TW201302368A - 板厚方向之耐疲勞特性優異的厚鋼板及其製造方法、使用該厚鋼板之填角熔接接頭 - Google Patents

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Abstract

本發明係提供適用於當作壓力容器等熔接鋼構造物用的板厚方向之耐疲勞特性優異的厚鋼板、及其製造方法、使用該厚鋼板之填角熔接接頭。具體而言，在從鋼板的軋延面二側或單側起朝板厚方向至4mm的範圍中，與板厚方向呈直角的壓縮殘留應力係100MPa以上；較佳係形成依質量%計，含有：C：0.03~0.15%、Si：1.0%以下、Mn：1.0~2.0%，且進一步含有：Ti：0.005~0.05%、Nb：0.001~0.05%中之1種或2種、及Al：0.1%以下，更進一步含有Cu、Ni、Cr、Mo、V、W、Zr、Ca、B中之1種或2種以上之組成的厚鋼板及其製造方法、使用該厚鋼板之填角熔接接頭。

Description

板厚方向之耐疲勞特性優異的厚鋼板及其製造方法、使用該厚鋼板之填角熔接接頭
本發明係關於適用於當作船舶(ships)、海洋構造物(marine structure)、橋樑(bridge)、建築物(construction)、壓力容器(pressure vessel)等熔接鋼構造物(welded steel structure)用，板厚方向之耐疲勞特性(fatigue resistandce)優異的厚鋼板(steel plate)及其製造方法、使用該厚鋼板之填角熔接接頭。
船舶、海洋構造物、橋樑、建築物、壓力容器等熔接鋼構造物所使用的鋼板，當然要求強度(strength)、韌性(toughness)等機械性質(mechanical property)、與熔接性(weldability)均優異，亦要求對於運轉時的穩定週期負荷(steady cyclic load)、以及因風(wind)、地震(earthquake)等會引發震動的不穩定週期負荷(unsteady cyclic load)，仍可確保構造物之結構安全性(structural safety)的特性。特別係近年對於鋼板，係強烈要求耐疲勞特性優異。
熔接鋼構造物係在熔接銲趾部等處會存在有多數的應力集中部，因為在熔接銲趾部應力容易集中，且拉伸的殘留應力亦會產生作用，因而在週期負荷產生作用的情況，大多容易從熔接銲趾部(weld toe)發生疲勞龜裂(fatigue crack)，致使熔接銲趾部成為疲勞龜裂的產生源。
為防止此種疲勞龜裂的發生，已知有銲趾部形狀之改善、 壓縮殘留應力(compressive residual stress)之導入等策略。但是，因為在熔接鋼構造物中存在有多數的熔接銲趾部，因而就依每個熔接銲趾部執行上述防止疲勞龜裂發生之策略而言，需要龐大的勞力與時間，導致施工程序增加、與施工成本高漲。
所以，取代此種防止疲勞龜裂發生的策略，而改為考慮提升所使用鋼板本身的耐疲勞特性，俾提升熔接鋼構造物的耐疲勞特性。藉由提升鋼板本身的耐疲勞特性，而抑制疲勞龜裂的成長，俾可延長熔接鋼構造物的疲勞壽命(fatigue life)。
針對此種需求，例如專利文獻1係提案有：具有朝鋼板軋延方向延伸的條紋狀第二相係在母相內依5~50%面積率分散存在之微觀組織(英文拼字：microstructure)，且第二相的硬度(hardness)HV較母相的硬度HV高出30%以上，耐疲勞龜裂進展特性(fatigue crack propagation properties)良好的鋼板。
