CN100420764C - 疲劳特性优异的钢材及其制造方法 - Google Patents
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Abstract
一种在切割或焊接之后，不做特别的后处理便能够使用的、切割部和焊接HAZ部的疲劳特性优异的钢材，以质量%计，含有如下：C：0.01～0.10%；Si：0.01～0.6%；Mn：0.4～2.0%；Cr：0.01～0.6%；Nb：0.005～0.06%和Ti：0.005～0.03%的1种或2种；sol.Al：0.10%以下，由下述式所规定的淬火性指数DI为12以上，作为相对于以质量%计的C量的Mn量的比Mn/C比为20以上。Mn：1.2%以下的时候DI＝0.311×√-C×(1+0.7×Si)×(1+3.33×Mn)×(1+2.16×Cr)×(1+3×Mo)×25.4，Mn：超过1.2%的时候DI＝0.311×√-C×(1+0.7×Si)×(5+5.1×(Mn-1.2))×(1+2.16×Cr)×(1+3×Mo)×25.4。
Description
技术领域
本发明涉及一种疲劳特性优异的钢材及其制造方法。本发明涉及的钢材，由于等离子切割部、激光切割部、高热量输入焊接时的HAZ部的疲劳特性优异，所以能够以切割或焊接状态，优选使用于船舶、海洋结构物、桥梁、建筑物、贮藏容器等的结构物。
背景技术
使用于例如船舶、海洋结构物、桥梁、建筑物、贮藏容器等的结构物的钢材，在构成结构物之前，首先要通过适当的切割法切割成希望的形状·尺寸。作为这样的切割法，近年来多采用离子切割和激光切割，由于其与自以前所用的气割相比较，可以是其数倍以上的高速切割，所以能够运用利用基于喷管的热收缩效果所形成的高温·高速的离子流。这些切割法，由于切割精度也相当高，从而有被切割的钢材以切割状态被使用的情况。
但是，在这样的切割法中，因为切割面邻域的冷却速度变大，所以切割面邻域的组织硬化。为此，若将经切割的钢材使用于反复应力起作用的部位，则从硬度上升的切割面邻域，容易有疲劳龟裂发生，此龟裂成为起点，从而疲劳寿命降低。
因此，被切割的钢材，在大多的情况下，需要在切割面邻域，进行例如磨削等的机械加工作为精加工。这样的精加工必然伴随着加工成本和加工时间的增大。
另外，被切割·精加工的钢材，大多作为焊接结构物提供使用。在上述的大型的结构物的焊接中，为了使焊接效率提高，一般会变成利用气电焊法、电渣焊等的大热量输入焊接。在这样的大热量输入焊接时，焊接金属和母材的毗连部的邻域，将经受急剧的温度上升和冷却，该部分(简称为HAZ部的焊接热影响部)的组织硬化。因此，若反复应力在焊接部起作用，则硬度上升的HAZ部与焊接补强缝边位置堆积在一起，疲劳龟裂变得容易发生，该龟裂成为起点，从而疲劳寿命降低。
特开平6-271930号公报中提出有，通过对具有以贝氏体、和体积率10％以上的残留奥氏体为主相的复合组织的钢板的表面，进行作为后处理的喷丸处理，使钢材表层部的残留奥氏体相应变感应相变，从而改善钢材的疲劳寿命的方法。此方法能够改善包括等离子切割的钢材的切割面在内，钢材整体的疲劳特性。不过，因为此方法要对钢材进行喷丸处理作为后处理，所以会伴随加工成本和加工时间的增大。
在特开2001-107175号公报中开示有，通过进行母材的化学组成的最优化，将淬火性指数(DI)和奥氏体粒径管理在适当范围，从而使等离子切割的切割面的疲劳强度提高的钢材。此钢材不进行后处理切割面的疲劳强度便提高。然而，用于确保必要的DI值的有效的对策是C量的增加，但由于C量的增加，切割部的硬度显著上升，有切割后的弯曲加工性降低这样的问题。
发明内容
