JP3348731B2 - 疲労特性の優れた鋼板 - Google Patents
疲労特性の優れた鋼板Info
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Description
【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Ｚ方向特性を損なうことなく疲労亀
裂先端にマイクロクラックを多数発生させる、板厚方向
の疲労亀裂伝播抵抗を向上させた鋼板に関するものであ
る。
を向上させるためにＺ方向特性を損なうことなく疲労亀
裂先端にマイクロクラックを多数発生させる、板厚方向
の疲労亀裂伝播抵抗を向上させた鋼板に関するものであ
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。
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。
【０００３】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。
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。
【０００４】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。
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。
【０００５】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 confer
encesponsored by Metals Society（21-23,October,198
1,London ）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，ｐ
ｐ．２５７−２６６では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。
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 confer
encesponsored by Metals Society（21-23,October,198
1,London ）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，ｐ
ｐ．２５７−２６６では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。
【０００６】しかしながら、通常のセパレーション指数
として用いられているＳＩmax はシャルピー試験片破面
から求めるものであり、ＳＩmax と疲労伝播速度の関係
を調査した結果、ＳＩmax と疲労伝播特性の間には直接
関係が認められないことがあった。
として用いられているＳＩmax はシャルピー試験片破面
から求めるものであり、ＳＩmax と疲労伝播速度の関係
を調査した結果、ＳＩmax と疲労伝播特性の間には直接
関係が認められないことがあった。
【０００７】また、セパレーションによる疲労亀裂伝播
速度遅延効果はΔＫ値の低いレベルで有効なことが前述
の日本造船学会論文集Ｖｏｌ．１６９，ｐｐ．２５７−
２６６に記載されているが、セパレーションは結晶方位
の異なる集合組織間の塑性異方性により発生するもので
あり、ΔＫ値の低い領域では塑性域が小さいためセパレ
ーションの発生が困難となる。そこで、低ΔＫ値レベル
でも疲労亀裂の伝播を遅延させるようなマイクロクラッ
クを発生させるのに必要な組織制御に関する技術の開発
が望まれている。
速度遅延効果はΔＫ値の低いレベルで有効なことが前述
の日本造船学会論文集Ｖｏｌ．１６９，ｐｐ．２５７−
２６６に記載されているが、セパレーションは結晶方位
の異なる集合組織間の塑性異方性により発生するもので
あり、ΔＫ値の低い領域では塑性域が小さいためセパレ
ーションの発生が困難となる。そこで、低ΔＫ値レベル
でも疲労亀裂の伝播を遅延させるようなマイクロクラッ
クを発生させるのに必要な組織制御に関する技術の開発
が望まれている。
【０００８】
【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、疲労亀裂先端に低ΔＫ値領域でもマ
イクロクラックを多数発生させる組織制御技術を提供す
ることを課題とするものである。