專利文獻1所記載的技術係藉由使母相中分散著硬度較高的第二相，若疲勞龜裂到達較硬的第二相附近，便使龜裂的傳播大幅延遲之現象，而提升鋼板的耐疲勞龜裂傳播特性，較佳係將第二相的長寬比(aspect ratio)設為4以上。專利文獻1記載有若將此種鋼板使用於會從表面產生疲勞龜裂並傳播的大型構造物，便可在不需要特別顧忌的情況下，賦予大型構造物較高的疲勞龜裂傳播阻止特性。
再者，已知在熔接接頭之中，角隅銲接(box arc weld)、十字熔接(cruciform arc weld)、蓋板熔接(cover plate weld)、嵌柱熔接(stud weld)等填角熔接接頭(fillet welded joint)的疲勞強度(fatigue strength)屬最低，特別係應用於最近的大型貨櫃船(container vessels)等之極厚鋼板(heavy gauge steel)的填角熔接接頭之疲勞強度改善，係屬迫切課題(urgent issue)。填角熔接接頭的情況，因為從熔接銲趾部所產生的疲勞龜裂會朝板厚方向進展，因而使用板厚方向之耐疲勞特性優異的鋼板，就提升當作接頭用時的耐疲勞特性而言係屬有效。
再者，專利文獻2係記載有：依質量%計，含有：C：0.015~0.20%、Si：0.05~2.0%、Mn：0.1~2.0%、P：0.05%以下、S：0.02%以下，其餘則由Fe及不可避免的雜質所構成，以X射線所測定的板厚方向之(200)繞射強度比(diffracted intensity ratio)係2.0~15.0，且回復肥粒鐵粒(recovery ferrite grain)或再結晶肥粒鐵粒(recrystallized ferrite grain)的面積率(area ratio)係15~40%，板厚方向的疲勞龜裂傳播速度(fatigue crack growth rate)較低之厚鋼板。
專利文獻3係在對鋼板施行淬火、正火(normalizing)等離線熱處理、或者直接淬火、加速冷卻等線上熱處理之後，在依Ac1點以下的溫度施行回火，然後再施行冷卻時，藉由施行將冷卻過程中的鋼板表面與鋼板板厚中心部的溫度差 最大值設為200℃以上之強制冷卻，而對鋼板表面賦予壓縮殘留應力，便可獲得優異疲勞強度的鋼板。
[先行技術文獻] [專利文獻]
[專利文獻1]日本專利特開平7-90478號公報
[專利文獻2]日本專利特開平8-199286號公報
[專利文獻3]日本專利特開平6-100947號公報
然而，專利文獻1所記載的技術中，為降低疲勞龜裂傳播速度，俾使疲勞龜裂的傳播明顯遲滯，便必須在相較於母相之下，提高第二相的硬度，並使硬質的第二相大量分散。因而會有導致出現鋼板的延性(ductility)、韌性之降低趨於明顯的問題。雖然鋼板的延性、韌性之降低亦有可利用含有大量合金元素而防止的情況，但大量合金元素的含有係無法避免導致材料成本高漲的問題。
再者，專利文獻2所記載的技術中，將板厚方向的(200)繞射強度比設為2.0以上，即，使(100)面均整平行於板面的集合組織(texture)發展，並在疲勞龜裂前端(fatigue crack tip)使各種滑移系統(slip system)活動，使差排(dislocation)彼此間的干涉(interference)產生，俾抑制龜裂的傳播而降低板厚方向的疲勞龜裂傳播速度。但是，(100)面係屬於劈裂面 (cleavage plane)，就平行於板面的(100)面均整的厚鋼板而言，係殘留有板厚方向之韌性劣化的問題。
