JP2006169602A - 疲労特性に優れた溶接継手 - Google Patents
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Abstract
【課題】長寿命域での疲労特性が改善された溶接継手を提供する。
【解決手段】金属組織が主としてフェライトとベイナイトで構成され、パーライトの面積率が10％以下であり、かつ（１１０）面からのＸ線回折強度の半価幅が0.13度以上であり、さらに鋼の化学組成が下記の(a)式および(b)式を満足する鋼材を用いた溶接継手であって、溶接熱影響部における硬度値がHv 300以下で、かつ、溶接熱影響部における硬度値が母材または溶接金属のいずれか硬度が低い方の硬度の80％以上であることを特徴とする溶接継手。 ６≦20Ｃ＋５Si＋10Mn≦30 ・・・(a) 0.01≦Ｃ／Mn≦0.10 ・・・(b)ただし、(a)式および(b)式の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表す。上記の鋼の化学組成の一例は、Ｃ：0.01〜0.10％、Si：0.03〜0.60％、Mn：0.5〜2.0％、sol.Al：0.005％を超えて0.10％まで、Ｎ：0.0005〜0.0080％、残部がFeおよび不純である。
【選択図】図１
【解決手段】金属組織が主としてフェライトとベイナイトで構成され、パーライトの面積率が10％以下であり、かつ（１１０）面からのＸ線回折強度の半価幅が0.13度以上であり、さらに鋼の化学組成が下記の(a)式および(b)式を満足する鋼材を用いた溶接継手であって、溶接熱影響部における硬度値がHv 300以下で、かつ、溶接熱影響部における硬度値が母材または溶接金属のいずれか硬度が低い方の硬度の80％以上であることを特徴とする溶接継手。 ６≦20Ｃ＋５Si＋10Mn≦30 ・・・(a) 0.01≦Ｃ／Mn≦0.10 ・・・(b)ただし、(a)式および(b)式の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表す。上記の鋼の化学組成の一例は、Ｃ：0.01〜0.10％、Si：0.03〜0.60％、Mn：0.5〜2.0％、sol.Al：0.005％を超えて0.10％まで、Ｎ：0.0005〜0.0080％、残部がFeおよび不純である。
【選択図】図１
Description
本発明は、造船、建設構造物、橋梁などの分野に用いられる疲労強度に優れた溶接継手、特に引張強さが50〜60kgf/mm2級の溶接継手に関する。
近年、構造物の維持管理費用を低減するために、ライフサイクルを長くして維持コストを低減しようとする要求が強くなってきている。例えば、橋梁などでは100年を超える期間まで維持し使用するという傾向になってきている。
上記の要求に応えるためには、材料面からも今まで以上の長寿命化を実現しなければならない。すなわち構造材料自体の超長寿命化はもちろんのこと、超長寿命化した溶接継手の開発も必要となる。ここでいう超長寿命とは、２×106回以上での使用上の疲労寿命をいう。通常寿命とは、２×106回未満の使用しか想定していない疲労寿命をいう。
２×106回以上の超長寿命の場合、設計上の配慮として、２×106回程度の疲労試験で決定される疲労強度値を限界として設定し、それに安全を見込んで、その限界値を超える振幅の荷重が負荷されないようにしている。
しかし、現実問題として、２×106回程度の疲労試験で決定される疲労強度値が、そのまま２×106回以上での使用上の疲労寿命を規定するものとして扱えるかどうかに大きな問題が残っている。
特許文献１（特許第3462943号公報）に示されているのは、鋼板溶接部の疲労強度の向上を図ることを目的とした技術で、疲労亀裂の発生する溶接熱影響部の組織を規定している。具体的には、溶接熱影響部における疲労亀裂の発生・伝播の抑制にはフェライト面積率を高くすることが効果的であるとして、その面積率を15〜80％と特定している。
また、特許文献２（特許第3526702号公報）に開示される発明では、高張力溶接構造用鋼板に対し、母材組織がマルテンサイトを含んだベイナイト主体の組織であり、溶接部ＨＡＺ組織が60％を超えるベイナイトからなる溶接継手となすことで、溶接継手の疲労強度に優れた高張力溶接構造用鋼板を実現している。
しかしながら、母材組織をマルテンサイトとなすためには、相当量の合金元素を添加する必要があり、合金コストの面での問題がある。さらに、合金元素を多量に添加すると溶接性が悪化し、母材にマルテンサイトを生成させると加工性も劣化する。
上記のどの特許文献にも本発明が問題としている長寿命域での疲労特性についての記載および示唆はない。
特許文献１で開示されている技術は、溶接熱影響部の組織に対しフェライト面積率を高くすることを規定しているので、強度の制約が極めて大きい。したがって、疲労強度向上効果が発揮される鋼材の強度レンジが制約される。
また、上述したように、特許文献２の発明では、相当量の合金元素を添加する必要があり、合金コストの面での問題がある。さらに、合金元素を多量に添加すると溶接性を悪化せしめ、また、母材にマルテンサイトを生成させると加工性に問題が生じる。さらに、これらの発明は、いずれも長寿命域での使用を想定したものではない。
