JP2002047531A - 溶接部の疲労特性に優れた溶接構造用高張力鋼およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 溶接部の疲労特性に優れた高張力鋼およびそ
の製造方法の提供。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．００５〜０．１、Ｓ
ｉ：０．０１〜１．６、Ｍｎ：０．５〜２、Ｐ：０．０
１以下、Ｓ：０．００５以下、Ａｌ：０．００１〜０．
０５、Ｔｉ：０．００１〜０．０５、Ｍｇ：０．０００
１〜０．０１、Ｏ：０．０００１〜０．００８、Ｎ：
０．００１〜０．００８を含有し、更にＮｂ：０．０５
〜０．３、Ｖ：０．０５〜０．３の１種又は２種を含有
し、残部Ｆｅと不可避不純物からなり、下記式で定義し
たＣeqとＰcmがＣeq：０．２４％超０．５５％以下、Ｐ
cm：０．２５％以下を満たす溶接構造用高張力鋼。Ｃeq
＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ
＋Ｖ）／５＋Ｎｂ／３、Ｐcm＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ
＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／
１０＋５Ｂ

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、溶接部の靭性と疲
労強度の両方が必要とされる建築、造船、橋梁、建設機
械、海洋構造物などの溶接構造部材に使用される溶接部
の疲労特性に優れた溶接構造用高張力鋼およびその製造
方法、さらに詳しくは、引張強さが５７０MPa 〜７８０
MPa 級の溶接構造用高張力鋼およびその製造方法に関す
るものである。

【０００２】

【従来の技術】溶接構造物の大型化と環境保全に対する
要求の高まりに伴い、構造物部材は従来にも増した信頼
性が要求されるようになってきている。溶接構造物で想
定される破壊形態としては疲労破壊、脆性破壊、延性破
壊などがあるが、これらのうち、最も頻度が高い破壊形
態は、初期欠陥からの疲労破壊あるいは脆性破壊、さら
には疲労破壊の後に続く脆性破壊である。最近の橋梁や
大型タンカーにおける疲労き裂発生、海洋構造物におけ
る疲労き裂を発端とした倒壊など、疲労破壊が問題とな
った事例は少なくない。これらの破壊形態は、構造物の
設計上の配慮だけでは防止が困難であり、突然の構造物
崩壊の原因となることが多く、構造物の安全確保の観点
からはその防止が最も必要とされる破壊形態である。構
造物の大型化に伴い、使用される鋼材の高強度化に対す
る要求も強くなっており、従来は普通鋼から引張強さが
４９０MPa 級の高張力鋼が用いられていたものが、最近
は引張強さが５７０MPa 級から７８０MPa 級の高張力鋼
材の使用が増加しつつある。このように高強度化の傾向
にあるが、鋼材の強度が高くなると、溶接構造物での靭
性、疲労強度の確保は一層難しくなってくる。

【０００３】これまでに、疲労強度向上に関する技術が
多数提案されているが、そのほとんどは薄鋼板の母材、
あるいはスポット溶接部の疲労強度向上に関するもので
ある。例えば、特開昭６１−９６０５７号公報において
は、ベイナイトの面積比率を５〜６０％とすることで疲
労強度向上が図れることが開示されている。厚鋼板溶接
継手の疲労破壊に関する研究によれば、疲労き裂は溶接
部の応力集中部に発生する。この部分には残留応力も作
用しているため、応力集中と残留応力の重畳作用により
疲労き裂の発生が容易となることが明らかにされてい
る。

【０００４】これまでに、溶接部材の疲労強度支配要因
と疲労強度改善に関する膨大な研究がなされているが、
溶接部疲労強度の改善は、グラインダー研削、溶接ビー
ド最終層を加熱・再溶融により止端部形状を整形するな
どの溶接止端部形状改善による応力集中の軽減によるも
のなど、力学的要因による改善がほとんどであった（例
えば、特開昭５９−１１０４９０号公報、特開平１−３
０１８２３号公報など）。また、溶接後熱処理による残
留応力低減効果も従来からよく知られたものである。

【０００５】溶接熱影響部のミクロ組織と疲労強度の関
係はこれまでにほとんどあきらかにされていないが、特
開平５−３４５９２８号公報では、ＨＡＺ組織の疲労強
度は島状マルテンサイトの生成により向上することが開
示されている。すなわち、硬質の島状マルテンサイトが
ＨＡＺ組織中に存在すると、一旦発生したミクロな疲労
き裂は伝播を阻止または遅延され、実質的に疲労強度が
上昇することが記載されている。

【０００６】溶接部の疲労き劣発生・伝播のミクロ組織
依存性に関する系統的な実験を実施した結果、特開平８
−７３９８３号公報では疲労き裂の発生・伝播を最も効
果的に抑制するＨＡＺ組織はフェライトであることが明
らかにされている。すなわち、炭素当量値（以下Ｃeq）
限定し、ＨＡＺフェライト組織分率を増加させることに
よって溶接部の疲労強度が向上することが開示されてい
る。

【０００７】５７０〜７８０MPa 級高張力鋼のようにＨ
ＡＺ組織がベイナイトとなる場合の疲労き裂発生・伝播
の抑制は、Ｓｉ添加とＣeqの限定や高Ｎｂ添加とＣeqの
限定が有効であることが特開平７−１５４５０号公報な
どに開示されている。すなわち、Ｓｉ添加はマルテンサ
イト添加を抑えつつベイナイト中のフェライトの固溶強
化によって、また、高Ｎｂ添加はＮｂ炭化物の固溶ある
いは析出強化によってラス境界を強化する効果があり、
Ｃeqの限定はベイナイト全体を強化することによって溶
接部の疲労強度が向上することが記載されている。