再者，專利文獻1、2所記載的技術中，雖然疲勞龜裂傳播速度係降低，但卻存在有包含疲勞龜裂產生壽命在內的總體(total)疲勞壽命沒有明顯增加之根本問題。
如上述，專利文獻1、2所記載的耐疲勞特性優異的厚鋼板在當作熔接構造物用時，就成本與性能面而言，尚有待改善的空間，且就填角熔接接頭的製作，亦是尚未獲知能提升當作接頭用時之耐疲勞特性的熔接法。
再者，專利文獻3所記載的技術中，殘留有為了對鋼板表面賦予壓縮殘留應力，必須施行回火處理，導致無法提供生產性良好之軋延狀態之鋼板的問題。
本發明係有利地解決該等習知技術的問題，目的在於提供：具備適用於當作熔接鋼構造物用的強度及韌性，板厚方向之耐疲勞特性優異的厚鋼板及其製造方法。
再者，本發明之目的在於：利用使用板厚方向之耐疲勞特性優異厚鋼板的填角接頭，提供耐疲勞特性優異的填角熔接接頭。
本發明者等人為能在不致使鋼板的延性/韌性降低、以及板厚方向的韌性降低之情況下，以生產性良好的軋延狀態，提升疲勞特性，便著眼於鋼板的內部殘留應力而進行深入鑽 研，結果獲得以下的發現。
(1)板厚方向的疲勞特性係藉由在從鋼板的軋延面二側或單側起朝板厚方向至4mm的範圍中，將與板厚方向呈直角的壓縮殘留應力設為100MPa以上而提升。
(2)具備有上述壓縮殘留應力的鋼板，係藉由將板厚中央部的溫度設為(Ar3點+50)℃以上，並施行累積軋縮率30%以上的熱軋，然後，依3℃/s以上的冷卻速度施行冷卻至350℃以下，便可依軋延狀態(未施行回火處理)進行製造。
另外，本發明係以板厚：50mm以上的鋼板為對象，所謂「耐疲勞特性優異」，係設為使用圖1所示尺寸形狀的三點彎曲疲勞試驗片，依應力比成為0.1的條件實施疲勞試驗，求取板厚方向的疲勞壽命，在應力範圍340MPa中的疲勞壽命為200萬次以上之情況。
再者，(4)將與鋼板板厚方向呈直角的方向之壓縮殘留應力，設為在從鋼板的軋延面二側或單側起朝板厚方向至4mm的範圍中，係100MPa以上亦屬有效。
再者，(5)限制填角熔接接頭製作時的熔接入熱與積層數，對提升填角熔接部之疲勞強度係屬有效。
再者，本發明係以板厚50mm以上的厚鋼板之填角熔接接頭為對象。板厚未滿50mm時，因板厚效應造成的疲勞強度降低並不會如此般明顯，且若根據基於過去的多數疲勞試驗資料庫之各種疲勞設計曲線，即便未採用本發明，仍可確保 耐疲勞安全性。所謂「耐疲勞特性優異」，係設為使用圖1所示尺寸形狀的具凹痕三點彎曲填角熔接接頭疲勞試驗片，依應力比成為0.1的條件實施疲勞試驗，求取板厚方向的疲勞壽命，在應力範圍340MPa中的疲勞壽命為25萬次以上之情況。
本發明係根據上述發現，進一步進行檢討而完成，即，本發明之之主旨係如下。
(1)一種板厚方向之耐疲勞特性優異的厚鋼板，其係在從鋼板的軋延面二側或單側起朝板厚方向至4mm的範圍中，與板厚方向呈直角的壓縮殘留應力係100MPa以上。
(2)如(1)所記載的厚鋼板，其中，上述厚鋼板係具有依質量%計，含有：C：0.03~0.15%、Si：1.0%以下、Mn：1.0~2.0%，且進一步含有Ti：0.005~0.05%、Nb：0.001~0.05%中之1種或2種、以及N：0.0035~0.0075%，其餘則由Fe及不可避免的雜質所構成之組成。
(3)如(2)所記載的厚鋼板，其中，進一步形成依質量%計，含有：Cu：0.01~0.5%、Ni：2.0%以下、Cr：0.01~0.5%、Mo：0.01~0.5%、V：0.001~0.1%、W：0.5%以下、Zr：0.5%以下、Ca：0.0005~0.0030%、B：0.0005~0.0020%中之1種或2種以上的組成。
