JP4926406B2

JP4926406B2 - 疲労き裂伝播特性に優れた鋼板

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Publication number: JP4926406B2
Application number: JP2005016036A
Authority: JP
Inventors: 清孝中島; 哲郎野瀬; 忠石川
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2004-04-08
Filing date: 2005-01-24
Publication date: 2012-05-09
Anticipated expiration: 2025-01-24
Also published as: JP2005320619A; KR20060130779A; WO2005098069A1

Description

本発明は、疲労特性が必要とされる建築、造船、橋梁、建設機械、海洋構造物などの溶接構造部材に使用される疲労き裂伝播特性に優れた鋼板に関するものである。

一般に、建築、造船、橋梁、建設機械、海洋構造物などの溶接構造物には、アーク溶接、プラズマ溶接をはじめ、レーザ溶接や電子ビーム溶接など、多種多様な溶接方法を用いた溶接継手が適用されている。

これらの溶接継手には、風や波、機械振動などによる繰り返し荷重がかかるため、疲労強度の向上が極めて重要であり、一般的には疲労強度の向上手法として溶接後処理である、（１）グラインディング、（２）ＴＩＧドレッシング、（３）ショットピーニング、（４）ハンマーピーニングが用いられるが、以下のような問題点があった。
ここで、グラインディング、ＴＩＧドレッシングは、溶接ビードの形状をよくするものであるが、いずれも著しく作業効率が悪かった。
ショットピーニング、ハンマーピーニングは、疲労強度向上効果はあるが、ショットピーニングは巨大な機械が必要であるうえ、種々のユーティリティが必要となる。

またハンマーピーニングは反動が大きく、処理結果が安定せず、時にはかえってプレス成形性や疲労強度を低下させてしまうことがある。またハンマーピーニングは、あまりに大きな塑性変形を与えるために、薄い板に対しては使いにくいという欠点もあった。
さらに、グラインディングやハンマーピーニングは、数Ｈｚの低周波の機械加工を継手部に施すため加工表面の凹凸が激しく、その山部に応力が集中し、継手部に繰り返し荷重がかかると、この応力集中部からき裂が生じるため継手全体の疲労強度が低下するという問題点があった。

また溶接部には、一般に溶接による入熱によって残留応力が導入される。その残留応力が溶接部で疲労強度を低下させる一つの大きな要因となっている。
そこで、疲労強度を向上させる別の手段として、溶接継手部に圧縮残留応力を発生させるか、あるいは溶接継手部に発生する引張残留応力を低減して疲労強度を高める方法が知られている。
例えば、溶接止端部近傍にショットピーニング処理を行うことで圧縮残留応力を付与できる。ここにショットピーニング処理は、疲労き裂発生の起点となる部位に、１ｍｍ弱の鋼球を多数打ち付け圧縮残留応力を付与する手法である。
さらに、溶接金属の加熱再溶融により溶接止端部形状の改善あるいは引張残留応力の軽減が可能であることも知られている。
しかし、このショットピーニング処理は鋼球を必要とし、この鋼球の後処理あるいはコストが問題となる場合がある。さらに疲労強度の向上代がばらつくという問題点がある。

以上のように、溶接後処理による疲労強度の向上技術を溶接継手に採用することは困難であり、たとえ採用できても疲労強度向上代が低いレベルに留まっていた。そこで溶接後処理が不要であり、溶接ままで溶接継手の疲労強度向上が達成できるような技術が切望されている。

このような観点から、溶接ままで溶接継手の疲労強度を向上させるために、疲労き裂の伝播を抑制する鋼板がいくつか提案されている。
例えば非特許文献１には、一般造船用鋼材の昇温過程でフェライトを加工することにより表層に超細粒組織を形成したいわゆるＳＵＦ鋼が、疲労き裂の伝播速度を低下させる効果を有することが開示されている。しかし、フェライトの細粒化のみでは伝播速度を著しく低下させるのは困難であり、さらに表層に形成された超細粒組織は溶接熱影響により大部分消失してしまうので、溶接継手の疲労強度向上は十分達成できていない。

