Effects of Cyclic Softening on Fatigue Crack Propagation Properties of Steel

Abstract

In this paper, the effect of cyclic softening properties on fatigue crack propagation behavior was investigated. Ferrite and ferrite-pearlite steels with different cyclic softening properties were produced by cold rolling process. The cold-rolled steels showed cyclic softening, and the cyclic softening rate increased as the cold reduction rate increased. As a result of fatigue crack propagation tests using CT specimens, the fatigue crack growth rate decreased with increasing the cold reduction rate. The crack growth rate and the cyclic softening rate showed a good correlation regardless of the microstructure. The cold-rolled steels showed crack closure/opening behavior, and the crack opening load increased with increasing cold reduction rate. In addition, the difference in fatigue crack propagation rates of cold-rolled steels was explained by effective stress intensity factor range. From these results, the decrease of fatigue crack growth by cold rolling was considered to be mainly due to the suppression of crack opening by cyclic softening near the fatigue crack tip.

1. 緒言

橋梁や船舶などの溶接鋼構造物において，安全性向上や長寿命化，ライフサイクルコストの削減を実現するには，溶接部からの疲労破壊の予測・防止が重要な課題となっている。一般に疲労破壊は，疲労亀裂発生およびその後の進展段階に分けて議論される。疲労亀裂は，局所的な塑性変形の累積によって発生するため，亀裂発生では局所的なひずみによる疲労損傷に基づいた評価・予測^1–5)などが検討されている。一方，疲労亀裂進展の予測では，応力拡大係数範囲ΔKを亀裂進展駆動力としたParis則⁶⁾が広く採用されている。また，実構造のように変動荷重や過大荷重が作用する環境下では，亀裂開閉口などに起因する疲労亀裂進展速度の遅延現象が生じる^6–11)ため，亀裂開閉口を考慮した有効応力拡大係数範囲ΔK_effを亀裂進展駆動力としたParis-Elber則(修正Paris則)¹²⁾が用いられることも多い。

溶接鋼構造物において疲労破壊の起点となる溶接止端部は，高い応力集中が生じることに加え，その周辺には溶接による引張残留応力が存在するため，疲労亀裂は比較的早期に発生し，疲労亀裂進展が支配的となる場合が多い。したがって，鋼板特性により疲労亀裂の進展を抑制することができれば，構造物としての疲労寿命延長に有効であると考えられる。従来，鋼材の疲労亀裂進展速度へのミクロ組織や機械的特性の影響は小さいとされてきた¹³⁾が，近年の厚鋼板製造技術の発展に伴い高度な鋼材組織の造り込みが可能となったことで，疲労亀裂進展を抑制した耐疲労鋼材が検討，開発されている。耐疲労鋼材の設計思想としては，鋼材組織を軟質組織のフェライトに硬質組織としてパーライト^14–16)やベイナイト^17–19)，マルテンサイト^20–22)を分散させた複合組織，または特定の結晶方位を集積させた集合組織^23–25)とし，疲労亀裂を組織や結晶粒の境界で屈曲・分岐させ，亀裂進展駆動力を低減することが主流となっている。一方，Kondaら^17,18)やYamashitaら¹⁹⁾は，複合組織や集合組織だけでなく，硬質組織のベイナイトが繰返し載荷に伴って軟化(以降，繰返し軟化と称す)することで疲労亀裂先端のひずみが低下し，疲労亀裂進展が遅延する可能性を示している。さらに，Katsutaら²⁶⁾は，疲労亀裂先端のRPG荷重を計測し，繰返し軟化するフェライト-ベイナイト鋼で疲労亀裂進展の駆動力が低下したことを報告している。一方，これらはフェライト-ベイナイトの複合組織で行われた検討であるため，疲労亀裂の屈曲・分岐などの影響が重畳しており，繰返し軟化の効果を分離・抽出できていない。また，Osawaら²⁷⁾は，繰返し軟化を考慮したFEMにて繰返し軟化が亀裂開口荷重を上昇(ΔK_effを減少)させることを数値解析的に示しているが繰返し軟化率が1水準のみに限定される。さらに，一般の構造用圧延鋼材や溶接構造用圧延鋼でも，巨視的弾性となる一定両振り振幅の繰返し応力に対して，繰返し軟化することが報告^28–30)されているものの，繰返し軟化特性が疲労亀裂進展特性に及ぼす影響に関する体系的な研究例は見当たらない。

