JPH0995754A

JPH0995754A - 溶接部の疲労強度が高い鋼板およびその製造方法

Info

Publication number: JPH0995754A
Application number: JP25664195A
Authority: JP
Inventors: Shuji Aihara; 周二粟飯原; Riyuuji Uemori; 龍治植森; Katsumi Kurebayashi; 勝巳榑林
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1995-10-03
Filing date: 1995-10-03
Publication date: 1997-04-08
Anticipated expiration: 2015-10-03
Also published as: JP3462943B2

Abstract

(57)【要約】（修正有）【課題】ＨＡＺと母材部の組織制御により、き裂の発
生と伝播を抑制し、溶接部の疲労寿命が長い鋼板および
その製造法を提供する。【解決手段】Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、を含有し必要
に応じてＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、
Ｎ、ＲＥＭ、Ｃａの１種または２種以上を含有し、残部
Ｆｅおよび不可避的不純物よりなり、下式に示すＣｅｑ
（ｆ）の値がＣｅｑ（ｆ）≦０．１１を満足し、且つ、
Ｘ線で測定した板厚方向の（２００）回折強度比が２．
０〜１５．０で、且つ、回復または再結晶フェライトの
面積率が１５〜８０％である。Ｃｅｑ（ｆ）＝Ｃ−Ｓｉ／５７＋Ｍｎ／１３＋（Ｃｕ＋
Ｎｉ）／２６＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／６＋Ｖ／５＋Ｎｂ／
１．５

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、建設機械・造船・
海洋構造物・橋梁、さらには自動車などの溶接構造物
で、長い疲労寿命が要求される構造部材に使用され、溶
接部から発生する疲労破壊の繰り返し寿命が長い鋼板お
よびその製造方法に関するものであり、特に鋼板とし
て、厚鋼板、中板、薄板（熱延、冷延鋼板）を対象とす
る。

【０００２】

【従来の技術】環境保全に対する要求の高まり、人命の
尊重により、構造物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。過酷な条件で使用される大型
の溶接構造物では、疲労破壊、脆性破壊、延性破壊など
の破壊が生じるおそれがあるが、この中でも疲労破壊は
低い繰り返し応力が作用することにより生じる破壊であ
り、最も頻繁に発生しやすいものである。疲労寿命を長
くするための対策としては、現状では部材に生じる負荷
応力が高くならないように板厚を厚くするなどの設計的
な配慮によるところが大きく、その結果、構造物の軽量
化が進まないなどの問題点が指摘されている。

【０００３】これまでに、疲労強度向上に関する技術が
多数公開されているが、そのほとんどは母材に関するも
のであり、本発明が対象とするような溶接部の疲労強度
向上を目的としたものは少ない。また、薄鋼板で広く用
いられるスポット溶接は、応力集中・残留応力など応力
状態が突き合わせ溶接のそれとは非常に異なるため、本
発明が対象とする鋼板突き合わせ溶接部の疲労強度向上
には適用できない。

【０００４】特開昭５７−１０８２４１号公報において
は、ベイナイトの面積率を５〜７０％、マルテンサイト
の面積率を１〜３０％とすることにより、伸びフランジ
性と疲労強度の向上が図れることが記載されている。ま
た、特公平１−４６５８３号公報においては、熱延鋼板
の冷却速度と巻取温度を限定することにより、ベイナイ
トの面積率を５〜６０％とし、疲労強度を向上できるこ
とが記載されている。

【０００５】また、特公平４−２４４１８号公報におい
ては、フェライト・ベイナイト・マルテンサイトの３相
混合組織で、ベイナイトの面積率を５〜６０％、マルテ
ンサイトの面積率を１〜１５％とすることにより、伸び
フランジ性と疲労強度の向上が図れることが記載されて
いる。また、厚鋼板の疲労強度を向上させるものとして
は、特開平５−１４８５４０号公報に、オーステナイト
・フェライト２相域で圧延を行うことにより、アスペク
ト比が４以上で、短径が１０μｍ以下のフェライトを生
成させ、疲労き裂の成長に伴って板面に平行なセパレー
ションを生ぜしめ、疲労き裂の伝播を抑制する技術が記
載されている。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】これらのうち、特開昭
５７−１０８２４１号公報は、ベイナイトとマルテンサ
イトの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溶接部
では残留応力が生じているなど応力条件が全く異なるた
めに、これを適用することはできない。

【０００７】また、特公平１−４６５８３号公報は、母
材の組織を制御することにより疲労強度の向上を図るも
のであり、鋼板溶接部の疲労強度向上には効果が限られ
る。また、特公平４−２４４１８号公報が対象とするの
は、主に伸びフランジ性の向上を目的としたものであ
り、疲労強度に関しては応力集中の低いフラッシュバッ
ト溶接部の硬さの低下を抑制することにより疲労強度の
向上を図るものであり、応力集中が高い溶接部の疲労強
度向上には効果を期待できない。

【０００８】さらに、特開平５−１４８５４０号公報
は、板面に平行なセパレーションを生成させることによ
り疲労き裂の伝播を抑制しようとするものであり、本発
明のような溶接部の疲労き裂発生を抑制する効果は全く
なく、溶接部から発生したき裂が母材部に突入した後に
効果を発揮するだけであり、溶接部の疲労強度向上には
限度がある。

【０００９】本発明は、鋼板溶接部の疲労強度の向上を
図ることを目的とする。疲労き裂は最も応力集中の厳し
い溶接部、特に溶接熱影響部（以下、ＨＡＺと称する）
から発生する。発生したき裂はＨＡＺ内を伝播し、母材
に突入してさらに伝播する。従って、溶接部の疲労強度
を向上させるためには、ＨＡＺにおけるき裂発生・伝播
と母材部におけるき裂伝播の両者を制御することが必要
である。本発明は、ＨＡＺと母材部の組織制御によりき
裂の発生と伝播を抑制し、溶接部材の疲労強度の向上を
図るものである。

