JPH0873983A - 溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板およびその製造方法 - Google Patents
溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板およびその製造方法Info
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- JPH0873983A JPH0873983A JP20779494A JP20779494A JPH0873983A JP H0873983 A JPH0873983 A JP H0873983A JP 20779494 A JP20779494 A JP 20779494A JP 20779494 A JP20779494 A JP 20779494A JP H0873983 A JPH0873983 A JP H0873983A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 溶接熱影響部（ＨＡＺ）の組織を制御するこ
とにより、構造物の溶接継手の疲労強度を向上する。 【構成】 重量％で、０．０１５≦Ｃ≦０．１５、０．
０１≦Ｓｉ≦２．０、０．２≦Ｍｎ≦１．５、Ｐ≦０．
０３、Ｓ≦０．０１を基本成分とし、必要に応じて、Ａ
ｌ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎ、Ｃ
ａ、ＲＥＭのうちの１種以上を含み、炭素当量値がＳｉ
＜１．０％では０．２４％以下、Ｓｉ≧１．０％では
０．２７５％以下となる化学成分を有することを特徴と
する溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板。
とにより、構造物の溶接継手の疲労強度を向上する。 【構成】 重量％で、０．０１５≦Ｃ≦０．１５、０．
０１≦Ｓｉ≦２．０、０．２≦Ｍｎ≦１．５、Ｐ≦０．
０３、Ｓ≦０．０１を基本成分とし、必要に応じて、Ａ
ｌ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎ、Ｃ
ａ、ＲＥＭのうちの１種以上を含み、炭素当量値がＳｉ
＜１．０％では０．２４％以下、Ｓｉ≧１．０％では
０．２７５％以下となる化学成分を有することを特徴と
する溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、造船・海洋構造物・橋
梁などの分野に用いられる、溶接継手の疲労強度に優れ
た溶接構造用軟鋼と引張強さが５０ｋｇｆ／ｍｍ2 級の
高張力厚鋼板およびそれらの製造方法に関するものであ
る。
梁などの分野に用いられる、溶接継手の疲労強度に優れ
た溶接構造用軟鋼と引張強さが５０ｋｇｆ／ｍｍ2 級の
高張力厚鋼板およびそれらの製造方法に関するものであ
る。
【０００２】
【従来の技術】溶接構造物の大形化と環境保全に対する
要求の高まりに伴い、構造部材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。溶接構造物で想定
される破壊形態としては、疲労破壊、脆性破壊、延性破
壊などがあるが、これらのうち、疲労破壊は実使用環境
下において最も頻繁に発生し易い破壊形態であり、溶接
構造物の信頼性向上のために最も留意すべき問題であ
る。最近の大型タンカーにおける疲労き裂発生、海洋構
造物における疲労き裂を発端とした倒壊など、疲労破壊
が問題となった事例は少なくない。
要求の高まりに伴い、構造部材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。溶接構造物で想定
される破壊形態としては、疲労破壊、脆性破壊、延性破
壊などがあるが、これらのうち、疲労破壊は実使用環境
下において最も頻繁に発生し易い破壊形態であり、溶接
構造物の信頼性向上のために最も留意すべき問題であ
る。最近の大型タンカーにおける疲労き裂発生、海洋構
造物における疲労き裂を発端とした倒壊など、疲労破壊
が問題となった事例は少なくない。
【０００３】これまでに、疲労強度向上に関する技術が
多数提案されているが、そのほとんどは薄鋼板の母材、
あるいはスポット溶接部の疲労強度向上に関するもので
ある。例えば、特開昭６１−９６０５７号公報において
は、ベイナイトの面積比率を５〜６０％とすることで疲
労強度向上が計れることが記載されている。厚鋼板溶接
継手の疲労破壊に関する研究によれば、疲労き裂は溶接