そこで，本研究では，繰返し軟化が疲労亀裂進展速度に及ぼす影響を明らかにすることを目的として，冷間圧延により同一組織分率で繰返し軟化特性の異なる厚鋼板を作製し，疲労亀裂進展特性および亀裂開閉口挙動に及ぼす繰返し軟化率の影響を評価した。

2. 試験方法

供試鋼の化学成分をTable 1に示す。フェライト単一組織またはフェライト-パーライト組織とするため，C量は0.002，0.15，0.3 mass%の3水準とした。上記成分の150kg鋼塊を真空溶解にて溶製後，Table 2に示す処理によって供試鋼を作成した。具体的には，1000°Cで熱間圧延した後，室温にて冷間圧延し，板厚20 mmの鋼板とした。冷間圧延率R_Cは，0，10，20，30%の4水準とした。

Table 1. Chemical compositions (mass %).

Mark	C	Si	Mn	P	S
C00	0.002	0.34	1.18	<0.010	0.002
C15	0.15	0.38	1.24	<0.010	0.001
C30	0.30	0.40	1.22	<0.010	0.002

Table 2. Rolling conditions.

CR rate RC	Hot rolling			Cold rolling
	Temp.	Cooling	Thickness	Temp.	Thickness
0%	1000°C	Air	20 mm	R.T.	20 mm
10%			22.2 mm
20%			25 mm
30%			28.6 mm

供試鋼の引張特性は，t/2(tは板厚)から引張方向が圧延方向となるよう採取したJIS Z 2241³¹⁾の14A号試験片(φ8 mm，評点間距離50 mm)により評価した。試験条件は同JIZに準拠した。繰返し軟化特性の評価では，インクリメンタルステップ試験を採用した。試験片には，Fig.1に示す丸棒試験片(φ8 mm，平行部長さ15 mm)を用い，採取位置は供試鋼のt/2，負荷方向は圧延方向とした。試験では，荷重容量100 kN油圧サーボ式疲労試験機を用いて，ひずみ制御(ゲージ長:12.5 mm)によりFig.2に示すひずみ漸増漸減波形(最大ひずみ振幅1.2%，ひずみ増分0.1%，応力比R=-1)を20ブロック負荷し，ひずみ振幅漸増時の各ひずみ振幅での最大応力(Fig.2中の赤点)を計測した。本研究では，第1ブロック目のひずみ1.2%に対応する応力σ₁と第20ブロック目のひずみ1.2%に対応する応力σ₂₀の比率(σ₁-σ₂₀)/σ₁を繰返し軟化率R_Sと定義した。

Fig. 1.

Configuration of round bar specimen.

Fig. 2.

Strain waveform for incremental step test. (Online version in color.)

疲労亀裂進展試験には，供試鋼のt/2(tは板厚)から疲労亀裂進展方向が板幅方向となるよう採取したCT試験片(W=50 mm，板厚12 mm)を使用した。試験片形状をFig.3に示す。そして，上記と同様の疲労試験機を用い，室温，大気中，荷重一定，応力比R=0.1，試験速度15 Hzの条件で疲労亀裂を発生・進展させ，疲労亀裂進展速度da/dNと応力拡大係数範囲ΔKの関係を評価した。亀裂長さの計測方法は，CT試験片背面に貼付したひずみゲージ(ゲージ長2 mm)による除荷弾性コンプライアンス法とした。なお，コンプライアンスの算出区間は，応力範囲の40-80%とした。試験荷重は，機械切欠き長さを亀裂長さとして算出した応力拡大係数範囲ΔKが12 MPa・m^1/2となるよう決定した。一部試験体では，疲労亀裂進展試験を途中止めし，疲労亀裂周辺の硬度分布をナノインデンターにて計測した。測定面はCT試験片の板厚中央断面とし，圧子形状:Berkovich，押込荷重:1500 µNの条件で測定した。

Fig. 3.