【００１０】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、溶接部の
疲労き裂発生と伝播の形態をミクロ的に詳細に観察した
結果、溶接部の疲労強度を向上させるためには、ＨＡＺ
における疲労き裂発生と伝播の抑制、およびき裂が母材
部に突入した後のき裂伝播の抑制の相乗効果によって著
しく溶接部の疲労強度を向上できることを見出した。す
なわち、ＨＡＺにおけるき裂発生・伝播の抑制にはＨＡ
Ｚのフェライト面積率を高くすることが効果的であり、
母材部におけるき裂伝播抑制には集合組織制御が有効で
あることを新たに知見した。

【００１１】本発明は、上記知見に基づいてなされたも
のであり、その要旨とするところは下記のとおりであ
る。（１）重量％で、０．０１５≦Ｃ≦０．１０、０．０５≦Ｓｉ≦２．０、０．１≦Ｍｎ≦１．５、Ｐ≦０．０５、Ｓ≦０．０２を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなり、下
式に示すＣｅｑ（ｆ）の値がＣｅｑ（ｆ）≦０．１１を満足し、かつＸ線で測定した板厚方向の（２００）回
折強度比が２．０〜１５．０で、かつ回復または再結晶
フェライトの面積率が１５〜８０％であることを特徴と
する溶接部の疲労強度が高い鋼板。

【００１２】ただし、Ｃｅｑ（ｆ）＝Ｃ−Ｓｉ／５７＋Ｍｎ／１３＋（Ｃｕ＋
Ｎｉ）／２６＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／６＋Ｖ／５＋Ｎｂ／
１．５（２）重量％で、母材強度上昇元素群の０．１≦Ｃｕ≦２．０、０．１≦Ｎｉ≦２．０、０．０５≦Ｃｒ≦０．５、０．０５≦Ｍｏ≦０．５、０．００５≦Ｎｂ≦０．１０、０．００５≦Ｖ≦０．１０の１種または２種以上を含有することを特徴とする前項
（１）記載の溶接部の疲労強度が高い鋼板。

【００１３】（３）重量％で、０．００５≦Ｔｉ≦０．０５、０．００２≦Ｎ≦０．０１５を含有し、さらにＴｉ／Ｎが２．０〜３．４であること
を特徴とする前項（１）または（２）記載の溶接部の疲
労強度が高い鋼板。

【００１４】（３）重量％で、０．０００５≦ＲＥＭ≦０．００５０、０．０００５≦Ｃａ≦０．００５０の１種または２種を含有することを特徴とする前項
（１）〜（３）の何れか１項に記載の溶接部の疲労強度
が高い鋼板。

【００１５】（５）前項（１）〜（４）の何れか１項に
記載の化学成分を有する鋼塊を、Ａｃ₃変態点〜１３０
０℃に加熱し、再結晶温度域で２０〜９０％の累積圧下
率で圧延し、引き続きＡｒ₃変態点以上の未再結晶温度
域で１０〜８０％の累積圧下率で圧延し、さらにＡｒ₃
変態点以下、６００℃以上で４０〜９０％の累積圧下率
で仕上圧延し、圧延後室温まで大気中放冷することを特
徴とする溶接部の疲労強度が高い鋼板の製造方法。

【００１６】（６）前項（１）〜（４）の何れか１項に
記載の化学成分を有する鋼塊を、Ａｃ₃変態点〜１３０
０℃に加熱し、再結晶温度域で２０〜９０％の累積圧下
率で圧延し、引き続きＡｒ₃変態点以上の未再結晶温度
域で１０〜８０％の累積圧下率で圧延し、さらにＡｒ₃
変態点以下、６００℃以上で４０〜９０％の累積圧下率
で仕上圧延し、圧延終了後、３０〜３００秒間大気中で
放冷し、しかる後に５〜１００℃／秒の冷却速度で室温
〜６００℃に制御冷却することを特徴とする溶接部の疲
労強度が高い鋼板の製造方法。

【００１７】（７）前項（１）〜（４）の何れか１項に
記載の化学成分を有する鋼塊を、Ａｃ₃変態点〜１３０
０℃に加熱し、再結晶温度域で２０〜９０％の累積圧下
率で圧延し、引き続きＡｒ₃変態点以上の未再結晶温度
域で１０〜８０％の累積圧下率で圧延し、さらにＡｒ₃
変態点以下、６００℃以上で４０〜９０％の累積圧下率
で仕上圧延した後、直ちに５〜１００℃／秒の冷却速度
で室温〜６００℃に制御冷却し、引き続き室温まで大気
中で放冷し、さらに５００℃以上、Ａｃ₁変態点以下に
加熱後、大気中で放冷することを特徴とする溶接部の疲
労強度が高い鋼板の製造方法。

【００１８】ここで、回復または再結晶フェライト粒と
は、光学顕微鏡組織を５００倍で観察し、粒内にすべり
帯が観察されないフェライト粒であると定義し、粒内に
すべり帯が観察されないフェライトの占める面積率を測
定し、これを回復または再結晶粒の面積率と定義する。

【００１９】

【作用】疲労破壊は、き裂の発生と伝播から構成され
る。き裂発生寿命とき裂伝播寿命の合計が疲労破壊に至
る全寿命となる。溶接部においては、き裂発生は最も応
力集中が厳しい溶接止端部に一致するＨＡＺから発生す
る場合が多い。発生したき裂は、ＨＡＺ内を伝播した後
に母材部へ突入し、さらに伝播を継続して最終的に部材
の破断に至る。溶接部の疲労破壊寿命を向上させるため
には、ＨＡＺ内のき裂発生・伝播と母材における伝播と
を抑制することが必要である。これらのどちらか一方だ
けを抑制するよりも、両者を同時に抑制するほうが効果
が大であることは明白である。

