TWI478786B - A thick steel sheet excellent in fatigue resistance in the thickness direction and a method for producing the same, and a thick welded steel joint - Google Patents
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Description
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 resistance)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(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(diffractedintensity 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
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其大量分散,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,但卻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,但總體(total)的疲勞壽命卻沒有明顯增加。
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。
本發明係有利地解決該等習知技術的問題,目的在於提
供:適用於當作熔接鋼構造物用,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板厚方向的韌性降低之情況下提升疲勞特性,便著眼於集合組織而進行深入鑽研,結果獲得以下的發現。
(1)為提升疲勞特性,在從距鋼板的軋延面二側或單側朝板厚方向2mm位置起至板厚3/10位置的範圍中,形成使平行於板面的(110)面發展之組織(有時亦稱為「(110)集合組織」)係屬有效。
(2)為抑制板厚方向的韌性降低,在上述範圍中,形成平行於板面且抑制(100)面發展的組織係屬有效。
(3)為在不致使板厚方向的韌性降低情況下使疲勞特性提升,導入板厚方向殘留應力,並盡可能降低其平均值(靠壓縮側)係屬有效。
再者,(4)具備上述(1)、(2)之特性的集合組織,係藉由將熱軋依在從距鋼板的軋延面二側或單側朝板厚方向2mm位置起至板厚3/10位置的範圍係成為雙相溫度域的溫度域中,1軋道平均軋縮率未滿3.5%的軋延成為累積軋縮率50%
以上的方式實施便可獲得,而板厚方向殘留應力係藉由累積軋縮率50%以上的雙相域軋延或熱軋後的加速冷卻之冷卻速度的調整便可導入。
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。
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(three-point bend fatigue specimen),依應力比(stress ratio)(=最小荷重/最大荷重)成為0.1的條件實施疲勞試驗(fatigue test),求取板厚方向的疲勞壽命,在應力範圍(stress range)340MPa中的疲勞壽命為200萬次以上之情況。
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(thickness effect)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(database)之各種疲勞設計曲線(fatigue design curve),即便未採用本發明,仍可確保耐疲勞安全性(fatigue resistant safety)。所謂「耐疲勞特性優異」,係設為使用圖3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,其係至少在從距鋼板的軋延面二側或單側朝板厚方向2mm位置起至板厚3/10位置的範圍中,具有平行於板面之(110)面的X射線強度比達2.0以上之集合組織,且板厚方向的壓縮殘留應力(compressive residual stress)平均值為160MPa以上。
(2)如(1)所記載的板厚方向之耐疲勞特性優異的厚鋼板,其中,上述集合組織中,平行於板面之(100)面的X射線強度比係1.1以下。
(3)如(1)或(2)所記載的板厚方向之耐疲勞特性優異的厚鋼板,其中,上述厚鋼板係具有依質量%計,含有:C:0.03~0.15%、Si:0.60%以下、Mn:0.80~1.80%,且進一步含有從Ti:0.005~0.050%、Nb:0.001~0.1%中選擇之1種或2種,其餘則由Fe及不可避免的雜質所構成的組成。
(4)如(3)所記載的板厚方向之耐疲勞特性優異的厚鋼板,其中,除上述組成之外,進一步依質量%計,含有從Cu:2.0%以下、Ni:2.0%以下、Cr:0.6%以下、Mo:0.6%以下、V:0.2%以下、W:0.5%以下、Zr:0.5%以下、B:0.0050%以下中選擇之1種或2種以上。
(5)如(3)或(4)所記載的板厚方向之耐疲勞特性優異的厚鋼板,其中,除上述組成之外,進一步形成依質量%計,含
