CN103459640B - 板厚方向的抗疲劳特性优异的厚钢板及其制造方法和使用该厚钢板的角焊接头 - Google Patents

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Abstract

本发明提供适合用于压力容器等焊接钢结构物的、板厚方向的抗疲劳特性优异的厚钢板及其制造方法、以及使用该厚钢板的角焊接头。具体而言，本发明提供这样一种厚钢板及其制造方法和使用该厚钢板的角焊接头：所述厚钢板的至少与钢板轧制面两侧或单侧在板厚方向上相距2mm的位置处到板厚的3/10位置处的范围内具有与板面平行的（110）的面的X射线强度比在2.0以上的集合组织，板厚方向的压缩残余应力的平均值在160MPa以上，与板面平行的（100）面的X射线强度比在1.1以下，含有C、Si、Mn，并含有Ti、Nb中的一种或二种，根据需要还含有Cu、Ni、Cr、Mo、V、W、Zr、B、Al中的一种或二种以上，余部为Fe和不可避免的杂质。

Description

板厚方向的抗疲劳特性优异的厚钢板及其制造方法和使用该厚钢板的角焊接头
技术领域
本发明涉及适合用于船舶（ships）、海洋结构物（marinestructure）、桥梁（bridge）、建筑物（construction）、压力容器（pressurevessel）等焊接钢结构物（weldedsteelstructure）的板厚方向的抗疲劳特性（fatigueresistance）优异的厚钢板（steelplate）及其制造方法和使用该厚钢板的角焊接头。
背景技术
作为船舶、海洋结构物、桥梁、建筑物、压力容器等焊接钢结构物中所使用的钢板，当然不仅要有优异的强度（stength）、韧性（toughness）等机械性能（mechanicalproperty）、焊接性（weldability），而且，对于运转时的稳定的循环荷载（steadycyclicload）、因风（wind）、地震（earthquake）等震动引起的不稳定的循环荷载（unsteadycyclicload），还要求钢板具有能确保结构物的结构安全性（structuralsafety）的特性。尤其是近年来，强烈要求钢板具有优异的抗疲劳特性。
焊接钢结构物中，焊趾部等处存在大量的应力集中部，由于焊趾部容易出现应力集中，且拉伸的残余应力也起作用，因此，在循环荷载产生作用的情况下，容易从焊趾部（weldtoe）发生疲劳裂纹（fatiguecrack），焊趾部成为疲劳裂纹的发生源的情况较多。
为了防止这种疲劳裂纹的发生，已知的有改善趾部形状、导入压缩残余应力（compressiveresidualstress）等对策。但是，由于在焊接钢结构物中存在大量的焊趾部，因此，对焊趾部逐一实施上述防止疲劳裂纹发生的对策需要很大的劳力和时间，会导致施工量增加和施工成本上涨。
因此，作为这种防止疲劳裂纹发生的对策的替代方法，设想通过提高所使用的钢板自身的抗疲劳特性来提高焊接钢结构物的抗疲劳特性。通过提高钢板自身的抗疲劳特性，疲劳裂纹的生长受到抑制，可延长焊接钢结构物的疲劳寿命（fatiguelife）。
针对这种需要，例如，专利文献1中提出了一种具有沿钢板轧制方向存在的条纹状第二相在母相内以5～50％的面积率分布的微观结构（microstructure），第二相的硬度（hardness）Hv比母相的硬度Hv高30％以上，抗疲劳裂纹扩展特性（fatiguecrackpropagationproperties）良好的钢板。
在专利文献1记载的技术中，使硬度高的第二相分散在母相中，通过疲劳裂纹到达硬的第二相附近时裂纹传播会大幅度延迟这一现象来提高钢板的抗疲劳裂纹传播特性，因此，优选使第二相的长宽比（aspectratio）在4以上。据专利文献1记载，若将这种钢板用于表面会有疲劳裂纹产生并传播的大型结构物，则不需要特别的思量，就能赋予大型结构物以高的阻止疲劳裂纹传播的特性。
此外，已经知道，在焊接接头中，包角焊接（boxarcweld）、十字焊接（cruciformarcweld）、盖板焊接（coverplateweld）、螺柱焊接（studweld）等角焊接头（filletweldedjoint）的疲劳强度（fatiguestrength）最低，尤其是被用于最近的大型集装箱船（containervessels）等的极厚钢板（heavygaugesteel）的角焊接头的疲劳强度改善被当作紧急的课题（urgentissue）。使用角焊接头时，焊趾部产生的疲劳裂纹会沿板厚方向扩展，因此，使用板厚方向的抗疲劳特性优异的钢板对提高接头的抗疲劳特性有效。