また特許文献１〜７には、軟質のフェライト母相中に硬質のパーライト、ベイナイト、マルテンサイトを第二相とした混合組織にすると、硬質第二相がき裂進展の障害となり、疲労き裂の伝播速度を低下することができる鋼板が開示されている。しかしこれらの技術には、き裂進展を遅らせるための重要な要素であるマルテンサイトの面積率、アスペクト比（長軸／短軸）、硬さ、およびフェライトの硬さ、および両者の間隔を適切に制御できていないために、全く疲労き裂伝播特性が向上しない場合や向上が不十分な場合や著しく鋼材の靭性が劣化する場合があった。

例えば特許文献１では、マルテンサイト分率が不十分であり、十分な疲労き裂伝播特性の向上が得られない。特許文献２では、マルテンサイト分率が３０％を超えると著しい靭性の低下が起こる上に、フェライトに対する硬質第二相の硬度を３０％以上確保してもフェライトの硬さが１５０以下や硬質第二相の硬さが４００以下では、疲労き裂伝播特性の十分な向上効果は得られない。特許文献３も同様にマルテンサイト分率が３０％を超えるものであり、鋼材の靭性が著しく損なわれてしまう。
特許文献４〜７では、フェライト、第二相の硬さ、分率、およびそれらの間隔が適切に制御されておらず、第二相が硬さの低い４００以下のベイナイトの場合では、分率が多くても靭性劣化は抑制されるが、伝播抑制効果は小さい。また、第二相が硬さの高い４００以上のマルテンサイトの場合では、分率が３０％以上では著しい靭性劣化が生じる。

また特許文献８には、フェライトとベイナイトの二相組織とした上で、フェライト相部分の比率、フェライトの硬さ、およびフェライトとベイナイトの相境界の数等を特定範囲に規定することによって、疲労き裂進展速度を低下することができる鋼板が開示されている。しかし、ベイナイトの硬さレベルでは疲労き裂伝播特性の向上効果は不十分であり、フェライトの硬さが１５０以下でも同様に効果は小さい。

また特許文献９〜１１では、上記に挙げた思想とは異なり、硬質相を母相とし、軟質相を第二相とし分散させることで疲労き裂伝播速度を低下させることができる鋼板が開示されている。これらは、き裂進展に必要な塑性変形エネルギーを軟質相で吸収させることで、き裂閉口挙動を促進させ、き裂進展を抑制させることを狙ったものであるが、溶接引張残留応力が存在する溶接継手では、き裂が容易に開口するので、き裂閉口効果のみでは十分な疲労き裂伝播特性の向上効果は得られない。

さらに特許文献１２、１３では、回復あるいは再結晶フェライト分率を確保し、さらに特定の集合組織を発達させることで疲労き裂伝播速度を低下させることができる鋼板が開示されている。これは特定の集合組織によりき裂進展時のき裂先端の塑性変形を抑制しようとするものであるが、第二相組織が規定されてないフェライトの集合組織のみでは十分な疲労き裂伝播特性は得られない上に、き裂先端の塑性変形は極低ΔＫ領域でしか抑制することができないため適用範囲が著しく狭い。

以上のように、従来技術では、き裂進展を著しく抑制するための適切な組織制御はできておらず、安定的に疲労き裂伝播速度を低下させることができる鋼板、さらに溶接継手の疲労寿命向上に寄与できる鋼板の開発が切望されている。
特開平０６−２７１９８５号公報特開平０７−０９０４７８号公報特開平０８−０７３９８０号公報特開平１０−１６８５４２号公報特開平１１−００１７４２号公報特開２００２−０４７５３１号公報特開２００３−００３２２９号公報特開平０８−２２５８８２号公報特開平０７−２４２９９２号公報特開平０８−１９９２８６号公報特開平０９−０９５７５４号公報特開平０８−１９９２８６号公報特開平０９−０９５７５４号公報１９９８年日本材料学会第２４回疲労シンポジウム講演論文集「表層超細粒鋼板の疲労特性」（ｐ１５７−１６２）

