WO1995004838A1

WO1995004838A1 - Acier a resistance a la traction elevee, a resistance a la fatigue et a aptitude au soudage superieures et procede de fabrication

Info

Publication number: WO1995004838A1
Application number: PCT/JP1994/001297
Authority: WO
Inventors: Katsumi Kurebayashi; Shuji Aihara; Atsushi Seto
Original assignee: Nippon Steel Corporation
Priority date: 1993-08-04
Filing date: 1994-08-04
Publication date: 1995-02-16
Also published as: CN1113391A; NO951288L; NO951288D0; EP0666332A4; CN1040555C; JP3526576B2; KR950703661A; KR0157540B1; EP0666332A1

Description

明細書溶接部の疲労強度と溶接性に優れた高張力鋼およびその製造方法技術分野

本発明は、造船、海洋構造物、橋梁等に用いられる、溶接部の疲労強度と溶接性に優れた高張力鋼およびその製造方法に関するものでめ背景技術

構造物の大型化に伴い、構造部材の重量低減が近年の重要な課題となっており、これを実現するために構造物に使用される鋼の高張力化が進んでいる。しかしながら、船舶、海洋構造物、橋梁等では使用期間中に繰り返し荷重を受けるために、このような構造物においては疲労破壊を防止するための配慮が必要である。疲労破壊が最も発生し易い部位は溶接部であることから、溶接部の疲労強度を向上することが求められている。

これまでに、溶接部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おり、溶接部疲労強度の改善は、グラインダ一研削により、又は溶接ビード最終層を加熱 ·再溶融することにより、溶接の止端部形状を整形する等の溶接止端部形状の改善による応力集中度の低減によるもの、ショットピーニング処理等を行うことによって溶接止端部に圧縮応力を生成せしめるもの等、力学的要因による改善がほとんどであった（特開昭 59— 1 10490号公報、特開平 1 一 301823号公報等）。また、溶接後の熱処理によって得られる残留応力低減効果も従来からよく知られている。

—方、上記のような特殊な施工や溶接後熱処理を用いず鋼材の成分によって、溶接部の疲労強度を改善する方法も提案されている。. 特開昭 62- 10239号公報では、 Si量を増大させ、 Cと Pの添加量を特定することにより、高 C、高 Mnレベルでも、スポット溶接部疲れ特性を劣化させないことを目的として、 C ： 0.3%以下、 Si ： 0.7~ 1.1%、 Mn： 2.0%以下、 P ： 0.16%以下、および solAl ： 0.02〜 0.1 %からなる、スポット溶接性の疲れ特性に優れた高強度薄鋼板が開示されている。

特開平 3 — 264645号公報では、 Siにより清浄なポリゴナルフヱラィト形成を有利にし、 Bにより鋼を強化し、かつ焼入れ性を向上することにより、良好な伸びフランジ性、疲労特性、抵抗溶接性を得ることを目的として、 C ： 0.01〜0.2 %、 Mn： 0.6〜2.5 %、 Si ： 0.02〜1.5 %、および、 B ： 0.0005〜0.1 %等からなる、伸びフランジ性等に優れた高強度薄鋼板が開示されている。

特公平 3 - 56301 号公報では、 B等添加により、鋼中成分と鋼板中の未再結晶組織の割合に工夫を加えることにより、スポット溶接部の継手疲労強度の有利な改善を図ることを目的として、 C ： 0.006 %以下、 Mn： 0.5%以下、 A1 : 0.05%以下、および、窒化物、硫化物を除いた固溶状態の Tiおよびまたは Nbの 1種または 2種の合計：

0.001〜0.100 %等からなる、スポット溶接性の良好な極低炭素鋼板が開示されている。

これらのうち特開昭 59— 110490号公報および特開平 1一 301823号公報は、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はできない。溶接後熱処理による方法も、工程が増加し溶接施工が煩雑となるため好ましくない。また、その効果も限られたものである。

特開昭 62-10239号公報または特開平 3 — 264645号公報に示されている薄鋼板は、用途が主に自動車用ホイールやディスクの母材に関するものであって、本発明の対象とする造船、海洋構造物で用いられる鋼板とは用途、板厚、使用方法が全く異なるものであるため、ここでの知見をそのまま厚鋼板に適用することはできない。また、その鋼成分を見ても、特開昭 62- 10239号公報に示されている薄鋼板は、特に Cと Pの量の関係を C : 0. 22 %未満で P ： 0. 16 %以下、 C 0. 22〜 0. 3 %で C + 0. 6 P 31の範囲に規定することにより、スポット溶接部の疲労強度向上を目指すものであり、アーク溶接法による溶接部のフヱライト組織の固溶強化について何ら開示していない。