本発明の目的は、長寿命域での疲労特性が改善された溶接継手を提供することにある。なお、本発明は、本発明者らが先に提案した特願2003−175156号の耐疲労亀裂進展特性に優れた鋼材の発明を母体とし、その溶接継手を対象とする発明である。
本発明者らは、金属組織および化学組成を限定した耐疲労亀裂進展特性に優れた鋼材と、溶接部に対し溶接熱影響部における硬度値を制限し、かつ、溶接熱影響部における硬度値と母材あるいは溶接金属のいずれか硬度が低い側の硬度値との比を限定することにより、その相乗効果として、長寿命域での疲労特性が著しく改善されることを見出し、本発明を完成させた。
本発明の要旨は、下記の溶接継手にある。以下、成分含有量に関する％は、質量％を意味する。
（１）金属組織が主としてフェライトとベイナイトで構成され、パーライトの面積率が10％以下であり、かつ（１１０）面からのＸ線回折強度の半価幅が0.13度以上であり、さらに鋼の化学組成が下記の(a)式および(b)式を満足する鋼材を用いた溶接継手であって、溶接熱影響部における硬度値がHv 300以下で、かつ、溶接熱影響部における硬度値が母材または溶接金属のいずれか硬度が低い方の硬度の80％以上であることを特徴とする溶接継手。
６≦20Ｃ＋５Si＋10Mn≦30 ・・・(a)
0.01≦Ｃ／Mn≦0.10 ・・・(b)
ただし、(a)式および(b)式の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表す。
0.01≦Ｃ／Mn≦0.10 ・・・(b)
ただし、(a)式および(b)式の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表す。
上記の鋼の化学組成は、Ｃ：0.01〜0.10％、Si：0.03〜0.60％、Mn：0.5〜2.0％、sol.Al：0.005％を超えて0.10％まで、Ｎ：0.0005〜0.0080％を含有し、残部がFeおよび不純物からなるものであることが望ましい。この鋼は、Ｂ：0.0003〜0.0030％を含有してもよい。ただし、Ｂを含む場合は、Mnは0.3〜2.0％とする。
上記の鋼は、さらに下記第１群から第３群までの少なくとも１群から選んだ少なくとも１種の成分を含有してもよい。
第１群：Nb：0.08％以下、Ti：0.03％以下およびＶ：0.08％以下
第２群：Cu：0.7％未満、Ni：3.0％以下、Cr：1.0％未満およびMo：0.8％以下
第３群：Ca：0.007％以下、Mg：0.007％以下、Ce：0.007％以下、Ｙ：0.5％以下およびNd：0.5％以下。
第２群：Cu：0.7％未満、Ni：3.0％以下、Cr：1.0％未満およびMo：0.8％以下
第３群：Ca：0.007％以下、Mg：0.007％以下、Ce：0.007％以下、Ｙ：0.5％以下およびNd：0.5％以下。
上記の第１群の成分を含有する場合は、前記(b)式に代えて下記の(c)式を満たす必要がある。また、第２群の成分を含有する場合は、前記(b)式に代えて下記(d)式を満たす必要がある。
0.01≦Ｃ／（Mn＋20Nb＋10Ti＋５Ｖ）≦0.10 ・・・(c)
0.01≦Ｃ／｛Mn＋(1/10)Cu＋(1/2)Ni＋(1/4)Cr＋Mo＋20Nb＋10Ti＋5Ｖ｝≦0.10
・・・(d)
ただし、(c)式および(d)式の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表す。
0.01≦Ｃ／｛Mn＋(1/10)Cu＋(1/2)Ni＋(1/4)Cr＋Mo＋20Nb＋10Ti＋5Ｖ｝≦0.10
・・・(d)
ただし、(c)式および(d)式の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表す。
本発明者らは、まず、溶接継手の疲労試験片の亀裂発生・伝播の状況をマクロ的に詳細に観察した。その課程で溶接長400mmの試験体を製作し疲労試験を実施したところ次の知見が得られた。
(1)通常の疲労寿命領域では、ほとんどの疲労亀裂は、溶接熱影響部の多数の箇所から発生し、そのうちの数個が合体成長して最終破断に到る。
(2)一方、長寿命域においては、疲労亀裂の発生箇所は１乃至２箇所と非常に少数であり、その少ない箇所で発生した疲労亀裂がゆっくりと成長し、２×106回以上の繰返し負荷の後、破断に到る。
即ち、［背景技術］の欄で述べたように、従来の疲労設計としては、２×106回程度の疲労試験で決定される疲労強度値を限界として用いて来たのであるが、仔細に観察すると２×106回を超えて破断する溶接継手には、上述のような特徴があったのである。
即ち、［背景技術］の欄で述べたように、従来の疲労設計としては、２×106回程度の疲労試験で決定される疲労強度値を限界として用いて来たのであるが、仔細に観察すると２×106回を超えて破断する溶接継手には、上述のような特徴があったのである。
２×106回以上の繰返し負荷の長寿命域においては、負荷される応力が比較的低いレベルに押えられているため、疲労亀裂発生点が溶接長400mm当り１乃至２個程度に押えられる。そして、その疲労亀裂の発生と成長が、組織および成分を限定した耐疲労亀裂進展特性に優れた鋼材と、溶接部に対し溶接熱影響部における硬度値を制限し、かつ、溶接熱影響部における硬度値と母材あるいは溶接金属のいずれか硬度が低い方の硬度値との比を限定することにより、それらの相乗効果として抑制され、長寿命域での疲労特性が大きく改善されることが判明した。