向上させるために、疲労亀裂先端に低ΔＫ値領域でもマ
イクロクラックを多数発生させる組織制御技術を提供す
ることを課題とするものである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明は、上記課題を解
決するために、以下の構成を要旨とする。 （１） 重量％で、 Ｃ ：０．２０％以下、 Ｓｉ：０．０１〜１．０％、 Ｍｎ：０．３〜２．０％、 Ａｌ：０．００１〜０．２０％、 Ｎ ：０．０２０％以下 を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼板が
フェライト組織を有し、かつこの組織の 隣接する結晶粒
同士で結晶方位の等しい粒から構成される集合組織コロ
ニーのアスペクト比（長軸径／短軸径の比）が４以上
で、かつその短軸径が５μｍ以下の組織からなり、該集
合組織コロニーが、鋼板の表裏面から少なくとも板厚の
５％以上の範囲にわたって存在していることを特徴とす
る疲労特性の優れた鋼板。（２） 上記成分の鋼板が、重量％でさらに、Ｎｉ，Ｃ
ｒ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｗ，Ｃｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｔ
ａ，Ｈｆ，希土類元素，Ｙ，Ｃａ，Ｍｇ，Ｔｅ，Ｓｅ，
Ｂの１種以上を合計４．５％以下含有することを特徴と
する前記（１）記載の疲労特性の優れた鋼板。
決するために、以下の構成を要旨とする。 （１） 重量％で、 Ｃ ：０．２０％以下、 Ｓｉ：０．０１〜１．０％、 Ｍｎ：０．３〜２．０％、 Ａｌ：０．００１〜０．２０％、 Ｎ ：０．０２０％以下 を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼板が
フェライト組織を有し、かつこの組織の 隣接する結晶粒
同士で結晶方位の等しい粒から構成される集合組織コロ
ニーのアスペクト比（長軸径／短軸径の比）が４以上
で、かつその短軸径が５μｍ以下の組織からなり、該集
合組織コロニーが、鋼板の表裏面から少なくとも板厚の
５％以上の範囲にわたって存在していることを特徴とす
る疲労特性の優れた鋼板。（２） 上記成分の鋼板が、重量％でさらに、Ｎｉ，Ｃ
ｒ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｗ，Ｃｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｔ
ａ，Ｈｆ，希土類元素，Ｙ，Ｃａ，Ｍｇ，Ｔｅ，Ｓｅ，
Ｂの１種以上を合計４．５％以下含有することを特徴と
する前記（１）記載の疲労特性の優れた鋼板。
【００１０】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。
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。
【００１１】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、２相域圧延時の変形抵抗を増して圧延を困難
にするばかりか、溶接部に島状マルテンサイトを析出
し、鋼の靭性を著しく劣化させるので、０．２０％以下
に規制する。
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、２相域圧延時の変形抵抗を増して圧延を困難
にするばかりか、溶接部に島状マルテンサイトを析出
し、鋼の靭性を著しく劣化させるので、０．２０％以下
に規制する。
【００１２】Ｓｉ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。
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。
【００１３】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。
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。
【００１４】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。
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。
【００１５】以上が、本発明が対象とする鋼の基本成分