【０００８】しかしながら、特開昭６１−９６０５７号
公報記載の発明では、母材のベイナイト面積率を特定範
囲に限定することにより疲労強度を向上させるものであ
るが、これは薄鋼板母材の疲労強度向上に関するもので
あり、本発明が対象とする厚鋼板の突合せ溶接、または
隅肉溶接などにおける溶接継手の疲労強度向上には効果
がない。また、特開昭５９−１１０４９０号公報および
特開平１−３０１８２３号公報記載の発明では、溶接後
に特殊な施工をする必要があり、溶接ままで疲労強度を
改善することができない。

【０００９】そして、特開平５−３４５９２号公報記載
の発明では、島状マルテンサイトを生成するために、溶
接後に溶接部をＡｃ₁ 〜Ａｃ₃ の中間温度域に加熱後冷
却する特殊な溶接後熱処理を施すものであり、溶接まま
で疲労強度を向上させることはできない。また島状マル
テンサイト生成によって著しく靭性が低下することがよ
く知られており、良好なＨＡＺ靭性を得ることについて
は考慮していない。

【００１０】さらに、特開平８−７３９８３号公報記載
の発明では、Ｃeq値を限定しＨＡＺフェライト分率を増
加させることによって溶接部の疲労強度を向上させるも
のであるが、この方法は溶接構造用軟鋼板と引張強さが
４９０MPa 級高張力鋼板でＨＡＺ組織がフェライトの場
合であり、溶接入熱が小さく冷却速度が速い場合や、５
７０〜７８０MPa 級高張力鋼板でＨＡＺのミクロ組織が
ベイナイトやマルテンサイトとなる場合に対して特に改
善を目指したものではない。

【００１１】また、０．６％以上のＳｉ添加でベイナイ
ト中のフェライトを固溶強化したり、高Ｎｂ添加がＮｂ
炭化物の固溶あるいは析出強化によってラス境界を強化
し疲労き裂発生・伝播を抑制することも試みられている
が、０．６％以上のＳｉ添加や、高Ｎｂ添加はＨＡＺ脆
化をもたらす。したがって、どちらの方法も疲労強度向
上を維持しつつ、良好な溶接性やＨＡＺ靭性を得ること
については考慮していない。

【００１２】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、応力集中度
の低減や溶接残留応力の低減を実現するための付加的な
溶接施工法による疲労強度向上ではなく、鋼材成分を制
御することにより、良好な溶接性を維持しつつ、疲労強
度の大幅に向上された溶接構造用高張力鋼板およびその
製造方法を提供することを目的としている。

【００１３】

【課題を解決するための手段】発明者らは５７０〜７８
０MPa 級を中心とする高張力鋼のＨＡＺ組織をベイナイ
トとして靭性と疲労強度の向上を目的として詳細な検討
を行った結果、高Ｎｂあるいは高Ｖ添加とＣeqおよびＰ
cmの限定が溶接部疲労特性の向上に有効であり、またさ
らに、微細な酸化物あるいは窒化物を鋼中に均一分散さ
せればＨＡＺ組織の細粒化が可能で、ＨＡＺ靱性の向上
をも可能であることを見出した。