(4)如(2)或(3)所記載的厚鋼板，進一步形成依質量%計， 含有Al：0.1%以下的組成。
(5)一種板厚方向之耐疲勞特性優異的厚鋼板之製造方法，其係在將具有(2)至(4)項中任一項所記載的化學成分的鋼素材，加熱至1000~1250℃之溫度後，於板厚中央部成為(Ar3點+50)℃以上的溫度域中，施行累積軋縮率30%以上的熱軋，然後依3℃/s以上的冷卻速度施行冷卻至350℃以下。
(6)一種疲勞強度優異之填角熔接接頭，其係將板厚50mm以上的板厚方向之耐疲勞特性優異的厚鋼板的填角部，依入熱30kJ/cm以下、3層且6軋道以下的積層施行熔接而成。
(7)如(6)所記載的疲勞強度優異之填角熔接接頭，其中，在從上述板厚50mm以上的厚鋼板的軋延面二側或單側起朝板厚方向至4mm的範圍中，與板厚方向呈直角的方向之壓縮殘留應力係100MPa以上。
根據本發明，可在不致損及延性、韌性的情況下，輕易且廉價地製造板厚方向之耐疲勞特性優異的板厚50mm以上厚鋼板，可發揮產業上的特別效果。
再者，根據本發明，使用具備有當作熔接構造物用之延性、韌性的厚鋼板，便可輕易且廉價地提升疲勞強度特別會構成問題的板厚50mm以上厚鋼板之填角熔接部的疲勞特 性，可發揮產業上的特別效果。
以下，針對本發明所規定的鋼板之壓縮殘留應力、以及較佳的成分組成、製造條件進行說明。
[鋼板之壓縮殘留應力]
本發明的厚鋼板係在從鋼板的軋延面二側或單側起朝板厚方向至4mm的範圍中，具備有與板厚方向呈直角的100MPa以上之壓縮殘留應力。
在熔接構造物的製作中，對鋼板表面部的定位點熔接(tack welding)或碰損等係無法避免，導致在鋼板的極表背面部會損及壓縮殘留應力，因而將100MPa以上壓縮殘留應力的存在範圍設為從鋼板軋延面二側或單側起朝板厚方向4mm。
另一方面，若壓縮殘留應力的範圍係距表面超過4mm而擴大至板厚內部，則因內部應力的均衡，導致在產生疲勞龜裂的表面部附近之壓縮殘留應力變小，因而設為從鋼板的軋延面二側或單側起朝板厚方向至4mm的範圍。
上述範圍中與板厚方向呈直角之方向的壓縮殘留應力係設為100MPa以上。為抑制疲勞龜裂的傳播，使壓縮應力朝與龜裂面呈直角之方向作用係屬有效。本發明係以朝板厚方向傳播的龜裂為對象，因而將壓縮殘留應力的壓縮方向設為與板厚方向呈直角之方向。
若壓縮殘留應力未滿100MPa，雖然疲勞龜裂傳播速度會 降低，但無法獲得導致疲勞壽命提升之程度的明顯效果，所以設為100MPa以上。另外，更佳係150MPa以上。關於超過從鋼板的軋延面二側或單側起朝板厚方向至4mm範圍的鋼板內之與板厚方向呈直角之方向的壓縮殘留應力並無特別規定，通常係成為較朝板厚方向至4mm範圍內更小的大小。
為使本發明的厚鋼板能兼具當作熔接鋼構造物用的強度與韌性(拉伸強度TS：490MPa以上、作為板厚1/4採取之夏比衝擊值，-40℃吸收能量：100J以上)，較佳係成分組成與製造條件係如下。
[成分組成]說明中，「%」係指「質量%」。
C：0.03~0.15%
C係具有使鋼強度增加之作用的元素，為能確保所需的高強度，較佳係含有0.03%以上，但若含有超過0.15%，則熔接熱影響部的韌性會降低。所以，C較佳係限定於0.03~0.15%之範圍。
Si：1.0%以下
Si係具有當作脫氧劑的作用，且具有經固溶而使鋼強度增加之作用的元素。為能獲得此項效果，較佳係含有0.01%以上。另一方面，若含有超過1.0%，便會使熔接熱影響部的韌性降低。所以，Si較佳係限定於1.0%以下。另外，更佳係0.50%以下。
