JP4456292B2 - Welded structural steel with excellent fatigue properties of welded parts and method for producing the same - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、軟鋼や引張強さが４９０MPa級の高張力鋼において、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、使用される鋼材への要求も強くなっており、特に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】
他方、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。
【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】
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。
【０００８】
そして、特開平５−３４５９２８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。
【０００９】
さらに、特開平８−７３９８３号公報記載の発明では、Ｃeq値の限定とＳｉ添加により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、高温下にさらされた旧オーステナイト粒は粗粒化し変態後のフェライトも粗粒であるためＨＡＺ靱性が劣化する。したがって、疲労強度向上を維持しつつ、良好なＨＡＺ靱性やＨＡＺ靭性を得ることについては考慮していない。
【００１０】
【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、軟鋼や引張強さが４９０MPa 級の高張力鋼において、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鋼板とその製造方法を提供することを目的としている。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
発明者らは溶接構造用軟鋼板と４９０MPa 級の高張力鋼板のＨＡＺ組織をフェライトとしＨＡＺ靭性と疲労強度を向上するため詳細な検討を行った結果、ＣeqとＳｉ量の限定が溶接部疲労特性の向上に有効であり、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とすることを見出した。
【００１２】
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 ：０．０１５〜０．１５％、 Ｓｉ：０．６３％以上１％未満、
Ｍｎ：０．２〜１．０８％、 Ｐ ：０．０３％以下、
Ｓ ：０．０１％以下、 Ａｌ：０．００１〜０．１％、
Ｔｉ：０．００１〜０．０５％、 Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、
Ｏ ：０．０００１〜０．００８％、 Ｎ ：０．００１〜０．００８％
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、下記式で定義されるＣeqが、
Ｃeq：０．２４％以下
を満たし、溶接熱影響部のフェライト組織の面積率が６０％以上であり、粒子径０．００２〜２μｍのＡｌ、Ｔｉ、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を、合計で１００００個／mm 2 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溶接部の疲労特性に優れた溶接構造用鋼。
ただし、Ｃeq＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５
＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋Ｎｂ／３
（２）質量％で、
Ｃ ：０．０１５〜０．１５％、 Ｓｉ：１〜２％、
Ｍｎ：０．２〜１．５％、 Ｐ ：０．０３％以下、
Ｓ ：０．０１％以下、 Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｔｉ：０．００１〜０．０５％、 Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、
Ｏ ：０．０００１〜０．００８％、 Ｎ ：０．００１〜０．００８％
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、下記式で定義されるＣeqが、
Ｃeq：０．２７５％以下
を満たし、溶接熱影響部のフェライト組織の面積率が６０％以上であり、粒子径０．００２〜２μｍのＡｌ、Ｔｉ、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を、合計で１００００個／mm 2 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溶接部の疲労特性に優れた溶接構造用鋼。
ただし、Ｃeq＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５
＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋Ｎｂ／３
（３）質量％で、
Ｃｕ：０．１〜２％、 Ｎｉ：０．１〜２％、
Ｃｒ：０．０５〜１％、 Ｍｏ：０．０２〜１％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０８％、 Ｖ ：０．００５〜０．１％、
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（１）又は（２）に記載の溶接部の疲労特性に優れた溶接構造用鋼。
（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鋼。
（５）前記（１）乃至（４）のいずれかに記載の溶接構造用鋼を製造するに際し、前記（１）乃至（４）のいずれかに記載の成分からなる鋼塊を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、放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鋼の製造方法。
（６）前記（１）乃至（４）のいずれかに記載の溶接構造用鋼を製造するに際し、前記（１）乃至（４）のいずれかに記載の成分からなる鋼塊を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、放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鋼の製造方法。
（７）前記（１）乃至（４）のいずれかに記載の溶接構造用鋼を製造するに際し、前記（１）乃至（４）のいずれかに記載の成分からなる鋼塊を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６００℃以下まで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鋼の製造方法。
（８）冷却後、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前記（７）に記載の溶接部の疲労特性に優れた溶接構造用鋼の製造方法。
【００１３】
【発明の実施の形態】
本発明の骨子である溶接部の疲労特性向上について記述する。
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溶接熱影響部（ＨＡＺ）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。
【００１４】
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。そこで、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１０×１０×５５mm、切欠き深さは２mm、切欠き先端半径は０．７５mmで、支点間距離を４０mm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。
【００１５】
図１は、軟鋼および引張強さが４９０MPa 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）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。
【００１６】
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。
【００１７】
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、
▲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。
▲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。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。
【００１８】
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。
【００１９】
従って、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、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。
【００２０】
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▼同一フェライトの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％以上とする事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。
【００２１】
上述した通り、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４９０MPa 級の圧延まま高張力鋼は炭素当量値が高く、ＨＡＺ焼入れ性が高いため、これらの鋼では小・中入熱溶接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抑制し、或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事が必要である。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
を用いれば良いことが明らかとなった。
【００２２】
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、Ｃeq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Ｃeqで比較すると、Ｓｉを１％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フェライト面積率を６０％以上とすることが有効であるが、これを実現するためには、Ｓｉ添加量が１％未満の鋼にはＣeqを０．２４％以下、Ｓｉ添加量が１％以上の鋼ではＣeqを０．２７５％以下とすれば良いことがわかる。
【００２３】
Ｓｉを１％以上添加することによりＣeqの上限値を０．２７５％まで上げることが可能であり、従って、Ｓｉを１％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、厚板の厚い鋼板でも母材強度の確保が容易になる。
なお、Ｃeqの下限は特に規定しないが、本発明鋼においてＣeqが０．１５を下回ることはほとんどない。
【００２４】
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み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向上だけでなく、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。
【００２５】
実溶接継手のＨＡＺで応力集中が高い領域は溶接溶融合線から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以内の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。
【００２６】
次に、本発明の骨子の一つであるＨＡＺ靱性向上について記述する。溶接熱により高温にさらされたＨＡＺの旧オーステナイト粒から変態後したフェライト粒は粗粒であり、その靱性は劣化する。そこで、ＨＡＺフェライトの靱性向上に対して種々検討を重ねた結果、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あり、ＨＡＺ靱性の向上は可能であることを見出した。
【００２７】
表１は、
▲１▼Ｓｉを０．２％添加し、Ｃeqが０．３０％である引張強さ４９０MPa 鋼板、
▲２▼Ｓｉを０．２％添加し、Ｃeqが０．２３％である引張強さ４９０MPa 鋼板、
▲３▼Ｓｉを１．２％添加し、Ｃeqが０．２５％である引張強さ４９０MPa 鋼板、
▲４▼Ｓｉを１．２％添加し、Ｃeqが０．２５％で、さらにＭｇを添加した４９０MP a 鋼板、
など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１５秒の溶接再現熱サイクルを与えた再現ＨＡＺ材のシャルピー衝撃値と疲労限度比（疲労限／再現ＨＡＺ材の引張強さ）を示したものである。
【００２８】
【表１】
この表から明らかなように、Ｍｇ添加材のシャルピー衝撃値はＭｇ無添加材に対して向上しているのがわかる。これはＭｇ添加によりＨＡＺ部の旧オーステナイト粒が細粒化し、変態後のフェライト粒が細粒化したためである。
また、疲労限度比は高Ｓｉとしたものが疲労限度比を高くし、さらにＭｇ添加でさらに高くなっていることがわかる。Ｍｇ添加によって、さらに疲労限度比が高くなった理由としては、ＨＡＺ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したためと考えられる。
【００３０】
上記の検討結果から明らかなように、本発明の骨子はＣeqとＳｉ量の限定、さらにＨＡＺ組織の細粒化によって溶接部の靱性を向上しつつ、疲労強度を向上するものである。
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。
