專利名稱：疲勞裂紋傳播特性優(yōu)良的鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明關(guān)于一種對疲勞特性有要求的建筑、造船、橋梁、施工機械、海洋構(gòu)造物等的焊接構(gòu)造部件所使用的疲勞裂紋傳播特性優(yōu)良的鋼板及其制造方法。
背景技術(shù)：
一般地，以電弧焊、等離子弧焊為代表，使用了激光焊接和電子束焊接等各種各樣的焊接方法的焊接接頭被應(yīng)用于建筑、造船、橋梁、施工機械、海洋構(gòu)造物等的焊接構(gòu)造物。
在這些焊接接頭中，由于施加了由風(fēng)、波、機械振動等產(chǎn)生的反復(fù)載荷，所以提高疲勞強度是極為重要的，一般作為提高疲勞強度的方法采用焊接后處理，使用(1)研磨、(2)TIG(鎢極惰性氣體保護焊)修整、(3)噴丸硬化、(4)錘敲，但是存在以下的問題。
研磨、TIG修整可以形成良好的焊縫形狀，但是兩者都有明顯地作業(yè)效率差的問題；噴丸硬化、錘敲有提高疲勞強度的效果，但是噴丸硬化需要巨型的機械，并且需要有各種的實用程序。
另外，錘敲的反作用大，處理結(jié)果不穩(wěn)定，有時反而使沖壓成形性和疲勞強度下降。另外，由于帶來過大的塑性變形，因此錘敲還有難以使用于薄板的缺點。
并且，研磨和錘敲還有如下問題由于在接頭部實施數(shù)Hz的低頻率的機械加工，所以加工表面的凸凹很嚴(yán)重，在其峰部應(yīng)力集中，當(dāng)對接頭部施加反復(fù)載荷時，就會從該應(yīng)力集中部產(chǎn)生裂紋，因此接頭部整體的疲勞強度下降。
另外，一般由于由焊接產(chǎn)生的熱量輸入，在焊接部會導(dǎo)入殘余應(yīng)力。該殘余應(yīng)力是在焊接部使疲勞強度降低的一個主要原因。所以，作為提高疲勞強度的其他方法，已知一種在焊接接頭部產(chǎn)生壓縮殘余應(yīng)力、或者降低在焊接接頭部產(chǎn)生的拉伸殘余應(yīng)力從而提高疲勞強度的方法。
例如，可通過在焊縫趾部附近進行噴丸硬化處理來賦予壓縮殘余應(yīng)力。在此，噴丸硬化處理是將多個1mm弱的鋼球打在成為疲勞裂紋發(fā)生的起點的部位、賦予壓縮殘余應(yīng)力的方法。并且，還已知一種可以通過焊接金屬的加熱再熔融來改善焊縫趾部形狀或者減輕拉伸殘余應(yīng)力的方法。
但是，這樣的噴丸硬化處理需要鋼球，有時會有鋼球的后處理或者成本的問題。并且，也有疲勞強度提高的量不均勻的問題。
如上所述，對焊接接頭采用利用焊接后處理來提高疲勞強度的技術(shù)是有困難的，即使可以采用，疲勞強度提高范圍也停留在低水平上。所以，迫切地希望一種不需要焊接后處理，直接用焊接來達到提高焊接接頭的疲勞強度的技術(shù)。
從這種觀點出發(fā)，提出了幾種為了直接用焊接來提高焊接接頭的疲勞強度，抑制疲勞裂紋的傳播的鋼板。
例如，在1998年日本材料學(xué)會第24屆疲勞討論會演講論文集《表層超細晶鋼板的疲勞特性》(p157-162)中，公開了通過在一般造船用鋼材的升溫過程中加工鐵素體而希望在表層形成超細晶組織的所謂的SUF鋼，有使疲勞裂紋的傳播速度降低的效果。但是只用鐵素體的晶粒細化來使傳播速度顯著降低是困難的，進而由于在表層形成的超細晶組織會因焊接熱影響而大部分都消失，所以不能充分地達到焊接接頭的疲勞強度的提高。
另外，在日本特開平06-271985號公報、特開平07-090478號公報、特開平08-073980號公報、特開平10-168542號公報、特開平11-001742號公報、特開2002-047531號公報以及特開2003-003229號公報中，公開了一種若形成為在軟質(zhì)的鐵素體母相中以硬質(zhì)的珠光體、貝氏體、馬氏體為第二相混入而成的混合組織，則硬質(zhì)第二相成為裂紋發(fā)展的障礙，能夠降低疲勞裂紋的傳播速度的鋼板。但是，在這種技術(shù)中，不能適當(dāng)?shù)乜刂谱鳛橛糜谘泳徚鸭y發(fā)展的重要因素的馬氏體的面積率、縱橫尺寸比(長軸/短軸)、硬度、以及鐵素體的硬度、以及兩者的間隔，所以會有疲勞裂紋傳播特性完全沒有提高的情況、提高不充分的情況、或者鋼材的韌性明顯劣化的情況。
