JP2002129281A - 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溶接構造用高張力
鋼およびその製造方法の提供。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．００５〜０．１５
％、Ｓｉ：０．０１〜１．６％、Ｍｎ：０．５〜２％、
Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．００５％以下と、さらに
Ｎｂ：０．０５〜０．３％、Ｖ：０．０５〜０．３％の
１種又は２種を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物から
なり、Ｃeq：０．５５％以下、Ｐcm：０．２５％以下を
満たし、溶接ＨＡＺ部のミクロ組織が上部ベイナイトを
面積分率で６０％超含有し、母材のミクロ組織がフェラ
イトを面積分率で１５〜８０％含有し、該フェライトの
Ｘ線回折により測定した板厚中心部の圧延面に平行な面
の（２００）集合組織強度が、ランダム試料に対する相
対強度比で２〜１５で、残部が、ビッカース硬さが２５
０〜７００のパーライト、ベイナイト、マルテンサイト
の１種又は２種以上の組織である溶接構造用高張力鋼。

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
方法に係り、さらに詳しくは、引張強さが５７０MPa 級
以上の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。

【０００３】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、溶接構造物での疲労強度の確
保は一層難しくなってくる。

【０００４】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、母材の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。しか
し、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。

【０００５】また、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
１−３０１８２３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。しかし、上記の技術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。

【０００６】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明らかにされていないが、特
開平５−３４５９２８号公報では、溶接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
トが溶接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。しかし、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Ａ
ｃ₁ 〜Ａｃ₃ 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。

【０００７】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
果的に抑制する溶接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Ｃ
eq）を限定し、溶接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。

【０００８】しかし、Ｃeq値を限定し溶接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 級高張力鋼板で溶接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、５７０〜７８０MPa 級高張力鋼板で溶接
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。

【０００９】一方、５７０〜７８０MPa 級高張力鋼のよ
うに溶接ＨＡＺ組織がベイナイトとなる場合の疲労き裂
発生の抑制は、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、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。

【００１０】また、特開平５−１４８５４０号公報で
は、オーステナイト・フェライト２相域で圧延を行うこ
とで、アスペクト比が４以上のフェライトを生成させ、
板面に平行なセパレーションを生じさせることにより疲
労き裂の伝播を抑制する技術が記載されている。しか
し、両技術とも溶接ＨＡＺ部の疲労き劣の発生および母
材部に突入した際の伝播の両方を抑制するものではな
く、継手形状による適用限界があり、溶接構造物全体の
疲労強度を向上させるものではない。

【００１１】

【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
度が大幅に向上した、さらに詳しくは、溶接ＨＡＺ部の
き裂発生寿命および母材部のき裂伝播寿命を向上し、溶
接部の疲労特性に優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。

【００１２】

【課題を解決するための手段】発明者らは５７０MPa 級
以上を中心とする高張力鋼の溶接ＨＡＺ組織を上部ベイ
ナイト主体、さらに母材組織をフェライト主体で、残部
が、パーライト、ベイナイト、マルテンサイトの１種ま
たは２種以上の組織にし、溶接部の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Ｐcmの限定が溶接ＨＡＺ部の疲労き裂
発生寿命の向上に有効であり、フェライトとフェライト
との強度差が大きい第二相を適切なサイズ、量で分散さ
せること、さらに特定の集合組織を同時に発達させるこ
とが母材部の疲労き裂伝播寿命の向上に有効であること
を見出した。