【００３１】
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、疲労強度を高めるにはＣ量は低い方が望ましい。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するのが困難であるため、下限を０．０１５％とした。逆に０．１５％超ではＨＡＺ焼入れ性が高くなりす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の靭性や耐溶接割れ性を低下させるので、Ｃ量の上限を０．１５％とした。母材強度と疲労強度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。
【００３２】
Ｓｉは、強度確保のほか脱酸元素として必須の元素である上に、上述の通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になり、介在物が増加し、母材の靱性や延性を低下させる。従って、Ｓｉ量の下限量を０．０１％とした。Ｓｉ添加量が高いほどフェライトの強化とＨＡＺ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。しかし、Ｓｉ添加量が高いほどＨＡＺの靱性は低下する。靱性低下はＳｉ量が２％を超えると顕著となるため、Ｓｉ量の上限値を２％とした。なお、Ｓｉ添加量の下限値は、実施例に基づいて、０．６３％以上とする。
【００３３】
Ｍｎは、強度を高めるために必須の元素であるが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。一方、１．５％を超えて添加すると、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。
【００３４】
Ｐは、鋼の靭性に影響を与える元素であり、０．０３％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、その量の上限値を０．０３％とした。
【００３５】
Ｓは、Ｐと同様に低いほど好ましく、０．０１％を超えるとＭｎＳ析出が顕著となり、母材のＨＡＺ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Ｓ量の上限値を０．０１％とした。
【００３６】
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、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、０．１０％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、Ａｌ量の上限値を０．１％とした。
【００３７】
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、Ｔｉ量の上限値を０．０５％とした。
【００３８】
Ｍｇは、本発明の主たる合金元素の一つで、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下限値を０．０００１％とした。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ため、Ｍｇ量の上限値を０．０１％とした。
【００３９】
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、Ｏ量の上限値を０．００８％とした。
【００４０】
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Ｎ量の上限値を０．００８％とした。
【００４１】
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選択的に添加するＣｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖ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。
【００４２】
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％未満では効果がない。２％を超えると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、鋼片加熱時や溶接時に割れを生じやすくするので、Ｃｕ量の上限値を２％とした。
【００４３】
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。２％を超えると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くなって疲労強度を低下させるので、Ｎｉ量の上限値を２％とした。
【００４４】
Ｃｒは、焼入れ性を高めて強度を確保する上で０．０５％以上必要である。一方、１％を超えるとＮｉと同様の理由で好ましくないため、Ｃｒ量の上限値を１％とした。
【００４５】
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０．０２％以上の添加が必要である。１％を超えるフェライト主体組織とすることができなくなって疲労強度を低下させ、さらに母材靭性および溶接性が劣化するので、Ｍｏ量の上限値を１％とした。
【００４６】
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、強度の向上が図れる。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、０．０８％超をえて添加すると、ＨＡＺ焼入れ性が高くなりす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ので、Ｎｂ量の上限値を０．０８％とした。
【００４７】
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、強度の向上が図れる。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、０．１％超添加すると、ＨＡＺ焼入れ性が高くなりす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ので、Ｖ量の上限値を０．１％とした。
【００４８】
次に、延性の向上、ＨＡＺ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ＨＡＺ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。
【００４９】
本発明は、４９０MPa 級以下の構造用鋼を対象とするので、その溶接熱影響部の組織はフェライト主体で、図２に示した結果から溶接部疲労特性を考慮するとフェライト組織の面積率が６０％以上となるものが好ましい。
【００５０】
本発明の溶接構造用鋼は、Ｃeq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靱性を向上できる。
本発明における特徴は、溶接部の疲労特性だけでなくＨＡＺ靱性をも向上できるところにある。溶接によって高温に加熱されたＨＡＺの旧オーステナイト粒は、小入熱でも大きいため変態後のフェライト粒も母材に比べて大きくなるため、ＨＡＺ靱性が劣化する。さらに大入熱溶接ではフェライト粒が粗大化し、ＨＡＺの靱性は著しく劣化する。
【００５１】
そこで、本発明ではＨＡＺのフェライト粒を微細化することにより、厚鋼板のＨＡＺ靱性の大幅な改善を図った。すなわち、粒子径０．００２〜２μｍのＡｌ、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における旧オーステナイト粒径を１０〜２００μｍ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において旧オーステナイト粒の粗大化抑制効果が維持され、旧オーステナイト粒径が１０〜２００μｍであれば変態後のフェライト粒は細粒化でき、良好なＨＡＺ靱性を確保できる。
【００５２】
次に、製造条件を限定した理由について述べる。本発明は溶接部の靱性を確保しつつ溶接部疲労強度に優れた軟鋼から引張強さが４９０MPa 級の溶接構造用鋼を提供するものであり、強度として、軟鋼クラスでは降伏応力が２３５MPa 以上、引張強さが４００MPa 以上、４９０MPa 級高張力鋼では降伏応力が３５０MPa 以上、引張強さが４７０MPa 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の靱性を確保しつつ溶接部疲労強度向上は実現できる。
【００５３】
上記降伏応力と引張強さを有する溶接構造用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、上記で定義したＣeq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。
【００５４】
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、このため鋼塊をＡｃ3 点以上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。
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・制御圧延法ともに、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。
【００５５】
制御圧延法を用いて強度上昇と靱性向上を図る場合には、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。未再結晶温度域での累積圧下率が４０％未満では変形帯が十分形成されないので、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。
【００５６】
仕上げ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良いし、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、或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。
【００５７】
自然空冷よりも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。
【００５８】
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、加速冷却は水を冷媒として用いる。この場合、実際上の冷却停止温度の下限は０℃となるので、下限を０℃とした。
【００５９】
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。
【００６０】
また、上述したように、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖの析出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である。析出効果を最も有効に発揮するための加熱温度は析出効果元素に依存するが、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。
【００６１】
【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２に、化学成分を示す。鋼７、１０〜１３、１６、１７、２０〜２４が本発明鋼、鋼２５〜３０が比較鋼である。表３に、本発明鋼における粒子の分散状態を示す。表４に、鋼板の製造条件と引張特性を示す。
【００６２】
本発明鋼１６及び１７は制御圧延法で製造し、本発明鋼１０〜１２、２０〜２４、及び比較鋼２７，３０は制御圧延・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、制御圧延・制御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。
【００６３】
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。
【００６４】
表６に疲労試験結果と、表２に示す成分の鋼板に溶接入熱が１７kJ／cmの小入熱、および１５０kJ／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併せて示す。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。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組織がフェライト６０％以上からなる引張強さ４００〜４９０MPa 級の溶接構造用鋼において、本発明鋼は比較鋼の溶接継手疲労強度およびＨＡＺ靭性より向上することが確認された。
【００６５】
【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ミクロ組織を細粒化した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向上とＨＡＺ靱性向上を図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することが可能である。
【図面の簡単な説明】
【図１】切欠き付き再現ＨＡＺ材の疲労試験における疲労限度比の引張強度及びミクロ組織依存性を示す図である。
【図２】切欠き付き再現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。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention is applied to welded structural members such as buildings, shipbuilding, bridges, construction machines, and marine structures that require both toughness and fatigue strength of welded parts in mild steel and high-tensile steel with a tensile strength of 490 MPa. For welded structures with excellent fatigue characteristics of welds usedSteelAnd a manufacturing method thereof.