本发明提供一种在所谓等离子切割部和激光切割部，以及大热量输入焊接时的HAZ部，这些组织硬化的部位中的疲劳特性优异的钢材及其制造方法。更详细地说，本发明提供一种能够在切割中和焊接后，不进行特别的后处理，以切割状态或焊接状态，作为有反复应力作用的结构物而使用的，且不会产生切割后的弯曲加工性的降低的上述钢材及其制造方法。
本发明的疲劳特性优异的钢材，是具有如下钢组成的钢材：以质量％计，含有C：0.01～0.10％；Si：0.01～0.6％；Mn：0.4～2.0％；P：0.02％以下；S：0.01％以下；Cr：0.01～0.6％；Nb：0.005～0.06％和Ti：0.005～0.03％中的1种或2种；sol.Al：0.10％以下；N：0.01％以下；余量为不可避免杂质和Fe，由下述式(式中，各元素符号意思是以该元素的质量％计钢中的含量)所规定的淬火性指数DI为12以上，作为相对于质量％的C量的Mn量的比Mn/C比为20以上。
Mn：1.2％以下的时候
DI＝0.311×√－C×(1+0.7×Si)×(1+3.33×Mn)×(1+2.16×Cr)×(1+3×Mo)×25.4
Mn：超过1.2％的时候
DI＝0.311×√－C×(1+0.7×Si)×(5+5.1×(Mn-1.2))×(1+2.16×Cr)×(1+3×Mo)×25.4
所述钢组成，也可以以质量％计，还含有从下述(1)～(3)的群中选择的至少1种的元素：
(1)Cu：0.05～0.6％和Ni：0.05～0.6％的1种或2种；
(2)V：0.005～0.08％；
(3)Mo：0.01～0.5％、B：0.0003～0.0030％和W：0.05～0.50％的1种或2种以上
另外，所述钢材，优选具有在切割面的硬化层部、或焊接热影响部的硬化层部的奥氏体粒径为20μm以下的组织。
本发明者们，对并非钢板整体，而是对于切割部和焊接部的疲劳特性的改善产生影响的因素进行了研究。本发明基于由此研究所获得的下述的全新的结论。
(i)通过实现淬火性指数DI和Mn/C比的最优化，能够使切割面的硬化层部的组成形成细粒组织，由此，能够抑制由反复应力的作用所致的位错的发生，实现切割部的长寿命化。
(ii)虽然切割部的组织由于来自切割时的输入热量的加热而被奥氏体化，不过通过适量添加Nb和Ti形成碳氮化物，能够抑制奥氏体粒的成长，据此，能够使切割面的硬化层部形成细粒组织。特别是，如果使在切割面的硬化层部的奥氏体粒径形成20μm以下的细粒组织，则能够实现更长的疲劳寿命。
(iii)为了将淬火性指数DI提高到12以上，使C量和Mn量均增加是有效果的，钢板自身的强度也上升，但在另一方面，韧性劣化。因此，通过恰当地规定钢板的组成，能够不使母材特性劣化，将母材和切割部的特性均保持在理想的程度。
(iv)上述的结论是在等离子切割部中的结论，但对激光切割也同样适用，另外，由于切割和焊接都会增加急剧的温度上升和急剧的冷却，所以切割部还有焊接部给母材赞成的影响大体相同。
(v)通过采用具有基于上述的结论而构想的钢组成的钢，即使对切割面没有进行机械加工等的后处理，也能够获得在切割状态下具有高疲劳特性的钢材，由此，能够提供一种可以将加工成本和加工时间均缩短的钢材。同样的效果在大热量输入焊接时也能够取得，从而能够提供一种经过大热量输入焊接仍具有高疲劳特性的钢材。
本发明的疲劳特性优异的钢材，能够根据如下方法制造：包括将具有上述钢组成的钢坯，加热到1200℃以下的温度区域进行轧制，在Ar3点以上的温度区域结束该轧制后，实施至少将650～500℃之间的平均冷却速度作为5～50℃/s的加速冷却，在450℃以下停止该加速冷却。
在其他的方法中，是将具有上述化学组成的钢坯加热到1200℃以下的温度区域进行轧制，在Ar3点以上的温度区域结束该轧制后，再加热到Ac1点以上之后，进行至少将650～500℃之间的平均冷却速度作为5℃/s以上的冷却，在500℃以下停止该冷却。
