JPH10147845A - 疲労強度が高い鋼板およびその製造方法 - Google Patents
疲労強度が高い鋼板およびその製造方法Info
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- JPH10147845A JPH10147845A JP30824696A JP30824696A JPH10147845A JP H10147845 A JPH10147845 A JP H10147845A JP 30824696 A JP30824696 A JP 30824696A JP 30824696 A JP30824696 A JP 30824696A JP H10147845 A JPH10147845 A JP H10147845A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 本発明は、き裂伝播を抑制し、疲労強度が高
い鋼板およびその製造方法を提供する。 【解決手段】 重量％で、０．０１５≦Ｃ≦０．２０、
０．０５≦Ｓｉ≦２．０、０．１≦Ｍｎ≦１．５、Ｐ≦
０．０５、Ｓ≦０．０２、０．００１≦Ａｌ≦０．０
８、０．００２≦Ｎ≦０．０１５を含有し、必要に応じ
てＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、ＲＥＭ、
Ｃａの１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不
可避的不純物よりなり、加工フェライトから回復・再結
晶したフェライトの面積率が１５〜８０％であることを
特徴とする。
い鋼板およびその製造方法を提供する。 【解決手段】 重量％で、０．０１５≦Ｃ≦０．２０、
０．０５≦Ｓｉ≦２．０、０．１≦Ｍｎ≦１．５、Ｐ≦
０．０５、Ｓ≦０．０２、０．００１≦Ａｌ≦０．０
８、０．００２≦Ｎ≦０．０１５を含有し、必要に応じ
てＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、ＲＥＭ、
Ｃａの１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不
可避的不純物よりなり、加工フェライトから回復・再結
晶したフェライトの面積率が１５〜８０％であることを
特徴とする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、建設機械・造船・
海洋構造物・橋梁、さらには自動車などの溶接構造物
で、長い疲労寿命が要求される構造部材に使用され、溶
接部から発生する疲労破壊のくり返し寿命が長い鋼板お
よびその製造方法に関するものである。特に鋼板とし
て、厚鋼板、中板、薄板（熱延、冷延鋼板）を対象とす
る。
海洋構造物・橋梁、さらには自動車などの溶接構造物
で、長い疲労寿命が要求される構造部材に使用され、溶
接部から発生する疲労破壊のくり返し寿命が長い鋼板お
よびその製造方法に関するものである。特に鋼板とし
て、厚鋼板、中板、薄板（熱延、冷延鋼板）を対象とす
る。
【０００２】
【従来の技術】環境保全に対する要求の高まり、人命の
尊重により、構造物は従来にも増した信頼性が要求され
るようになってきている。過酷な条件で使用される大型
の溶接構造物では疲労破壊、脆性破壊、延性破壊などの
破壊が生じる可能性があるが、このなかでも疲労破壊は
低いくり返し応力が作用することにより生じる破壊であ
り、最も頻繁に発生しやすいものである。疲労寿命を長
くするための対策として、現状では部材に生じる負荷応
力が高くならないように板厚を厚くするなどの設計的な
配慮によるところが大きく、その結果、構造物の軽量化
が進まないなどの問題点が指摘されている。
尊重により、構造物は従来にも増した信頼性が要求され
るようになってきている。過酷な条件で使用される大型
の溶接構造物では疲労破壊、脆性破壊、延性破壊などの
破壊が生じる可能性があるが、このなかでも疲労破壊は
低いくり返し応力が作用することにより生じる破壊であ
り、最も頻繁に発生しやすいものである。疲労寿命を長
くするための対策として、現状では部材に生じる負荷応
力が高くならないように板厚を厚くするなどの設計的な
配慮によるところが大きく、その結果、構造物の軽量化
が進まないなどの問題点が指摘されている。
【０００３】特開昭５７−１０８２４１号公報には、フ
ェライト・ベイナイト・マルテンサイトの３相混合組織
でベイナイト面積率５〜７０％、マルテンサイト面積率
１〜３０％とすることで、伸びフランジ性と疲労強度向
上が図れることが記載されている。また、特開平４−２
４４１８号公報には、フェライト・ベイナイト・マルテ
ンサイトの３相混合組織でベイナイトの面積率を５〜６
０％、マルテンサイト面積率を１〜１５％とすること
で、伸びフランジ性と疲労強度向上が図れることが記載
されている。
ェライト・ベイナイト・マルテンサイトの３相混合組織
でベイナイト面積率５〜７０％、マルテンサイト面積率
１〜３０％とすることで、伸びフランジ性と疲労強度向
上が図れることが記載されている。また、特開平４−２
４４１８号公報には、フェライト・ベイナイト・マルテ
ンサイトの３相混合組織でベイナイトの面積率を５〜６
０％、マルテンサイト面積率を１〜１５％とすること
で、伸びフランジ性と疲労強度向上が図れることが記載
されている。
【０００４】また、特許第１６１０８０８号明細書に
は、熱延鋼板の冷却速度と巻き取り温度を限定すること
により、ベイナイトの面積率を５〜６０％とし、疲労強
度を向上できることが記載されている。また、厚鋼板の
疲労強度を向上させるものとしては、特開平３−３１５
６４８号公報に、オーステナイト・フェライト２相域で
圧延を行うことにより、アスペクト比が４以上で、短径
が１０μｍ以下のフェライトを生成させ、疲労き裂の成
長に伴って板面に平行なセパレーションを生ぜしめ、疲
労き裂の伝播を抑制する技術が記載されている。
は、熱延鋼板の冷却速度と巻き取り温度を限定すること
により、ベイナイトの面積率を５〜６０％とし、疲労強
度を向上できることが記載されている。また、厚鋼板の
疲労強度を向上させるものとしては、特開平３−３１５
６４８号公報に、オーステナイト・フェライト２相域で
圧延を行うことにより、アスペクト比が４以上で、短径
が１０μｍ以下のフェライトを生成させ、疲労き裂の成
長に伴って板面に平行なセパレーションを生ぜしめ、疲
労き裂の伝播を抑制する技術が記載されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】これらのうち、特開昭
５７−１０８２４１号公報、および特開平４−２４４１
８号公報は、フェライト・ベイナイト・マルテンサイト
の３相からなることにより疲労強度を向上させるもので
あるが、本発明は回復・再結晶フェライトにより疲労強
度を向上させる点で、疲労強度向上に必要なミクロ組織
が異なる。また、特許第１６１０８０８号明細書記載の
ものも、ベイナイト組織が必須である点で、本発明とは
異なる。
５７−１０８２４１号公報、および特開平４−２４４１
８号公報は、フェライト・ベイナイト・マルテンサイト
の３相からなることにより疲労強度を向上させるもので
あるが、本発明は回復・再結晶フェライトにより疲労強
度を向上させる点で、疲労強度向上に必要なミクロ組織
が異なる。また、特許第１６１０８０８号明細書記載の
ものも、ベイナイト組織が必須である点で、本発明とは
異なる。
【０００６】特開平３−３１５６４８号公報では、疲労
き裂の伝播を板面に平行なセパレーションを生成させる
ことにより疲労き裂の伝播を抑制しようとするものであ
り、本発明のような疲労き裂先端のフェライト粒内にお
けるすべり変形を抑制する効果はない。本発明は、組織
制御によりき裂の伝播を抑制し、鋼板の疲労強度向上を
図るものである。
き裂の伝播を板面に平行なセパレーションを生成させる
ことにより疲労き裂の伝播を抑制しようとするものであ
り、本発明のような疲労き裂先端のフェライト粒内にお
けるすべり変形を抑制する効果はない。本発明は、組織