【００２０】本発明者らは、まずＨＡＺの疲労強度に及
ぼす組織の効果について系統的な実験を実施し、極めて
有用な知見を得た。すなわち、ＨＡＺの組織を熱サイク
ル再現装置で再現した試験片を疲労試験に供し、ＨＡＺ
組織の影響を調査したところ、高温変態組織ほど疲労限
応力と引張強さの比（以下、疲労限度比と称する）が向
上することを知見した。

【００２１】図１にその試験結果を示す。合金元素含有
量を変化させた各種の鋼に最高加熱温度が１４００℃の
溶接再現熱サイクルを与え、この再現ＨＡＺ材より応力
集中係数が２．６の切欠きを有する３点曲げ試験片を加
工し、疲労試験に供した。横軸に再現ＨＡＺ材のフェラ
イト組織分率をとり、縦軸に疲労限度比をとってプロッ
トした。ＨＡＺ組織中のフェライト分率を高くすること
により疲労き裂の発生と伝播を抑制できることが明らか
となった。一般的な溶接構造用軟鋼および高張力鋼で
は、入熱が１．０〜２．０ｋＪ／ｍｍ程度の低入熱溶接
を行うと、ＨＡＺはベイナイトとマルテンサイト主体の
組織となる。従って、ＨＡＺ内の疲労き裂発生と伝播の
観点からは好ましくない組織となる。これに対して、Ｈ
ＡＺのフェライト組織面積率を６０％以上にすると、Ｈ
ＡＺの疲労限度比が高くなり、これに伴って疲労寿命も
長くなる。

【００２２】ＨＡＺのフェライト組織分率が高いほど疲
労限度比が高くなる理由は必ずしも明確でないが、軟ら
かい組織ほどき裂閉口が顕著となり、ミクロき裂伝播が
遅延すること、逆に転位密度が高いベイナイト・マルテ
ンサイト組織では、繰り返し変形により転位再配列が生
じ、転位強化が無効化されるために疲労限度比が低くな
るためと考えられる。

【００２３】本発明者らは、さらに鋼材化学成分とＨＡ
Ｚ組織の関係を詳細に検討した結果、図２に示す結果を
得た。すなわち、下式で表わされる炭素当量式でＨＡＺ
のフェライト面積率を表わすことができる。Ｃｅｑ（ｆ）＝Ｃ−Ｓｉ／５７＋Ｍｎ／１３＋（Ｃｕ＋
Ｎｉ）／２６＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／６＋Ｖ／５＋Ｎｂ／
１．５ここで、溶接入熱は１．７ｋＪ／ｍｍとし、溶接融合線
（以下ＦＬと称する）近傍の粗粒域ＨＡＺの組織を２０
０倍の光学顕微鏡で観察してフェライト組織の面積率を
求めた。図２から明らかなように、Ｃｅｑ（ｆ）を０．
１１以下とすることにより、ＨＡＺのフェライト面積率
を６０％以上とすることができる。

【００２４】次に、母材組織と疲労き裂伝播挙動の関係
について詳細な実験を行った結果、集合組織と疲労き裂
伝播には密接な関係が存在することを知見するに至っ
た。本発明者らは、伝播する疲労き裂先端における塑性
変形に注目し、き裂先端における塑性変形を抑制すれ
ば、き裂伝播速度を低下できるとの考えに立脚し、疲労
き裂先端における塑性変形の抑制法について種々検討を
加えた。その結果、フェライトの結晶方位とき裂先端塑
性変形には密接な関係が存在することが明らかとなっ
た。

【００２５】一般に、ｂｃｃ結晶構造を有するフェライ
トの結晶内のすべり変形は、すべり面が｛１１０｝面
で、すべり方向が＜１１１＞方向である。すべり面とす
べり方向の組み合わせで１２とおりのすべり系が決定さ
れる。多数のすべり系のうち、結晶方位とき裂先端の応
力場との関係ですべり面とすべり方向で決定されるせん
断応力が最も高くなるすべり系（主すべり系と称する）
で転位が最も活発に活動し、そのすべり系ですべり変形
を生じる。主すべり系のせん断応力が二次以下のすべり
系のせん断応力よりはるかに大きい場合には、主すべり
系だけが活動し、他のすべり系における変形による干渉
がないために、主すべり系におけるすべり変形が容易に
生じ、その結果、き裂先端における塑性変形が容易とな
り、き裂進展の障害が少なく、き裂も容易に進展する。

【００２６】一方、主すべり系と二次以下のすべり系の
せん断応力の値が等しいか、あるいは差が小さい場合に
は、主すべり系とともに二次以下のすべり系においても
すべり変形が活動することになる。この場合、異なった
すべり面においてすべり変形を生じようとするために転
位同士の干渉が頻繁に起きて、すべり変形が非常に困難
となる。その結果、き裂先端における塑性変形が著しく
抑制されて、き裂の伝播が抑制されることになる。

【００２７】上記の観点に立ってフェライトの結晶方位
と疲労き裂伝播の関係をさらに詳細に検討した。上記の
とおり、溶接部材の疲労き裂は溶接止端部から発生し、
ＨＡＺを伝播した後に母材に突入するが、この場合のき
裂伝播方向は板厚方向である。従って、フェライト結晶
方位とき裂伝播速度との関係を検討する場合、き裂伝播
方向は板厚方向であることを前提とする。図３（ａ）に
示すように、フェライトの｛１００｝面が板厚方向と垂
直な方位関係を有する結晶粒内をき裂が板厚方向に伝播
する場合には、主すべり系と二次以下のすべり系のせん
断応力の差が小さくなってすべりの干渉が生じ、き裂伝
播が最も抑制されることが明らかとなった。これを模式
的に図４（ａ）に示す。一方、上記以外の結晶方位、例
えば｛１１１｝面が板厚方向に垂直な方位を有する結晶
中をき裂が伝播する場合（図３（ｂ）に図示する）に
は、主すべり系のせん断応力が二次以下のすべり系のそ
れより卓越して大きく、主すべり系のみですべり変形が
活動することになる。これを模式的に図４（ｂ）に示
す。この場合には、き裂先端で塑性変形が容易に起きる
ためにき裂伝播速度は高い。

