JP3526576B2

JP3526576B2 - 溶接部の疲労強度と溶接性に優れた高張力鋼の製造方法

Info

Publication number: JP3526576B2
Application number: JP50633695A
Authority: JP
Inventors: 勝己榑林; 周二粟飯原; 厚司瀬戸
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1993-08-04
Filing date: 1994-08-04
Publication date: 2004-05-17
Anticipated expiration: 2019-05-17
Also published as: EP0666332A1; NO951288L; CN1040555C; NO951288D0; KR0157540B1; EP0666332A4; KR950703661A; WO1995004838A1; CN1113391A

Description

【発明の詳細な説明】技術分野本発明は、造船、海洋構造物、橋梁等に用いられる、
溶接部の疲労強度と溶接性に優れた高張力鋼の製造方法
に関するものである。

背景技術構造物の大型化に伴い、構造部材の重量低域が近年の
重要な課題となっており、これを実現するために構造物
に使用される鋼の高張力化が進んでいる。しかしなが
ら、船舶、海洋構造物、橋梁等では使用期間中に繰り返
し荷重を受けるために、このような構造物においては疲
労破壊を防止するための配慮が必要である。疲労破壊が
最も発生し易い部位は溶接部であることから、溶接部の
疲労強度を向上することが求められている。

これまでに、溶接部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おり、溶接部疲労強度
の改善は、グラインダー研削により、又は溶接ビード最
終層を加熱・再溶融することにより、溶接の止端部形状
を整形する等の溶接止端部形状の改善による応力集中度
の低減によるもの、ショットピーニング処理等を行うこ
とによって溶接止端部に圧縮応力を生成せしめるもの
等、力学的要因による改善がほとんどであった（特開昭
59−110490号公報、特開平１−301823号公報等）。ま
た、溶接後の熱処理によって得られる残留応力低減効果
も従来からよく知られている。

一方、上記のような特な施工や溶接後熱処理を用いず
鋼材の成分によって、溶接部の疲労強度を改善する方法
も提案されている。特開昭62−10239号公報では、Si量
を増大させ、ＣとＰの添加量を特定することにより、高
Ｃ、高Mnレベルでも、スポット溶接部疲れ特性を劣化さ
せないことを目的として、C:0.3％以下、Si:0.7〜1.1
％、Mn:2.0％以下、P:0.16％以下、およびsolAl:0.02〜
0.1％からなる、スポット溶接性の疲れ特性に優れた高
強度薄鋼板が開示されている。

特開平３−264645号公報では、Siにより清浄なポリゴ
ナルフェライト形成を有利にし、Ｂにより鋼を強化し、
かつ焼入れ性を向上することにより、良好な伸びフラン
ジ性、疲労特性、抵抗溶接性を得ることを目的として、
C:0.01〜0.2％、Mn:0.6〜2.5％、Si:0.02〜1.5％、およ
び、B:0.0005〜0.1％等からなる、伸びフランジ性等に
優れた高強度薄鋼板が開示されている。

特公平３−56301号公報では、Ｂ等添加により、鋼中
成分と鋼板中の未再結晶組織の割合に工夫を加えること
により、スポット溶接部の継手疲労強度の有利な改善を
図ることを目的として、C:0.006％以下、Mn:0.5％以
下、Al:0.05％以下、および、窒化物、硫化物を除いた
固溶状態のTiおよび／またはNbの１種または２種の合
計:0.001〜0.100％等からなる、スポット溶接性の良好
な極低炭素鋼板が開示されている。

これらのうち特開昭59−110490号公報および特開平１
−301823号公報は、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はできない。溶
接後熱処理による方法も、工程が増加し溶接施工が煩雑
となるため好ましくない。また、その効果も限られたも
のである。