制御によりき裂の伝播を抑制し、鋼板の疲労強度向上を
図るものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、疲労き裂
伝播の形態をミクロ的に詳細に観察した結果、き裂伝播
抑制には組織制御が有効であることを新たに知見した。
本発明の要旨とするところは下記のとおりである。 （１）重量％で、 ０．０１５≦Ｃ≦０．２０、 ０．０５≦Ｓｉ≦２．０、 ０．１≦Ｍｎ≦１．５、 Ｐ≦０．０５、 Ｓ≦０．０２、 ０．００１≦Ａｌ≦０．０８、 ０．００２≦Ｎ≦０．０１５ を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなり、加
工フェライトから回復・再結晶したフェライトの面積率
が１５〜８０％であることを特徴とする疲労強度が高い
鋼板。
伝播の形態をミクロ的に詳細に観察した結果、き裂伝播
抑制には組織制御が有効であることを新たに知見した。
本発明の要旨とするところは下記のとおりである。 （１）重量％で、 ０．０１５≦Ｃ≦０．２０、 ０．０５≦Ｓｉ≦２．０、 ０．１≦Ｍｎ≦１．５、 Ｐ≦０．０５、 Ｓ≦０．０２、 ０．００１≦Ａｌ≦０．０８、 ０．００２≦Ｎ≦０．０１５ を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなり、加
工フェライトから回復・再結晶したフェライトの面積率
が１５〜８０％であることを特徴とする疲労強度が高い
鋼板。
【０００８】（２）重量％で、母材強度上昇元素群の ０．１≦Ｃｕ≦２．０、 ０．１≦Ｎｉ≦２．０、 ０．０５≦Ｃｒ≦０．５、 ０．０５≦Ｍｏ≦０．５、 ０．００５≦Ｎｂ≦０．１０、 ０．００５≦Ｖ≦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前項
（１）記載の疲労強度が高い鋼板。
（１）記載の疲労強度が高い鋼板。
【０００９】（３）重量％で、 ０．００５≦Ｔｉ≦０．０５ を含有し、さらに、Ｔｉ／Ｎが２．０〜３．４であるこ
とを特徴とする前項（１）または（２）記載の疲労強度
が高い鋼板。 （４）重量％で、 ０．０００５≦ＲＥＭ≦０．００５０、 ０．０００５≦Ｃａ≦０．００５０ の１種または２種を含有することを特徴とする前項
（１）ないし（３）のいずれか１項に記載の疲労強度が
高い鋼板。
とを特徴とする前項（１）または（２）記載の疲労強度
が高い鋼板。 （４）重量％で、 ０．０００５≦ＲＥＭ≦０．００５０、 ０．０００５≦Ｃａ≦０．００５０ の１種または２種を含有することを特徴とする前項
（１）ないし（３）のいずれか１項に記載の疲労強度が
高い鋼板。
【００１０】（５）前項（１）〜（４）のいずれか１項
に記載の化学成分を有する鋼塊をＡｃ3 変態点〜１３０
０℃に加熱し、再結晶温度域で２０〜９０％の累積圧下
率で圧延し、引き続き、Ａｒ3 変態点以上の未再結晶温
度域で０〜８０％の累積圧下率で圧延し、さらに、Ａｒ
3 変態点以下、６００℃以上で４０〜９０％の累積圧下
率で仕上げ圧延し、圧延後室温まで大気中放冷すること
により、加工フェライトから回復・再結晶したフェライ
トの面積率が１５〜８０％であることを特徴とする疲労
強度が高い鋼板の製造方法。
に記載の化学成分を有する鋼塊をＡｃ3 変態点〜１３０
０℃に加熱し、再結晶温度域で２０〜９０％の累積圧下
率で圧延し、引き続き、Ａｒ3 変態点以上の未再結晶温
度域で０〜８０％の累積圧下率で圧延し、さらに、Ａｒ
3 変態点以下、６００℃以上で４０〜９０％の累積圧下
率で仕上げ圧延し、圧延後室温まで大気中放冷すること
により、加工フェライトから回復・再結晶したフェライ
トの面積率が１５〜８０％であることを特徴とする疲労
強度が高い鋼板の製造方法。
【００１１】（６）前項（１）〜（４）のいずれか１項
に記載の化学成分を有する鋼塊をＡｃ3 変態点〜１３０
０℃に加熱し、再結晶温度域で２０〜９０％の累積圧下
率で圧延し、引き続き、Ａｒ3 変態点以上の未再結晶温
度域で０〜８０％の累積圧下率で圧延し、さらに、Ａｒ
3 変態点以下、６００℃以上で４０〜９０％の累積圧下
率で仕上げ圧延し、圧延終了後３０〜３００秒間大気中
で放冷し、しかる後に５〜１００℃／秒の冷却速度で室
温〜６００℃に制御冷却することにより、加工フェライ
トから回復・再結晶したフェライトの面積率が１５〜８
０％であることを特徴とする疲労強度が高い鋼板の製造
方法。
に記載の化学成分を有する鋼塊をＡｃ3 変態点〜１３０
０℃に加熱し、再結晶温度域で２０〜９０％の累積圧下
率で圧延し、引き続き、Ａｒ3 変態点以上の未再結晶温
度域で０〜８０％の累積圧下率で圧延し、さらに、Ａｒ
3 変態点以下、６００℃以上で４０〜９０％の累積圧下
率で仕上げ圧延し、圧延終了後３０〜３００秒間大気中
で放冷し、しかる後に５〜１００℃／秒の冷却速度で室
温〜６００℃に制御冷却することにより、加工フェライ
トから回復・再結晶したフェライトの面積率が１５〜８
０％であることを特徴とする疲労強度が高い鋼板の製造
方法。
【００１２】（７）前項（１）〜（４）のいずれか１項
に記載の化学成分を有する鋼塊をＡｃ3 変態点〜１３０
０℃に加熱し、再結晶温度域で２０〜９０％の累積圧下
率で圧延し、引き続き、Ａｒ3 変態点以上の未再結晶温
度域で０〜８０％の累積圧下率で圧延し、さらに、Ａｒ
3 変態点以下、６００℃以上で４０〜９０％の累積圧下
率で仕上げ圧延した後、直ちに５〜１００℃／秒の冷却
速度で室温〜６００℃に制御冷却し、引き続き室温まで
大気中で放冷し、さらに、５００℃以上、Ａｃ 1 変態点
以下に加熱保持後０．１〜１００℃／秒の冷却速度で室
温まで冷却することにより、加工フェライトから回復・
再結晶したフェライトの面積率が１５〜８０％であるこ
とを特徴とする疲労強度が高い鋼板の製造方法。
に記載の化学成分を有する鋼塊をＡｃ3 変態点〜１３０
０℃に加熱し、再結晶温度域で２０〜９０％の累積圧下
率で圧延し、引き続き、Ａｒ3 変態点以上の未再結晶温
度域で０〜８０％の累積圧下率で圧延し、さらに、Ａｒ
3 変態点以下、６００℃以上で４０〜９０％の累積圧下
率で仕上げ圧延した後、直ちに５〜１００℃／秒の冷却
速度で室温〜６００℃に制御冷却し、引き続き室温まで
大気中で放冷し、さらに、５００℃以上、Ａｃ 1 変態点
以下に加熱保持後０．１〜１００℃／秒の冷却速度で室
温まで冷却することにより、加工フェライトから回復・
再結晶したフェライトの面積率が１５〜８０％であるこ
とを特徴とする疲労強度が高い鋼板の製造方法。
【００１３】ここで、加工フェライトから回復・再結晶
したフェライトとは、再結晶温度域での圧延後大気放冷
中に生じる通常の再結晶フェライトとは異なり、Ａｒ3
変態点以下の圧延で得られる変形帯を多く含んだ加工フ
ェライトから部分的に回復・再結晶することにより生じ
たフェライトであって、光学顕微鏡で５００倍で観察し
たときに、粒内に変形帯が見られないフェライトと定義
する。また、このフェライトの全面積に占める割合を加
工フェライトから回復・再結晶したフェライトの面積率
と定義する。
したフェライトとは、再結晶温度域での圧延後大気放冷
中に生じる通常の再結晶フェライトとは異なり、Ａｒ3
変態点以下の圧延で得られる変形帯を多く含んだ加工フ
ェライトから部分的に回復・再結晶することにより生じ
たフェライトであって、光学顕微鏡で５００倍で観察し
たときに、粒内に変形帯が見られないフェライトと定義
する。また、このフェライトの全面積に占める割合を加
工フェライトから回復・再結晶したフェライトの面積率
と定義する。
【００１４】
【作用】本発明者らは、母材組織と疲労き裂伝播挙動の
関係について詳細な実験を行った結果、集合組織と疲労
き裂伝播には密接な関係が存在することを知見するにい
たった。本発明者らは、伝播する疲労き裂先端における
塑性変形に注目し、き裂先端における塑性変形を抑制す
ればき裂伝播速度を低下させ得るとの考えに立脚し、疲
労き裂先端における塑性変形の抑制法について種々検討
を加えた。その結果、フェライトの結晶方位とき裂先端