すなわち、スポット溶接は抵抗溶接法の一種であり、主に板厚 0. 5〜 3. 5 mra程度のしかも成形加工後の薄鋼板例えば自動車用部材用薄鋼板の溶接に用いられており、か、る薄鋼板の溶接部を電極で加圧して挟み込み、大電流を短時間に流すことにより行われる。

したがってか、るスポット溶接は板厚 6 腳以上の造船、海洋構造物、橋梁などの材料になる高張力厚鋼板の溶接に用いられるァ一ク溶接法とは、電極形状、溶接材料の有無、溶接条件、などの溶接方法だけでなく溶接部の形状、溶接残留応力なども異なるため、両者では疲労強度の支配要因が異なり、スポット溶接で疲労強度が向上したからといって、スポット溶接での知見をそのままアーク溶接に適応することはできないのである。

—方、特開平 3 — 264645号公報に示されている薄鋼板は鋼の強度と焼入れ性を向上させて、所望の組織を得るために Bを添加したもので、溶接性との関係に関しては触れられていない。さらに、母材以外に溶接部の疲労強度向上に関する記載もない。

特公平 3 — 56301 号公報に示されている鋼板は、極低炭素鋼板のスポット溶接部に関するもので、スポット溶接部の硬度分布を制御しょうとするものであるが、 Bは組織の微細化と粒成長.抑制をねらつて添加したものであり、その添加量の上限値は材質の劣化を抑制するために設定されているのであって、溶接性については全く検討されていない。

本発明は構造部材の溶接部、特にアーク溶接法によつて溶接した溶接部の疲労強度を改善することを目的とする。

本発明はまた、構造部材の溶接部、特に溶接熱影響部（以下 HAZ と称す）の組織の疲労強度を、溶接ま、で前記 HAZ の組織を制御することによって改善することを目的とする。

本発明はまた、溶接直後に溶接割れの生じない良好な溶接性を有する高張力厚鋼板を提供することを目的とする。

本発明はまた、上記の目的を達成する高張力厚鋼板を製造する方法を提供することを目的とする。発明の開示

本発明は上記目的を達成するために以下に示す高張力厚鋼板を提供するものである。

こ、で本発明の基本思想について以下に述べる。

( 1 ) 本発明者らは、溶接継手の疲労試験片のき裂発生 · 伝播の様子をミクロ的に詳細に観察した。その結果、疲労き裂は多くの場合、繰り返し負荷応力が集中する溶接金属と HAZ の境界部から発生し、 HAZ を伝播し、さらに母材に伝播して試験片の破断に至ることを知見した。

以上の観察から、この疲労き裂が発生 · 伝播する HAZ 組織が疲労強度に大きく関係していると考えられる。疲労は転位の繰り返し運動により生じることから、溶接部の疲労強度を向上させるためには疲労き裂が発生 · 伝播しにくくなるように HAZ 組織を強化して、転位の運動を抑制する必要があると考えるに至った。一般に、組織の強化法には固溶強化、析出強化、転位強化等の強化法がある。溶接部は急速に加熱 · 冷却されるため、析出物も溶解されるので、析出強化により溶接まの HAZ 組織を強化することはできない。また、母材を加工転位により強化しても、溶接により転位密度が減少するため、転位強化も適切な強化法ではない。したがつて HAZ 組織を強化するためには固溶強化が有効な手段となる。 . 固溶強化に有効な元素はその効果の順に、 C， N， P， S i , Cu， Moがある。侵入型元素である Cと Nは固溶強化の効果は大きいが、固溶強化以外の焼入れ性や溶接性、靱性等の諸特性に及ぼす影響の方が大きく、単純に添加量を増やしても HAZ 組織を固溶強化する目的だけを達成することはできない。また、 Pも固溶強化の効果は大きいが粒界を脆化させるため、含有量を少なくする必要がある。これに対して、置換型の S i， Cu, Moは添加量に対する固溶強化の割合が C， N， Pより小さいが、これらよりも多く添加できるため固溶強化には有効である。さらに、 S iは、積層欠陥エネルギーを減少させ、交差すベりを減らすことにより、繰り返し塑性変形時の変形の局所化を抑制するとともに、塑性変形の可逆性を高めることにより . き裂の発生を抑制する作用がある。