溶接部に対し溶接熱影響部における硬度値を制限すること、および、溶接熱影響部における硬度値と母材あるいは溶接金属のいずれか硬度が低い方の硬度値との比を限定することは、溶接継手の応力集中を緩和する効果がある。
鋼材の組織および組成を限定することは、溶接によって生じる熱影響部の組織に影響し、熱影響部の硬度抑制に影響する。手溶接やCO２溶接などの入熱が小さい場合には、母材の溶接熱影響部の組織は母材組織の影響を受けると考えられ、母材における良好な疲労特性改善効果が溶接熱影響部にも残存すると考えられる。
本発明において、鋼材の金属組織や化学組成を限定する理由は次のとおりである。
１．金属組織
本発明の溶接継手を構成する鋼（母材）の組織は、高強度の継手を得るために、主として、フェライトとベイナイトで構成される。上記ベイナイトは上部ベイナイト、下部ベイナイト、アシキュラーフエライト、グラニュラーベイナイトなどの組織を含むものである。
本発明の溶接継手を構成する鋼（母材）の組織は、高強度の継手を得るために、主として、フェライトとベイナイトで構成される。上記ベイナイトは上部ベイナイト、下部ベイナイト、アシキュラーフエライト、グラニュラーベイナイトなどの組織を含むものである。
ここで「主として」というのは、鋼の組織においてこれらの組織の構成比率が合計で面積率にて90％以上であることを意味する。残りの組織は、特に限定するものではなく、パーライト、擬似パーライト組織など、通常観察される組織で構わない。
２．Ｘ線回折の半価幅
半価幅は、Ｘ繰回折強度の分布において、回折強度がピーク強度の1／２となる部分の分布幅を回折角度で示した値である。高温で生成し、転位密度の小さな組繊ほど半価幅は小さい。半価幅の大きな組織ほど転位密度が大きく、疲労亀裂進展抵抗性に優れる。
半価幅は、Ｘ繰回折強度の分布において、回折強度がピーク強度の1／２となる部分の分布幅を回折角度で示した値である。高温で生成し、転位密度の小さな組繊ほど半価幅は小さい。半価幅の大きな組織ほど転位密度が大きく、疲労亀裂進展抵抗性に優れる。
Ｘ線回折を行う結晶面は、最も一般的に用いられているという理由から、（１１０）面とした。本発明では、良好な疲労亀裂進展抵抗性を得るために、（１１０）面での回折強度の半価幅が0.13度以上のものとする。490MPa級の鋼の場合は、強度等のバランスとの観点から0.13〜0.24度とするのが望ましい。
図１は、Ｘ線回折における半価幅の解析法を説明する模式図である。図1（a）および（b）は、それぞれ（１１０）面における回折強度を示すグラフである。図1に示すように、半価幅は回折強度のピ−クにおいて、回折強度が最も高い強度値の1／２のところでの分布の幅を角度で表したものである。ピークが２つに分かれている場合には、高い方のピークの1／２の値をとる。
上記の半価幅は、回折パターンでＫα１とＫα２のピークが独立して現れる時は、Ｋα1の値を、Ｋα1とＫα２の値が重なって現れる時は合計の幅で測定する。なお、上記半価幅の測定は、厚さ方向で鋼材表面から１mm内部に入った部位において、圧延面と平行な面でおこなうものとする。
そして、このような母材組織のＸ線回折における半価幅の限定は、結局、転位密度が高い緻密な組織を意味し、パーライトの面積率を10％以下と限定することにより、急速加熱される溶接熱影響部において、ミクロ的にＣの高い組織を排除している。
よく知られているように、パーライトはフェライトとFe３Ｃ（セメンタイト）との層状組織であり、Fe−Ｃ状態図からは局部的に約0.8％のＣ含有量の組織と解せられる。このような組織は、溶接熱によっては十分にＣが均一化されず、ミクロ的な硬化組織や島状マルテンサイト組織を生じる場合がある。そのような組織を生成することは、本発明の目的とする長寿命域における溶接継手疲労特性改善には好ましくない。
３．(a)式、(b)式、(c)式および(d)式について
(a)式の「20Ｃ＋５Si＋10Mn」の値が６未満の場合は、フェライト＋ベイナイト組織中のベイナイトの比率が十分でなく、後述のような製造条件で鋼板を製造しても適切な半価幅を得ることができず、良好な疲労亀裂進展抵抗性が得られない。その値が30を超える場合は、強度を490MPa級にしようとすると、フェライト＋ベイナイト組織中のフェライト組織を増加せねばならず、この場合も良好な疲労亀裂進展抵抗性が得られない。
(a)式の「20Ｃ＋５Si＋10Mn」の値が６未満の場合は、フェライト＋ベイナイト組織中のベイナイトの比率が十分でなく、後述のような製造条件で鋼板を製造しても適切な半価幅を得ることができず、良好な疲労亀裂進展抵抗性が得られない。その値が30を超える場合は、強度を490MPa級にしようとすると、フェライト＋ベイナイト組織中のフェライト組織を増加せねばならず、この場合も良好な疲労亀裂進展抵抗性が得られない。
(b)式の「Ｃ／Mn」、(c)式の「Ｃ／(Mn＋20Nb＋10Ti＋５Ｖ)」および(d)式の「Ｃ／｛Mn＋(1/10)Cu＋(1/2)Ni＋(1/4)Cr＋Mo＋20Nb＋10Ti＋5Ｖ｝」の値が0.01未満の場合はベイナイト組織の硬度が不十分となり良好な疲労亀裂進展抵抗性が得られない。逆に0.10を超える場合は、変態の進行の冷却速度依存性が大きくなり、鋼板全体において均一な疲労亀裂進展抵抗性を得るのが容易ではない。