例如特開平06-271985號公報中，馬氏體分?jǐn)?shù)不充分，從而得不到充分的疲勞裂紋傳播特性的提高。在特開平07-090478號公報中，當(dāng)馬氏體分?jǐn)?shù)超過30％時則引起韌性明顯地降低，并且，即使將相對于鐵素體的硬質(zhì)第二相的硬度確保在30％以上，若鐵素體的硬度在150以下或者硬質(zhì)第二相的硬度在400以下時，不能得到足夠的疲勞裂紋傳播特性的提高效果。特開平08-073980號公報也同樣，馬氏體分?jǐn)?shù)超過30％，鋼材的韌性被明顯地破壞。
在特開平10-168542號公報、特開平11-001742號公報、特開2002-047531號公報、特開2003-003229號公報中，沒有適當(dāng)?shù)乜刂畦F素體、第二相的硬度、分?jǐn)?shù)、以及它們的間隔，在第二相為硬度低的400以下的貝氏體的情況下，雖然即使分?jǐn)?shù)多也可以抑制韌性劣化，但是傳播抑制效果小。另外，在第二相是硬度高的400以上的馬氏體的情況下，若分?jǐn)?shù)在30％以上則產(chǎn)生明顯的韌性劣化。
另外在特開平08-225882號公報中，公開了一種設(shè)定為鐵素體和貝氏體的二相組織，并且將鐵素體相部分的比例、鐵素體的硬度、以及鐵素體和貝氏體的相邊界數(shù)等規(guī)定在特定范圍內(nèi)，由此能夠降低疲勞裂紋發(fā)展速度的鋼板。但是，用貝氏體的硬度程度來提高疲勞裂紋傳播特性的效果不充分，鐵素體的硬度在150以下同樣效果小。
另外，在特開平07-242992號公報、特開平08-199286號公報以及特開平09-095754號公報中，和上述所舉的思想不同，公開了一種以硬質(zhì)相為母相，以軟質(zhì)相為第二相并且使之分散，由此降低疲勞裂紋傳播速度的鋼板。這種鋼板的目的是通過用軟質(zhì)相吸收裂紋發(fā)展所必需的塑型變形能，來促進裂紋閉合動作，從而抑制裂紋發(fā)展，但是在存在有焊接拉伸殘余應(yīng)力的焊接接頭中，裂紋容易開口，所以只利用裂紋閉合效果，不能得到充分的疲勞裂紋傳播特性的提高效果。
并且，在特開平08-199286號公報以及特開平09-095254號公報中公開了一種通過確?；謴?fù)或者再結(jié)晶鐵素體分?jǐn)?shù)，進而使特定的結(jié)構(gòu)(集合組織)擴展，從而能夠降低疲勞裂紋傳播速度的鋼板。這是想要通過特定的結(jié)構(gòu)來抑制裂紋發(fā)展時的裂紋前端的塑性變形的鋼板，但是僅靠沒有規(guī)定第二相組織的鐵素體的結(jié)構(gòu)，是得不到足夠的疲勞裂紋傳播特性的，并且，僅能在超低ΔK區(qū)域抑制裂紋前端的塑性變形，所以適用范圍明顯狹窄。
如上所述，在以往技術(shù)中，還不能得到用于顯著地抑制裂紋發(fā)展的適當(dāng)?shù)慕M織控制，從而迫切地希望開發(fā)一種可以穩(wěn)定地降低疲勞裂紋傳播速度的鋼板，進而能夠有助于焊接接頭的疲勞壽命提高的鋼板。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的課題是，提供一種解決了上述以往技術(shù)的問題核心的，建筑、造船、橋梁、施工機械、海洋構(gòu)造物等的焊接構(gòu)造部件所使用的、疲勞裂紋傳播特性優(yōu)良的鋼板及其制造方法。具體地就是，提供一種在應(yīng)力比0.1的應(yīng)力強度因子范圍ΔK在 時的疲勞裂紋傳播速度da/dN在10-8m/cycle以下，從而在應(yīng)力比0.1的熱量輸入量為10～30kJ/min的焊接接頭軸向力疲勞試驗時的疲勞壽命滿足以往鋼的2倍的鋼材及其制造方法。