有Al:0.1%以下的組成。
(6)一種板厚方向之耐疲勞特性優異的厚鋼板之製造方法,其係當對具有(3)至(5)項中任一項所記載之組成的鋼素材加熱並施行熱軋而形成厚鋼板時,上述熱軋係包括有:在沃斯田鐵部分再結晶溫度(austenite partial recrystallization temperature)以上的溫度域中,累積軋縮率:10%以上的第一軋延;以及在相當於從距上述厚鋼板的軋延面二側或單側朝板厚方向2mm位置起至板厚3/10位置的範圍係成為雙相組織的溫度域中,各軋道的平均軋縮率未滿3.5%且累積軋縮率:50%以上的第二軋延;在依鋼板表面溫度600℃以上施行熱軋結束後,施行1℃/s以上冷卻速度的加速冷卻(accelerated cooling),冷卻至400℃以下。
(7)一種疲勞強度優異的填角熔接接頭,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(3 layers or less)且6軋道(6 passes or less)以下的積層施行熔接而成。
(8)如(7)所記載的疲勞強度優異之填角熔接接頭,其中,上述板厚50mm以上的厚鋼板係至少在從距鋼板的軋延面二側或單側朝板厚方向2mm位置起至板厚3/10位置的範圍中,具有平行於板面之(110)面的X射線強度比達2.0以上的部位。
(9)如(8)所記載的疲勞強度優異之填角熔接接頭,其中,
上述板厚50mm以上的厚鋼板之上述組織係平行於板面之(100)面的X射線強度比進一步為1.1以下。
(10)如(8)或(9)所記載的疲勞強度優異之填角熔接接頭,其中,上述板厚50mm以上的厚鋼板之板厚方向壓縮殘留應力平均值係160MPa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組織、板厚方向壓縮殘留應力、以及較佳的成分組成、製造條件進行說明。
本發明的厚鋼板係至少在從距鋼板的軋延面二側或單側朝板厚方向2mm位置起至板厚3/10位置的範圍中,具有平行於板面之(110)面的X射線強度比達2.0以上之集合組織。
為抑制朝板厚方向進展的疲勞龜裂(龜裂面為板厚面)之進展(傳播),便將(110)面設為自龜裂面(板厚面)傾斜90°的
組織,即,設為使平行於板面的(110)面集聚之組織((110)集合組織),且將X射線強度比設為2.0以上。
圖2係說明板厚方向截面中,在進展的疲勞龜裂前端處之滑移產生狀況之示意圖。一般而言,疲勞龜裂係因反覆應力的作用,導致在龜裂前端處,在自剪切應力成為最大之龜裂面傾斜45°左右的面產生不可逆滑移,其會累積並進展[依龜裂前端的應力場與晶體方位(crystal orientation)之關係,依剪切應力成為最高的滑移系統(滑移面滑移方向)產生滑移變形(slip deformation),而使龜裂進展]。
所以,若將屬於體心立方(bcc)結構(body-centered cubic structure)鋼板之主滑移面(principal slip plane)的(110)面,自龜裂面傾斜90°,則在自剪切應力(shear stress)成為最大之龜裂面傾斜45°左右的面的滑移便受到抑制。
再者,若平行於板面之(110)面的X射線強度比未滿2.0,便無法充分獲得使疲勞龜裂傳播速度降低,而提升板厚方向之疲勞特性的效果,所以設為2.0以上。另外,所謂「平行於板面之(110)面的X射線強度比」,係指以具有隨機方位(random direction)的鋼板之來自平行於板面的(110)面的X射線強度為基準,相對於此基準,來自平行於板面所存在之(110)面的X射線強度之比。所謂「平行於板面之(110)面的X射線強度比達2.0以上」,係指相較於具有隨機結晶方位的鋼板,平行於板面的(110)面集聚高達2.0倍以上而形成
(110)集合組織。
本發明的厚鋼板係至少在從距鋼板的軋延面二側或單側朝板厚方向2mm位置起至板厚3/10位置的範圍中,具備有平行於板面之(110)面的X射線強度比達2.0以上的集合組織。
朝板厚方向傳播的疲勞龜裂,係從鋼板表面附近的應力集中部(stress concentration area)(例如表面上所安裝構件等的熔接部)產生,在該部位(特別係距鋼板表面起至2mm的部位),會因為安裝構件等的熔接熱(welding heat)而導致所賦予的集合組織消失。
另一方面,進展至板厚中央部的疲勞龜裂,龜裂會變大,龜裂前端的應力強度因子(stress intensity factor)較大,週期負荷每1週期的疲勞龜裂進展量(fatigue crack growth)變大,幾乎無法獲得因(110)集合組織的存在而造成的疲勞龜裂傳播速度降低之效果。
所以,上述集合組織係形成於至少在從距鋼板的軋延面二側或單側朝板厚方向2mm位置起至板厚3/10位置的範圍中。但,即便鋼板整體均設為(110)集合組織,仍不會損及本發明的作用效果,且本發明的厚鋼板不會妨礙將板厚方向整體形成上述集合組織。
體心立方(bcc)結構鋼板中,(100)面係屬於劈裂面,平行於板面的(100)面的存在係使板厚方向的韌性降低,若(100)
面係平行於板面發展,便會抑制(110)集合組織的形成,因而至少在從距鋼板的軋延面二側或單側朝板厚方向2mm位置起至板厚3/10位置的範圍中,將平行於板面之(100)面的X射線強度比設為1.1以下,較佳係盡可能地降低。另外,所謂「平行於板面之(100)面的X射線強度比」,係指以具有隨機方位的鋼板之來自平行於板面的(100)面的X射線強度為基準,相對於此基準,來自平行於板面所存在之(100)面的X射線強度之比。所謂「平行於板面之(100)面的X射線強度比為1.1以下」,係指相較於具有隨機方位的鋼板,平行於板面的(100)面之集聚為1.1倍以下,幾乎沒有形成(100)集合組織。