【００２８】上記の基礎的な新知見に基づいて、鋼板集
合組織と板厚方向の疲労き裂伝播速度との関係を検討し
た。表１に化学成分を示す実験室真空溶解鋼塊を１１５
０℃に加熱後、再結晶域および未再結晶域で圧延した
後、さらにＡｒ₃変態温度以下のオーステナイト・フェ
ライト二相域あるいはフェライト単相域で圧延し、集合
組織を変化させた２０ｍｍ厚の鋼板を作成した。これよ
り板厚１０ｍｍ、幅１８ｍｍ、長さ１００ｍｍ、切欠き
深さが５ｍｍの試験片を加工した。ここで、鋼板の板厚
方向がき裂伝播方向に一致し、試験片の長手方向が圧延
方向に平行となるようにした。最低荷重と最大荷重の比
が０．１の条件で試験片に繰り返し荷重を与え、き裂を
伝播させた。応力拡大係数範囲ΔＫが７０ｋｇｆ・ｍｍ
^-3/2におけるき裂伝播速度ｄａ／ｄＮを測定した。一
方、Ｘ線で板厚方向の（２００）回折強度を測定し、ラ
ンダム方位を有する比較材の（２００）回折強度に対す
る比を求めた。ここで、（２００）回折強度比は、上に
述べた｛１００｝面が板厚方向と垂直な方位関係を有す
る結晶粒の存在確率に対応する。図５に、ｄａ／ｄＮを
（２００）回折強度比に対してプロットした結果を示
す。（２００）回折強度比が２．０以上になると板厚方
向のき裂伝播速度が低下することがわかった。回折強度
比が高くなるほどき裂伝播速度は低下する傾向がある
が、（２００）回折強度比を１５．０以上とするために
は極めて強い低温圧延を施す必要があり、厚板圧延が実
際上極めて困難となる。（２００）回折強度比を２．０
以上とすれば板厚方向のき裂伝播速度低下の効果が得ら
れるが、好ましくは４．０以上がよく、さらに圧延機の
能力を考慮すると１５．０以下とすること、すなわち
４．０〜１５．０とすることが望ましい。

【００２９】

【表１】

【００３０】上記のとおり、集合組織制御によりき裂伝
播の制御が可能であることが明らかとなったが、これに
加えて、同じ結晶方位を有するフェライトでも転位密度
が低く軟らかいフェライトのほうが上記の効果がより顕
著に現れることも明らかとなった。これは、すべり変形
の干渉が起きやすい方位のフェライトでも、前もって転
位が導入されているとその転位が容易に運動するために
すべり変形の抑制が起きにくくなるためであると予想さ
れる。さらに、き裂伝播はき裂開閉口挙動にも影響を受
け、軟らかい組織のほうがき裂閉口が顕著で、実効的な
応力拡大係数範囲を低下させるためにき裂伝播が遅くな
る。本発明では（２００）回折強度比を発達させるため
に低温での圧延が必要であるが、低温圧延を施すと転位
密度の高いフェライトが生成する。このような低温圧延
を実施しても転位密度が低く軟らかいフェライトを生成
させるためには、回復あるいは再結晶を利用することが
効果的である。回復フェライトと再結晶フェライトのど
ちらでも転位密度が低下し、かつ高い（２００）回折強
度比を維持していれば、き裂伝播抑制の効果は同様に発
揮される。

【００３１】フェライトの結晶方位を制御することと、
フェライトの回復・再結晶を制御することの相乗効果に
より母材のき裂伝播を抑制する。以上のような新知見に
基づいて本発明が構成された。上記の知見を実現するた
めには、以下に説明するような限定が必要である。Ｃは
母材の強度上昇に効果がある。０．０１５％未満では鋼
板としての強度を確保できないので、下限を０．０１５
％とした。一方、０．１０％を超えて含有すると、Ａｒ
₃変態温度が著しく低下して圧延温度が低下し、圧延荷
重が上昇するために圧延が極めて困難となり、またパー
ライト分率が増加して疲労き裂伝播抑制効果が低下し、
さらに靱性低下も著しくなるので、Ｃの上限値を０．１
０％とした。

【００３２】Ｓｉは母材強度上昇に効果があるだけでな
く、脱酸元素として重要な元素である。０．０５％未満
では強度上昇が得られないし、脱酸が弱く、介在物を増
やし、これが疲労破壊の起点となりやすくなる。従っ
て、Ｓｉの下限値を０．０５％とした。さらに、Ｓｉは
変態温度を上昇させてＨＡＺのフェライト組織分率を上
昇させる。０．０５％未満ではこの効果が顕著でない。
母材強度上昇とＨＡＺフェライト分率上昇のためにはＳ
ｉ含有量を高くすることが望ましいが、２．０％を超え
て含有すると靱性低下が著しくなる。従って、Ｓｉの上
限値を２．０％、好ましくは１．０％とした。

【００３３】Ｍｎは母材の強度を上昇させる効果を有す
る。０．１％未満では強度上昇効果が得られないので、
Ｍｎの下限値を０．１％とした。逆に、１．５％を超え
て含有するとＡｒ₃変態温度が低下しすぎて圧延が困難
となり、加えて靱性低下が著しくなるので、Ｍｎの上限
値を１．５％とした。Ｐは不純物元素で粒界破壊を生じ
やすくするため、低いほうが好ましい。０．０５％を超
えて含有すると粒界破壊による靱性低下が顕著となるの
で、Ｐの上限値を０．０５％とした。