以上的任何的方法都可以再包含于冷却后，加热到450℃以下回火。
本发明此外还有关由上述钢材建造的结构物。因为本发明的钢材，在所说的基于等离子和激光的切割部，和大热量输入焊接时的HAZ部，这些以前疲劳特性差的部分中显示出优异的疲劳特性，所以能够以等离子或激光切割的状态，或者大热量输入焊接的状态，优选使用于例如船舶、海洋结构物、桥梁、建筑物、贮藏容器等的钢构造物的结构构件之中有反复应力作用的构件。作为反复应力作用的构件，可例示有船舶构件的纵材，但不限于此。因为不需要切割后或焊接后的加工处理，所以能够降低钢材的加工成本和加工时间。
附图说明
图1是表示轴向力疲劳试验片的形态的平面图。
图2是轴向力疲劳试验机的模式化的说明图。
图3是表示切割面或焊接热影响部的硬化层部的奥氏体(μm)，带给钢材的疲劳极限Δσw(N/mm2)的影响的图。
图4是表示弯曲试验片的形态的平面图。
图5(a)是表示焊接接头疲劳试验片的形状的侧面图，图5(b)是同平面图。
具体实施方式
以下，以钢材为钢板的情况为例对本发明进行说明。但是，本发明对于钢板以外的其他的热轧钢材，例如管材、棒材、形材甚至线材等，当然也同样适用。
在关于本发明的钢材的钢组成的说明中，％除非有特别的理由，否则为质量％。
(钢的组成)
C：0.01～0.10％
C通过含有0.01％以上，以提高钢的强度和淬火性指数DI。但是，若C含量超过0.10％，则难以确保必要的强度和韧性。为了确保后述的淬火指数DI、Mn/C比，且确保母材的韧性，优选C含量下限为0.03％以上，上限为0.08％以下。
Si：0.01～0.6％
Si通过含有0.01％以上有助于钢的脱氧。但是，若Si含量超过0.6％，则钢的韧性被损害。优选Si含量下限为0.02％，上限为0.4％。
Mn：0.4～2.0％
Mn通过含有0.4％以上，能够使钢的强度提高，并且能够确保淬火性指数DI。但是，若Mn含量超过2.0％，则有损钢的韧性和加工性。优选Mn含量的上限为1.50％。
P：0.02％以下
P是不可避免的杂质，因为助长中心偏析等而使钢的韧性劣化，所以以0.02％为上限。P含量优选为0.018％以下。
S：0.01％以下
S是不可避免的杂质，在超过0.01％而大量存在时，形成能构成焊接裂纹的原因，成为MnS等的裂纹的起点的夹杂物。为了阻止在对HAZ部的韧性确保没有影响的程度，S含量优选为0.006％以下，更优选为0.004％以下。
Cr：0.01～0.6％
Cr通过含有0.01％以上，以提高使淬火性提高的强度。另一方面，若以超过0.6％的量使Cr含有，则可见显著的强度上升，但同时韧性劣化。优选Cr含量下限为0.03％，上限为0.5％。
Nb：0.005～0.06％
Nb通过含有0.005％以上形成碳氮化物，对于抑制铁素体和奥氏体的晶粒成长，细粒化组织，强度和韧性的提高有效。但是，若Nb含量超过0.06％，则钢的强度显著上升，韧性被破坏。优选Nb含量下限为0.01％，上限为0.05％。
Ti：0.005～0.03％
Ti通过含有0.005％以上，可起到与Nb同样的效果。但是，若Ti含量超过0.03％，则焊接裂纹易于发生。优选Ti含量下限为0.01％，上限为0.02％。
在本发明中，上述的Nb和Ti，至少含有一方即可。
Sol.Al：0.10％以下
Sol.Al与Si一样，有效地利于脱氧。另外，通过添加Al，组织能够被微细化及均一化，对于疲劳特性也有均一的特性。但是，若Al含量超过0.10％，则钢的纯净度降低和无法获得组织的细微化。Al含量优选为0.005～0.08％。
N：0.01％以下