板厚方向的壓縮殘留應力係有效於抑制板厚方向的韌性降低、以及降低板厚方向的疲勞龜裂傳播速度,但因為若未滿160MPa,便無法獲得前述的優異耐疲勞特性,因而設為160MPa以上。板厚方向壓縮殘留應力的平均值係利用X射線測定(X-ray measurement),在板厚方向上依4mm間距測定板厚方向(龜裂傳播方向)的殘留應力,設為該壓縮側之值(負側之值)的平均值的絕對值。
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(tensile strength)TS:在490MPa以上、-40℃的吸收能量(absorbed energy):200J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(welded heat-affected zone)的韌性會降低。所以,C較佳係限定於0.03~0.15%之範圍。
Si:0.60%以下
Si係具有當作脫氧劑(deoxidizing agent)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0.60%,便會使熔接熱影響部的韌性降低。所以,Si較佳係限定於0.60%以下。另外,更佳係0.50%以下。
Mn:0.80~1.80%
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0.80%以上,但若含有超過1.80%,便會有母材韌性降低的顧慮。所以,Mn較佳係限定於0.80~1.80%之範圍。另外,更佳係0.9~1.60%。
從Ti:0.005~0.050%、Nb:0.001~0.1%中選擇之1種或2種
Ti、Nb係藉由析出強化(precipitation strengthening)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(carbide)、氮化物(nitride),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0.050%,則會使韌性降低。所以,Ti較佳係限定於0.005~0.050%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0.1%,便會有組織呈針狀化(needle-like)且導致韌性降低的傾向。所以,Nb較佳係限定於0.001~0.1%之範圍。另外,更佳係0.02~0.05%。
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、Al中之1種或2種以上。
Cu:2.0%以下、Ni:2.0%以下、Cr:0.6%以下、Mo:0.6%以下、V:0.2%以下、W:0.5%以下、Zr:0.5%以下、B:0.0050%以下之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0.05%以上,但若含有超過2.0%,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2.0%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。又,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0.05%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0.1%以上。
Cr係使波來鐵量(amount of pearlite)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0.6%,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0.6%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0.6%,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0.6%以下。另外,更佳係0.01~0.08%。
V係藉由固溶強化(solid solution strength)、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
0.05%以上,但若含有超過0.2%,則會使母材韌性與熔接性明顯降低。所以,V較佳係限定於0.2%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0.0010%以上,但若含有超過0.0050%,便會使韌性劣化。所以,當含有的情況,B較佳係限定於0.0050%以下。另外,更佳係0.0010~0.0035%。
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,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。
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、N:0.012%以下。