此外，专利文献2记载了一种按质量计，含有C：0.015～0.20％、Si：0.05～2.0％、Mn：0.1～2.0％、P：0.05％以下、S：0.02％以下，余部由Fe和不可避免的杂质构成，用X射线测得的板厚方向（200）的衍射强度比（diffractedintensityratio）为2.0～15.0，且回复铁素体粒（recoveryferritegrain）或重结晶铁素体粒（recrystallizedferritegrain）的面积率（arearatio）为15～40％的板厚方向的疲劳裂纹传播速度（fatigrecrackgrowthrate）低的厚钢板。
专利文献：
专利文献1：日本特开平7-90478号公报
专利文献2：日本特开平8-199286号公报
发明内容
然而，在专利文献1记载的技术中，为了降低疲劳裂纹传播速度并使疲劳裂纹的传播显著延迟，需要使第二相的硬度高于母相，并大量分散在母相中，从而会出现钢板的延展性（ductility）、韧性显著降低的问题。钢板的延展性及韧性的降低有时虽可通过添加大量的合金元素而防止，但难以回避导致材料成本高涨的问题。
此外，在专利文献2记载的技术中，使板厚方向（200）的衍射强度比在2.0以上，即，使（100）面均整地平行于板面的集合组织（texture）发展，在疲劳裂纹前端（fatiguecracktip）使各种滑移系（slipsystem）活动，并使位错（dislocation）之间产生干涉（interference），从而抑制裂纹的传播，降低板厚方向的疲劳裂纹传播速度。但是，（100）面为解理面（cleavageplane），在（100）面均整地平行于板面的厚钢板中，仍遗留下板厚方向的韧性变差的问题。
此外，专利文献1、2记载的技术虽然能降低疲劳裂纹传播速度，但总体（total）疲劳寿命并未显著增加。
如上所述，专利文献1、2所记载的抗疲劳特性优异的厚钢板用于焊接结构物时，在成本和性能方面还有应该改善的余地，另一方面，即使在角焊接头的制作中，用于提高其用作接头时的抗疲劳特性的焊接法尚未解明。
本发明的目的在于提供一种能够有利地解决现有技术的问题、可良好地用于焊接钢结构物、板厚方向的抗疲劳特性优异的厚钢板及其制造方法。
此外，本发明旨在以使用板厚方向的抗疲劳特性优异的厚钢板的角焊接头来提供一种抗疲劳特性优异的角焊接头。
为了在不会伴有板厚方向的韧性降低的情况下提高疲劳特性，本发明者着眼于集合组织并进行了深入研究，由此获得了以下发现。
（1）为了提高疲劳特性，在与钢板轧制面两侧或单侧在板厚方向上相距2mm的位置处至板厚的3/10位置处的范围内形成与板面平行地使（110）面发展的组织（有时也称作（110）集合组织）是有效的。
（2）为了抑制板厚方向的韧性降低，在上述范围内与板面平行地形成抑制了（100）面发展的组织是有效的。
（3）为了在不伴有板厚方向的韧性降低的情况下提高疲劳特性，导入板厚方向残余应力并尽可能地减小其平均值（使其在压缩侧）是有效的。
（4）具备上述（1）、（2）的特性的集合组织可通过热轧，在与钢板轧制面两侧或单侧在板厚方向上相距2mm的位置处至板厚的3/10位置处的范围成为二相温度区域的温度区域内以使1焊接道的平均压下率小于3.5％且累积压下率为50％的方式进行热轧而得到，板厚方向的残余应力通过累积压下率在50％以上的二相区域轧制或热轧后的加速冷却的冷却速度而导入。
（5）限制制作角焊接头时的焊接输入热和层积数对于提高角焊部疲劳强度是有效的。
另外，本发明以板厚50mm以上的钢板为对象，“抗疲劳特性优异”是指使用图1所示的尺寸形状的三点弯曲疲劳试片（three-pointbendfatiguespecimen）、在应力比（stressratio）（＝最小荷载/最大荷载）为0.1的条件下实施疲劳试验（fatiguetest），求出板厚方向的疲劳寿命，在应力范围（stressrange）为340MPa时的疲劳寿命在200万次以上的情况。