本發(fā)明是為了解決上述課題而認(rèn)真研究后發(fā)明的，其要點如下。
(1)一種疲勞裂紋傳播特性優(yōu)良的鋼板，其特征在于，以質(zhì)量百分比計含有C0.03～0.2％，Si0.01～1.6％，Mn0.5～2％，P0.02％以下，S0.02％以下，Al0.001～0.1％，N0.001～0.008％，剩余部分由Fe以及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成；母材的微觀組織是以維氏硬度在150以上的鐵素體為母相，以維氏硬度在400～900、面積率在5～30％、縱橫尺寸比(長軸/短軸)在3以上的扁平的馬氏體為第二相的層狀組織，并且鐵素體和馬氏體的板厚方向的平均層間隔在3～50μm之間；應(yīng)力比0.1的應(yīng)力強度因子范圍ΔK為 時的疲勞裂紋傳播速度da/dN在10-8m/cycle以下。
(2)如上述(1)所述的疲勞裂紋傳播特性優(yōu)良的鋼板，其特征在于，以質(zhì)量百分比計還含有Cu0.1～2.5％，Ni0.1～5％，Cr0.01～1.5％，Mo0.01～1.5％，W0.01～1.5％，Ti0.001～0.05％，Nb0.005～0.2％，Zr0.005～0.2％，V0.005～0.2％，B0.0002～0.005％中的一種或者兩種以上。
(3)如上述(1)或(2)所述的疲勞裂紋傳播特性優(yōu)良的鋼板，其特征在于，以質(zhì)量百分比計還含有Mg0.0005～0.01％，Ca0.0005～0.01％，REM0.005～0.05％中的一種或者兩種以上。
(4)一種疲勞裂紋傳播特性良好的鋼板的制造方法，該疲勞裂紋傳播特性良好的鋼板，母材的微觀組織是以維氏硬度在150以上的鐵素體為母相，以維氏硬度在400～900、面積率在5～30％、縱橫尺寸比(長軸/短軸)在3以上的扁平的馬氏體為第二相的層狀組織，并且鐵素體和馬氏體的板厚方向的平均層間隔在3～50μm之間，在應(yīng)力比0.1的應(yīng)力強度因子范圍ΔK為 時的疲勞裂紋傳播速度da/dN在10-8m/cycle以下；其特征在于，將含有(1)～(3)中任一項所述的成分的鋼坯，加熱到Ac3相變點～1350℃的溫度，然后在Ar3相變點～1250℃的奧氏體單相域以10～80％的累積壓下率進行軋制，然后在軋制開始溫度為Ar3相變點以下、軋制完成溫度為600℃以上的奧氏體-鐵素體的二相域，進行累積壓下率在40～90％的精軋。
(5)如上述(4)所述的疲勞裂紋傳播特性優(yōu)良的鋼板的制造方法，其特征在于，上述精軋后以5～80℃/s的冷卻速度加速冷卻到20～400℃。
(6)如上述(4)或(5)所述的疲勞裂紋傳播特性優(yōu)良的鋼板的制造方法，其特征在于，進而在300～500℃的溫度范圍內(nèi)進行回火。


圖1是表示疲勞裂紋傳播試驗所使用的試件的圖。
圖2是表示焊接接頭疲勞試驗所使用的試件的圖。
具體實施例方式
一般來說，疲勞裂紋傳播速度不依賴于鋼材的組織和強度，這是公知的。但是，本發(fā)明者們經(jīng)過反復(fù)認(rèn)真的研究之后，發(fā)現(xiàn)通過將鐵素體作為母相，將馬氏體作為第二相并層狀分散，進而適當(dāng)?shù)乜刂朴捕?、面積率、縱橫尺寸比(長軸/短軸)、各相的板厚方向的層間隔，能夠比以往顯著地降低疲勞裂紋傳播速度。
疲勞裂紋傳播速度降低的機理，是由在鋼板軋制冷卻中發(fā)生馬氏體相變時所產(chǎn)生的馬氏體周圍的內(nèi)部應(yīng)力的變化引起的，對于裂紋發(fā)展具有減低驅(qū)動力的效果。由于該效果，在馬氏體正上方裂紋停滯，并且不容易在馬氏體的內(nèi)部發(fā)展，從而裂紋沿著馬氏體的界面迂回或者分岔。這樣的由裂紋停滯引起的延遲、裂紋迂回·分岔引起的傳播距離的增大、以及伴隨著裂紋迂回·分岔產(chǎn)生的顯著的裂紋閉合動作的出現(xiàn)，可以使疲勞裂紋傳播速度的大幅度降低變?yōu)榭赡堋?br> 以下敘述微觀組織的限定范圍的原因。