鋼胚(slab)等鋼素材之製造方法並無特別限定。將上述組成的熔鋼(molten steel)使用轉爐(converter furnace)等常用的熔爐進行熔製,依照連續鑄造法(continuous casting)等常用方法,形成鋼胚等鋼素材,再加熱至900~1350℃之溫度。
若加熱溫度未滿900℃,則所需的熱軋(hot rolling)趨於困難。另一方面,若超過1350℃的加熱溫度,表面氧化(surface oxidation)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(heating temperature),較佳係限定於900~1350℃範圍的溫度。另外,從韌性提升的觀點而言,更佳係1150℃以下。
對經加熱的鋼素材施行熱軋。熱軋係包括有第一軋延與第二軋延;第一軋延係設為在沃斯田鐵部分再結晶溫度以上的溫度域(上述成分組成的情況,沃斯田鐵部分再結晶溫度以上的溫度域係表面溫度為1000~850℃)中,累積軋縮率10%以上。因為沃斯田鐵粒會至少部分性進行再結晶,因而可使鋼板組織微細且均勻。另外,為使至少沃斯田鐵粒部分性進行再結晶,較佳係設為累積軋縮率:10%以上。若軋延溫度
域係沃斯田鐵未再結晶溫度域,便無法期待結晶粒的均勻化。另外,累積軋縮率的上限從確保第二軋延的軋縮率之觀點而言,較佳係設為30%。
經上述第一軋延後,便施行在從距鋼板的軋延面二側或單側朝板厚方向2mm位置起至板厚3/10位置的範圍係成為雙相組織的溫度域中,各軋道的平均軋縮率未滿3.5%且累積軋縮率:50%以上、軋延結束溫度:600℃以上之第二軋延。
第二軋延中,在從距鋼板的軋延面二側或單側朝板厚方向2mm位置起至板厚3/10位置的範圍中導入剪切應變,累積軋縮率設為50%以上、軋延結束溫度設為:600℃以上的情況,為形成平行於板面之(110)面的X射線強度比為2.0以上的(110)集合組織,各軋道的平均軋縮率係設為未滿3.5%。若累積軋縮率未滿50%,則平行於板面之(110)面的X射線強度比便無法達2.0以上。
另外,上述組成範圍的情況,在表面溫度為900~600℃溫度域中,從距鋼板的軋延面二側或單側朝板厚方向2mm位置起至板厚3/10位置的範圍係成為略雙相組織。軋延結束溫度係設為表面溫度600℃以上之溫度域的溫度。
軋延結束溫度若為表面溫度未滿600℃,則會對肥粒鐵導入過度的加工應變,導致韌性降低,所以設為600℃以上、較佳係850~600℃。
依照上述製造方法所製成的厚鋼板,係至少在從距鋼板的
軋延面二側或單側朝板厚方向2mm位置起至板厚3/10位置的範圍中,平行於板面之(100)面的X射線強度比成為1.1以下,板厚方向的韌性劣化受到抑制。
熱軋係設為板厚50mm以上的鋼板。若板厚未滿50mm,則在熱軋時,難以在至少從距鋼板的軋延面二側或單側朝板厚方向2mm位置起至板厚3/10位置的範圍中,導入對(110)集合組織的發展有效之剪切應變。且,若板厚未滿50mm,便會有因板厚方向壓縮殘留應力的導入,而導致鋼板挫曲性能降低的顧慮。依上述,便設為板厚50mm以上的厚鋼板。又,熱軋係除第一軋延與第二軋延之外,在不致損及該等軋延的作用效果之範圍內,亦可施行軋延。
經第二軋延後,依冷卻速度1℃/s以上施行加速冷卻,冷卻至400℃以下。若冷卻速度未滿1℃/s,且冷卻停止溫度超過400℃,難以將板厚方向壓縮殘留應力的平均值設為160MPa以上,因而將冷卻速度設為1℃/s以上,並將冷卻停止溫度設為400℃以下。另外,更佳係依5℃/s以上的冷卻速度施行冷卻至350℃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。
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50~80mm的厚鋼板。針對該等厚鋼板實施組織觀察、拉伸試驗、韌性試驗、疲勞龜裂傳播試驗。
(1)組織觀察(microstructure observation)
從所獲得厚鋼板的板厚1/4位置(距表面朝板厚方向2mm~板厚3/10位置的範圍之代表),採取平行於板面的組織觀察用試驗片(大小:厚1.5mm×寬25mm×長30mm),利用X射線繞射法,求取平行於板面的(110)面與(100)面之X射線繞射強度。將所獲得的X射線強度、與隨機組織標準試料(random sample)對(110)面及(100)面之X射線繞射強度的比,分別設為平行於板面之(110)面的X射線強度比、平行於板面之(100)面的X射線強度比。
(2)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][軋延直角方向尺寸×軋延方向尺寸]施行電解研磨後,於板厚方向上,依4mm間距,利用X射線測定板厚方向殘留應力。所測定的殘留應力內,將壓縮側(負側)的值予以平均,再將其絕對值設為板厚方向的壓縮殘留應力平均值。
(3)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(距表面朝板厚方向2mm~板厚3/10位置的範圍之代表)。拉伸試驗係根據JIS Z 2241(1998)實施,求取YS:降伏強度σYS
或0.2%耐力σ0.2
、TS:拉伸強度σTS
、伸展度E1,並評估靜態拉伸時的拉伸特性。
(4)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(距表面朝板厚方向2mm~板厚3/10位置