此外，本发明以板厚50mm以上的厚钢板的角焊接头为对象。板厚小于50mm时，板厚效果（thicknesseffect）导致的疲劳强度的降低并不那么显著，而且，按照基于过去的许多疲劳试验数据库（database）而作出的各种疲劳设计曲线（fatiguedesigncurve），即使不使用本发明，也能确保抗疲劳安全性（fatigueresistantsafety）。“抗疲劳特性优异”是指使用图3所示的尺寸形状的带切口的三点弯曲角焊接头疲劳试片，在应力比为0.1的条件下实施疲劳试验，求出板厚方向的疲劳寿命，在应力范围为340MPa时的疲劳寿命在25万次以上的情况。
根据上述发现，本发明者进一步深入地进行了研究，并由此完成了本发明。即，本发明的要点如下。
（1）板厚方向的抗疲劳特性优异的厚钢板，其特征在于，至少在与钢板轧制面两侧或单侧在板厚方向上相距2mm的位置处至板厚的3/10位置处的范围内具有与板面平行的（110）面的X射线强度比在2.0以上的集合组织，且板厚方向的压缩残余应力（compressiveresidualstress）的平均值在160MPa以上。
（2）（1）所述的板厚方向的抗疲劳特性优异的厚钢板，其特征在于，所述集合组织中的与板面平行的（100）面的X射线强度比在1.1以下。
（3）（1）或（2）所述的板厚方向的抗疲劳特性优异的厚钢板，其特征在于，所述厚钢板具有按质量计，含有C：0.03～0.15％、Si：0.60％以下、Mn：0.80～1.80％，还含有选自Ti：0.005～0.050％，Nb：0.001～0.1％中的一种或二种，余部由Fe和不可避免的杂质构成的组成。
（4）（3）所述的板厚方向的抗疲劳特性优异的厚钢板，其特征在于，除上述组成外，按质量计，还含有选自Cu：2.0％以下、Ni：2.0％以下、Cr：0.6％以下、Mo：0.6％以下、V：0.2％以下、W：0.5％以下、Zr：0.5％以下、B：0.0050％以下中的一种或二种以上。
（5）（3）或（4）所述的板厚方向的抗疲劳特性优异的厚钢板，其特征在于，除上述组成外，按质量计，还含有Al：0.1％以下。
（6）板厚方向的抗疲劳特性优异的厚钢板的制造方法，其特征在于，在对具有（3）～（5）中任一项中所述的组成的钢素材加热、进行热轧、制作厚钢板时，所述热轧包括在奥氏体部分重结晶温度（austenitepartialrecrystallizationtemperature）以上的温度区域下进行的使累积压下率为10％以上的第一轧制，以及在相当于与所述厚钢板轧制面两侧或单侧在板厚方向上相距2mm的位置处至板厚的3/10位置处的范围形成二相组织的温度区域进行的各焊接道的平均压下率小于3.5％且累积压下率在50％以上的第二轧制，在钢板表面温度在600℃以上的热轧结束后，以1℃/s以上的冷却速度进行加速冷却（acceleratedcooling），冷却至400℃以下。
（7）疲劳强度优异的角焊接头，其特征在于，对板厚50mm以上的板厚方向的抗疲劳特性优异的厚钢板的角焊缝部在输入热量在30kJ/cm以下的条件下进行3层以下（3layersorless）、6焊接道以下（6passesorless）的多层焊接。
（8）（7）所述的疲劳强度优异的角焊接头，其特征在于，所述板厚50mm以上的厚钢板至少在与钢板轧制面两侧或单侧在板厚方向上相距2mm的位置处至板厚的3/10位置处的范围内具有与板面平行的（110）面的X射线强度比在2.0以上的部位。
（9）（8）所述的疲劳强度优异的角焊接头，其特征在于，所述板厚50mm以上的厚钢板的所述组织中，与板面平行的（100）面的X射线强度比进一步地在1.1以下。
（10）（8）或（9）所述的疲劳强度优异的角焊接头，其特征在于，所述板厚50mm以上的板厚方向的压缩残余应力的平均值在160MPa以上。
根据本发明，在不损害钢板的延展性、韧性的情况下，能容易且廉价地制造板厚方向的抗疲劳特性优异的板厚50mm以上的厚钢板，在产业上具有显著的效果。
此外，根据本发明，通过使用具有作为焊接结构物的延展性和韧性的厚钢板，能容易且廉价地提高疲劳强度尤其成为问题的板厚50mm以上的厚钢板的角焊部的疲劳特性，在产业上具有显著的效果。
附图说明
图1是说明疲劳试验中使用的三点弯曲试片的尺寸形状的示意图。
图2是说明板厚方向的截面中的扩展的疲劳裂纹前端中的滑移的发生状况的示意图。
图3是示意性地显示疲劳试验中使用的带切口的三点弯曲角焊接头疲劳试片的尺寸形状的说明图。
图4是说明角焊接头的焊接条件的图。
具体实施方式
下面，对本发明中规定的组织、压缩残余应力、优选的成分组成、制造条件进行说明。