であるが、母材強度の上昇あるいは、継手靭性の向上の
目的のため、要求される性質に応じて、合金元素を添加
する場合は、変態温度を下げすぎると２相域での変形抵
抗が増し、圧延が困難になるので、合金の添加量として
は、Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｗ，Ｃｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔ
ｉ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｈｆ，希土類元素，Ｙ，Ｃａ，Ｍｇ，
Ｔｅ，Ｓｅ，Ｂを１種類以上添加してよいが、合計で
４．５％以内に規制する。
であるが、母材強度の上昇あるいは、継手靭性の向上の
目的のため、要求される性質に応じて、合金元素を添加
する場合は、変態温度を下げすぎると２相域での変形抵
抗が増し、圧延が困難になるので、合金の添加量として
は、Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｗ，Ｃｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔ
ｉ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｈｆ，希土類元素，Ｙ，Ｃａ，Ｍｇ，
Ｔｅ，Ｓｅ，Ｂを１種類以上添加してよいが、合計で
４．５％以内に規制する。
【００１６】本発明における組織の規定理由を次に示
す。疲労亀裂先端でマイクロクラックを発生しやすくす
るためには、集合組織の発達が有用である。このマイク
ロクラックを発生させるために必要な集合組織を得るた
めに、隣接する結晶粒どうしの方位が等しいコロニーの
長軸径と短軸径の比（アスペクト比）を４以上と規定し
た。
す。疲労亀裂先端でマイクロクラックを発生しやすくす
るためには、集合組織の発達が有用である。このマイク
ロクラックを発生させるために必要な集合組織を得るた
めに、隣接する結晶粒どうしの方位が等しいコロニーの
長軸径と短軸径の比（アスペクト比）を４以上と規定し
た。
【００１７】更に、集合組織を集合組織コロニーの短軸
径を５μｍ以下にしたのは、繰り返し荷重下において塑
性域の小さな低ΔＫ領域でも結晶方位の異なるコロニー
間での塑性異方性から局所変形を生じさせマイクロクラ
ックを容易に発生させるためである。
径を５μｍ以下にしたのは、繰り返し荷重下において塑
性域の小さな低ΔＫ領域でも結晶方位の異なるコロニー
間での塑性異方性から局所変形を生じさせマイクロクラ
ックを容易に発生させるためである。
【００１８】
【作用】発明者らは、従来から注目されているセパレー
ションの発生による疲労強度向上効果に着眼して実験を
種々実施してきた結果、日本造船学会論文集Ｖｏｌ．１
６９，ｐｐ．２５７−２６６に記載されているように、
ΔＫ値の小さい領域でしかセパレーション指数であるＳ
Ｉmax の大きな鋼材でも疲労伝播速度の遅延効果のない
ことを確認した。これは、セパレーションの発生による
疲労速度向上機構が図１に示すように、発生した微小セ
パレーションどうしの間を疲労亀裂が進展する時に生じ
る遅延効果によっているためである。
ションの発生による疲労強度向上効果に着眼して実験を
種々実施してきた結果、日本造船学会論文集Ｖｏｌ．１
６９，ｐｐ．２５７−２６６に記載されているように、
ΔＫ値の小さい領域でしかセパレーション指数であるＳ
Ｉmax の大きな鋼材でも疲労伝播速度の遅延効果のない
ことを確認した。これは、セパレーションの発生による
疲労速度向上機構が図１に示すように、発生した微小セ
パレーションどうしの間を疲労亀裂が進展する時に生じ
る遅延効果によっているためである。
【００１９】そこで、特開平３−４４４４４号公報に記
載されているように、伝播中の脆性亀裂に先だってセメ
ンタイト相からマイクロクラックが発生し亀裂先端の応
力状態を緩和させていることに着眼し、伝播中の疲労亀
裂先端にマイクロクラックを生じせしめる方法について
種々検討を行った。その結果、疲労亀裂先端では、脆性
亀裂先端よりも低いΔＫ値でマイクロクラックを生じさ
せる必要があり、且つ疲労亀裂伝播速度遅延にはマイク
ロクラックの発生頻度も増加させる必要のあることを知
見した。
載されているように、伝播中の脆性亀裂に先だってセメ
ンタイト相からマイクロクラックが発生し亀裂先端の応
力状態を緩和させていることに着眼し、伝播中の疲労亀