【００１４】本発明はかかる知見に基づいて完成された
もので、その要旨とするところは次の通りである。 （１）質量％で、Ｃ ：０．００５〜０．１％、Ｓｉ：
０．０１〜１．６％、Ｍｎ：０．５〜２％、Ｐ ：０．
０１％以下、Ｓ ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００
１〜０．０５％、Ｔｉ：０．００１〜０．０５％、Ｍ
ｇ：０．０００１〜０．０１％、Ｏ ：０．０００１〜
０．００８％、Ｎ ：０．００１〜０．００８％を含有
し、Ｎｂ：０．０５〜０．３％、Ｖ ：０．０５〜０．
３％の１種または２種を、さらに含有し、残部Ｆｅおよ
び不可避不純物からなり、かつ、下記式で定義されるＣ
eqとＰcmが、Ｃeq：０．５５％以下、Ｐcm：０．２５％
以下を満たすことを特徴とする溶接部の疲労特性に優れ
た溶接構造用高張力鋼。ただし、 Ｃeq（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋
（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋Ｎｂ／３ Ｐcm（％）＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／
２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ （２）質量％で、Ｃ ：０．００５〜０．１％、Ｓｉ：
０．０１％以上１％未満、Ｍｎ：０．５〜２％、Ｐ ：
０．０１％以下、Ｓ ：０．００５％以下、Ａｌ：０．
００１〜０．０５％、Ｔｉ：０．００１〜０．０５％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、Ｏ ：０．０００１
〜０．００８％、Ｎ ：０．００１〜０．００８％を含
有し、Ｎｂ：０．０５〜０．３％、Ｖ ：０．０５〜
０．３％の１種または２種を、さらに含有し、残部Ｆｅ
および不可避不純物からなり、かつ、下記式で定義され
るＣeqとＰcmが、Ｃeq：０．２４％超０．５５％以下、
Ｐcm：０．２５％以下を満たすことを特徴とする溶接部
の疲労特性に優れた溶接構造用高張力鋼。ただし、 Ｃeq（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋
（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋Ｎｂ／３ Ｐcm（％）＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／
２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ （３）質量％で、Ｃ ：０．００５〜０．１％、Ｓｉ：
１〜１．６％、Ｍｎ：０．５〜２％、Ｐ ：０．０１％
以下、Ｓ ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００１〜
０．０５％、Ｔｉ：０．００１〜０．０５％、Ｍｇ：
０．０００１〜０．０１％、Ｏ ：０．０００１〜０．
００８％、Ｎ ：０．００１〜０．００８％を含有し、
Ｎｂ：０．０５〜０．３％、Ｖ ：０．０５〜０．３％
の１種または２種を、さらに含有し、残部Ｆｅおよび不
可避不純物からなり、かつ、下記式で定義されるＣeqと
Ｐcmが、Ｃeq：０．２７５％超０．５５％以下、Ｐcm：
０．２５％以下を満たすことを特徴とする溶接部の疲労
特性に優れた溶接構造用高張力鋼。ただし、 Ｃeq（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋
（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋Ｎｂ／３ Ｐcm（％）＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／
２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ （４）質量％で、Ｃｕ：０．１〜２．５％、Ｎｉ：０．
１〜５％、Ｃｒ：０．１〜１％、Ｍｏ：０．１〜２％、
Ｂ ：０．０００２〜０．００５％の１種または２種以
上を、さらに含有することを特徴とする前記（１）乃至
（３）のいずれかに記載の溶接部の疲労特性に優れた溶
接構造用高張力鋼。 （５）質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％ ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５％の１種または２種
以上を、さらに含有することを特徴とする前記（１）乃
至（４）のいずれかに記載の溶接部の疲労特性に優れた
溶接構造用高張力鋼。 （６）溶接熱影響部の組織において、ベイナイト組織の
面積率が６０％超であることを特徴とする前記（１）乃
至（５）のいずれかに記載の溶接部の疲労特性に優れた
溶接構造用高張力鋼。 （７）粒子径０．００２〜２μｍのＡｌ、Ｔｉ、Ｍｇの
一種または二種以上を含有する酸化物粒子の単独もしく
はこれらの酸化物粒子を内包するＴｉＮが合計で１００
００個／mm² 以上含有し、溶接熱影響部組織の旧γ粒径
が溶接入熱によらず、１０〜２００μｍであることを特
徴とする前記（１）乃至（６）のいずれかに記載の溶接
部の疲労特性に優れた溶接構造用高張力鋼。 （８）前記（１）乃至（７）のいずれかに記載の溶接構
造用高張力鋼の製造に際し、鋼片をＡｃ₃ 以上１２５０
℃以下の温度に加熱し、６５０℃以上１２００℃以下の
温度で累積圧下率が３０〜９５％の熱間圧延し、冷却後
にＡｃ₃ 以上１０００℃以下に再加熱した後、水冷ある
いは空冷することを特徴とする、溶接部の疲労特性に優
れた溶接構造用高張力鋼の製造方法。 （９）前記（１）乃至（７）のいずれかに記載の溶接構
造用高張力鋼の製造に際し、鋼片をＡｃ₃ 以上１２５０
℃以下の温度に加熱後、６５０℃以上１２００℃以下の
温度で累積圧下率が３０〜９５％の熱間圧延をした後、
引き続き１〜１００℃/secの冷却速度で０〜６００℃ま
で加速冷却することを特徴とする溶接部の疲労特性に優
れた溶接構造用高張力鋼の製造方法。 （１０）冷却後に、３００℃〜Ａｃ₁ の温度範囲で焼戻
しすることを特徴とする、前記（８）または（９）に記
載の溶接部の疲労特性に優れた溶接構造用高張力鋼の製
造方法。

【００１５】

【発明の実施の形態】発明者らは、まず溶接継手の疲労
試験片のき裂発生・伝播の状況をミクロ的に詳細に観察
を行った。その結果、ほとんどの疲労き裂は溶接金属と
ＨＡＺ（熱影響部）の境界部、すなわち、溶接融合線
（ｆｕｓｉｏｎ ｌｉｎｅ：溶接金属とＨＡＺ境界）付
近から発生し、ＨＡＺ内を伝播し、さらに母材部に突入
して試験片の全体破壊に至ることを知見した。溶接融合
線付近は溶接止端部に一致し、この部分で最も応力集中
が高くなるためである。このように、疲労き裂は溶接融
合線付近から発生し、ＨＡＺ内を伝播するために、疲労
強度はＨＡＺのミクロ組織に大きく影響することが明ら
かとなった。

【００１６】上記のように、疲労き裂の発生部は溶接融
合線近傍であり、さらにき裂伝播の初期段階ではＨＡＺ
内である。これらの領域は応力集中部に一致している。
ＨＡＺミクロ組織と応力集中の両因子を再現することに
よりＨＡＺミクロ組織が疲労強度に及ぼす影響を調査す
ることができる。すなわち、再現溶接熱サイクルを与え
た鋼材から応力集中を設けた試験を加工し、疲労試験に
供してＨＡＺミクロ組織と疲労強度の関係を求めた。試
験片の外形寸法１０×１０×５５mm、切欠き深さは２m
m、切欠き先端半径は０．７５mmで、支点間距離を４０m
mとして３点曲げ繰返し荷重を与え、疲労破壊させた。
応力集中係数は２．６である。

【００１７】図１は、軟鋼および引張強さが７８０MPa
級の強度を有する実験室真空溶解鋼を素材として、最高
加熱温度を１４００℃、８００〜５００℃の冷却時間を
１〜３０秒とした溶接再現熱サイクルを与えた再現ＨＡ
Ｚ材の疲労限度比（疲労限／再現ＨＡＺ材の引張強さ）
の再現ＨＡＺ材の引張強さに対する依存性を示したもの
である。

【００１８】この図から明らかなように、疲労限度比は
ＨＡＺミクロ組織に大きく依存し、マルテンサイト、下
部ベイナイト、下部ベイナイト＋上部ベイナイトの混合
組織、上部ベイナイト、フェライトの順に高くなる。す
なわち応力集中を有する疲労試験においてはＨＡＺ組織
が高温変態組織ほど疲労限度比は高くなり、低温変態組
織ほど低くなる。

