JP3569314B2 - 溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板およびその製造方法 - Google Patents
溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP3569314B2 JP3569314B2 JP20779494A JP20779494A JP3569314B2 JP 3569314 B2 JP3569314 B2 JP 3569314B2 JP 20779494 A JP20779494 A JP 20779494A JP 20779494 A JP20779494 A JP 20779494A JP 3569314 B2 JP3569314 B2 JP 3569314B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- fatigue strength
- steel plate
- steel
- haz
- fatigue
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Images
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は、造船・海洋構造物・橋梁などの分野に用いられる、溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用軟鋼と引張強さが５０ｋｇｆ／ｍｍ２ 級の高張力厚鋼板およびそれらの製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
溶接構造物の大形化と環境保全に対する要求の高まりに伴い、構造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、疲労破壊は実使用環境下において最も頻繁に発生し易い破壊形態であり、溶接構造物の信頼性向上のために最も留意すべき問題である。最近の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計れることが記載されている。
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度の低減によるもの、ショットピーニング処理などの溶接止端部圧縮残留応力生成によるものなど、力学的要因による改善がほとんどであった（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。
【０００５】
一方、上記のような特殊な施工や溶接後熱処理を用いずに、鋼材の成分を限定することによって厚鋼板溶接継手の疲労強度を改善する方法が提案されている。特願平４−２９４５４４号においては、Ｃｕを０．５〜２．０％含有した極低Ｃ鋼は溶接残留応力が低く、同時に溶接熱影響部（以下、ＨＡＺと記す）の強度が確保されるために溶接継手の疲労強度が向上することが記載されている。
【０００６】
溶接熱影響部の微視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、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明らかにされている。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、一旦発生した微視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向上することが記載されている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
これらのうち、特開昭６１−９６０５７号公報記載の発明は、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き合わせ溶接、または隅肉溶接の疲労強度向上には適用できない。
【０００８】
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はできない。特願平４−２９４５４４号に記載の発明は、溶接部の疲労強度向上を計るものであるが、Ｃが０．０１０％以下の極低炭素鋼に関するものであり、一般の溶接構造用厚鋼板に適用はできない。
【０００９】
特開平５−３４５９２８号公報記載の発明は、島状マルテンサイトを生成させるために、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。
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による疲労強度向上ではなく、溶接ままでＨＡＺのミクロ組織を制御することにより、突き合わせ溶接継手または隅肉溶接継手の疲労強度を向上させた溶接構造用軟鋼板と引張強さが５０ｋｇｆ／ｍｍ２ 級の高張力鋼板、およびそれらの製造方法を提供することを目的とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、溶接部の疲労き裂発生・伝播と、そ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、疲労き裂の発生と伝播を最も効果的に抑制するＨＡＺミクロ組織はフェライトであることを知見した。これに基づいて、炭素当量値を限定することによりＨＡＺのフェライト組織分率を増加させ、溶接継手の疲労強度を向上できることを見出した。
【００１１】
すなわち、本発明の要旨とするところは下記のとおりである。
【００１２】
（１）質量％で、
０．０１５≦Ｃ≦０．１５、
１．０＜Ｓｉ≦２．０、
０．２≦Ｍｎ≦１．５、
Ｐ≦０．０３、
Ｓ≦０．０１、
０．００５≦Ａｌ≦０．１０、
Ｎ≦０．０１０、
Ｃｅｑ≦０．２７５、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなることを特徴とする溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板。
【００１３】
ただし、
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋Ｎｂ／３
（２）質量％で、
０．１≦Ｃｕ≦２．０
を含有することを特徴とする前記（１）記載の溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板。
【００１４】
（３）質量％で、
０．１≦Ｎｉ≦２．０
を含有することを特徴とする前記（１）または（２）記載の溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板。
【００１５】
（４）質量％で、
０．０５≦Ｃｒ≦１．０、
０．０２≦Ｍｏ≦１．０
の１種または２種を含有することを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板。
【００１６】
（５）質量％で、
０．００５≦Ｎｂ≦０．０８、
０．００５≦ Ｖ≦０．１０
の１種または２種を含有することを特徴とする前記（１）〜（４）のいずれか１項に記載の溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板。
【００１７】
（６）質量％で、
０．００５≦Ｔｉ≦０．０２５、
０．００１≦ Ｎ≦０．０１０、
Ｔｉ／Ｎ≦５．０
を含有し、Ａｌ含有量が
０．００１≦Ａｌ≦０．１０
であることを特徴とする前記（１）〜（５）のいずれか１項に記載の溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板。
【００１８】
（７）質量％で、
０．０００５≦ Ｃａ≦０．００５、
０．０００５≦ＲＥＭ≦０．００５
の１種または２種を含有し、Ａｌ含有量が
０．００１≦Ａｌ≦０．１０
であることを特徴とする前記（１）〜（６）のいずれか１項に記載の溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板。
【００１９】
（８）前記（１）〜（７）のいずれか１項に記載の鋼と同一成分を有する鋼塊をＡｃ3 点以上、１２５０℃以下に加熱後、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継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板の製造方法。
（９）前記（１）〜（７）のいずれか１項に記載の鋼と同一成分を有する鋼塊をＡｃ3 点以上、１２５０℃以下に加熱後、再結晶温度域で熱間圧延し、引き続き未再結晶温度域において累積圧下率で４０〜９０％の熱間圧延をした後、自然冷却することを特徴とする溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板の製造方法。
【００２０】
（１０）前記（１）〜（７）のいずれか１項に記載の鋼と同一成分を有する鋼塊をＡｃ3 点以上、１２５０℃以下に加熱後、再結晶温度域で熱間圧延し、引き続き未再結晶温度域において累積圧下率で４０〜９０％の熱間圧延をした後、１〜６０℃／ｓｅｃの冷却速度で０〜６００℃まで冷却することを特徴とする溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板の製造方法。
【００２１】
（１１）前記（１）〜（７）のいずれか１項に記載の鋼と同一成分を有する鋼塊をＡｃ3 点以上、１２５０℃以下に加熱後、再結晶温度域で熱間圧延し、引き続き未再結晶温度域において累積圧下率で４０〜９０％の熱間圧延をした後、１〜６０℃／ｓｅｃの冷却速度で０〜６００℃まで冷却し、さらに３００℃〜Ａｃ1 点に加熱して焼戻し熱処理することを特徴とする溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板の製造方法。
【００２２】
【作用】
本発明者らは、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の境界部、すなわち溶接融合線（ｆｕｓｉｏｎ ｌｉｎｅ；溶接金属とＨＡＺの境界）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て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を受けることが明らかとなった。