本発明の課題は、前述のような従来技術の問題点を解決し、建築、造船、橋梁、建設機械、海洋構造物などの溶接構造部材に使用される疲労き裂伝播特性に優れた鋼板を提供することにある。具体的には、応力比０．１の応力拡大係数範囲ΔＫが２０ＭＰａ√ｍのときの疲労き裂伝播速度ｄａ／ｄＮが１０^−８ｍ／ｃｙｃｌｅ以下であり、応力比０．１の入熱量が１０〜３０ｋＪ／ｍｉｎの溶接継手軸力疲労試験のときの疲労寿命が従来鋼の２倍以上を満足する鋼板を提供するものである。

本発明は前述の課題を解決するために鋭意検討の結果なされたものであり、その要旨とするところは以下の通りである。
（１）質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜１．６％、
Ｍｎ：０．５〜２％、Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１％、
Ｎ：０．００１〜０．００８％
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、母材のミクロ組織が、ビッカース硬さが１５０以上のフェライトを母相とし、ビッカース硬さが４００〜９００、面積率が５〜３０％、アスペクト比（長軸／短軸）が３以上の扁平なマルテンサイトを第二相とした層状組織であり、さらにフェライトとマルテンサイトの板厚方向の平均層間隔が３〜５０μｍであり、応力比０．１の応力拡大係数範囲ΔＫが２０ＭＰａ√ｍのときの疲労き裂伝播速度ｄａ／ｄＮが１０^−８ｍ／ｃｙｃｌｅ以下であることを特徴とする、疲労き裂伝播特性に優れた鋼板。
（２）さらに質量％で、
Ｃｕ：０．１〜２．５％、Ｎｉ：０．１〜５％、
Ｃｒ：０．０１〜１．５％、Ｍｏ：０．０１〜１．５％、
Ｗ：０．０１〜１．５％、Ｔｉ：０．００１〜０．０５％、
Ｎｂ：０．００５〜０．２％、Ｚｒ：０．００５〜０．２％、
Ｖ：０．００５〜０．２％、Ｂ：０．０００２〜０．００５％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする、前記（１）に記載の疲労き裂伝播特性に優れた鋼板。
（３）さらに質量％で、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．００５〜０．０５％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする、前記（１）または（２）に記載の疲労き裂伝播特性に優れた鋼板。

本発明によれば、建築、造船、橋梁、建設機械、海洋構造物などの溶接構造部材に使用される疲労き裂伝播特性に優れた鋼板を提供することができる。
具体的には、応力比０．１の応力拡大係数範囲ΔＫが２０ＭＰａ√ｍのときの疲労き裂伝播速度ｄａ／ｄＮが１０^−８ｍ／ｃｙｃｌｅ以下であり、溶接継手疲労寿命を従来の２倍以上に向上させることができ、溶接鋼構造物の疲労破壊に対する信頼性を向上させるなど、産業上有用な著しい効果を奏する。

一般的には疲労き裂伝播速度は、鋼材の組織や強度に依存しないことが知られている。しかし、本発明者らは鋭意検討を重ねた結果、フェライトを母相とし、マルテンサイトを第二相として層状分散し、さらに硬さ、面積率、アスペクト比（長軸／短軸）、各相の板厚方向の層間隔を適正に制御することによって疲労き裂伝播速度が従来に比べ著しく低下することを知見した。
疲労き裂伝播速度が低下するメカニズムは、鋼板圧延冷却中にマルテンサイト変態したときに生じるマルテンサイト周囲の内部応力の変化によるものであり、き裂進展に対する駆動力を下げる効果がある。この効果により、マルテンサイト直上においてき裂は停滞し、さらにマルテンサイトの内部を容易に進展することはできず、マルテンサイトの界面に沿ってき裂は迂回したり分岐したりする。このようなき裂停滞による遅延、き裂迂回・分岐による伝播距離の増大、さらに、き裂迂回・分岐に伴う著しいき裂閉口挙動の発現が、疲労き裂伝播速度の大幅な低下を可能とした。