塑性変形には密接な関係が存在することが明らかとなっ
た。一般に、ｂｃｃ結晶構造を有するフェライトの結晶
内のすべり変形は、すべり面が｛１１０｝面で、すべり
方向が〈１１１〉方向である。すべり面とすべり方向の
組み合わせで１２とおりのすべり系が決定される。多数
のすべり系のうち、結晶方位とき裂先端の応力場との関
係ですべり面とすべり方向で決定されるせん断応力が最
も高くなるすべり系（主すべり系と称する）で転位が最
も活発に活動し、そのすべり系ですべり変形を生じる。
主すべり系のせん断応力が二次以下のすべり系のせん断
応力よりはるかに大きい場合には主すべり系だけが活動
し、他のすべり系における変形による干渉がないため
に、主すべり系におけるすべり変形が容易に生じ、その
結果、き裂先端における塑性変形が容易となり、き裂進
展の障害が少なく、き裂も容易に進展する。
関係について詳細な実験を行った結果、集合組織と疲労
き裂伝播には密接な関係が存在することを知見するにい
たった。本発明者らは、伝播する疲労き裂先端における
塑性変形に注目し、き裂先端における塑性変形を抑制す
ればき裂伝播速度を低下させ得るとの考えに立脚し、疲
労き裂先端における塑性変形の抑制法について種々検討
を加えた。その結果、フェライトの結晶方位とき裂先端
塑性変形には密接な関係が存在することが明らかとなっ
た。一般に、ｂｃｃ結晶構造を有するフェライトの結晶
内のすべり変形は、すべり面が｛１１０｝面で、すべり
方向が〈１１１〉方向である。すべり面とすべり方向の
組み合わせで１２とおりのすべり系が決定される。多数
のすべり系のうち、結晶方位とき裂先端の応力場との関
係ですべり面とすべり方向で決定されるせん断応力が最
も高くなるすべり系（主すべり系と称する）で転位が最
も活発に活動し、そのすべり系ですべり変形を生じる。
主すべり系のせん断応力が二次以下のすべり系のせん断
応力よりはるかに大きい場合には主すべり系だけが活動
し、他のすべり系における変形による干渉がないため
に、主すべり系におけるすべり変形が容易に生じ、その
結果、き裂先端における塑性変形が容易となり、き裂進
展の障害が少なく、き裂も容易に進展する。
【００１５】一方、主すべり系と二次以下のすべり系の
せん断応力の値が等しいかまたは差が小さい場合には、
主すべり系とともに二次以下のすべり系においてもすべ
り変形が活動することになる。この場合、異なったすべ
り面においてすべり変形を生じようとするために転位同
士の干渉が頻繁に起きて、すべり変形が非常に困難とな
る。その結果、き裂先端における塑性変形が著しく抑制
されてき裂の伝播が抑制されることになる。
せん断応力の値が等しいかまたは差が小さい場合には、
主すべり系とともに二次以下のすべり系においてもすべ
り変形が活動することになる。この場合、異なったすべ
り面においてすべり変形を生じようとするために転位同
士の干渉が頻繁に起きて、すべり変形が非常に困難とな
る。その結果、き裂先端における塑性変形が著しく抑制
されてき裂の伝播が抑制されることになる。
【００１６】上記の観点に立ってフェライトの結晶方位
と疲労き裂伝播の関係をさらに詳細に検討した。き裂伝
播方向は板厚方向であることを前提とする。図１（ａ）
に示すように、フェライトの｛１００｝面が板厚方向と
垂直な方位関係を有する結晶粒内をき裂が板厚方向に伝
播する場合には、主すべり系と二次以下のすべり系のせ
ん断応力の差が小さくなってすべりの干渉が生じ、き裂
伝播が最も抑制されることが明らかとなった。これを模
式的に図２（ａ）に示す。一方、上記以外の結晶方位、
例えば｛１１１｝面が板厚方向に垂直な方位を有する結
晶中をき裂が伝播する場合（図１（ｂ）に図示する）に
は、主すべり系のせん断応力が二次以下のすべり系のそ
れより卓越して大きく、主すべり系のみですべり変形が
活動することになる。これを模式的に図２（ｂ）に示
す。この場合には、き裂先端で塑性変形が容易に起きる
ためにき裂伝播速度は高い。
と疲労き裂伝播の関係をさらに詳細に検討した。き裂伝
播方向は板厚方向であることを前提とする。図１（ａ）
に示すように、フェライトの｛１００｝面が板厚方向と
垂直な方位関係を有する結晶粒内をき裂が板厚方向に伝
播する場合には、主すべり系と二次以下のすべり系のせ
ん断応力の差が小さくなってすべりの干渉が生じ、き裂
伝播が最も抑制されることが明らかとなった。これを模
式的に図２（ａ）に示す。一方、上記以外の結晶方位、
例えば｛１１１｝面が板厚方向に垂直な方位を有する結
晶中をき裂が伝播する場合（図１（ｂ）に図示する）に
は、主すべり系のせん断応力が二次以下のすべり系のそ
れより卓越して大きく、主すべり系のみですべり変形が
活動することになる。これを模式的に図２（ｂ）に示
す。この場合には、き裂先端で塑性変形が容易に起きる
ためにき裂伝播速度は高い。
【００１７】上記の基礎的な新知見に基づいて、鋼板集
合組織と板厚方向の疲労き裂伝播速度との関係を検討し
た。表１に化学成分を示す実験室真空溶解鋼塊を１１５
０℃に加熱後、再結晶域および未再結晶域で圧延した
後、さらに、Ａｒ3 変態温度以下のオーステナイト・フ
ェライト２相域あるいはフェライト単相域で圧延し、集
合組織を変化させた２０ｍｍ厚の鋼板を作成した。これ
より板厚１０ｍｍ、幅１８ｍｍ、長さ１００ｍｍ、切欠
き深さが５ｍｍの試験片を加工した。ここで、鋼板の板
厚方向がき裂伝播方向に一致し、試験片の長手方向が圧
延方向に平行となるようにした。最低荷重と最大荷重の
比が０．１の条件で試験片にくり返し荷重を与え、き裂
を伝播させた。応力拡大係数範囲ΔＫが７０ｋｇｆ・ｍ
ｍ-3/2におけるき裂伝播速度ｄａ／ｄＮを測定した。
合組織と板厚方向の疲労き裂伝播速度との関係を検討し
た。表１に化学成分を示す実験室真空溶解鋼塊を１１５
０℃に加熱後、再結晶域および未再結晶域で圧延した
後、さらに、Ａｒ3 変態温度以下のオーステナイト・フ
ェライト２相域あるいはフェライト単相域で圧延し、集
合組織を変化させた２０ｍｍ厚の鋼板を作成した。これ
より板厚１０ｍｍ、幅１８ｍｍ、長さ１００ｍｍ、切欠
き深さが５ｍｍの試験片を加工した。ここで、鋼板の板
厚方向がき裂伝播方向に一致し、試験片の長手方向が圧
延方向に平行となるようにした。最低荷重と最大荷重の
比が０．１の条件で試験片にくり返し荷重を与え、き裂
を伝播させた。応力拡大係数範囲ΔＫが７０ｋｇｆ・ｍ
ｍ-3/2におけるき裂伝播速度ｄａ／ｄＮを測定した。
【００１８】
【表１】
【００１９】次に、この伝播試験で用いた試験片のミク
ロ観察を行った。これらの鋼板はＡｒ3 変態温度以下の
オーステナイト・フェライト２相域、あるいはフェライ
ト単相域で圧延されたため、このミクロ組織は多数の変
形帯を含んだ加工フェライトと、この加工フェライトか
ら回復・再結晶した粒内に変形帯が見られないフェライ
ト、および、伸延したパーライトの混合組織となってお
り、圧延後の冷却中にオーステナイトから変態したマル
テンサイトや、残留オーステナイトのような相も含むも
のもあった。これらのうち、粒内に変形帯が見られない
フェライトの全ミクロ組織に対する割合を測定し、これ
を加工フェライトから回復・再結晶したフェライトの面
積率とした。
ロ観察を行った。これらの鋼板はＡｒ3 変態温度以下の
オーステナイト・フェライト２相域、あるいはフェライ
ト単相域で圧延されたため、このミクロ組織は多数の変
形帯を含んだ加工フェライトと、この加工フェライトか
ら回復・再結晶した粒内に変形帯が見られないフェライ
ト、および、伸延したパーライトの混合組織となってお
り、圧延後の冷却中にオーステナイトから変態したマル
テンサイトや、残留オーステナイトのような相も含むも
のもあった。これらのうち、粒内に変形帯が見られない
フェライトの全ミクロ組織に対する割合を測定し、これ
を加工フェライトから回復・再結晶したフェライトの面
積率とした。
【００２０】図３に、ｄａ／ｄＮを加工フェライトから
回復・再結晶したフェライトの面積率に対してプロット
した結果を示す。加工フェライトから回復・再結晶した
フェライトの面積率が１５％以上になると、疲労き裂伝