在影響疲勞裂紋傳播速度的因素中影響最大的是馬氏體面積率，在5％以上則傳播速度急劇下降。這是因為，由于馬氏體分?jǐn)?shù)增加從而裂紋發(fā)展的障礙增加的緣故。但是若超過30％則韌性明顯地劣化，所以范圍設(shè)定在5～30％。
為了提高內(nèi)部應(yīng)力，以更有效地降低裂紋發(fā)展的驅(qū)動力，必須降低馬氏體相變開始溫度。這是因為，當(dāng)在低溫發(fā)生馬氏體相變時，成為相變限制的鐵素體硬，因而由于反作用力的作用內(nèi)部應(yīng)力增大。
熱軋時的奧氏體中的碳濃縮的量越多，馬氏體相變開始溫度越低。并且，碳濃縮的量越多馬氏體的硬度越大，所以，為了將馬氏體相變開始溫度設(shè)定在400℃以下，必須將馬氏體的硬度設(shè)定在400以上。
之所以必須將馬氏體相變開始溫度設(shè)定在400℃以下，是因為若超過400℃則由于相變后的熱收縮，內(nèi)部應(yīng)力就會被緩和，從而疲勞裂紋傳播速度延緩效果就會變小的緣故。另外，若馬氏體的硬度超過900，則難以確保馬氏體分?jǐn)?shù)在5％以上，并且有可能以馬氏體為起點引起脆性斷裂，所以馬氏體的硬度設(shè)定為400～900Hv。
并且，如上所述，鐵素體越硬，越成為馬氏體相變時的限制，從而反作用力越大，內(nèi)部應(yīng)力變得越高，所以將鐵素體的硬度設(shè)為150Hv以上。
馬氏體的縱橫尺寸比越大，遇到成為裂紋發(fā)展障礙的馬氏體的頻率就增加，并且迂回·分岔距離就會增大，所以對于降低疲勞裂紋傳播速度而言是有效的。若縱橫尺寸比小于3，則裂紋即使遇到馬氏體，迂回·分岔距離也小，所以提高裂紋傳播特性的效果小。所以，馬氏體的縱橫尺寸比(長軸/短軸)設(shè)為3以上。
必須使鐵素體相和馬氏體相分散成層狀，若其層間隔小于3μm則馬氏體相變時導(dǎo)入的內(nèi)部應(yīng)力不能有效地作用，從而難于延遲裂紋發(fā)展。另外若層間隔超過50μm，則裂紋遇到馬氏體的頻率、即裂紋的停滯、迂回分岔效果變小，所以將層間隔的范圍設(shè)為3～50μm。
接下來敘述限定各個合金元素的范圍的原因。并且，以下中％表示質(zhì)量的百分比。
C是本發(fā)明的成分的主要元素之一，是作為控制馬氏體的分?jǐn)?shù)和提高鋼的強度的有效成分而含有的。若不滿0.03％則難于確保馬氏體的分?jǐn)?shù)在5％以上，若超過0.2％則會使母材以及焊接部的韌性和抗焊接裂紋性降低，因此設(shè)定為0.03％～0.2％。
Si除了確保強度以往還是作為脫氧元素的必要的元素，為了得到其效果必須添加0.01％以上，超過1.6％這樣的過剩含有，會形成粗大的氧化物從而導(dǎo)致延展性和韌性降低，所以將其量設(shè)定為0.01～1.6％。
Mn是為了提高強度所必須的元素，若不滿0.5％則不能確保母材強度。另一方面，若超過2％的過剩含有，則由于晶間脆化等會使母材韌性和焊接部的韌性、以及焊接裂紋性等劣化，所以將其量設(shè)定為0.5～2％。
P是影響鋼的韌性的元素，若超過0.02％，則不僅是母材，還明顯地阻礙了HAZ(熱影響區(qū))的韌性，所以盡量越小越好，上限為0.02％。
S和P一樣，越低越好，若超過0.02％，則顯著地析出MnS，不僅阻礙母材的HAZ韌性，而且板厚方向的延展性也降低，所以上限為0.02％。
Al是對于脫氧、奧氏體晶粒直徑的晶粒細化等有效的元素，為了發(fā)揮其效果，必須含有0.001％以上。另一方面，若超過0.1％的過剩含有，則會形成粗大的氧化物使延展性極大地劣化，所以將其量設(shè)為0.001～0.1％。