[0002]
[Prior art]
With the increase in the size of welded structures and the demand for environmental protection, the structural members have been required to have increased reliability. Fracture modes assumed for welded structures include fatigue failure, brittle failure, and ductile failure. Of these, the most frequent failure modes are fatigue failure from initial defects, brittle failure, and fatigue failure. Followed by brittle fracture. There are many cases where fatigue failure has become a problem, such as the occurrence of fatigue cracks in recent bridges and large tankers, and collapses starting from fatigue cracks in offshore structures.
These types of destruction are difficult to prevent by structural considerations alone and often cause sudden collapse of the structure, which is most necessary from the viewpoint of ensuring the safety of the structure. It is a destructive form. With the increase in size of structures, demands for steel materials to be used are also increasing. In particular, it becomes more difficult to ensure toughness and fatigue strength in welded structures.
[0003]
Many techniques for improving fatigue strength have been proposed so far, most of which are related to improving the fatigue strength of a base material of a thin steel plate or a spot weld. For example, Japanese Patent Application Laid-Open No. 61-96057 describes that fatigue strength can be improved by setting the area ratio of bainite to 5 to 60%. According to research on fatigue fracture of thick steel plate welded joints, fatigue cracks occur in the stress-concentrated part of the weld. Since residual stress also acts on this part, it has been clarified that fatigue cracks are easily generated by the superimposed action of stress concentration and residual stress.
[0004]
On the other hand, a great deal of research has been done on the fatigue strength controlling factors and fatigue strength improvement of welded parts, but the improvement of weld fatigue strength has been achieved by grinder grinding, heating and remelting the final layer of the weld bead. Most of the improvements were due to mechanical factors such as the reduction of stress concentration by improving the shape of the weld toe, such as shaping the shape of the weld (for example, Japanese Patent Laid-Open Nos. 59-110490 and 1-301823). Gazette). Moreover, the residual stress reduction effect by heat treatment after welding is also well known.
[0005]
Although the relationship between the microstructure of the weld heat-affected zone and the fatigue strength has not been clarified so far, in JP-A-5-345828, the fatigue strength of the HAZ structure can be improved by the generation of island martensite. It is disclosed. That is, it is described that when hard island martensite is present in the HAZ structure, the micro fatigue crack once generated is prevented or delayed from propagating and the fatigue strength is substantially increased.
[0006]
As a result of conducting a systematic experiment on the microstructure dependence of fatigue deterioration and propagation of welds, Japanese Patent Application Laid-Open No. 8-73783 discloses that the HAZ structure that most effectively suppresses the generation and propagation of fatigue cracks is ferrite. It has been revealed that. That is, it is disclosed that the fatigue strength of the weld is improved by limiting the carbon equivalent value (hereinafter referred to as Ceq) and increasing the HAZ ferrite structure fraction.
[0007]
However, in the invention described in JP-A-61-96057, the fatigue strength is improved by limiting the bainite area ratio of the base material to a specific range, which relates to the improvement of the fatigue strength of the thin steel plate base material. Therefore, the present invention is not effective in improving the fatigue strength of a welded joint in butt welding of thick steel plates or fillet welding.
In the inventions described in JP-A-59-110490 and JP-A-1-301823, it is necessary to carry out special construction after welding, and the fatigue strength cannot be improved as it is.
[0008]
And in invention of Unexamined-Japanese-Patent No. 5-345929, in order to produce | generate an island-like martensite, a welding part is made into Ac after welding.1~ AcThreeA special post-weld heat treatment for cooling after heating to an intermediate temperature range is applied, and the fatigue strength cannot be improved as it is. Further, it is well known that the toughness is remarkably lowered by the generation of island martensite, and no consideration is given to obtaining good HAZ toughness.
[0009]
Furthermore, in the invention described in JP-A-8-73983, the fatigue strength of the weld zone is improved by increasing the HAZ ferrite fraction by limiting the Ceq value and adding Si, but it was exposed to high temperatures. The prior austenite grains are coarsened, and the ferrite after transformation is also coarse, so the HAZ toughness is deteriorated. Accordingly, no consideration is given to obtaining good HAZ toughness or HAZ toughness while maintaining improvement in fatigue strength.
[0010]
[Problems to be solved by the invention]
The present invention is not an improvement in fatigue strength by an additional welding method for realizing a reduction in stress concentration or a reduction in welding residual stress, but by controlling the steel components, mild steel and tensile strength of 490 MPa class are achieved. An object of the present invention is to provide a steel sheet for welded structure having a significantly improved fatigue strength while maintaining good weldability in high-tensile steel and a method for producing the same.
[0011]
[Means for Solving the Problems]
The inventors conducted detailed studies to improve the HAZ toughness and fatigue strength by setting the HAZ structure of the mild steel sheet for welded structure and the high-strength steel sheet of 490MPa as ferrite. It has been found that if the fine oxide or nitride is uniformly dispersed in the steel, the HAZ structure can be made finer and the HAZ toughness can be improved.
[0012]
The present invention has been completed based on such findings, and the gist thereof is as follows.
(1) In mass%,
C: 0.015-0.15%, Si:0.63% To less than 1%,
Mn: 0.2 to1.08%, P: 0.03% or less,
S: 0.01% or less, Al: 0.001 to 0.1%,
Ti: 0.001 to 0.05%, Mg: 0.0001 to 0.01%,
O: 0.0001 to 0.008%, N: 0.001 to 0.008%
Ceq comprising the balance Fe and unavoidable impurities and defined by the following formula:
Ceq: 0.24% or less
MeetThe area ratio of the ferrite structure in the weld heat affected zone is 60% or more, and oxide particles containing one or more of Al, Ti, Mg having a particle diameter of 0.002 to 2 μm, or these 10,000 TiNs / mm in total containing oxide particles 2 Contained above, the old γ grain size of the weld heat affected zone structure is 10 to 200 μm regardless of welding heat inputA welded structural steel excellent in fatigue characteristics of welds.