播速度が低下した。一方、結晶粒ごとの結晶方位の測定
が可能なＥＢＳＰによる測定の結果、通常の再結晶域圧
延で生成したフェライトには回折強度の大きくなる結晶
方位が存在しないのに対し、加工フェライトから回復・
再結晶したフェライトは、（２００）回折強度が高くな
っていることが明らかとなった。従って、加工フェライ
トから回復・再結晶したフェライトの面積率の増加に伴
う疲労き裂伝播速度の低下は、主すべり系と二次以下の
すべり系のせん断応力の差が小さくなってすべりの干渉
が生じるために起こるのであり、これは上に述べた｛１
００｝面が板厚方向と垂直な方位関係を有する場合に相
当する。
回復・再結晶したフェライトの面積率に対してプロット
した結果を示す。加工フェライトから回復・再結晶した
フェライトの面積率が１５％以上になると、疲労き裂伝
播速度が低下した。一方、結晶粒ごとの結晶方位の測定
が可能なＥＢＳＰによる測定の結果、通常の再結晶域圧
延で生成したフェライトには回折強度の大きくなる結晶
方位が存在しないのに対し、加工フェライトから回復・
再結晶したフェライトは、（２００）回折強度が高くな
っていることが明らかとなった。従って、加工フェライ
トから回復・再結晶したフェライトの面積率の増加に伴
う疲労き裂伝播速度の低下は、主すべり系と二次以下の
すべり系のせん断応力の差が小さくなってすべりの干渉
が生じるために起こるのであり、これは上に述べた｛１
００｝面が板厚方向と垂直な方位関係を有する場合に相
当する。
【００２１】しかしながら、加工フェライトから回復・
再結晶したフェライトの面積率が８０％を超えると、疲
労き裂伝播速度は逆に上昇に転ずる。これは、（２０
０）回折強度以外の望ましくない方位のフェライトが成
長してくるために、疲労き裂伝播速度を抑制する効果が
減少するためである。以上のような新知見に基づき、本
発明は構成された。上記の知見を実現するために、以下
に説明するような限定が必要である。
再結晶したフェライトの面積率が８０％を超えると、疲
労き裂伝播速度は逆に上昇に転ずる。これは、（２０
０）回折強度以外の望ましくない方位のフェライトが成
長してくるために、疲労き裂伝播速度を抑制する効果が
減少するためである。以上のような新知見に基づき、本
発明は構成された。上記の知見を実現するために、以下
に説明するような限定が必要である。
【００２２】Ｃは母材の強度上昇に効果がある。０．０
１５％未満では鋼板としての強度を確保できないので、
下限を０．０１５％とした。一方、０．２０％を超えて
含有すると、Ａｒ3 変態温度が著しく低下して圧延温度
が低下し、圧延荷重が上昇するために圧延が極めて困難
となる。さらに、パーライト分率が増加して疲労き裂伝
播抑制効果が低下する。また、靱性低下も著しくなる。
従って、Ｃの上限値を０．２０％とした。
１５％未満では鋼板としての強度を確保できないので、
下限を０．０１５％とした。一方、０．２０％を超えて
含有すると、Ａｒ3 変態温度が著しく低下して圧延温度
が低下し、圧延荷重が上昇するために圧延が極めて困難
となる。さらに、パーライト分率が増加して疲労き裂伝
播抑制効果が低下する。また、靱性低下も著しくなる。
従って、Ｃの上限値を０．２０％とした。
【００２３】Ｓｉは母材強度上昇に効果があるだけでな
く、脱酸元素として重要な元素である。０．０５％未満
では強度上昇が得られないし、脱酸が弱く、介在物を増
やし、これが疲労破壊の起点となりやすくなる。従っ
て、Ｓｉの下限値を０．０５％とした。一方、２．０％
を超えて含有すると靱性低下が著しくなる。従って、Ｓ
ｉの上限値を２．０％、好ましくは１．０％とした。
く、脱酸元素として重要な元素である。０．０５％未満
では強度上昇が得られないし、脱酸が弱く、介在物を増
やし、これが疲労破壊の起点となりやすくなる。従っ
て、Ｓｉの下限値を０．０５％とした。一方、２．０％
を超えて含有すると靱性低下が著しくなる。従って、Ｓ
ｉの上限値を２．０％、好ましくは１．０％とした。
【００２４】Ｍｎは母材の強度を上昇させる効果を有す
る。０．１％未満では強度上昇効果が得られないので、
Ｍｎの下限値は０．１％とした。逆に、１．５％超含有
すると、Ａｒ3 変態温度が低下しすぎて圧延が困難とな
り、加えて靱性低下が著しくなる。従って、Ｍｎの上限
値を１．５％とした。Ｐは不純物元素で粒界破壊を生じ
やすくするため、低いほうが好ましい。０．０５％超含
有すると粒界破壊による靱性低下が顕著となるので、Ｐ
の上限値を０．０５％とした。
る。０．１％未満では強度上昇効果が得られないので、
Ｍｎの下限値は０．１％とした。逆に、１．５％超含有
すると、Ａｒ3 変態温度が低下しすぎて圧延が困難とな
り、加えて靱性低下が著しくなる。従って、Ｍｎの上限
値を１．５％とした。Ｐは不純物元素で粒界破壊を生じ
やすくするため、低いほうが好ましい。０．０５％超含
有すると粒界破壊による靱性低下が顕著となるので、Ｐ
の上限値を０．０５％とした。
【００２５】ＳはＭｎＳを生成して延性、特に、板厚方
向の伸びを低下させる上に、疲労破壊の起点となって疲
労強度のバラツキを大きくするので、低いほうが好まし
い。０．０２％超含有するとこの影響が顕著となるの
で、Ｓの上限値を０．０２％とした。Ａｌは脱酸元素と
して用いられる。脱酸元素として他の元素を用いた場合
にも、Ａｌは通常０．００１％以上含有されるため、そ
の下限値を０．００１％とした。また、０．０８％超添
加すると、Ａｌ酸化物や窒化物が多量に生成して、溶接
部の靱性を劣化させるため、Ａｌの上限値を０．０８％
とした。
向の伸びを低下させる上に、疲労破壊の起点となって疲
労強度のバラツキを大きくするので、低いほうが好まし
い。０．０２％超含有するとこの影響が顕著となるの
で、Ｓの上限値を０．０２％とした。Ａｌは脱酸元素と
して用いられる。脱酸元素として他の元素を用いた場合
にも、Ａｌは通常０．００１％以上含有されるため、そ
の下限値を０．００１％とした。また、０．０８％超添
加すると、Ａｌ酸化物や窒化物が多量に生成して、溶接
部の靱性を劣化させるため、Ａｌの上限値を０．０８％
とした。
【００２６】Ｎは鋼中に不純物として含有されるが、Ｔ
ｉを添加することによりＴｉＮを生成する。その効果は
Ｔｉの欄で詳述する。Ｎは不純物としては最低でも０．
００２％含有されるため、その下限値を０．００２％と
した。逆に、０．０１５％超含有すると、フェライト中
に固溶して靱性低下を来すので、Ｎの上限値を０．０１
５％とした。
ｉを添加することによりＴｉＮを生成する。その効果は
Ｔｉの欄で詳述する。Ｎは不純物としては最低でも０．
００２％含有されるため、その下限値を０．００２％と
した。逆に、０．０１５％超含有すると、フェライト中
に固溶して靱性低下を来すので、Ｎの上限値を０．０１
５％とした。
【００２７】選択的に含有するＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍ
ｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、ＲＥＭ、Ｃａは、以下の理由で含
有量を制限する。Ｃｕは固溶強化と焼き入れ性増加で母
材強度上昇に効果を示す元素である。０．１％未満では
この効果が顕著でないので、Ｃｕの下限値を０．１％と
した。逆に、２．０％超添加すると、Ａｒ3 変態温度が
低下しすぎて圧延が困難となり、加えて靱性低下が著し
くなる。従って、Ｃｕの上限値を２．０％とした。
ｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、ＲＥＭ、Ｃａは、以下の理由で含
有量を制限する。Ｃｕは固溶強化と焼き入れ性増加で母
材強度上昇に効果を示す元素である。０．１％未満では
この効果が顕著でないので、Ｃｕの下限値を０．１％と
した。逆に、２．０％超添加すると、Ａｒ3 変態温度が
低下しすぎて圧延が困難となり、加えて靱性低下が著し
くなる。従って、Ｃｕの上限値を２．０％とした。
【００２８】Ｎｉは焼き入れ性増加で母材強度を上昇さ
せるとともに靱性向上に効果を示す。０．１％未満では