よって、疲労強度向上には、 S iの添加が有効であると考えられる, 以上の検討をもとに、 S iで固溶強化した種々の高張力鋼について. 図 1 に示す形状の T字隅肉溶接継手を作成し、疲労試験を行った結果、本発明で述べた知見を得るに至った。

( 2 ) また、 T字隅肉溶接継手を作成する際に、 Bを多量に添加した高張力鋼で HAZ に低温割れが観察された。高張力鋼の溶接部に低温割れが生じることはあってはならないことであり、当然繰り返し荷重が負荷された場合は、この割れを起点に容易に疲労破壊が起こることが予想される。ここで、次式に低温割れ感受性を表す炭素当量 P eraを示す。

P cm = C + Si/30+Mn/20 + Cu/20+Ni/60 + Cr/20+ o_/ ^/15 + V/10+ 5 B ··· ( 1 )

この式からもわかるように、 Bは他の元素に比べて低温割れ感受性が最も高い（係数が大きいほど割れ感受性が高い）。

しかし Bは、疲労き裂の発生源となる粒界フユライトを抑制する働きがあるので、低温割れ感受性を考慮する場合は、その抑制効果が飽和する 0.0020%以下にする必要がある。また、元素の組み合わせにより P cmが高い場合には、低温割れ感受性に実質的にほとんど影響しない添加量である 0.0005%未満に抑制することが好ましい。

そこで、 Bを抑制して溶接性を確保することが溶接部の疲労強度向上の前提となる。

なお、低温割れのない良好な溶接性を確保するためには上述のように B以外の元素についても考慮して炭素当量 P cmを制御する必要がある。例えば、本願実施例で示す板厚 15mmの鋼板を溶接する場合- P cmの値を 0.26以下にすることにより室温において良好な溶接を行うことができる。 P cmの値がこれ以上大きい場合には侵入水素量の抑制、鋼板の余熱などの付加工程が必要となる。

( 3 ) さらに、本発明者らは、溶接継手の疲労試験片のき裂発生伝播の様子をミクロ的に詳細に観察した結果、 HAZ 組織と疲労強度の関係についても知見を得た。 HAZ 組織は鋼の焼入れ性によって、フェライト組織 · ベイナィト組織 · マルテンサイト組織に分類され. 通常、市販されている高張力鋼の HAZ 組織は多くの場合べィナイト組織である。ここで、ペイナイト組織は上部べィナイト組織と下部ペイナイト組織の両方とし、顕微鏡組織観察により全組織に占めるペイナイト組織の割合をべイナィト組織分率とした。

HAZ 組織の焼入れ性が低くフェライト組織分率が 20%よりも高くペイナイト組織分率が 80%よりも低い場合、疲労き裂は粒界フェラィトゃフヱライト ' サイド * プレートのような軟質のフヱライト組織から発生しやすいため疲労強度は向上しない。一方、焼入れ性が高くマルテンサイト組織分率が 20%よりも高くペイナイト組織分率が 80%よりも低い場合、疲労き裂は硬質のマルテンサイト組織界面の粒界から発生してしまうため、やはり疲労強度は向上しない。

このような知見に基づき、疲労強度が向上するのはべイナィト組織であり、その組織分率が 80%以上のときに疲労強度の向上効果が顕著に現われることを確認した。

このように HAZ 組織をべイナィト主体の組織にするために、組織の焼入れ性を向上させる元素として、 Ni， Cr， Vを適量添加することも有効である。

本発明は上記（ 1 )(2 ) の効果により、疲労強度と溶接性を向上させた高張力鋼板を提供するものであり、さらに（ 3 ) を組み合わせることにより、さらにより高い疲労強度を達成させた高張力鋼板を提供しうるのである。

なお、 HAZ におけるフユライト組織をより固溶強化し、かつ焼入れ性も向上するために Cu， Moをさらに添加することも有益であり、また、圧延中の未再結晶温度域のフ Xライトの再結晶を抑制するとともに焼入性も向上するために Nbを、オーステナイト粒径の粗大化を抑制するために Tiをそれぞれ添加することも本発明にとって有効 ?ある