特開昭62−10239号公報または特開平３−264645号公
報に示されている薄鋼板は、用途が主に自動車用ホイー
ルやディスクの母材に関するものであって、本発明の対
象とする造船、海洋構造物で用いられる鋼板とは用途、
板厚、使用方法が全く異なるものであるため、ここでの
知見をそのまま厚鋼板に適用することはできない。ま
た、その鋼成分を見ても、特開昭62−10239号公報に示
されている薄鋼板は、特にＣとＰの量の関係をC:0.22％
未満でP:0.16％以下、C:0.22〜0.3％でＣ＋0.6P≦0.31
の範囲に規定することにより、スポット溶接部の疲労強
度向上を目指すものであり、アーク溶接法による溶接部
のフェライト組織の越固溶強化について何ら開示してい
ない。

すなわち、スポット溶接は抵抗溶接法の一種であり、
主に板厚0.5〜3.5mm程度のしかも成形加工後の薄鋼板例
えば自動車用部材用薄鋼板の溶接に用いられており、か
ゝる薄鋼板の溶接部を電極で加圧して挟み込み、大電流
を短時間に流すことにより行われる。

したがってかゝるスポット溶接は板厚6mm以上の造
船、海洋構造物、橋梁などの材料になる高張力厚鋼板の
溶接に用いられるアーク溶接法とは、電極形状、溶接材
料の有無、溶接条件、などの溶接方法だけでなく溶接部
の形状、溶接残留応力なども異なるため、両者では疲労
強度の支配要因が異なり、スポット溶接で疲労強度が向
上したからといって、スポット溶接での知見をそのまま
アーク溶接に適応することはできないのである。

一方、特開平３−264645号公報に示されている薄鋼板
は鋼の強度と焼入れ性を向上させて、所望の組織を得る
ためにＢを添加したもので、溶接性との関係に関しては
触れられていない。さらに、母材以外に溶接部の疲労強
度向上に関する記載もない。

特公平３−56301号公報に示されている鋼板は、極低
炭素鋼板のスポット溶接部に関するもので、スポット溶
接部の硬度分布を制御しようとするものであるが、Ｂは
組織の微細化と粒成長抑制をねらって添加したものであ
り、その添加量の上限値は材質の劣化を抑制するために
設定されているのであって、溶接性については全く検討
されていない。

本発明は構造部材の溶接部に、特にアーク溶接法によ
って溶接した溶接部の疲労強度を改善することを目的と
する。

本発明はまた、構造部材の溶接部、特に溶接熱影響部
（以下HAZと称す）の組織の疲労強度を、溶接まゝで前
記HAZの組織を制御することによって改善することを目
的とする。

本発明はまた、溶接直後に溶接割れの生じない良好な
溶接性を有する高張力厚鋼板を提供することを目的とす
る。

本発明はまた、上記の目的を達成する高張力厚鋼板を
製造する方法を提供することを目的とする。

発明の開示本発明は上記目的を達成するために以下に示す高張力
厚鋼板を提供するものである。

こゝで本発明の基本思想について以下に述べる。

（１）本発明者らは、溶接継手の疲労試験片のき裂発生
・伝播の様子をミクロ的に詳細に観察した。その結果、
疲労き裂は多くの場合、繰り返し負荷応力が集中する溶
接金属とHAZの境界部から発生し、HAZを伝播し、さらに
母材に伝播して試験片の破断に至ることを知見した。

以上の観察から、この疲労き裂が発生・伝播するHAZ
組織が疲労強度に大きく関係していると考えられる。疲
労は転位の繰り返し運動により生じることから、溶接部
の疲労強度を向上させるためには、疲労き裂が発生・伝
播しにくくなるようにHAZ組織を強化して、転位の運動
を抑制する必要があると考えるに至った。

一般に、組織の強化法には固溶強化、析出強化、転位
強化等の強化法がある。溶接部は急速に加熱・冷却され
るため、析出物も溶解されるので、析出強化により溶接
まゝのHAZ組織を強化することはできない。また、母材
を加工転位により強化しても、溶接により転位密度が減
少するため、転位強化も適切な強化法ではない。したが
ってHAZ組織を強化するためには固溶強化が有効な手段
となる。