ミクロ組織の限定範囲の理由を以下に述べる。
疲労き裂伝播速度に影響する因子の中で最も影響が大きいものは、マルテンサイト面積率であり、５％以上で伝播速度は急激に低下する。これは、マルテンサイト分率が増えることによりき裂進展の障害が増えることに起因する。しかし３０％超では著しく靭性が劣化するので、その範囲を５〜３０％とした。

内部応力を高めて、き裂進展の駆動力をより効果的に下げるためにはマルテンサイト変態開始温度を低くする必要がある。これは低温でマルテンサイト変態が起こると、変態の拘束となるフェライトが硬いため、その反力により内部応力が増大するからである。
マルテンサイト変態開始温度は、熱間圧延時のオーステナイト中の炭素が濃縮する量が多いほど低下する。そして、炭素が濃縮する量が多いほどマルテンサイトの硬さは大きくなるので、マルテンサイト変態開始温度を４００℃以下にするためマルテンサイトの硬さは４００以上にしなければならない。
マルテンサイト変態開始温度を４００℃以下にしなければならない理由は、４００℃超では変態後の熱収縮により内部応力が緩和され、疲労き裂伝播遅延効果が小さくなるからである。また、マルテンサイトの硬さが９００超では、マルテンサイト分率を５％以上確保することが困難であるとともに、マルテンサイトが起点となり脆性破壊を起こす可能性があるため、マルテンサイトの硬さは４００〜９００Ｈｖとした。

さらに、上記に述べたようにフェライトの硬いほどマルテンサイト変態時の拘束となり反力が大きくなり内部応力が高まるため、フェライトの硬さを１５０Ｈｖ以上とした。

マルテンサイトのアスペクト比が大きいほど、き裂進展の障害となるマルテンサイトに当たる頻度が増える上に、迂回・分岐距離が増大することから疲労き裂伝播速度低下には有効である。アスペクト比が３より小さいと、き裂がマルテンサイトに当たっても迂回・分岐距離が小さいため、き裂伝播特性向上効果は小さい。従ってマルテンサイトのアスペクト比（長軸／短軸）は３以上とした。

フェライト相とマルテンサイト相は層状に分散させる必要があり、その層間隔が３μｍより小さいとマルテンサイト変態時に導入される内部応力が有効に働かなくなり、き裂進展を遅延させることは困難となる。また層間隔が５０μｍ超では、き裂がマルテンサイトへ当たる頻度、すなわち、き裂の停滞、迂回・分岐効果が小さくなることから、層間隔の範囲を３〜５０μｍとした。

次に、各合金元素の範囲を限定した理由を以下に述べる。なお、以下において％は質量％を意味する。
Ｃは、本発明の成分として主たる元素の一つであり、マルテンサイト分率を制御することと、鋼の強度を向上させる有効な成分として含有するもので、０．０３％未満ではマルテンサイト分率を５％以上確保するのが困難であるが、下限は、実施例の表１に示す本発明例３及び１３のＣ量に基づいて０．０５％とした。０．２％超では母材および溶接部の靭性や耐溶接割れ性を低下させるので、０．０５〜０．２％とした。

Ｓｉは、強度確保のほか脱酸元素として必須の元素であり、その効果を得るためには０．０１％以上の添加が必要で、１．６％を超える過剰な含有は粗大な酸化物を形成して延性や靭性の低下を招くが、上限は、実施例の表１に示す本発明例１１のＳｉ量に基づいて０．８％とし、その量を０．０１〜０．８％とした。

Ｍｎは、強度を高めるために必須の元素であるが、０．５％未満では母材強度を確保できない。一方、２％を超える過剰な含有は、粒界脆化等により母材靭性や溶接部の靭性、さらに溶接割れ性などを劣化させるため、その量を０．５〜２％とした。