また、疲労き裂の発生源となる硫化物を固定し、延性を向上させるために Ca， REM を添加することも有効である。

すなわち、本発明は重量％で、 C ： 0.03〜0.20%、 Si： 0.6〜

2.0 Mn： 0.6〜2.0 %、 A1： 0.01〜0.08%、 N ： 0.002〜0.008 %、 B ： 0.0020%以下とし、残部は Feと不可避的不純物とからなる高張力鋼であり、さらに、必要に応じて、 Cu： 0.1〜1.5 Mo： 0.05〜0.5 %、 Νί ： 0.1〜3.0 %、 Cr： 0.1〜 1.0 %、 V ： 0.01〜 0.10%、 Nb： 0.005〜0.06%、 Ti ： 0.005〜0.05%、 Ca： 0.0005〜 0.0050%、 REM： 0.0005〜0.0050%の範囲で少なくとも 1種の元素を含有する高張力鋼であり、さらには、 HAZ のべイナィト組織分率が 80%以上である溶接部の疲労強度と溶接性に優れた高張力鋼である o 図面の簡単な説明

第 1図 Aは T字隅肉溶接継手の疲労試験片を示す平面図である。第 1図 Bは第 1 図 Aで示す疲労試験片の側面図である。発明を実施するための最良の形態

本発明を実施するための最良の形態を以下に詳述する。

先ず、本発明における母材となる鋼の成分の限定理由を述べる。

Cは母材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。しかしながら、 0.20%超の Cの添加は、母材並びに溶接部の靱性を低下させ、溶接性を悪化させる。従って、 Cの上限を 0.20%とした。また、 Cが低すぎると母材強度の確保が困難となる上に、溶接部の焼入れ性が低下し、疲労強度に有害な粒界初析フヱライトの生成を招く。このように、 Cが 0.03% 未満では疲労強度向上に望ましい組織が得られないため、 Cの下限値を 0.03%とした。

Siは、焼き入れ性をあまり上げない固溶強化元素であり、組織を固溶強化するものであり、転位の運動を抑制し、疲労き裂の発生を抑制する。また、 Siは、鋼板組織の積眉欠陥エネルギーを減少させ交差すベりを減らすことが知られている。そのため、鋼板に塑性変形が繰り返し負荷された時に、転位のすべり線が交差 · 局所化するのを抑制して、塑性変形の可逆性を高めることにより、き裂の発生を抑制させる作用がある。よって、疲労強度向上には、 Siは必須の兀素であ。

Siが 0.6%未満では、固溶強化および積層欠陥エネルギーを減少させる効果が少なく、疲労強度向上は見込めない。従って、下限値を 0.6%とした。逆に、 Siを 2.0%超添加すると、赤スケール発生により表面性状が悪化して疲労き裂の発生源が増加するだけでなく . 靱性も悪化する。従って、上限値を 2.0%とした。

Mnは、靱性をあまり低下させることなく母材強度を上昇させる元素である。 Mnが 0.6%未満では十分な母材強度が得られないため、下限値を 0.6%とした。また、 Mnを 2.0%超添加すると、溶接部の靱性が低下するだけでなく、溶接性、延性も劣化するため、上限値を 2.0%とした。

A1は、脱酸元素として必要で、 0.01%以上添加しないと、脱酸作用を期待できない。一方、 0.08%超添加すると、 A1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。従って、上限値を 0.08%とした。

Nは Tiを添加した場合には Tiと結合して HAZ のオーステナイト粒成長を抑制する。 Nが 0.002%未満ではこの効果が期待できないため、 Nの下限値を 0.002%とした。逆に、多量に添加すると、固溶 N量が増加し、 HAZ 靱性を低下させるので、上限値を 0.008%とし o

Bは、 HAZ 組織の焼き入れ性を向上させる効果とともに、疲労き裂の発生源となる粒界フユライトを抑制する働きがある一方で、溶接割れ感受性を大きく悪化させて溶接性が低下し、その添加によりルート割れ、止端割れ等の溶接割れを生ずる元素である。前述の効果は 0.0020%で飽和するため、 Bの添加量の上限を 0.0020%とした, また、 B以外の合金元素の添加量が多く、 P cmが高い場合は、低温割れ感受性に実質的にほとんど影響しない添加量として、その上限を 0.0005%未満とした。

なお、 P， Sは低いほど好ましい不純物元素である。 Pは母材と溶接部の靱性を考慮し、また Sは同様に母材と溶接部の靱性を考慮するとともに板厚方向の延性の低下も考慮して、それぞれ上限値を 0.020%にすることが望ましい。