裂先端にマイクロクラックを生じせしめる方法について
種々検討を行った。その結果、疲労亀裂先端では、脆性
亀裂先端よりも低いΔＫ値でマイクロクラックを生じさ
せる必要があり、且つ疲労亀裂伝播速度遅延にはマイク
ロクラックの発生頻度も増加させる必要のあることを知
見した。
【００２０】まず、塑性域寸法の小さな低ΔＫ領域でも
マイクロクラックが生成する条件を求めるために、図１
に示すように、テンパーカラー法により現出させた集合
組織コロニーのアスペクト比と疲労試験において微小セ
パレーション発生限界Ｋ値および板厚方向限界破壊応力
の関係を求めた。アスペクト比が４以上では板厚方向限
界破壊応力が低下しマイクロクラックの生成が容易とな
り、塑性域寸法の小さな低ΔＫ領域でもマイクロクラッ
クが生成することを知見した。
マイクロクラックが生成する条件を求めるために、図１
に示すように、テンパーカラー法により現出させた集合
組織コロニーのアスペクト比と疲労試験において微小セ
パレーション発生限界Ｋ値および板厚方向限界破壊応力
の関係を求めた。アスペクト比が４以上では板厚方向限
界破壊応力が低下しマイクロクラックの生成が容易とな
り、塑性域寸法の小さな低ΔＫ領域でもマイクロクラッ
クが生成することを知見した。
【００２１】次に、マイクロクラックの発生頻度を増加
させるために、結晶粒径と集合組織を変化させて実験を
行い、テンパーカラー法により現出させた集合組織コロ
ニーの疲労亀裂進展方向の寸法（短軸径）とマイクロク
ラック発生密度の関係を調査した。その結果、図２に示
すようにマイクロクラック発生密度は、集合組織のコロ
ニー寸法に大きく依存した。
させるために、結晶粒径と集合組織を変化させて実験を
行い、テンパーカラー法により現出させた集合組織コロ
ニーの疲労亀裂進展方向の寸法（短軸径）とマイクロク
ラック発生密度の関係を調査した。その結果、図２に示
すようにマイクロクラック発生密度は、集合組織のコロ
ニー寸法に大きく依存した。
【００２２】集合組織コロニーの短軸径と表面亀裂伝播
試験片での公称繰り返し曲げ応力Δσ＝１６０MPa での
破断回数の関係を図３に示す。集合組織コロニーの短軸
径が１０μｍ以上では破断寿命は変わらず、５μｍ以下
では破断寿命が大幅に向上した。集合組織コロニー短軸
径が１０μｍレベルの場合の２倍以上の破断寿命を確保
するためには、集合組織コロニー短軸径が５μｍ以下で
ある必要を知見した。これらの試験片の破面と組織の関
係を詳細に調査した結果、集合組織の短軸径が５μｍ以
下の組織の試験片では、亀裂先端でのマイクロクラック
の密度が高く実質的に亀裂先端での応力が緩和されてい
ることが示された。また、破面の起伏も短軸径が小さく
なるにつれて顕著となっており、クラッククロージャに
よるΔＫｅｆｆの低下効果も発揮されていることが判明
した。
試験片での公称繰り返し曲げ応力Δσ＝１６０MPa での
破断回数の関係を図３に示す。集合組織コロニーの短軸
径が１０μｍ以上では破断寿命は変わらず、５μｍ以下
では破断寿命が大幅に向上した。集合組織コロニー短軸
径が１０μｍレベルの場合の２倍以上の破断寿命を確保
するためには、集合組織コロニー短軸径が５μｍ以下で
ある必要を知見した。これらの試験片の破面と組織の関
係を詳細に調査した結果、集合組織の短軸径が５μｍ以
下の組織の試験片では、亀裂先端でのマイクロクラック
の密度が高く実質的に亀裂先端での応力が緩和されてい
ることが示された。また、破面の起伏も短軸径が小さく
なるにつれて顕著となっており、クラッククロージャに
よるΔＫｅｆｆの低下効果も発揮されていることが判明
した。
【００２３】したがって、集合組織の短軸径を小さくし
ていくことにより、従来セパレーション発生鋼材の疲労
亀裂伝播遅延メカニズムとは全く異なった。多数のマイ
クロクラックの発生による亀裂先端での応力低下やクラ
ッククロージャによる疲労亀裂伝播遅延メカニズムによ
り疲労特性を大きく向上できることを知見した。
ていくことにより、従来セパレーション発生鋼材の疲労
亀裂伝播遅延メカニズムとは全く異なった。多数のマイ
クロクラックの発生による亀裂先端での応力低下やクラ
ッククロージャによる疲労亀裂伝播遅延メカニズムによ
り疲労特性を大きく向上できることを知見した。
【００２４】この組織を達成するためには、例えば、昇
温過程中のフェライトにある必要量の加工を与え、且つ
オーステナイト化への逆変態を防止すれば、加工フェラ
イトに導入された転位は回復、再配列を起こし、フェラ