【００２３】
次に、疲労強度に及ぼすＨＡＺ組織の影響を解明するために系統的な実験を実施し、以下に示すような重要な知見を得た。
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、溶接再現熱サイクルを与えた鋼材から応力集中を設けた試験片を加工し、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。試験片の外形寸法は１０×１０×５５ｍｍ、切欠深さは２ｍｍ、切欠先端半径は０．７５ｍｍで、支点間距離を４０ｍｍとして３点曲げ繰り返し荷重を与え、疲労破壊させた。応力集中係数は２．６である。
【００２４】
図１は軟鋼および引張強さが５０ｋｇｆ／ｍｍ２ 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ＨＡＺ材の疲労限度比（疲労限／再現ＨＡＺ材の引張強さ）を再現ＨＡＺ材の引張強さに対してプロットしたものである。２００倍の光学顕微鏡で観察した再現ＨＡＺ材のミクロ組織写真からポイントカウンティング法によりミクロ組織の面積率を測定し、面積率で６０％以上を占めるミクロ組織を決定し、このミクロ組織の種類によりプロットデータを分類した。同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する。すなわち、マルテンサイト、下部ベイナイト、下部ベイナイト・上部ベイナイト混合組織、上部ベイナイト、フェライトの順に疲労限度比が高くなり、フェライト組織が最も優れた疲労特性を有する組織であることを知見した。
【００２５】
ごく一般に用いられている溶接構造用軟鋼（代表的な成分は０．１４％Ｃ−０．２％Ｓｉ−０．９％Ｍｎ）や引張強さが５０ｋｇｆ／ｍｍ２ 級の圧延まま高張力鋼（代表的な成分は０．１７％Ｃ−０．３％Ｓｉ−１．４％Ｍｎ）は炭素当量値が高く、ＨＡＺの焼入れ性が高いために、入熱が５０ｋＪ／ｃｍ以下の小・中入熱溶接では、ＨＡＺミクロ組織はベイナイトあるいはマルテンサイト主体の組織となる。従って、このような鋼では疲労限度比が低く、ＨＡＺから疲労破壊が容易に発生することが図１から理解できる。本実験から、ＨＡＺのミクロ組織をフェライト主体組織とすることにより疲労限度比を高め、溶接継手の疲労強度を向上できることが初めて明らかとなった。
【００２６】
図１で示したように、応力集中を有する疲労試験においては高温変態組織ほど疲労限度比が高くなり、逆に、低温変態組織ほど疲労限度比が低くなる。このような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、（１）低温変態組織ほど変態時に導入された転位密度が高く、この転位は繰り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はあまり寄与しない、（２）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、（３）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。
【００２７】
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。上に示したように、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。
【００２８】
上記のように、ＨＡＺミクロ組織をフェライト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が溶接中に受ける連続冷却変態で１００％フェライト組織とすることは、特に冷却速度が大きい小・中入熱溶接では困難であり、必然的にフェライトより変態温度が低いベイナイトなどの組織が混入する。しかしながら、上部ベイナイトはフェライトに次いで疲労限度比が高いために、上部ベイナイトが多少混入してもＨＡＺの疲労強度をあまり低下させないことが期待できる。
【００２９】
図２は再現ＨＡＺ材の疲労限度比をフェライト面積率に対してプロットしたものである。図から明らかなことは、（１）フェライト面積率が増加するに従って疲労限度比は上昇する。さらに、フェライト面積率が６０％以上であれば疲労限度比が著しく上昇する。疲労限度比の向上はフェライト面積率が６０％以上の範囲において特に顕著である。（２）同一のフェライト面積率で比較すると、Ｓｉを１．０％以上添加した鋼はＳｉ添加量が１．０％未満の鋼に比べてさらに疲労限度比が上昇する。この結果から、ＨＡＺのフェライト面積率を６０％以上とすることにより疲労限度比を向上でき、さらにＳｉを１．０％以上添加すると疲労限度比向上の効果は顕著となることが明らかとなった。
【００３０】
上にも述べたとおり、ごく一般に用いられている溶接構造用軟鋼や引張強さが５０ｋｇｆ／ｍｍ２ 級の圧延まま高張力鋼は炭素当量値が高く、ＨＡＺの焼入れ性が高いため、これらの鋼では小・中入熱溶接のＨＡＺミクロ組織がベイナイト・マルテンサイト組織となる。このためにＨＡＺの疲労強度向上は望めない。ＨＡＺの疲労破壊に対する感受性を低くし、応力集中下においても疲労き裂の発生を防止し、あるいは発生したき裂の伝播を遅延させるためには、ＨＡＺミクロ組織をフェライト主体組織とすることが効果的である。ＨＡＺミクロ組織をフェライト主体とするためにはＨＡＺ焼入れ性を低下させることが必要である。このために、ＨＡＺ焼入れ性を表す指標である炭素当量の値を限界値以下に限定する必要がある。ここで、ＨＡＺのフェライト面積率を最も正確に表す炭素当量式を検討した結果、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、
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋Ｎｂ／３
を用いればよいことが明らかとなった。
【００３１】
図３は実験室真空溶解鋼再現ＨＡＺのフェライト面積率を上記の炭素当量に対してプロットしたものである。同図から明らかなことは、まずＨＡＺフェライト面積率は炭素当量と良い相関を示し、炭素当量値が低いほどＨＡＺフェライト面積率が上昇する。しかし、同一の炭素当量値で比較すると、Ｓｉを１．０％以上添加した鋼はさらにフェライト面積率が上昇することが明らかとなった。図２の結果から、ＨＡＺ疲労強度向上にはＨＡＺのフェライト面積率を６０％以上とすることが必要であるが、これを実現するためには、Ｓｉ添加量が１．０％未満の鋼には炭素当量値を０．２４％以下、Ｓｉ添加量が１．０％以上の鋼では炭素当量値を０．２７５％以下とすればよいことがわかる。Ｓｉを１．０％以上添加することにより炭素当量上限値を０．２７５％まで上げることが可能であり、従ってＳｉを１．０％以上添加することによってＨＡＺの疲労強度を向上できるだけでなく、板厚の厚い鋼板でも母材強度の確保が容易になる。
【００３２】
Ｓｉを添加することによる疲労限度比向上の理由は、（１）Ｓｉはフェライト形成元素であるためＨＡＺ組織のフェライト面積率を増加させることに加え、（２）Ｓｉの固溶強化により疲労繰り返し中の転位の運動に対する抵抗力が上昇すること、さらに（３）積層欠陥エネルギーの低下により交差すべりが生じ難くなり、繰り返し塑性変形の可逆性が高まることにより、非可逆塑性変形によって蓄積される歪が増加し難くなるためであると考えられる。このようなＳｉの効果は溶接部疲労強度だけでなく、フェライト主体組織である母材の疲労強度向上にも効果を発揮する。
【００３３】
実溶接継手のＨＡＺで応力集中が高い領域は溶接融合線から１．０ｍｍ以内の範囲であり、疲労き裂が発生するのはこの領域内である。従って、溶接融合線から１．０ｍｍのＨＡＺにおいてフェライト面積率を６０％以上とすることが重要である。
上記の検討結果から明らかなように、本発明の骨子はＨＡＺミクロ組織をフェライト主体とすることによりＨＡＺの疲労破壊感受性を低め、溶接継手の疲労強度を向上させるものであり、これを実現するために上記で定義した炭素当量値をＳｉ添加量の範囲に応じて限定するものである。
【００３４】
以上の基本思想を基に、各合金元素の範囲を限定した理由を以下に述べる。
ＣはＨＡＺの焼入れ性を上昇する元素であり、多量に添加するとベイナイトやマルテンサイト組織が生成しやすくなる。ＨＡＺのフェライト面積率を増加し、疲労強度を高めるためにはＣ量は低いほうが望ましい。しかし、Ｃは母材の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。Ｃ量が０．０１５％未満では母材強度を確保できないため、下限値を０．０１５％とした。逆に、０．１５％超ではＨＡＺ焼入れ性が高くなり過ぎてフェライト面積率が低下し、疲労強度を向上できない。さらに、母材およびＨＡＺの靱性が顕著に低下する。従って、Ｃ量の上限値を０．１５％とした。母材強度と疲労強度向上のバランスを考慮すると、０．０２〜０．０７％のＣ量が最も望ましい。
【００３５】
Ｓｉは脱酸剤として有用な元素である上に、上記のとおり疲労強度向上に効果を発揮する添加元素である。Ｓｉ量が０．０１％未満では脱酸が不十分となり、介在物が増加し、母材の延性や靱性を低下させる。Ｓｉ添加量が高いほどフェライトの強化とＨＡＺのフェライト面積率増加が顕著となり、疲労強度向上の目的のためにはＳｉ添加量は高いほど望ましい。従って、Ｓｉ量の下限値を１．０％超とした。しかし、Ｓｉ添加量が高いほど母材とＨＡＺの靱性は低下する。靱性低下はＳｉ量が２．０％を超えると顕著となる。このため、Ｓｉ量の上限値を２．０％とした。
【００３６】
Ｍｎは母材強度確保に有効な元素である。Ｍｎ量が０．２％未満では母材強度を確保できないため、下限値を０．２％とした。逆に、１．５％超添加すると、ＨＡＺ焼入れ性が上昇し、ＨＡＺミクロ組織をフェライト主体とすることができない。従って、Ｍｎ量の上限値を１．５％とした。
Ｐは低いほど好ましく、０．０３％超含有すると母材とＨＡＺの靱性を顕著に低下させる。従って、Ｐ量の上限値を０．０３％とした。
【００３７】
Ｓは低いほど好ましく、０．０１％超含有するとＭｎＳ析出が顕著となり、母材とＨＡＺの靱性を害し、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。従って、Ｓ量の上限値を０．０１％とした。