４．鋼の化学組成
鋼の成分の作用効果および含有量の限定理由は下記のとおりである。
鋼の成分の作用効果および含有量の限定理由は下記のとおりである。
Ｃ：0.01〜0.10％
Ｃは、鋼の強度を高めるのに有効な元素であり、鋼の強度を得るために、0.01％以上含有させる。しかし、その含有量が0.10％を超えると、強度が高くなりすぎて靱性が劣化するので、これを避けるために0.10％以下とする。より望ましいのは0.03〜0.07％である。なお、Ｃ含有量は、溶接熱影響部の硬さに大きな影響を与えるので、このような鋼のＣ含有量の制限は、本発明の溶接継手実現にとって重要である。
Ｃは、鋼の強度を高めるのに有効な元素であり、鋼の強度を得るために、0.01％以上含有させる。しかし、その含有量が0.10％を超えると、強度が高くなりすぎて靱性が劣化するので、これを避けるために0.10％以下とする。より望ましいのは0.03〜0.07％である。なお、Ｃ含有量は、溶接熱影響部の硬さに大きな影響を与えるので、このような鋼のＣ含有量の制限は、本発明の溶接継手実現にとって重要である。
Si：0.03〜0.60％
Siは、鋼の脱酸に有効な元素であり、その効果を得るために0.03％以上含有させる。しかしながら0.60％を超えると、Ｍ−Ａ組織の形成が促進される。Ｍ−Ａ組織は、ベイナイト組織中に形成される島状マルテンサイトの一種で、残留オーステナイトを含むＭ−Ａ変態生成物である。Ｍ−Ａ組織は非常に硬度が高く、容易に靱性を劣化させることが知られている。したがって、勒性劣化を避けるためにSi含有量は0.60％以下とする。より望ましいのは0.3〜0.5％である。
Siは、鋼の脱酸に有効な元素であり、その効果を得るために0.03％以上含有させる。しかしながら0.60％を超えると、Ｍ−Ａ組織の形成が促進される。Ｍ−Ａ組織は、ベイナイト組織中に形成される島状マルテンサイトの一種で、残留オーステナイトを含むＭ−Ａ変態生成物である。Ｍ−Ａ組織は非常に硬度が高く、容易に靱性を劣化させることが知られている。したがって、勒性劣化を避けるためにSi含有量は0.60％以下とする。より望ましいのは0.3〜0.5％である。
Mn：0.5〜2.0％または0.3〜2.0％
Mnは、焼入性向上に有効な元素であり、強度上昇と疲労亀裂進展抵抗性を向上させるために、0.5％以上含有させる。一方、2.0％を超えると靱性が劣化するので、Mn含有量の上限は2.0％とする。ただし、後述するようにＢを含有する場合には0.3〜2.0％としてもよい。
Mnは、焼入性向上に有効な元素であり、強度上昇と疲労亀裂進展抵抗性を向上させるために、0.5％以上含有させる。一方、2.0％を超えると靱性が劣化するので、Mn含有量の上限は2.0％とする。ただし、後述するようにＢを含有する場合には0.3〜2.0％としてもよい。
sol.Al：0.005％を超えて0.10％まで
AlはSiとともに脱酸に必要な元素であり、その効果を得るために0.005％を超えるsol.Alを含有させる。他方、sol.Al含有量が0.10％を超えるとＭ−Ａ比率（Ｍ−Ａ組織の存在比率）が増加し勒性が劣化する。これを避けるためにsol.Al含有量は0.10％以下とする。
AlはSiとともに脱酸に必要な元素であり、その効果を得るために0.005％を超えるsol.Alを含有させる。他方、sol.Al含有量が0.10％を超えるとＭ−Ａ比率（Ｍ−Ａ組織の存在比率）が増加し勒性が劣化する。これを避けるためにsol.Al含有量は0.10％以下とする。
Ｎ：0.0005〜0.0080％
Ｎは、AlやTiと結合して析出物となり、オーステナイト粒の細粒化に寄与し靱性を改善する作用がある。この効果を得るために、Ｎは0.0005％以上含有させる。しかし、Ｎの含有量が0.0080％を超えるとＭ−Ａ比率が増加し、靱性が劣化する。これを避けるためにＮ含有量の上限は0.0080％とする。
Ｎは、AlやTiと結合して析出物となり、オーステナイト粒の細粒化に寄与し靱性を改善する作用がある。この効果を得るために、Ｎは0.0005％以上含有させる。しかし、Ｎの含有量が0.0080％を超えるとＭ−Ａ比率が増加し、靱性が劣化する。これを避けるためにＮ含有量の上限は0.0080％とする。
Ｂ：0.0003〜0.0030％
Ｂは、必須成分ではない。しかし、Ｂには焼入性を著しく高める作用があり、強度上昇と疲労亀裂進展抵抗性を向上させるのに有効である。従って、これらの効果を得たいときに添加する。上記の効果を得るには、0.0003％以上含有させるのが有効である。しかし、Ｂの含有量が0.0030％を超えると勒性が劣化するので、その上限は0.0030％とするのが望ましい。
Ｂは、必須成分ではない。しかし、Ｂには焼入性を著しく高める作用があり、強度上昇と疲労亀裂進展抵抗性を向上させるのに有効である。従って、これらの効果を得たいときに添加する。上記の効果を得るには、0.0003％以上含有させるのが有効である。しかし、Ｂの含有量が0.0030％を超えると勒性が劣化するので、その上限は0.0030％とするのが望ましい。
上記の成分の他に、前記の第１群から第３群までの少なくとも１群から選んだ１種以上の成分を含有させてもよい。以下、これらの群に属する成分について述べる。
(1)第１群の成分：Nb、Ti、Ｖ
Nb：0.08％以下