イト等のマトリックス組織の超細粒化が図られ、更にフ
ェライトへ与えた加工により発達させた集合組織はその
まま残留させることにより、本発明の組織が達成できる
ことを知見した。
温過程中のフェライトにある必要量の加工を与え、且つ
オーステナイト化への逆変態を防止すれば、加工フェラ
イトに導入された転位は回復、再配列を起こし、フェラ
イト等のマトリックス組織の超細粒化が図られ、更にフ
ェライトへ与えた加工により発達させた集合組織はその
まま残留させることにより、本発明の組織が達成できる
ことを知見した。
【００２５】また、廻し溶接部等の鋼板付加物の応力集
中部から発生する疲労破壊に注目し、その成長過程を観
察した結果、疲労寿命の８割以上が疲労亀裂の発生およ
び板厚方向へ２mm程度の深さに成長するのに要している
ことが判明した。このことから、板表層の組織改質が重
要であることを知見し、表層改質部の厚みを変化させて
疲労破断寿命を調査した。
中部から発生する疲労破壊に注目し、その成長過程を観
察した結果、疲労寿命の８割以上が疲労亀裂の発生およ
び板厚方向へ２mm程度の深さに成長するのに要している
ことが判明した。このことから、板表層の組織改質が重
要であることを知見し、表層改質部の厚みを変化させて
疲労破断寿命を調査した。
【００２６】その結果図４に示すように、板厚の３０％
が組織改質されていれば板厚全体が改質されている場合
と同等の寿命を示し、工業的に意味のある現行材の２倍
以上の疲労寿命を達成するために必要な表層改質層の厚
みは、板厚の５％以上であることを知見した。
が組織改質されていれば板厚全体が改質されている場合
と同等の寿命を示し、工業的に意味のある現行材の２倍
以上の疲労寿命を達成するために必要な表層改質層の厚
みは、板厚の５％以上であることを知見した。
【００２７】鋼板表層部に本発明の組織を形成せしめる
ためには、例えば、圧延中に鋼板表面を水冷し、Ａｒ1
点以下とすることで一旦フェライト変態させてしまい、
冷却によっても殆ど温度の低下しない板厚中心部の顕熱
を利用して、表層部のフェライト組織を昇温させながら
更に圧延を行い、表層部に集合組織コロニーの短軸径が
５μｍ以下となる改質組織が形成できることを知見し
た。
ためには、例えば、圧延中に鋼板表面を水冷し、Ａｒ1
点以下とすることで一旦フェライト変態させてしまい、
冷却によっても殆ど温度の低下しない板厚中心部の顕熱
を利用して、表層部のフェライト組織を昇温させながら
更に圧延を行い、表層部に集合組織コロニーの短軸径が
５μｍ以下となる改質組織が形成できることを知見し
た。
【００２８】
【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。
よび得られた材質を表２に比較例と共に示す。
【００２９】
【表１】
【００３０】
【表２】
【００３１】
【表３】
【００３２】
【表４】
【００３３】
【表５】
【００３４】本発明例である試験番号１〜１２は表層部
もしくは板厚全体にわたりテンパーカラー法で現出させ
た集合組織のコロニーの短軸径が５μｍ以下、アスペク
ト比が４以上の組織を有しており、その組織の厚みに応
じて疲労強度が向上している。
もしくは板厚全体にわたりテンパーカラー法で現出させ
た集合組織のコロニーの短軸径が５μｍ以下、アスペク
ト比が４以上の組織を有しており、その組織の厚みに応
じて疲労強度が向上している。
【００３５】本発明例の試験番号１〜６，８〜１２およ
び比較例の試験番号１３〜１６，２１，２２，２４は、
粗圧延後に冷却を適用したものであるが、比較例の試験
番号１４，２１，２２は冷却速度が遅かったため、鋼板
全体の温度が低下し、冷却後の圧延が昇温加工とはなら
なかった。また、比較例の試験番号２４は、冷却後経過
時間が長すぎて冷却後の圧延の所要条件を満たすことが
できなかった。そのため、比較例である試験番号１４，
２１，２２，２４の表層部の組織は細粒化せず、集合組
織のアスペクト比は４以上となったものの、短軸径が５
μｍ以下とはならなかった。
び比較例の試験番号１３〜１６，２１，２２，２４は、
粗圧延後に冷却を適用したものであるが、比較例の試験
番号１４，２１，２２は冷却速度が遅かったため、鋼板
全体の温度が低下し、冷却後の圧延が昇温加工とはなら
なかった。また、比較例の試験番号２４は、冷却後経過
時間が長すぎて冷却後の圧延の所要条件を満たすことが
できなかった。そのため、比較例である試験番号１４，
２１，２２，２４の表層部の組織は細粒化せず、集合組