固溶強化に有効な元素はその効果の順に、C,N,P,Si,C
u,Moがある。侵入型元素であるＣとＮは固溶強化の効果
は大きいが、固溶強化以外の焼入れ性や溶接性、靱性等
の諸特性に及ぼす影響の方が大きく、単純に添加量を増
やしてもHAZ組織を固溶強化する目的だけを達成するこ
とはできない。また、Ｐも固溶強化の効果は大きい粒界
を脆化させるため、含有量を少なくする必要がある。こ
れに対して、置換型のSi,Cu,Moは添加量に対する固溶強
化の割合がC,N,Pより小さいが、これらよりも多く添加
できるため固溶強化には有効である。さらに、Siは、積
層欠陥エネルギーを減少させ、交差すべりを減らすこと
により、繰り返し塑性変形時の変形の局所化を抑制する
とともに、塑性変形の可逆性を高めることにより、き裂
の発生を抑制する作用がある。

よって、疲労強度向上には、Siの添加が有効であると
考えられる。

以上の検討をもとに、Siで固溶強化した種々の高張力
鋼について、図１に示す形状のＴ字隅肉溶接継手を作成
し、疲労試験を行った結果、本発明で述べた知見を得る
に至った。

（２）また、Ｔ字隅肉溶接継手を作成する際に、Ｂを多
量に添加した高張力鋼でHAZに低温割れが観察された。
高張力鋼の溶接部に低温割れが生じることはあってはな
らないことであり、当然繰り返し荷重が負荷された場合
は、この割れを起点に容易に疲労破壊が起こることが予
想される。ここで、次式に低温割れ感受性を表す炭素当
量Pcmを示す。

Pcm＝Ｃ＋Si/30＋Mn/20＋Cu/20＋Ni/60＋Cr/20＋Mo/15 ＋V/10＋5B …（１）この式からもわかるように、Ｂは他の元素に比べて低温
割れ感受性が最も高い（係数が大きいほど割れ感受性が
高い）。

しかしＢは、疲労き裂の発生源となる粒界フェライト
を抑制する働きがあるので、低温割れ感受性を考慮する
場合は、その抑制効果が飽和する0.0020％以下にする必
要がある。また、元素の組み合わせによりPcmが高い場
合には、低温割れ感受性に実質的にほとんど影響しない
添加量である0.0005％未満に抑制することが好ましい。

そこで、Ｂを抑制して溶接性を確保することが溶接部
の疲労強度向上の前提となる。

なお、低温割れのない良好な溶接性を確保するために
は上述のようにＢ以外の元素についても考慮して炭素当
量Pcmを制御する必要がある。例えば、本願実施例で示
す板厚15mmの鋼板を溶接する場合、Pcmの値を0.26以下
にすることにより室温において良好な溶接を行うことが
できる。Pcmの値がこれ以上大きい場合には侵入水素量
の抑制、鋼板の余熱などの付加工程が必要となる。

（３）さらに、本発明者らは、溶接継手の疲労試験片の
き裂発生・伝播の様子をミクロ的に詳細に観察した結
果、HAZ組織と疲労強度の関係についても知見を得た。H
AZ組織は鋼の焼入れ性によって、フェライト組織・ベイ
ナイト組織・マルテンサイト組織に分類され、通常、市
販されている高張力鋼のHAZ組織は多くの場合ベイナイ
ト組織である。ここで、ベイナイト組織は上部ベイナイ
ト組織と下部ベイナイト組織の両方とし、顕微鏡組織観
察により全組織に占めるベイナイト組織の割合をベイナ
イト組織分率とした。

HAZ組織の焼入れ性が低くフェライト組織分率が20％
よりも高くベイナイト組織分率が80％よりも低い場合、
疲労き裂は粒界フェライトやフェライト・サイド・プレ
ートのような軟質のフェライト組織から発生しやすいた
め疲労強度は向上しない。一方、焼入れ性が高くマルテ
ンサイト組織分率が20％よりも高くベイナイト組織分率
が80％よりも低い場合、疲労き裂は硬質のマルテンサイ
ト組織界面の粒界から発生してしまうため、やはり疲労
強度は向上しない。