Configuration of CT specimen.

3. 実験結果および考察

3・1　供試鋼のミクロ組織および引張特性

鋼板圧延方向に対して平行な板厚断面のミクロ組織をFig.4に示す。なお，供試鋼のマークは，“成分”-“冷間圧延率R_C”で表記した。C00はフェライト単一組織，C15，C30はフェライト-パーライト組織を呈した。パーライト分率はC15が30~35%，C30が50~55%であった。また，R_C=30%のフェライト粒は，圧延方向にやや延伸したが，結晶粒径に顕著な差は認められなかった。

Fig. 4.

Microstructures of test steels.

各鋼種の応力-ひずみ曲線をFig.5，そこから得られた引張特性をTable 3に示す。C量に依らずR_C=0%では降伏点を示したが，R_C=10~30%では降伏点が消失し，ラウンドハウス型の曲線となった。また，R_Cが高いほど，0.2%耐力σ_YS，引張強さσ_T，降伏比YRが上昇した。

Fig. 5.

Stress-strain curves of test steels. (Online version in color.)

Table 3. Mechanical properties.

CR rate RC	C00					C15					C30
	σYS MPa	σT MPa	YR %	EL %	σYC MPa	σYS MPa	σT MPa	YR %	EL %	σYC MPa	σYS MPa	σT MPa	YR %	EL %	σYC MPa
0%	257	357	72.0	44	290	351	488	71.9	37.4	341	385	606	63.6	31.6	379
10%	390	399	97.7	22.3	305	489	521	93.9	22.9	358	552	636	86.8	23.4	391
20%	471	471	100	17.9	301	557	585	95.2	16.5	313	632	712	88.8	18.2	420
30%	489	494	99.0	18.0	317	589	620	95.0	14.8	309	665	752	88.4	16.4	449

3・2　繰返し軟化挙動

C00-0%~30%のインクリメンタルステップ試験結果をFig.6に示す。冷間圧延を施していないC00-0%は，負荷ブロック数の増加に伴い応力が上昇し，硬化挙動を示した。一方，冷間圧延を施したC00-10%~30%は，顕著な繰返し軟化挙動を示した。特に2ブロック目での軟化が著しく，5~10ブロック目で応力-ひずみ関係は安定した。C15，C30を含めた繰返し軟化後(20ブロック目)の0.2%耐力σ_YCをTable 3に併記するが，繰返し負荷により冷間圧延材のσ_YCは大幅に減少した。応力の変化は，ひずみ0.3%前後が最も大きいが，疲労亀裂近傍には，大きな塑性変形が作用するため，ここでは本試験での最大ひずみである1.2%時の応力に着目し，1ブロック目と20ブロック目のひずみ1.2%に対応する応力の比率(σ₁-σ₂₀)/σ₁を繰返し軟化率R_Sと定義した。冷間圧延率と繰返し軟化率の関係をFig.7に示す。R_Sは，冷間圧延により上昇し，R_C=20~30%で約15%に収斂した。また，C15，C30の結果も同図に併記するが，C00と同様の傾向を示した。ただし，R_C=20~30%でのR_Sは，C15が約13%，C30が約10%とC量が多いほど低下した。すなわち，冷間圧延後の繰返し軟化挙動は主にフェライトに起因して生じており，C量の増加に伴うフェライト分率の減少によりR_Sが低下したと考えられるが，繰返し軟化のメカニズムについては別途検討が必要である。

Fig. 6.

Results of incremental step tests of C00 steels. (Online version in color.)

Fig. 7.

Effect of cold reduction rate on cyclic sftening rate. (Online version in color.)