Cuおよび Moは、母材および HAZ の焼入れ性を向上するが、これらの元素はむしろ Siと同様に固溶強化により、フヱライト · マトリツクスの強化に有効である。しかし、積層欠陥エネルギーは、 Siほど減少させない。それぞれ 0.1%、 0.05%以上添加しないと、その効果が顕著でないため、これを下限値とした。また、 1.5%、 0.5% 超添加すると、焼入れ性が高すぎて、マルテンサイ卜が生成することにより疲労強度は逆に低下するので、これを上限とした。

Ni, Cr、および Vは、ともに母材および HAZ の焼入れ性を向上させる元素である。各元素毎に効果が現れる添加量として、それぞれ 0.1%、 0.1%、 0.01%を下限値とした。また、過度の添加は、下部べイナィトゃマルテンサイト組織を生成し易くなり、溶接部の疲労強度をむしろ低下させるため、各々の上限値は、 3.0%、 1.0% 0.10%とした。

Nbは、母材強度上昇に効果を有するとともに焼入性にも効果がある元素であり、さらに、鋼板製造時に制御圧延 · 制御冷却を適用する場合には、未再結晶温度域を上昇させて圧延中の再結晶を抑制することにより、広い温度域で制御圧延が可能となるために 0.005% 以上添加することが望ましい。しかしながら、 Nbを多量に含有すると HAZ 靱性を低下させる。従って、 Nbの上限値を 0.06%とした。 Tiは、 Nと結合して TiN となり、 HAZ の組織の細粒化により HAZ . 靱性を向上させる。そのためには、 0.005%以上の添加が必要であるが、 0.05%超の添加では、それ以上の効果は見られないため、下限値を 0.005%、上限値を 0.05%とした。

Caは、疲労き裂の発生源となる硫化物を固定し、延性を向上させる効果がある。また、硫化物を起点とする疲労破壊の発生も抑制できる。添加量が 0.0005%以下ではその効果が期待できず、また

0.0050%超では靱性を低下させる。よって、下限値を 0.0005%、上限値を 0.0050%とした。

REM は、疲労き裂の発生源となる硫化物を固定し、延性を向上させる点で、 Caと同様の効果がある。また、硫化物を起点とする疲労破壊の発生も抑制できる。 REM は希土類元素であればいずれの元素も同様の効果を有すると考えられるが、これらの中でも特に、 La, Ceおよび Yがそれらの代表として挙げられる。 REM 添加による効果が発揮されるには、合計で 0.0005%以上添加することが必要であり . 0.0050%以上添加してもその効果は飽和し、経済的でもなくなる。よって、下限値を 0.0005%、上限値を 0.0050%とした。

次に、本発明の高張力鋼の製造方法について説明する。

本発明は引張強さが 490MPa以上の高張力鋼を主な対象としており . 下記の製造方法を適用することにより、様々な強度の厚鋼板を得ることが可能である。

いずれの製造方法でも、熱間圧延する前には、まず鋼塊を 100% オーステナイト化する必要がある。オーステナイト化するためには Ac₃ 以上に加熱すればよいが、 1250°Cを超えて加熱するとオーステナイト粒が粗大化し、圧延後の結晶粒径が大きくなつて強度、靱性等の母材特性が劣化するため、加熱温度は Ar₃ 以上、 1250°C以下とした。また、良好な母材特性を得るためには、オーステナイト粒径を小さくする必要がある。鋼塊を加熱することにより、オーステナィト粒径が非常に大きくなつているため、オーステナイト粒径を小さくできる再結晶温度域で熱間圧延（通常圧延：約 900〜 1250°Cの温度で 10〜95 %の圧下率の圧延）を行う。

前述の通常圧延による製造方法では、安価に安定して高張力鋼を得ることができる。この場合には、再結晶温度域で熱間圧延を終了し、自然冷却する。ただし、板厚が厚い場合や、添加元素が少ない場合には強度が不足することがある。

制御圧延（未再結晶温度領域での圧延、高張力鋼の場合、約 750 〜900 °C ) による製造方法では、高い強度と靱性を有する高張力鋼を得ることができる。この場合には、オーステナイ卜粒内に圧延による変形帯を導入し、フェライト生成核を増加させた後に、自然冷却することが有効である。変形帯を導入するためには未再結晶温度域で累積圧下率が 40 %以上の熱間圧延が必要であるが、累積圧下率が 90 %を超えると母材靱性が逆に低下するため、累積圧下率を 40〜 90 %とした。