【００１９】このように疲労強度がミクロ組織に依存す
る原因は完全には解明されていないが、 低温変態組織ほど変態時に導入された転位密度が高
く、この転位は繰返し応力を受けると再配列されてしま
うために転位強化は疲労強度にあまり寄与しない。 低温変態組織になるとベイナイトやマルテンサイトの
ラス界面、あるいは旧オーステナイト粒界の強度が粒内
組織の強度に比べて相対的に低くなり、ラス界面や旧オ
ーステナイト粒界で疲労き裂が容易に発生する。 フェライト組織では伝播するき裂先端における塑性変
形が顕著で、塑性吸収エネルギーが増大し、その結果と
してき裂伝播を遅延させる。 などの理由が考えられる。応力集中の少ない平滑試験片
においては疲労強度のミクロ組織依存性は少なく、むし
ろ静的な引張強さと高い相関関係を有することが知られ
ている。

【００２０】このように、再現ＨＡＺ材疲労強度がミク
ロ組織により影響を受け、特にフェライト主体組織で疲
労限度比が上昇することは応力集中部で特異的に生じる
現象であり、ミクロ組織をフェライト主体組織とするこ
とによる疲労強度向上の効果は溶接継手のように応力集
中が存在する場合に特に顕著に作用するものである。

【００２１】したがって、ＨＡＺミクロ組織をフェライ
ト主体組織とすることが疲労強度向上の上で最も望まし
いが、ＨＡＺが連続的に受ける連続冷却変態で１００％
フェライト組織にすることは、特に冷却速度が大きい小
・中入熱溶接では困難であり、本発明が対象としている
引張強さ５７０〜７８０MPa 級の強度を持つこともフェ
ライト主体組織では困難であるので、フェライトに次い
で疲労限度比が高い上部ベイナイト主体組織とした。

【００２２】図２は、軟鋼および引張強さ４９０MPa
、Ｓｉを０．２％程度含んだ引張強さ５７０〜７８
０MPa 、ＮｂもしくはＶを０．１％程度含んだ引張強
さ５７０〜７８０MPa 、ＮｂもしくはＶを０．１％程度
含み、Ｍｇを添加し、ＨＡＺを細粒化した引張強さ５７
０〜７８０MPa 、それぞれの実験室真空溶解鋼を素材と
して、最高加熱温度を１４００℃、８００〜５００℃の
冷却時間を１〜３０秒とした溶接再現熱サイクルを与
え、ＨＡＺ組織をベイナイト６０％超としたものについ
ての疲労試験を実施した結果で、疲労限度比の各種鋼材
のＣeqに対する依存性を示したものである。

【００２３】ここで示したＣeqは一般に使用されている
ＩＩＷの炭素当量式にＮｂの焼入れ性上昇効果を考慮し
た次式によるものである。 Ｃeq（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋
（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋Ｎｂ／３ この図から明らかなように、高Ｎｂもしくは高Ｖ添加が
疲労限度比を高くし、Ｍｇ添加でのＨＡＺ細粒化により
さらに上昇しているのがわかる。また、Ｃeqが０．３％
以上になると疲労限度比が高くなる。

【００２４】疲労強度が同じベイナイト６０％超のＨＡ
Ｚ組織にもかかわらず高Ｎｂもしくは高Ｖ添加とＣeqに
依存する原因については十分に解明されていないが、
Ｃeqが大きい領域ではベイナイト中のセメンタイトとラ
ス境界の強度差が小さくなり、ラス境界での疲労き裂の
発生を抑制する、高Ｎｂもしくは高Ｖ添加は、ベイナ
イト中のラス境界にＮｂおよび微細なＮｂ（ＣＮ）もし
くはＶおよび微細なＶ（ＣＮ）あるいはＶ₄ （ＣＮ）が
析出あるいは偏析してラス境界を強化し、疲労き裂の発
生を抑制する、などの理由が考えられる。

【００２５】また、Ｍｇ添加によって、さらに疲労特性
の大幅な増加が得られたが、その理由としては、ＨＡ
Ｚ細粒化による歪の分散効果に加えて、ＨＡＺ組織が強
化され、疲労き裂の発生を抑制する、ＨＡＺ細粒化に
よって増加した粒界あるいはラス境界等が障害となっ
て、疲労き裂の伝播を遅延する、集合組織の発達によ
って疲労き裂の伝播を抑制する、などの理由が考えられ
る。

【００２６】また、ＮｂやＶを含む析出物の析出によっ
て低下するＨＡＺ靭性も、ＨＡＺ細粒化によって通常の
鋼材以上に上昇し、入熱条件に依存せず、良好なＨＡＺ
靭性を持つようになる。上記の検討結果から明らかなよ
うに、本発明の骨子は、ＨＡＺ組織がベイナイト６０％
超、高Ｎｂもしくは高Ｖ添加、Ｃeqの限定、ＨＡＺ細粒
化によって溶接部の靭性を維持しつつ、疲労強度を向上
するものである。

【００２７】以上の基本思想に基づいて、各合金元素の
範囲を限定した理由を以下に述べる。なお、以下の％は
質量％を意味するものとする。Ｃは、鋼の強度を向上さ
せる有効な成分として含有するもので、０．００５％未
満では母材強度を確保するのが困難である。０．１％超
では母材および溶接部の靭性や耐溶接割れ性を低下させ
るので、０．００５〜０．１％とした。

【００２８】Ｓｉは、強度確保のほか脱酸元素として必
須の元素であり、ベイナイト中のフェライトを固溶強化
してラス境界を強化させ疲労強度も向上する。その効果
を得るためには０．０１％以上の添加が必要で、１．６
％を越えると逆にラス境界からき裂が発生しやすくな
り、ＨＡＺ靭性も低下する。したがって、その量は０．
０１〜１．６％とした。