Nbも必須成分ではないが、細粒化作用を通じて靭性を向上させる効果がある。また、焼入性を増すので強度向上と疲労亀裂進展抑制に有効である。したがって、これらの効果を得るために含有させても構わない。その場合、0.005％以上含有させるのが望ましい。他方その含有量が0.08％を超えると靭性が劣化するので、0.08％を上限とする。より好ましいのは0.06％以下である。
Nb：0.08％以下
Nbも必須成分ではないが、細粒化作用を通じて靭性を向上させる効果がある。また、焼入性を増すので強度向上と疲労亀裂進展抑制に有効である。したがって、これらの効果を得るために含有させても構わない。その場合、0.005％以上含有させるのが望ましい。他方その含有量が0.08％を超えると靭性が劣化するので、0.08％を上限とする。より好ましいのは0.06％以下である。
Ti：0.03％以下
Tiも必須成分ではないが、強度向上と疲労亀裂進展抑制に有効であるので、これらの効果を得るために含有させても構わない。上記効果を得るには0.005％以上含有させるのが望ましい。他方、0.03％を超えると靭性が劣化するので、その上限は0.03％とするのが望ましい。
Tiも必須成分ではないが、強度向上と疲労亀裂進展抑制に有効であるので、これらの効果を得るために含有させても構わない。上記効果を得るには0.005％以上含有させるのが望ましい。他方、0.03％を超えると靭性が劣化するので、その上限は0.03％とするのが望ましい。
Ｖ：0.08％以下
Ｖも必須成分ではないが、強度向上と疲労亀裂進展抑制に有効である。特に厚肉材においては改善傾向が顕著になる。従って、これらの効果を得るために含有させても構わない。含有させる場合には、上記効果を得るために0.005％以上含有させるのが望ましい。他方、0.08％を超えると靭性が劣化するので、その上限は0.08％とするのが望ましい。
Ｖも必須成分ではないが、強度向上と疲労亀裂進展抑制に有効である。特に厚肉材においては改善傾向が顕著になる。従って、これらの効果を得るために含有させても構わない。含有させる場合には、上記効果を得るために0.005％以上含有させるのが望ましい。他方、0.08％を超えると靭性が劣化するので、その上限は0.08％とするのが望ましい。
(2)第２群成分：Cu、Ni、Cr、Mo
Cu：0.7％未満
Cuは、必須成分ではないが、鋼の強度を高める作用があるので、その目的で含有させても構わない。その効果を得るには0.1％以上の含有が望ましく、0.3％以上の含有がさらに望ましい。しかしながら、その含有量が0.7％以上になると鋼の靱性が劣化するので、含有させる場合でもその上限は0.7％未満とする。より望ましいのは0.5％未満である。
Cu：0.7％未満
Cuは、必須成分ではないが、鋼の強度を高める作用があるので、その目的で含有させても構わない。その効果を得るには0.1％以上の含有が望ましく、0.3％以上の含有がさらに望ましい。しかしながら、その含有量が0.7％以上になると鋼の靱性が劣化するので、含有させる場合でもその上限は0.7％未満とする。より望ましいのは0.5％未満である。
Ni：3.0％以下
Niも必須成分ではないが、鋼の強度を高める作用があり、また、疲労亀裂進展抑制にも有効である。従ってこれらの効果を得るために含有させても構わない。その効果を得るには0.2％以上の含有が望ましい。しかし、その含有量が3.0％を超えるとコスト上昇に見合うだけの高強度化と疲労亀裂進展抑制効果が見られないので、含有させる場合でもその上限は3.0％とする。
Niも必須成分ではないが、鋼の強度を高める作用があり、また、疲労亀裂進展抑制にも有効である。従ってこれらの効果を得るために含有させても構わない。その効果を得るには0.2％以上の含有が望ましい。しかし、その含有量が3.0％を超えるとコスト上昇に見合うだけの高強度化と疲労亀裂進展抑制効果が見られないので、含有させる場合でもその上限は3.0％とする。
Cr：1.0％未満
Crも必須成分ではないが、鋼の強度を高める作用があり、また、疲労亀裂進展抑制にも有効である。従ってこれらの効果を得るために含有させても構わない。その場合には0.1％以上の含有が望ましく、0.3％以上がさらに望ましい。しかし、Crを過剰に含有させると靱性が劣化するので、含有させる場合でも1.0％未満とする。
Crも必須成分ではないが、鋼の強度を高める作用があり、また、疲労亀裂進展抑制にも有効である。従ってこれらの効果を得るために含有させても構わない。その場合には0.1％以上の含有が望ましく、0.3％以上がさらに望ましい。しかし、Crを過剰に含有させると靱性が劣化するので、含有させる場合でも1.0％未満とする。
Mo：0.8％以下
Moも必須ではない。しかし、Moは焼入れ性を高めて強度を改善するのに有効な元素である。ただし、Mo含有量が0.8％を超えると靱性の劣化を引き起こすばかりでなく、コストの上昇を招くためその含有量の上限は0.8％である。なおMoを添加する場合は、その含有量を0.1％以上とするのが望ましく、0.2％以上とすることが一層望ましい。
Moも必須ではない。しかし、Moは焼入れ性を高めて強度を改善するのに有効な元素である。ただし、Mo含有量が0.8％を超えると靱性の劣化を引き起こすばかりでなく、コストの上昇を招くためその含有量の上限は0.8％である。なおMoを添加する場合は、その含有量を0.1％以上とするのが望ましく、0.2％以上とすることが一層望ましい。