この効果が顕著でないので、Ｎｉの下限値を０．１％と
した。逆に、２．０％超添加すると、Ａｒ3 変態温度が
低下しすぎて圧延が困難となるので、Ｎｉの上限値を
２．０％とした。Ｃｒは焼き入れ性増加で母材強度を上
昇させる効果を示す。０．０５％未満ではこの効果が顕
著でないので、Ｃｒの下限値を０．０５％とした。逆
に、０．５％超添加すると、Ａｒ3 変態温度が低下しす
ぎて圧延が困難となり、加えて靱性低下が著しくなる。
従って、Ｃｒの上限値を０．５％とした。
せるとともに靱性向上に効果を示す。０．１％未満では
この効果が顕著でないので、Ｎｉの下限値を０．１％と
した。逆に、２．０％超添加すると、Ａｒ3 変態温度が
低下しすぎて圧延が困難となるので、Ｎｉの上限値を
２．０％とした。Ｃｒは焼き入れ性増加で母材強度を上
昇させる効果を示す。０．０５％未満ではこの効果が顕
著でないので、Ｃｒの下限値を０．０５％とした。逆
に、０．５％超添加すると、Ａｒ3 変態温度が低下しす
ぎて圧延が困難となり、加えて靱性低下が著しくなる。
従って、Ｃｒの上限値を０．５％とした。
【００２９】Ｍｏは焼き入れ性増加で母材強度を上昇さ
せる効果を示す。０．０５％未満ではこの効果が顕著で
ないので、Ｍｏの下限値を０．０５％とした。逆に、
０．５％超添加すると、高温の変形抵抗が上昇して圧延
が困難となり、加えて靱性低下が著しくなる。従って、
Ｍｏの上限値を０．５％とした。Ｎｂは焼き入れ性増加
と析出硬化により母材強度を上昇させる効果を示す。
０．００５％未満ではこの効果が顕著でないので、Ｎｂ
の下限値を０．００５％とした。逆に、０．１０％超含
有すると、析出物を多量に生成して靱性を著しく低下さ
せるので、Ｎｂの上限値を０．１０％とした。
せる効果を示す。０．０５％未満ではこの効果が顕著で
ないので、Ｍｏの下限値を０．０５％とした。逆に、
０．５％超添加すると、高温の変形抵抗が上昇して圧延
が困難となり、加えて靱性低下が著しくなる。従って、
Ｍｏの上限値を０．５％とした。Ｎｂは焼き入れ性増加
と析出硬化により母材強度を上昇させる効果を示す。
０．００５％未満ではこの効果が顕著でないので、Ｎｂ
の下限値を０．００５％とした。逆に、０．１０％超含
有すると、析出物を多量に生成して靱性を著しく低下さ
せるので、Ｎｂの上限値を０．１０％とした。
【００３０】Ｖは焼き入れ性増加と析出硬化により母材
強度を上昇させる効果を示す。０．００５％未満ではこ
の効果が顕著でないので、Ｖの下限値を０．００５％と
した。逆に、０．１０％超含有すると、析出物を多量に
生成して靱性を著しく低下させるので、Ｖの上限値を
０．１０％とした。ＴｉはＡｌが少ない場合に、脱酸元
素として働くだけでなく、ＴｉＮを生成し、これが圧延
に先立つスラブ加熱においてオーステナイト粒成長を抑
制し、圧延後のフェライト粒微細化に効果がある。０．
００５％未満ではこの効果が顕著でないので、Ｔｉの下
限値を０．００５％とした。逆に、０．０５％超含有す
ると、析出物を多量に生成して靱性を著しく低下させる
ので、Ｔｉの上限値を０．０５％とした。
強度を上昇させる効果を示す。０．００５％未満ではこ
の効果が顕著でないので、Ｖの下限値を０．００５％と
した。逆に、０．１０％超含有すると、析出物を多量に
生成して靱性を著しく低下させるので、Ｖの上限値を
０．１０％とした。ＴｉはＡｌが少ない場合に、脱酸元
素として働くだけでなく、ＴｉＮを生成し、これが圧延
に先立つスラブ加熱においてオーステナイト粒成長を抑
制し、圧延後のフェライト粒微細化に効果がある。０．
００５％未満ではこの効果が顕著でないので、Ｔｉの下
限値を０．００５％とした。逆に、０．０５％超含有す
ると、析出物を多量に生成して靱性を著しく低下させる
ので、Ｔｉの上限値を０．０５％とした。
【００３１】また、Ｔｉ／Ｎ比は、２．０〜３．４の範
囲とする必要がある。２．０未満ではＮ過剰でフェライ
ト中のＮ量が増加する。逆に、３．４超ではＴｉ過剰で
Ｔｉ炭化物生成量が増加する。従って、この範囲外では
靱性低下が顕著となる。ＲＥＭはＳを固定してＭｎＳ生
成を抑制し、延性向上と疲労強度バラツキ低下に効果を
有する。ＲＥＭとしてはランタノイド系、アクチノイド
系ともに同様な効果を有するが、代表的なものはランタ
ノイド系のＬａ、Ｃｅである。０．０００５％未満では
この効果が顕著でないので、ＲＥＭの下限値を０．００
０５％とした。逆に、０．００５０％超では粗大なＲＥ
Ｍ酸化物・硫化物を生成して延性を低下し、さらに疲労
き裂の起点となって疲労強度のバラツキを増やす。従っ
て、ＲＥＭの上限値を０．００５０％とした。
囲とする必要がある。２．０未満ではＮ過剰でフェライ
ト中のＮ量が増加する。逆に、３．４超ではＴｉ過剰で
Ｔｉ炭化物生成量が増加する。従って、この範囲外では
靱性低下が顕著となる。ＲＥＭはＳを固定してＭｎＳ生
成を抑制し、延性向上と疲労強度バラツキ低下に効果を
有する。ＲＥＭとしてはランタノイド系、アクチノイド
系ともに同様な効果を有するが、代表的なものはランタ
ノイド系のＬａ、Ｃｅである。０．０００５％未満では
この効果が顕著でないので、ＲＥＭの下限値を０．００
０５％とした。逆に、０．００５０％超では粗大なＲＥ
Ｍ酸化物・硫化物を生成して延性を低下し、さらに疲労
き裂の起点となって疲労強度のバラツキを増やす。従っ
て、ＲＥＭの上限値を０．００５０％とした。
【００３２】ＣａはＲＥＭと同様にＳを固定してＭｎＳ
生成を抑制し、延性向上と疲労強度バラツキ低下に効果
を有する。０．０００５％未満ではこの効果が顕著でな
いので、Ｃａの下限値を０．０００５％とした。逆に、
０．００５０％超では粗大なＣａ酸化物・硫化物を生成
して延性を低下し、さらに疲労き裂の起点となって疲労
強度のバラツキを増やす。従って、Ｃａの上限値を０．
００５０％とした。
生成を抑制し、延性向上と疲労強度バラツキ低下に効果
を有する。０．０００５％未満ではこの効果が顕著でな
いので、Ｃａの下限値を０．０００５％とした。逆に、
０．００５０％超では粗大なＣａ酸化物・硫化物を生成
して延性を低下し、さらに疲労き裂の起点となって疲労
強度のバラツキを増やす。従って、Ｃａの上限値を０．
００５０％とした。
【００３３】さらに、回復または再結晶フェライトの面
積率を１５〜８０％の範囲としなければならない。１５
％未満ではフェライト中の可動転位密度が高く、き裂伝
播抑制に有利な結晶方位でもすべり変形の抑制効果が弱
くなるので、その下限を１５％とする。逆に、８０％超
となると結晶方位の回転により望ましくない方位のフェ
ライト粒が成長し、き裂伝播抑制効果が減じるので、そ
の上限を８０％とした。
積率を１５〜８０％の範囲としなければならない。１５
％未満ではフェライト中の可動転位密度が高く、き裂伝
播抑制に有利な結晶方位でもすべり変形の抑制効果が弱
くなるので、その下限を１５％とする。逆に、８０％超
となると結晶方位の回転により望ましくない方位のフェ
ライト粒が成長し、き裂伝播抑制効果が減じるので、そ
の上限を８０％とした。
【００３４】次に、鋼板の圧延および冷却・熱処理条件
を限定した理由を以下に述べる。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 変態温度以上に加熱する必要
がある。しかし、１３００℃を超えて加熱すると、オー
ステナイト粒が著しく粗大化するために圧延後細粒フェ
ライトが得られなくなるので、加熱温度の上限は１３０
０℃とする。
を限定した理由を以下に述べる。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 変態温度以上に加熱する必要
がある。しかし、１３００℃を超えて加熱すると、オー
ステナイト粒が著しく粗大化するために圧延後細粒フェ
ライトが得られなくなるので、加熱温度の上限は１３０
０℃とする。
【００３５】鋼塊の加熱によりオーステナイト粒は粗大
化するので、再結晶温度域で圧延することにより未再結
晶域圧延前のオーステナイト粒径を小さくすることが必
要である。再結晶圧延の累積圧下率が２０％未満では再
結晶が十分に進行せず、再結晶粒は十分に小さくならな