〔组织〕
本发明的厚钢板至少在与钢板轧制面两侧或单侧在板厚方向上相距2mm的位置处起至板厚的3/10位置处的范围内具有与板面平行的（110）面的X射线强度比在2.0以上的集合组织。
为了抑制在板厚方向上扩展的疲劳裂纹（裂纹面为板厚面）的扩展（传播），可使（110）面为与裂纹面（板厚面）成90°倾斜的组织，即形成与板面平行地集聚（110）面的组织（（110）集合组织），并使X射线强度比在2.0以上。
图2是说明板厚方向的截面中在扩展的疲劳裂纹前端的滑移发生状况的示意图。通常，疲劳裂纹因循环应力的作用，在裂纹前端，在与剪切应力呈最大的裂纹面成45°左右的面上发生不可逆的滑移，这种滑移会累积并扩展（因裂纹前端的应力场和结晶方位（crystalorientation）的关系，在剪切应力最高的滑移体系（滑移面滑移方向）中发生滑移变形（slipdeformation），裂纹扩展）。
因此，若使体心立方（bcc）结构（body-centeredcubicstructure）的钢板的主滑移面（principalslipplane）即（110）面与倾斜，与裂纹面成90°，则与剪切应力（shearstress）呈最大的裂纹面成45°倾斜的面的滑移受到抑制。
此外，与板面平行的（110）面的X射线强度比小于2.0时，无法充分获得降低疲劳裂纹传播速度、提高板厚方向的疲劳特性的效果，因此，使其在2.0以上。另外，与板面平行的（110）面的X射线强度比是指以具有随机方位（randomdirection）的钢板中的来自与板面平行的（110）面的X射线强度为基准，相对于此基准的来自平行于板面存在的（110）面的X射线的强度之比。与板面平行的（110）面的X射线强度比在2.0以上是指与具有随机的结晶方位的钢板相比，与板面平行的（110）面以2.0倍以上高高集聚，形成（110）集合组织。
本发明的厚钢板至少在与钢板轧制面两侧或单侧在板厚方向上相距2mm的位置处至板厚的3/10位置处的范围内具有与板面平行的（110）面的X射线强度比在2.0以上的集合组织。
沿板厚方向传播的疲劳裂纹从钢板表面附近的应力集中部（stressconcentrationarea）、例如安装在表面的部件等的焊接部发生，但在该部位、尤其是在从钢板表面到2mm的部位，因用于安装部件等的焊接热（weldingheat）而形成的集合组织消失了。
另一方面，扩展到板厚中央部的疲劳裂纹的裂纹变大，裂纹前端的应力扩大系数（stressintensityfactor）变大，循环荷载的每1循环的疲劳裂纹扩展量（fatiguecrackgrowth）变大，几乎无法得到由（110）集合组织的存在产生的疲劳裂纹传播速度的降低效果。
因此，至少在与钢板轧制面两侧或单侧在板厚方向上相距2mm的位置处至板厚的3/10位置处的范围内形成上述集合组织。但是，即使使钢板整体变成（110）集合组织，也不会损害本发明的作用效果，对于本发明的厚钢板而言，在使板厚方向整体变成上述集合组织这一点上无任何限制。
在体心立方（bcc）结构的钢板中，（100）面为解理面，与板面平行的（100）面的存在会使板厚方向的韧性降低，当（100）面与板面平行地发展时，会妨碍（110）集合组织的形成，因此，至少在与钢板轧制面两侧或单侧在板厚方向上相距2mm的位置处至板厚的3/10位置处的范围内，将与板面平行的（100）面的X射线强度比降低到1.1以下，优选尽可能地降低。另外，与板面平行的（100）面的X射线强度比是指以具有随机方位的钢板中的来自与板面平行的（100）面的X射线强度为基准，相对于该基准的来自平行于板面存在的（100）面的X射线强度的比。与板面平行的（100）面的X射线强度比在1.1以下是指，与具有随机方位的钢板相比，与板面平行的（100）面的集聚在1.1倍以下，几乎未形成（100）集合组织。
〔板厚方向的压缩残余应力〕
板厚方向的压缩残余应力对抑制板厚方向的韧性降低及降低板厚方向的疲劳裂纹传播速度有效，但在小于160MPa时，得不到上述优异的抗疲劳特性，因而使其在160MPa以上。板厚方向的压缩残余应力的平均值通过X射线测定（X-raymeasurement），在板厚方向以4mm间距测定板厚方向（裂纹传播方向）的残余应力，取其压缩侧值（负侧的值）的平均值的绝对值。
为使本发明的厚钢板兼具作为焊接钢结构物用的强度和韧性（拉伸强度（tensilestrength）TS：490MPa以上、－40℃下的吸收能量（absorbedenergy）：200J以上），优选的成分组成和制造条件如下。