Mn：1.0~2.0%
Mn係具有使鋼強度增加之作用的元素，為能確保所需的高強度，較佳係含有1.0%以上，但若含有超過2.0%，便會有母材韌性降低的顧慮。所以，Mn較佳係限定於1.0~2.0%之範圍。另外，更佳係0.9~1.60%。
Ti：0.005~0.05%、Nb：0.001~0.05%中之1種或2種
Ti、Nb係藉由析出強化而使強度增加，且抑制加熱時的沃斯田鐵粒成長而對鋼板組織微細化具貢獻的元素，本發明中係含有1種或2種。
Ti係形成碳化物、氮化物，對鋼板製造時的沃斯田鐵粒微細化具貢獻，且抑制熔接熱影響部的結晶粒粗大化，俾使熔接熱影響部的韌性提升。為能獲得此項效果，較佳係含有0.005%以上。另一方面，若含有超過0.05%，則會使韌性降低。所以，Ti較佳係限定於0.005~0.05%之範圍。另外，更較佳係0.005~0.02%。
Nb係與Ti同樣地，具有藉由析出強化而使強度增加，進一步使組織微細化，且抑制沃斯田鐵的再結晶，俾促進用以形成所需組織的軋延所產生之效果的作用。為能獲得此項效果，較佳係含有0.001%以上，若含有超過0.05%，便會有組織呈針狀化且導致韌性降低的傾向。所以，Nb較佳係限定於0.001~0.05%之範圍。另外，更佳係0.02~0.05%。
Al：0.1%以下
Al係具有當作脫氧劑的作用，且對結晶粒的微細化亦具有貢獻的元素，可視需要含有。為能獲得此項效果，較佳係含有0.015%以上，但若過量含有超過0.1%，便會導致韌性降低。所以，當含有的情況，Al係限定於0.1%以下。另外，較佳係0.08%以下。
N：0.0035~0.0075%
N係用以確保TiN之必要量的必要元素，若未滿0.0035%，則無法獲得充分的TiN量，若超過0.0075%，則會因熔接熱週期而在TiN溶解的區域中出現固溶N量增加，無論何種情況均會使熔接部的韌性明顯降低，所以設為0.0075%以下。
當欲進一步提升特性的情況，除上述基本成分之外，尚可含有Cu、Ni、Cr、Mo、V、W、Zr、B、Ca中之1種或2種以上。
Cu：0.01~0.5%、Ni：2.0%以下、Cr：0.01~0.5%、Mo：0.01~0.5%、V：0.001~0.1%、W：0.5%以下、Zr：0.5%以下、Ca：0.0005~0.0030%、B：0.0005~0.0020%中之1種或2種以上
Cu、Ni、Cr、Mo、V、W、Zr、B係使鋼的強度與韌性提升之元素，配合所需的特性而含有1種或2種以上。
Cu主要係藉由析出強化而對鋼的強度增加具貢獻。為能獲得此項效果，較佳係含有0.01%以上，但若含有超過 0.5%，則析出強化變得過多，導致韌性降低。所以，當含有的情況，Cu較佳係限定於0.5%以下。另外，更佳係0.35%以下。Ni係增加鋼的強度，且對韌性提升亦具貢獻。
Ni係有效地作用於防止因Cu所造成之在熱軋時的破裂。為能獲得此項效果，較佳係含有0.1%以上。但是，即便大量含有超過2.0%，但效果已達飽和，無法期待匹配含有量的效果，於經濟上不利，且Ni係屬於高價位元素，大量含有係導致材料成本高漲。所以，當含有的情況，Ni較佳係限定於2.0%以下。另外，更佳係0.05%以上。
Cr係使波來鐵量增加，對鋼的強度增加具貢獻。為能獲得此項效果，較佳係含有0.01%以上，但若含有超過0.5%，便會使熔接部的韌性降低。所以，當含有的情況，Cr較佳係限定於0.5%以下。另外，更佳係0.01~0.2%。