【００２９】Ｍｎは、強度を高めるために必須の元素で
あるが０．５％未満では母材強度を確保できない。一
方、２％を超えるとＨＡＺ組織がマルテンサイト主体と
なって疲労強度が低下するため、その量を０．５〜２％
とした。

【００３０】Ｐは、鋼の靭性に影響を与える元素であ
り、０．０１％を超えると母材だけでなくＨＡＺの靭性
を著しく阻害するので、極力少ないほうが良く、その量
を０．０１％以下とした。

【００３１】Ｓは、Ｐと同様に低いほど好ましく、０．
００５％を超えるとＭｎＳ析出が顕著となり、母材のＨ
ＡＺ靭性を阻害し、板厚方向の延性も低下させる。さら
に、ＭｎＳ介在物が多量に存在すると、これが疲労き裂
の起点となり疲労強度のばらつきの原因となる。そのた
めその量を０．００５％以下とした。

【００３２】Ａｌは、脱酸、オーステナイト粒径の細粒
化等に有効な元素である。また、後述するように、ＨＡ
Ｚ靭性向上に必要なＭｇＯ、Ｍｇ含有酸化物の微細分散
に寄与する。効果を発揮するためには０．００１％以上
含有する必要がある。一方、０．０５％を超えると、粗
大な酸化物を形成して延性を極端に劣化させるとともに
疲労き裂の起点の原因となるため、その量を０．００１
〜０．０５％とした。

【００３３】Ｔｉは、析出強化により母材強度向上に寄
与するとともに、高温でも安定なＴｉＮの形成により加
熱オーステナイト粒径微細化にも有効な元素である。ま
た、後述するように、ＨＡＺ靭性向上に必要なＭｇＯ、
Ｍｇ含有酸化物の微細分散に寄与する。効果を発揮する
ためには０．００１％以上含有する必要がある。一方、
０．０５％を超えると、粗大な酸化物を形成して延性を
極端に劣化させるとともに疲労き裂の起点の原因となる
ため、その量を０．００１〜０．０５％とした。

【００３４】Ｍｇは、本発明の主たる合金元素の一つ
で、０．０１％を超えると、粗大な酸化物が生成しやす
くなり、母材およびＨＡＺ靭性の低下をもたらす。しか
しながら、０．０００１％未満の添加では、粒内変態お
よびピニング粒子として必要な酸化物の生成が十分に期
待できなくなるため、その量を０．０００１〜０．０１
％とした。

【００３５】Ｏは、Ｍｇ含有酸化物を生成させるための
必須元素である。鋼中に最終的に残存する酸素量として
は、０．０００１％未満では酸化物の個数が十分とはな
らないために、０．０００１％を下限値とする。一方、
０．００８％を越えて残存した場合は、粗大な酸化物が
多くなり、母材およびＨＡＺ靭性の低下をもたらす。し
たがって上限値を０．００８％とした。

【００３６】Ｎは、ＡｌやＴｉと化合してオーステナイ
ト粒微細化に有効に働くため、微量であれば機械的性質
向上に寄与する。また、工業的に鋼中のＮを完全に除去
することは不可能であり、必要以上に低減することは製
造工程に過大な負荷をかけるため好ましくない。そのた
め工業的に制御が可能で、製造工程への負荷が許容でき
る範囲として下限を０．００１％とする。過剰に含有す
ると、固溶Ｎが増加し、延性や靭性に悪影響を及ぼす可
能性があるため、許容できる範囲として上限を０．００
８％とした。

【００３７】ＮｂもしくはＶは、本発明の成分として主
たる元素の一つであり、ベイナイト中のラス境界にＮｂ
の微細な炭化物あるいは窒化物もしくはＶの微細な炭化
物あるいは窒化物が析出してラス境界を強化し溶接継手
部の疲労強度が向上でき、Ｓｉ添加が０．６％未満の場
合でも疲労強度は十分に向上できる。その効果を得るに
は０．０５％超が必要である。一方、０．３％を超える
と析出物が粗大化し、それが起点となってき裂が発生し
やすくなり、疲労強度とＨＡＺ靭性が低下する。したが
ってその添加量を０．０５〜０．３％とする。なお、Ｎ
ｂとＶは両方を同時にそれぞれ０．３％まで添加しても
良いが、ＮｂとＶの合計が０．５％を超えると粗大な析
出物が析出しやすくなるので、０．５％以下となるよう
に添加することが好ましい。

【００３８】以上が本発明における基本成分系である
が、さらに本発明においては上記成分の添加量と溶接熱
影響部の焼入れ性となる硬化性Ｃeqと溶接性を考慮した
低温割れ感受性Ｐcmとの間にＣeq≦０．５５％およびＰ
cm≦０．２５％を満たすことを重要な骨子としており、
溶接性および溶接部の靭性と疲労強度を向上させるもの
である。

【００３９】すなわち、Ｃeqは強度向上のために高いほ
どよいが、０．５５％を超えるとベイナイトからマルテ
ンサイト主体の組織になって疲労強度が低下する。した
がって上限値を０．５５％とした。また、逆にＣeqが低
すぎる場合は、フェライト主体の組織となり強度が不十
分となる。そのため、Ｓｉが１％未満の場合は０．２４
％超、Ｓｉが１％以上の場合は０．２７５％超をＣeqの
下限値とする。なお、５７０MPa 以上の強度を確実に得
ようとする場合はＳｉ含有量を問わずＣeqを０．３％以
上とすることが好ましい。また、Ｐcmが０．２５％を超
えると低温割れを起こす可能性があり、溶接ままでＨＡ
Ｚ靭性および疲労強度を向上させることが困難になって
くる。したがって上限値を０．２５％とした。なお、下
限値は特に限定しないが、本発明鋼の成分で０．１％を
下回ることはほとんどなく、強度を考慮すると０．１２
％以上が好ましい。