N由于與Al、Ti化合而有效地對奧氏體晶粒細化起作用，所以只要微量就會有助于機械性質(zhì)的提高。另外，工業(yè)上不可能完全除去鋼中的N，若要減低到必要以上則會給制造工程帶來過大的負擔(dān)，這是不理想的。所以作為工業(yè)上可以控制并且給制造工程帶來的負擔(dān)能夠容許的范圍，其下限是0.001％。若過剩地含有則固溶N增加，應(yīng)變時效特性劣化，所以上限設(shè)定為0.008％。
以上是本發(fā)明的基本成分的限定原因，但在本發(fā)明中，為了強度·韌性的調(diào)整，可以根據(jù)需要含有Cu、Ni、Cr、Mo、W、Ti、Nb、Zr、V、B中的一種或者兩種以上。以下敘述各個元素成分限定理由。
Cu是不使韌性降低地使強度提高的有效的元素，若不滿0.1％則沒有效果，若超過2.5％則在鋼坯加熱時或焊接時容易產(chǎn)生裂紋。所以將其量設(shè)定為0.1～2.5％。
Ni是對于韌性和強度的改善有效的元素，為了得到效果，必須添加0.1％以上，超過5％的過剩添加，不僅效果飽和，而且有可能產(chǎn)生HAZ韌性和焊接性的劣化，另外由于Ni是高價的元素所以也要考慮到經(jīng)濟性，從而將其量設(shè)定為0.1～5％。
Cr，為了提高淬硬性來確保強度，必須在0.01％以上。另一方面，若超過1.5％則與Ni同理，是不理想的。所以將其量設(shè)定為0.01～1.5％。
Mo是對于提高淬硬性、提高強度、抗回火脆化、以及抑制再結(jié)晶有效的元素，為了得到其效果，必須添加0.01％以上，但若超過1.5％則韌性以及焊接性劣化。所以將其量設(shè)定為0.01～1.5％。
W是為了提高淬硬性確保強度所必要的元素，作為可以發(fā)揮效果并且不給其他特性帶來不良影響的范圍，將其量設(shè)定為0.01～1.5％。
Ti是通過析出強化而有助于母材強度提高，并且即使在高溫下也能夠通過穩(wěn)定的TiN的形成而對加熱奧氏體晶粒細化有效的元素，為了發(fā)揮效果必須含有0.001％以上。另一方面，若超過0.05％則形成粗大的氧化物而使延展性極大地劣化，所以將其量設(shè)定為0.001～0.05％。
Nb、Zr、V雖然通過析出強化而有助于母材的強度提高，但若不滿0.005％則沒有效果，若是超過0.2％的過剩的添加則延展性和韌性劣化。所以，Nb、Zr、V的量都設(shè)定為0.005～0.2％。
B是通過在奧氏體晶粒邊界以固溶狀態(tài)偏析，用微量就可以提高淬硬性的元素。在偏析于晶粒邊界的狀態(tài)下，對抑制奧氏體的再結(jié)晶也有效。為了對淬硬性、抑制再結(jié)晶發(fā)揮效果，必須添加0.0002％以上，另一方面，超過0.005％的過剩添加，會生成粗大的析出物而使韌性劣化，所以將其量設(shè)定為0.0002～0.005％。
并且，在本發(fā)明中，為了提高延展性、提高接頭韌性，根據(jù)需要可以添加Mg、Ca、REM中的一種或者兩種以上。
Mg、Ca、REM都對抑制硫化物在熱軋中的延伸、提高延展性有效。對于使氧化物細化來提高接頭韌性也有效地發(fā)揮作用。用于發(fā)揮其效果的下限的含有量是Mg為0.0005％、Ca為0.0005％、REM為0.005％。另一方面，若過剩地含有則產(chǎn)生硫化物和氧化物的粗大化，導(dǎo)致延展性、韌性的劣化，所以將上限的含有量設(shè)定為Mg為0.01％、Ca為0.01％、REM為0.05％。
以上是作為本發(fā)明的基本要素的微觀組織和化學(xué)成分的限定理由。除此之外，還提出了用于滿足本發(fā)明的組織要素的合適的制造方法。但是，關(guān)于本發(fā)明的微觀組織，不論其實現(xiàn)方法如何都可以發(fā)揮效果，從而本發(fā)明技術(shù)方案1～3所述的疲勞裂紋傳播特性優(yōu)良的鋼板的制造方法，并不限定于技術(shù)方案4～6所述的方法。