3・3　疲労亀裂進展特性

C00-0%~30%の疲労亀裂進展試験結果をFig.8に示す。疲労亀裂進展速度da/dNは，C00-0%が最も速く，冷間圧延率R_Cが大きいほど低下した。また，同図にJSSCの疲労設計指針³²⁾における最安全設計または平均設計の線図を併記した。高ΔK域では平均設計線図と最安全設計線図の範囲に試験結果がプロットされたが，低ΔK域での試験結果は平均設計線図を大きく下回った。JSSCの設計線図は，亀裂閉口しない全開口状態を前提としていることから，本試験材では低ΔK域において亀裂閉口が生じていることが示唆された。Fig.9にC15，C30の疲労亀裂進展試験結果を示すが，C00と同様に冷間圧延を施すことでda/dNは低下した。ΔK=15 MPa・m^1/2におけるda/dNとR_Cの関係およびda/dNとR_Sの関係をFig.10にそれぞれ示す。前述したようにda/dNはR_Cの増加とともに減少し，C00ではR_C=0%に対して最大50%低下した。また，このda/dNの変化は，C量(パーライト分率や静的強度)に依らずR_Sと良好な相関を示した。なお，硬質なパーライト組織の影響が認められなかったのは，本試験の疲労亀裂進展方向がパーライトバンドに平行な板幅方向であったことが一因と考えられる。

Fig. 8.

Fatigue crack propagation test reslts of C00 steels. (Online version in color.)

Fig. 9.

da/dN-ΔK curves of C15 and C30 steels. (Online version in color.)

Fig. 10.

Relationship between (a) da/dN and R_C (b) da/dN and R_S. (Online version in color.)

3・4　疲労亀裂先端の軟化域と亀裂開閉口挙動

繰返し軟化を考慮した疲労亀裂先端の弾塑性FEMを行った既往研究²⁷⁾において，繰返し軟化材は通常材と比較して亀裂先端近傍の応力が引張に転ずる荷重レベルが上昇し，開口変位が減少すると報告されている。そこで，まずC00-0%とC00-30%を対象にΔK=15 MPa・m^1/2に相当する疲労亀裂長さにおける板厚中央断面のナノ硬さを測定した。疲労亀裂面直交方向のナノ硬さ分布をFig.11に示す。疲労亀裂から約±30 µmの範囲において，C00-0%は約16%硬化した，一方C00-30%は約13%軟化した。

Fig. 11.

Nanohardness distributions neat the fatigue crack at ΔK=15 MPa·m^1/2 of C00-0% and C00-30%. (Online version in color.)

疲労亀裂先端の塑性域寸法は，さまざまな方法が提案されているが，例えば平面ひずみにおける繰返し塑性域寸法R_Pを計算方法としては，以下の式(1)~(4)などが提案されている^33–36)。

Kobayashiの式³³⁾

  

$$R_{\text{p}}=\frac{2}{5.6\pi }{\left(\frac{\Delta K}{2{\sigma }_{\text{y}}}\right)}^2$$(1)

Shiratoriの式³⁴⁾

  

$$R_{\text{p}}=\frac{\pi }{32}{\left(\frac{\Delta K}{2.82{\sigma }_{\text{y}}}\right)}^2$$(2)

Edmundsの式³⁵⁾

  

$$R_{\text{p}}=\frac{2}{24\pi }{\left(\frac{\Delta K}{{\sigma }_{\text{y}}}\right)}^2$$(3)

Parkらの式³³⁾

  

$$R_{\text{p}}=\frac{\pi }{144}{\left(\frac{\Delta K}{{\sigma }_{\text{y}}}\right)}^2$$(4)

ここで，σ_yは降伏応力である。ΔKに15 MPa・m^1/2，σ_yにインクリメンタルステップ試験から求めた繰返し軟化後の0.2%耐力σ_YCを代入し，算出したR_PをTable 4に示す。各評価式により大きさは異なるが，両鋼種のR_Pは30~70 µm程度であり，ナノ硬さが変化した領域とオーダーが一致した。したがって，冷間圧延を施した鋼材では，疲労亀裂周辺の繰返し塑性変形領域で軟化が生じたものと考えられる。

Table 4. Calculation result of cyclic plastic zone size.