However, Ceq = C + Mn / 6 + (Cu + Ni) / 15
+ (Cr + Mo + V) / 5 + Nb / 3
(2) In mass%,
C: 0.015-0.15%, Si: 1-2%,
Mn: 0.2 to 1.5%, P: 0.03% or less,
S: 0.01% or less, Al: 0.005-0.1%,
Ti: 0.001 to 0.05%, Mg: 0.0001 to 0.01%,
O: 0.0001 to 0.008%, N: 0.001 to 0.008%
Comprising the balance Fe and inevitable impurities,And Ceq defined by the following formula is
Ceq: 0.275% or less
Satisfying the above, the area ratio of the ferrite structure of the weld heat affected zone is 60% or more, and oxide particles containing one or more of Al, Ti, Mg having a particle diameter of 0.002 to 2 μm, or these TiN containing a total of 10000 oxide particles / mm in total 2 It is contained above, and the old γ grain size of the weld heat affected zone structure is 10 to 200 μm regardless of welding heat input.A welded structural steel excellent in fatigue characteristics of welds.
However, Ceq = C + Mn / 6 + (Cu + Ni) / 15
+ (Cr + Mo + V) / 5 + Nb / 3
(3) In mass%,
Cu: 0.1 to 2%, Ni: 0.1 to 2%,
Cr: 0.05-1%, Mo: 0.02-1%,
Nb: 0.005-0.08%, V: 0.005-0.1%,
(1) or (2), wherein the steel for welded structure is excellent in fatigue characteristics of the welded portion.
(4) In mass%,
Ca: 0.0005 to 0.005%, REM: 0.0005 to 0.005%
The weld structural steel excellent in fatigue characteristics of the welded portion according to any one of the above (1) to (3), further comprising one or two of the above.
(5) (1) to (4When manufacturing the welded structural steel according to any one ofThe component according to any one of (1) to (4)Steel ingotThree A method for producing a steel for welded structure excellent in fatigue characteristics of a welded portion, characterized by heating after the point to 1250 ° C or less, hot rolling in a recrystallization temperature range, and then allowing to cool.
(6) (1) to (4When manufacturing the welded structural steel according to any one ofThe component according to any one of (1) to (4)Steel ingotThree It is characterized by being hot-rolled at a recrystallization temperature range after being heated to a point or higher and 1250 ° C. or lower, subsequently hot-rolling at a cumulative reduction of 40 to 90% in a non-recrystallization temperature range, and then allowed to cool. The manufacturing method of the steel for welded structures excellent in the fatigue characteristic of the welding part to do.
(7) (1) to (4When manufacturing the welded structural steel according to any one ofThe component according to any one of (1) to (4)Steel ingotThree After heating to the point above and below 1250 ° C., hot rolling in the recrystallization temperature range, followed by hot rolling at a cumulative reduction of 40 to 90% in the non-recrystallization temperature range, followed by 1 to 60 ° C./sec The manufacturing method of the steel for welded structures excellent in the fatigue characteristic of the welding part characterized by cooling to 600 degrees C or less with a cooling rate.
(8) After cooling, further from 300 ° C to Ac1 The above-mentioned (9), characterized by heating to a point and subjecting to tempering heat treatment7The method for producing a welded structural steel excellent in fatigue characteristics of the welded portion described in (1).
[0013]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
The improvement of the fatigue characteristics of the weld, which is the gist of the present invention, will be described.
The inventors first observed in detail microscopically the state of crack initiation / propagation in fatigue test pieces of welded joints. As a result, most fatigue cracks are generated at the boundary between the weld metal and the weld heat affected zone (HAZ), that is, near the weld line (fusion line: weld metal / HAZ boundary), propagate in the HAZ, It was found that it entered the base metal part and led to the total destruction of the test piece.
This is because the vicinity of the weld fusion line coincides with the weld toe and the stress concentration is highest in this portion. As described above, since the fatigue crack is generated near the weld fusion line and propagates in the HAZ, it has been clarified that the fatigue strength greatly affects the microstructure of the HAZ.
[0014]
As described above, the fatigue crack generation part is in the vicinity of the weld fusion line, and further in the HAZ at the initial stage of crack propagation. These regions coincide with the stress concentration portion. By reproducing both the HAZ microstructure and the stress concentration factor, the influence of the HAZ microstructure on the fatigue strength can be investigated. Therefore, a test piece provided with a stress concentration was processed from a steel material subjected to a reproducible welding heat cycle, and subjected to a fatigue test to determine the relationship between the HAZ microstructure and the fatigue strength. The external dimensions of the test piece were 10 × 10 × 55 mm, the notch depth was 2 mm, the notch tip radius was 0.75 mm, the distance between the fulcrums was 40 mm, and a three-point bending repeated load was applied to cause fatigue failure. The stress concentration factor is 2.6.
[0015]
FIG. 1 shows a welding reproduction thermal cycle in which mild steel and laboratory vacuum melting steel having a tensile strength of 490 MPa are used as materials, and the maximum heating temperature is 1400 ° C. and the cooling time is 800 to 500 ° C. for 1 to 30 seconds. 2 shows the dependence of the fatigue limit ratio (fatigue limit / reproduced HAZ material tensile strength) on the reproduced HAZ material on the tensile strength of the reproduced HAZ material.
[0016]
As is clear from this figure, the fatigue limit ratio greatly depends on the HAZ microstructure, and increases in the order of martensite, lower bainite, lower bainite + upper bainite mixed structure, upper bainite, and ferrite. That is, in a fatigue test having a stress concentration, the HAZ structure has a higher fatigue limit ratio as the high-temperature transformation structure, and lower as the low-temperature transformation structure.
[0017]
The reason why fatigue strength depends on the microstructure is not completely elucidated,
(1) The dislocation density introduced at the time of transformation is higher in a low temperature transformation structure, and this dislocation is rearranged when subjected to repeated stress, so that dislocation strengthening does not contribute much to fatigue strength.
(2) In the low-temperature transformation structure, the strength of the lath interface of bainite or martensite or the prior austenite grain boundary is relatively lower than the strength of the intragranular structure, and fatigue cracks occur at the lath interface or the prior austenite grain boundary. It occurs easily.
{Circle around (3)} In the ferrite structure, plastic deformation is prominent at the propagating crack tip, and the plastic absorption energy increases. As a result, crack propagation is delayed.
Possible reasons are: It is known that a smooth specimen having a low stress concentration has little microstructure dependence of fatigue strength, but rather has a high correlation with static tensile strength.
[0018]
Thus, the reproduced HAZ material fatigue strength is affected by the microstructure, and the increase in the fatigue limit ratio particularly in the ferrite main structure is a phenomenon that occurs specifically in the stress concentration portion, and the microstructure is the ferrite main structure. The effect of improving the fatigue strength due to this is particularly noticeable when stress concentration exists as in a welded joint.
[0019]
Therefore, it is most desirable to make the HAZ microstructure a ferrite-based structure in terms of improving fatigue strength. However, making the HAZ microstructure into a 100% ferrite structure in a continuous cooling transformation that the HAZ continuously undergoes is particularly small and medium with a large cooling rate. It is difficult with heat input welding, and inevitably a structure such as bainite having a lower transformation temperature than ferrite is mixed. However, since the upper bainite has the highest fatigue limit ratio next to ferrite, it can be expected that even if the upper bainite is mixed in, the fatigue strength of the HAZ is not lowered so much.