このような知見に基づき、疲労強度が向上するのはベ
イナイト組織であり、その組織分率が80％以上のときに
疲労強度の向上効果が顕著に現われることを確認した。

このようにHAZ組織をベイナイト主体の組織にするた
めに、組織の焼入れ性を向上させる元素として、Ni,Cr,
Vを適量添加することも有効である。

本発明は上記（１）（２）の効果により、疲労強度と
溶接性を向上させた高張力鋼の製造方法を提供するもの
であり、さらに（３）を組み合わせることにより、さら
により高い疲労強度を達成させた高張力鋼の製造方法を
提供しうるのである。

なお、HAZにおけるフェライト組織をより固溶強化
し、かつ焼入れ性も向上するためにCu,Moをさらに添加
することも有益であり、また、圧延中の未再結晶温度域
のフェライトの再結晶を抑制するとともに焼入性も向上
するためにNbを、オーステナイト粒径の粗大化を抑制す
るためにTiをそれぞれ添加することも本発明にとって有
効である。

また、疲労き裂の発生源となる硫化物を固定し、延性
を向上させるためにCa,REMを添加することも有効であ
る。

すなわち、本発明は、質量％で、C:0.03〜0.20％、S
i:0.6〜2.0％、Mn:0.6〜2.0％、Al:0.01〜0.08％、N:0.
002〜0.008％、B:0.0020％以下とし、残部はFeと不可避
的不純物とからなり、さらに、必要に応じて、Cu:0.1〜
1.5％、Mo:0.05〜0.5％、Ni:0.1〜3.0％、Cr:0.1〜1.0
％、V:0.01〜0.10％、Nb:0.005〜0.06％、Ti:0.005〜0.
05％、Ca:0.0005〜0.0050％、REM:0.0005〜0.0050％の
範囲で少なくとも１種の元素を添加したスラブをAc₃点
以上1250℃以下に加熱し、再結晶温度域で熱間圧延した
後、必要に応じて、引き続き未再結晶温度域で累積圧下
率40〜90％の熱間圧延をした後、自然冷却するか、１〜
60℃/secの冷却速度で600℃〜室温で冷却停止し自然冷
却し、必要に応じて、更に300℃〜Ac₁点に加熱して焼き
戻し熱処理することを特徴とする溶接部の疲労強度と溶
接性に優れた高張力鋼の製造方法、である。

図面の簡単な説明第１図ＡはＴ字隅肉溶接継手の疲労試験片を示す平面
図である。

第１図Ｂは第１図Ａで示す疲労試験片の側面図であ
る。

発明を実施するための最良の形態本発明を実施するための最良の形態を以下に詳述す
る。

先ず、本発明における母材となる鋼の成分の限定理由
を述べる。

Ｃは母材強度を上昇させる元素であり、母材強度上昇
のためには多量に添加することが望ましい。しかしなが
ら、0.20％超のＣの添加は、母材並びに溶接部の靱性を
低下させ、溶接性を悪化させる。従って、Ｃの上限を0.
20％とした。また、Ｃが低すぎると母材強度の確保が困
難となる上に、溶接部の焼入れ性が低下し、疲労強度に
有害な粒界初析フェライトの生成を招く。このように、
Ｃが0.03％未満では疲労強度向上に望ましい組織が得ら
れないため、Ｃの下限値を0.03％とした。

Siは、焼き入れ性をあまり上げない固溶強化元素であ
り、組織を固溶強化するものであり、転位の運動を抑制
し、疲労き裂の発生を抑制する。また、Siは、鋼板組織
の積層欠陥エネルギーを減少させ、交差すべりを減らす
ことが知られている。そのため、鋼板に塑性変形が繰り
返し負荷された時に、転位のすべり線が交差・局所化す
るのを抑制して、塑性変形の可逆性を高めることによ
り、き裂の発生を抑制させる作用がある。よって、疲労
強度向上には、Siは必須の元素である。