若N大量地存在，则使母材、HAZ部一起韧性劣化。通常，在钢中添加Ti，以TiN的形态固定，从而无害化，但是在N超过0.01％存在于钢中时，在HAZ部加热时TiN固溶于钢中，导致HAZ部的硬化，韧性劣化。另外，N的添加可以提高钢材的硬度，由此疲劳特性得以改善，但是在超过0.01％时，由于显著的硬度上升，韧性劣化。N含量优选为0.0005～0.008％。
除上述元素外，本发明的钢材，也可以以下述范围的量，含有(1)Cu和Ni的1种或2种、(2)V、或(3)Mo、B和W的1种或2种以上，或者从这些群选择的2种以上的元素，作为用于实现品质提高而任意添加的元素。
Cu：0.05～0.6％
钢材在腐蚀环境下被使用时，根据需要，通过添加Cu为0.05％以上，能够提高耐腐蚀性。但是，若Cu含量超过0.6％，则这些效果饱和，并且钢的强度过量地上升过度，韧性被破坏。在添加Cu时的更优选Cu含量下限为0.1％，上限为0.5％。
Ni：0.05～0.6％
若Ni被添加0.05％以上，则显示出在腐蚀环境下的耐腐蚀性提高的效果。但是，若Ni含量超过0.6％，则该效果饱和，并且钢的强度过量地上升过度，韧性被破坏。在根据需要添加Ni时，更优选Ni含量，下限为0.1％，下限为0.5％。
V：0.005～0.08％
V通过被添加0.005％以上，从而将组织细粒化，有助于钢材的疲劳强度的提高。但是，若V含量超过0.08％，则效果饱和，并且强度过量地上升过度，韧性被破坏。在根据需要添加V时，更优选V含量下限为0.01％，上限为0.06％。
Mo：0.01～0.5％
Mo通过含有0.01％以上，以提升淬火性，提高强度。但是，若Mo含量超过0.5％，则可见显著的强度上升，但同时韧性劣化。在根据需要添加Mo时，更优选Mo含量下限为0.02％，上限为0.4％。
B：0.0003～0.0030％
因为B以微量也可增加γ晶界的淬火性，所以在用于提高母材强度上有效。为了获得该效果需要添加0.0003％以上，但是若超过0.0030％而添加B，则导致热影响部的硬化。
W：0.05～0.50％
W对提高母材强度以使耐腐蚀性提高有效。为了获得该效果需要添加0.05％以上。但是，若超过0.50％，则引起韧性的劣化。
淬火指数DI：12以上
所谓淬火指数DI，也被称为临界直径，意思是在将圆棒状的试料淬火时，中心部的组织的50％是成为马氏体的最大直径。该直径能够通过将粗细不同的多数的圆钢试料以相同的条件进行水淬火，用显微镜检查其截面而求得。因为DI的值由钢组成(对淬火性造成影响的特定元素的含量及其淬火性倍数)决定，所以在本发明中，DI由所述的(1)式规定。
如果淬火性指数DI为12以上，且Mn/C为20以上，则由切割中的热所形成的硬化组织被马氏体化。为此，伴随反复应力的位错的发生得以抑制，钢材的疲劳寿命变高，疲劳极限提高。另一方面，若淬火性指数DI低于12，则疲劳极限成为现有水平。DI优选为12.5以上。
Mn/C比：20以上
通过将DI值确保在一定以上，虽然疲劳特性被飞跃地改善，但在伴随C量的增加的DI值的增加中，确认到由于切割部的硬度的显著的上升，切割后的弯曲加工性劣化。因此在本发明中，要通过使Mn/C比为20以上，以不破坏切割后的弯曲加工性，达成高疲劳寿命化。Mn/C比，意思是相对于钢中的C量的Mn量(均为质量％)的比。Mn/C比优选为22以上，更优选为25以上。
在特开2001-107715号公报中，是在确保了规定的淬火性指数之后，通过规定切割时的残留奥氏体粒径，从而实现疲劳特性的改善。另一方面，在本发明中，通过将Mn/C比规定在20以上，确保该公报中未被考虑的弯曲特性，并且实现疲劳强度的改善。
另外，若Mn/C比变大，则在钢的组织之中贝氏体的所占比率(贝氏体分率)变高。为了使疲劳强度的提高，优选将贝氏体分率作为30％以上，但为此也要将Mn/C比管理在20以上。