的範圍之代表)採取。
(5)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×軋延直角方向尺寸×軋延方向尺寸])。試驗片係如上述圖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的條件實施疲勞試驗,求取板厚方向的疲勞特性(疲勞壽命)。
將所獲得疲勞壽命為200萬次以上的情況視為「板厚方向之耐疲勞特性優異」,評為「○」,其餘的情況均評為「×」。另外,試驗片的凹痕(缺口)係寬0.1mm之機械加工缺口(machined notch)。
本發明例(No.4、7、9、11、14、17)均係在板厚1/4位置(距表面朝板厚方向2mm~板厚3/10位置的範圍之代表),平行於板面之(110)面的X射線強度比為2.0以上,板厚方向壓縮殘留應力的平均值為160MPa以上,且平行於板面之(100)面的X射線強度比為1.1以下,亦無板厚方向韌性降
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,逾越本發明範圍以外的比較例(No.1、2、3、5、6、8、10、12、13、15、16),係平行於板面之(110)面的X射線強度比未滿2.0、或板厚方向的壓縮殘留應力平均值未滿160MPa,板厚方向的耐疲勞特性差。
使用表3所示化學成分、表4所示製造條件與特性的板厚50~80mm之板厚方向之疲勞特性優異的厚鋼板1,製作填角熔接接頭,使用圖3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1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1,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3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1所獲得的結果係示於表5。
厚鋼板1中,本發明例(試驗No.3、4、6)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6軋道
以下的積層條件)範圍以外之比較例(試驗No.1、2)、及使用板厚方向之疲勞壽命差之厚鋼板的比較例(試驗No.5)係無法確保耐疲勞特性。
圖1係說明疲勞試驗所使用之三點彎曲試驗片的尺寸形狀之示意圖。
圖2係說明板厚方向截面中,在進展的疲勞龜裂前端處之滑移產生狀況之示意圖。
圖3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4係說明填角熔接接頭的熔接條件之圖。
Claims (10)
- 一種厚鋼板,其係至少在從距鋼板的軋延面二側或單側朝板厚方向2mm位置起至板厚3/10位置的範圍中,具有平行於板面之(110)面的X射線強度比達2.0以上之集合組織,且板厚方向的壓縮殘留應力(compressive residual stress)平均值為160MPa以上。
- 如申請專利範圍第1項之厚鋼板,其中,上述集合組織中,平行於板面之(100)面的X射線強度比係1.1以下。
- 如申請專利範圍第1或2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:0.60%以下、Mn:0.80~1.80%,且進一步含有從Ti:0.005~0.050%、Nb:0.001~0.1%中選擇之1種或2種,其餘則由Fe及不可避免的雜質所構成的組成。
- 如申請專利範圍第3項之厚鋼板,其中,除上述組成之外,進一步形成依質量%計,含有從Cu:2.0%以下、Ni:2.0%以下、Cr:0.6%以下、Mo:0.6%以下、V:0.2%以下、W:0.5%以下、Zr:0.5%以下、B:0.0050%以下中選擇之1種或2種以上的組成。
- 如申請專利範圍第3項之厚鋼板,其中,除上述組成之外,進一步形成依質量%計,含有Al:0.1%以下的組成。
- 如申請專利範圍第4項之厚鋼板,其中,除上述組成之外,進一步形成依質量%計,含有Al:0.1%以下的組成。
- 一種厚鋼板之製造方法,其係當對具有申請專利範圍第3至6項中任一項之組成的鋼素材加熱並施行熱軋而形成厚鋼板時,上述熱軋係包括有:在沃斯田鐵部分再結晶溫度以上的溫度域中,累積軋縮率:10%以上的第一軋延;以及在相當於從距上述厚鋼板的軋延面二側或單側朝板厚方向2mm位置起至板厚3/10位置的範圍係成為雙相組織的溫度域中,各軋道的平均軋縮率未滿3.5%且累積軋縮率:50%以上的第二軋延;在依鋼板表面溫度600℃以上施行熱軋結束後,施行1℃/s以上冷卻速度的加速冷卻,冷卻至400℃以下。
- 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,上述厚鋼板之板厚方向壓縮殘留應力平均值係160MPa以上。
- 如申請專利範圍第8項之填角熔接接頭,其中,上述板厚50mm以上的厚鋼板係至少在從距鋼板的軋延面二側或單側朝板厚方向2mm位置起至板厚3/10位置的範圍中,具有平行於板面之(110)面的X射線強度比達2.0以上的部位。
- 如申請專利範圍第9項之填角熔接接頭,其中,上述板厚50mm以上的厚鋼板之上述組織係平行於板面之(100)面的X射線強度比進一步為1.1以下。
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