【００１３】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：０．００５〜０．１５％、Ｓｉ：
０．０１〜１．６％、Ｍｎ：０．５〜２％、Ｐ：０．０
１％以下、Ｓ：０．００５％以下を含有し、さらにＮ
ｂ：０．０５〜０．３％、Ｖ：０．０５〜０．３％の１
種または２種を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物か
らなり、下記式で定義されるＣeqとＰcmが、Ｃeq：０．
５５％以下、Ｐcm：０．２５％以下を満たし、かつ、溶
接ＨＡＺ部のミクロ組織が上部ベイナイトを面積分率で
６０％超含有し、さらに、母材のミクロ組織がフェライ
トを面積分率で１５〜８０％含有し、そのフェライトの
Ｘ線回折により測定した板厚中心部の圧延面に平行な面
の（２００）集合組織強度が、ランダム試料に対する相
対強度比で２〜１５であり、残部が、ビッカース硬さが
２５０〜７００のパーライト、ベイナイト、マルテンサ
イトの１種または２種以上の組織であることを特徴とす
る溶接部の疲労特性に優れた溶接構造用高張力鋼。 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、Ｃｕ：０．１〜２．５％、Ｎｉ：０．
１〜５％、Ｃｒ：０．１〜１％、Ｍｏ：０．１〜１．５
％、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) 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。 （３）質量％で、Ａｌ：０．００１〜０．０５％、Ｔ
ｉ：０．００１〜０．０５％、Ｎ：０．００１〜０．０
０８％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) または(2) 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。 （４）質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５％の１種または２種
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。

【００１４】（５）前記(1) 乃至(4) のいずれかに記載
の鋼成分を有する鋼片をＡｃ₃ 変態点以上１３５０℃以
下の温度に加熱後、Ａｒ₃ 変態点〜１２００℃のオース
テナイト単相域で累積圧下率が１０〜８０％で圧延した
後、圧延開始温度がＡｒ₃ 変態点以下、圧延終了温度が
６００℃以上のオーステナイトーフェライトの二相域
で、累積圧下率が４０〜９０％の仕上圧延することを特
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。 （６）圧延終了後の鋼板を大気中放冷、あるいは、５〜
８０℃／ｓの冷却速度で２０〜６００℃まで加速冷却す
ることを特徴とする、前記(5) 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。 （７）冷却後に、３００℃〜Ａｃ₁ 変態点の温度範囲で
焼戻しすることを特徴とする、前記(5) または(6) 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】疲労破壊は、き裂の発生と伝播か
ら構成される。き裂発生寿命とき裂伝播寿命の合計が疲
労破壊に至る全寿命となる。溶接部においては、き裂発
生は最も応力集中が厳しい溶接止端部に一致する溶接Ｈ
ＡＺから発生する場合が多い。発生したき裂は、溶接Ｈ
ＡＺ内を伝播した後に母材部に突入し、さらに伝播を継
続して最終部材の破断に至る。溶接部の疲労破壊寿命を
向上させるためには、溶接ＨＡＺ内のき裂発生と母材の
伝播を抑制することが必要である。これらのうちどちら
か一方だけを抑制するよりも、両者を同時に抑制する方
が、効果が大きいことは明白である。

【００１６】まず、溶接ＨＡＺ部の疲き裂発生抑制につ
いて説明する。本発明者らは、溶接ＨＡＺ組織を熱サイ
クル再現装置で再現し、応力集中部を設けた試験片を疲
労試験に供し、溶接ＨＡＺの疲労強度に及ぼすミクロ組
織の影響を系統的に調べた結果、高温変態組織ほど疲労
限度比（疲労限／再現ＨＡＺ材の引張強さ）が高いとい
う知見を得た。

【００１７】引張強さが５７０MPa 級以上鋼の溶接ＨＡ
Ｚ組織はベイナイト〜マルテンサイト組織とならざるを
得ないため、引張強さが４９０MPa 級以下の鋼のような
溶接ＨＡＺ組織をフェライト化することでの溶接ＨＡＺ
疲労強度の向上は望めない。したがって、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
上で、さらに疲労き裂の発生を抑制するために、Ｎｂ、
Ｖの１種または２種の添加が有効である。溶接ＨＡＺが
上部ベイナイト組織において、疲労き裂はラス界面から
発生し、伝播するが、Ｎｂ、Ｖの１種または２種を適量
添加すると、ラス界面への偏析、微細析出によりラス界
面が強化されるため、溶接ＨＡＺ部の疲労き裂発生を著
しく抑制することが可能である。さらに、Ｃeqの限定
は、溶接ＨＡＺベイナイト組織全体を強化することによ
って、溶接部の疲労強度の向上に寄与する。