若贝氏体分率增加，则对疲劳龟裂扩展的抑制有效的理由如以下。
若贝氏体受到疲劳龟裂扩展试验这样的反复变形，则可知会加工软化。这是因为由相变带来的位错，通过反复变形合并·消失，由此积蓄于疲劳龟裂先端的应变被缓和。即被认为是，由于加工软化特性，龟裂扩展驱动力降低，贝氏体对龟裂扩展的抑制也有效。
切割面或焊接热影响部的硬化层部的奥氏体粒径：20μm以下
本发明的钢材，优选切割面的硬化层部，即，由等离子切割或激光切割所形成的切割面的硬化层部，或由焊接所形成的焊接热影响部的硬化层部的奥氏体粒径为20μm以下。
由等离子切割或激光切割所形成的切割面的硬化层部的宽度，根据切割条件也会变动，但根据本发明者们的结论，如果淬火性指数DI的值为12以上，则从切割面朝向内部侧约0.5mm的范围内遍及板厚总厚度，硬化层部被形成。优选此硬化层部中的奥氏体粒径为20μm以下的理由如下。
通过等离子切割，制作具有图1所示的平面形状的轴向力疲劳试验片，以室温，根据反复频率5Hz，应力比0.1，应力振幅284～421N/mm2的轴向力脉动张力载荷控制方式，采用图2所示的20吨电动液压式疲劳试验机，进行疲劳试验。还有，图2中的符号1是轴向力疲劳试验片，符号2是检测载荷的测力计(load cell)，符号3是向轴向力疲劳试验片施加载荷的液压缸，符号4是波形发生器，符号5是负载控制器，符号6是伺服阀，然后符号7是液压源。
在此轴向力疲劳试验中，将破断反复数成为107次的应力振幅作为疲劳极限Δσw(N/mm2)而测定。此外，利用苦味酸与Lipon-F(lion公司产洗涤剂)和氯化铁的混合腐蚀液，通过将试验结束后的试验片的等离子切割面的硬化层部的组织腐蚀而观察，将据此观察而测定的平均粒径，作为该硬化层部的奥氏体粒径。还有，奥氏体粒径的测定方法，不限定于此方法，也可以通过其他的方法测定奥氏体粒径。
图3表示切割面的硬化层部的奥氏体粒径(μm)带给钢材的疲劳极限Δσw(N/mm2)的影响。由图3所示的座标图可知，如果该奥氏体粒径为20μm以下，则疲劳极限Δσw(N/mm2)显著地提高，以及若该奥氏体粒径超过20μm，则疲劳极限Δσw(N/mm2)成为与现有相同的水平。因此，在本发明中，由等离子切割所形成的切割面的硬化层部中的奥氏体粒径，优选为20μm以下。由于此奥氏体粒径被抑制在20μm以下，伴随反复应力的位错的发生得以抑制，能够得到高疲劳寿命化。
以上，对由等离子切割而生成的切割面的硬化层部的奥氏体粒径进行了阐述，但是对于在由激光切割而生成的切割面的硬化层部也同样适用。此外，由于切割和焊接都会增加急剧的温度上升和急剧的冷却，所以关于焊接热影响部的硬化层部也是同样。
接下来，说明本发明的钢材的制造方法。
(钢加热)
通过惯用的熔炼机构和加工机构，调制指定组成的钢坯(slab)，将其通过例如轧制加工制成钢材。在钢坯的轧制之前，先将此钢坯加热到1200℃以下的温度区域。若将钢坯加热到超过1200℃的高温，则钢的奥氏体粒的粗大化变得显著，妨碍钢的韧性。
(轧制)
如上述这样轧制加热的钢坯。使轧制在Ar3点以上的温度区域结束。为了使钢的韧性提高，优选在未再结晶域的热轧，未再结晶域以外的轧制，钢的组织会粗大化，使韧性劣化。
还有，Ar3点有各种的计算方法，但在本发明中由下式计算。
Ar3＝910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo+0.35(t-8)
式中，各元素标号是该元素的钢中的含量(质量％)，t是板厚(mm)。此式参照“铁和钢”第67年(1981)第1号，P143，大内等，“热轧后的铁素体相变开始温度带来的轧制条件和化学成分的影响”。
(冷却)
