10 0.05 0.025 0.020 - 一 - 0.034 0.0048 9.6 23.0 781.3 比較例 S1 0.13 0.37 1.02 0.003 0.0017 - 0.1 1 0.14 一 0.019 0.014 - - - 0.028 0.0031 7.8 20.5 785.9

[0063] [表 2]

[0064] [表 3]

[0065] [表 4] レーザ源出力切断速度アシス卜ガス圧

(kW) (mm) (jm/seo ガス ( Pa)

C02 4.5〜5.0 約 265 11〜12 02 0.5 [0066] [表 5]

[0067] 表 5における No. 1— 15は、いずれも本発明に係る鋼材であり、疲労限度 Δ a wがプラズマ切断では 392— 457 (N/mm²)、レーザー切断では 389— 430 (N/mm²)と高い値を示し、且つ曲げ試験においても割れの発生は無ぐ良好な結果を示した。このときのプラズマ切断面またはレーザー切断面におけるオーステナイト粒径はすべて 20 m以下であった。

[0068] これに対し、 No. 16— 19は、鋼材の MnZC比が 20より小さぐ疲労限度 Δ a wがプラズマ切断では 297— 324 (N/mm²)、レーザー切断では 299— 311 (N/mm²)と劣化し、且つ曲げ試験においても割れが発生した。力！]えて、プラズマ切断面およびレーザー切断面におけるオーステナイト粒径はすべて 20 μ m超であった。 [0069] (実施例 2)

表 6に示す鋼組成、焼入性指数 DI、 MnZC比および Ar点（°C)を有する供試材 A2

3

一 Q2を用いて、表 7に示す製造条件（いずれも圧延後に加速冷却を開始）により、 SM 490A規格に準ずる強度と 25 mmの板厚の供試材 No. 20— 36を製造した。各供試材より表 8に示す溶接条件により溶接継手を作成した。

[0070] この溶接継手を図 5に示す寸法 (単位: mm)、形状の試験片形状に加工した後、図 2に示す軸力疲労試験機を用いて、溶接継手部の軸力疲労試験を行った。図 5(a)は試験片の側面図、図 5(b)は平面図である。図中、黒塗り部分が溶接部を示す。

[0071] この軸力疲労試験において、破断繰り返し数 ¾ 10⁷回となる応力振幅を疲労限度

Δ a wとして測定した。測定結果を表 9に示す。

[0072] [表 6]

単位は質量％残部 Feおよび不純物

鋼種 C Si n P S Cu Ni Cr o Nb Ti V B W soLAI N Mn/C DI Ar3 本発明 A2 0.05 0.42 1.53 0.008 0.0018 ― - 0.16 - 0.022 0.013 - - - 0.029 0.0037 30.6 20.6 775.7 本発明 B2 0.04 0.47 1.47 0.009 0.0016 - 0.19 0.07 0.017 0.014 - - 0.15 0.033 0.0040 36.8 22.9 777.5 本発明 C2 0.04 0.41 1.42 0.010 0.0015 - 0.25 - 0.022 0.016 - 一 - 0.034 0.0033 35.5 19.2 786.2 本発明 D2 0.04 0.45 1.52 0.007 0.0012 0.06 - 0.16 - 0.022 0.018 - - - 0.031 0.0040 38.0 18.5 778.4 本発明 E2 0.05 0.43 1.53 0.006 0.0014 - 0.29 0.17 - 0.023 0.015 - - - 0.035 0.0042 30.6 21.0 759.6 本発明 F2 0.04 0.46 1.48 0.007 0.0013 - - 0.18 - 0.021 0.021 0.02 - - 0.029 0.0039 37.0 18.6 782.5 本発明 G2 0.05 0.46 1.55 0.005 0.0013 - - 0.18 0.04 0.019 0.018 ― - - 0.032 0.0044 31.0 24.6 770.6 本発明 H2 0.05 0.45 1.48 0.006 0.0015 - - 0.17 - 0.023 0.017 - 0.0006 - 0.033 0.0038 29.6 20.4 779.5 本発明 12 0.04 0.42 1.42 0.005 0.0012 - - 0.15 - 0.022 0.015 - - 0.08 0.035 0.0033 35.5 16.6 787.7 本発明 J2 0.05 0.45 1.51 0.006 0.0013 0.05 - 0.13 - 0.023 0.015 0.05 - - 0.036 0.0039 30.2 19.6 776.7 本発明 K2 0.04 0.42 1.53 0.005 0.0015 - 0.21 0.15 0.07 0.019 0.016 - - - 0.034 0.0040 38.3 21.9 761.8 本発明し 2 0.05 0.41 1.49 0.007 0.0012 0.07 - 0.16 - 0.021 0.018 一 0.0008 - 0.038 0.0036 29.8 19.8 777.5 本発明 M2 0.04 0.44 1.51 0.007 0.0013 0.06 一 0.17 - 0.022 0.017 0.03 - 0.07 0.035 0.0035 37.8 18.6 779.0 本発明 N2 0.05 0.42 1.46 0.004 0.0012 - - 0.18 一 0.021 - - - - 0.029 0.0035 29.2 20.1 781.0 本発明 02 0.05 0.42 1.48 0.003 0.0014 - - 0.18 - - 0.014 - - - 0.031 0.0036 29.6 20.4 779.4 比較例 P2 0.15 0.25 1.30 0.003 0.0012 0.20 - 0.04 0.04 0.035 0.009 - - ― 0.030 0.0029 8.7 24.1 757.7 比較例 Q2 0.09 0.23 1.34 0.004 0.0017 - - - - 0.012 0.017 - - - 0.032 0.0041 14.9 15.7 780.9