部の応力集中部に発生する。この部分には残留応力も作
用しているため、応力集中と残留応力の重畳作用により
疲労き裂の発生が容易となることが明らかにされてい
る。
多数提案されているが、そのほとんどは薄鋼板の母材、
あるいはスポット溶接部の疲労強度向上に関するもので
ある。例えば、特開昭６１−９６０５７号公報において
は、ベイナイトの面積比率を５〜６０％とすることで疲
労強度向上が計れることが記載されている。厚鋼板溶接
継手の疲労破壊に関する研究によれば、疲労き裂は溶接
部の応力集中部に発生する。この部分には残留応力も作
用しているため、応力集中と残留応力の重畳作用により
疲労き裂の発生が容易となることが明らかにされてい
る。
【０００４】これまでに、溶接部材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いるが、
溶接部疲労強度の改善は、グラインダー研削、溶接ビー
ド最終層を加熱・再溶融により止端部形状を整形するな
どの溶接止端部形状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などの溶接止端部圧縮残
留応力生成によるものなど、力学的要因による改善がほ
とんどであった（特開昭５９−１１０４９０号公報、特
開平１−３０１８２３号公報など）。また、溶接後熱処
理による残留応力低減効果も従来からよく知られたもの
である。
と疲労強度改善に関する膨大な研究がなされているが、
溶接部疲労強度の改善は、グラインダー研削、溶接ビー
ド最終層を加熱・再溶融により止端部形状を整形するな
どの溶接止端部形状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などの溶接止端部圧縮残
留応力生成によるものなど、力学的要因による改善がほ
とんどであった（特開昭５９−１１０４９０号公報、特
開平１−３０１８２３号公報など）。また、溶接後熱処
理による残留応力低減効果も従来からよく知られたもの
である。
【０００５】一方、上記のような特殊な施工や溶接後熱
処理を用いずに、鋼材の成分を限定することによって厚
鋼板溶接継手の疲労強度を改善する方法が提案されてい
る。特願平４−２９４５４４号においては、Ｃｕを０．
５〜２．０％含有した極低Ｃ鋼は溶接残留応力が低く、
同時に溶接熱影響部（以下、ＨＡＺと記す）の強度が確
保されるために溶接継手の疲労強度が向上することが記
載されている。
処理を用いずに、鋼材の成分を限定することによって厚
鋼板溶接継手の疲労強度を改善する方法が提案されてい
る。特願平４−２９４５４４号においては、Ｃｕを０．
５〜２．０％含有した極低Ｃ鋼は溶接残留応力が低く、
同時に溶接熱影響部（以下、ＨＡＺと記す）の強度が確
保されるために溶接継手の疲労強度が向上することが記
載されている。
【０００６】溶接熱影響部の微視組織と疲労強度の関係
はこれまでにほとんど明らかにされていないが、特開平
５−３４５９２８号公報では、ＨＡＺ組織の疲労強度は
島状マルテンサイトの生成により向上することが明らか
にされている。すなわち、硬質の島状マルテンサイトが
ＨＡＺ組織中に存在すると、一旦発生した微視疲労き裂
は伝播を阻止または遅延され、実質的に疲労強度が向上
することが記載されている。
はこれまでにほとんど明らかにされていないが、特開平
５−３４５９２８号公報では、ＨＡＺ組織の疲労強度は
島状マルテンサイトの生成により向上することが明らか
にされている。すなわち、硬質の島状マルテンサイトが
ＨＡＺ組織中に存在すると、一旦発生した微視疲労き裂
は伝播を阻止または遅延され、実質的に疲労強度が向上
することが記載されている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】これらのうち、特開昭
６１−９６０５７号公報記載の発明は、ベイナイト面積
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厚鋼板の突き合わ
せ溶接、または隅肉溶接の疲労強度向上には適用できな
い。
６１−９６０５７号公報記載の発明は、ベイナイト面積
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厚鋼板の突き合わ
せ溶接、または隅肉溶接の疲労強度向上には適用できな
い。
【０００８】特開昭５９−１１０４９０号公報および特
開平１−３０１８２３号公報記載の発明では、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。特願平４−２９４５４４号に記