如此结束了轧制后，实施至少将650～500℃之间的平均冷却速度作为5～50℃/s的加速冷却，在450℃以下停止该加速冷却。之所以将冷却停止温度作为450℃以下，是为了减少例如钢板内温度失衡，也包含冷却到接近常温这样的意思。
在本发明的1形态中，也可以在刚热轧之后进行加速冷却。就是所谓的TMCP型的制造方法。
在本发明的其他的形态中，也可以在刚轧制后不进行加速冷却，一次自然冷却后再加热钢板，进行淬火。这时的加热温度优选为Ac1点以上。若调低Ac1点，则基于淬火的相变不产生。
优选冷却后进行回火，将此时的回火温度作为450℃以下。通过在450℃以下的回火，能够得到令人满意的组织和机械的特性。若以更高温度实施回火，则特性降低。
钢材不限于钢板，线材、棒材、形材、还有管材等时，也可以以同样的制造条件制造。
实施例
接下来，通过实施例例示本发明。
(实施例1)
采用具有表1所示的钢组成、淬火性指数DI、Mn/C比和Ar3点(℃)的供试材A1～S1，根据表2所示的制造条件，制造符合SM 490A规格的强度和25mm的板厚的供试材No.1～19。在表2中记载的再加热温度的钢材意味着，是根据轧制后再加热从而进行加速冷却的制造方法而制造。
比起供试材1～19，具有图1所示的平面形状·尺寸(单位：mm)的轴向力疲劳试验片，其是以表3所示的条件通过等离子切割而制作。另外，比起供试材1～19，同样具有图1所示的平面形状·尺寸(单位：mm)的轴向力疲劳试验片，其是以表4所示的条件通过激光切割而制作。
对于各试验片，采用图2所示的20吨电动液压式疲劳试验机，以室温，根据反复频率5Hz，应力比0.1，应力振幅284～421N/mm2的轴向力脉动张力载荷控制方式，进行疲劳试验。
在此轴向力疲劳试验中，将破断反复数成为107次的应力振幅作为疲劳极限Δσw(N/mm2)而测定。表5表示测定结果。
另外，使用在图4所示的试验片侧面部具有等离子切割面或激光切割面的试验片30，实施弯曲试验(弯曲半径1.0t，这里t为板厚)，判定弯曲加工性。结果同样由表5表示。图中，侧面部32是等离子切割面或激光切割面。
此外，关于等离子切割或激光切割了的供试材1～19的切割面，根据上述的方法，测定其硬化层部的奥氏体粒径。结果同样由表5表示。
[表2]
| No. | 钢种 | 加热温度(℃) | 轧制完成温度(℃) | 再加热温度(℃) | 冷却开始温度(℃) | 冷却速度(℃/sec) | 冷却停止温度(℃) | 淬火温度(℃) |
| 1 | A1 | 1140 | 830 | - | 804 | 47 | ＜100 | - |
| 2 | B1 | 1160 | 812 | - | 796 | 35 | 243 | - |
| 3 | C1 | 1130 | 835 | - | 821 | 28 | 387 | - |
| 4 | D1 | 1140 | 827 | - | 808 | 48 | ＜100 | - |
| 5 | E1 | 1160 | 841 | - | 829 | 25 | 407 | - |
| 6 | F1 | 1180 | 810 | - | 789 | 30 | 344 | - |
| 7 | G1 | 1120 | 825 | - | 799 | 37 | 286 | - |
| 8 | H1 | 1120 | 845 | 892 | 805 | 25 | 250 | 892 |
| 9 | I1 | 1160 | 835 | - | 808 | 30 | 200 | - |
| 10 | J1 | 1140 | 835 | - | 802 | 30 | 250 | - |
| 11 | K1 | 1160 | 835 | - | 810 | 25 | 250 | - |