制御圧延と加速冷却を組合せた製造方法によれば、制御圧延のみによる製造方法よりもさらに高い強度を有する高張力鋼を得ることができる。この場合には、フヱライト中の C濃度を高く保持したまま、変態が終了する温度まで加速冷却することが有効である。フエライト中の C濃度を保持するには、 1 °C Z s ec 以上で冷却する必要があるが、 60°C Z s e c を超えると強度上昇は頭打ちになり、靱性が逆に低下するため、冷却速度を 1 〜60°C / s ec とした。また、変態が終了する温度は 600°C以下であるが、通常は室温以上の液体を冷却媒体とするため、冷却停止温度は 600°C〜室温とした。

制御圧延、加速冷却および焼き戻し熱処理による製造方法によれば、制御圧延と加速冷却の組合せによる製造方法よりもさらに高い強度と靱性を有する高張力鋼を得ることができる。この場合には、. 転位の消滅や合体による格子欠陥密度の減少により、加工組織を回復させることが有効である。焼き戻し温度が 300°Cよりも低い場合には、これらの効果が期待できず、 Ad 点以上の温度では回復ではなく変態が開始するため、焼き戻し温度および時間を SOiTC Ac, 点、 10〜120 分とした。実施例

以下に、本発明の実施例について述べる。

各元素添加量の影響を調査するために、本発明鋼 16鋼種、比較鋼 8鋼種、合計 24鋼種について溶解を行い、 90X 200 X 380咖の 50kg スラブをラボにて铸造した。その供試鋼の化学成分および炭素当量を第 1表に示す。炭素当量は前述の式により計算した。

第 2表に各鋼の製造条件（加熱温度、再結晶域累積圧下率、未再結晶域累積圧下率、仕上温度、冷却開始温度、冷却速度、冷却停止温度、および焼き戻し温度）を示した。

ここで、再結晶域累積圧下率は、（h 0 — h 1 ) Zh 0、未再結晶域累積圧下率は、（ h 1 — h 2 ) /h 1で定義される圧下率である。ただし、 h 0 はスラブ厚（mm) 、 h i は再結晶温度域での圧延後板厚あるいは未再結晶温度域での圧延前板厚（mm) 、 h 2は未再結晶温度域での圧延後板厚（mm) である。

各スラブを Ac₃ 点以上、 1250°C以下に加熱し、 60min 保持して、再結晶温度域にて熱間圧延した後、自然冷却するか、あるいは、自然冷却せずに引き続き未再結晶温度域で累積圧下率 40%〜 90%の熱間圧延をした後、自然冷却するか、あるいは自然冷却せずに、 1 〜 SiTCZsec の冷却速度で、 60(TC〜室温で冷却停止し、自然冷却するか、あるいはさらに、 SOiTC Ad 点に加熱して焼き戻しすることにより、仕上げ板厚 15咖に製造した。

これら熱延板の機械的性質を測定した結果として、降伏応力、引張強度、破断伸び、およびシャルピー衝撃値の値も第 2表に併せて示した。

この鋼板を用いて、第 1 図に示す T型隅肉溶接疲労試験片 1 を作成した。図中、 2 は平板、 3 はリブ板で、両板により隅部 4を構成し、この隅部を溶接した。 5 は溶接金属である。試験片 1 の形状は. a = 50mm、 b = 200mm ^ c = 15nrai、 d = 30麵、 e = 15mmであった。溶接方法は被覆アーク溶接、溶接入熱は、 18kJZcmとした。この試験片 1 に対し、応力比 R (最小応カノ最大応力） =0.1 で、 3点曲げ疲労試験を行った結果を第 3表に示した。この表では、繰り返し数が、 1 X 10+⁵回、 2 X 10+⁶回になった時の応力範囲の値を示した。また、第 4表に各鋼の HAZ 組織におけるべイナィト組織分率と斜め y形割れ試験（JIS Z3158)による割れ停止温度を示した。

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·οοοοοο ο ο ο ο ο οοοοοοοο οοο 第 2 表製造条件機械的性質域速度焼さ j 降伏引シヤノレビ- 下し応力強遷移

CO率 (%) 下率 (%) (°C)