Siが、0.6％未満では、固溶強化および積層欠陥エネ
ルギーを減少させる効果が少なく、疲労強度向上は見込
めない。従って、下限値を0.6％とした。逆に、Siを2.0
％超添加すると、赤スケール発生により表面性状が悪化
して疲労のき裂の発生源が増加するだけでなく、靱性も
悪化する。従って、上限値を2.0％とした。

Mnは、靱性をあまり低下させることなく母材強度を上
昇させる元素である。Mnが0.6％未満では十分な母材強
度が得られないため、下限値を0.6％とした。また、Mn
を2.0％超添加すると、溶接部の靱性が低下するだけで
なく、溶接性、延性も劣化するため、上限値を2.0％と
した。

Alは、脱酸元素として必要で、0.01％以上添加しない
と、脱酸作用を期待できない。一方、0.08％超添加する
と、Al酸化物や窒化物が多量に生成して、溶接部の靱性
を劣化させる。従って、上限値を0.08％とした。

ＮはTiを添加した場合にはTiと結合してHAZのオース
テナイト粒成長を抑制する。Ｎが0.002％未満ではこの
効果が期待できないため、Ｎの下限値を0.002％とし
た。逆に、多量に添加すると、固溶Ｎ量が増加し、HAZ
靱性を低下させるので、上限値を0.008％とした。

Ｂは、HAZ組織の焼き入れ性を向上させる効果ととも
に、疲労き裂の発生源となる粒界フェライトを抑制する
働きがある一方で、溶接割れ感受性を大きく悪化させて
溶接性が低下し、その添加によりルート割れ、止端割れ
等の溶接割れを生ずる元素である。前述の効果は0.0020
％で飽和するため、Ｂの添加量の上限を0.0020％とし
た。また、Ｂ以外の合金元素の添加量が多く、Pcmが高
い場合は、低温割れ感受性に実質的にほとんど影響しな
い添加量として、その上限を0.0005％未満とした。

なお、P,Sは低いほど好ましい不純物元素である。Ｐ
は母材と溶接部の靱性を考慮し、またＳは同様に母材と
溶接部の靱性を考慮するとともに板厚方向の延性の低下
も考慮して、それぞれ上限値を0.020％にすることが望
ましい。

CuおよびMoは、母材およびHAZの焼入れ性を向上する
が、これらの元素はむしろSiと同様に固溶強化により、
フェライト・マトリックスの強化に有効である。しか
し、積層欠陥エネルギーは、Siほど減少させない。それ
ぞれ0.1％、0.05％以上添加しないと、その効果が顕著
でないため、これを下限値とした。また、1.5％、0.5％
超添加すると、焼入れ性が高すぎて、マルテンサイトが
生成することにより疲労強度は逆に低下するので、これ
を上限とした。

Ni,Cr、およびＶは、ともに母材およびHAZの焼入れ性
を向上させる元素である。各元素毎に効果が現れる添加
量として、それぞれ0.1％、0.1％、0.01％を下限値とし
た。また、過度の添加は、下部ベイナイトやマルテンサ
イト組織を生成し易くなり、溶接部の疲労強度をむしろ
低下させるため、各々の上限値は、3.0％、1.0％、0.10
％とした。

Nbは、母材強度上昇に効果を有するとともに焼入性に
も効果がある元素であり、さらに、鋼板製造時に制御圧
延・制御冷却を適用する場合には、未再結晶温度域を上
昇させて圧延中の再結晶を抑制することにより、広い温
度域で制御圧延が可能となるために0.005％以上添加す
ることが望ましい。しかしながら、Nbを多量に含有する
とHAZ靱性を低下させる。従って、Nbの上限値を0.06％
とした。