在熱軋之前，必須將鋼塊100％奧氏體化，為此必須將鋼塊的溫度加熱到Ac3相變點以上。但若加熱超過1350℃，則奧氏體晶粒明顯粗大化，軋制后得不到細晶粒奧氏體，所以加熱溫度的上限是1350℃。
將緊接著的熱軋限定在Ar3相變點～1250℃的溫度區(qū)域，這是因為，通過實施在奧氏體單相域中的軋制，可實現(xiàn)相變溫度的高溫化和相變組織的細化，在二相域軋制中得到細晶粒奧氏體。若累積壓下率不滿10％，則該效果較少，另外若超過80％，則不能確保在接下來的二相域軋制中的壓下。所以上限設(shè)定為80％。在此情況下，最好在奧氏體域?qū)嵤┛刂栖堉?，在二相域軋制之前使奧氏體晶粒進一步細化。
在本發(fā)明中，必須使扁平且硬的馬氏體在硬鐵素體中層狀地分散，所以在Ar3相變點以下的精軋發(fā)揮極其重要的作用，是本發(fā)明中必要的工序。為了提高鐵素體的硬度、提高馬氏體的硬度、扁平化、相變開始溫度的低溫化，需要Ar3點以下的精軋，雖然軋制溫度優(yōu)選較低，但是溫度越低變形阻力越上升，所以軋制載荷上升，軋制變得困難。另外，若不滿600℃，則不能確保馬氏體的分?jǐn)?shù)在5％以上。所以將軋制完成溫度設(shè)定為600℃以上。
若精軋的累積壓下率不滿40％，則鐵素體硬度的提高、馬氏體硬度的提高、扁平化的效果少，并且鐵素體和馬氏體的板厚方向的層間隔增大，所以累積壓下率越大越好。所以將精軋累積壓下率設(shè)為40～90％。
作為二相域軋制后的冷卻方法，為了進行馬氏體相變，必須以5～80℃/s的冷卻速度加速冷卻到20～400℃，冷卻到馬氏體相變開始溫度以下。
之所以將加速冷卻時的冷卻速度限定在5～80℃/s，是因為若不滿5℃/s則加速冷卻時難以進行馬氏體相變，并且不能期待母材的強度、韌性的提高，若超過80℃/s則表面和內(nèi)部的組織或特性產(chǎn)生較大差異，不理想。
另外，根據(jù)鋼板所希望的強度、韌性程度，加速冷卻在20～400℃之間停止。若將加速冷卻的停止溫度設(shè)為不到20℃，則在控制材質(zhì)方面根本沒有效果，只能導(dǎo)致制造成本上升，是沒有意義的。反之若在超過400℃停止加速冷卻，則不僅馬氏體相變變得困難，而且內(nèi)部應(yīng)力緩和，得不到疲勞裂紋傳播特性的提高。
在軋制·冷卻后，根據(jù)需要接著實施的回火處理，是以由恢復(fù)引起的母材組織的韌性提高為目的的，所以加熱溫度必須在不產(chǎn)生逆相變的溫度域Ac1以下。并且，若超過500℃，則內(nèi)部應(yīng)力緩和引起疲勞裂紋傳播特性劣化，所以上限設(shè)為500℃。另外，恢復(fù)是用位錯的消除·合體來減小晶格缺陷密度，為了實現(xiàn)該目的必須加熱到300℃以上，所以下限是300℃。并且利用該回火熱處理生成的回火馬氏體，也作為本發(fā)明的組織要素馬氏體而定義。
實施例以下，利用實施例更具體地敘述本發(fā)明的效果。
在表1中表示實施例所使用的試件鋼的化學(xué)成分。各個試件鋼是在鑄鋼錠后，通過開坯軋制或者連續(xù)鑄造而形成為鋼坯的。表1的鋼號1～20滿足本發(fā)明的化學(xué)組成范圍，鋼號21～25不滿足本發(fā)明的化學(xué)組成范圍。
根據(jù)表2所示的條件將表1的化學(xué)成分的鋼坯制造成鋼板。試驗No.A1～A23是通過與技術(shù)方案4～6相關(guān)的方法來制造的。另外，試驗No.B1～B12不滿足本發(fā)明的制造條件。各自的在室溫下的機械性質(zhì)在表2中表示。
表3表示由上述鋼號1～25、試驗No.A1～A23、B1～B12制造而成的鋼板的微觀組織調(diào)查結(jié)果、疲勞試驗結(jié)果。
表1 (質(zhì)量％)

表2

*1根據(jù)化學(xué)組成的推定值*2由返熱引起的自回火表3