Ａｌは脱酸により鋼中介在物を減少させるのに有効な元素である。Ａｌが０．００５％未満では脱酸が不十分で鋼中介在物が減少できない。従って、下限を０．００５％とした。逆に０．１０％超含有すると、アルミナ系介在物が増加して延性低下を来すとともに、疲労き裂の発生を容易とする。従って、上限を０．１０％とした。Ｔｉ、Ｃａ、ＲＥＭの強脱酸元素を含有する場合には、Ａｌの下限を０．００１％とすることができる。
【００３８】
Ｃｕは母材強度上昇に効果を示す元素である。Ｃｕ量が０．１％未満では強度上昇効果を期待できないため、下限値を０．１％とした。Ｃｕは焼入れ性向上と固溶強化により母材の強度上昇に寄与するだけでなく、圧延・冷却後の焼戻し熱処理により微細Ｃｕを析出することにより著しく母材強度を上昇させることができる。炭素当量値が低い本発明鋼ではこの効果は特に有効である。析出硬化を発揮させるためには、Ｃｕは０．４％以上の添加が必要である。しかし、２．０％超添加するとＨＡＺ焼入れ性が高くなり、フェライト主体組織とすることができないし、また鋳造割れが発生しやすくなるため、Ｃｕ量の上限値を２．０％とした。
【００３９】
Ｎｉは母材とＨＡＺの靱性を向上させる元素であり、靱性向上のためには０．１％以上添加することが必要である。しかし、２．０％超添加すると、ＨＡＺ焼入れ性が高くなり、ＨＡＺ組織をフェライト主体とすることができない。従って、Ｎｉ量の上限値を２．０％とした。
Ｃｒは焼入れ性を向上させるとともに、母材の強度向上にも効果のある元素である。０．０５％未満では母材強度上昇効果が顕著でないので、Ｃｒ量の下限値を０．０５％とした。逆に１．０％超添加すると、ＨＡＺ焼入れ性が高くなり過ぎてフェライト面積率を６０％以上とすることができなくなるし、母材およびＨＡＺの靱性低下が著しくなる。従って、Ｃｒ量の上限値を１．０％とした。
【００４０】
Ｍｏは焼入れ性を向上させるとともに、母材の強度向上にも効果のある元素である。圧延・冷却後に焼戻し熱処理を実施する場合には、微細Ｍｏ炭化物を析出させて、さらに強度の向上が計れる。Ｍｏ量が０．０２％未満では母材の強度向上効果が顕著でないので、下限値を０．０２％とした。逆に、１．０％超添加すると、ＨＡＺ焼入れ性が高くなり過ぎてフェライト面積率を６０％以上とすることができなくなるし、母材およびＨＡＺの靱性低下が著しくなる。従って、Ｍｏ量の上限値を１．０％とした。
【００４１】
Ｎｂは炭窒化物を形成して母材の強度向上と細粒化に効果がある。圧延・冷却後に焼戻し熱処理を実施する場合には、微細Ｎｂ炭窒化物を析出させて、さらに強度の向上が計れる。Ｎｂ量が０．００５％未満ではこの効果が顕著でないので下限値を０．００５％とした。逆に、０．０８０％超添加すると、ＨＡＺ焼入れ性が高くなり過ぎてフェライト面積率を６０％以上とすることができなくなる。従って、Ｎｂ量の上限値を０．０８０％とした。
【００４２】
Ｖは炭窒化物を形成して母材の強度向上と細粒化に効果がある。圧延・冷却後に焼戻し熱処理を実施する場合には、微細Ｖ炭窒化物を析出させて、さらに強度の向上が計れる。Ｖ量が０．００５％未満ではこの効果が顕著でないので、下限値を０．００５％とした。逆に、０．１０％超添加すると、ＨＡＺ焼入れ性が高くなり過ぎてフェライト面積率を６０％以上とすることができなくなる。従って、Ｖ量の上限値を０．１０％とした。
【００４３】
Ｔｉは適量のＮとの組み合わせによりＴｉＮを生成し、ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制するとともに固溶Ｎを低下させるためにＨＡＺ靱性を向上させる。さらに、ＴｉＮを核としてオーステナイト粒内からもフェライトを生成させ、ＨＡＺ靱性を向上させる。Ｔｉ量が０．００５％未満ではこれらの効果が顕著でないため、下限値を０．００５％とした。しかし、０．０２５％超、またはＴｉ／Ｎ比が５．０を超えて添加すると、Ｔｉの炭化物を多量に生成して母材とＨＡＺの靱性を低下させる。従って、Ｔｉ添加量の上限値を０．０２５％とし、Ｔｉ／Ｎの上限を５．０とした。
【００４４】
ＮはＴｉと結合してＴｉＮを生成し、ＨＡＺのオーステナイト粒成長抑制と粒内変態フェライトにより靱性を向上させる。Ｎ量が０．００１％未満ではこの効果が期待できないため、下限値を０．００１％とした。しかし、０．０１０％超添加すると、固溶Ｎ量が増加して母材ならびにＨＡＺの靱性を低下させる。このために、Ｎ量の上限値を０．０１０％とした。ＴｉとＮの適量添加によりＴｉＮを生成して上記効果を発揮できるが、過剰Ｎ、あるいは過剰Ｔｉの弊害を少なくするためには、Ｔｉ／Ｎの比を２．０〜３．４の範囲とすることが望ましい。
【００４５】
ＣａはＣａＳとしてＳを固定し、ＭｎＳ生成量を低下させる。粗大なＭｎＳは疲労破壊の起点となることがあるため、Ｃａを添加することによって疲労強度のばらつきを低減することができる。Ｃａ添加量が０．０００５％未満では上記の効果が顕著ではない。従って、Ｃａ添加量の下限値を０．０００５％とした。逆に、Ｃａを０．００５％超添加すると、粗大なＣａ酸化・硫化物を生成してこれが疲労破壊の起点となり易くなる。従って、Ｃａ添加量の上限値を０．００５％とした。
【００４６】
ＲＥＭは上記Ｃａと同じ効果を有する。ＲＥＭとしてはランタノイド系、アクチノイド系ともに同様な効果を有するが、代表的なものはランタノイド系のＬａ、Ｃｅである。ＲＥＭ添加量が０．０００５％未満ではＭｎＳ生成量を低下させる効果が顕著ではないので下限値を０．０００５％とした。逆に、ＲＥＭを０．００５％超添加すると、粗大なＲＥＭ酸化・硫化物を生成してこれが疲労破壊の起点となり易くなる。従って、ＲＥＭ添加量の上限値を０．００５％とした。
【００４７】
次に、鋼板の製造条件を限定した理由を述べる。
本発明は溶接部疲労強度に優れた軟鋼から引張強さが５０ｋｇｆ／ｍｍ２ 級の溶接構造用厚鋼板を提供するものであり、鋼板の強度として、軟鋼クラスでは降伏応力が２４ｋｇｆ／ｍｍ２ 以上、引張強さが４１ｋｇｆ／ｍｍ２ 以上、５０ｋｇｆ／ｍｍ２ 級高張力鋼では降伏応力が３６ｋｇｆ／ｍｍ２ 以上、引張強さが４８ｋｇｆ／ｍｍ２ 以上を主として対象とする。しかし、上記軟鋼の強度レベルを下回る鋼についても本発明による溶接部疲労強度向上は実現できる。
【００４８】
上記の降伏応力と引張強さを有する軟鋼および５０ｋｇｆ／ｍｍ２ 級高張力鋼を製造しようとする場合、常法の熱間圧延法を採用することは可能であるが、上で定義した炭素当量値が０．２４％以下の範囲で特に低い場合や、板厚が大きい場合には、常法の熱間圧延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、制御圧延法、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。
【００４９】
常法の熱間圧延・制御圧延ともに、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、このためには鋼塊をＡｃ３ 点以上の温度に加熱する必要がある。しかし、１２５０℃を超えて加熱するとオーステナイト粒が粗大化するために圧延後微細粒が得られなくなるので、加熱温度は１２５０℃以下とすることが必要である。
【００５０】
鋼塊の加熱によりオーステナイト粒は粗大化するので、常法の熱間圧延・制御圧延ともに、再結晶温度域で圧延することによりオーステナイト粒径を小さくすることが必要である。
制御圧延法を用いて強度上昇と靱性向上を計る場合には、さらに未再結晶温度域で圧延することによりオーステナイト粒内に変形帯を導入し、フェライト生成核を増加させることが有効である。未再結晶域での累積圧下率が４０％未満では変形帯が十分に形成されないので、未再結晶温度域での累積圧下率の下限値を４０％とした。しかし、累積圧下率が９０％を超えると、母材シャルピー試験における上部棚衝撃値の低下が著しくなり、低サイクル疲労特性が低下するので、未再結晶温度域での累積圧下率の上限を９０％とした。
【００５１】
仕上圧延温度に関する限定は特に必要ではなく、Ａｒ３ 点以上で圧延を終了してもよいし、Ａｒ３ 点以下においてフェライトとオーステナイトの共存域、あるいはフェライト域で圧延しても差し支えない。
圧延後、自然空冷する場合にはオーステナイト粒界と粒内変形帯よりフェライトが生成し、未再結晶温度域での圧延がない常法圧延に比べて細粒フェライトを得ることができ、母材強度の上昇と靱性向上が達成できる。
【００５２】
自然空冷よりさらに強度を上昇させるためには加速冷却が必要である。冷却速度が１℃／ｓｅｃ未満では、過冷度が小さいために変態後のフェライトの微細化が不十分であると同時に変態中のＣの拡散が容易なためにフェライト中のＣ濃度が低下し、十分な強度を得ることができない。逆に、冷却速度が６０℃／ｓｅｃ超ではベイナイト主体組織が生成するために母材の靱性が低下する。従って、冷却速度を１〜６０℃／ｓｅｃに限定した。母材の強度と靱性のバランスを考慮すると、５〜３０℃／ｓｅｃの範囲とすることが望ましい。
【００５３】
本発明においては母材の強度を得るために変態が終了するまで加速冷却を継続する必要がある。このため、冷却停止温度の上限を６００℃とした。６００℃超の停止温度では変態が終了しないために、十分な強度が得られない。通常、加速冷却は水を冷却媒体として用いる。この場合、実際上の冷却停止温度の下限は０℃となるので、下限値を０℃とした。
【００５４】
圧延・冷却に引き続き実施する焼戻し熱処理は回復による母材組織の靱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 点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、これを実現するためには３００℃以上に加熱することが必要である。このため、加熱温度の下限を３００℃とした。また、既に述べたように、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖの析出硬化元素を含有する場合には、熱処理により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。この効果は炭素当量値が低い本発明鋼の母材強度向上に極めて効果を発揮するものである。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依存するが、概ね５００〜６５０℃の範囲である。圧延後冷却の停止温度が６００℃以下の範囲で比較的高温の場合には自己焼戻しを期待できるため、この焼戻し熱処理を省略することも可能である。