Tiは、Ｎと結合してTiNとなり、HAZの組織の細粒化に
よりHAZ靱性を向上させる。そのためには、0.005％以上
の添加が必要であるが、0.05％超の添加では、それ以上
の効果は見られないため、下限値を0.005％、上限値を
0.05％とした。

Caは、疲労き裂の発生源となる硫化物を固定し、延性
を向上させる効果がある。また、硫化物を起点とする疲
労破壊の発生も抑制できる。添加量が0.0005％以下では
その効果が期待できず、また0.0050％超では靱性を低下
させる。よって、下限値を0.0005％、上限値を0.0050％
とした。

REMは、疲労き裂の発生源となる硫化物を固定し、延
性を向上させる点で、Caと同様の効果がある。また、硫
化物を起点とする疲労破壊の発生も抑制できる。REMは
希土類元素であればいずれの元素も同様の効果を有する
と考えられるが、これらの中でも特に、La,CeおよびＹ
がそれらの代表として挙げられる。REM添加による効果
が発揮されるには、合計で0.0005％以上添加することが
必要であり、0.0050％以上添加してもその効果は飽和
し、経済的でもなくなる。よって、下限値を0.0005％、
上限値を0.0050％とした。

次に、本発明の高張力鋼の製造方法について説明す
る。

本発明は引張強さが490MPa以上の高張力鋼を主な対象
としており、下記の製造方法を適用することにより、様
々な強度の厚鋼板を得ることが可能である。

いずれの製造方法でも、熱間圧延する前には、まず鋼
塊を100％オーステナイト化する必要がある。オーステ
ナイト化するためにはAc₃以上に加熱すればよいが、125
0℃を超えて加熱するとオーステナイト粒が粗大化し、
圧延後の結晶粒径が大きくなって強度、靱性等の母材特
性が劣化するため、加熱温度はAr₃以上、1250℃以下と
した。また、良好な母材特性を得るためには、オーステ
ナイト粒径を小さくする必要がある。鋼塊を加熱するこ
とにより、オーステナイト粒径が非常に大きくなってい
るため、オーステナイト粒径を小さくできる再結晶温度
域で熱間圧延（通常圧延：約900〜1250℃の温度で10〜9
5％の圧下率の圧延）を行う。

前述の通常圧延による製造方法では、安価に安定して
高張力鋼を得ることができる。この場合には、再結晶温
度域で熱間圧延を終了し、自然冷却する。ただし、板厚
が厚い場合や、添加元素が少ない場合には強度が不足す
ることがある。

制御圧延（未再結晶温度領域での圧延、高張力鋼の場
合、約750〜900℃）による製造方法では、高い強度と靱
性を有する高張力鋼を得ることができる。この場合に
は、オーステナイト粒内に圧延による変形帯を導入し、
フェライト生成核を増加させた後、自然冷却することが
有効である。変形帯を導入するためには未再結晶温度域
で累積圧下率が40％以上の熱間圧延が必要であるが、累
積圧下率が90％を超えると母材靱性が逆に低下するた
め、累積圧下率を40〜90％とした。

制御圧延と加速冷却を組合せた製造方法によれば、制
御圧延のみによる製造方法よりもさらに高い強度を有す
る高張力鋼を得ることができる。この場合には、フェラ
イト中のＣ濃度を高く保持したまま、変態が終了する温
度まで加速冷却することが有効である。フェライト中の
Ｃ濃度を保持するには、１℃/sec以上で冷却する必要が
あるが、60℃/secを超えると強度上昇は頭打ちになり、
靱性が逆に低下するため、冷却速度を１〜60℃/secとし
た。また、変態が終了する温度は600℃以下であるが、
通常は室温以上の液体を冷却媒体とするため、冷却停止
温度は600℃〜室温とした。