Mo係對鋼的強度增加具貢獻。為能獲得此項效果，較佳係含有0.01%以上，但若含有超過0.5%，便會使熔接部的韌性降低。所以，當含有的情況，Mo較佳係限定於0.5%以下。另外，更佳係0.01~0.08%。
V係藉由固溶強化、析出強化，而對鋼的強度增加具貢獻。為能獲得此項效果，較佳係含有0.001%以上，但若含有超過0.1%，則會使母材韌性與熔接性明顯降低。所以，V較佳係限定於0.1%以下。另外，更佳係0.05~0.1%。
W係對鋼的強度增加，特別係高溫的強度增加具貢獻。 為能獲得此項效果，較佳係含有0.1%以上，但若大量含有超過0.5%，便會使熔接部的韌性降低。又，高價位W的大量含有會導致材料成本高漲。所以，當含有的情況，W較佳係限定於0.5%以下。另外，更佳係0.2~0.4%。
Zr係對鋼的強度增加具貢獻，且使鍍鋅處理材的耐鍍敷斷裂性提升。為能獲得此項效果，較佳係含有0.01%以上，但若含有超過0.5%，便會使熔接部韌性降低。所以，當含有的情況，較佳係限定在0.5%以下。另外，更佳係0.01~0.1%。
B係藉由淬火性提升而對鋼的強度增加具貢獻，且在軋延中會依BN形式析出，對經軋延後的肥粒鐵粒微細化具貢獻。為能獲得此項效果，較佳係含有0.0005%以上，但若含有超過0.0020%，便會使韌性劣化。所以，當含有的情況，B較佳係限定於0.0020%以下。另外，更佳係0.001~0.003%。
Ca：0.0005%~0.0030%
Ca係具有利用S的固定而產生之韌性改善效果的元素。為能發揮此種效果，必須至少含有0.0005%，但即便含有超過0.0030%，但效果已達飽和，因而設為0.0005%~0.0030%。
除上述成分以外，其餘係為Fe及不可避免的雜質，可容許P：0.035%以下、S：0.035%以下。
[製造條件]
鋼胚等鋼素材之製造方法並無特別限定。將上述組成的熔 鋼使用轉爐等常用的熔爐進行熔製，依照連續鑄造法等常用方法，形成鋼胚等鋼素材，再加熱至1000~1250℃之溫度。
若加熱溫度未滿1000℃，則所需的熱軋趨於困難。另一方面，若超過1250℃的加熱溫度，表面氧化會趨於明顯，且結晶粒的粗大化明顯。所以，鋼素材的加熱溫度，較佳係限定於1000~1250℃範圍的溫度。另外，從韌性提升的觀點而言，更佳係1200℃以下。
對經加熱的鋼素材施行熱軋。熱軋係在(Ar3點+50)℃以上的溫度域中，施行累積軋縮率30%以上的軋延，藉由與後述冷卻條件的組合，在從鋼板的軋延面二側或單側起朝板厚方向至4mm的範圍中，導入100MPa以上之與板厚方向呈直角之方向的壓縮殘留應力。Ar3點係例如依照Ar3(℃)=910-273×C-74×Mn-57×Ni-16×Cr-9×Mo-5×Cu[各元素係含有量(質量%)]便可求得。
熱軋係設為板厚50mm以上的鋼板。壓縮殘留應力雖能使疲勞特性提升，但卻會使挫曲性能降低，其降低係板厚越薄的鋼板越明顯，若板厚未滿50mm，會有鋼板本身的挫曲性能降低之顧慮，所以設為板厚50mm以上。
再者，本發明並未限制在所規定溫度域外的軋延，可在鋼胚加熱後的高溫實施粗軋延等。
軋延結束後，依3℃/s以上的冷卻速度施行冷卻至350℃以下。若冷卻速度、冷卻停止溫度之任一者逾越上述規定以 外，則在從鋼板的軋延面二側或單側起朝板厚方向至4mm的範圍中，便無法獲得與板厚方向呈直角的100MPa以上之壓縮殘留應力。更佳係依5℃/s以上的冷卻速度施行冷卻至300℃以下。