第３群の成分：Ca、Mg、Ce、Ｙ、Nd
Ca：0.007％以下
Caは、組織微細化を通して靭性改善に寄与する。その効果を得るには0.0015％以上の含有が望ましい。しかしながら、その含有量が0.007％を超えるとCa介在物の量が過剰となりかえって靭性が劣化する。従って、Caを添加する場合は、その含有量は0.007％以下とする必要がある。より望ましい含有量は0.0020〜0.0030％である。
Ca：0.007％以下
Caは、組織微細化を通して靭性改善に寄与する。その効果を得るには0.0015％以上の含有が望ましい。しかしながら、その含有量が0.007％を超えるとCa介在物の量が過剰となりかえって靭性が劣化する。従って、Caを添加する場合は、その含有量は0.007％以下とする必要がある。より望ましい含有量は0.0020〜0.0030％である。
Mg：0.007％以下
Mgも組織微細化を通して靭性改善に寄与する。その効果を得るには0.0005％以上の含有が望ましい。しかし、0.007％を超えるとMg介在物の量が過剰となって、Caと同様に靭性劣化を来す。従ってMgを添加する場合は、その含有量は0.007％以下とする必要がある。より望ましい含有量は0.0010〜0.0030％である。
Mgも組織微細化を通して靭性改善に寄与する。その効果を得るには0.0005％以上の含有が望ましい。しかし、0.007％を超えるとMg介在物の量が過剰となって、Caと同様に靭性劣化を来す。従ってMgを添加する場合は、その含有量は0.007％以下とする必要がある。より望ましい含有量は0.0010〜0.0030％である。
Ce：0.007％以下
Ceは、組織微細化を通して靭性改善に寄与する。その効果を得るには0.0005％以上の含有が望ましい。しかし、Ceの含有量が0.007％を超えるとCe介在物の量が過剰となり、かえって靭性が劣化する。従ってCeを添加する場合、その含有量は0.007％以下とする必要がある。より、望ましい含有量は0.0008〜0.0030％である。
Ceは、組織微細化を通して靭性改善に寄与する。その効果を得るには0.0005％以上の含有が望ましい。しかし、Ceの含有量が0.007％を超えるとCe介在物の量が過剰となり、かえって靭性が劣化する。従ってCeを添加する場合、その含有量は0.007％以下とする必要がある。より、望ましい含有量は0.0008〜0.0030％である。
Ｙ:0.5％以下
Ｙは、組織微細化を通して靭性改善に寄与する。その効果を得るには0.01％以上の含有が望ましい。しかし、その含有量が0.5％を超えるとＹ介在物の量が過剰となり、かえって靭性が劣化する。従ってＹを用いる場合、その含有量は0.5％以下とする必要がある。より望ましい含有量は0.02〜0.05％以下である。
Ｙは、組織微細化を通して靭性改善に寄与する。その効果を得るには0.01％以上の含有が望ましい。しかし、その含有量が0.5％を超えるとＹ介在物の量が過剰となり、かえって靭性が劣化する。従ってＹを用いる場合、その含有量は0.5％以下とする必要がある。より望ましい含有量は0.02〜0.05％以下である。
Nd：0.5％以下
Ndは、組織の微細化を通して靭性改善に寄与する。その効果を得るには0.01％以上含有させるのが望ましい。しかし、Ndの含有量が0.5％を超えるとNd介在物の量が過剰となりかえって靭性が劣化する。従ってNdを添加する場合、その含有量は0.5％以下とする必要がある。より望ましい含有量は0.02〜0.05％である。
Ndは、組織の微細化を通して靭性改善に寄与する。その効果を得るには0.01％以上含有させるのが望ましい。しかし、Ndの含有量が0.5％を超えるとNd介在物の量が過剰となりかえって靭性が劣化する。従ってNdを添加する場合、その含有量は0.5％以下とする必要がある。より望ましい含有量は0.02〜0.05％である。
５．熱影響部の硬さ測定法
図２に熱影響部の硬さの測定方法を示す。図において、１は主板、２はガセット、３は溶接金属、４は溶接熱影響部である。熱影響部の硬さは、溶接余盛り止端（図の破線の位置）から鋼板表面に平行に１mm溶接金属側に入った点を通り、鋼板表面に対し垂直方向の直線（ａ−ａ線）上において、押付け荷重9.8N、測定間隔0.5mmでビッカース硬度を板厚方向に溶接熱影響部を超える領域まで測定するものとする。
図２に熱影響部の硬さの測定方法を示す。図において、１は主板、２はガセット、３は溶接金属、４は溶接熱影響部である。熱影響部の硬さは、溶接余盛り止端（図の破線の位置）から鋼板表面に平行に１mm溶接金属側に入った点を通り、鋼板表面に対し垂直方向の直線（ａ−ａ線）上において、押付け荷重9.8N、測定間隔0.5mmでビッカース硬度を板厚方向に溶接熱影響部を超える領域まで測定するものとする。
なお、実構造物の溶接継手についてこのような測定を実施することは困難な場合が多いので、別の同材質の鋼材に同様の条件の溶接を行い、その溶接部を測定してもよい。
６．製造方法
本発明に係る疲労亀裂進展抵抗性に優れた溶接継手を構成する鋼材を製造する手段は、公知の熱間圧延設備、または公知の熱間圧延設備と公知の熱処理設備を使用して製造することができる。その製造条件は、以下に述べる条件が好適である。