Ｐは、鋼の靭性に影響を与える元素であり、０．０２％を超えると母材だけでなくＨＡＺの靭性を著しく阻害するので極力少ないほうが良く、上限を０．０２％とした。

Ｓは、Ｐと同様に低いほど好ましく、０．０２％を超えるとＭｎＳ析出が顕著となり、母材のＨＡＺ靭性を阻害して板厚方向の延性も低下させるため、上限を０．０２％とした。

Ａｌは、脱酸、オーステナイト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０．００１％以上含有する必要がある。一方、０．１％を超えて過剰に含有すると、粗大な酸化物を形成して延性を極端に劣化させるため、その量を０．００１〜０．１％とした。

Ｎは、ＡｌやＴｉと化合してオーステナイト粒微細化に有効に働くため、微量であれば機械的性質の向上に寄与する。また、工業的に鋼中のＮを完全に除去することは不可能であり、必要以上に低減することは製造工程に過大な負担をかけるため好ましくない。そのため工業的に制御が可能で、製造工程への負荷が許容できる範囲として下限を０．００１％とする。過剰に含有すると固溶Ｎが増加し、歪時効特性が劣化するために、上限を０．００８％とした。

以上が本発明の基本成分の限定理由であるが、本発明においては、強度・靭性の調整のために、必要に応じてＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｖ、Ｂの１種あるいは２種以上を含有することができる。以下に各元素の成分限定理由を述べる。

Ｃｕは、靭性を低下させずに強度の上昇に有効な元素であるが、０．１％未満では効果がなく、２．５％を超えると鋼片加熱時や溶接時に割れを生じやすくする。従ってその量を０．１〜２．５％とした。

Ｎｉは、靭性および強度の改善に有効な元素であり、その効果を得るためには０．１％以上の添加が必要であるが、５％を超える過剰な添加では、効果が飽和する一方で、ＨＡＺ靭性や溶接性の劣化を生じる懸念があり、また高価な元素であるため経済性も考慮して、その量を０．１〜５％とした。

Ｃｒは、焼入れ性を高めて強度を確保する上で０．０１％以上必要である。一方、１．５％を超えるとＮｉと同様の理由で好ましくない。従ってその量を０．０１〜１．５％とした。

Ｍｏは、焼入れ性向上、強度向上、耐焼戻し脆化、および再結晶抑制に有効な元素で、その効果を得るためには０．０１％以上の添加が必要であるが、１．５％を超えると靭性および溶接性が劣化する。従ってその量を０．０１〜１．５％とした。

Ｗは、焼入れ性を高めて強度を確保するのに必要な元素であるが、効果を発揮でき、他特性に悪影響を及ぼさない範囲として、その量を０．０１〜１．５％とした。

Ｔｉは、析出強化により母材強度向上に寄与するとともに、高温でも安定なＴｉＮの形成により加熱オーステナイト粒径微細化にも有効な元素であり、効果を発揮するためには０．００１％以上含有する必要がある。一方、０．０５％を超え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、その量を０．００１〜０．０５％とした。

Ｎｂ、Ｚｒ、Ｖは、析出強化により母材の強度向上に寄与するが、０．００５％未満では効果がなく、０．２％を超える過剰の添加では延性や靭性が劣化する。従って、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｖともにその量を０．００５〜０．２％とした。

Ｂは、固溶状態でオーステナイト粒界に偏析することで、微量で焼入れ性を高めることが可能な元素であるが、粒界に偏析した状態ではオーステナイトの再結晶抑制にも有効である。焼入れ性、再結晶抑制に効果を発揮するためには０．０００２％以上の添加が必要であるが、一方、０．００５％を超える過剰の添加は、粗大な析出物を生じて靭性が劣化するため、その量を０．０００２〜０．００５％とした。

さらに、本発明においては、延性の向上、継手靭性の向上のために、必要に応じてＭｇ、Ｃａ、ＲＥＭの１種または２種以上を添加することができる。
Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭはいずれも硫化物の熱間圧延中の展伸を抑制して延性向上に有効である。酸化物を微細化させて継手靭性の向上にも有効に働く。その効果を発揮するための下限の含有量は、Ｍｇは０．０００５％、Ｃａは０．０００５％、ＲＥＭは０．００５％である。一方、過剰に含有すると、硫化物や酸化物の粗大化を生じ、延性、靭性の劣化を招くため、上限の含有量を、Ｍｇは０．０１％、Ｃａは０．０１％、ＲＥＭは０．０５％とした。