[0073] [表 7]

[0074] [表 8]

[0075] [表 9] 溶接

疲労強度 Δ σνν オーステナイト

No. 曲げ試験 (1.0t)

(N/mm2) 粒径 ( U m)

20 41 6 割れ無し 18

21 421 割れ無し 15

22 408 割れ無し 20

23 402 割れ無し 14

24 389 割れ無し 19

25 400 割れ無し 14

26 389 割れ無し 1 7

27 410 割れ無し 13

28 395 割れ無し 18

29 402 割れ無し 12

30 410 割れ無し 15

31 399 割れ無し 15

32 403 割れ無し 14

33 408 割れ無し 13

34 402 割れ無し 13

35 296 割れ有り 79

36 264 割れ有り 106

[0076] 表 9における No. 20— 34は本発明に係る鋼材であり、溶接継手部の疲労限度 Δ σ wが 389— 421 (N/mm²)と高い値を示し、且つ曲げ試験においても割れの発生はなく良好な結果を示した。このときの溶接熱影響部における硬化層部のオーステナイト粒径はすべて 20 μ m以下であった。

[0077] これに対し、表 9おける No. 35および 36は、 MnZC比が 20より小さぐ焼入れ性が不足しているため、溶接継手部の疲労限度 Δび wが 264— 296 (N/mm²)と劣化し、且つ曲げ試験においても割れが発生した。力！]えて、溶接熱影響部における硬化層部のォーステナイト粒径はすべて 20 μ m超であった。

Claims

請求の範囲

質量％で、

C:0.01— 0.10%; Si :0.01— 0.6%; Mn: 0.4— 2.0%;

P: 0.02%以下； S: 0.01%以下； Cr: 0.01— 0.6%;

Nb: 0.005— 0.06%および Ti: 0.005— 0.03%の 1種または 2種；

sol.Al:0.10%以下； N: 0.01%以下； Cu:0— 0.6%;

Ni: 0—0.6%; V： 0—0.08%; Mo:0一 0.5;

B: 0—0.0030%; W: 0—0.50%; その他不可避的不純物および残部 Fe、を含有する鋼組成を有する鋼材であって、下記式により規定される焼入性指数 DIが 12以上であって、質量％での C量に対する Mn量の比である MnZC比が 20以上であることを特徴とする、疲労特性に優れた鋼材。

Mn: 1.2%以下のとき

DI = 0.311X^CX(l + 0.7XSi)X(l + 3.33XMn)X(l + 2.16XCr)X(l + 3XMo)X 25.4

Mn: 1.2%超のとき

DI = 0.311X^CX(l + 0.7XSi)X(5 + 5.1X(Mn-1.2))X(l + 2.16XCr)X(l + 3X Mo) X 25.4

前記鋼組成が、質量％で、下記 (1)一 (3)の群力選ばれた少なくとも 1種の元素をさらに含有する、請求項 1に記載の鋼材：

(1) Cu: 0.05— 0.6%および Ni: 0.05— 0.6%の 1種または 2種；

(2) V： 0.005— 0.08%;

切断面の硬化層部または溶接熱影響部の硬化層部におけるオーステナイト粒径が 20 m以下である、請求項 1または 2に記載の鋼材。

請求項 1または 2に記載の鋼組成を有する鋼片を 1200°C以下の温度域に加熱して圧延を行ない、 Ar点以上の温度域で該圧延を終了した後、少なくとも 650— 500°Cの

3

間の平均冷却速度を 5— 50°C/sとする加速冷却を施し、該加速冷却を 450°C以下で停止することを特徴とする、疲労特性に優れた鋼材の製造方法。

[5] 請求項 1または 2に記載の化学組成を有する鋼片を 1200°C以下の温度域に加熱して圧延を行ない、 Ar点以上の温度域で該圧延を終了した後、 Ac点以上に再加熱し

3 1

てから少なくとも 650°C— 500°Cの間の平均冷却速度を 5°C/s以上とする冷却を行ない、該冷却を 500°C以下で停止することを特徴とする、疲労特性に優れた鋼材の製造方法。

[6] 前記冷却に続いて、さらに 450°C以下に加熱して焼戻を行なう請求項 4または 5に記載の方法。

[7] 請求項 1一 3のいずれかに記載の鋼材力なる構造物。

[8] プラズマ切断、レーザー切断、および大入熱溶接の少なくとも 1つの加工を受けている、請求項 7に記載の構造物。