【００１８】次に、母材の疲労き裂伝播抑制について説
明する。集合組織を発達させるのは、疲労き裂の進展速
度が結晶の方位依存性を有する知見に基づき、き裂を主
経路からそらして、かつき裂の進展の遅い方位を適切に
分布させるためである。き裂進展抵抗を大きくするため
の集合組織を調査した結果、Ｘ線回折により測定した板
厚中心部の圧延面に平行な面の（２００）集合組織強度
が、ランダム試料に対する相対強度比でそれぞれ２〜１
５とすることで母材部の疲労き裂伝播寿命が向上するこ
とを知見した。

【００１９】さらに、き裂の進展経路に硬質相が存在す
ると、き裂の停留が生じ、き裂進展抵抗を増大させるこ
とが可能である。き裂の進展抵抗となるためには一定以
上の強度を有する第二相が適量分布している必要があ
る。詳細な実験から、第二相の強度はビッカース硬さで
２５０以上必要である。また、第二相としては介在物の
ように母材との間に隙間を生じやすいものではき裂進展
抵抗に有効ではなく、靭性にも悪影響を及ぼすので好ま
しくない。

【００２０】一方、炭窒化物のような微細析出物やセメ
ンタイトは小さすぎてき裂進展の障害になり難い。第二
相としてはある程度延性、靭性を有することが好まし
く、第二相はパーライト、ベイナイト、マルテンサイト
の１種または２種以上の組織とした。

【００２１】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％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。０．１５％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、０．００５〜０．１５％とした。

【００２２】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、疲労強度が低下する。したがって、その量は０．０
１〜１．６％とした。

【００２３】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％を超えると溶接ＨＡＺ組織がマルテンサイト主
体となって溶接部の疲労強度が低下するため、その量を
０．５〜２％とした。

【００２４】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溶接ＨＡＺ部
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。

【００２５】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。

【００２６】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、
Ｎｂ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。

【００２７】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。

【００２８】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溶接部の疲労強度が低下す
る。したがって上限値を０．５５％とした。また、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。

【００２９】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。

【００３０】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。

【００３１】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、溶接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。

【００３２】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
０．１〜１％とした。

【００３３】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、１．５
％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０．１〜１．５％とした。

【００３４】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。

【００３５】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り、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。

【００３６】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り、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。

【００３７】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。

【００３８】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、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。

【００３９】次に、母材の疲労き裂伝播抑制のために必
要な限定を述べる。上記の通り、Ｘ線回折により測定し
た板厚中心部の圧延面に平行な面の（２００）集合組織
強度が、ランダム試料に対する相対強度比で２〜１５に
しなければならない。２未満では集合組織の発達が不十
分で、伝播抑制効果が少ない。逆に、１５を超えると低
温で強圧延を実施する必要があり、実質上厚板圧延が不
可能になるので、上限を１５とした。

【００４０】フェライト体積分率を１５〜８０％とした
のは、１５％未満では、上記した集合組織導入による伝
播抑制効果が少ないことから、１５％を下限とした。ま
た、８０％を超えると上記したき裂進展抵抗となる硬質
相の効果が少なくなるので、これを上限とした。

【００４１】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。熱間圧延に先立ち、鋼
塊を１００％オーステナイト化する必要があり、このた
めには鋼塊の温度をＡｃ₃ 変態点以上に加熱する必要が
ある。しかし、１３５０℃を超えて加熱すると、オース
テナイト粒が著しく粗大化し、圧延後に細粒フェライト
が得られなくなるので、加熱温度の上限は１３５０℃と
する。