[0020]
FIG. 2 is a plot of the fatigue limit ratio of the reproduced HAZ material versus the ferrite area ratio. It is clear from the figure that
(1) The fatigue limit ratio increases as the ferrite area ratio increases. Furthermore, if the ferrite area ratio is 60% or more, the fatigue limit ratio is remarkably increased. The improvement of the fatigue limit ratio is particularly remarkable when the ferrite area ratio is 60% or more.
(2) When compared with the area ratio of the same ferrite, a steel added with 1.0% or more of Si has a higher fatigue limit ratio than a steel with an Si addition amount of less than 1.0%. From this result, it was clarified that the fatigue limit ratio can be improved by setting the ferrite area ratio of HAZ to 60% or more, and the effect of improving the fatigue limit ratio becomes remarkable when 1.0% or more of Si is added. .
[0021]
As mentioned above, mild steels for welded structures and high-strength steels with a tensile strength of 490 MPa as they are generally used have a high carbon equivalent value and high HAZ hardenability. The welded HAZ microstructure becomes a bainite martensite structure. For this reason, improvement in fatigue strength of HAZ cannot be expected. In order to reduce the sensitivity of HAZ to fatigue fracture, to suppress the occurrence of fatigue cracks even under stress concentration, or to delay the propagation of cracks generated, it is effective to make the HAZ microstructure a ferrite-based microstructure Is. In order to make the HAZ microstructure mainly composed of ferrite, it is necessary to lower the HAZ hardenability. For this reason, it is necessary to limit the value of the carbon equivalent which is an index showing the HAZ hardenability to a limit value or less. Here, as a result of examining the carbon equivalent formula that most accurately represents the ferrite area ratio of HAZ, the following formula considering the effect of increasing the hardenability of Nb in the commonly used IIW carbon equivalent formula,
Ceq (%) = C + Mn / 6 + (Cu + Ni) / 15 + (Cr + Mo + V) / 5 + Nb / 3
It became clear that it was good to use.
[0022]
FIG. 3 is a plot of the ferrite area ratio of the laboratory vacuum melting steel reproduction HAZ against the carbon equivalent. It is clear from the figure that the HAZ ferrite area ratio shows a good correlation with the carbon equivalent. The lower the Ceq, the higher the HAZ ferrite area ratio.
However, a comparison with the same Ceq revealed that the steel with 1% or more of Si further increased in ferrite area ratio. From the results shown in FIG. 2, it is effective to increase the HAZ ferrite area ratio to 60% or more in order to improve the HAZ fatigue strength. To achieve this, Ceq should be used for steels with less than 1% Si addition. It can be seen that Ceq should be 0.275% or less for steels with 0.24% or less and Si addition of 1% or more.
[0023]
By adding 1% or more of Si, the upper limit of Ceq can be increased to 0.275%. Therefore, adding 1% or more of Si can not only improve the fatigue strength of HAZ, Ensuring the strength of the base metal is easy even with thick steel plates.
In addition, although the minimum of Ceq is not prescribed | regulated in particular, in this invention steel, Ceq hardly falls below 0.15.
[0024]
The reason for improving the fatigue limit ratio by adding Si is
(1) Since Si is a ferrite forming element, in addition to increasing the ferrite area ratio of the HAZ structure,
(2) Increased resistance to dislocation movement during repeated fatigue due to solid solution strengthening of Si,
(3) It is considered that cross slip hardly occurs due to a decrease in stacking fault energy, and the reversibility of repeated plastic deformation increases, so that the accumulated strain due to irreversible plastic deformation hardly increases.
Such an effect of Si is effective not only in improving the fatigue strength of the welded portion, but also in improving the fatigue strength of the base material that is a ferrite main structure.
[0025]
The region where the stress concentration is high in the HAZ of the actual welded joint is within 1.0 mm from the weld fusion line, and it is within this region that fatigue cracks occur. Therefore, it is important that the ferrite area ratio is 60% or more in the HAZ within 1.0 mm from the weld fusion line. As is clear from the above examination results, the main point of the present invention is to reduce the HAZ fatigue susceptibility and to improve the fatigue strength of the welded joint by making the HAZ microstructure mainly composed of ferrite, in order to realize this. The carbon equivalent value defined above is limited according to the range of Si addition amount.
[0026]
Next, the HAZ toughness improvement which is one of the gist of the present invention will be described. Ferrite grains transformed from the prior austenite grains of HAZ exposed to high temperature by welding heat are coarse grains and their toughness deteriorates. Therefore, as a result of various studies for improving the toughness of HAZ ferrite, it is possible to refine the HAZ structure by uniformly dispersing fine oxides or nitrides in the steel, and to improve the HAZ toughness. I found out.
[0027]
Table 1 shows
(1) Tensile strength 490 MPa steel plate with 0.2% Si and Ceq of 0.30%,
(2) Tensile strength 490 MPa steel plate with 0.2% Si and Ceq of 0.23%,
(3) Tensile strength 490 MPa steel plate with 1.2% Si and Ceq of 0.25%,
(4) 490 MPa steel plate with 1.2% Si added, Ceq 0.25%, and further Mg added,
Using a laboratory vacuum-melting steel as the material, the reproducible HAZ material Charpy impact value and fatigue limit ratio (fatigue limit) with a maximum heating temperature of 1400 ° C and a cooling time of 800-500 ° C with a welding reproduction thermal cycle of 15 seconds / Reproduced HAZ material tensile strength).
[0028]
[Table 1]
As is apparent from this table, it can be seen that the Charpy impact value of the Mg-added material is improved with respect to the Mg-free material. This is because the former austenite grains in the HAZ part are refined by addition of Mg, and the ferrite grains after transformation are refined.
In addition, it can be seen that the fatigue limit ratio is high Si, and the fatigue limit ratio is increased and further increased by adding Mg. The reason why the fatigue limit ratio is further increased by adding Mg is thought to be because the HAZ structure was strengthened and the occurrence of fatigue cracks was suppressed in addition to the strain dispersion effect due to the HAZ refinement.
[0030]
As is apparent from the above examination results, the gist of the present invention is to improve fatigue strength while improving the toughness of the welded portion by limiting the amount of Ceq and Si and further reducing the size of the HAZ structure.
The reason for limiting the range of each alloy element based on the above basic idea will be described below. In addition, the following% shall mean the mass%.
[0031]
C is an element that increases the hardenability of HAZ, and when added in a large amount, bainite and martensite structure are easily generated. In order to increase the ferrite area ratio of HAZ and increase the fatigue strength, it is desirable that the C content is low. However, C is an element that increases the strength of the base material, and is desirably added in a large amount to increase the strength of the base material. If the C content is less than 0.015%, it is difficult to ensure the strength of the base material, so the lower limit was made 0.015%. On the other hand, if it exceeds 0.15%, the HAZ hardenability becomes too high, the ferrite area ratio decreases, and the fatigue strength cannot be improved. Furthermore, since the toughness and weld crack resistance of the base metal and HAZ are lowered, the upper limit of the C content is set to 0.15%. Considering the balance between the base metal strength and the fatigue strength, a C amount of 0.02 to 0.07% is most desirable.