以上が、本発明の基本要件であるミクロ組織と化学成分の限定理由である。加えて、本発明の組織要件を満足させるための適切な製造方法についても提示する。この製造方法は、適正な化学成分を含有する鋼片を、Ａｃ3変態点以上１３５０℃以下の温度に加熱後、Ａｒ3変態点〜１２５０℃のオーステナイト単相域で累積圧下率が５３〜８０％で圧延した後、圧延開始温度がＡｒ3変態点以下、圧延終了温度が６００℃以上のオーステナイト−フェライトの二相域で、累積圧下率が４０〜９０％の仕上圧延を行う。仕上圧延後、５〜８０℃／ｓの冷却速度で２０〜４００℃まで加速冷却してもよい。さらに、３００〜５００℃の温度範囲で焼戻ししてもよい。ただし、本発明のミクロ組織については、その達成手段を問わず効果を発揮するものである。

熱間圧延に先立ち、鋼塊を１００％オーステナイト化する必要があり、このためには鋼塊の温度をＡｃ3変態点以上に加熱する必要がある。しかし、１３５０℃を超えて加熱すると、オーステナイト粒が著しく粗大化し、圧延後に細粒フェライトが得られなくなるので、加熱温度の上限は１３５０℃とする。

引き続く熱間圧延をＡｒ3変態点〜１２５０℃の温度域に限定したのは、オーステナイト単相域での圧延を施すことによって、変態温度の高温化と変態組織の微細化が図られ、二相域圧延において細粒フェライトが得られるからである。累積圧下率１０％未満ではこの効果は少ないが、下限は、実施例の表２に示す本発明例Ａ２の累積圧下率に基づき５３％とするのが適切である。また８０％を超えると、引き続く二相域圧延での圧下を確保できなくなる。この場合、オーステナイト域で制御圧延を施し、二相域圧延の前にオーステナイト粒をさらに微細化しておく方が好ましい。

本発明では、硬いフェライト中に扁平で硬いマルテンサイトを層状に分散させることが必要であり、このためにＡｒ3変態点以下における仕上圧延が極めて重要な役割を果たし、本発明で必須の工程である。フェライトの硬さ向上、マルテンサイトの硬さ向上、扁平化、変態開始温度の低温化のためには、Ａｒ3点以下の仕上圧延が必要であり、圧延温度は低いほうが望ましいが、低温ほど変形抵抗が上昇するので圧延荷重が上昇し、圧延が困難である。また６００℃未満になると、マルテンサイトの分率を５％以上確保することができなくなる。従って圧延終了温度を６００℃以上とした。

仕上圧延の累積圧下率が４０％未満では、フェライトの硬さ向上、マルテンサイトの硬さ向上、扁平化の効果が少なく、さらにフェライトとマルテンサイトの板厚方向の層間隔が増大してしまうため、累積圧下率は大きいほど好ましい。従って仕上圧延累積圧下率を４０〜９０％とした。

二相域圧延後の冷却方法としては、マルテンサイト変態させるために、マルテンサイト変態開始温度以下まで、５〜８０℃／ｓの冷却速度で２０〜４００℃まで加速冷却する必要がある。
加速冷却する場合の冷却速度を５〜８０℃／ｓに限定したのは、５℃／ｓ未満では加速冷却にマルテンサイト変態が困難である上に、母材の強度、靭性の向上が期待できないためであり、８０℃／ｓ超では表層と内部との組織あるいは特性の差が大きく生じて好ましくないためである。