【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、表２（表２のつづき）に化学成分を示す。鋼１４〜２４が本発明鋼、鋼２５〜２９が比較鋼である。
【００５６】
表３、表４（表３のつづき）に鋼板の製造条件と引張特性を示す。本発明鋼１６および１７は本発明請求項９に示した制御圧延法で製造し、本発明鋼１８〜２４、および比較鋼２７、２９は請求項１０または１１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、制御圧延・制御冷却後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。
【００５７】
これら供試鋼を用いてＴ字隅肉溶接継手を作成した。表５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４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。繰り返し最大荷重と最低荷重の比が０．１の条件で疲労試験を実施した。
【００５８】
表６に疲労試験結果を示す。また、同表に溶接融合線直近のＨＡＺのミクロ組織写真からポイントカウンティング法により測定したフェライト面積率を示す。鋼１４〜２４はＳｉ添加量が１．０％超で、上で定義した炭素当量値が０．２７５％以下であり、ＨＡＺのフェライト面積率も６０％以上である。フェライト以外の組織は全ての本発明鋼で上部ベイナイトであった。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。本発明鋼は両疲労強度ともに比較鋼より向上している。比較鋼２５〜２９は炭素当量が０．２７５％超であり、ＨＡＺのフェライト面積率も６０％未満であり、フェライト以外に一部下部ベイナイトとマルテンサイトを含む。溶接継手疲労強度も本発明鋼より低い。
【００５９】
以上の試験により本発明鋼の溶接継手疲労強度は比較鋼の疲労強度より向上することが確認された。
【００６０】
【表１】
【００６１】
【表２】
【００６２】
【表３】
【００６３】
【表４】
【００６４】
【表５】
【００６５】
【表６】
【００６６】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明鋼はＨＡＺミクロ組織をフェライト主体組織となるように制御することにより、付加的溶接による応力集中低減などによらずに溶接継手の疲労強度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用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】切欠付き再現ＨＡＺ材の疲労試験における疲労限度比の引張強度およびミクロ組織依存性を示す図である。
【図２】切欠付き再現ＨＡＺ材の疲労試験における疲労限度比のフェライト面積率依存性を示す図である。
【図３】再現ＨＡＺ材のフェライト面積率の炭素当量依存性を示す図である。
【図４】Ｔ字隅肉溶接継手疲労試験片の形状を示す図である。
【産業上の利用分野】
本発明は、造船・海洋構造物・橋梁などの分野に用いられる、溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用軟鋼と引張強さが５０ｋｇｆ／ｍｍ２ 級の高張力厚鋼板およびそれらの製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
溶接構造物の大形化と環境保全に対する要求の高まりに伴い、構造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、疲労破壊は実使用環境下において最も頻繁に発生し易い破壊形態であり、溶接構造物の信頼性向上のために最も留意すべき問題である。最近の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計れることが記載されている。
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度の低減によるもの、ショットピーニング処理などの溶接止端部圧縮残留応力生成によるものなど、力学的要因による改善がほとんどであった（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。
【０００５】
一方、上記のような特殊な施工や溶接後熱処理を用いずに、鋼材の成分を限定することによって厚鋼板溶接継手の疲労強度を改善する方法が提案されている。特願平４−２９４５４４号においては、Ｃｕを０．５〜２．０％含有した極低Ｃ鋼は溶接残留応力が低く、同時に溶接熱影響部（以下、ＨＡＺと記す）の強度が確保されるために溶接継手の疲労強度が向上することが記載されている。
【０００６】
溶接熱影響部の微視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、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明らかにされている。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、一旦発生した微視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向上することが記載されている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
これらのうち、特開昭６１−９６０５７号公報記載の発明は、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き合わせ溶接、または隅肉溶接の疲労強度向上には適用できない。
【０００８】
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はできない。特願平４−２９４５４４号に記載の発明は、溶接部の疲労強度向上を計るものであるが、Ｃが０．０１０％以下の極低炭素鋼に関するものであり、一般の溶接構造用厚鋼板に適用はできない。
【０００９】
特開平５−３４５９２８号公報記載の発明は、島状マルテンサイトを生成させるために、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。
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による疲労強度向上ではなく、溶接ままでＨＡＺのミクロ組織を制御することにより、突き合わせ溶接継手または隅肉溶接継手の疲労強度を向上させた溶接構造用軟鋼板と引張強さが５０ｋｇｆ／ｍｍ２ 級の高張力鋼板、およびそれらの製造方法を提供することを目的とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、溶接部の疲労き裂発生・伝播と、そ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、疲労き裂の発生と伝播を最も効果的に抑制するＨＡＺミクロ組織はフェライトであることを知見した。これに基づいて、炭素当量値を限定することによりＨＡＺのフェライト組織分率を増加させ、溶接継手の疲労強度を向上できることを見出した。
【００１１】
すなわち、本発明の要旨とするところは下記のとおりである。
【００１２】
（１）質量％で、
０．０１５≦Ｃ≦０．１５、
１．０＜Ｓｉ≦２．０、
０．２≦Ｍｎ≦１．５、
Ｐ≦０．０３、
Ｓ≦０．０１、
０．００５≦Ａｌ≦０．１０、
Ｎ≦０．０１０、
Ｃｅｑ≦０．２７５、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなることを特徴とする溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板。
【００１３】
ただし、
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋Ｎｂ／３
（２）質量％で、
０．１≦Ｃｕ≦２．０
を含有することを特徴とする前記（１）記載の溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板。
【００１４】
（３）質量％で、
０．１≦Ｎｉ≦２．０
を含有することを特徴とする前記（１）または（２）記載の溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板。
【００１５】
（４）質量％で、
０．０５≦Ｃｒ≦１．０、
０．０２≦Ｍｏ≦１．０
の１種または２種を含有することを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板。
【００１６】
（５）質量％で、
０．００５≦Ｎｂ≦０．０８、
０．００５≦ Ｖ≦０．１０
の１種または２種を含有することを特徴とする前記（１）〜（４）のいずれか１項に記載の溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板。
【００１７】
（６）質量％で、
０．００５≦Ｔｉ≦０．０２５、
０．００１≦ Ｎ≦０．０１０、
Ｔｉ／Ｎ≦５．０
を含有し、Ａｌ含有量が
０．００１≦Ａｌ≦０．１０
であることを特徴とする前記（１）〜（５）のいずれか１項に記載の溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板。
【００１８】
（７）質量％で、
０．０００５≦ Ｃａ≦０．００５、
０．０００５≦ＲＥＭ≦０．００５
の１種または２種を含有し、Ａｌ含有量が
０．００１≦Ａｌ≦０．１０
であることを特徴とする前記（１）〜（６）のいずれか１項に記載の溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板。
【００１９】
（８）前記（１）〜（７）のいずれか１項に記載の鋼と同一成分を有する鋼塊をＡｃ3 点以上、１２５０℃以下に加熱後、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継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板の製造方法。