[0032]
In addition to ensuring strength, Si is an essential element as a deoxidizing element, and is an additive element that exhibits an effect on improving fatigue strength as described above. If the amount of Si is less than 0.01%, deoxidation becomes insufficient, inclusions increase, and the toughness and ductility of the base material decrease. Therefore, the lower limit of the Si amount is set to 0.01%. The higher the Si addition amount, the more remarkable the strengthening of ferrite and the increase in the HAZ ferrite area ratio. For the purpose of improving fatigue strength, the higher the Si addition amount, the more desirable. However, the toughness of the HAZ decreases as the Si addition amount increases. The decrease in toughness becomes significant when the Si content exceeds 2%, so the upper limit of the Si content was set to 2%.Note that the lower limit value of the Si addition amount is 0.63% or more based on the examples.
[0033]
Mn is an essential element for increasing the strength, but if it is less than 0.2%, the strength of the base material cannot be secured, so the lower limit was set to 0.2%. On the other hand, if it exceeds 1.5%, the HAZ hardenability is increased, and the HAZ microstructure cannot be mainly composed of ferrite. Therefore, the upper limit of the amount of Mn is set to 1.5%.
[0034]
P is an element that affects the toughness of steel. If it exceeds 0.03%, not only the base metal but also the toughness of HAZ is significantly inhibited, so it is better to reduce the amount as much as possible, and the upper limit of the amount is 0.03%. It was.
[0035]
S is preferably as low as P, and when it exceeds 0.01%, MnS precipitation becomes remarkable, which inhibits the HAZ toughness of the base material and also reduces the ductility in the thickness direction. Further, when a large amount of MnS inclusions are present, this becomes a starting point for fatigue cracks and causes variations in fatigue strength. Therefore, the upper limit of the amount of S is set to 0.01%.
[0036]
Al is an element effective for deoxidation, austenite grain size reduction, and the like. Further, as will be described later, it contributes to fine dispersion of MgO and Mg-containing oxides necessary for improving the HAZ toughness. In order to exhibit an effect, it is necessary to contain 0.001% or more. On the other hand, if it exceeds 0.10%, a coarse oxide is formed, the ductility is extremely deteriorated, and the origin of fatigue cracks is caused. Therefore, the upper limit of the Al content is set to 0.1%.
[0037]
Ti is an element that contributes to improving the strength of the base metal by precipitation strengthening and is effective for refining the grain size of heated austenite by forming TiN that is stable even at high temperatures. Further, as will be described later, it contributes to fine dispersion of MgO and Mg-containing oxides necessary for improving the HAZ toughness. In order to exhibit an effect, it is necessary to contain 0.001% or more. On the other hand, if it exceeds 0.05%, a coarse oxide is formed, the ductility is extremely deteriorated and the origin of fatigue cracks is caused. Therefore, the upper limit of the Ti amount is set to 0.05%.
[0038]
Mg is one of the main alloying elements of the present invention, and if less than 0.0001% is added, the lower limit is set to 0.0001% because it is impossible to sufficiently expect the formation of oxides necessary for intragranular transformation and pinning particles. It was. If it exceeds 0.01%, a coarse oxide is likely to be generated, and the base material and the HAZ toughness are lowered. Therefore, the upper limit of the Mg amount is set to 0.01%.
[0039]
O is an essential element for producing the Mg-containing oxide. The amount of oxygen finally remaining in the steel is less than 0.0001%, so the number of oxides is not sufficient, so 0.0001% is set as the lower limit. On the other hand, when it exceeds 0.008%, coarse oxides increase, resulting in a decrease in the base material and HAZ toughness. Therefore, the upper limit value of the O amount is set to 0.008%.
[0040]
Since N combines with Al and Ti and effectively works to refine austenite grains, it contributes to the improvement of mechanical properties if it is a trace amount. Further, it is impossible to remove N in steel completely industrially, and reducing it more than necessary is not preferable because it places an excessive load on the manufacturing process. Therefore, it is industrially controllable and the lower limit is set to 0.001% as a range in which the load on the manufacturing process can be tolerated. If excessively contained, solid solution N increases, which may adversely affect ductility and toughness. Therefore, the upper limit of the N content is set to 0.008% as an acceptable range.
[0041]
The above is the basic component system in the present invention. In the present invention, Cu, Ni, Cr, Mo, Nb, and V which are selectively added are all elements that increase the hardenability Ceq, and one or more basic components are included. It is effective to contain two or more kinds. The reasons for limiting the components of each element will be described below.
[0042]
Cu is an element effective for increasing the strength without reducing toughness, but it is ineffective at less than 0.1%. If it exceeds 2%, the HAZ hardenability becomes high, and a ferrite main structure cannot be obtained, and cracking is likely to occur during heating of the steel slab or during welding. Therefore, the upper limit of the Cu amount is set to 2%.
[0043]
Ni is an element effective for improving toughness and strength, and in order to obtain the effect, addition of 0.1% or more is necessary. If it exceeds 2%, the HAZ hardenability becomes high and it becomes impossible to obtain a ferrite main structure, and the fatigue strength is lowered. Therefore, the upper limit of the Ni amount is set to 2%.
[0044]
Cr is required to be 0.05% or more in order to enhance the hardenability and ensure the strength. On the other hand, if it exceeds 1%, it is not preferable for the same reason as Ni, so the upper limit of the Cr amount was set to 1%.
[0045]
Mo is an element effective in improving hardenability, improving strength, tempering embrittlement resistance, and suppressing recrystallization. In order to obtain the effect, it is necessary to add 0.02% or more. Since the ferrite main structure exceeding 1% cannot be obtained, the fatigue strength is lowered, and further, the base metal toughness and weldability are deteriorated. Therefore, the upper limit of the Mo amount is set to 1%.
[0046]
Nb forms carbonitrides and is effective in improving the strength and fineness of the base material. When tempering heat treatment is performed after rolling and cooling, fine Nb carbonitride is precipitated, and the strength can be further improved. If the Nb content is less than 0.005%, this effect is not remarkable, so the lower limit is set to 0.005%. On the other hand, if added over 0.08%, the HAZ hardenability becomes too high and the ferrite area ratio cannot be made 60% or more, so the upper limit of the Nb amount was set to 0.08%.
[0047]
V forms carbonitrides and is effective in improving the strength and fineness of the base material. When tempering heat treatment is performed after rolling and cooling, fine V carbonitrides are precipitated, and the strength can be further improved. Since this effect is not remarkable when the amount of V is less than 0.005%, the lower limit is set to 0.005%. On the other hand, if adding over 0.1%, the HAZ hardenability becomes too high and the ferrite area ratio cannot be made 60% or more, so the upper limit of the V amount was set to 0.1%.
[0048]
Next, in order to improve ductility and HAZ toughness, one or more of Ca and REM can be contained as necessary.
Both Ca and REM are effective in improving ductility characteristics by suppressing extension during hot rolling of sulfides. Effectively improves the HAZ toughness by refining the oxide. If both Ca and REM are less than 0.0005%, this effect cannot be obtained, so the lower limit was set to 0.0005%. Conversely, if it exceeds 0.005%, the number of Ca and REM oxides increases, the number of ultrafine Mg-containing oxides decreases, or sulfides and oxides become coarse, resulting in ductility and toughness. Therefore, the upper limit is set to 0.005%.