また、加速冷却は鋼板の所望の強度、靭性レベルに応じて２０〜４００℃で停止する。加速冷却の停止温度を２０℃未満とすることは材質を制御する上でなんら効果がなく、単に製造コストの上昇を招くだけで意味がない。逆に加速冷却を４００℃超で停止すると、マルテンサイト変態が困難である上に、内部応力が緩和され、疲労き裂伝播特性の向上が期待できない。

圧延・冷却後に、必要に応じて引き続き実施する焼戻し処理は、回復による母材組織の靭性向上を目的としたものであるから、加熱温度は逆変態が生じない温度域であるＡｃ1以下でなければならない。さらに５００℃超では、内部応力が緩和されることにより疲労き裂伝播特性が劣化することから上限を５００℃とした。また、回復は転位の消滅・合体により格子欠陥密度を減少させるものであり、これを実現させるためには３００℃以上に加熱することが必要であるため、下限を３００℃とした。なお、この焼戻し熱処理によって、生成する焼戻しマルテンサイトも本発明の組織要件であるマルテンサイトとして定義する。

以下に、本発明の効果を実施例によってさらに具体的に述べる。
実施例に用いた供試鋼の化学成分を表１に示す。各供試鋼は造塊後、分塊圧延により、あるいは連続鋳造により鋼片としたものである。表１の鋼番１〜２０は本発明の化学組成範囲を満足しており、鋼番２１〜２５は本発明の化学組成範囲を満足していない。

表１の化学成分の鋼片を表２に示す条件により鋼板に製造した。試験Ｎｏ．Ａ１〜Ａ２３は請求項４〜６に関連した方法により製造した。また、試験Ｎｏ．Ｂ１〜Ｂ１２は本発明の製造条件を満足していない。それぞれの室温での機械的性質を表２に合わせて示す。
表３は前述の鋼番１〜２５、試験Ｎｏ．Ａ１〜Ａ２３、Ｂ１〜Ｂ１２からなる鋼板のミクロ組織調査結果、疲労試験結果を示す。

ミクロ組織は、鋼板の圧延方向の板厚断面を鏡面研磨後、ナイタール腐食、レペラ腐食によって現出させ、光学顕微鏡を用いて観察し、生成した相を後述の硬さ試験結果と併用して同定した。そして、硬さ測定はマイクロビッカース硬さ試験機を用いて荷重１０ｇにて実施した。各相の分率、アスペクト比、層間隔は、光学顕微鏡写真を画像解析することによって求めた。

図１は、疲労き裂伝播試験に用いた試験片を示す図である。疲労き裂伝播試験条件は以下の通りとした。
・荷重負荷方式：３点曲げ、
・応力比：０．１、
・環境：室温大気中、
・き裂長さ測定：直流電位差法

図２は、溶接継手疲労試験に用いた試験片を示す図である。溶接は、入熱１８ｋＪ／ｍｉｎで炭酸ガスアーク溶接を行った。疲労試験条件は以下の通りとした。
・荷重負荷方式：軸力、
・応力比：０．１、
・環境：室温大気中、
・試験応力範囲：１５０ＭＰａ

試験Ｎｏ．Ａ１〜Ａ２０は、いずれも本発明の化学組成の鋼片を本発明の要件に従って製造した鋼材であり、組織要件も満足しており、応力拡大係数範囲ΔＫが２０ＭＰａ√ｍのときの疲労き裂伝播速度ｄａ／ｄＮが１０^−８ｍ／ｃｙｃｌｅ以下、かつ溶接継手疲労寿命が試験Ｎｏ．Ｂ１の比較例に対して２倍以上と、優れた疲労特性を有していた。

一方、試験Ｎｏ．Ａ２１〜２３は、本発明の製造要件は満足しているが、化学組成の限定範囲が外れている。試験Ｎｏ．Ａ２１、２３は、フェライト−マルテンサイト組織となっているが、マルテンサイト分率が小さいか、または層間隔が大きいため、ΔＫ＝２０ＭＰａ√ｍのときの伝播速度が１０^−８ｍ／ｃｙｃｌｅ以上であり、そのため溶接継手疲労寿命が試験Ｎｏ．Ｂ１の比較例に対して２倍以下であり、本発明鋼に比べて疲労特性は劣っていた。また試験Ｎｏ．Ａ２２は、マルテンサイト分率が過剰であるため、靭性が大幅に劣化し、溶接継手疲労寿命は疲労試験途中で脆性破壊を起こしたため、本発明鋼に比べて著しく劣っていた。また、層間隔が小さすぎたことにより伝播特性も本開発鋼に比べ劣っていた。