（９）前記（１）〜（７）のいずれか１項に記載の鋼と同一成分を有する鋼塊をＡｃ3 点以上、１２５０℃以下に加熱後、再結晶温度域で熱間圧延し、引き続き未再結晶温度域において累積圧下率で４０〜９０％の熱間圧延をした後、自然冷却することを特徴とする溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板の製造方法。
【００２０】
（１０）前記（１）〜（７）のいずれか１項に記載の鋼と同一成分を有する鋼塊をＡｃ3 点以上、１２５０℃以下に加熱後、再結晶温度域で熱間圧延し、引き続き未再結晶温度域において累積圧下率で４０〜９０％の熱間圧延をした後、１〜６０℃／ｓｅｃの冷却速度で０〜６００℃まで冷却することを特徴とする溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板の製造方法。
【００２１】
（１１）前記（１）〜（７）のいずれか１項に記載の鋼と同一成分を有する鋼塊をＡｃ3 点以上、１２５０℃以下に加熱後、再結晶温度域で熱間圧延し、引き続き未再結晶温度域において累積圧下率で４０〜９０％の熱間圧延をした後、１〜６０℃／ｓｅｃの冷却速度で０〜６００℃まで冷却し、さらに３００℃〜Ａｃ1 点に加熱して焼戻し熱処理することを特徴とする溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板の製造方法。
【００２２】
【作用】
本発明者らは、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の境界部、すなわち溶接融合線（ｆｕｓｉｏｎ ｌｉｎｅ；溶接金属とＨＡＺの境界）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て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を受けることが明らかとなった。
【００２３】
次に、疲労強度に及ぼすＨＡＺ組織の影響を解明するために系統的な実験を実施し、以下に示すような重要な知見を得た。
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、溶接再現熱サイクルを与えた鋼材から応力集中を設けた試験片を加工し、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。試験片の外形寸法は１０×１０×５５ｍｍ、切欠深さは２ｍｍ、切欠先端半径は０．７５ｍｍで、支点間距離を４０ｍｍとして３点曲げ繰り返し荷重を与え、疲労破壊させた。応力集中係数は２．６である。
【００２４】
図１は軟鋼および引張強さが５０ｋｇｆ／ｍｍ２ 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ＨＡＺ材の疲労限度比（疲労限／再現ＨＡＺ材の引張強さ）を再現ＨＡＺ材の引張強さに対してプロットしたものである。２００倍の光学顕微鏡で観察した再現ＨＡＺ材のミクロ組織写真からポイントカウンティング法によりミクロ組織の面積率を測定し、面積率で６０％以上を占めるミクロ組織を決定し、このミクロ組織の種類によりプロットデータを分類した。同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する。すなわち、マルテンサイト、下部ベイナイト、下部ベイナイト・上部ベイナイト混合組織、上部ベイナイト、フェライトの順に疲労限度比が高くなり、フェライト組織が最も優れた疲労特性を有する組織であることを知見した。
【００２５】
ごく一般に用いられている溶接構造用軟鋼（代表的な成分は０．１４％Ｃ−０．２％Ｓｉ−０．９％Ｍｎ）や引張強さが５０ｋｇｆ／ｍｍ２ 級の圧延まま高張力鋼（代表的な成分は０．１７％Ｃ−０．３％Ｓｉ−１．４％Ｍｎ）は炭素当量値が高く、ＨＡＺの焼入れ性が高いために、入熱が５０ｋＪ／ｃｍ以下の小・中入熱溶接では、ＨＡＺミクロ組織はベイナイトあるいはマルテンサイト主体の組織となる。従って、このような鋼では疲労限度比が低く、ＨＡＺから疲労破壊が容易に発生することが図１から理解できる。本実験から、ＨＡＺのミクロ組織をフェライト主体組織とすることにより疲労限度比を高め、溶接継手の疲労強度を向上できることが初めて明らかとなった。
【００２６】
図１で示したように、応力集中を有する疲労試験においては高温変態組織ほど疲労限度比が高くなり、逆に、低温変態組織ほど疲労限度比が低くなる。このような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、（１）低温変態組織ほど変態時に導入された転位密度が高く、この転位は繰り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はあまり寄与しない、（２）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、（３）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。
【００２７】
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。上に示したように、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。
【００２８】
上記のように、ＨＡＺミクロ組織をフェライト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が溶接中に受ける連続冷却変態で１００％フェライト組織とすることは、特に冷却速度が大きい小・中入熱溶接では困難であり、必然的にフェライトより変態温度が低いベイナイトなどの組織が混入する。しかしながら、上部ベイナイトはフェライトに次いで疲労限度比が高いために、上部ベイナイトが多少混入してもＨＡＺの疲労強度をあまり低下させないことが期待できる。
【００２９】
図２は再現ＨＡＺ材の疲労限度比をフェライト面積率に対してプロットしたものである。図から明らかなことは、（１）フェライト面積率が増加するに従って疲労限度比は上昇する。さらに、フェライト面積率が６０％以上であれば疲労限度比が著しく上昇する。疲労限度比の向上はフェライト面積率が６０％以上の範囲において特に顕著である。（２）同一のフェライト面積率で比較すると、Ｓｉを１．０％以上添加した鋼はＳｉ添加量が１．０％未満の鋼に比べてさらに疲労限度比が上昇する。この結果から、ＨＡＺのフェライト面積率を６０％以上とすることにより疲労限度比を向上でき、さらにＳｉを１．０％以上添加すると疲労限度比向上の効果は顕著となることが明らかとなった。
【００３０】
上にも述べたとおり、ごく一般に用いられている溶接構造用軟鋼や引張強さが５０ｋｇｆ／ｍｍ２ 級の圧延まま高張力鋼は炭素当量値が高く、ＨＡＺの焼入れ性が高いため、これらの鋼では小・中入熱溶接のＨＡＺミクロ組織がベイナイト・マルテンサイト組織となる。このためにＨＡＺの疲労強度向上は望めない。ＨＡＺの疲労破壊に対する感受性を低くし、応力集中下においても疲労き裂の発生を防止し、あるいは発生したき裂の伝播を遅延させるためには、ＨＡＺミクロ組織をフェライト主体組織とすることが効果的である。ＨＡＺミクロ組織をフェライト主体とするためにはＨＡＺ焼入れ性を低下させることが必要である。このために、ＨＡＺ焼入れ性を表す指標である炭素当量の値を限界値以下に限定する必要がある。ここで、ＨＡＺのフェライト面積率を最も正確に表す炭素当量式を検討した結果、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、
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋Ｎｂ／３
を用いればよいことが明らかとなった。
【００３１】
図３は実験室真空溶解鋼再現ＨＡＺのフェライト面積率を上記の炭素当量に対してプロットしたものである。同図から明らかなことは、まずＨＡＺフェライト面積率は炭素当量と良い相関を示し、炭素当量値が低いほどＨＡＺフェライト面積率が上昇する。しかし、同一の炭素当量値で比較すると、Ｓｉを１．０％以上添加した鋼はさらにフェライト面積率が上昇することが明らかとなった。図２の結果から、ＨＡＺ疲労強度向上にはＨＡＺのフェライト面積率を６０％以上とすることが必要であるが、これを実現するためには、Ｓｉ添加量が１．０％未満の鋼には炭素当量値を０．２４％以下、Ｓｉ添加量が１．０％以上の鋼では炭素当量値を０．２７５％以下とすればよいことがわかる。Ｓｉを１．０％以上添加することにより炭素当量上限値を０．２７５％まで上げることが可能であり、従ってＳｉを１．０％以上添加することによってＨＡＺの疲労強度を向上できるだけでなく、板厚の厚い鋼板でも母材強度の確保が容易になる。
【００３２】
Ｓｉを添加することによる疲労限度比向上の理由は、（１）Ｓｉはフェライト形成元素であるためＨＡＺ組織のフェライト面積率を増加させることに加え、（２）Ｓｉの固溶強化により疲労繰り返し中の転位の運動に対する抵抗力が上昇すること、さらに（３）積層欠陥エネルギーの低下により交差すべりが生じ難くなり、繰り返し塑性変形の可逆性が高まることにより、非可逆塑性変形によって蓄積される歪が増加し難くなるためであると考えられる。このようなＳｉの効果は溶接部疲労強度だけでなく、フェライト主体組織である母材の疲労強度向上にも効果を発揮する。
【００３３】
実溶接継手のＨＡＺで応力集中が高い領域は溶接融合線から１．０ｍｍ以内の範囲であり、疲労き裂が発生するのはこの領域内である。従って、溶接融合線から１．０ｍｍのＨＡＺにおいてフェライト面積率を６０％以上とすることが重要である。
上記の検討結果から明らかなように、本発明の骨子はＨＡＺミクロ組織をフェライト主体とすることによりＨＡＺの疲労破壊感受性を低め、溶接継手の疲労強度を向上させるものであり、これを実現するために上記で定義した炭素当量値をＳｉ添加量の範囲に応じて限定するものである。
【００３４】
以上の基本思想を基に、各合金元素の範囲を限定した理由を以下に述べる。