載の発明は、溶接部の疲労強度向上を計るものである
が、Ｃが０．０１０％以下の極低炭素鋼に関するもので
あり、一般の溶接構造用厚鋼板に適用はできない。
開平１−３０１８２３号公報記載の発明では、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。特願平４−２９４５４４号に記
載の発明は、溶接部の疲労強度向上を計るものである
が、Ｃが０．０１０％以下の極低炭素鋼に関するもので
あり、一般の溶接構造用厚鋼板に適用はできない。
【０００９】特開平５−３４５９２８号公報記載の発明
は、島状マルテンサイトを生成させるために、溶接後に
溶接部をＡｃ1 〜Ａｃ3 の中間温度域に加熱後冷却する
特殊な溶接後熱処理を施すものであり、溶接ままで疲労
強度を向上させることはできない。本発明は、応力集中
度の低減や溶接残留応力の低減を実現するための付加的
な溶接施工による疲労強度向上ではなく、溶接ままでＨ
ＡＺのミクロ組織を制御することにより、突き合わせ溶
接継手または隅肉溶接継手の疲労強度を向上させた溶接
構造用軟鋼板と引張強さが５０ｋｇｆ／ｍｍ2 級の高張
力鋼板、およびそれらの製造方法を提供することを目的
とする。
は、島状マルテンサイトを生成させるために、溶接後に
溶接部をＡｃ1 〜Ａｃ3 の中間温度域に加熱後冷却する
特殊な溶接後熱処理を施すものであり、溶接ままで疲労
強度を向上させることはできない。本発明は、応力集中
度の低減や溶接残留応力の低減を実現するための付加的
な溶接施工による疲労強度向上ではなく、溶接ままでＨ
ＡＺのミクロ組織を制御することにより、突き合わせ溶
接継手または隅肉溶接継手の疲労強度を向上させた溶接
構造用軟鋼板と引張強さが５０ｋｇｆ／ｍｍ2 級の高張
力鋼板、およびそれらの製造方法を提供することを目的
とする。
【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・伝播と、そのミクロ組織依存性に関する
系統的な実験を実施した結果、疲労き裂の発生と伝播を
最も効果的に抑制するＨＡＺミクロ組織はフェライトで
あることを知見した。これに基づいて、炭素当量値を限
定することによりＨＡＺのフェライト組織分率を増加さ
せ、溶接継手の疲労強度を向上できることを見出した。
疲労き裂発生・伝播と、そのミクロ組織依存性に関する
系統的な実験を実施した結果、疲労き裂の発生と伝播を
最も効果的に抑制するＨＡＺミクロ組織はフェライトで
あることを知見した。これに基づいて、炭素当量値を限
定することによりＨＡＺのフェライト組織分率を増加さ
せ、溶接継手の疲労強度を向上できることを見出した。
【００１１】すなわち、本発明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≦０．１５、 ０．０１≦Ｓｉ＜１．０、 ０．２≦Ｍｎ≦１．５、 Ｐ≦０．０３、 Ｓ≦０．０１、 Ｃｅｑ≦０．２４、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなることを特徴とす
る溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板。
記のとおりである。 （１）重量％で、 ０．０１５≦Ｃ≦０．１５、 ０．０１≦Ｓｉ＜１．０、 ０．２≦Ｍｎ≦１．５、 Ｐ≦０．０３、 Ｓ≦０．０１、 Ｃｅｑ≦０．２４、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなることを特徴とす
る溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板。
【００１２】ただし、 Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ
＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋Ｎｂ／３ （２）重量％で、 ０．０１５≦Ｃ≦０．１５、 １．０≦Ｓｉ≦２．０、 ０．２≦Ｍｎ≦１．５、 Ｐ≦０．０３、 Ｓ≦０．０１、 Ｃｅｑ≦０．２７５、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなることを特徴とす
る溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板。
＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋Ｎｂ／３ （２）重量％で、 ０．０１５≦Ｃ≦０．１５、 １．０≦Ｓｉ≦２．０、 ０．２≦Ｍｎ≦１．５、 Ｐ≦０．０３、 Ｓ≦０．０１、 Ｃｅｑ≦０．２７５、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなることを特徴とす
る溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板。
【００１３】ただし、 Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ
＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋Ｎｂ／３ （３）重量％で、 ０．００５≦Ａｌ≦０．１０ を含有することを特徴とする前記（１）または（２）記
載の溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板。 （４）重量％で、 ０．１≦Ｃｕ≦２．０ を含有することを特徴とする前記（１）〜（３）のいず
れか１項に記載の溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造
用厚鋼板。
＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋Ｎｂ／３ （３）重量％で、 ０．００５≦Ａｌ≦０．１０ を含有することを特徴とする前記（１）または（２）記
載の溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板。 （４）重量％で、 ０．１≦Ｃｕ≦２．０ を含有することを特徴とする前記（１）〜（３）のいず
れか１項に記載の溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造
用厚鋼板。
【００１４】（５）重量％で、 ０．１≦Ｎｉ≦２．０ を含有することを特徴とする前記（１）〜（４）のいづ
れか１項に記載の溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造
用厚鋼板。
れか１項に記載の溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造
用厚鋼板。
【００１５】（６）重量％で、 ０．０５≦Ｃｒ≦１．０、 ０．０２≦Ｍｏ≦１．０ の１種または２種を含有することを特徴とする前記
（１）〜（５）のいづれか１項に記載の溶接継手の疲労
強度に優れた溶接構造用厚鋼板。
（１）〜（５）のいづれか１項に記載の溶接継手の疲労
強度に優れた溶接構造用厚鋼板。
【００１６】（７）重量％で、 ０．００５≦Ｎｂ≦０．０８、 ０．００５≦ Ｖ≦０．１０ の１種または２種を含有することを特徴とする前記
（１）〜（６）のいづれか１項に記載の溶接継手の疲労
強度に優れた溶接構造用厚鋼板。
（１）〜（６）のいづれか１項に記載の溶接継手の疲労
強度に優れた溶接構造用厚鋼板。
【００１７】（８）重量％で、 ０．００５≦Ｔｉ≦０．０２５、 ０．００１≦ Ｎ≦０．０１０、 Ｔｉ／Ｎ≦５．０ を含有することを特徴とする前記（１）〜（７）のいづ
れか１項に記載の溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造
用厚鋼板。
れか１項に記載の溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造
用厚鋼板。
【００１８】（９）重量％で、 ０．０００５≦ Ｃａ≦０．００５、 ０．０００５≦ＲＥＭ≦０．００５ の１種または２種を含有することを特徴とする前記
（１）〜（８）のいづれか１項に記載の溶接継手の疲労
強度に優れた溶接構造用厚鋼板。
（１）〜（８）のいづれか１項に記載の溶接継手の疲労
強度に優れた溶接構造用厚鋼板。
【００１９】（１０）前記（１）〜（９）のいずれか１
項に記載の鋼と同一成分を有する鋼塊をＡｃ3 点以上、
１２５０℃以下に加熱後、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継手の疲労強度
に優れた溶接構造用厚鋼板の製造方法。 （１１）前記（１）〜（９）のいずれか１項に記載の鋼
と同一成分を有する鋼塊をＡｃ3 点以上、１２５０℃以
下に加熱後、再結晶温度域で熱間圧延し、引き続き未再
結晶温度域において累積圧下率で４０〜９０％の熱間圧
延をした後、自然冷却することを特徴とする溶接継手の
疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板の製造方法。
項に記載の鋼と同一成分を有する鋼塊をＡｃ3 点以上、
１２５０℃以下に加熱後、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継手の疲労強度
に優れた溶接構造用厚鋼板の製造方法。 （１１）前記（１）〜（９）のいずれか１項に記載の鋼
と同一成分を有する鋼塊をＡｃ3 点以上、１２５０℃以
下に加熱後、再結晶温度域で熱間圧延し、引き続き未再
結晶温度域において累積圧下率で４０〜９０％の熱間圧
延をした後、自然冷却することを特徴とする溶接継手の
疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板の製造方法。
【００２０】（１２）前記（１）〜（９）のいずれか１
項に記載の鋼と同一成分を有する鋼塊をＡｃ3 点以上、
１２５０℃以下に加熱後、再結晶温度域で熱間圧延し、
引き続き未再結晶温度域において累積圧下率で４０〜９
０％の熱間圧延をした後、１〜６０℃／ｓｅｃの冷却速
度で０〜６００℃まで冷却することを特徴とする溶接継
手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板の製造方法。
項に記載の鋼と同一成分を有する鋼塊をＡｃ3 点以上、
１２５０℃以下に加熱後、再結晶温度域で熱間圧延し、
引き続き未再結晶温度域において累積圧下率で４０〜９
０％の熱間圧延をした後、１〜６０℃／ｓｅｃの冷却速
度で０〜６００℃まで冷却することを特徴とする溶接継
手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板の製造方法。
【００２１】（１３）前記（１）〜（９）のいずれか１
項に記載の鋼と同一成分を有する鋼塊をＡｃ3 点以上、
１２５０℃以下に加熱後、再結晶温度域で熱間圧延し、
引き続き未再結晶温度域において累積圧下率で４０〜９
０％の熱間圧延をした後、１〜６０℃／ｓｅｃの冷却速
度で０〜６００℃まで冷却し、さらに３００℃〜Ａｃ 1
点に加熱して焼戻し熱処理することを特徴とする溶接継
手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板の製造方法。
項に記載の鋼と同一成分を有する鋼塊をＡｃ3 点以上、
１２５０℃以下に加熱後、再結晶温度域で熱間圧延し、
引き続き未再結晶温度域において累積圧下率で４０〜９
０％の熱間圧延をした後、１〜６０℃／ｓｅｃの冷却速
度で０〜６００℃まで冷却し、さらに３００℃〜Ａｃ 1
点に加熱して焼戻し熱処理することを特徴とする溶接継
手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板の製造方法。
【００２２】
【作用】本発明者らは、まず溶接継手の疲労試験片のき
裂発生・伝播の状況をミクロ的に詳細に観察を行った。
その結果、ほとんどの疲労き裂は溶接金属とＨＡＺの境
界部、すなわち溶接融合線（ｆｕｓｉｏｎ ｌｉｎｅ；
溶接金属とＨＡＺの境界）付近から発生し、ＨＡＺ内を
伝播し、さらに母材部に突入して試験片の全体破壊に至
ることを知見した。溶接融合線付近は溶接止端部に一致
し、この部分で最も応力集中が高くなるためである。こ
のように、疲労き裂は溶接融合線付近から発生してＨＡ
Ｚ内を伝播するために、疲労強度はＨＡＺのミクロ組織
に大きく影響を受けることが明らかとなった。
裂発生・伝播の状況をミクロ的に詳細に観察を行った。
その結果、ほとんどの疲労き裂は溶接金属とＨＡＺの境
界部、すなわち溶接融合線（ｆｕｓｉｏｎ ｌｉｎｅ；
溶接金属とＨＡＺの境界）付近から発生し、ＨＡＺ内を
伝播し、さらに母材部に突入して試験片の全体破壊に至
ることを知見した。溶接融合線付近は溶接止端部に一致
し、この部分で最も応力集中が高くなるためである。こ
のように、疲労き裂は溶接融合線付近から発生してＨＡ
Ｚ内を伝播するために、疲労強度はＨＡＺのミクロ組織
に大きく影響を受けることが明らかとなった。
【００２３】次に、疲労強度に及ぼすＨＡＺ組織の影響
を解明するために系統的な実験を実施し、以下に示すよ
うな重要な知見を得た。上記のように、疲労き裂の発生
部は溶接融合線近傍であり、さらにき裂伝播の初期段階
はＨＡＺ内である。これらの領域は応力集中部に一致し
ている。ＨＡＺミクロ組織と応力集中の両因子を再現す
ることによりＨＡＺミクロ組織が疲労強度に及ぼす影響
を調査することができる。すなわち、溶接再現熱サイク