*F鐵素體P珠光體 B貝氏體M馬氏體M (T)回火馬氏體微觀組織是這樣來鑒定的將鋼板的軋制方向的板厚剖面鏡面研磨后，通過硝酸乙醇腐蝕、雷佩勒腐蝕(レペラ腐食)使微觀組織顯現(xiàn)出來，用光學(xué)顯微鏡觀察，并且將生成的相與后述的硬度試驗結(jié)果并用的鑒定。并且，硬度測定是利用顯微維氏硬度計以10g載重來實施的。通過將光學(xué)顯微鏡照片進行圖像解析，從而求出各相的分?jǐn)?shù)、縱橫尺寸比、層間隔。
圖1是表示疲勞裂紋傳播試驗所使用的試件的圖。疲勞裂紋傳播試驗條件如下。
·載重負荷方式3支點彎曲·應(yīng)力比 0.1·環(huán)境室溫大氣中·裂紋長度測定直流電位差法圖2是表示焊接接頭疲勞試驗所使用的試件的圖。焊接是在熱量輸入為18kJ/min下進行二氧化碳氣體保護焊。疲勞試驗條件如下。
·載重負荷方式軸向力·應(yīng)力比 0.1·環(huán)境室溫大氣中·試驗應(yīng)力范圍150MPa試驗No.A1～A20都是將本發(fā)明的化學(xué)組成的鋼坯按照本發(fā)明的要素制造而成的鋼材，也滿足組織要素，具有應(yīng)力強度因子范圍ΔK為 時的疲勞裂紋傳播速度da/dN在10-8m/cycle以下，并且焊接接頭疲勞壽命是比較例試驗No.B1的2倍以上這樣的優(yōu)良的疲勞特性。
另一方面，試驗No.A21～23滿足本發(fā)明的制造要素，但是化學(xué)組成在限定范圍之外。雖然試驗No.A21、23成為鐵素體-馬氏體組織，但是由于馬氏體分?jǐn)?shù)小或者層間隔大，所以ΔK=20MPam]]>時的傳播速度在10-8m/cycle以上，因此焊接接頭疲勞壽命是比較例試驗No.B1的2倍以下，與本發(fā)明的鋼相比疲勞特性低。另外試驗No.A22，由于馬氏體分?jǐn)?shù)過剩，所以韌性大幅度地劣化，從而在疲勞試驗中途產(chǎn)生脆性破斷，所以焊接接頭疲勞壽命與本發(fā)明鋼相比明顯地低劣。另外由于層間隔過小，與本發(fā)明的鋼相比傳播特性低劣。
另外，試驗No.B1～B10雖然滿足本發(fā)明的化學(xué)組成的限定范圍，但是制造條件不滿足。試驗No.B1、B6、B7、B8、B10，第二相不是馬氏體，馬氏體以外的成分難以成為裂紋發(fā)展的有效障礙，所以與本發(fā)明鋼相比疲勞裂紋傳播特性劣化，焊接接頭疲勞壽命也沒有提高。
試驗No.B2、B3，雖然第二相是馬氏體，但是鐵素體硬度小，從而內(nèi)部應(yīng)力沒有變高，并且縱橫尺寸比小或者層間隔大，所以裂紋發(fā)展時遇到馬氏體的頻率少，沒有形成有效的障礙，因此與本發(fā)明鋼相比，疲勞裂紋傳播特性劣化，焊接接頭疲勞壽命也沒有提高。
試驗No.B4，回火溫度高，從而內(nèi)部應(yīng)力被緩和，所以沒有形成裂紋發(fā)展的障礙，與本發(fā)明鋼相比疲勞特性劣化。試驗No.B5精軋開始溫度、加熱冷卻開始溫度高，從而第二相的大部分成為貝氏體，所以沒有形成裂紋發(fā)展的障礙，與本發(fā)明鋼相比疲勞特性低劣。試驗No.B9，雖然第二相是馬氏體，但是精加工累積壓下率小，從而縱橫尺寸比極小，所以裂紋發(fā)展時遇到馬氏體的頻率少，沒有形成有效的障礙，因此與本發(fā)明鋼相比疲勞特性低劣。
進而，對于試驗No.B11～B12，化學(xué)組成、制造方法都不滿足本發(fā)明的限定范圍，所以與本發(fā)明鋼相比疲勞特性明顯地劣化。
工業(yè)上的可利用性根據(jù)本發(fā)明，可以提供一種建筑、造船、橋梁、施工機械、海洋構(gòu)造物等焊接構(gòu)造部件所使用的疲勞裂紋傳播特性優(yōu)良的鋼板及其制造方法。
具體地是，在應(yīng)力比0.1的應(yīng)力強度因子范圍ΔK是 時的疲勞裂紋傳播速度da/dN在10-8m/cycle以下，從而可以使焊接接頭疲勞壽命提高到以往的2倍以上，可以提高相對于焊接鋼構(gòu)造物的疲勞破壞的可靠性等，起到在工業(yè)上有用的顯著效果。
權(quán)利要求