本發明中，板厚方向之耐疲勞特性優異的厚鋼板之填角接頭的熔接條件，係規定熔接入熱(kJ/cm)與積層方法。熔接入熱(welding heat input)(有時亦僅稱為「入熱」)係設為30kJ/cm以下。若依超過30kJ/cm的入熱施行填角熔接，便會因熔接的熱影響，導致鋼板的組織或內部殘留應力的形態產生變化，對板厚方向之耐疲勞特性優異的鋼板的疲勞特性造成不良影響，所以設為30kJ/cm以下。
再者，即便熔接入熱為30kJ/cm以下，若依超過3層6軋道的積層製作填角熔接接頭，則熔接銲趾部的壓縮殘留應力會提高，導致無法獲得疲勞特性提升效果，所以將積層設為3層以下且6軋道以下。另外，熔接法並無特別規定。可應用人工熔接(hand welding)、MIG熔接(metal inert gas welding，金屬極鈍氣熔接)、CO2熔接(carbon dioxide welding，二氧化碳熔接)等。
[實施例1]
對表1所示組成的鋼素材，依照表2所示條件施行熱軋，形成板厚55~70mm的厚鋼板。針對該等厚鋼板實施殘留應力測定、拉伸試驗、韌性試驗、疲勞試驗。試驗方法係如下。
(1)殘留應力測定
從所獲得的厚鋼板，採取利用X射線施行之殘留應力的測定用試驗片(大小：板厚(鋼板原本厚度)×12.5mm×300mm[板厚方向尺寸×軋延直角方向尺寸×軋延方向尺寸])，對測定面[12.5mm×300mm之面]施行電解研磨後，於板厚方向上，依4mm間距，利用X射線測定與板厚方向呈直角的方向之殘留應力。在板厚方向上依4mm間距所測定的線數係設為5條。從所測定的5條殘留應力依每個板厚位置求取5點平均而得的殘留應力之板厚方向分佈圖，求取距表面/背面4mm位置處的殘留應力(負值)，並將其絕對值設為壓縮殘留應力。
(2)拉伸試驗
從所獲得的厚鋼板，根據JIS Z 2201(1998)的規定，依拉伸方向成為與鋼板軋延方向呈直角方向之方式，採取JIS 4號拉伸試驗片(平行部徑：14mm)。試驗片的採取位置係設為板厚1/4位置。拉伸試驗係根據JIS Z 2241(1998)實施，求取YS：降伏強度或0.2%耐力、TS：拉伸強度、伸展度EL，並評估靜態拉伸時的拉伸特性。
(3)韌性試驗
從所獲得的厚鋼板，根據JIS Z 2242(2005)的規定，依長邊方向成為平行於軋延方向的方式，採取V缺口試驗片，求取-40℃時的吸收能量，評估韌性。另外，V缺口試驗片 係從板厚1/4位置採取。
(4)疲勞試驗
從所獲得的厚鋼板，依疲勞龜裂的傳播方向成為板厚方向的方式，採取疲勞試驗用試驗片(大小：板厚(鋼板原本厚度)×12.5mm×300~350mm[板厚方向尺寸×軋延垂直方向尺寸×軋延方向尺寸])。試驗片係如圖1所示尺寸形狀的具凹痕三點彎曲疲勞試驗片，為將疲勞試驗時的彎曲跨度(bending span)設為板厚的4倍，因而當板厚為50~65mm的情況，便將軋延方向的尺寸設為300mm，當板厚為80mm的情況，便將軋延方向的尺寸設為350mm。疲勞試驗係依應力範圍為340MPa、應力比R(=最小荷重/最大荷重)為0.1的條件實施，求取板厚方向的疲勞特性(疲勞壽命)。
所獲得之結果係示於表2。本發明例(No.2、4、5、7、8、10、13、15、17)均係在距表面/背面4mm位置(距表面/背面至4mm的範圍中壓縮殘留應力最低的位置)，與板厚方向垂直的方向之壓縮殘留應力達100MPa以上，亦無韌性降低之情形，成為板厚方向之耐疲勞特性優異的厚鋼板。
另一方面，比較例(No.1、3、6、9、11、12、14、16)係與板厚方向垂直的方向之壓縮殘留應力未滿100MPa，板厚方向之耐疲勞特性差。比較例11係鋼的成分組成中，C量為0.23質量%，因為超過本發明較佳含有量的上限，因而壓縮殘留應力未滿100MPa，板厚方向之耐疲勞特性差。