ルを与えた鋼材から応力集中を設けた試験片を加工し、
疲労試験に供してＨＡＺミクロ組織と疲労強度の関係を
求めた。試験片の外形寸法は１０×１０×５５ｍｍ、切
欠深さは２ｍｍ、切欠先端半径は０．７５ｍｍで、支点
間距離を４０ｍｍとして３点曲げ繰り返し荷重を与え、
疲労破壊させた。応力集中係数は２．６である。
を解明するために系統的な実験を実施し、以下に示すよ
うな重要な知見を得た。上記のように、疲労き裂の発生
部は溶接融合線近傍であり、さらにき裂伝播の初期段階
はＨＡＺ内である。これらの領域は応力集中部に一致し
ている。ＨＡＺミクロ組織と応力集中の両因子を再現す
ることによりＨＡＺミクロ組織が疲労強度に及ぼす影響
を調査することができる。すなわち、溶接再現熱サイク
ルを与えた鋼材から応力集中を設けた試験片を加工し、
疲労試験に供してＨＡＺミクロ組織と疲労強度の関係を
求めた。試験片の外形寸法は１０×１０×５５ｍｍ、切
欠深さは２ｍｍ、切欠先端半径は０．７５ｍｍで、支点
間距離を４０ｍｍとして３点曲げ繰り返し荷重を与え、
疲労破壊させた。応力集中係数は２．６である。
【００２４】図１は軟鋼および引張強さが５０ｋｇｆ／
ｍｍ2 級の強度を有する実験室真空溶解鋼を素材とし
て、最高加熱温度を１４００℃、８００〜５００℃の冷
却時間を１〜３０秒とした溶接再現熱サイクルを与えた
再現ＨＡＺ材の疲労限度比（疲労限／再現ＨＡＺ材の引
張強さ）を再現ＨＡＺ材の引張強さに対してプロットし
たものである。２００倍の光学顕微鏡で観察した再現Ｈ
ＡＺ材のミクロ組織写真からポイントカウンティング法
によりミクロ組織の面積率を測定し、面積率で６０％以
上を占めるミクロ組織を決定し、このミクロ組織の種類
によりプロットデータを分類した。同図から明らかなよ
うに、疲労限度比はＨＡＺミクロ組織に大きく依存す
る。すなわち、マルテンサイト、下部ベイナイト、下部
ベイナイト・上部ベイナイト混合組織、上部ベイナイ
ト、フェライトの順に疲労限度比が高くなり、フェライ
ト組織が最も優れた疲労特性を有する組織であることを
知見した。
ｍｍ2 級の強度を有する実験室真空溶解鋼を素材とし
て、最高加熱温度を１４００℃、８００〜５００℃の冷
却時間を１〜３０秒とした溶接再現熱サイクルを与えた
再現ＨＡＺ材の疲労限度比（疲労限／再現ＨＡＺ材の引
張強さ）を再現ＨＡＺ材の引張強さに対してプロットし
たものである。２００倍の光学顕微鏡で観察した再現Ｈ
ＡＺ材のミクロ組織写真からポイントカウンティング法
によりミクロ組織の面積率を測定し、面積率で６０％以
上を占めるミクロ組織を決定し、このミクロ組織の種類
によりプロットデータを分類した。同図から明らかなよ
うに、疲労限度比はＨＡＺミクロ組織に大きく依存す
る。すなわち、マルテンサイト、下部ベイナイト、下部
ベイナイト・上部ベイナイト混合組織、上部ベイナイ
ト、フェライトの順に疲労限度比が高くなり、フェライ
ト組織が最も優れた疲労特性を有する組織であることを
知見した。
【００２５】ごく一般に用いられている溶接構造用軟鋼
（代表的な成分は０．１４％Ｃ−０．２％Ｓｉ−０．９
％Ｍｎ）や引張強さが５０ｋｇｆ／ｍｍ2 級の圧延まま
高張力鋼（代表的な成分は０．１７％Ｃ−０．３％Ｓｉ
−１．４％Ｍｎ）は炭素当量値が高く、ＨＡＺの焼入れ
性が高いために、入熱が５０ｋＪ／ｃｍ以下の小・中入
熱溶接では、ＨＡＺミクロ組織はベイナイトあるいはマ
ルテンサイト主体の組織となる。従って、このような鋼
では疲労限度比が低く、ＨＡＺから疲労破壊が容易に発
生することが図１から理解できる。本実験から、ＨＡＺ
のミクロ組織をフェライト主体組織とすることにより疲
労限度比を高め、溶接継手の疲労強度を向上できること
が初めて明らかとなった。
（代表的な成分は０．１４％Ｃ−０．２％Ｓｉ−０．９
％Ｍｎ）や引張強さが５０ｋｇｆ／ｍｍ2 級の圧延まま
高張力鋼（代表的な成分は０．１７％Ｃ−０．３％Ｓｉ
−１．４％Ｍｎ）は炭素当量値が高く、ＨＡＺの焼入れ
性が高いために、入熱が５０ｋＪ／ｃｍ以下の小・中入
熱溶接では、ＨＡＺミクロ組織はベイナイトあるいはマ
ルテンサイト主体の組織となる。従って、このような鋼
では疲労限度比が低く、ＨＡＺから疲労破壊が容易に発
生することが図１から理解できる。本実験から、ＨＡＺ
のミクロ組織をフェライト主体組織とすることにより疲
労限度比を高め、溶接継手の疲労強度を向上できること
が初めて明らかとなった。
【００２６】図１で示したように、応力集中を有する疲
労試験においては高温変態組織ほど疲労限度比が高くな
り、逆に、低温変態組織ほど疲労限度比が低くなる。こ