【００４２】引き続く熱間圧延をＡｒ₃ 変態点〜１２０
０℃の温度域に限定したのは、オーステナイト単相域で
の圧延を施すことによって、変態温度の高温化と変態組
織の微細化が図られ、二相域圧延において細粒フェライ
トが得られるからである。累積圧下率１０％ではこの効
果は少なく、また、８０％を超えると、引き続く二相域
圧延での圧下を確保できなくなる。したがって上限を８
０％とした。この場合、オーステナイト域で制御圧延を
施し、二相域圧延の前にオーステナイト粒をさらに微細
化しておく方が好ましい。

【００４３】本発明では板厚方向の（２００）回折強度
比を上昇させることが必要であり、このためにＡｒ₃ 変
態点以下における仕上圧延が極めて重要な役割を果た
し、本発明で必須の工程である。板厚方向の（２００）
回折強度比を上昇させる観点だけからは圧延温度は低い
ほうが望ましいが、低温ほど変形抵抗が上昇するので圧
延荷重が上昇し、圧延が困難である。また、６００℃以
下になると、本発明の組織要件であるビッカース硬さが
２５０〜７００のパーライト、ベイナイト、マルテンサ
イトの１種または２種以上の組織の生成させることがで
きなくなる。したがって、圧延終了温度を６００℃以上
とした。

【００４４】前記（６）に記載の２相域圧延後の冷却方
法としては、所望の強度、靭性レベルに応じて、そのま
ま放冷しても、また５〜８０℃／ｓの冷却速度で２０〜
６００℃まで加速冷却しても良い。加速冷却する場合の
冷却速度を５〜８０℃／ｓに限定したのは、５℃／ｓ未
満では加速冷却による組織の変化が明確でなく、確実な
強度。靭性の向上が期待できないためであり、８０℃／
ｓ超では表層と内部との組織あるいは特性の差が大きく
生じて好ましくないためである。また、加速冷却は鋼板
の所望の強度、靭性レベルに応じて２０〜６００℃で停
止する。加速冷却の停止温度を２０℃未満とすることは
材質を制御する上でなんら効果がなく、単に製造コスト
の上昇を招くだけで意味がない。逆に加速冷却を６００
℃超で停止すると、加速冷却による強度向上や靭性向上
効果が明確に生ぜず、これも加速冷却を施す意味がな
い。

【００４５】前記（７）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。

【００４６】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。

【００４７】

【実施例】以下に、本発明の実施例を述べる。実施例に
用いた供試鋼の化学成分を表１に示す。各供試鋼は造塊
後、分塊圧延により、あるいは連続鋳造により鋼片とし
たものである。表１の鋼番１〜１５は本発明の化学組成
範囲を満足しており、鋼番１６〜２１は本発明の化学組
成範囲を満足していない。表１の化学成分の鋼片を表２
に示す条件により鋼板に製造した。試験Ｎｏ．Ａ１〜Ａ
１３は請求項５に関連した方法により製造した本発明例
と、試験Ｎｏ．Ｂ１〜Ｂ１２は比較例である。それぞれ
の室温での機械的性質を表２に合わせて示す。

【００４８】溶接継手の疲労特性はＴ字隅肉溶接継手で
評価した。板厚２０mm以下の鋼板については鋼板の元厚
ままで、板厚が２０mmを超える鋼板については鋼板表面
から２０mmに減厚して継手素材とし、溶接は入熱が１８
kJ／cmのＣＯ₂ 半自動溶接とした。溶接継手から図１に
示す３点曲げ疲労試験片を採取し、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。表３
に疲労試験結果、および溶接ＨＡＺ、母材組織状態、板
厚中心部の（２００）回折強度比もあわせて示す。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。

【００４９】

【表１】

【００５０】

【表２】

【００５１】

【表３】

【００５２】試験Ｎｏ．Ａ１〜Ａ１０はいずれも本発明
の化学組成の鋼片を本発明の要件に従って、製造した鋼
材であり、組織要件も満足しており、優れた疲労特性を
有している。一方、試験Ｎｏ．Ａ１１〜１３は、本発明
の製造要件は満足しているが、化学組成の限定範囲が外
れているため、母材の疲労き裂の進展は遅延するが、溶
接ＨＡＺ内の疲労き裂の発生抑制効果がないので、本発
明鋼に比べて疲労特性は劣っている。