(°C/sec)l (。c) CO (MPa)| (MPa) CO

1 950 83 0 954 白然 432 508 92

2 1100 83 0 1001 448 535 73

3 1100 72 40 858 496 583 47

4 1200 67 50 826 808 40 50 550 490 573 96 本 5 1230 72 40 857 841 10 500 516 588 98

6 1200 58 60 849 817 20 580 504 594 92

7 1160 72 40 851 829 40 100 600 473 569 61

8 1200 50 67 800 783 35 150 450 496 584 95 明 9 1240 67 50 810 785 10 450 517 605 45

10 1150 72 40 823 白然^ ¾ϊ 441 519 97 鋼 11 1200 72 40 810 439 533 73

12 1190 50 67 841 471 535 85

13 1210 72 40 866 445 524 71

14 1150 72 40 837 807 20 550 521 592 86

15 1100 50 67 851 824 15 70 500 479 563 84

16 1100 83 0 843 829 30 500 487 573 83

1 960 83 0 891 白然脚 421 498 98 比 2 1230 72 40 841 487 582 61 3 1200 67 50 844 826 40 120 550 470 553 93 4 1150 72 40 850 839 30 550 545 605 86 5 1130 50 67 868 841 20 500 505 587 94 鋼 6 1200 67 50 827 805 30 440 533 592 85 7 1200 58 60 816 797 50 50 500 469 562 65 8 1220 83 0 1050 mm 421 505 78

破伸222 33222 3222222223223232

4997337998748880 3985 1111断び％74 27227 69733632925561111 第 3 表疲労試験結果（MPa) 鋼種 1 X 10⁵ 回 2 X 10⁶ 回疲労強度疲労強度

1 354 224

2 368 231

3 371 238

4 395 266 本 5 £/ U

6 388 258

7 388 258

8 375 247 明 9 372 249

10 381 251 鋼 11 385 257

12 , 383 252

13 387 259

14 one

a y o

15 388 251 -

1 C

丄 0 394 268

1 271 167 比 2 321 194

3 291 178 較 4 303 189

5 286 173 鋼 6 308 184

7 323 191

8 327 199

第 4 表

本発明鋼 1 , 2， 3 は、 Si添加量を 3水準にした実施例である。通常圧延の本発明鋼 1 ， 2 に比べて、未再結晶域累積圧下率 40%の制御圧延を行っている本発明鋼 3 は、降伏応力、引張強度ともに高くなつている。また、 Siの添加に従って、疲労強度は上昇するが、シャルピー遷移温度も上昇するため、実用に供するのに最適な Si添加量が存在することがわかった。

Cu， Mo, Ni, Cr， Nb, V， Ti, B， Ca， REM のグループから少くとも 1種を添加した本発明鋼 4〜16も、 Siによる効果に加えて、 Cu， Moによる固溶強化、 Ni, Cr， Vの焼入れ性向上による効果、 Nbの再結晶抑制、 Ti, Nによる結晶粒粗大化抑制、 Bによる粒界フニライト抑制効果、 Ca， REM による硫化物の抑制による相乗効果により、. 本発明鋼 1〜 3 よりもさらに疲労強度が増大した。ここでは、通常圧延、制御圧延、制御圧延 +加速冷却、制御圧延 +加速冷却 +焼き戻し熱処理の各製造方法を用いているが、通常圧延に比べて、制御圧延を組み合わせた圧延を行うことにより、同じ炭素当量でもより高い強度を有する高張力鋼が得られた。また、溶接継手の疲労強度は母材の降伏応力、引張強度には依存せず、疲労強度を向上させるためには、本発明で述べてきた S iの固溶強化をはじめとする上記の効果が必要不可欠であることがわかる。

一方、比較鋼 1 は S i添加量が本発明鋼の成分範囲より少ない実施例である。疲労強度は S i添加量が本発明鋼の成分範囲内にあるときに向上する。

Cu， Mo, N i , Cr, Nb, V , Bを過度に添加した比較鋼 2〜 8 は、 S iの添加量が適切な範囲に入っているため、疲労強度が比較鋼 1 よりも高い値となっているが、第 4表のペイナイト組織分率からもわかるように、比較鋼 2〜 8 は焼入れ性が高すぎてマルテンサイト組織を形成して、ペイナイト組織分率が低下するため、本発明鋼に比ベて疲労強度は低下した。

また、 Bを過度に添加すると、斜め y割れ試験の割れ停止温度も高くなり、溶接性が極めて悪化した。一方、本発明鋼の割れ停止温度はいずれも低く溶接性は良好であつた。産業上の利用可能性