【００４０】選択的に添加するＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍ
ｏ、Ｂは全て焼入れ性Ｃeqを高める元素であり、基本成
分に１種あるいは２種以上含有することが効果的であ
る。以下に、各元素の成分限定理由を述べる。

【００４１】Ｃｕは、靭性を低下させずに強度の上昇に
有効な元素であるが、０．１％未満では効果がなく、
２．５％を超えると鋼片加熱時や溶接時に割れを生じや
すくする。したがって、その量を０．１〜２．５％とす
る。

【００４２】Ｎｉは、靭性および強度の改善に有効な元
素であり、その効果を得るためには０．１％以上の添加
が必要であるが、５％以上の添加では溶接性が低下する
ばかりか、ＨＡＺ組織はベイナイトからマルテンサイト
主体の組織となって疲労強度を低下させる。したがっ
て、その量を０．１〜５％とした。

【００４３】Ｃｒは、焼入れ性を高めて強度を確保する
上で０．１％以上必要である。一方、１％を超えるとＮ
ｉの同様の理由で好ましくない。したがって、その量を
０．１〜５％とした。

【００４４】Ｍｏは、焼入れ性向上、強度向上、耐焼戻
し脆化、再結晶抑制に有効な元素であり、その効果を得
るためには０．１％以上の添加が必要であるが、２％を
超えると靭性および溶接性が劣化する。したがって、そ
の量を０．１〜２％とした。

【００４５】Ｂは、固溶状態でオーステナイト粒界に偏
析することで、微量で焼入れ性を高めることが可能な元
素であるが、粒界に偏析した状態では、オーステナイト
の再結晶抑制にも有効である。焼入れ性、再結晶抑制に
効果を発揮するためには０．０００２％以上の添加が必
要であるが、一方、０．００５％を超える過剰の添加で
は、ＢＮ、Ｆｅ₂₃（Ｃ，Ｂ）₆ 等の粗大な析出物を生じ
て、靭性が劣化するため、０．０００２〜０．００５％
に限定する。

【００４６】またさらに、延性の向上、継手靭性の向上
のために、必要に応じて、Ｃａ、ＲＥＭの１種または２
種以上を含有することができる。Ｃａ、ＲＥＭはいずれ
も硫化物の熱間圧延中の展伸を抑制して延性特性向上に
有効である。酸化物を微細化させて継手靭性の向上にも
有効に働く。Ｃａ、ＲＥＭともに０．０００５％未満で
は、この効果が得られないので下限値を０．０００５％
とした。逆に、０．００５％を超えると、Ｃａ、ＲＥＭ
の酸化物個数が増加し、超微細なＭｇ含有酸化物の個数
が低下する、あるいは硫化物や酸化物の粗大化を生じ、
延性、靭性の劣化を招くため、その上限値を０．００５
％とした。

【００４７】本発明の高張力鋼板は、高張力鋼板として
の強度を確保するためベイナイト組織の面積率を６０％
超とすることが好ましい。６０％以下の場合は強度と疲
労特性を両立させることが困難となる。本発明の高張力
鋼板は、ＣeqとＰcmの限定を含む上記成分要件を満たし
た上で、特定の粒子が分散していることによりＨＡＺ靱
性を向上させることが出来る。本発明における特徴の一
つは、Ｎｂ（及び／又はＶ）を比較的多量に添加するこ
とにある。Ｎｂを比較的多く添加した例として、例えば
特開平５−２５５４２号公報、特開平５−２０９２２２
号公報に開示されているが、この場合、多量のＮｂ添加
により大入熱溶接ＨＡＺの靱性は著しく劣化する。

【００４８】低合金鋼の低温靱性は、（１）結晶粒のサ
イズ、（２）ＭＡや上部ベイナイト（Ｂｕ）などの硬化
相の分散状態など種々の冶金学的要因に支配される。な
かでもＨＡＺの結晶粒のサイズおよびＭＡは低温靱性に
大きな影響を与えることが知られている。そこで、本発
明ではＨＡＺの結晶粒を微細化することにより、Ｎｂが
多量に添加された厚鋼板のＨＡＺ靱性の大幅な改善を図
った。溶接入熱量が増加すると、ＨＡＺにおいてγ粒が
粗大化し、その後の冷却速度の低下によりＨＡＺ組織は
粗大化し、ＨＡＺ靱性は劣化する。

【００４９】そこで、粒子径０．００２〜２μｍのＡ
ｌ、Ｔｉ、Ｍｇの一種または二種以上含有する酸化物粒
子またはこれらの酸化物粒子を内包する微細なＴｉＮな
どの炭窒化物を合計で１００００個／mm² 以上、鋼中に
生成させることによりＨＡＺにおけるγ粒径を１０〜２
００μｍに抑制してＨＡＺ靱性を向上させることができ
る。酸化物は高温でも化学的に安定で溶解しないため、
ＨＡＺにおいてγ粒の粗大化抑制効果が維持され、γ粒
径が１０〜２００μｍであれば、良好なＨＡＺ靱性を確
保できる。

【００５０】次に、本発明の高張力鋼板製造方法におけ
る製造条件の限定理由を述べる。まず、圧延条件に関し
ては以下に説明する。上記の成分を含有する鋼は、製造
工程で溶製後、連続鋳造などを経て厚板加熱、圧延を施
される。この場合、圧延方法と加速冷却方法および熱処
理方法については、当該分野において従来から適用され
ている方法を用いても溶接部の靭性および疲労強度に関
しては、何ら差し支えない。母材強度および靭性を要求
する時にのみに限定する。