ＣはＨＡＺの焼入れ性を上昇する元素であり、多量に添加するとベイナイトやマルテンサイト組織が生成しやすくなる。ＨＡＺのフェライト面積率を増加し、疲労強度を高めるためにはＣ量は低いほうが望ましい。しかし、Ｃは母材の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。Ｃ量が０．０１５％未満では母材強度を確保できないため、下限値を０．０１５％とした。逆に、０．１５％超ではＨＡＺ焼入れ性が高くなり過ぎてフェライト面積率が低下し、疲労強度を向上できない。さらに、母材およびＨＡＺの靱性が顕著に低下する。従って、Ｃ量の上限値を０．１５％とした。母材強度と疲労強度向上のバランスを考慮すると、０．０２〜０．０７％のＣ量が最も望ましい。
【００３５】
Ｓｉは脱酸剤として有用な元素である上に、上記のとおり疲労強度向上に効果を発揮する添加元素である。Ｓｉ量が０．０１％未満では脱酸が不十分となり、介在物が増加し、母材の延性や靱性を低下させる。Ｓｉ添加量が高いほどフェライトの強化とＨＡＺのフェライト面積率増加が顕著となり、疲労強度向上の目的のためにはＳｉ添加量は高いほど望ましい。従って、Ｓｉ量の下限値を１．０％超とした。しかし、Ｓｉ添加量が高いほど母材とＨＡＺの靱性は低下する。靱性低下はＳｉ量が２．０％を超えると顕著となる。このため、Ｓｉ量の上限値を２．０％とした。
【００３６】
Ｍｎは母材強度確保に有効な元素である。Ｍｎ量が０．２％未満では母材強度を確保できないため、下限値を０．２％とした。逆に、１．５％超添加すると、ＨＡＺ焼入れ性が上昇し、ＨＡＺミクロ組織をフェライト主体とすることができない。従って、Ｍｎ量の上限値を１．５％とした。
Ｐは低いほど好ましく、０．０３％超含有すると母材とＨＡＺの靱性を顕著に低下させる。従って、Ｐ量の上限値を０．０３％とした。
【００３７】
Ｓは低いほど好ましく、０．０１％超含有するとＭｎＳ析出が顕著となり、母材とＨＡＺの靱性を害し、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。従って、Ｓ量の上限値を０．０１％とした。
Ａｌは脱酸により鋼中介在物を減少させるのに有効な元素である。Ａｌが０．００５％未満では脱酸が不十分で鋼中介在物が減少できない。従って、下限を０．００５％とした。逆に０．１０％超含有すると、アルミナ系介在物が増加して延性低下を来すとともに、疲労き裂の発生を容易とする。従って、上限を０．１０％とした。Ｔｉ、Ｃａ、ＲＥＭの強脱酸元素を含有する場合には、Ａｌの下限を０．００１％とすることができる。
【００３８】
Ｃｕは母材強度上昇に効果を示す元素である。Ｃｕ量が０．１％未満では強度上昇効果を期待できないため、下限値を０．１％とした。Ｃｕは焼入れ性向上と固溶強化により母材の強度上昇に寄与するだけでなく、圧延・冷却後の焼戻し熱処理により微細Ｃｕを析出することにより著しく母材強度を上昇させることができる。炭素当量値が低い本発明鋼ではこの効果は特に有効である。析出硬化を発揮させるためには、Ｃｕは０．４％以上の添加が必要である。しかし、２．０％超添加するとＨＡＺ焼入れ性が高くなり、フェライト主体組織とすることができないし、また鋳造割れが発生しやすくなるため、Ｃｕ量の上限値を２．０％とした。
【００３９】
Ｎｉは母材とＨＡＺの靱性を向上させる元素であり、靱性向上のためには０．１％以上添加することが必要である。しかし、２．０％超添加すると、ＨＡＺ焼入れ性が高くなり、ＨＡＺ組織をフェライト主体とすることができない。従って、Ｎｉ量の上限値を２．０％とした。
Ｃｒは焼入れ性を向上させるとともに、母材の強度向上にも効果のある元素である。０．０５％未満では母材強度上昇効果が顕著でないので、Ｃｒ量の下限値を０．０５％とした。逆に１．０％超添加すると、ＨＡＺ焼入れ性が高くなり過ぎてフェライト面積率を６０％以上とすることができなくなるし、母材およびＨＡＺの靱性低下が著しくなる。従って、Ｃｒ量の上限値を１．０％とした。
【００４０】
Ｍｏは焼入れ性を向上させるとともに、母材の強度向上にも効果のある元素である。圧延・冷却後に焼戻し熱処理を実施する場合には、微細Ｍｏ炭化物を析出させて、さらに強度の向上が計れる。Ｍｏ量が０．０２％未満では母材の強度向上効果が顕著でないので、下限値を０．０２％とした。逆に、１．０％超添加すると、ＨＡＺ焼入れ性が高くなり過ぎてフェライト面積率を６０％以上とすることができなくなるし、母材およびＨＡＺの靱性低下が著しくなる。従って、Ｍｏ量の上限値を１．０％とした。
【００４１】
Ｎｂは炭窒化物を形成して母材の強度向上と細粒化に効果がある。圧延・冷却後に焼戻し熱処理を実施する場合には、微細Ｎｂ炭窒化物を析出させて、さらに強度の向上が計れる。Ｎｂ量が０．００５％未満ではこの効果が顕著でないので下限値を０．００５％とした。逆に、０．０８０％超添加すると、ＨＡＺ焼入れ性が高くなり過ぎてフェライト面積率を６０％以上とすることができなくなる。従って、Ｎｂ量の上限値を０．０８０％とした。
【００４２】
Ｖは炭窒化物を形成して母材の強度向上と細粒化に効果がある。圧延・冷却後に焼戻し熱処理を実施する場合には、微細Ｖ炭窒化物を析出させて、さらに強度の向上が計れる。Ｖ量が０．００５％未満ではこの効果が顕著でないので、下限値を０．００５％とした。逆に、０．１０％超添加すると、ＨＡＺ焼入れ性が高くなり過ぎてフェライト面積率を６０％以上とすることができなくなる。従って、Ｖ量の上限値を０．１０％とした。
【００４３】
Ｔｉは適量のＮとの組み合わせによりＴｉＮを生成し、ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制するとともに固溶Ｎを低下させるためにＨＡＺ靱性を向上させる。さらに、ＴｉＮを核としてオーステナイト粒内からもフェライトを生成させ、ＨＡＺ靱性を向上させる。Ｔｉ量が０．００５％未満ではこれらの効果が顕著でないため、下限値を０．００５％とした。しかし、０．０２５％超、またはＴｉ／Ｎ比が５．０を超えて添加すると、Ｔｉの炭化物を多量に生成して母材とＨＡＺの靱性を低下させる。従って、Ｔｉ添加量の上限値を０．０２５％とし、Ｔｉ／Ｎの上限を５．０とした。
【００４４】
ＮはＴｉと結合してＴｉＮを生成し、ＨＡＺのオーステナイト粒成長抑制と粒内変態フェライトにより靱性を向上させる。Ｎ量が０．００１％未満ではこの効果が期待できないため、下限値を０．００１％とした。しかし、０．０１０％超添加すると、固溶Ｎ量が増加して母材ならびにＨＡＺの靱性を低下させる。このために、Ｎ量の上限値を０．０１０％とした。ＴｉとＮの適量添加によりＴｉＮを生成して上記効果を発揮できるが、過剰Ｎ、あるいは過剰Ｔｉの弊害を少なくするためには、Ｔｉ／Ｎの比を２．０〜３．４の範囲とすることが望ましい。
【００４５】
ＣａはＣａＳとしてＳを固定し、ＭｎＳ生成量を低下させる。粗大なＭｎＳは疲労破壊の起点となることがあるため、Ｃａを添加することによって疲労強度のばらつきを低減することができる。Ｃａ添加量が０．０００５％未満では上記の効果が顕著ではない。従って、Ｃａ添加量の下限値を０．０００５％とした。逆に、Ｃａを０．００５％超添加すると、粗大なＣａ酸化・硫化物を生成してこれが疲労破壊の起点となり易くなる。従って、Ｃａ添加量の上限値を０．００５％とした。
【００４６】
ＲＥＭは上記Ｃａと同じ効果を有する。ＲＥＭとしてはランタノイド系、アクチノイド系ともに同様な効果を有するが、代表的なものはランタノイド系のＬａ、Ｃｅである。ＲＥＭ添加量が０．０００５％未満ではＭｎＳ生成量を低下させる効果が顕著ではないので下限値を０．０００５％とした。逆に、ＲＥＭを０．００５％超添加すると、粗大なＲＥＭ酸化・硫化物を生成してこれが疲労破壊の起点となり易くなる。従って、ＲＥＭ添加量の上限値を０．００５％とした。
【００４７】
次に、鋼板の製造条件を限定した理由を述べる。
本発明は溶接部疲労強度に優れた軟鋼から引張強さが５０ｋｇｆ／ｍｍ２ 級の溶接構造用厚鋼板を提供するものであり、鋼板の強度として、軟鋼クラスでは降伏応力が２４ｋｇｆ／ｍｍ２ 以上、引張強さが４１ｋｇｆ／ｍｍ２ 以上、５０ｋｇｆ／ｍｍ２ 級高張力鋼では降伏応力が３６ｋｇｆ／ｍｍ２ 以上、引張強さが４８ｋｇｆ／ｍｍ２ 以上を主として対象とする。しかし、上記軟鋼の強度レベルを下回る鋼についても本発明による溶接部疲労強度向上は実現できる。
【００４８】
上記の降伏応力と引張強さを有する軟鋼および５０ｋｇｆ／ｍｍ２ 級高張力鋼を製造しようとする場合、常法の熱間圧延法を採用することは可能であるが、上で定義した炭素当量値が０．２４％以下の範囲で特に低い場合や、板厚が大きい場合には、常法の熱間圧延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、制御圧延法、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。
【００４９】
常法の熱間圧延・制御圧延ともに、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、このためには鋼塊をＡｃ３ 点以上の温度に加熱する必要がある。しかし、１２５０℃を超えて加熱するとオーステナイト粒が粗大化するために圧延後微細粒が得られなくなるので、加熱温度は１２５０℃以下とすることが必要である。
【００５０】
鋼塊の加熱によりオーステナイト粒は粗大化するので、常法の熱間圧延・制御圧延ともに、再結晶温度域で圧延することによりオーステナイト粒径を小さくすることが必要である。
制御圧延法を用いて強度上昇と靱性向上を計る場合には、さらに未再結晶温度域で圧延することによりオーステナイト粒内に変形帯を導入し、フェライト生成核を増加させることが有効である。未再結晶域での累積圧下率が４０％未満では変形帯が十分に形成されないので、未再結晶温度域での累積圧下率の下限値を４０％とした。しかし、累積圧下率が９０％を超えると、母材シャルピー試験における上部棚衝撃値の低下が著しくなり、低サイクル疲労特性が低下するので、未再結晶温度域での累積圧下率の上限を９０％とした。
【００５１】
仕上圧延温度に関する限定は特に必要ではなく、Ａｒ３ 点以上で圧延を終了してもよいし、Ａｒ３ 点以下においてフェライトとオーステナイトの共存域、あるいはフェライト域で圧延しても差し支えない。
圧延後、自然空冷する場合にはオーステナイト粒界と粒内変形帯よりフェライトが生成し、未再結晶温度域での圧延がない常法圧延に比べて細粒フェライトを得ることができ、母材強度の上昇と靱性向上が達成できる。