| 12 | L1 | 1160 | 825 | - | 806 | 25 | 200 | - |
| 13 | M1 | 1140 | 825 | - | 804 | 30 | 200 | - |
| 14 | N1 | 1120 | 850 | - | 830 | 25 | ＜100 | - |
| 15 | O1 | 1120 | 850 | - | 830 | 25 | ＜100 | - |
| 16 | P1 | 1180 | 820 | - | 801 | 3 | 419 | - |
| 17 | Q1 | 1160 | 848 | - | 825 | 25 | 374 | - |
| 18 | R1 | 1160 | 813 | - | 798 | 29 | 318 | - |
| 19 | S1 | 1140 | 810 | 903 | 806 | 25 | 321 | 903 |
[表3]
| 电极 | 电流(A) | 电压(V) | 切断速度(mm/sec) |
| 铪 | 240 | 139 | 39.2 |
[表4]
| 激光源 | 输出(kW) | 焦点(mm) | 切断速度(mm/sec) | 辅助气体 | 气压(MPa) |
| CO2 | 4.5～5.0 | 約265 | 11～12 | O2 | 0.5 |
[表5]
表5中的No.1～15，均是本发明的钢材，疲劳极限Δσw在等离子切割中显示出高达392～457(N/mm2)的值，在激光切割中显示出高达389～430(N/mm2)的值，且在弯曲试验中也没有裂纹的发生，显示了良好的结果。这时的等离子切割面或激光切割面中的奥氏体粒径全部为20μm以下。
相对于此，No.16～19，钢材的Mn/C比比20小，疲劳极限Δσw在等离子切割中劣化至297～324(N/mm2)，在激光切割中劣化至299～311(N/mm2)，且弯曲试验中也有裂纹发生。而且，等离子切割面和激光切割面中的奥氏体粒径全部超过20μm。
(实施例2)
采用具有表6所示的钢组成，淬火性指数DI，Mn/C比和Ar3点(℃)的供试材A2～Q2，根据表7所示的制造条件(均在轧制后开始加速冷却)，制造符合SM 490A规格的强度和25mm的板厚的供试材No.20～36。由各供试材根据表8所示的焊接条件制成焊接接头。
将此焊接接头加工成图5所示的尺寸(单位：mm)、形状的试验片形状后，采用图2所示的轴向力疲劳试验机，进行焊接接头部的轴向力疲劳试验。图5(a)是试验片的侧面图，图5(b)是平面图。图中，涂黑的部分表示焊接部。
在此轴向力疲劳试验中，将破断反复数Nf成为107次的应力振幅作为疲劳极限Δσw而测定。表9表示测定结果。
[表7]
| No. | 钢种 | 加热温度(℃) | 轧制完成温度(℃) | 冷却开始温度(℃) | 冷却温度(℃/sec) | 冷却停止温度(℃) |
| 20 | A2 | 1160 | 805 | 783 | 42 | ＜100 |
| 21 | B2 | 1140 | 821 | 799 | 33 | 269 |
| 22 | C2 | 1150 | 811 | 788 | 39 | 243 |
| 23 | D2 | 1160 | 835 | 805 | 30 | 250 |
| 24 | E2 | 1160 | 825 | 808 | 25 | 200 |
| 25 | F2 | 1140 | 825 | 802 | 25 | 220 |
| 26 | G2 | 1160 | 835 | 801 | 28 | 200 |
| 27 | H2 | 1160 | 835 | 810 | 30 | 250 |