	Rp / μm
	Eq.(1)	Eq.(2)	Eq.(3)	Eq.(4)
C00-0%	75.6	32.9	35.4	58.2
C00-30%	63.5	27.6	29.7	48.8

C00-0%~30%のΔK=15 MPa・m^1/2における開閉口挙動をFig.12に示す。なお，開閉口挙動の評価には，CT試験片背面のひずみゲージによる除荷弾性コンプライアンス法を用いた。いずれのヒステリシスループも亀裂開閉口を示す屈曲が観察された。ヒステリシスループが屈曲する荷重は，冷間圧延率が大きい鋼種ほど高く，冷間圧延による亀裂開口の抑制が確認できた。各測定点で亀裂開口荷重を計測し，亀裂開口荷重と最大荷重から求めた有効応力拡大係数範囲ΔK_effとda/dNの関係をFig.13に示す。da/dN-ΔK線図で見られた冷間圧延率による差は消失し，C00-0%~30%の結果がほぼ同一線上に整理された。同様に，C15，C30におけるda/dNとΔK_effの関係をFig.14に示すが，C00と同じく冷間圧延率に依らず同一線上に整理され，同図に併記したJSSCの平均設計線図と概ね一致した。なお，疲労亀裂閉口の主な要因には，塑性誘起³⁷⁾，破面粗さ誘起³⁸⁾，酸化物誘起³⁹⁾，などがある。C00-0%とC00-30%におけるΔK=15 MPa・m^1/2近傍での疲労亀裂伝播経路をFig.15に示す。疲労亀裂は屈曲や分岐を伴いない進展し，冷間圧延による顕著な違いは認められない。また，本試験は全て大気環境下で実施しているため，酸化物誘起の影響も小さいと考えられる。以上の結果から，冷間圧延材の圧延率R_Cに比例する疲労亀裂進展の遅延は，疲労亀裂先端の繰返し軟化により塑性誘起亀裂閉口が促進されたことが主因と考えられ，これら検討結果は材料の繰返し軟化に伴う疲労亀裂進展速度の遅延効果を数値的に検討したOsawaら²⁷⁾の結果を支持するものである。

Fig. 12.

Crack opening / closure behaviors at ΔK=15 MPa·m^1/2 of C00 steels. (Online version in color.)

Fig. 13.

Relationship between da/dN and ΔK_eff of C00 steels. (Online version in color.)

Fig. 14.

da/dN-ΔK_eff curves of C15 and C30 steels. (Online version in color.)

Fig. 15.

Fatigue crack paths near ΔK=15 MPa·m^1/2 of C00-0% and C00-30%.

4. 結言

本研究では，冷間圧延を施したフェライト鋼，フェライト‐パーライト鋼を対象に，疲労亀裂進展に及ぼす繰返し軟化特性の影響を評価した。得られた知見を以下に示す。

(1)冷間圧延を施したフェライト鋼，フェライト‐パーライト鋼は繰返し軟化し，繰返し軟化率R_Sは冷間圧延率R_Cが大きく，C量が少ないほど大きくなった。

(2)疲労亀裂進展速度は，R_Sと良好な相関を示した。C量による影響は認められないことから，疲労亀裂進展に静的強度やパーライトの影響は小さく，繰返し軟化挙動が支配的な影響を有していると考えられる。

(3)フェライト鋼のR_C=30%材は，疲労亀裂周辺でナノ硬さが減少しており，繰返し軟化が生じたことを確認した。

(4)冷間圧延材は，顕著な亀裂開閉口挙動を示し，亀裂開口荷重はR_Cが大きいほど上昇した。

(5)亀裂開閉口を考慮した有効応力拡大係数範囲ΔK_effを用いることで疲労亀裂進展速度は，R_Cに依らず同一線上に整理できた。以上の結果から，冷間圧延による疲労亀裂進展の遅延は，疲労亀裂先端が繰返し軟化したことによる塑性誘起亀裂閉口の促進が主因であると考えられる。

今後は，転位組織などに基づき，冷間圧延材の繰返し軟化メカニズムについて検討を進める。

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