[實施例2]
使用表3所示化學成分、表4所示製造條件與特性的板厚55~70mm之板厚方向之疲勞特性優異的厚鋼板2，製作填角熔接接頭，使用圖2所示形狀的具凹痕三點彎曲填角熔接接頭疲勞試驗片，實施三點彎曲疲勞試驗。用以確認厚鋼板2的組織、機械特性、及板厚方向疲勞特性的試驗方法，係與實施例1同樣地實施。
使用經上述試驗確認特性的厚鋼板2，依照圖4所示條件製作填角熔接接頭，實施疲勞試驗。疲勞試驗片係使用圖2所示尺寸形狀的具凹痕三點彎曲填角熔接接頭疲勞試驗片，依應力範圍為340MPa、應力比R(=最小荷重/最大荷重)為0.1的條件實施，求取疲勞壽命。以厚鋼板2所獲得的結果係示於表5。
厚鋼板2中，本發明例(試驗No.2、7、8、10)均係可確認到在應力範圍340MPa的嚴苛條件下，可獲得疲勞壽命為25萬次以上的耐疲勞特性優異之填角熔接接頭。另一方面，逾越本發明所規定之熔接條件(入熱30kJ/cm以下、3層以下且6軋道以下的積層條件)範圍以外之比較例(試驗No.4、5)、及使用板厚方向之疲勞壽命差之厚鋼板的比較例(試驗No.1、3、6、9)係無法確保耐疲勞特性。
圖1係示意性顯示疲勞試驗所使用之三點彎曲試驗片的尺寸形狀之說明圖。
圖2係示意性顯示疲勞試驗所使用之具凹痕三點彎曲填角熔接接頭疲勞試驗片的尺寸形狀之說明圖。
圖3係示意性顯示應用於填角熔接接頭的厚鋼板之板厚方向截面中進展的疲勞龜裂前端處之滑移產生狀況之說明圖。
圖4係說明填角熔接接頭的熔接條件之圖。

Claims (7)

  1. 一種厚鋼板，其係在從鋼板的軋延面二側或單側起朝板厚方向至4mm的範圍中，與板厚方向呈直角的壓縮殘留應力係100MPa以上。
  2. 如申請專利範圍第1項之厚鋼板，其中，上述厚鋼板係具有依質量%計，含有：C：0.03~0.15%、Si：1.0%以下、Mn：1.0~2.0%，且進一步含有Ti：0.005~0.05%、Nb：0.001~0.05%中之1種或2種、以及N：0.0035~0.0075%，其餘則由Fe及不可避免的雜質所構成之組成。
  3. 如申請專利範圍第2項之厚鋼板，其中，進一步形成依質量%計，含有：Cu：0.01~0.5%、Ni：2.0%以下、Cr：0.01~0.5%、Mo：0.01~0.5%、V：0.001~0.1%、W：0.5%以下、Zr：0.5%以下、Ca：0.0005~0.0030%、B：0.0005~0.0020%中之1種或2種以上的組成。
  4. 如申請專利範圍第2或3項之厚鋼板，其中，進一步形成依質量%計，含有Al：0.1%以下的組成。
  5. 一種厚鋼板之製造方法，其係在將具有申請專利範圍第2至4項中任一項之化學成分的鋼素材，加熱至1000~1250℃之溫度後，於板厚中央部成為(Ar3點+50)℃以上的溫度域中，施行累積軋縮率30%以上的熱軋，然後依3℃/s以上的冷卻速度施行冷卻至350℃以下。
  6. 一種填角熔接接頭，其係將板厚50mm以上的板厚方向 之耐疲勞特性優異的厚鋼板的填角部，依入熱30kJ/cm以下、3層以下且6軋道以下的積層施行熔接而成。
  7. 如申請專利範圍第6項之填角熔接接頭，其中，在從上述板厚50mm以上的厚鋼板的軋延面二側或單側起朝板厚方向至4mm的範圍中，與板厚方向呈直角的方向之壓縮殘留應力係100MPa以上。
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