のような疲労強度がミクロ組織に依存する原因は完全に
は解明されていないが、（１）低温変態組織ほど変態時
に導入された転位密度が高く、この転位は繰り返し応力
を受けると再配列されてしまうために転位強化は疲労強
度にはあまり寄与しない、（２）低温変態組織になると
ベイナイトやマルテンサイトのラス界面、あるいは旧オ
ーステナイト粒界の強度が粒内組織の強度に比べて相対
的に低くなり、ラス界面や旧オーステナイト粒界で疲労
き裂が容易に発生する、（３）フェライト組織では伝播
するき裂先端における塑性変形が顕著で、塑性吸収エネ
ルギーが増大し、その結果としてき裂伝播を遅延させ
る、などの理由が考えられる。
労試験においては高温変態組織ほど疲労限度比が高くな
り、逆に、低温変態組織ほど疲労限度比が低くなる。こ
のような疲労強度がミクロ組織に依存する原因は完全に
は解明されていないが、（１）低温変態組織ほど変態時
に導入された転位密度が高く、この転位は繰り返し応力
を受けると再配列されてしまうために転位強化は疲労強
度にはあまり寄与しない、（２）低温変態組織になると
ベイナイトやマルテンサイトのラス界面、あるいは旧オ
ーステナイト粒界の強度が粒内組織の強度に比べて相対
的に低くなり、ラス界面や旧オーステナイト粒界で疲労
き裂が容易に発生する、（３）フェライト組織では伝播
するき裂先端における塑性変形が顕著で、塑性吸収エネ
ルギーが増大し、その結果としてき裂伝播を遅延させ
る、などの理由が考えられる。
【００２７】応力集中の少ない平滑試験片においては疲
労強度のミクロ組織依存性は少なく、むしろ静的な引張
強さと高い相関関係を有することが知られている。上に
示したように、再現ＨＡＺ材疲労強度がミクロ組織によ
り影響を受け、特にフェライト主体組織で疲労限度比が
上昇することは応力集中部で特異的に生じる現象であ
り、ミクロ組織をフェライト主体組織とすることによる
疲労強度向上の効果は溶接継手のように応力集中が存在
する場合に特に顕著に作用するものである。
労強度のミクロ組織依存性は少なく、むしろ静的な引張
強さと高い相関関係を有することが知られている。上に
示したように、再現ＨＡＺ材疲労強度がミクロ組織によ
り影響を受け、特にフェライト主体組織で疲労限度比が
上昇することは応力集中部で特異的に生じる現象であ
り、ミクロ組織をフェライト主体組織とすることによる
疲労強度向上の効果は溶接継手のように応力集中が存在
する場合に特に顕著に作用するものである。
【００２８】上記のように、ＨＡＺミクロ組織をフェラ
イト組織とすることが疲労強度向上の上で最も望ましい
が、ＨＡＺが溶接中に受ける連続冷却変態で１００％フ
ェライト組織とすることは、特に冷却速度が大きい小・
中入熱溶接では困難であり、必然的にフェライトより変
態温度が低いベイナイトなどの組織が混入する。しかし
ながら、上部ベイナイトはフェライトに次いで疲労限度
比が高いために、上部ベイナイトが多少混入してもＨＡ
Ｚの疲労強度をあまり低下させないことが期待できる。
イト組織とすることが疲労強度向上の上で最も望ましい
が、ＨＡＺが溶接中に受ける連続冷却変態で１００％フ
ェライト組織とすることは、特に冷却速度が大きい小・
中入熱溶接では困難であり、必然的にフェライトより変
態温度が低いベイナイトなどの組織が混入する。しかし
ながら、上部ベイナイトはフェライトに次いで疲労限度
比が高いために、上部ベイナイトが多少混入してもＨＡ
Ｚの疲労強度をあまり低下させないことが期待できる。
【００２９】図２は再現ＨＡＺ材の疲労限度比をフェラ
イト面積率に対してプロットしたものである。図から明
らかなことは、（１）フェライト面積率が増加するに従
って疲労限度比は上昇する。さらに、フェライト面積率
が６０％以上であれば疲労限度比が著しく上昇する。疲
労限度比の向上はフェライト面積率が６０％以上の範囲
において特に顕著である。（２）同一のフェライト面積
率で比較すると、Ｓｉを１．０％以上添加した鋼はＳｉ
添加量が１．０％未満の鋼に比べてさらに疲労限度比が
上昇する。この結果から、ＨＡＺのフェライト面積率を
６０％以上とすることにより疲労限度比を向上でき、さ
らにＳｉを１．０％以上添加すると疲労限度比向上の効
果は顕著となることが明らかとなった。
イト面積率に対してプロットしたものである。図から明
らかなことは、（１）フェライト面積率が増加するに従
って疲労限度比は上昇する。さらに、フェライト面積率
が６０％以上であれば疲労限度比が著しく上昇する。疲
労限度比の向上はフェライト面積率が６０％以上の範囲