本発明に係る疲労亀裂進展抵抗性に優れた溶接継手を構成する鋼材を製造する手段は、公知の熱間圧延設備、または公知の熱間圧延設備と公知の熱処理設備を使用して製造することができる。その製造条件は、以下に述べる条件が好適である。
前述の化学組成を有する鋳造スラブを1000℃〜1250℃に加熱した後に熱間圧延を施す。次いで、これを冷却するに際し、その冷却工程において650℃〜400℃の間の平均冷却速度を５℃／s以上、好ましくは５〜25℃／sとする加速冷却を施し、この加速冷却を400℃以下の温度で停止する。その後、復熱温度幅が70℃以下となるようにして冷却を終了する。ここで復熱温度幅とは、冷却を停止した時の到達温度と、冷却停止後に鋼板内部の熱で表面の温度が上昇し、安定した時の温度との差を意味する。
鋳造スラブの加熱温度が1000℃に満たない場合にはフェライト率が高くなり、亀裂進展速度が大きくなる。1250℃を超えると組織が粗大になり、靱性が劣化する。冷却過程の650℃〜400℃の間での平均冷却速度が５℃／sに満たない場合には、フェライト率が高くなり亀裂進展速度が大きくなる。ただし、好ましいのは25℃／s以下である。加速冷却停止後、冷却終了までの間の復熱温度幅が70℃を超える場合には転位密度が減少して亀裂進展速度が大きくなる。加速冷却停止温度が400℃を超える温度の場合には、フェライト率が高くなり、亀裂進展速度が大きくなる。ただし、好ましい停止温度は350℃以上である。
復熱温度幅を小さくするには、冷却中の鋼板表層と中心部の温度差を小さくするとともに、冷却終了時において、少なくとも表層部の相変態を終了させておく必要がある。鋼板表層と中心部の温度差を小さくするには、冷却帯の前段より後段の冷却速度を大きくするのがよい。また、加速冷却停止時に表層部の相変態を完了させるには、加速冷却の停止温度を400℃以下にする必要がある。
７．溶接部の硬度
(1)溶接熱影響部における硬度値がHv 300以下：
溶接熱影響部における硬度値がHv 300を超えるということは、溶接熱影響部にマルテンサイトが多いために過度に硬化していることを意味する。マルテンサイト変態は急激な膨張を伴う現象であり、局部的な残留応力を生じ、本発明の目的とする長寿命域における溶接継手の疲労特性改善には好ましくない。また、マルテンサイトは脆性的であり、疲労亀裂が発生した後は、その寿命を短くするのでマルテンサイトの生成は避けるべきである。したがって、Hv 300以下に制限する必要がある。なお、Hvはビッカース硬度を示す記号である。
(1)溶接熱影響部における硬度値がHv 300以下：
溶接熱影響部における硬度値がHv 300を超えるということは、溶接熱影響部にマルテンサイトが多いために過度に硬化していることを意味する。マルテンサイト変態は急激な膨張を伴う現象であり、局部的な残留応力を生じ、本発明の目的とする長寿命域における溶接継手の疲労特性改善には好ましくない。また、マルテンサイトは脆性的であり、疲労亀裂が発生した後は、その寿命を短くするのでマルテンサイトの生成は避けるべきである。したがって、Hv 300以下に制限する必要がある。なお、Hvはビッカース硬度を示す記号である。
いうまでもなく、溶接熱影響部の硬度は、母材と溶接の組合せによって決まるのであるが、本発明鋼においては、鋼材の組成を比較的低炭素に制限しているので、溶接条件を適正に選ぶことで、この条件は十分に達成できる。
(2)溶接熱影響部における硬度値が母材および溶接金属のいずれか硬度が低い方の硬度値の80％以上：
溶接熱影響部が軟化し、その硬度値があまりに低いことは好ましくない。溶接熱影響部が著しく軟化し、母材および溶接金属のいずれか硬度が低い方の硬度値の80％未満になると、軟化した部分に歪みが集中して本発明の目的とする長寿命域における溶接継手疲労特性改善には好ましくない。そこで、80％をその下限とした。この値の確保は、例えば、溶接条件を適切に選択するか、あるいは溶接法に合わせて鋼材成分を選定することによって可能である。
溶接熱影響部が軟化し、その硬度値があまりに低いことは好ましくない。溶接熱影響部が著しく軟化し、母材および溶接金属のいずれか硬度が低い方の硬度値の80％未満になると、軟化した部分に歪みが集中して本発明の目的とする長寿命域における溶接継手疲労特性改善には好ましくない。そこで、80％をその下限とした。この値の確保は、例えば、溶接条件を適切に選択するか、あるいは溶接法に合わせて鋼材成分を選定することによって可能である。
表１および表２に示す化学成分の鋼を転炉で溶製してスラブを作製し、さらに各スラブを適当な板厚まで熱間圧延した。表３に鋼板の製造条件を示す。
上記のようにして準備した鋼板の一部を切り出し、母材としての金属組織を観察するとともに、（１１０）面の半価幅および硬度の測定を行った。また、後述する橋梁の溶接構造モデルの作製条件と同じ条件で鋼板の溶接を行い、溶接熱影響部および溶接金属の硬度測定を行った。この硬度測定は、溶接構造モデルの溶接熱影響部および溶接金属の硬度測定を模擬したものである。
さらに、同じ鋼板を用いて橋梁の溶接構造モデルを作製し、長寿命疲労試験に供した。対象とした部位は橋梁の主桁と横桁の接合部である。
図３に構造モデル試験体の形状および寸法を示す。同図の（ａ）は側面図、（ｂ）は中央部の縦断面図である。試験体は、上フランジ11、ウェブ12および下フランジ13からなるＩ型断面溶接桁で、スパン中央のスティフナー15の下に面外ガセット14を設けた。このガセット14の溶接はＫ型開先で行い、その取付けには表４に示す条件で上下および端から廻し溶接17を行った。また、座屈を防止するために、試験体の下方両端の３点曲げ支点にはスティフナー16を付与した。