【００５２】
自然空冷よりさらに強度を上昇させるためには加速冷却が必要である。冷却速度が１℃／ｓｅｃ未満では、過冷度が小さいために変態後のフェライトの微細化が不十分であると同時に変態中のＣの拡散が容易なためにフェライト中のＣ濃度が低下し、十分な強度を得ることができない。逆に、冷却速度が６０℃／ｓｅｃ超ではベイナイト主体組織が生成するために母材の靱性が低下する。従って、冷却速度を１〜６０℃／ｓｅｃに限定した。母材の強度と靱性のバランスを考慮すると、５〜３０℃／ｓｅｃの範囲とすることが望ましい。
【００５３】
本発明においては母材の強度を得るために変態が終了するまで加速冷却を継続する必要がある。このため、冷却停止温度の上限を６００℃とした。６００℃超の停止温度では変態が終了しないために、十分な強度が得られない。通常、加速冷却は水を冷却媒体として用いる。この場合、実際上の冷却停止温度の下限は０℃となるので、下限値を０℃とした。
【００５４】
圧延・冷却に引き続き実施する焼戻し熱処理は回復による母材組織の靱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 点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、これを実現するためには３００℃以上に加熱することが必要である。このため、加熱温度の下限を３００℃とした。また、既に述べたように、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖの析出硬化元素を含有する場合には、熱処理により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。この効果は炭素当量値が低い本発明鋼の母材強度向上に極めて効果を発揮するものである。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依存するが、概ね５００〜６５０℃の範囲である。圧延後冷却の停止温度が６００℃以下の範囲で比較的高温の場合には自己焼戻しを期待できるため、この焼戻し熱処理を省略することも可能である。
【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、表２（表２のつづき）に化学成分を示す。鋼１４〜２４が本発明鋼、鋼２５〜２９が比較鋼である。
【００５６】
表３、表４（表３のつづき）に鋼板の製造条件と引張特性を示す。本発明鋼１６および１７は本発明請求項９に示した制御圧延法で製造し、本発明鋼１８〜２４、および比較鋼２７、２９は請求項１０または１１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、制御圧延・制御冷却後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。
【００５７】
これら供試鋼を用いてＴ字隅肉溶接継手を作成した。表５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４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。繰り返し最大荷重と最低荷重の比が０．１の条件で疲労試験を実施した。
【００５８】
表６に疲労試験結果を示す。また、同表に溶接融合線直近のＨＡＺのミクロ組織写真からポイントカウンティング法により測定したフェライト面積率を示す。鋼１４〜２４はＳｉ添加量が１．０％超で、上で定義した炭素当量値が０．２７５％以下であり、ＨＡＺのフェライト面積率も６０％以上である。フェライト以外の組織は全ての本発明鋼で上部ベイナイトであった。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。本発明鋼は両疲労強度ともに比較鋼より向上している。比較鋼２５〜２９は炭素当量が０．２７５％超であり、ＨＡＺのフェライト面積率も６０％未満であり、フェライト以外に一部下部ベイナイトとマルテンサイトを含む。溶接継手疲労強度も本発明鋼より低い。
【００５９】
以上の試験により本発明鋼の溶接継手疲労強度は比較鋼の疲労強度より向上することが確認された。
【００６０】
【表１】
【表２】
【表３】
【表４】
【表５】
【表６】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明鋼はＨＡＺミクロ組織をフェライト主体組織となるように制御することにより、付加的溶接による応力集中低減などによらずに溶接継手の疲労強度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用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】切欠付き再現ＨＡＺ材の疲労試験における疲労限度比の引張強度およびミクロ組織依存性を示す図である。
【図２】切欠付き再現ＨＡＺ材の疲労試験における疲労限度比のフェライト面積率依存性を示す図である。
【図３】再現ＨＡＺ材のフェライト面積率の炭素当量依存性を示す図である。
【図４】Ｔ字隅肉溶接継手疲労試験片の形状を示す図である。
Claims (11)
- 質量％で、
０．０１５≦Ｃ≦０．１５、
１．０＜Ｓｉ≦２．０、
０．２≦Ｍｎ≦１．５、
Ｐ≦０．０３、
Ｓ≦０．０１、
０．００５≦Ａｌ≦０．１０、
Ｎ≦０．０１０、
Ｃｅｑ≦０．２７５、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなることを特徴とする溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板。
ただし、
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋Ｎｂ／３ - 質量％で、
０．１≦Ｃｕ≦２．０
を含有することを特徴とする請求項１記載の溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板。 - 質量％で、
０．１≦Ｎｉ≦２．０
を含有することを特徴とする請求項１または２記載の溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板。 - 質量％で、
０．０５≦Ｃｒ≦１．０、
０．０２≦Ｍｏ≦１．０
の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板。 - 質量％で、
０．００５≦Ｎｂ≦０．０８、
０．００５≦ Ｖ≦０．１０
の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板。 - 質量％で、
０．００５≦Ｔｉ≦０．０２５、
０．００１≦ Ｎ≦０．０１０、
Ｔｉ／Ｎ≦５．０
を含有し、Ａｌ含有量が
０．００１≦Ａｌ≦０．１０
であることを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板。 - 質量％で、
０．０００５≦ Ｃａ≦０．００５、
０．０００５≦ＲＥＭ≦０．００５
の１種または２種を含有し、Ａｌ含有量が
０．００１≦Ａｌ≦０．１０
であることを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項に記載の溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板。 - 請求項１〜７のいずれか１項に記載の鋼と同一成分を有する鋼塊をＡｃ3 点以上、１２５０℃以下に加熱後、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継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板の製造方法。
- 請求項１〜７のいずれか１項に記載の鋼と同一成分を有する鋼塊をＡｃ3 点以上、１２５０℃以下に加熱後、再結晶温度域で熱間圧延し、引き続き未再結晶温度域において累積圧下率で４０〜９０％の熱間圧延をした後、自然冷却することを特徴とする溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板の製造方法。
- 請求項１〜７のいずれか１項に記載の鋼と同一成分を有する鋼塊をＡｃ3 点以上、１２５０℃以下に加熱後、再結晶温度域で熱間圧延し、引き続き未再結晶温度域において累積圧下率で４０〜９０％の熱間圧延をした後、１〜６０℃／ｓｅｃの冷却速度で０〜６００℃まで冷却することを特徴とする溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板の製造方法。
- 請求項１〜７のいずれか１項に記載の鋼と同一成分を有する鋼塊をＡｃ3 点以上、１２５０℃以下に加熱後、再結晶温度域で熱間圧延し、引き続き未再結晶温度域において累積圧下率で４０〜９０％の熱間圧延をした後、１〜６０℃／ｓｅｃの冷却速度で０〜６００℃まで冷却し、さらに３００℃〜Ａｃ1 点に加熱して焼戻し熱処理することを特徴とする溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20779494A JP3569314B2 (ja) | 1994-08-31 | 1994-08-31 | 溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20779494A JP3569314B2 (ja) | 1994-08-31 | 1994-08-31 | 溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0873983A JPH0873983A (ja) | 1996-03-19 |
| JP3569314B2 true JP3569314B2 (ja) | 2004-09-22 |
Family
ID=16545608
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP20779494A Expired - Fee Related JP3569314B2 (ja) | 1994-08-31 | 1994-08-31 | 溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3569314B2 (ja) |