【００３４】ＳはＭｎＳを生成して延性、特に板厚方向
の伸びを低下させる上に、疲労破壊の起点となって疲労
強度のバラツキを大きくするので、低いほうが好まし
い。０．０２％を超えて含有するとこの影響が顕著とな
るので、Ｓの上限値を０．０２％とした。選択的に含有
するＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎ、Ｒ
ＥＭ、Ｃａは以下の理由で含有量を制限する。

【００３５】Ｃｕは固溶強化と焼入れ性増加で母材強度
の上昇に効果を示す元素である。０．１％未満ではこの
効果が顕著でないので、Ｃｕの下限値を０．１％とし
た。逆に、２．０％を超えて添加するとＡｒ₃変態温度
が低下しすぎて圧延が困難となり、加えて靱性低下が著
しくなるので、Ｃｕの上限値を２．０％とした。Ｎｉは
焼入れ性増加で母材の強度を上昇させるとともに靱性向
上に効果を示す。０．１％未満ではこの効果が顕著でな
いので、Ｎｉの下限値を０．１％とした。逆に、２．０
％を超えて添加するとＡｒ₃変態温度が低下しすぎて圧
延が困難となるので、Ｎｉの上限値を２．０％とした。

【００３６】Ｃｒは焼入れ性増加で母材の強度を上昇さ
せる効果を示す。０．０５％未満ではこの効果が顕著で
ないので、Ｃｒの下限値を０．０５％とした。逆に、
０．５％を超えて添加すると、Ａｒ₃変態温度が低下し
すぎて圧延が困難となり、加えて靱性の低下が著しくな
るので、Ｃｒの上限値を０．５％とした。Ｍｏは焼入れ
性増加で母材の強度を上昇させる効果を示す。０．０５
％未満ではこの効果が顕著でないので、Ｍｏの下限値を
０．０５％とした。逆に、０．５％を超えて添加する
と、高温の変形抵抗が上昇して圧延が困難となり、加え
て靱性の低下が著しくなるので、Ｍｏの上限値を０．５
％とした。

【００３７】Ｎｂは焼入れ性増加と析出硬化により母材
の強度を上昇させる効果を示す。０．００５％未満では
この効果が顕著でないので、Ｎｂの下限値を０．００５
％とした。逆に、０．１０％を超えて含有すると、析出
物を多量に生成して靱性を著しく低下させるので、Ｎｂ
の上限値を０．１０％とした。Ｖは焼入れ性増加と析出
硬化により母材の強度を上昇させる効果を示す。０．０
０５％未満ではこの効果が顕著でないので、Ｖの下限値
を０．００５％とした。逆に、０．１０％を超えて含有
すると、析出物を多量に生成して靱性を著しく低下させ
るので、Ｖの上限値を０．１０％とした。

【００３８】ＴｉはＴｉＮを生成し、これが圧延に先立
つスラブ加熱においてオーステナイト粒の成長を抑制
し、圧延後のフェライト粒微細化に効果がある。フェラ
イト粒径が小さいほうがき裂先端のすべり変形が起きに
くく、き裂伝播抑制に効果がある。０．００５％未満で
はこの効果が顕著でないので、Ｔｉの下限値を０．００
５％とした。逆に、０．０５％を超えて含有すると、析
出物を多量に生成して靱性を著しく低下させるので、Ｔ
ｉの上限値を０．０５％とした。

【００３９】ＮはＴｉと複合添加することによりＴｉＮ
を生成して上記の効果を示す。Ｎ含有量が０．００２％
未満ではこの効果が顕著でないので、下限値を０．００
２％とした。逆に、０．０１５％を超えて含有すると、
フェライト中に固溶して靱性の低下を来すので、Ｎの上
限値を０．０１５％とした。Ｎ添加の目的はＴｉＮを生
成させることである。従って、Ｔｉ／Ｎ比を２．０〜
３．４の範囲とする必要がある。Ｔｉ／Ｎ比が２．０未
満では、Ｎ過剰でフェライト中のＮ量が増加する。逆
に、Ｔｉ／Ｎ比が３．４を超えると、Ｔｉ過剰でＴｉ炭
化物生成量が増加する。従って、この範囲外では靱性の
低下が顕著となる。

【００４０】ＲＥＭはＳを固定してＭｎＳ生成を抑制
し、延性の向上と疲労強度のばらつき低下に効果を示
す。ＲＥＭとしてはランタノイド系、アクチノイド系と
もに同様な効果を示すが、代表的なものはランタノイド
系のＬａ、Ｃｅである。０．０００５％未満ではこの効
果が顕著でないので、ＲＥＭの下限値を０．０００５％
とした。逆に、０．００５０％を超えると粗大なＲＥＭ
酸化物・硫化物を生成して延性が低下し、さらに疲労き
裂の起点となって疲労強度のばらつきを増やす。従っ
て、ＲＥＭの上限値を０．００５０％とした。

【００４１】ＣａはＲＥＭと同様にＳを固定してＭｎＳ
生成を抑制し、延性の向上と疲労強度のばらつき低下に
効果を示す。０．０００５％未満ではこの効果が顕著で
ないので、Ｃａの下限値を０．０００５％とした。逆
に、０．００５０％を超えると粗大なＣａ酸化物・硫化
物を生成して延性が低下し、さらに疲労き裂の起点とな
って疲労強度のばらつきを増やす。従って、Ｃａの上限
値を０．００５０％とした。

【００４２】上記各成分を限定した上で、下式で示され
るＣｅｑ（ｆ）の値を０．１１以下とする必要がある。
これは、この範囲でＨＡＺのフェライト面積率が６０％
以上となり、ＨＡＺの疲労き裂発生・伝播の抑制効果が
顕著となるためである。Ｃｅｑ（ｆ）＝Ｃ−Ｓｉ／５７＋Ｍｎ／１３＋（Ｃｕ＋
Ｎｉ）／２６＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／６＋Ｖ／５＋Ｎｂ／
１．５次に、母材の疲労き裂伝播抑制のために必要な限定を述
べる。