織のアスペクト比は４以上となったものの、短軸径が５
μｍ以下とはならなかった。
【００３６】また、比較例の試験番号１７〜２０，２３
は、いずれも粗圧延後の冷却は実施しておらず、所定の
組織が得られなかった。また、比較例１６は所定の冷却
・圧延を実施しているものの、圧延終了後空冷したた
め、フェライト粒径が３μｍ以下にならず、比較例１５
は圧延後の復熱過程でＡｃ3 以上に復熱したので部分的
に粒成長を生じ、所定の組織が得られなかった。
は、いずれも粗圧延後の冷却は実施しておらず、所定の
組織が得られなかった。また、比較例１６は所定の冷却
・圧延を実施しているものの、圧延終了後空冷したた
め、フェライト粒径が３μｍ以下にならず、比較例１５
は圧延後の復熱過程でＡｃ3 以上に復熱したので部分的
に粒成長を生じ、所定の組織が得られなかった。
【００３７】比較例１３，１４は所定の冷却・圧延を実
施し、表層部の組織は目的の特徴を有しているものの、
その厚みが板厚の５％未満であり、疲労特性の向上は見
られたものの目的レベルである通常圧延材（比較例１
７）の疲労寿命の２倍に達しなかった。
施し、表層部の組織は目的の特徴を有しているものの、
その厚みが板厚の５％未満であり、疲労特性の向上は見
られたものの目的レベルである通常圧延材（比較例１
７）の疲労寿命の２倍に達しなかった。
【００３８】また、比較例１６〜２４の材質も、表２に
示す通り、表面亀裂伝播試験での繰り返し公称応力範囲
が１６０MPa の場合の破断寿命が３×１０6 回に達せ
ず、廻し溶接部の２×１０6 回の疲労強度も１１０MPa
以下であった。
示す通り、表面亀裂伝播試験での繰り返し公称応力範囲
が１６０MPa の場合の破断寿命が３×１０6 回に達せ
ず、廻し溶接部の２×１０6 回の疲労強度も１１０MPa
以下であった。
【００３９】これに対し、本発明例の試験番号１〜１２
の材質は、表２に示す通り、所要の製造条件を満足し、
目標の強度・靭性を満足すると共に、表面亀裂伝播試験
での繰り返し公称応力範囲が１６０MPa の場合の破断寿
命が３×１０6 回以上であり、廻し溶接部の２×１０6
回の疲労強度も１１０MPa 以上となり、従来鋼材に比較
し、大幅に疲労特性が向上した。
の材質は、表２に示す通り、所要の製造条件を満足し、
目標の強度・靭性を満足すると共に、表面亀裂伝播試験
での繰り返し公称応力範囲が１６０MPa の場合の破断寿
命が３×１０6 回以上であり、廻し溶接部の２×１０6
回の疲労強度も１１０MPa 以上となり、従来鋼材に比較
し、大幅に疲労特性が向上した。
【００４０】
【発明の効果】本発明は上記した手段を用いて上記した
作用を利用したので、疲労亀裂進展中の破面にマイクロ
クラックが生じ、その結果、廻し溶接継手やＴ継手のよ
うに鋼板表面から疲労亀裂が発生し、板厚方向に伝播す
る形態の疲労損傷の軽減、防止を可能とするもので、当
業分野はもちろん、関連分野にもたらす効果が大きい。
作用を利用したので、疲労亀裂進展中の破面にマイクロ
クラックが生じ、その結果、廻し溶接継手やＴ継手のよ
うに鋼板表面から疲労亀裂が発生し、板厚方向に伝播す
る形態の疲労損傷の軽減、防止を可能とするもので、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１】（ａ）はテンパーカラー法により求めた集合組
織のコロニーのアスペクト比（長径／短径）と板厚方向
の限界破壊応力の関係、およびマイクロクラックを発生
させるのに必要な限界ΔＫ値との関係を示す図表であ
る。（ｂ）はアスペクト比の模式図である。
織のコロニーのアスペクト比（長径／短径）と板厚方向
の限界破壊応力の関係、およびマイクロクラックを発生
させるのに必要な限界ΔＫ値との関係を示す図表であ
る。（ｂ）はアスペクト比の模式図である。
【図２】テンパーカラー法により現出させた集合組織コ
ロニーの疲労亀裂進展方向の寸法（短軸径）とマイクロ
クラック発生密度の関係を示す図表である。
ロニーの疲労亀裂進展方向の寸法（短軸径）とマイクロ
クラック発生密度の関係を示す図表である。
【図３】テンパーカラー法により現出させた集合組織コ
ロニーの短軸径と表面亀裂伝播試験における公称繰り返
し応力Δσ＝１６０MPa での破断寿命との関係を示す図
表である。
ロニーの短軸径と表面亀裂伝播試験における公称繰り返
し応力Δσ＝１６０MPa での破断寿命との関係を示す図
表である。
【図４】板厚に対する表層組織改質部の厚みの比と、表