〔成分组成〕在以下说明中，％表示质量％。
C：0.03～0.15％
C是一种具有使钢的强度增加的作用的元素，为了确保所期望的高强度，优选含0.03％以上，但含有量超过0.15％时，焊接热影响部（weldedheat-affectedzone）的韧性会降低。因此，优选将C限定在0.03～0.15％的范围内。
Si：0.60％以下
Si是一种既具有脱氧剂（deoxidizingagent）作用，又具有固溶后使钢的强度增加的作用的元素。为了得到这种效果，优选含0.01％以上。另一方面，若含有量超过0.60％，则会使焊接热影响部的韧性降低。因此，优选将Si限定在0.60％以下。另外，更优选在0.50％以下。
Mn：0.80～1.80％
Mn是一种具有使钢的强度增加的作用的元素，为了确保所期望的高强度，优选含0.80％以上，但若含有量超过1.80％，则母材的韧性可能降低。因此，优选将Mn限定到0.80～1.80％的范围。另外，更优选为0.80～1.60％。
选自Ti：0.005～0.050％、Nb：0.001～0.1％中的一种或二种
Ti、Nb是通过析出强化（precipitationstrengthening）而使强度增加并通过抑制加热时的奥氏体颗粒的成长而有助于钢板组织微细化的元素，在本发明中含有一种或二种。
Ti会形成碳化物（carbide）、氮化物（nitride）、有助于钢板制造时的奥氏体颗粒的微细化，并抑制焊接热影响部的晶粒组大化，提高焊接热影响部的韧性。为了获得这种效果，优选含0.005％以上。另一方面，若含有量超过0.050％，则会使韧性降低。因此，优选将Ti限定在0.005～0.050％的范围。另外，更优选为0.005～0.02％。
Nb与Ti一样，具有通过析出强化而使强度增加，进而使组织微细化，并抑制奥氏体的重结晶，促进用于形成所希望的组织的轧制所产生的效果的作用。为了获得这种效果，优选含0.001％以上，但若含有量超过0.1％，则会有组织发生针状化（needle-like）、韧性降低的倾向。因此，优选将Nb限制在0.001～0.1％的范围内。另外，更优选为0.02～0.05％。
要使特性进一步提高，除上述基本成分外，还可含有Cu、Ni、Cr、Mo、V、W、Zr、B、Al中的一种或二种以上。
Cu：2.0％以下、Ni：2.0％以下、Cr：0.6％以下、Mo：0.6％以下、V：0.2％以下、W：0.5％以下、Zr：0.5％以下、B：0.0050以下％中的一种或二种以上
Cu、Ni、Cr、Mo、V、W、Zr、B是提高钢的强度和韧性的元素，根据所期望的特性而含有其一种或二种以上。
Cu主要通过析出强化而有助于钢的强度增加。为了获得这种效果，优选含0.05％以上，但若含有量超过2.0％，则析出强化过多，韧性降低。因此，在含有该元素的情况下，优选将Cu限定在2.0％以下。另外，更优选在0.35％以下。
Ni不仅增加钢的强度，还有助于提高韧性。此外，Ni能有效地用于防止Cu引起的热轧时的开裂。为了获得这种效果，优选含0.05％以上。但是，即使超过2.0％而大量含有，效果也会出现饱和，不能期待与含量相应的效果，在经济上不利，且Ni是高价的元素，大量含有会导致材料成本高涨。因此，在含有该元素的情况下，优选将Ni限定在2.0％以下。另外，更优选在0.1％以上。
Cr能使珠光体的量（amontofpearlite）增加，有助于增加钢的强度。为了获得这种效果，优选含0.01％以上，但若含有超过0.6％，则会降低焊接部的韧性。因此，在含有该元素的情况下，优选将Cr限定在0.6％以下。另外，更优选为0.01～0.2％。
Mo有助于增加钢的强度。为了获得这种效果，优选含0.01％以上，但若含有量超过0.6％，则会降低焊接部的韧性。因此，在含有该元素的情况下，优选将Mo限定在0.6％以下。另外，更优选为0.01～0.08％。
V通过固溶强化（solidsolutionstrength）、析出强化而有助于增加钢的强度。为了获得这种效果，优选含0.05％以上，但若含有量超过0.2％，则会显著降低母材韧性和焊接性。因此，优选将V限定在0.2％以下。另外，更优选为0.05～0.1％。