【００４３】上記のとおり、Ｘ線で測定した板厚方向の
（２００）回折強度比を２．０〜１５．０としなければ
ならない。板厚方向の（２００）回折強度比が２．０未
満では集合組織の発達が不十分で、伝播抑制効果が不十
分である。逆に、板厚方向の（２００）回折強度比が１
５．０を超えると低温で強圧延を実施する必要があり、
実質上厚板圧延が不可能となるので、上限を１５．０と
した。

【００４４】さらに、回復または再結晶フェライトの面
積率を１５〜８０％の範囲としなければならない。回復
・再結晶フェライト面積率が１５％未満ではフェライト
中の可動転位密度が高く、き裂伝播が抑制に有利な結晶
方位でもすべり変形の抑制効果が弱くなる。逆に、８０
％を超えると望ましくない方位のフェライト粒が成長
し、必然的に板厚方向（２００）回折強度比が低下し、
き裂伝播抑制効果が減じる。従って、回復・再結晶フェ
ライト面積率の上限を８０％とした。

【００４５】次に、鋼板の圧延および冷却・熱処理条件
を限定した理由を以下に述べる。熱間圧延に先立ち、鋼
塊を１００％オーステナイト化する必要があり、このた
めには鋼塊の温度をＡｃ₃変態温度以上に加熱する必要
がある。しかし、１３００℃を超えて加熱すると、オー
ステナイト粒が著しく粗大化するため、圧延後細粒フェ
ライトが得られなくなるので、加熱温度の上限は１３０
０℃とする。

【００４６】鋼塊の加熱によりオーステナイト粒は粗大
化するので、再結晶温度域で圧延することにより未再結
晶温度域圧延前のオーステナイト粒径を小さくすること
が必要である。再結晶温度域圧延の累積圧下率が２０％
未満では再結晶が十分に進行せず、再結晶粒は十分に小
さくならない。従って、この温度域での累積圧下率の下
限値を２０％とした。また、再結晶粒を微細化するため
には累積圧下率を大きくするほうが望ましいが、あまり
大きくすると、引き続く低温での圧延における圧下を確
保できなくなる。従って、この温度域での累積圧下率の
上限を９０％とした。

【００４７】再結晶温度域圧延に引き続く未再結晶温度
域圧延は、オーステナイト中に変形体を導入して、変態
後のフェライト粒を微細化させる。未再結晶温度域圧延
の累積圧下率が１０％未満ではこの効果が顕著でないの
で、下限値を１０％とした。未再結晶温度域圧延の累積
圧下率自体は高いほうが結晶粒微細化のために好ましい
が、高すぎると引き続くＡｒ₃変態温度以下の圧下を確
保できなくなる。従って、この温度域での累積圧下率の
上限を８０％とした。

【００４８】本発明では板厚方向の（２００）回折強度
比を上昇させることが必要であり、このためにＡｒ₃変
態温度以下における仕上圧延が極めて重要な役割を果た
し、本発明で必須の工程である。Ａｒ₃変態温度以下で
あればオーステナイト・フェライト二相域であっても、
あるいはフェライト単相域であってもかまわない。板厚
方向の（２００）回折強度比を上昇させる観点だけから
は圧延温度は低いほうが望ましいが、低温ほど変形抵抗
が上昇するので圧延荷重が上昇し、圧延が困難となる。
さらに、圧延に引き続く鋼板の大気中放冷により回復ま
たは再結晶を生じさせる場合（請求項５、６）には、仕
上温度が６００℃未満では回復・再結晶が生じにくくな
る。従って、圧延仕上温度の下限を６００℃とした。

【００４９】Ａｒ₃変態温度以下の累積圧下率は高いほ
うが板厚方向の（２００）回折強度比が上昇し、疲労き
裂伝播抑制の観点からは望ましい。この温度域での累積
圧下率が４０％未満では、板厚方向の（２００）回折強
度比が十分に高くならないので、下限値を４０％とし
た。逆に、この温度域での累積圧下率を９０％超とする
ためには低温における強圧延が必要となり、実質上厚板
圧延が不可能となる。従って、この温度域での累積圧下
率の上限値を９０％とした。

【００５０】Ａｒ₃変態温度以下の仕上圧延後、鋼板を
大気中で放冷することにより、回復または再結晶により
フェライト中の転位密度を低下させる必要がある。室温
まで大気中放冷する場合には、圧延後に回復・再結晶が
進行するので特に制御をする必要はない。ただし、冷却
速度が低いために、回復・再結晶が進行しすぎるおそれ
があるので、制御圧延を実施することが望ましい。室温
まで大気中放冷する処理は、板厚が薄い鋼板を製造する
場合に特に有効である。

【００５１】仕上圧延後、制御冷却を施して母材の強度
上昇を図る場合には、仕上圧延後、制御冷却開始までの
放冷時間を確保し、回復・再結晶を進行させる必要があ
る。放冷時間が３０秒未満では、転位密度が低いフェラ
イトの分率が１５％以上とならないので、下限値を３０
秒とした。放冷時間を長くするほど回復・再結晶が進行
して転位密度が低いフェライトの分率が上昇する。しか
しながら、放冷時間が３００秒を超えると再結晶が進行
しすぎて板厚方向の（２００）回折強度比が低下し、疲
労き裂伝播抑制効果が低下する。従って、放冷時間の上
限を３００秒とした。