制御圧延、加速冷却および焼き戻し熱処理による製造
方法によれば、制御圧延と加速冷却の組合せによる製造
方法よりもさらに高い強度と靱性を有する高張力鋼を得
ることができる。この場合には、転位の消滅や合体によ
る格子欠陥密度の減少により、加工組織を回復させるこ
とが有効である。焼き戻し温度が300℃よりも低い場合
には、これらの効果が期待できず、Ac₁点以上の温度で
は回復ではなく変態が開始するため、焼き戻し温度およ
び時間を300℃〜Ac₁点、10〜120分とした。

実施例以下に、本発明の実施例について述べる。

各元素添加量の影響を調査するために、本発明鋼16鋼
種、比較鋼８鋼種、合計24鋼種について溶解を行い、90
×200×380mmの50kgスラブにラボにて鋳造した。その供
試鋼の化学成分および炭素当量を第１表に示す。炭素当
量は前述の式により計算した。

第２表に各鋼の製造条件（加熱温度、再結晶域累積圧
下率、未再結晶域累積圧下率、仕上温度、冷却開始温
度、冷却速度、冷却停止温度、および焼き戻し温度）を
示した。

ここで、再結晶域累積圧下率は、（h0−h1）/h0、未
再結晶域累積圧下率は、（h1−h2）/h1で定義される圧
下率である。ただし、h0はスラブ厚（mm）、h1は再結晶
温度域での圧延後板厚あるいは未再結晶温度域での圧延
前板厚（mm）、h2は未再結晶温度域での圧延後板厚（m
m）である。

各スラブをAc₃点以上、1250℃以下に加熱し、60min保
持して、再結晶温度域にて熱間圧延した後、自然冷却す
るか、あるいは、自然冷却せずに引き続き未再結晶温度
域で累積圧下率40％〜90％の熱間圧延をした後、自然冷
却するか、あるいは自然冷却せずに、１〜60℃/secの冷
却速度で、600℃〜室温で冷却停止し、自然冷却する
か、あるいはさらに、300℃〜Ac₁点に加熱して焼き戻し
することにより、仕上げ板厚15mmに製造した。

これら熱延板の機械的性質を測定した結果として、降
伏応力、引張強度、破断伸び、およびシャルピー衝撃値
の値も第２表に併せて示した。

この鋼板を用いて、第１図に示すＴ型隅肉溶接疲労試
験片１を作成した。図中、２は平板、３はリブ板で、両
板により隅部４を構成し、この隅部を溶接した。５は溶
接金属である。試験片１の形状は、ａ＝50mm、ｂ＝200m
m、ｃ＝15mm、ｄ＝30mm、ｅ＝15mmであった。

溶接方法は被覆アーク溶接、溶接入熱は、18kJ/cmと
した。この試験片１に対し、応力引Ｒ（最小応力／最大
応力）＝0.1で、３点曲げ疲労試験を行った結果を第３
表に示した。この表では、繰り返し数が、１×10⁺⁵回、
２×10⁺⁶回になった時の応力範囲の値を示した。また、
第４表に各鋼のHAZ組織におけるベイナイト組織分率と
斜めｙ形割れ試験（JIS Z3158）による割れ停止温度を
示した。

本発明鋼1,2,3は、Si添加量を３水準にした実施例で
ある。通常圧延の本発明鋼1,2に比べて、未再結晶域累
積圧下率40％の制御圧延を行っている本発明鋼３は、降
伏応力、引張強度ともに高くなっている。また、Siの添
加に従って、疲労強度は上昇するが、シャルピー遷移温
度も上昇するため、実用に供するのに最適なSi添加量が
存在することがわかった。