| 28 | I2 | 1140 | 825 | 805 | 25 | 220 |
| 29 | J2 | 1140 | 835 | 798 | 30 | 220 |
| 30 | K2 | 1140 | 835 | 801 | 28 | 250 |
| 31 | L2 | 1160 | 835 | 805 | 30 | 220 |
| 32 | M2 | 1160 | 835 | 803 | 30 | 250 |
| 33 | N2 | 1120 | 850 | 830 | 25 | ＜100 |
| 34 | O2 | 1120 | 850 | 830 | 25 | ＜100 |
| 35 | P2 | 1140 | 825 | 810 | 45 | ＜100 |
| 36 | Q2 | 1160 | 817 | 792 | 30 | 279 |
[表8]
[表9]
表9中的No.20～34是本发明的钢材，焊接接头部的疲劳极限Δσw显示出高达389～421(N/mm2)的值，且在弯曲试验中也没有裂纹发生，显示出良好的结果。这时的焊接热影响部中的硬化层部的奥氏体粒径全部为20μm以下。
相对于此，因为表9中的No.35和36，Mn/C比比20小，淬火性不足，所以焊接接头部的疲劳极限Δσw劣化至264～296(N/mm2)，且在弯曲试验中也有裂纹发生。而且，在焊接热影响部中的硬化层部的奥氏体粒径全部超过20μm。
Claims (7)
1. 一种疲劳特性优异的钢材，其特征在于，
具有如下钢组成，以质量％计，含有C：0.01～0.10％；Si：0.01～0.6％；Mn：0.4～2.0％；P：0.02％以下；S：0.01％以下；Cr：0.01～0.6％；Nb：0.005～0.06％和Ti：0.005～0.03％的1种或2种；sol.Al：0.10％以下；N：0.01％以下；余量为不可避免的杂质和Fe，由下式规定的淬火性指数DI为12以上，作为相对于以质量％计的C量的Mn量的比的Mn/C比为20以上，并且，在切断或焊接钢材时，切割面的硬化层部或焊接热影响部的硬化层部中的奥氏体粒径为20μm以下，
Mn：1.2％以下的时候，
Mn：超过1.2％的时候
2. 根据权利要求1记载的钢材，其特征在于，所述钢组成，以质量％计，还含有从下述(1)～(3)的群中选择的至少1种的元素，
(1)Cu：0.05～0.6％和Ni：0.05～0.6％的1种或2种；
(2)V：0.005～0.08％；
(3)Mo：0.01～0.5％、B：0.0003～0.0030％和W：0.05～0.50％的1种或2种以上。
3. 一种疲劳特性优异的钢材的制造方法，其特征在于，将具有权利要求1或2记载的钢组成的钢坯，加热至1200℃以下的温度区域进行轧制，在Ar3点以上的温度区域结束该轧制后，实施至少将650～500℃之间的平均冷却速度作为5～50℃/s的加速冷却，在450℃以下停止该加速冷却。
4. 一种疲劳特性优异的钢材的制造方法，其特征在于，将具有权利要求1或2记载的钢组成的钢坯，加热至1200℃以下的温度区域进行轧制，在Ar3点以上的温度区域结束该轧制后，再加热到Ac1点以上之后，进行至少将650～500℃之间的平均冷却速度作为5℃/s以上的冷却，在500℃以下停止该冷却。
5. 根据权利要求3或4记载的方法，其特征在于，继所述冷却之后，再加热至450℃以下进行回火。
6. 一种结构物，其特征在于，由权利要求1或2记载的钢材构成。
7. 根据权利要求6记载的结构物，其特征在于，其经受有等离子切割、激光切割、和大热量输入焊接中的至少1种的加工。
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