い。従って、その下限値を２０％とした。一方、再結晶
粒を微細化するためには、累積圧下率を大きくするほう
が望ましいが、あまり大きくすると、引き続く低温での
圧延における圧下を確保できなくなる。従って、再結晶
域圧延の累積圧下率の上限を９０％とした。
化するので、再結晶温度域で圧延することにより未再結
晶域圧延前のオーステナイト粒径を小さくすることが必
要である。再結晶圧延の累積圧下率が２０％未満では再
結晶が十分に進行せず、再結晶粒は十分に小さくならな
い。従って、その下限値を２０％とした。一方、再結晶
粒を微細化するためには、累積圧下率を大きくするほう
が望ましいが、あまり大きくすると、引き続く低温での
圧延における圧下を確保できなくなる。従って、再結晶
域圧延の累積圧下率の上限を９０％とした。
【００３６】再結晶域圧延に引き続く未再結晶域圧延
は、オーステナイト中に変形体を導入して変態後のフェ
ライト粒を微細化させる。仕上圧延の圧下率を大きくと
る場合には、未再結晶域圧延を省略することができる。
従って、その下限値を０％とした。未再結晶域圧延の累
積圧下率自体は、高いほうが結晶粒微細化のために好ま
しいが、高すぎると引き続くＡｒ3 変態温度以下の圧下
を確保できなくなる。従って、未再結晶域圧延の累積圧
下率の上限を８０％とした。
は、オーステナイト中に変形体を導入して変態後のフェ
ライト粒を微細化させる。仕上圧延の圧下率を大きくと
る場合には、未再結晶域圧延を省略することができる。
従って、その下限値を０％とした。未再結晶域圧延の累
積圧下率自体は、高いほうが結晶粒微細化のために好ま
しいが、高すぎると引き続くＡｒ3 変態温度以下の圧下
を確保できなくなる。従って、未再結晶域圧延の累積圧
下率の上限を８０％とした。
【００３７】本発明では加工フェライトから回復・再結
晶したフェライトを生成させることが必要であり、この
ためにＡｒ3 変態温度以下における仕上げ圧延が極めて
重要な役割を果たし、本発明で必須の工程である。Ａｒ
3 変態温度以下であればオーステナイト・フェライト２
相域であっても、あるいはフェライト単相域であっても
かまわない。さらに、圧延に引き続く鋼板の大気中放冷
により回復または再結晶を生じさせる場合（請求項５、
６の場合）には、仕上げ温度が６００℃未満では回復・
再結晶が生じにくくなる。従って、圧延仕上げ温度の下
限を６００℃とした。
晶したフェライトを生成させることが必要であり、この
ためにＡｒ3 変態温度以下における仕上げ圧延が極めて
重要な役割を果たし、本発明で必須の工程である。Ａｒ
3 変態温度以下であればオーステナイト・フェライト２
相域であっても、あるいはフェライト単相域であっても
かまわない。さらに、圧延に引き続く鋼板の大気中放冷
により回復または再結晶を生じさせる場合（請求項５、
６の場合）には、仕上げ温度が６００℃未満では回復・
再結晶が生じにくくなる。従って、圧延仕上げ温度の下
限を６００℃とした。
【００３８】Ａｒ3 変態温度以下の累積圧下率は、高い
ほうが回復・再結晶したフェライトの面積率が上昇し、
疲労き裂伝播抑制の観点からは高いほうが望ましい。４
０％未満では回復・再結晶したフェライトの面積率が十
分に高くならないので、その下限値を４０％とした。逆
に、９０％超とするためには、低温における強圧延が必
要となり、実質上、厚板圧延が不可能となる。従って、
Ａｒ3 変態温度以下の累積圧下率の上限値を９０％とし
た。
ほうが回復・再結晶したフェライトの面積率が上昇し、
疲労き裂伝播抑制の観点からは高いほうが望ましい。４
０％未満では回復・再結晶したフェライトの面積率が十
分に高くならないので、その下限値を４０％とした。逆
に、９０％超とするためには、低温における強圧延が必
要となり、実質上、厚板圧延が不可能となる。従って、
Ａｒ3 変態温度以下の累積圧下率の上限値を９０％とし
た。
【００３９】Ａｒ3 変態温度以下の仕上げ圧延後、鋼板
を大気中で放冷することにより回復または再結晶により
フェライト中の転位密度を低下させる必要がある。室温
まで大気中放冷する場合には、圧延後に回復・再結晶が
進行するので、特に制御をする必要はない。ただし、冷
却速度が低いために、回復・再結晶が進行しすぎる可能
性があるので、制御冷却を実施することが望ましい。室
温まで大気中放冷する処理は、板厚が薄い鋼板を製造す
る場合に特に有効である。
を大気中で放冷することにより回復または再結晶により
フェライト中の転位密度を低下させる必要がある。室温
まで大気中放冷する場合には、圧延後に回復・再結晶が
進行するので、特に制御をする必要はない。ただし、冷
却速度が低いために、回復・再結晶が進行しすぎる可能
性があるので、制御冷却を実施することが望ましい。室
温まで大気中放冷する処理は、板厚が薄い鋼板を製造す
る場合に特に有効である。
【００４０】制御冷却を施して母材の強度上昇を図る場
合には、制御冷却開始までの放冷時間を確保し、回復・
再結晶を進行させる必要がある。放冷時間が３０秒未満
では転位密度が低いフェライトの分率が１５％以上とな
らないので、その下限値を３０秒とした。放冷時間を長
くするほど回復・再結晶が進行して転位密度が低いフェ
ライトの分率が上昇する。しかしながら、放冷時間が３
００秒を超えると再結晶が進行しすぎて、疲労き裂伝播
抑制効果が低下する。従って、放冷時間の上限を３００
秒とした。
合には、制御冷却開始までの放冷時間を確保し、回復・
再結晶を進行させる必要がある。放冷時間が３０秒未満
では転位密度が低いフェライトの分率が１５％以上とな
らないので、その下限値を３０秒とした。放冷時間を長
くするほど回復・再結晶が進行して転位密度が低いフェ
ライトの分率が上昇する。しかしながら、放冷時間が３
００秒を超えると再結晶が進行しすぎて、疲労き裂伝播
抑制効果が低下する。従って、放冷時間の上限を３００
秒とした。
【００４１】回復・再結晶を生じさせるための大気中放
冷後に、フェライト組織を凍結するためと、未変態オー
ステナイトから変態して生成するフェライトの粒径を小
さくするためには、５℃／秒以上の冷却速度で冷却する
必要がある。しかし、冷却速度が１００℃／秒を超える
と、未変態オーステナイトがベイナイトまたはマルテン
サイトに変態し、疲労き裂伝播抑制効果が弱くなるの
で、上限を１００℃／秒とした。また、変態が完全に終
了し、回復・再結晶が生じない温度まで制御冷却する必
要があり、このために冷却停止温度の上限を６００℃と
した。通常の制御冷却においては、温度が室温とほぼ同
じ水を用いるのが一般的であり、この場合、冷却停止温
度の下限は室温となるため、室温を下限とした。請求項
７の方法では、制御冷却後室温まで冷却することが必要
である。特に、制御冷却の停止温度が６００℃以下であ
っても高いと、引き続く加熱処理前に回復が進行する可
能性があるため、一旦、室温まで冷却しなければならな
い。
冷後に、フェライト組織を凍結するためと、未変態オー
ステナイトから変態して生成するフェライトの粒径を小
さくするためには、５℃／秒以上の冷却速度で冷却する
必要がある。しかし、冷却速度が１００℃／秒を超える
と、未変態オーステナイトがベイナイトまたはマルテン
サイトに変態し、疲労き裂伝播抑制効果が弱くなるの
で、上限を１００℃／秒とした。また、変態が完全に終
了し、回復・再結晶が生じない温度まで制御冷却する必
要があり、このために冷却停止温度の上限を６００℃と
した。通常の制御冷却においては、温度が室温とほぼ同
じ水を用いるのが一般的であり、この場合、冷却停止温
度の下限は室温となるため、室温を下限とした。請求項
７の方法では、制御冷却後室温まで冷却することが必要
である。特に、制御冷却の停止温度が６００℃以下であ
っても高いと、引き続く加熱処理前に回復が進行する可
能性があるため、一旦、室温まで冷却しなければならな
い。
【００４２】上記のとおり、疲労き裂伝播を抑制するた
めには、回復・再結晶したフェライトの面積率を１５〜
８０％とすることが必要である。このためには、圧延終
了後直ちに制御冷却し、その後に鋼板を加熱することに