面亀裂伝播試験における公称繰り返し曲げ応力Δσ＝１
６０MPa での破断寿命との関係を示す図表である。
面亀裂伝播試験における公称繰り返し曲げ応力Δσ＝１
６０MPa での破断寿命との関係を示す図表である。
───────────────────────────────────────────────────── 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 (56)参考文献 特開 昭63−20414（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−235534（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−148541（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−148540（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−148542（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−202444（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60 C21D 8/00 - 8/10
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．２０％以下、 Ｓｉ：０．０１〜１．０％、 Ｍｎ：０．３〜２．０％、 Ａｌ：０．００１〜０．２０％、 Ｎ ：０．０２０％以下 を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼板が
フェライト組織を有し、かつこの組織の 隣接する結晶粒
同士で結晶方位の等しい粒から構成される集合組織コロ
ニーのアスペクト比（長軸径／短軸径の比）が４以上
で、かつその短軸径が５μｍ以下の組織からなり、該集
合組織コロニーが、鋼板の表裏面から少なくとも板厚の
５％以上の範囲にわたって存在していることを特徴とす
る疲労特性の優れた鋼板。 - 【請求項２】 上記成分の鋼板が、重量％でさらに、Ｎ
ｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｗ，Ｃｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｚ
ｒ，Ｔａ，Ｈｆ，希土類元素，Ｙ，Ｃａ，Ｍｇ，Ｔｅ，
Ｓｅ，Ｂの１種以上を合計４．５％以下含有することを
特徴とする請求項１記載の疲労特性の優れた鋼板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP06849792A JP3348731B2 (ja) | 1992-03-26 | 1992-03-26 | 疲労特性の優れた鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP06849792A JP3348731B2 (ja) | 1992-03-26 | 1992-03-26 | 疲労特性の優れた鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05271856A JPH05271856A (ja) | 1993-10-19 |
| JP3348731B2 true JP3348731B2 (ja) | 2002-11-20 |
Family
ID=13375396
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP06849792A Expired - Fee Related JP3348731B2 (ja) | 1992-03-26 | 1992-03-26 | 疲労特性の優れた鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3348731B2 (ja) |
-
1992
- 1992-03-26 JP JP06849792A patent/JP3348731B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH05271856A (ja) | 1993-10-19 |
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