【００５１】前記（８）において、熱間圧延・冷却後に
おける再加熱処理の温度をＡｃ₃ 以上１０００℃以下に
限定した理由は、母材組織をマルテンサイトを含んだベ
イナイト主体組織にし、かつ母材の強度・靭性バランス
を得るための温度範囲である。この温度以下では十分な
強度が得られないためである。

【００５２】炭素当量値が低い場合や板厚が大きい場合
には、このような常法の圧延方法では必要とする強度が
得られない場合がある。このような場合には、前記
（９）に記載の制御圧延・加速冷却法により母材強度を
上昇させることができる。熱間圧延温度を１２００℃の
高温域まで拡大した理由は圧延処理による細粒化効果が
期待でき再加熱処理に比べて強度・靭性の向上のためで
ある。

【００５３】前記（１０）に記載の圧延・冷却後に引き
続き実施する焼戻し処理は、回復による母材組織の靭性
向上を目的としたものであるから、加熱温度は逆変態が
生じない温度域であるＡｃ₁ 以下でなければならない。
回復は転位の消滅・合体により格子欠陥密度を減少させ
るものであり、これを実現させるためには３００℃以上
に加熱することが必要であるため、下限を３００℃とし
た。

【００５４】また、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂの析出元
素を含有している場合は、熱処理で微細析出物を生成さ
せることにより母材強度を向上させることができる。な
お、析出硬化を最も有効に作用させるための加熱温度は
析出硬化元素にも依存するが、４００〜６００℃の範囲
が好ましい。

【００５５】

【実施例】以下に、本発明の実施例を述べる。連続鋳造
により製造したスラブから板厚が２０〜４０mmの鋼板を
製造した。表１に、化学成分を示す。鋼１〜３５が本発
明鋼、鋼３６〜４５が比較鋼である。表２に、本発明鋼
における粒子の分散状態を示す。表３に、鋼板の製造条
件と引張特性を示す。本発明鋼１、２、６〜２０、２４
〜３５、および比較鋼３６、３７、３９〜４４は本発明
請求項９に示した制御圧延・制御冷却法で製造した。他
の鋼板は常法の熱間圧延法により製造した。加熱温度は
全ての鋼でＡｃ₃ 変態点以上である。また、冷却後に焼
戻し熱処理を実施した鋼の焼戻し温度は全て６００℃以
下で、Ａｃ₁ 変態点以下である。

【００５６】これら供試鋼を用いてＴ字隅肉溶接継手を
作成した。表４に溶接条件を示す。溶接継手の疲労強度
は板厚依存性を示す。板厚依存性を取り除くために、板
厚が２０mm超の鋼板は裏面を切削して２０mm厚としてか
ら溶接を実施した。図３にＴ字隅肉溶接継手から作成し
た３点曲げ疲労試験片形状を示す。繰返し最大荷重と最
小荷重の比が０．１の条件で疲労試験を実施した。

【００５７】表５に疲労試験結果、および表１に示す成
分の鋼板に、溶接入熱が１７kJ/cmの小入熱、および１
５０kJ/cm の大入熱溶接を付与し、シャルピー衝撃試験
によりＨＡＺ靭性の入熱依存性を評価した結果を示す。
溶接継手疲労強度は１０⁶ 回疲労強度、および疲労限を
指標として比較した。また、吸収エネルギーは０℃にお
ける３本の試験片について測定を行った平均値である。
これによりＨＡＺ組織がベイナイト６０％超からなる引
張強さ５７０〜７８０MPa 級高張力溶接構造用鋼板にお
いて、本発明鋼は比較鋼の溶接継手疲労強度およびＨＡ
Ｚ靭性より向上することが確認された。

【００５８】

【表１】

【００５９】

【表２】

【００６０】

【表３】

【００６１】

【表４】

【００６２】

【表５】

【００６３】

【表６】

【００６４】

【表７】

【００６５】

【発明の効果】以上説明したように、本発明鋼はＨＡＺ
組織がベイナイト６０％超からなる引張強さ５７０〜７
８０MPa 級高張力溶接構造用鋼板において、疲労き裂発
生・伝播の抑制に対して高Ｎｂ添加とＣeqの限定、およ
びＭｇ添加によるＨＡＺ細粒化によって、付加的溶接に
よる応力集中低減などによらず溶接継手の疲労強度、お
よび靭性を向上することが可能であり、本発明鋼を用い
ることにより溶接構造物の疲労破壊、および脆性破壊に
対する信頼性を向上させることが可能である。

【図面の簡単な説明】

【図１】疲労限度比（疲労限／再現ＨＡＺ材の引張強
さ）の再現ＨＡＺ材の引張強さに対する依存性を示した
図である。

【図２】疲労限度比の各種鋼材のＣeqに対する依存性を
示した図である。

【図３】実施例においてＴ字隅肉溶接継手から作成した
３点曲げ疲労試験片形状を図示したものである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 大宮 慎一 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株式 会社技術開発本部内 (72)発明者 粟飯原 周二 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株式 会社技術開発本部内 (72)発明者 渡部 義之 千葉県君津市君津１番地 新日本製鐵株式 会社君津製鐵所内 (72)発明者 児島 明彦 千葉県君津市君津１番地 新日本製鐵株式 会社君津製鐵所内 Ｆターム(参考） 4K032 AA01 AA02 AA04 AA08 AA11 AA14 AA15 AA16 AA19 AA20 AA21 AA22 AA23 AA24 AA26 AA27 AA29 AA31 AA32 AA35 AA36 AA40 BA01 CA01 CA02 CA03 CB01 CB02 CD02 CD03 CF01 CF02 CF03