1.一種疲勞裂紋傳播特性優(yōu)良的鋼板，其特征在于，以質(zhì)量百分比計含有C0.03～0.2％，Si0.01～1.6％，Mn0.5～2％，P0.02％以下，S0.02％以下，Al0.001～0.1％，N0.001～0.008％，剩余部分由Fe以及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成；母材的微觀組織是以維氏硬度在150以上的鐵素體為母相，以維氏硬度在400～900、面積率在5～30％、縱橫尺寸比(長軸/短軸)在3以上的扁平的馬氏體為第二相的層狀組織，并且鐵素體和馬氏體的板厚方向的平均層間隔為3～50μm；在應(yīng)力比0.1的應(yīng)力強度因子范圍ΔK為20MPa時的疲勞裂紋傳播速度da/dN在10-8m/cycle以下。
2.如權(quán)利要求1所述的疲勞裂紋傳播特性優(yōu)良的鋼板，其特征在于，以質(zhì)量百分比計還含有Cu0.1～2.5％，Ni0.1～5％，Cr0.01～1.5％，Mo0.01～1.5％，W0.01～1.5％，Ti0.001～0.05％，Nb0.005～0.2％，Zr0.005～0.2％，V0.005～0.2％，B0.0002～0.005％中的一種或者兩種以上。
3.如權(quán)利要求1或2所述的疲勞裂紋傳播特性優(yōu)良的鋼板，其特征在于，以質(zhì)量百分比計還含有Mg0.0005～0.01％，Ca0.0005～0.01％，REM0.005～0.05％中的一種或者兩種以上。
4.一種疲勞裂紋傳播特性良好的鋼板的制造方法，該疲勞裂紋傳播特性良好的鋼板，母材的微觀組織是以維氏硬度在150以上的鐵素體為母相，以維氏硬度在400～900、面積率在5～30％、縱橫尺寸比(長軸/短軸)在3以上的扁平的馬氏體為第二相的層狀組織，并且鐵素體和馬氏體的板厚方向的平均層間隔為3～50μm，在應(yīng)力比0.1的應(yīng)力強度因子范圍ΔK為20MPa時的疲勞裂紋傳播速度da/dN在10-8m/cycle以下；其特征在于，將含有權(quán)利要求1～3中任一項所述的成分的鋼坯，加熱到Ac3相變點以上1350℃以下的溫度，然后在Ar3相變點～1250℃的奧氏體單相域以累積壓下率10～80％進行軋制，然后在軋制開始溫度為Ar3相變點以下、軋制完成溫度為600℃以上的奧氏體-鐵素體的二相域，進行累積壓下率為40～90％的精軋。
5.如權(quán)利要求4所述的疲勞裂紋傳播特性優(yōu)良的鋼板的制造方法，其特征在于，上述精軋后，以5～80℃/s的冷卻速度加速冷卻到20～400℃。
6.如權(quán)利要求4或5所述的疲勞裂紋傳播特性優(yōu)良的鋼板的制造方法，其特征在于，進而在300～500℃的溫度范圍內(nèi)進行回火。
全文摘要
提供一種建筑、造船、橋梁、施工機械、海洋構(gòu)造物等的焊接構(gòu)造物所使用的疲勞裂紋傳播特性優(yōu)良的鋼板及其制造方法。該疲勞裂紋傳播特性優(yōu)良的鋼板，其特征在于，以質(zhì)量百分比計含有C0.03～0.2％、Si0.01～1.6％、Mn0.5～2％、P0.02％以下、S0.02％以下、Al0.001～0.1％、N0.001～0.008％，其余由Fe以及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，母材的微觀組織是以維氏硬度在150以上的鐵素體為母相，以維氏硬度在400～900、面積率在5～30％、縱橫尺寸比(長軸/短軸)在3以上的扁平的馬氏體為第二相的層狀組織，并且鐵素體和馬氏體的板厚方向的平均層間隔在3～50μm之間，在應(yīng)力比0.1的應(yīng)力強度因子范圍ΔK為20MPa
文檔編號C22C38/06GK1946863SQ20058001211
公開日2007年4月11日 申請日期2005年4月7日 優(yōu)先權(quán)日2004年4月8日
發(fā)明者中島清孝, 野瀨哲郎, 石川忠 申請人:新日本制鐵株式會社