【００５２】回復・再結晶を生じさせるための大気中放
冷後に、フェライト組織を凍結するためと、未変態オー
ステナイトから変態して生成するフェライトの粒径を小
さくするためには制御冷却が必要である。制御冷却の冷
却速度が５℃／秒未満ではこの効果が得られないので、
下限を５℃／秒とした。逆に、この冷却速度が１００℃
／秒を超えると、未変態オーステナイトがベイナイトま
たはマルテンサイトに変態し、疲労き裂伝播抑制効果が
弱くなるので、上限を１００℃／秒とした。

【００５３】また、変態が完全に終了し、回復・再結晶
が生じない温度まで制御冷却する必要があり、このため
に冷却停止温度の上限を６００℃とした。特殊な冷却媒
体を用いて冷却することにより冷却停止温度を室温以下
としても、冷却停止後に変態・回復・再結晶は生じない
ので構わないが、通常の制御冷却においては温度が室温
とほぼ同じ水を用いるのが一般的であり、この場合、冷
却停止温度の下限は室温となる。従って、冷却停止温度
の下限を室温とした。

【００５４】請求項７の方法では、制御冷却後、室温ま
で冷却することが必要である。特に、制御冷却の停止温
度が６００℃以下であっても高い温度であると、引き続
く加熱処理前に回復が進行するおそれがある。このた
め、一旦、室温まで冷却しなければならない。上記のと
おり、疲労き裂伝播を抑制するためには回復・再結晶に
より転位密度が低いフェライトの分率を１５〜８０％と
することが必要である。このためには、圧延終了後直ち
に制御冷却し、その後に鋼板を加熱することによって回
復・再結晶フェライトの分率を１５〜８０％とすること
も可能である。このために加熱温度は５００℃以上とす
ることが必要である。また、加熱中に変態を生じさせて
はならないので、この加熱温度はＡｃ₁変態温度以下で
なければならない。

【００５５】上に述べたＨＡＺの組織制御と母材の組織
制御の相乗効果による溶接部の疲労寿命向上の効果は、
厚鋼板溶接部において特に顕著な効果を発揮する。本発
明は、溶鋼の脱酸方法に依らず、効果を発揮するもので
あり、Ｓｉ、Ａｌ、Ｔｉ等の元素により脱酸した鋼を用
いることができる。

【００５６】

【発明の実施の形態】

【００５７】

【実施例】以下に、本発明の実施例を述べる。工場の転
炉により鋼を溶製し、連続鋳造により２４０ｍｍ厚のス
ラブに鋳造した。表２、表３（表２のつづき）に本発明
鋼および比較鋼の化学成分とＣｅｑ（ｆ）の値を示す。
番号１７と１８の鋼は本発明の範囲内の化学成分を有す
るが、製造条件が本発明範囲外である。

【００５８】表４、表５（表４のつづき）に鋼材の製造
条件を示す。請求項５、６、７に対応する製造方法で板
厚が１５〜２５ｍｍの鋼板を製造した。番号１７と１８
はＡｒ₃変態温度以下の累積圧下率が本発明範囲外であ
る。表６、表７（表６のつづき）に母材の引張特性、シ
ャルピー衝撃特性、集合組織強度、回復・再結晶フェラ
イト分率を示す。さらに、入熱が１．７ｋＪ／ｍｍの炭
酸ガス溶接でＴ字隅肉溶接継手を作成し、ＦＬ近傍ＨＡ
Ｚのフェライト分率を測定した。その結果を同じく表７
に示す。

【００５９】ここで、鋼板は１５ｍｍにそろえた。さら
に、この溶接継手から図６に示す疲労試験片を作成し、
疲労試験に供した。溶接止端部位置における曲げ応力範
囲が２５ｋｇｆ／ｍｍ²における試験片破断寿命を測定
した。止端部から５ｍｍ離れた位置に歪みゲージを貼付
し、歪みゲージ出力が初期値から５％低下した時点をき
裂発生寿命と定義し、破断寿命からき裂発生寿命を差し
引いたものをき裂伝播寿命とした。なお、この定義によ
るき裂発生寿命は大略ＨＡＺ内のき裂発生と伝播に対応
し、き裂伝播寿命はき裂が母材に突入した後の伝播に対
応する。

【００６０】

【表２】

【００６１】

【表３】

【００６２】

【表４】

【００６３】

【表５】

【００６４】

【表６】

【００６５】

【表７】

【００６６】本発明鋼１〜１６は本発明に従って製造し
たものであり、板厚方向の（２００）回折強度比は２．
０以上となっている。化学成分は本発明の範囲であるが
製造法が本発明範囲外である比較鋼１７、１８、さらに
化学成分も製造法も本発明範囲外である比較鋼１９〜２
１では、板厚方向の（２００）回折強度比は本発明鋼よ
り低い。また、ＨＡＺフェライト分率は、本発明範囲内
の化学成分を有する本発明鋼１〜１６と比較鋼１７、１
８で６０％以上となっている。

【００６７】Ｔ字隅肉溶接継手のき裂発生寿命は、ＨＡ
Ｚフェライト分率が高い本発明鋼１〜１６と比較鋼１
７、１８で長い。また、疲労限は主にＨＡＺの疲労特性
に依存し、母材の疲労特性には依存しないので、ＨＡＺ
フェライト分率が高い本発明鋼１〜１６と比較鋼１７、
１８で高い。一方、き裂伝播寿命は、板厚方向の（２０
０）回折強度比が２．０以上と高く、かつ回復・再結晶
フェライト分率が１５〜８０％の範囲内である本発明鋼
１〜１６で長い。比較鋼１７、１８は疲労限は比較的高
いが、母材の伝播制御がないために疲労寿命の向上は顕
著でない。本発明鋼１〜１６ではき裂発生とき裂伝播の
両寿命が長くなったことにより破断寿命が著しく長くな
っており、しかも、疲労限が高いことが確認された。

【００６８】次に、板厚が３ｍｍの薄鋼板について本発
明による溶接部疲労強度向上の効果を確認した。表８、
表９（表８のつづき）に化学成分を示す。番号１〜３が
本発明鋼、番号４が比較鋼である。表１０に母材の強
度、板厚方向のＸ線（２００）回折強度比を示す。鋼板
表面に溶接ビードを置き、止端部における応力集中を有
する溶接試験体を作成した。溶接入熱は３ｋＪ／ｃｍと
した。溶接部より疲労試験片を加工し、完全両振りの繰
り返し曲げ荷重を与え、応力範囲が２５ｋｇｆ／ｍｍ²
における疲労寿命と疲労限を測定した。結果を同じく表
１０に示す。併せて表１０には、ＨＡＺのフェライト分
率も示す。本発明鋼は比較鋼に比べて寿命、疲労限とも
に向上していることが明らかである。

【００６９】

【表８】

【００７０】

【表９】

【００７１】

【表１０】

【００７２】

【発明の効果】以上説明したように、本発明鋼では溶接
継手のＨＡＺのき裂発生寿命が長く、同時に母材のき裂
伝播寿命が長いために、破断に至る寿命が従来鋼に比べ
て著しく長く溶接継手の疲労強度を著しく高めることが
可能となった。本発明鋼を用いれば、疲労破壊に対する
溶接構造物の信頼性を向上できるだけでなく、疲労寿命
を短くすることなく、板厚を薄くして設計応力を高くす
ることが可能であり、構造物の軽量化も可能となる。従
って、本発明は工業上極めて効果が大きい。

【図面の簡単な説明】

【図１】疲労限度比に及ぼすＨＡＺのフェライト組織分
率の影響を示す図である。

【図２】ＨＡＺのフェライト分率と炭素当量値の関係を
示す図である。

【図３】フェライトの結晶方位を表わす模式図である。

【図４】疲労き裂先端のすべり変形を表わす模式図であ
る。

【図５】疲労き裂伝播速度に及ぼす集合組織の影響を示
す図である。

【図６】Ｔ字隅肉溶接継手の形状を示す図である。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で、０．０１５≦Ｃ≦０．１０、０．０５≦Ｓｉ≦２．０、０．１≦Ｍｎ≦１．５、Ｐ≦０．０５、Ｓ≦０．０２を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなり、下
式に示すＣｅｑ（ｆ）の値がＣｅｑ（ｆ）≦０．１１を満足し、かつＸ線で測定した板厚方向の（２００）回
折強度比が２．０〜１５．０で、かつ回復または再結晶
フェライトの面積率が１５〜８０％であることを特徴と
する溶接部の疲労強度が高い鋼板。ただし、Ｃｅｑ（ｆ）＝Ｃ−Ｓｉ／５７＋Ｍｎ／１３＋（Ｃｕ＋
Ｎｉ）／２６＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／６＋Ｖ／５＋Ｎｂ／
１．５
【請求項２】重量％で、母材強度上昇元素群の０．１≦Ｃｕ≦２．０、０．１≦Ｎｉ≦２．０、０．０５≦Ｃｒ≦０．５、０．０５≦Ｍｏ≦０．５、０．００５≦Ｎｂ≦０．１０、０．００５≦Ｖ≦０．１０の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求
項１記載の溶接部の疲労強度が高い鋼板。
【請求項３】重量％で、０．００５≦Ｔｉ≦０．０５、０．００２≦Ｎ≦０．０１５を含有し、さらにＴｉ／Ｎが２．０〜３．４であること
を特徴とする請求項１または２記載の溶接部の疲労強度
が高い鋼板。
【請求項４】重量％で、０．０００５≦ＲＥＭ≦０．００５０、０．０００５≦Ｃａ≦０．００５０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の何れか１項に記載の溶接部の疲労強度が高い鋼
板。
【請求項５】請求項１〜４の何れか１項に記載の化学
成分を有する鋼塊を、Ａｃ₃変態点〜１３００℃に加熱
し、再結晶温度域で２０〜９０％の累積圧下率で圧延
し、引き続きＡｒ₃変態点以上の未再結晶温度域で１０
〜８０％の累積圧下率で圧延し、さらにＡｒ₃変態点以
下、６００℃以上で４０〜９０％の累積圧下率で仕上圧
延し、圧延後室温まで大気中放冷することを特徴とする
溶接部の疲労強度が高い鋼板の製造方法。
【請求項６】請求項１〜４の何れか１項に記載の化学
成分を有する鋼塊を、Ａｃ₃変態点〜１３００℃に加熱
し、再結晶温度域で２０〜９０％の累積圧下率で圧延
し、引き続きＡｒ₃変態点以上の未再結晶温度域で１０
〜８０％の累積圧下率で圧延し、さらにＡｒ₃変態点以
下、６００℃以上で４０〜９０％の累積圧下率で仕上圧
延し、圧延終了後、３０〜３００秒間大気中で放冷し、
しかる後に５〜１００℃／秒の冷却速度で室温〜６００
℃に制御冷却することを特徴とする溶接部の疲労強度が
高い鋼板の製造方法。
【請求項７】請求項１〜４の何れか１項に記載の化学
成分を有する鋼塊を、Ａｃ₃変態点〜１３００℃に加熱
し、再結晶温度域で２０〜９０％の累積圧下率で圧延
し、引き続きＡｒ₃変態点以上の未再結晶温度域で１０
〜８０％の累積圧下率で圧延し、さらにＡｒ₃変態点以
下、６００℃以上で４０〜９０％の累積圧下率で仕上圧
延した後、直ちに５〜１００℃／秒の冷却速度で室温〜
６００℃に制御冷却し、引き続き室温まで大気中で放冷
し、さらに５００℃以上、Ａｃ₁変態点以下に加熱後、
大気中で放冷することを特徴とする溶接部の疲労強度が
高い鋼板の製造方法。