[0049]
Since the present invention is intended for structural steels of 490 MPa class or lower, the structure of the weld heat-affected zone is mainly composed of ferrite, and considering the fatigue characteristics of the weld zone from the results shown in FIG. % Or more is preferable.
[0050]
The welded structural steel of the present invention can improve the HAZ toughness by satisfying the above-mentioned component requirements including the limitation of Ceq and by dispersing specific particles.
The feature of the present invention is that not only the fatigue characteristics of the welded portion but also the HAZ toughness can be improved. Since the prior austenite grains of HAZ heated to a high temperature by welding are large even with a small heat input, the ferrite grains after transformation are also larger than the base material, so that the HAZ toughness deteriorates. Furthermore, in high heat input welding, the ferrite grains become coarse and the toughness of the HAZ is significantly deteriorated.
[0051]
Therefore, in the present invention, the HAZ toughness of the thick steel plate is greatly improved by refining the ferrite grains of the HAZ. That is, a total of 10,000 particles / mm of oxide particles containing one or more of Al, Ti and Mg having a particle diameter of 0.002 to 2 μm or fine TiN containing these oxide particles.2As described above, by forming in steel, the prior austenite grain size in HAZ can be suppressed to 10 to 200 μm, and the HAZ toughness can be improved. Since the oxide is chemically stable and does not dissolve even at high temperatures, the effect of suppressing coarsening of the prior austenite grains is maintained in HAZ, and if the prior austenite grain size is 10 to 200 μm, the ferrite grains after transformation can be made finer, Good HAZ toughness can be ensured.
[0052]
Next, the reason for limiting the manufacturing conditions will be described. The present invention provides a welded structural steel having a tensile strength of 490 MPa from a mild steel excellent in welded portion fatigue strength while ensuring the toughness of the welded portion. As the strength, in the mild steel class, the yield stress is 235 MPa or more, For tensile steels with a tensile strength of 400 MPa or more and 490 MPa class high strength steel, the yield stress is 350 MPa or more and the tensile strength is 470 MPa or more. However, it is possible to improve the fatigue strength of the welded part while securing the toughness of the welded part according to the present invention even for the steel below the strength level of the mild steel.
[0053]
When it is intended to produce a welded structural steel having the above yield stress and tensile strength, it is possible to adopt a conventional hot rolling method, but the Ceq defined above is in the range of 0.24% or less. If the thickness is particularly low or the plate thickness is large, the required hot rolling method may not provide the required strength. In such a case, the base material strength can be increased by the controlled rolling method, the controlled rolling / accelerated cooling method.
[0054]
In both conventional hot rolling and controlled rolling, it is necessary to convert the steel ingot to 100% austenite prior to rolling.ThreeIt is necessary to heat more than the point. However, if the heating exceeds 1250 ° C., austenite grains become coarse and fine grains cannot be obtained after rolling. Therefore, the heating temperature needs to be 1250 ° C. or lower.
Since the austenite grains become coarse due to the heating of the steel ingot, it is necessary to reduce the austenite grain size by rolling in the recrystallization temperature range in both the conventional hot rolling and controlled rolling methods.
[0055]
In order to increase the strength and improve the toughness using the controlled rolling method, it is effective to introduce a deformation band in the austenite grains by rolling in an unrecrystallized temperature region to increase the ferrite nuclei. If the cumulative rolling reduction in the non-recrystallization temperature range is less than 40%, the deformation band is not sufficiently formed. Therefore, the lower limit of the cumulative rolling reduction in the non-recrystallization temperature range is set to 40%. However, if the cumulative rolling reduction exceeds 90%, the upper shelf impact value in the base metal Charpy test is significantly reduced and the low cycle fatigue characteristics are lowered. Therefore, the upper limit of the cumulative rolling reduction in the non-recrystallization temperature range is 90%. %.
[0056]
There is no particular limitation on the finish rolling temperature, ArThreeRolling may be completed at a point or more, ArThreeBelow the point, rolling may be performed in the coexistence region of ferrite and austenite or in the ferrite region. After rolling, when natural air cooling is performed, ferrite is generated from the austenite grain boundaries and intragranular deformation bands, and finer ferrite can be obtained compared to conventional rolling without rolling in the non-recrystallization temperature range. Increased strength and improved toughness can be achieved.
[0057]
Accelerated cooling is necessary to increase the strength further than natural air cooling. If the cooling rate is less than 1 ° C./sec, the degree of supercooling is small, so that the ferrite after transformation is not sufficiently refined, and at the same time, the diffusion of C during transformation is easy, so the C concentration in the ferrite is lowered, Can not get a good strength. On the contrary, when the cooling rate exceeds 60 ° C./sec, the toughness of the base material decreases because a bainite structure is generated. Therefore, the cooling rate was limited to 1-60 ° C./sec. Considering the balance between the strength and toughness of the base material, it is desirable to set it in the range of 5 to 30 ° C./sec.
[0058]
In the present invention, it is necessary to continue accelerated cooling until the transformation is completed in order to obtain the strength of the base material. For this reason, the upper limit of the cooling stop temperature was set to 600 ° C. Since the transformation does not end at a stop temperature exceeding 600 ° C., sufficient strength cannot be obtained. Usually, accelerated cooling uses water as a refrigerant. In this case, since the lower limit of the actual cooling stop temperature is 0 ° C., the lower limit is set to 0 ° C.
[0059]
The tempering heat treatment that follows the rolling and cooling is intended to improve the toughness of the base metal structure by recovery, so the heating temperature is the temperature range where reverse transformation does not occur.1Must be below the point. Recovery reduces the lattice defect density by the disappearance and coalescence of dislocations. In order to realize this, heating to 300 ° C. or higher is necessary. For this reason, the minimum of heating temperature was 300 degreeC.
[0060]
Further, as described above, in the case where Cu, Mo, Nb, and V precipitation elements are contained, the base material strength can be improved by generating fine precipitates by heat treatment. This effect is extremely effective in improving the strength of the base material of the steel of the present invention having a low carbon equivalent value. The heating temperature for exhibiting the precipitation effect most effectively depends on the precipitation effect element, but is generally in the range of 500 to 650 ° C. Since the self-tempering can be expected when the cooling stop temperature after rolling is relatively high in the range of 600 ° C. or lower, this tempering heat treatment can be omitted.
[0061]
【Example】
Examples of the present invention will be described below. A steel plate having a thickness of 20 to 40 mm was produced from a slab produced by continuous casting. Table 2 shows chemical components. steel7, 10-13, 16, 17, 20-24 is steel of the present invention, and steels 25-30 are comparative steels. Table 3 shows the dispersion state of the particles in the steel of the present invention. Table 4 shows the manufacturing conditions and tensile properties of the steel sheet.