Families Citing this family (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6428631B1 (en) * | 1998-07-16 | 2002-08-06 | Nippon Steel Corporation | High-strength steel sheet having excellent formality and resistance to softening of the heat affected zone after welding |
| JP5266608B2 (ja) * | 2001-08-21 | 2013-08-21 | 新日鐵住金株式会社 | 耐疲労亀裂進展性に優れた鋼板 |
| JP4559673B2 (ja) * | 2001-09-19 | 2010-10-13 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板およびその製造方法 |
| KR100660229B1 (ko) * | 2005-12-26 | 2006-12-21 | 주식회사 포스코 | 두께 중심부의 강도와 인성이 우수하고 재질편차가 적은용접구조용 극후물 강판 및 그 제조방법 |
| CN100447285C (zh) * | 2006-03-27 | 2008-12-31 | 宝山钢铁股份有限公司 | 焊接工艺性优良的软磁结构钢板及其制造方法 |
| JP4959401B2 (ja) * | 2007-03-29 | 2012-06-20 | 新日本製鐵株式会社 | 耐表面割れ特性に優れた高強度溶接構造用鋼とその製造方法 |
| JP5256818B2 (ja) * | 2008-03-31 | 2013-08-07 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高靱性鋼の製造方法 |
| KR101482341B1 (ko) * | 2012-12-26 | 2015-01-13 | 주식회사 포스코 | 용접 후 열처리 저항성이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조 방법 |
| KR101657828B1 (ko) | 2014-12-24 | 2016-10-04 | 주식회사 포스코 | Ｐｗｈｔ 후 인성이 우수한 고강도 압력용기용 강재 및 그 제조방법 |
| KR102293623B1 (ko) * | 2019-12-20 | 2021-08-25 | 주식회사 포스코 | 저온 충격인성 및 내균열성이 우수한 용접이음부 |
-
1994
- 1994-08-31 JP JP20779494A patent/JP3569314B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0873983A (ja) | 1996-03-19 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR0157540B1 (ko) | 용접부의 피로강도와 용접성이 뛰어난 고장력강 및 그 제조방법 | |
| KR101603461B1 (ko) | 변형 성능과 저온 인성이 우수한 고강도 강관, 고강도 강판 및 상기 강판의 제조 방법 | |
| EP1978121B1 (en) | HIGH-STRENGTH STEEL SHEET OF 450 MPa OR HIGHER YIELD STRESS AND 570 MPa OR HIGHER TENSILE STRENGTH HAVING LOW ACOUSTIC ANISOTROPY AND HIGH WELDABILITY AND PROCESS FOR PRODUCING THE SAME | |
| JP2007231312A (ja) | 高張力鋼およびその製造方法 | |
| JP3499085B2 (ja) | 耐破壊性能に優れた建築用低降伏比高張力鋼材及びその製造方法 | |
| US5634988A (en) | High tensile steel having excellent fatigue strength at its weld and weldability and process for producing the same | |
| JP3569314B2 (ja) | 溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP2009235548A (ja) | 超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP2002129281A (ja) | 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 | |
| JPH0860292A (ja) | 溶接熱影響部靱性の優れた高張力鋼 | |
| JP2002047531A (ja) | 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 | |
| JPS626730B2 (ja) | ||
| JP2009235549A (ja) | 超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力厚鋼板の製造方法 | |
| JP2541070B2 (ja) | 母材の脆性破壊伝播停止特性に優れた高ニッケル合金クラッド鋼板の製造方法 | |
| JP2004162085A (ja) | 疲労き裂伝播抵抗に優れた鋼板およびその製造方法 | |
| JP4038166B2 (ja) | 耐震性と溶接性に優れた鋼板およびその製造方法 | |
| JP4559673B2 (ja) | 溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP3462943B2 (ja) | 溶接部の疲労強度が高い鋼板およびその製造方法 | |
| JP3434378B2 (ja) | 板厚方向の疲労き裂伝播速度が低い厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP3882701B2 (ja) | 低温靭性に優れた溶接構造用鋼の製造方法 | |
| JP3444244B2 (ja) | 靱性に優れた高張力鋼材およびその製造方法 | |
| JPH0118967B2 (ja) | ||
| JP2825827B2 (ja) | アレスト特性の優れた鋼材の製造方法 | |
| JP4456292B2 (ja) | 溶接部の疲労特性に優れた溶接構造用鋼およびその製造方法 | |
| JP3367388B2 (ja) | 高延性高靭性鋼板およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20040120 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20040322 |
|
| A911 | Transfer of reconsideration by examiner before appeal (zenchi) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A911 Effective date: 20040519 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20040615 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20040618 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080625 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090625 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090625 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100625 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100625 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110625 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110625 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120625 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130625 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130625 Year of fee payment: 9 |
|
| S531 | Written request for registration of change of domicile |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313531 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130625 Year of fee payment: 9 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130625 Year of fee payment: 9 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130625 Year of fee payment: 9 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |