JPH10147839A - 溶接部の疲労強度が高い鋼板 - Google Patents
溶接部の疲労強度が高い鋼板Info
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- JPH10147839A JPH10147839A JP30824896A JP30824896A JPH10147839A JP H10147839 A JPH10147839 A JP H10147839A JP 30824896 A JP30824896 A JP 30824896A JP 30824896 A JP30824896 A JP 30824896A JP H10147839 A JPH10147839 A JP H10147839A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 本発明は、ＨＡＺのミクロ組織制御によりＨ
ＡＺにおけるき裂の発生と伝播を抑制した、溶接部の疲
労強度が高い鋼板を提供する。 【解決手段】 重量％で、０．０１５≦Ｃ≦０．１０、
０．０５≦Ｓｉ≦２．０、０．１≦Ｍｎ≦１．５、Ｐ≦
０．０５、Ｓ≦０．０２、０．００１≦Ａｌ≦０．０
８、０．００２≦Ｎ≦０．０１５を含有し、必要に応じ
てＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、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を満足することを特徴とする。 Ｃｅｑ（ｆ）＝Ｃ−Ｓｉ／５７＋Ｍｎ／１３＋（Ｃｕ＋
Ｎｉ）／２６＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／６＋Ｖ／５＋Ｎｂ／
１．５
ＡＺにおけるき裂の発生と伝播を抑制した、溶接部の疲
労強度が高い鋼板を提供する。 【解決手段】 重量％で、０．０１５≦Ｃ≦０．１０、
０．０５≦Ｓｉ≦２．０、０．１≦Ｍｎ≦１．５、Ｐ≦
０．０５、Ｓ≦０．０２、０．００１≦Ａｌ≦０．０
８、０．００２≦Ｎ≦０．０１５を含有し、必要に応じ
てＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、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を満足することを特徴とする。 Ｃｅｑ（ｆ）＝Ｃ−Ｓｉ／５７＋Ｍｎ／１３＋（Ｃｕ＋
Ｎｉ）／２６＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／６＋Ｖ／５＋Ｎｂ／
１．５
Description
【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くり返し寿命が長い鋼板に
関するものである。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。
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くり返し寿命が長い鋼板に
関するものである。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
破壊が生じる可能性があるが、このなかでも疲労破壊は
低いく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、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。
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
破壊が生じる可能性があるが、このなかでも疲労破壊は
低いく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、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に、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。
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に、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号公報には、ベ
イナイト面積率５〜７０％、マルテンサイト面積率１〜
３０％とすることで伸びフランジ性と疲労強度向上が図
れることが記載されている。また、特許第１６１０８０
８号明細書には、熱延鋼板の冷却速度と巻き取り温度を
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。
イナイト面積率５〜７０％、マルテンサイト面積率１〜
３０％とすることで伸びフランジ性と疲労強度向上が図
れることが記載されている。また、特許第１６１０８０
８号明細書には、熱延鋼板の冷却速度と巻き取り温度を
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、特開平４−２４４１８号公報には、
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
面積率を１〜１５％とすることで伸びフランジ性と疲労
強度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３−３１
５６４８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。
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
面積率を１〜１５％とすることで伸びフランジ性と疲労
強度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３−３１
５６４８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号公報記載のものは、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、これを適用できない。
５７−１０８２４１号公報記載のものは、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、これを適用できない。
【０００７】特許第１６１０８０８号明細書記載のもの
は、母材の組織を制御することにより疲労強度向上を図
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。特開平４−２４４１８号公報が対象とするの
は、主に伸びフランジ性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
接部の硬さ低下を抑制することにより疲労強度向上を図
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。
は、母材の組織を制御することにより疲労強度向上を図
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。特開平４−２４４１８号公報が対象とするの
は、主に伸びフランジ性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
接部の硬さ低下を抑制することにより疲労強度向上を図
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】特開平３−３１５６４８号公報記載のもの
は、疲労き裂の伝播を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。
は、疲労き裂の伝播を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を向上す
ることを目的とするものである。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うち、少なくともどちら
か一方を制御することが必要である。本発明は、ＨＡＺ
の組織制御によりき裂の発生と伝播を抑制し、溶接部材
の疲労強度向上を図るものである。
ることを目的とするものである。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うち、少なくともどちら
か一方を制御することが必要である。本発明は、ＨＡＺ
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によって溶接部の疲
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ＨＡＺのフェライト
面積率を高くすることが効果的であることを新たに知見
した。本発明の要旨とするところは、下記のとおりであ
る。
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によって溶接部の疲
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ＨＡＺのフェライト
面積率を高くすることが効果的であることを新たに知見
した。本発明の要旨とするところは、下記のとおりであ
る。
【００１１】（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、 ０．００１≦Ａｌ≦０．０８、 ０．００２≦Ｎ≦０．０１５ 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 を満足することを特徴とする溶接部の疲労強度が高い鋼
板。
式に示すＣｅｑ（ｆ）の値が Ｃｅｑ（ｆ）≦０．１１ を満足す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。
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 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。 （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前項
（１）ないし（３）のいずれか１項に記載の溶接部の疲
労強度が高い鋼板。
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。 （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前項
（１）ないし（３）のいずれか１項に記載の溶接部の疲
労強度が高い鋼板。
【００１４】
【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、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、Ｈ
ＡＺ内のき裂発生・伝播と母材における伝播のうち、少
なくともどちらか一方を抑制することが必要である。
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、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、Ｈ
ＡＺ内のき裂発生・伝播と母材における伝播のうち、少
なくともどちらか一方を抑制することが必要である。
【００１５】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
て有効な知見を得た。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、ＨＡ
Ｚ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。図１にその試験結果を示す。
及ぼす組織の効果について系統的な実験を実施し、極め
て有効な知見を得た。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、ＨＡ
Ｚ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。図１にその試験結果を示す。
【００１６】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、ＨＡＺのフェライト組織面積率を６
０％以上にするとＨＡＺ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。
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、ＨＡＺのフェライト組織面積率を６
０％以上にするとＨＡＺ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。
【００１７】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、く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。
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、く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。
【００１８】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。
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。
【００１９】以上のような新知見に基づき、本発明は構
成された。上記の知見を実現するために、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、Ｃの下限を０．０１５％とした。一方、
０．１０％を超えて含有すると、Ａｒ3 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、さらに、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、また靱性低下
も著しくなる。従って、Ｃの上限値を０．１０％とし
た。
成された。上記の知見を実現するために、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、Ｃの下限を０．０１５％とした。一方、
０．１０％を超えて含有すると、Ａｒ3 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、さらに、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、また靱性低下
も著しくなる。従って、Ｃの上限値を０．１０％とし
た。
【００２０】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。
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。
【００２１】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％超含有
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％超含有す
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。
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％超含有
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％超含有す
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。
【００２２】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％超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。Ａｌは脱酸元素と
して用いられる。脱酸元素として他の元素を用いた場合
にも、Ａｌは通常０．００１％以上含有されるため、そ
の下限値を０．００１％とした。また、０．０８％超添
加すると、Ａｌ酸化物や窒化物が多量に生成して、溶接
部の靱性を劣化させるため、Ａｌの上限値を０．０８％
とした。
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％超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。Ａｌは脱酸元素と
して用いられる。脱酸元素として他の元素を用いた場合
にも、Ａｌは通常０．００１％以上含有されるため、そ
の下限値を０．００１％とした。また、０．０８％超添
加すると、Ａｌ酸化物や窒化物が多量に生成して、溶接
部の靱性を劣化させるため、Ａｌの上限値を０．０８％
とした。
【００２３】Ｎは鋼中に不純物として含有されるが、Ｔ
ｉを添加することによりＴｉＮを生成する。その効果は
Ｔｉの欄で詳述する。Ｎは不純物としては最低でも０．
００２％含有されるため、下限値を０．００２％とし
た。逆に、０．０１５％超含有すると、フェライト中に
固溶して靱性低下を来すので、Ｎの上限値を０．０１５
％とした。
ｉを添加することによりＴｉＮを生成する。その効果は
Ｔｉの欄で詳述する。Ｎは不純物としては最低でも０．
００２％含有されるため、下限値を０．００２％とし
た。逆に、０．０１５％超含有すると、フェライト中に
固溶して靱性低下を来すので、Ｎの上限値を０．０１５
％とした。
【００２４】選択的に含有するＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍ
ｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、ＲＥＭ、Ｃａは、以下の理由で含
有量を制限する。Ｃｕは固溶強化と焼き入れ性増加で母
材強度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％超添加すると、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。
ｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、ＲＥＭ、Ｃａは、以下の理由で含
有量を制限する。Ｃｕは固溶強化と焼き入れ性増加で母
材強度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％超添加すると、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。
【００２５】Ｎｉは焼き入れ性増加で母材強度を上昇さ
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％超添加すると、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。Ｃｒは焼き入れ性増加で母材強度を上
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％超添加すると、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、Ｃｒの上限値を０．５％とした。
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％超添加すると、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。Ｃｒは焼き入れ性増加で母材強度を上
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％超添加すると、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、Ｃｒの上限値を０．５％とした。
【００２６】Ｍｏは焼き入れ性増加で母材強度を上昇さ
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％超添加すると、高温の変形抵抗が上昇して圧延
が困難となり、加えて靱性低下が著しくなるので、Ｍｏ
の上限値を０．５％とした。Ｎｂは焼き入れ性増加と析
出硬化により母材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、Ｎｂの下限
値を０．００５％とした。逆に、０．１０％超含有する
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。
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％超添加すると、高温の変形抵抗が上昇して圧延
が困難となり、加えて靱性低下が著しくなるので、Ｍｏ
の上限値を０．５％とした。Ｎｂは焼き入れ性増加と析
出硬化により母材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、Ｎｂの下限
値を０．００５％とした。逆に、０．１０％超含有する
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。
【００２７】Ｖは焼き入れ性増加と析出硬化により母材
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、Ｖの下限値を０．００５％と
した。逆に、０．１０％超含有すると、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。ＴｉはＡｌが少ない場合に、脱酸元
素として働くだけでなく、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。０．
００５％未満ではこの効果が顕著でないので、Ｔｉの下
限値を０．００５％とした。逆に、０．０５％超含有す
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、Ｔｉの上限値を０．０５％とした。
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、Ｖの下限値を０．００５％と
した。逆に、０．１０％超含有すると、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。ＴｉはＡｌが少ない場合に、脱酸元
素として働くだけでなく、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。０．
００５％未満ではこの効果が顕著でないので、Ｔｉの下
限値を０．００５％とした。逆に、０．０５％超含有す
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、Ｔｉの上限値を０．０５％とした。
【００２８】また、Ｔｉ／Ｎ比は、２．０〜３．４の範
囲とする必要がある。２．０未満ではＮ過剰でフェライ
ト中のＮ量が増加し、逆に、３．４超ではＴｉ過剰でＴ
ｉ炭化物生成量が増加する。従って、この範囲外では靱
性低下が顕著となる。ＲＥＭはＳを固定してＭｎＳ生成
を抑制し、延性向上と疲労強度バラツキ低下に効果を有
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。０．０００５％未満ではこ
の効果が顕著でないので、ＲＥＭの下限値を０．０００
５％とした。逆に、０．００５０％超では粗大なＲＥＭ
酸化物・硫化物を生成して延性を低下し、さらに疲労き
裂の起点となって疲労強度のバラツキを増やす。従っ
て、ＲＥＭの上限値を０．００５０％とした。
囲とする必要がある。２．０未満ではＮ過剰でフェライ
ト中のＮ量が増加し、逆に、３．４超ではＴｉ過剰でＴ
ｉ炭化物生成量が増加する。従って、この範囲外では靱
性低下が顕著となる。ＲＥＭはＳを固定してＭｎＳ生成
を抑制し、延性向上と疲労強度バラツキ低下に効果を有
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。０．０００５％未満ではこ
の効果が顕著でないので、ＲＥＭの下限値を０．０００
５％とした。逆に、０．００５０％超では粗大なＲＥＭ
酸化物・硫化物を生成して延性を低下し、さらに疲労き
裂の起点となって疲労強度のバラツキを増やす。従っ
て、ＲＥＭの上限値を０．００５０％とした。
【００２９】ＣａはＲＥＭと同様にＳを固定してＭｎＳ
生成を抑制し、延性向上と疲労強度バラツキ低下に効果
を有する。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％超では粗大なＣａ酸化物・硫化物を生成
して延性を低下し、さらに疲労き裂の起点となって疲労
強度のバラツキを増やす。従って、Ｃａの上限値を０．
００５０％とした。
生成を抑制し、延性向上と疲労強度バラツキ低下に効果
を有する。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％超では粗大なＣａ酸化物・硫化物を生成
して延性を低下し、さらに疲労き裂の起点となって疲労
強度のバラツキを増やす。従って、Ｃａの上限値を０．
００５０％とした。
【００３０】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。 Ｃｅｑ（ｆ）＝Ｃ−Ｓｉ／５７＋Ｍｎ／１３＋（Ｃｕ＋
Ｎｉ）／２６＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／６＋Ｖ／５＋Ｎｂ／
１．５ 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。
るＣｅｑ（ｆ）の値を０．１１以下とする必要がある。 Ｃｅｑ（ｆ）＝Ｃ−Ｓｉ／５７＋Ｍｎ／１３＋（Ｃｕ＋
Ｎｉ）／２６＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／６＋Ｖ／５＋Ｎｂ／
１．５ 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。
【００３１】上に述べたＨＡＺの組織制御による溶接部
の疲労寿命向上の効果は、溶接部において特に顕著であ
る。
の疲労寿命向上の効果は、溶接部において特に顕著であ
る。
【００３２】
【００３３】
【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１、表２（表１のつづき−１）、表
３（表１のつづき−２）に発明鋼および比較鋼の化学成
分、Ｃｅｑ（ｆ）およびＴｉ／Ｎの比を示す。このよう
な成分を有するスラブを９６０〜１１５０℃の範囲で加
熱し、板厚１５〜２５ｍｍに熱間圧延を行うことにより
鋼板を製造した。表４、表５（表４のつづき−１）、表
６（表４のつづき−２）に母材の引張特性、シャルピー
衝撃特性を示す。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。その結果を表５に示
す。ＨＡＺフェライト分率は本発明範囲内の化学成分を
有する発明鋼１〜１６で６０％以上となっていた。
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１、表２（表１のつづき−１）、表
３（表１のつづき−２）に発明鋼および比較鋼の化学成
分、Ｃｅｑ（ｆ）およびＴｉ／Ｎの比を示す。このよう
な成分を有するスラブを９６０〜１１５０℃の範囲で加
熱し、板厚１５〜２５ｍｍに熱間圧延を行うことにより
鋼板を製造した。表４、表５（表４のつづき−１）、表
６（表４のつづき−２）に母材の引張特性、シャルピー
衝撃特性を示す。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。その結果を表５に示
す。ＨＡＺフェライト分率は本発明範囲内の化学成分を
有する発明鋼１〜１６で６０％以上となっていた。
【００３４】さらに、この溶接継手から図３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、これと止端部から１０ｍｍ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た値を測定
して、この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。
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、これと止端部から１０ｍｍ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た値を測定
して、この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。
【００３５】発明鋼１〜１６ではき裂発生寿命か長くな
ったことにより破断寿命が長くなっており、しかも、疲
労限が高いことが確認された。
ったことにより破断寿命が長くなっており、しかも、疲
労限が高いことが確認された。
【００３６】
【表１】
【００３７】
【表２】
【００３８】
【表３】
【００３９】
【表４】
【００４０】
【表５】
【００４１】
【表６】
【００４２】
【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いために、破断に至る
寿命が従来鋼に比べて長く、溶接継手の疲労強度を高め
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。
継手のＨＡＺのき裂発生寿命が長いために、破断に至る
寿命が従来鋼に比べて長く、溶接継手の疲労強度を高め
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。
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。
示す図である。
【図３】Ｔ字隅肉溶接継手の形状を示す図である。
Claims (4)
- 【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、 ０．００１≦Ａｌ≦０．０８、 ０．００２≦Ｎ≦０．０１５ 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 を満足す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 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
ないし３のいずれか１項に記載の溶接部の疲労強度が高
い鋼板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP30824896A JPH10147839A (ja) | 1996-11-19 | 1996-11-19 | 溶接部の疲労強度が高い鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP30824896A JPH10147839A (ja) | 1996-11-19 | 1996-11-19 | 溶接部の疲労強度が高い鋼板 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10147839A true JPH10147839A (ja) | 1998-06-02 |
Family
ID=17978730
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP30824896A Pending JPH10147839A (ja) | 1996-11-19 | 1996-11-19 | 溶接部の疲労強度が高い鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH10147839A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1516938A4 (en) * | 2002-06-19 | 2005-07-13 | Nippon Steel Corp | STEEL FOR RAW OIL TANK AND METHOD OF MANUFACTURE, RAW OIL TANK OBTAINED AND CORROSION PROTECTION METHOD |
-
1996
- 1996-11-19 JP JP30824896A patent/JPH10147839A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1516938A4 (en) * | 2002-06-19 | 2005-07-13 | Nippon Steel Corp | STEEL FOR RAW OIL TANK AND METHOD OF MANUFACTURE, RAW OIL TANK OBTAINED AND CORROSION PROTECTION METHOD |
| US7875130B2 (en) | 2002-06-19 | 2011-01-25 | Nippon Steel Corporation | Crude oil tank comprising a corrosion resistant steel alloy |
| US7922838B2 (en) | 2002-06-19 | 2011-04-12 | Nippon Steel Corporation | Crude oil tank fabricated from steel plate |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20040210 |