W有助于增加钢的强度，尤其有助于增加钢的高温强度。为了获得这种效果，优选含0.1％以上，但若超过0.5％而大量含有，则会降低焊接部的韧性。此外，大量含有高价的W会导致材料成本的高涨。因此，在含有该元素的情况下，优选将W限定在0.5％以下。另外，更优选为0.2～0.4％。
Zr有助于增加钢的强度，并能提高镀锌处理材料中的耐镀膜破裂性。为了获得这种效果，优选含0.01％以上，但若含有量超过0.5％，则会降低焊接部的韧性。因此，在含有该元素的情况下，优选将其限定在0.5％以下。另外，更优选为0.01～0.1％。
B通过提高淬火性而有助于增加钢的强度，并在轧制中作为BN析出，有助于轧制后的铁素体颗粒的微细化。为了获得这种效果，优选含0.0010％以上，但若含有量超过0.0050％，则会使韧性变差。因此，在含有该元素的情况下，优选将B限定在0.0050％以下。另外，更优选为0.0010～0.0035％。
Al：0.1％以下
Al既作为脱氧剂发挥作用，又有助于晶粒的微细化，为了获得这种效果，优选含0.015％以上，但若超过0.1％而过量含有，则会导致韧性降低。因此，在含有该元素的情况下，将Al限定在0.1％以下。另外，优选在0.08％以下。
上述成分以外的余部为Fe和不可避免的杂质，可容许P：0.035％以下、S：0.035％以下、N：0.012％以下。
〔制造条件〕
对钢坯（slab）等钢素材的制造方法无特殊限制。将上述组成的熔钢（moltensteel）用转炉（converterfurnace）等常用的熔炉进行熔制，通过连续铸造法（continuouscasting）等常用的方法，形成钢坯等钢素材，加热至900～1350℃的温度。
加热温度小于900℃时，所希望的热轧（hotrolling）变得困难。另一方面，在超过1350℃的加热温度下，表面氧化（surfaceoxidation）显著，且晶粒的粗大化显著。因此，优选将钢素材的加热温度（heatingtemperature）限定在900～1350℃的范围。另外，从提高韧性的观点考虑，更优选在1150℃以下。
对加热过的钢素材实施热轧。热轧包括第一轧制和第二轧制，第一轧制在奥氏体部分重结晶温度以上的温度区域（在上述成分组成的情况下，奥氏体部分重结晶温度以上的温度区域是表面温度为1000～850℃的温度区域）进行，使累积压下率在10％以上。奥氏体颗粒至少部分重结晶，因此，可使钢板组织微细且均匀。另外，由于至少奥氏体颗粒部分重结晶，因此，优选使累积压下率在10％以上。轧制温度区域在奥氏体未重结晶温度区域内时，不能期待晶粒的均匀化。另外，从确保第二轧制的压下率的观点考虑，累积压下率的上限优选为30％。
上述第一轧制后，在与钢板轧制面两侧或单侧在板厚方向上相距2mm的位置处至板厚的3/10位置处的范围位于形成二相组织的温度区域的情况下，实施各焊接道的平均压下率小于3.5％且累积压下率在50％以上、轧制结束温度在600℃以上的第二轧制。
在第二轧制中，由于在与钢板轧制面两侧或单侧在板厚方向上相距2mm的位置处至板厚的3/10位置处的范围导入剪切应变、使累积压下率在50％以上、轧制结束温度在600℃以上时，会形成与板面平行的（110）面的X射线强度比在2.0以上的（110）集合组织，因此，使各焊接道的平均压下率小于3.5％。
累积压下率小于50％时，无法使与板面平行的（110）面的X射线强度比在2.0以上。
另外，在上述组成范围的情况下，在表面温度为900～600℃的温度区域，与钢板轧制面两侧或单侧在板厚方向上相距2mm的位置处至板厚的3/10位置处的范围会形成近似二相组织。使轧制结束温度为表面温度在600℃以上的温度区域的温度。
轧制结束温度在表面温度小于600℃的区域时，铁素体中会有过度的加工应变导入，韧性下降，因此，使轧制结束温度在600℃以上，优选为850～600℃。
用上述制造方法制成的厚钢板至少在与钢板轧制面两侧或单侧在板厚方向上相距2mm的位置处至板厚的3/10位置处的范围内，与板面平行的（100）面的X射线强度比在1.1以下，板厚方向的韧性劣化受到抑制。
热轧中，形成板厚50mm以上的钢板。板厚小于50mm的情况下，热轧时，至少在与钢板轧制面两侧或单侧在板厚方向上相距2mm的位置处至板厚的3/10位置处的范围内，难以导入对（110）集合组织的发展有效的剪切应变。而且，在板厚小于50mm的情况下，由于导入了板厚方向的压缩残余应力，钢板的屈曲性能可能降低。由此，形成板厚50mm以上的厚钢板。此外，热轧除了第一轧制和第二轧制以外，也可在不损害这些轧制的作用效果的范围内实施轧制。