よって回復・再結晶したフェライトの面積率を１５〜８
０％とすることも可能である。このためには加熱温度を
５００℃以上にすることが必要である。また、加熱保持
中に変態を生じさせてはならないので、加熱温度はＡｃ
1 変態温度以下でなければならない。
めには、回復・再結晶したフェライトの面積率を１５〜
８０％とすることが必要である。このためには、圧延終
了後直ちに制御冷却し、その後に鋼板を加熱することに
よって回復・再結晶したフェライトの面積率を１５〜８
０％とすることも可能である。このためには加熱温度を
５００℃以上にすることが必要である。また、加熱保持
中に変態を生じさせてはならないので、加熱温度はＡｃ
1 変態温度以下でなければならない。
【００４３】加熱保持後は、大気中で放冷してもよい
が、フェライト組織を凍結する場合には、制御冷却をす
る必要がある。大気放冷時の冷却速度は０．１℃／秒以
上であり、制御冷却に必要な冷却速度は１００℃／秒以
下であることから、下限値を０．１℃／秒、上限値を１
００℃／秒とした。
が、フェライト組織を凍結する場合には、制御冷却をす
る必要がある。大気放冷時の冷却速度は０．１℃／秒以
上であり、制御冷却に必要な冷却速度は１００℃／秒以
下であることから、下限値を０．１℃／秒、上限値を１
００℃／秒とした。
【００４４】
【００４５】
【実施例】以下に、本発明の実施例を述べる。工場の転
炉により鋼を溶製し、連続鋳造により２４０ｍｍ厚のス
ラブに鋳造した。表２、表３（表２のつづき−１）、表
４（表２のつづき−２）に発明鋼および比較鋼の化学成
分とＴｉ／Ｎの比を示す。表５、表６（表５のつづき−
１）、表７（表５のつづき−２）に鋼材の製造条件を示
す。請求項５、６、７に対応する製造方法で板厚が１５
〜２５ｍｍの鋼板を製造した。表８、表９（表８のつづ
き）に母材の引張特性、シャルピー衝撃特性、回復・再
結晶フェライト分率を示す。疲労き裂の伝播寿命は実際
の溶接構造物に近い状態での伝播寿命を評価するため、
板厚を１５ｍｍにそろえた鋼板に、１７ｋＪ／ｃｍの入
熱でリブ板を溶接した溶接継手から、図４に示す形状に
加工したＴ字隅肉溶接継手により測定した。すなわち、
溶接止端部位置における曲げ応力範囲が２５ｋｇｆ／ｍ
ｍ2 における試験片破断寿命を測定し、これと止端部か
ら１０ｍｍ離れた位置に歪みゲージを貼付し、歪みゲー
ジ出力が初期値から５％低下した時点をき裂発生寿命と
して定義した値を測定して、この破断寿命からき裂発生
寿命を差し引いたものをき裂伝播寿命とした。なお、こ
の定義によるき裂発生寿命は、大略、ＨＡＺ内のき裂発
生と伝播に対応し、き裂伝播寿命はき裂が母材に突入し
た後の伝播に対応する。
炉により鋼を溶製し、連続鋳造により２４０ｍｍ厚のス
ラブに鋳造した。表２、表３（表２のつづき−１）、表
４（表２のつづき−２）に発明鋼および比較鋼の化学成
分とＴｉ／Ｎの比を示す。表５、表６（表５のつづき−
１）、表７（表５のつづき−２）に鋼材の製造条件を示
す。請求項５、６、７に対応する製造方法で板厚が１５
〜２５ｍｍの鋼板を製造した。表８、表９（表８のつづ
き）に母材の引張特性、シャルピー衝撃特性、回復・再
結晶フェライト分率を示す。疲労き裂の伝播寿命は実際
の溶接構造物に近い状態での伝播寿命を評価するため、
板厚を１５ｍｍにそろえた鋼板に、１７ｋＪ／ｃｍの入
熱でリブ板を溶接した溶接継手から、図４に示す形状に
加工したＴ字隅肉溶接継手により測定した。すなわち、
溶接止端部位置における曲げ応力範囲が２５ｋｇｆ／ｍ
ｍ2 における試験片破断寿命を測定し、これと止端部か
ら１０ｍｍ離れた位置に歪みゲージを貼付し、歪みゲー
ジ出力が初期値から５％低下した時点をき裂発生寿命と
して定義した値を測定して、この破断寿命からき裂発生
寿命を差し引いたものをき裂伝播寿命とした。なお、こ
の定義によるき裂発生寿命は、大略、ＨＡＺ内のき裂発
生と伝播に対応し、き裂伝播寿命はき裂が母材に突入し
た後の伝播に対応する。
【００４６】発明鋼１〜１８は本発明に従って製造した
ものであり、Ａｒ3 変態点以下の圧延により生じた、変
形帯を多く含んだ加工フェライトから、部分的に回復・
再結晶したフェライトの面積率が１５〜８０％の範囲に
入っている。一方、製造方法が本発明の範囲外である比
較鋼１９〜２１は、Ａｒ3 変態点を超える温度での圧延
のため、加工フェライトから生成した回復・再結晶フェ
ライトは含まない。
ものであり、Ａｒ3 変態点以下の圧延により生じた、変
形帯を多く含んだ加工フェライトから、部分的に回復・
再結晶したフェライトの面積率が１５〜８０％の範囲に
入っている。一方、製造方法が本発明の範囲外である比
較鋼１９〜２１は、Ａｒ3 変態点を超える温度での圧延
のため、加工フェライトから生成した回復・再結晶フェ
ライトは含まない。
【００４７】き裂伝播寿命は、本発明鋼である１〜１８
で長く、比較鋼１９〜２１で短かかったことから、加工
フェライトから回復・再結晶したフェライトの面積率が
１５〜８０％である本発明鋼は比較鋼に比べて疲労寿命
が向上していることは明らかである。
で長く、比較鋼１９〜２１で短かかったことから、加工
フェライトから回復・再結晶したフェライトの面積率が
１５〜８０％である本発明鋼は比較鋼に比べて疲労寿命
が向上していることは明らかである。
【００４８】
【表２】
【００４９】
【表３】
【００５０】
【表４】
【００５１】
【表５】
【００５２】
【表６】
【００５３】
【表７】
【００５４】
【表８】
【００５５】
【表９】
【００５６】
【発明の効果】以上説明したように、本発明鋼を用いれ
ば、疲労破壊に対する信頼性を向上できるだけでなく、
疲労寿命を短くすることなく、板厚を薄くして設計応力
を高くすることが可能であり、構造物の軽量化も可能と
なる。従って、本発明は工業上極めて効果が大きい。
ば、疲労破壊に対する信頼性を向上できるだけでなく、
疲労寿命を短くすることなく、板厚を薄くして設計応力
を高くすることが可能であり、構造物の軽量化も可能と
なる。従って、本発明は工業上極めて効果が大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】フェライトの結晶方位を表わす模式図である。
【図２】疲労き裂先端のすべり変形を表わす模式図であ
る。
る。
【図３】加工フェライトから回復・再結晶したフェライ
トの面積率が疲労き裂伝播に及ぼす影響を示した図であ
る。
トの面積率が疲労き裂伝播に及ぼす影響を示した図であ
る。
【図４】Ｔ字隅肉溶接継手の形状を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 斎藤 直樹 富津市新富20−１ 新日本製鐵株式会社技 術開発本部内
Claims (7)
- 【請求項１】 重量％で、 ０．０１５≦Ｃ≦０．２０、 ０．０５≦Ｓｉ≦２．０、 ０．１≦Ｍｎ≦１．５、 Ｐ≦０．０５、 Ｓ≦０．０２、 ０．００１≦Ａｌ≦０．０８、 ０．００２≦Ｎ≦０．０１５ を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなり、加
工フェライトから回復・再結晶したフェライトの面積率
が１５〜８０％であることを特徴とする疲労強度が高い
鋼板。 - 【請求項２】 重量％で、母材強度上昇元素群の ０．１≦Ｃｕ≦２．０、 ０．１≦Ｎｉ≦２．０、 ０．０５≦Ｃｒ≦０．５、 ０．０５≦Ｍｏ≦０．５、 ０．００５≦Ｎｂ≦０．１０、 ０．００５≦Ｖ≦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記載の疲労強度が高い鋼板。 - 【請求項３】 重量％で、 ０．００５≦Ｔｉ≦０．０５ を含有し、さらに、Ｔｉ／Ｎが２．０〜３．４であるこ
とを特徴とする請求項１または２記載の疲労強度が高い
鋼板。 - 【請求項４】 重量％で、 ０．０００５≦ＲＥＭ≦０．００５０、 ０．０００５≦Ｃａ≦０．００５０ の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１