また試験Ｎｏ．Ｂ１〜Ｂ１０は、本発明の化学組成の限定範囲は満足しているが、製造要件が外れている。試験Ｎｏ．Ｂ１、Ｂ６、Ｂ７、Ｂ８、Ｂ１０は、第二相がマルテンサイトではなく、マルテンサイト以外ではき裂進展の有効な障害とはなり難いため、疲労き裂伝播特性は本発明鋼に比べ劣化し、溶接継手疲労寿命も向上しなかった。
試験Ｎｏ．Ｂ２、Ｂ３は、第二相がマルテンサイトであるが、フェライト硬さが小さく、内部応力が高められなかったことに加え、アスペクト比が小さいか、または層間隔が大きかったので、き裂進展時にマルテンサイトに当たる頻度が少なく、有効な障害となり得なかったため、疲労き裂伝播特性は本発明鋼に比べ劣化し、溶接継手疲労寿命も向上しなかった。

試験Ｎｏ．Ｂ４は、焼戻し温度が高く、内部応力が緩和されたため、き裂進展の障害とはならず、疲労特性は本発明鋼に比べ劣っていた。試験Ｎｏ．Ｂ５は仕上げ圧延開始温度、加速冷却開始温度が高く、第二相の大部分がベイナイトとなったため、き裂進展の障害とはならず、疲労特性は本発明鋼に比べ劣っていた。試験Ｎｏ．Ｂ９は、第二相がマルテンサイトであるが、仕上げ累積圧下率が小さく、アスペクト比が極めて小さかったため、き裂進展時にマルテンサイトに当たる頻度が少なく、有効な障害となり得なかったため、疲労特性は本発明鋼に比べ劣っていた。
さらに、試験Ｎｏ．Ｂ１１〜Ｂ１２については、化学組成、製造法ともに本発明の限定範囲を満たしてないため、本発明鋼に比べて疲労特性は顕著に劣化していた。

疲労き裂伝播試験に用いた試験片を示す図である。溶接継手疲労試験に用いた試験片を示す図である。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．２％、
Ｓｉ：０．０１〜０．８％、
Ｍｎ：０．５〜２％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
Ａｌ：０．００１〜０．１％、
Ｎ：０．００１〜０．００８％
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、母材のミクロ組織が、ビッカース硬さが１５０以上のフェライトを母相とし、ビッカース硬さが４００〜９００、面積率が５〜３０％、アスペクト比（長軸／短軸）が３以上の扁平なマルテンサイトを第二相とした層状組織であり、さらにフェライトとマルテンサイトの板厚方向の平均層間隔が３〜５０μｍであり、応力比０．１の応力拡大係数範囲ΔＫが２０ＭＰａ√ｍのときの疲労き裂伝播速度ｄａ／ｄＮが１０^−８ｍ／ｃｙｃｌｅ以下であることを特徴とする、疲労き裂伝播特性に優れた鋼板。
さらに質量％で、
Ｃｕ：０．１〜２．５％、
Ｎｉ：０．１〜５％、
Ｃｒ：０．０１〜１．５％、
Ｍｏ：０．０１〜１．５％、
Ｗ：０．０１〜１．５％、
Ｔｉ：０．００１〜０．０５％、
Ｎｂ：０．００５〜０．２％、
Ｚｒ：０．００５〜０．２％
Ｖ：０．００５〜０．２％、
Ｂ：０．０００２〜０．００５％
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に記載の疲労き裂伝播特性に優れた鋼板。
さらに質量％で、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．００５〜０．０５％
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または２に記載の疲労き裂伝播特性に優れた鋼板。