【００５３】また、Ｎｏ．Ｂ１〜Ｂ５は、本発明の化学
組成の限定範囲は満足しているが、製造要件が外れてい
るため、溶接ＨＡＺ内の疲労き裂発生を抑制しても、母
材の疲労き裂進展を遅延できないので、本発明鋼に比べ
て疲労特性は劣る。さらに、試験Ｎｏ．Ｂ６〜Ｂ１２に
ついては、化学組成、製造法ともに本発明の限定範囲を
満たしてないため、本発明鋼に比べて疲労特性は顕著に
劣化する。

【００５４】

【発明の効果】以上説明したように、本発明鋼は、引張
強さ５７０MPa 級以上の高張力溶接構造用鋼板におい
て、溶接ＨＡＺおよび母材の組織制御によって、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
度を大幅に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】図１は、実施例においてＴ字隅肉溶接継手から
作製した３点曲げ疲労試験片形状を示したものである。

フロントページの続き (72)発明者 石川 忠 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 Ｆターム(参考） 4K032 AA01 AA02 AA04 AA05 AA08 AA11 AA14 AA15 AA16 AA19 AA20 AA21 AA22 AA23 AA24 AA27 AA29 AA31 AA32 AA35 AA36 AA40 BA01 CA02 CA03 CB01 CB02 CC02 CC03 CD02 CD03 CD05 CF01

Claims (7)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 質量％で、 Ｃ ：０．００５〜０．１５％、 Ｓｉ：０．０１〜１．６％、 Ｍｎ：０．５〜２％、 Ｐ ：０．０１％以下、 Ｓ ：０．００５％以下を含有し、さらにＮｂ：０．０
   ５〜０．３％、Ｖ：０．０５〜０．３％の１種または２
   種を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、下
   記式で定義されるＣeqとＰcmが、 Ｃeq：０．５５％以下、 Ｐcm：０．２５％以下を満たし、かつ、溶接ＨＡＺ部の
   ミクロ組織が上部ベイナイトを面積分率で６０％超含有
   し、さらに、母材のミクロ組織がフェライトを面積分率
   で１５〜８０％含有し、そのフェライトのＸ線回折によ
   り測定した板厚中心部の圧延面に平行な面の（２００）
   集合組織強度が、ランダム試料に対する相対強度比で２
   〜１５であり、残部が、ビッカース硬さが２５０〜７０
   ０のパーライト、ベイナイト、マルテンサイトの１種ま
   たは２種以上の組織であ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。 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、 Ｃｕ：０．１〜２．５％、 Ｎｉ：０．１〜５％、 Ｃｒ：０．１〜１％、 Ｍｏ：０．１〜１．５％、 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。
3. 【請求項３】 質量％で、 Ａｌ：０．００１〜０．０５％、 Ｔｉ：０．００１〜０．０５％、 Ｎ ：０．００１〜０．００８％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または２
   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。
4. 【請求項４】 質量％で、 Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、 ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５％の１種または２種
   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】 請求項１乃至４のいずれか１項に記載の
   鋼成分を有する鋼片をＡｃ₃ 変態点以上１３５０℃以下
   の温度に加熱後、Ａｒ₃ 変態点〜１２００℃のオーステ
   ナイト単相域で累積圧下率が１０〜８０％で圧延した
   後、圧延開始温度がＡｒ₃ 変態点以下、圧延終了温度が
   ６００℃以上のオーステナイトーフェライトの二相域
   で、累積圧下率が４０〜９０％の仕上圧延することを特
   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。
6. 【請求項６】 圧延終了後の鋼板を大気中放冷、あるい
   は、５〜８０℃／ｓの冷却速度で２０〜６００℃まで加
   速冷却することを特徴とする、請求項５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。
7. 【請求項７】 冷却後に、３００℃〜Ａｃ₁ 変態点の温
   度範囲で焼戻しすることを特徴とする、請求項５または
   ６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。