ないし３のいずれか１項に記載の疲労強度が高い鋼板。 - 【請求項５】 請求項１〜４のいずれか１項に記載の化
学成分を有する鋼塊をＡｃ3 変態点〜１３００℃に加熱
し、再結晶温度域で２０〜９０％の累積圧下率で圧延
し、引き続き、Ａｒ3 変態点以上の未再結晶温度域で０
〜８０％の累積圧下率で圧延し、さらに、Ａｒ3 変態点
以下、６００℃以上で４０〜９０％の累積圧下率で仕上
げ圧延し、圧延後室温まで大気中放冷することにより、
加工フェライトから回復・再結晶したフェライトの面積
率が１５〜８０％であることを特徴とする疲労強度が高
い鋼板の製造方法。 - 【請求項６】 請求項１〜４のいずれか１項に記載の化
学成分を有する鋼塊をＡｃ3 変態点〜１３００℃に加熱
し、再結晶温度域で２０〜９０％の累積圧下率で圧延
し、引き続き、Ａｒ3 変態点以上の未再結晶温度域で０
〜８０％の累積圧下率で圧延し、さらに、Ａｒ3 変態点
以下、６００℃以上で４０〜９０％の累積圧下率で仕上
げ圧延し、圧延終了後３０〜３００秒間大気中で放冷
し、しかる後に５〜１００℃／秒の冷却速度で室温〜６
００℃に制御冷却することにより、加工フェライトから
回復・再結晶したフェライトの面積率が１５〜８０％で
あることを特徴とする疲労強度が高い鋼板の製造方法。 - 【請求項７】 請求項１〜４のいずれか１項に記載の化
学成分を有する鋼塊をＡｃ3 変態点〜１３００℃に加熱
し、再結晶温度域で２０〜９０％の累積圧下率で圧延
し、引き続き、Ａｒ3 変態点以上の未再結晶温度域で０
〜８０％の累積圧下率で圧延し、さらに、Ａｒ3 変態点
以下、６００℃以上で４０〜９０％の累積圧下率で仕上
げ圧延した後、直ちに５〜１００℃／秒の冷却速度で室
温〜６００℃に制御冷却し、引き続き室温まで大気中で
放冷し、さらに、５００℃以上、Ａｃ1 変態点以下に加
熱保持後０．１〜１００℃／秒の冷却速度で室温まで冷
却することにより、加工フェライトから回復・再結晶し
たフェライトの面積率が１５〜８０％であることを特徴
とする疲労強度が高い鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP30824696A JPH10147845A (ja) | 1996-11-19 | 1996-11-19 | 疲労強度が高い鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP30824696A JPH10147845A (ja) | 1996-11-19 | 1996-11-19 | 疲労強度が高い鋼板およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10147845A true JPH10147845A (ja) | 1998-06-02 |
Family
ID=17978705
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP30824696A Pending JPH10147845A (ja) | 1996-11-19 | 1996-11-19 | 疲労強度が高い鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH10147845A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006118034A (ja) * | 2004-09-27 | 2006-05-11 | Kobe Steel Ltd | 溶接継手部の靭性に優れた鋼板およびその製法 |
| JP2016023370A (ja) * | 2014-07-21 | 2016-02-08 | チャイナ スティール コーポレーションＣｈｉｎａ Ｓｔｅｅｌ Ｃｏｒｐｏｒａｔｉｏｎ | 高強度熱延鋼板 |
| EP3042976A4 (en) * | 2013-08-30 | 2017-05-10 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel sheet for thick-walled high-strength line pipe having exceptional souring resistance, crush resistance properties, and low-temperature ductility, and line pipe |
| EP3409804A4 (en) * | 2016-01-29 | 2018-12-12 | JFE Steel Corporation | Steel sheet for high-strength/high-toughness steel tubes, and method for producing same |
| JP7173423B1 (ja) * | 2021-07-02 | 2022-11-16 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| WO2023276516A1 (ja) * | 2021-07-02 | 2023-01-05 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
-
1996
- 1996-11-19 JP JP30824696A patent/JPH10147845A/ja active Pending
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006118034A (ja) * | 2004-09-27 | 2006-05-11 | Kobe Steel Ltd | 溶接継手部の靭性に優れた鋼板およびその製法 |
| EP3042976A4 (en) * | 2013-08-30 | 2017-05-10 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel sheet for thick-walled high-strength line pipe having exceptional souring resistance, crush resistance properties, and low-temperature ductility, and line pipe |
| JP2016023370A (ja) * | 2014-07-21 | 2016-02-08 | チャイナ スティール コーポレーションＣｈｉｎａ Ｓｔｅｅｌ Ｃｏｒｐｏｒａｔｉｏｎ | 高強度熱延鋼板 |
| EP3409804A4 (en) * | 2016-01-29 | 2018-12-12 | JFE Steel Corporation | Steel sheet for high-strength/high-toughness steel tubes, and method for producing same |
| US11236405B2 (en) | 2016-01-29 | 2022-02-01 | Jfe Steel Corporation | Steel plate for high-strength and high-toughness steel pipes and method for producing steel plate |
| JP7173423B1 (ja) * | 2021-07-02 | 2022-11-16 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| WO2023276516A1 (ja) * | 2021-07-02 | 2023-01-05 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
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|---|---|---|---|
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