本発明鋼によれば、造船、海洋構造物、橋梁等に用いられる高張力鋼に関して、鋼板の溶接性を確保した上で、特定の元素を添加して熱影響部の組織を制御することにより、その疲労強度を向上することが可能であり、かつ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させることが可能となつた。

Claims

請求の範囲

1 . 重量％で、 C : 0.03〜0.20%. Si ： 0.6〜2.0 %、 Mn： 0.6 〜2.0 %、 A1： 0.01〜0.08%、 N ： 0.002〜0.008 %、 B ： 0.0020 %以下、残部 Fe及び不可避的不純物からなることを特徴とする溶接部の疲労強度と溶接性に優れた高張力鋼。

2. 重量％で(；11： 0.1〜1.5 %及び Mo： 0.05〜0.5 %のグループから選ばれた少くとも 1種を含有する請求の範囲 1記載の高張力鋼 <

3. 重量％で、 Ni： 0.1〜3.0 %、 Cr： 0.1〜1.0 %、 V ： 0.01 〜0.10%及び Nb： 0.005〜0.06%のグループから選ばれた少くとも 1種を含有する請求の範囲 1又は 2記載の高張力鋼。

4. 重量％で： 0.005〜0.05%、 Ca： 0.0005〜0.0050%及び REM： 0.0005〜0.0050%のグループから選ばれた少くとも 1種を含有する請求の範囲 1， 2又は 3記載の高張力鋼。

5. 重量％で B ： 0.0005%未満含有する請求の範囲 1記載の高張力鋼。

6. 重量％で、 C ： 0.03〜0.20%、 Si： 0.6〜2.0 %、 Mn： 0.6 〜2.0 %、 A1： 0.01〜0.08%、 N ： 0.002〜0.008 %、 B ： 0.0020 %以下、残部 Fe及び不可避的不純物からなり、かつ Ni： 0.1〜3.0 %、 Cr： 0.1〜1.0 %、 V ： 0.01〜0.10%、 Cu： 0.1〜： I.5 %、 Mo 0.05〜0.5 %、及び Nb : 0.005〜0.06%のグループから選ばれた少くとも 1種を含有し、さらに溶接部の熱影響部組織が 80%以上のベィナイト組織分率を有することを特徴とする溶接部の疲労強度と溶接性に優れた高張力鋼。

7. 重量％で、 C ： 0.03〜0.20%、 Si： 0.6〜2.0 %、 Mn： 0.6 〜2.0 %、 A1： 0.01〜0.08%、 N ： 0.002〜0.008 %、 B ： 0.0020 %以下、残部 Fe及び不可避的不純物からなるスラブを Ac₃ 点以上 1250°C以下に加熱し、再結晶温度域で熱間圧延した後、自然冷却することを特徴とする、溶接部の疲労強度と溶接性に優れた高張力鋼の製造方法。

8. 再結晶温度域で熱間圧延した後、引き続き、未再結晶温度域で累積圧下率 40〜90%の熱間圧延をして、自然冷却する請求の範囲 7記載の高張力鋼の製造方法。

9. 再結晶温度域で熱間圧延した後、引き続き、未再結晶温度域で累積圧下率 40〜90%の熱間圧延をして、 1 〜60 86じの冷却速度で、 600°C〜室温で冷却停止し、自然冷却する請求の範囲 7記載の高張力鋼の製造方法。

10. 再結晶温度域で熱間圧延した後、引き続き、未再結晶温度域で累積圧下率 40〜90%の熱間圧延をし、熱間圧延終了後 1 〜60°C/ sec の冷却速度で、 600°C〜室温の温度範囲を冷却し、自然冷却した後、さらに、 SOtTC Ac, 点に加熱して焼き戻し熱処理する請求の範囲 7記載の高張力鋼の製造方法。

11. 重量％で、 Cu： 0.1〜1.5 %、 Mo : 0.05〜0.5 %、 Ni ： 0.1 〜3.0 %、 Cr： 0.1〜1.0 %、 V ： 0.01〜0· 10%、 Nb： 0.005〜〜0.06%、 Ti ： 0.005〜0.05%、 Ca： 0.0005〜 0.0050%及び REM : 0.0005〜0.0050%のグループから選ばれた少くとも 1種を含有する請求の範囲 7〜 10記載の高張力鋼の製造方法。