第二轧制后，以1℃/s以上的冷却速度实施加速冷却，冷却至400℃以下。若冷却速度小于1℃/s、冷却停止温度超过400，则难以使板厚方向的压缩残余应力的平均值在160MPa以上，因此，将冷却速度设在1℃/s以上，冷却停止温度设在400以下。另外，更优选以5℃/s以上的冷却速度冷却至350℃以下。
本发明中，作为板厚方向的抗疲劳特性优异的厚钢板的角焊接头的焊接条件，对焊接输入热量（kJ/cm）和层积方法进行规定。将焊接输入热量（weldingheatinput）（有时也仅称作输入热量）设在30kJ/cm以下。用超过30kJ/cm的输入热进行角焊时，由于焊接的热影响，钢板的组织或内部残余应力的形态会发生变化，对板厚方向的抗疲劳特性优异的钢板的疲劳特性产生不良影响，因而将其设在30kJ/cm以下。
此外，即使焊接输入热量在30kJ/cm以下，若以超过3层6焊接道的层积制作角焊接头，则焊趾部的拉伸残余应力会高，得不到提高疲劳特性的效果，因此，使层积在3层以下且在6焊接道以下。另外，对焊接法无特殊规定。可使用手工焊接（handwelding）、MIG焊接（metalinertgaswelding）、CO2焊接（carbondioxidewelding）等。
实施例1
对表1所示组成的钢素材，在表2所示的条件下实施热轧，形成了板厚50～80mm的厚钢板。对这些厚钢板实施组织观察、拉伸试验、韧性试验、疲劳裂纹传播试验。
（1）组织观察（microstructureobservation）
从所得的厚钢板的板厚的1/4位置（作为与表面在板厚方向上相距2mm处～板厚的3/10位置处的范围的代表）起，与板面平行地采取组织观察用试验片（大小：厚1.5mm×宽25mm×长30mm），用X射线衍射法求出与板面平行的（110）面及（100）面的X射线衍射强度。将所得的X射线强度与随机组织标准试样（randomsample）的（110）面积（100）面的的X射线衍射强度之比分别作为与板面平行的（110）面的X射线强度比、与板面平行的（100）面的X射线强度比。
（2）残余应力测定
从所得的厚钢板上采取用于用X射线进行残余应力测定的试片（大小：板厚（钢板原有厚度）×12.5mm×300mm〔板厚方向尺寸×轧制直角方向尺寸×轧制方向尺寸〕），对测定面〔12.5mm×300mm的面〕〔轧制直角方向的尺寸×轧制方向尺寸〕实施电解研磨后，沿板厚方向，以4mm间距，通过X射线测定板厚方向的残留应力。对测得的残余应力中的压缩侧（负侧）的值进行平均，将其绝对值作为板厚方向的压缩残余应力的平均值。
（3）拉伸试验
从所得的厚钢板上，根据JISZ2201（1998）的规定，以使拉伸方向与钢板轧制方向成直角方向的方式采取JIS4号拉伸试片（平行部直径：14mm）。试片的采取位置为板厚的1/4位置（作为与表面在板厚方向上相距2mm处～板厚的3/10位置处的范围的代表）。拉伸试验按照JISZ2241（1998）进行，求出YS：屈服强度σys或0.2％耐力σ0.2、TS：拉伸强度σTS、伸长率E1，对静态拉伸时的拉伸特性进行评价。
（4）韧性试验
从所得的厚钢板上，根据JISZ2242（2005）的规定，以使长度方向平行于轧制方向的方式采取V切口试片，求出－40℃下的吸收能量，对韧性进行评价。需要说明的是，V试片取自板厚的1/4位置处（作为与表面在板厚方向上相距2mm处～板厚的3/10位置处的范围的代表）。
（5）疲劳试验
从所得的厚钢板上，以使疲劳裂纹的传播方向为板厚方向的方式，采取疲劳试验用试片（大小：板厚（钢板原有厚度）×12.5mm×300～350mm〔板厚方向尺寸×轧制垂直方向尺寸×轧制方向尺寸〕）。试片为图1所示尺寸形状的带切口的三点弯曲疲劳试片，由于将疲劳试验时的弯曲跨度（bendingspan）设为板厚的4倍，因此，板厚为50～65mm时，将轧制方向的尺寸设为300mm，板厚为80mm时，将轧制方向的尺寸设为350mm。疲劳试验在应力范围为340MPa、应力比R（＝最小荷载/最大荷载）为0.1的条件下实施，求出板厚方向的疲劳特性（疲劳寿命）。
将所得的疲劳寿命在200万次以上的情况评价为“板厚方向的抗疲劳特性优异”，记作○，将除此以外的情况评价为×。另外，试片切口（缺口）为宽0.1mm的机械加工缺口（machinednotch）。