[0062]
The present inventionSteel 16 and 17Is a systemManufactured by the rolling method, the present invention steel10~ 12,20To 24 and comparative steels 27 and 30Is a systemManufactured by control rolling and controlled cooling. The other steel plates were produced by a conventional hot rolling method. Heating temperature is Ac for all steelsThree Above the transformation point. In addition, the tempering temperatures of steels subjected to tempering heat treatment after controlled rolling / controlled cooling are all 600 ° C. or less, and Ac1 Below the transformation point.
[0063]
T-shaped fillet welded joints were created using these test steels. Table 5 shows the welding conditions. The fatigue strength of the welded joint is dependent on the plate thickness. In order to remove the dependence on the plate thickness, the steel plate having a plate thickness of more than 20 mm was welded after cutting the back surface to a thickness of 20 mm. FIG. 4 shows the shape of a three-point bending fatigue test piece created from a T-shaped fillet welded joint. Fatigue tests were performed under the condition that the ratio of the repeated maximum load to the minimum load was 0.1.
[0064]
Table 6 gives fatigue test results, and steel plates with the components shown in Table 2 are given a low heat input of 17 kJ / cm and a large heat input of 150 kJ / cm, and heat input of HAZ toughness by Charpy impact test. The result of evaluating the dependency is also shown. The weld joint fatigue strength is 106Fatigue strength and fatigue limit were compared as indices. The absorbed energy is an average value measured for three test pieces at 0 ° C. As a result, it was confirmed that the steel according to the present invention improves the weld joint fatigue strength and HAZ toughness of the comparative steel in a weld structural steel having a HAZ structure of 60% or more of ferrite and a tensile strength of 400 to 490 MPa.
[0065]
[Table 2]
[Table 3]
[Table 4]
[Table 5]
[Table 6]
【The invention's effect】
As described above, the steel of the present invention is controlled so that the HAZ microstructure becomes a fine-grained ferrite main structure, thereby improving the fatigue strength of the welded joint and reducing the HAZ without reducing the stress concentration due to additional welding. The toughness can be improved, and the reliability of the welded structure against fatigue failure can be improved by using the steel of the present invention.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a diagram showing the tensile strength and microstructure dependence of a fatigue limit ratio in a fatigue test of a notched reproduced HAZ material.
FIG. 2 is a diagram showing the dependence of the fatigue limit ratio on the ferrite area ratio in a fatigue test of a notched reproduced HAZ material.
FIG. 3 is a graph showing the carbon equivalent dependence of the ferrite area ratio of a reproduced HAZ material.
FIG. 4 is a view showing the shape of a T-shaped fillet welded joint fatigue test piece.
Claims (8)
Ｃ ：０．０１５〜０．１５％、
Ｓｉ：０．６３％以上１％未満、
Ｍｎ：０．２〜１．０８％、
Ｐ ：０．０３％以下、
Ｓ ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．００１〜０．１％、
Ｔｉ：０．００１〜０．０５％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、
Ｏ ：０．０００１〜０．００８％、
Ｎ ：０．００１〜０．００８％
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、下記式で定義されるＣeqが、
Ｃeq：０．２４％以下
を満たし、溶接熱影響部のフェライト組織の面積率が６０％以上であり、粒子径０．００２〜２μｍのＡｌ、Ｔｉ、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を、合計で１００００個／mm 2 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溶接部の疲労特性に優れた溶接構造用鋼。
ただし、Ｃeq＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５
＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋Ｎｂ／３% By mass
C: 0.015-0.15%,
Si: 0.63 % or more and less than 1%,
Mn: 0.2 to 1.08 %,
P: 0.03% or less,
S: 0.01% or less,
Al: 0.001 to 0.1%,
Ti: 0.001 to 0.05%,
Mg: 0.0001 to 0.01%
O: 0.0001 to 0.008%,
N: 0.001 to 0.008%
Ceq comprising the balance Fe and unavoidable impurities and defined by the following formula:
Ceq: 0.24% to meet the following, the area ratio of the ferrite structure of the heat affected zone is 60% or more, containing Al particle size 0.002～2Myuemu, Ti, one or two or more of Mg The oxide particles to be contained alone or TiN containing these oxide particles are contained in total of 10000 particles / mm 2 or more, and the old γ particle size of the weld heat affected zone structure is 10 to 200 μm regardless of welding heat input. welding structural steel excellent in fatigue properties of the welded portion, characterized in that it.
However, Ceq = C + Mn / 6 + (Cu + Ni) / 15
+ (Cr + Mo + V) / 5 + Nb / 3
Ｃ ：０．０１５〜０．１５％、
Ｓｉ：１〜２％、
Ｍｎ：０．２〜１．５％、
Ｐ ：０．０３％以下、
Ｓ ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｔｉ：０．００１〜０．０５％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、
Ｏ ：０．０００１〜０．００８％、
Ｎ ：０．００１〜０．００８％
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、下記式で定義されるＣeqが、
Ｃeq：０．２７５％以下
を満たし、溶接熱影響部のフェライト組織の面積率が６０％以上であり、粒子径０．００２〜２μｍのＡｌ、Ｔｉ、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を、合計で１００００個／mm 2 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溶接部の疲労特性に優れた溶接構造用鋼。
ただし、Ｃeq＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５
＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋Ｎｂ／３% By mass
C: 0.015-0.15%,
Si: 1-2%
Mn: 0.2 to 1.5%
P: 0.03% or less,
S: 0.01% or less,
Al: 0.005 to 0.1%,
Ti: 0.001 to 0.05%,
Mg: 0.0001 to 0.01%
O: 0.0001 to 0.008%,
N: 0.001 to 0.008%
Ceq comprising the balance Fe and unavoidable impurities and defined by the following formula:
Ceq: 0.275% or less
Satisfying the above, the area ratio of the ferrite structure of the weld heat affected zone is 60% or more, and oxide particles containing one or more of Al, Ti, Mg having a particle diameter of 0.002 to 2 μm, or these the TiN enclosing the oxide particles, containing 10000 / mm 2 or more in total, old γ grain size of the weld heat affected zone organization regardless of the welding heat input, and wherein the 10~200μm der Rukoto Steel for welded structures with excellent fatigue properties of welds.
However, Ceq = C + Mn / 6 + (Cu + Ni) / 15
+ (Cr + Mo + V) / 5 + Nb / 3
Ｃｕ：０．１〜２％、
Ｎｉ：０．１〜２％、
Ｃｒ：０．０５〜１％、
Ｍｏ：０．０２〜１％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０８％、
Ｖ ：０．００５〜０．１％、
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又は２に記載の溶接部の疲労特性に優れた溶接構造用鋼。% By mass
Cu: 0.1 to 2%,
Ni: 0.1 to 2%,
Cr: 0.05 to 1%,
Mo: 0.02~1%,
Nb: 0.005 to 0.08%,
V: 0.005 to 0.1%,
1 or 2 types or more of these are further contained, The steel for welded structures excellent in the fatigue characteristic of the weld part of Claim 1 or 2 characterized by the above-mentioned.
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鋼。% By mass
Ca: 0.0005 to 0.005%,
REM: 0.0005 to 0.005%
The steel for welded structure excellent in fatigue characteristics of the welded portion according to any one of claims 1 to 3, further comprising one or two of the following.
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