Claims (10)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 質量％で、 Ｃ ：０．００５〜０．１％、 Ｓｉ：０．０１〜１．６％、 Ｍｎ：０．５〜２％、 Ｐ ：０．０１％以下、 Ｓ ：０．００５％以下、 Ａｌ：０．００１〜０．０５％、 Ｔｉ：０．００１〜０．０５％、 Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、 Ｏ ：０．０００１〜０．００８％、 Ｎ ：０．００１〜０．００８％を含有し、 Ｎｂ：０．０５〜０．３％、 Ｖ ：０．０５〜０．３％の１種または２種を、さらに
   含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、かつ、
   下記式で定義されるＣeqとＰcmが、 Ｃeq：０．５５％以下、 Ｐcm：０．２５％以下を満たすことを特徴とする溶接部
   の疲労特性に優れた溶接構造用高張力鋼。 ただし、 Ｃeq（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋
   （Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋Ｎｂ／３ Ｐcm（％）＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／
   ２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ
2. 【請求項２】 質量％で、 Ｃ ：０．００５〜０．１％、 Ｓｉ：０．０１％以上１％未満、 Ｍｎ：０．５〜２％、 Ｐ ：０．０１％以下、 Ｓ ：０．００５％以下、 Ａｌ：０．００１〜０．０５％、 Ｔｉ：０．００１〜０．０５％、 Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、 Ｏ ：０．０００１〜０．００８％、 Ｎ ：０．００１〜０．００８％を含有し、 Ｎｂ：０．０５〜０．３％、 Ｖ ：０．０５〜０．３％の１種または２種を、さらに
   含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、かつ、
   下記式で定義されるＣeqとＰcmが、 Ｃeq：０．２４％超０．５５％以下、 Ｐcm：０．２５％以下を満たすことを特徴とする溶接部
   の疲労特性に優れた溶接構造用高張力鋼。 ただし、 Ｃeq（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋
   （Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋Ｎｂ／３ Ｐcm（％）＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／
   ２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ
3. 【請求項３】 質量％で、 Ｃ ：０．００５〜０．１％、 Ｓｉ：１〜１．６％、 Ｍｎ：０．５〜２％、 Ｐ ：０．０１％以下、 Ｓ ：０．００５％以下、 Ａｌ：０．００１〜０．０５％、 Ｔｉ：０．００１〜０．０５％、 Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、 Ｏ ：０．０００１〜０．００８％、 Ｎ ：０．００１〜０．００８％を含有し、 Ｎｂ：０．０５〜０．３％、 Ｖ ：０．０５〜０．３％の１種または２種を、さらに
   含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、かつ、
   下記式で定義されるＣeqとＰcmが、 Ｃeq：０．２７５％超０．５５％以下、 Ｐcm：０．２５％以下を満たすことを特徴とする溶接部
   の疲労特性に優れた溶接構造用高張力鋼。 ただし、 Ｃeq（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋
   （Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋Ｎｂ／３ Ｐcm（％）＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／
   ２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ
4. 【請求項４】 質量％で、 Ｃｕ：０．１〜２．５％、 Ｎｉ：０．１〜５％、 Ｃｒ：０．１〜１％、 Ｍｏ：０．１〜２％、 Ｂ ：０．０００２〜０．００５％の１種または２種以
   上を、さらに含有することを特徴とする請求項１乃至３
   のいずれか１項に記載の溶接部の疲労特性に優れた溶接
   構造用高張力鋼。
5. 【請求項５】 質量％で、 Ｃａ：０．０００５〜０．００５％ ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５％の１種または２種
   以上を、さらに含有することを特徴とする請求項１乃至
   ４のいずれか１項に記載の溶接部の疲労特性に優れた溶
   接構造用高張力鋼。
6. 【請求項６】 溶接熱影響部の組織において、ベイナイ
   ト組織の面積率が６０％超であることを特徴とする請求
   項１乃至５のいずれか１項に記載の溶接部の疲労特性に
   優れた溶接構造用高張力鋼。
7. 【請求項７】 粒子径０．００２〜２μｍのＡｌ、Ｔ
   ｉ、Ｍｇの１種または２種以上を含有する酸化物粒子の
   単独もしくはこれらの酸化物粒子を内包するＴｉＮが合
   計で１００００個／mm² 以上含有し、溶接熱影響部組織
   の旧γ粒径が溶接入熱によらず、１０〜２００μｍであ
   ることを特徴とする請求項１乃至６のいずれか１項に記
   載の溶接部の疲労特性に優れた溶接構造用高張力鋼。
8. 【請求項８】 請求項１乃至７のいずれか１項に記載の
   溶接構造用高張力鋼の製造に際し、鋼片をＡｃ₃ 以上１
   ２５０℃以下の温度に加熱し、６５０℃以上１２００℃
   以下の温度で累積圧下率が３０〜９５％の熱間圧延し、
   冷却後にＡｃ ₃ 以上１０００℃以下に再加熱した後、水
   冷あるいは空冷することを特徴とする、溶接部の疲労特
   性に優れた溶接構造用高張力鋼の製造方法。
9. 【請求項９】 請求項１乃至７のいずれか１項に記載の
   溶接構造用高張力鋼の製造に際し、鋼片をＡｃ₃ 以上１
   ２５０℃以下の温度に加熱後、６５０℃以上１２００℃
   以下の温度で累積圧下率が３０〜９５％の熱間圧延をし
   た後、引き続き１〜１００℃/secの冷却速度で０〜６０
   ０℃まで加速冷却することを特徴とする、溶接部の疲労
   特性に優れた溶接構造用高張力鋼の製造方法。
10. 【請求項１０】 冷却後に、３００℃〜Ａｃ₁ の温度範
    囲で焼戻しすることを特徴とする、請求項８または９に
    記載の溶接部の疲労特性に優れた溶接構造用高張力鋼の
    製造方法。