上記の構造モデル試験体に対し、繰返し３点曲げ負荷を与え、107回疲労強度を導出した。なお、３点曲げ負荷を与えた場合、ガセットの止端から疲労亀裂18が発生する。１カ所に疲労亀裂が発生する場合は、スティフナー15に近い止端（図３のＡ点）、２カ所に疲労亀裂が発生する場合は、両止端（図３のＡ点およびＢ点）から疲労亀裂が発生する。なお、Ｂ点はスティフナー15からの距離をＡ点より２倍にしてある。疲労試験終了後、疲労亀裂が発生しなかった止端において硬度分布を測定した。
表５には試験条件とともに母材の金属組織、硬度および疲労試験結果を合わせて示す。同表から本発明の溶接継手の107回疲労強度で評価する長寿命疲労強度が著しく高いことが明らかである。
本発明によれば、疲労強度に優れた超長寿命の溶接継手が得られる。この溶接継手は、造船、建設構造物、橋梁などの分野に用いられて、これらの構造物の長期使用とメンテナンスの軽減に大きく寄与する。
１：主板、２：ガセット、３：溶接金属、４：溶接熱影響部、11：上フランジ（主桁のフランジ）、12：ウェブ（主桁のウェブ）、13：下フランジ（主桁のフランジ）、14：ガセット（横桁のフランジ）、15、16：スティフナー（横桁のウェブ）、17：廻し溶接部、18：疲労亀裂
Claims (6)
- 金属組織が主としてフェライトとベイナイトで構成され、パーライトの面積率が10％以下であり、かつ（１１０）面からのＸ線回折強度の半価幅が0.13度以上であり、さらに鋼の化学組成が下記の(a)式および(b)式を満足する鋼材を用いた溶接継手であって、溶接熱影響部における硬度値がHv 300以下で、さらに溶接熱影響部における硬度値が母材または溶接金属のいずれか硬度が低い方の硬度の80％以上であることを特徴とする溶接継手。
６≦20Ｃ＋５Si＋10Mn≦30 ・・・(a)
0.01≦Ｃ／Mn≦0.10 ・・・(b)
ただし、(a)式および(b)式の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表す。 - 鋼の化学組成が、質量％で、Ｃ：0.01〜0.10％、Si：0.03〜0.60％、Mn：0.5〜2.0％、sol.Al：0.005％を超えて0.10％まで、Ｎ：0.0005〜0.0080％を含有し、残部がFeおよび不純物からなることを特徴とする請求項１に記載の溶接継手。
- 鋼の化学組成が、質量％で、Ｃ：0.01〜0.10％、Si：0.03〜0.60％、Mn：0.3〜2.0％、Sol.Al：0.005％を超えて0.10％まで、Ｎ：0.0005〜0.0080％、Ｂ：0.0003〜0.0030％を含有し、残部がFeおよび不純物からなることを特徴とする請求項１に記載の溶接継手。
- 鋼が、前記の成分に加えてさらに質量％で、Nb：0.08％以下、Ti：0.03％以下およびＶ：0.08％以下からなる群のうちの１種以上を含有し、下記(a)式および(c)式を満足することを特徴とする請求項２または請求項３に記載の溶接継手。
６≦20Ｃ＋５Si＋10Mn≦30 ・・・(a)
0.01≦Ｃ／（Mn＋20Nb＋10Ti＋５Ｖ）≦0.10 ・・・(c)
ただし、(a)式および(c)式の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表す。 - 鋼が、前記の成分に加えてさらに質量％で、Cu：0.7％未満、Ni：3.0％以下、Cr：1.0％未満およびMo：0.8％以下からなる群のうちの1種以上を含有し、下記(a)式および(d)式を満足することを特徴とする請求項２から請求項４までのいずれかに記載の溶接継手。
６≦20Ｃ＋５Si＋10Mn≦30 ・・・(a)
0.01≦Ｃ／｛Mn＋(1/10)Cu＋(1/2)Ni＋(1/4)Cr＋Mo＋20Nb＋10Ti＋5Ｖ｝≦0.10
・・・(d)
ただし、(a)式および(d)式の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表す。 - 鋼が、前記の成分に加えてさらに質量％で、Ca：0.007％以下、Mg：0.007％以下、Ce：0.007％以下、Ｙ：0.5％以下およびNd：0.5％以下からなる群のうちの１種以上を含有し、下記の(a)式および(d)式を満足することを特徴とする請求項２から請求項５までのいずれかに記載の溶接継手。
６≦20Ｃ＋５Si＋10Mn≦30 ・・・(a)
0.01≦Ｃ／｛Mn＋(1/10)Cu＋(1/2)Ni＋(1/4)Cr＋Mo＋20Nb＋10Ti＋5Ｖ｝≦0.10
・・・(d)
ただし、(a)式および(d)式の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表す。
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| CN102251171A (zh) * | 2010-05-19 | 2011-11-23 | 株式会社神户制钢所 | 疲劳特性优异的厚钢板 |
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