在本发明例（No.4、7、9、11、14、17）中，均得到了这样的厚钢板：其在板厚的1/4位置（作为与表面在板厚方向上相距2mm处～板厚的3/10位置处的范围的代表），与板面平行的（110）面的X射线强度比在2.0以上，板厚方向的压缩残余应力的平均值在160MPa以上且与板面平行的（100）面的X射线强度比在1.1以下，板厚方向的韧性也不降低，板厚方向的抗疲劳特性优异。另一方面，在不在本发明范围的比较例（No.1、2、3、5、6、8、10、12、13、15、16）中，与板面平行的（110）面的X射线强度比小于2.0或板厚方向的压缩残余应力的平均值小于160MPa，板厚方向的抗疲劳特性差。
实施例2
使用具有表3所示的化学成分、在表4所示的制造条件下制造并具有表4所示的特性的板厚50～80mm的板厚方向的疲劳特性优异的厚钢板1～5制作角焊接头，使用图3中所示形状的带切口的三点弯曲角焊接头疲劳试片实施三点弯曲疲劳试验。用于确认厚钢板1～5的组织、机械特性及板厚方向的疲劳特性的试验方法按与实施例1相同的方式进行。
使用由上述试验确认了特性的厚钢板1～5，在图4所示的条件下制作了角焊接头，实施了疲劳试验。作为疲劳试片，使用图3所示尺寸形状的带切口的三点弯曲角焊接头疲劳试片，在应力范围为340MPa、应力比R（＝最小荷载/最大荷载）为0.1的条件下实施，求出疲劳寿命。将用厚钢板1～5所得的结果示于表5。
对于厚钢板1～5，确认在本发明例（试验No.3、4、6）中，均得到了在应力范围为340MPa的苛刻条件下的疲劳寿命在25万次以上、抗疲劳特性优异的角焊接头。另一方面，在处于本发明所规定的焊接条件（输入热量30kJ/cm以下、3层6焊接道以下的层积条件）的范围之外的比较例（试验No.1、2）及使用了板厚方向的疲劳寿命差的厚钢板的比较例（试验No.5）中，未能确保抗疲劳特性。
表1
表2
表3
表4
表5

Claims (8)

1.厚钢板，所述厚钢板的板厚在50mm以上，其至少在与钢板轧制面的两侧或单侧在板厚方向上相距2mm的位置处至板厚的3/10位置处的范围内具有与板面平行的(110)面的X射线强度比在2.0以上的集合组织，且板厚方向的压缩残余应力的平均值在160MPa以上。
2.根据权利要求1所述的厚钢板，其特征在于，所述集合组织中与板面平行的(100)面的X射线强度比在1.1以下。
3.根据权利要求1或2所述的厚钢板，其特征在于，所述厚钢板的以质量％计的组成是，含有C：0.03～0.15％、Si：0.60％以下、Mn：0.80～1.80％，还含有选自Ti：0.005～0.050％，Nb：0.001～0.1％中的一种或二种，余部为Fe和不可避免的杂质。
4.根据权利要求3所述的厚钢板，其特征在于，以质量％计，所述组成中还含有选自Cu：2.0％以下、Ni：2.0％以下、Cr：0.6％以下、Mo：0.6％以下、V：0.2％以下、W：0.5％以下、Zr：0.5％以下、B：0.0050％以下中的一种或二种以上。
5.根据权利要求3或4所述的厚钢板，其特征在于，以质量计，所述组成中还含有Al：0.1％以下。
6.厚钢板的制造方法，在该方法中，在对具有权利要求3～5的任一项中所述的组成的钢素材进行热轧、制作厚钢板时，所述热轧包括在奥氏体部分重结晶温度以上的温度区域进行的累积压下率在10％以上的第一轧制以及在所述厚钢板的与距轧制面两侧或单侧2mm的位置处至板厚的3/10位置处相当的范围形成二相组织的温度区域进行的各焊接道的平均压下率小于3.5％且累积压下率在50％以上的第二轧制，在钢板表面温度在600℃以上的热轧结束后，以1℃/s以上的冷却速度进行加速冷却，冷却至400℃以下。
7.角焊接头，其通过在输入热量为30kJ/cm以下的条件下进行的3层以下且6道以下的多层焊接将板厚在50mm以上的板厚方向的抗疲劳特性优异的厚钢板的角焊缝部焊接而成，
所述板厚在50mm以上的厚钢板至少在与钢板轧制面两侧或单侧在板厚方向上相距2mm的位置处至板厚的3/10位置处的范围内具有与板面平行的(110)面的X射线强度比在2.0以上的部位，所述板厚在50mm以上的厚钢板的板厚方向的压缩残余应力的平均值在160MPa以上。
8.根据权利要求7所述的角焊接头，其特征在于，所述板厚在50mm以上的厚钢板的所述组织中，与板面平行的(100)面的X射线强度比在1.1以下。
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