Cu,Mo,Ni,Cr,Nb,V,Ti,B,Ca,REMのグループから少くと
も１種を添加した本発明鋼４〜16も、Siによる効果に加
えて、Cu,Moによる固溶強化、Ni,Cr,Vの焼入れ性向上に
よる効果、Nbの再結晶抑制、Ti,Nによる結晶粒粗大化抑
制、Ｂによる粒界フェライト抑制効果、Ca,REMによる硫
化物の抑制による相乗効果により、本発明鋼１〜３より
もさらに疲労強度が増大した。ここでは、通常圧延、制
御圧延、制御圧延＋加速冷却、制御圧延＋加速冷却＋焼
き戻し熱処理の各製造方法を用いているが、通常圧延に
比べて、制御圧延を組み合わせた圧延を行うことによ
り、同じ炭素当量でもより高い強度を有する高張力鋼が
得られた。また、溶接継手の疲労強度は母材の降伏応
力、引張強度には依存せず、疲労強度を向上させるため
には、本発明で述べてきたSiの固溶強化をはじめとする
上記の効果が必要不可欠であることがわかる。

一方、比較鋼１はSi添加量が本発明鋼の成分範囲より
少ない実施例である。疲労強度はSi添加量が本発明鋼の
成分範囲内にあるときに向上する。

Cu,Mo,Ni,Cr,Nb,V,Bを過度に添加した比較鋼２〜８
は、Siの添加量が適切な範囲に入っているため、疲労強
度が比較鋼１よりも高い値となっているが、第４表のベ
イナイト組織分率からもわかるように、比較鋼２〜８は
焼入れ性が高すぎてマルテンサイト組織を形成して、ベ
イナイト組織分率が低下するため、本発明鋼に比べて疲
労強度は低下した。

また、Ｂを過度に添加すると、斜めｙ割れ試験の割れ
停止温度も高くなり、溶接性が極めて悪化した。一方、
本発明鋼の割れ停止温度はいずれも低く溶接性は良好で
あった。

産業上の利用可能性本発明鋼によれば、造船、海洋構造物、橋梁等に用い
られる高張力鋼に関して、鋼板の溶接性を確保した上
で、特定の元素を添加して熱影響部の組織を制御するこ
とにより、その疲労強度を向上することが可能であり、
かつ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となった。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献特開平３−264645（ＪＰ，Ａ) 特開平５−43980（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C21D 6/00 C21D 8/02 C21D 9/46 C22C 38/00

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】質量％で、C:0.03〜0.20％、Si:0.6〜2.0
％、Mn:0.6〜2.0％、Al:0.01〜0.08％、N:0.002〜0.008
％、B:0.0020％以下、残部Fe及び不可避的不純物からな
るスラブをAc₃点以上1250℃以下に加熱し、再結晶温度
域で熱間圧延した後、自然冷却することを特徴とする、
溶接部の疲労強度と溶接性に優れた高張力鋼の製造方
法。
【請求項２】再結晶温度域で熱間圧延した後、引き続
き、未再結晶温度域で累積圧下率40〜90％の熱間圧延を
して、自然冷却する請求の範囲１記載の高張力鋼の製造
方法。
【請求項３】再結晶温度域で熱間圧延した後、引き続
き、未再結晶温度域で累積圧下率40〜90％の熱間圧延を
して、１〜60℃/secの冷却速度で、600℃〜室温で冷却
停止し、自然冷却する請求の範囲１記載の高張力鋼の製
造方法。
【請求項４】再結晶温度域で熱間圧延した後、引き続
き、未再結晶温度域で累積圧下率40〜90％の熱間圧延を
し、熱間圧延終了後１〜60℃/secの冷却速度で、600℃
〜室温の温度範囲を冷却し、自然冷却した後、さらに、
300℃〜Ac₁点に加熱して焼き戻し熱処理する請求の範囲
１記載の高張力鋼の製造方法。
【請求項５】質量％で、Cu:0.1〜1.5％、Mo:0.05〜0.5
％、Ni:0.1〜3.0％、Cr:0.1〜1.0％、V:0.01〜0.10％、
Nb:0.005〜0.06％、Ti:0.005〜0.05％、Ca:0.0005〜0.0
050％及びREM:0.0005〜0.0050％のグループから選ばれ
た少くとも１種を含有する請求の範囲１〜４のいずれか
の項に記載の高張力鋼の製造方法。