において特に顕著である。（２）同一のフェライト面積
率で比較すると、Ｓｉを１．０％以上添加した鋼はＳｉ
添加量が１．０％未満の鋼に比べてさらに疲労限度比が
上昇する。この結果から、ＨＡＺのフェライト面積率を
６０％以上とすることにより疲労限度比を向上でき、さ
らにＳｉを１．０％以上添加すると疲労限度比向上の効
果は顕著となることが明らかとなった。
【００３０】上にも述べたとおり、ごく一般に用いられ
ている溶接構造用軟鋼や引張強さが５０ｋｇｆ／ｍｍ2
級の圧延まま高張力鋼は炭素当量値が高く、ＨＡＺの焼
入れ性が高いため、これらの鋼では小・中入熱溶接のＨ
ＡＺミクロ組織がベイナイト・マルテンサイト組織とな
る。このためにＨＡＺの疲労強度向上は望めない。ＨＡ
Ｚの疲労破壊に対する感受性を低くし、応力集中下にお
いても疲労き裂の発生を防止し、あるいは発生したき裂
の伝播を遅延させるためには、ＨＡＺミクロ組織をフェ
ライト主体組織とすることが効果的である。ＨＡＺミク
ロ組織をフェライト主体とするためにはＨＡＺ焼入れ性
を低下させることが必要である。このために、ＨＡＺ焼
入れ性を表す指標である炭素当量の値を限界値以下に限
定する必要がある。ここで、ＨＡＺのフェライト面積率
を最も正確に表す炭素当量式を検討した結果、一般に使
用されているＩＩＷの炭素当量式にＮｂの焼入れ性上昇
効果を考慮した次式、 Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ
＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋Ｎｂ／３ を用いればよいことが明らかとなった。
ている溶接構造用軟鋼や引張強さが５０ｋｇｆ／ｍｍ2
級の圧延まま高張力鋼は炭素当量値が高く、ＨＡＺの焼
入れ性が高いため、これらの鋼では小・中入熱溶接のＨ
ＡＺミクロ組織がベイナイト・マルテンサイト組織とな
る。このためにＨＡＺの疲労強度向上は望めない。ＨＡ
Ｚの疲労破壊に対する感受性を低くし、応力集中下にお
いても疲労き裂の発生を防止し、あるいは発生したき裂
の伝播を遅延させるためには、ＨＡＺミクロ組織をフェ
ライト主体組織とすることが効果的である。ＨＡＺミク
ロ組織をフェライト主体とするためにはＨＡＺ焼入れ性
を低下させることが必要である。このために、ＨＡＺ焼
入れ性を表す指標である炭素当量の値を限界値以下に限
定する必要がある。ここで、ＨＡＺのフェライト面積率
を最も正確に表す炭素当量式を検討した結果、一般に使
用されているＩＩＷの炭素当量式にＮｂの焼入れ性上昇
効果を考慮した次式、 Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ
＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋Ｎｂ／３ を用いればよいことが明らかとなった。
【００３１】図３は実験室真空溶解鋼再現ＨＡＺのフェ
ライト面積率を上記の炭素当量に対してプロットしたも
のである。同図から明らかなことは、まずＨＡＺフェラ
イト面積率は炭素当量と良い相関を示し、炭素当量値が
低いほどＨＡＺフェライト面積率が上昇する。しかし、
同一の炭素当量値で比較すると、Ｓｉを１．０％以上添
加した鋼はさらにフェライト面積率が上昇することが明
らかとなった。図２の結果から、ＨＡＺ疲労強度向上に
はＨＡＺのフェライト面積率を６０％以上とすることが
必要であるが、これを実現するためには、Ｓｉ添加量が
１．０％未満の鋼には炭素当量値を０．２４％以下、Ｓ
ｉ添加量が１．０％以上の鋼では炭素当量値を０．２７
５％以下とすればよいことがわかる。Ｓｉを１．０％以
上添加することにより炭素当量上限値を０．２７５％ま
で上げることが可能であり、従ってＳｉを１．０％以上
添加することによってＨＡＺの疲労強度を向上できるだ
けでなく、板厚の厚い鋼板でも母材強度の確保が容易に
なる。
ライト面積率を上記の炭素当量に対してプロットしたも
のである。同図から明らかなことは、まずＨＡＺフェラ
イト面積率は炭素当量と良い相関を示し、炭素当量値が
低いほどＨＡＺフェライト面積率が上昇する。しかし、
同一の炭素当量値で比較すると、Ｓｉを１．０％以上添
加した鋼はさらにフェライト面積率が上昇することが明
らかとなった。図２の結果から、ＨＡＺ疲労強度向上に
はＨＡＺのフェライト面積率を６０％以上とすることが
必要であるが、これを実現するためには、Ｓｉ添加量が
１．０％未満の鋼には炭素当量値を０．２４％以下、Ｓ
ｉ添加量が１．０％以上の鋼では炭素当量値を０．２７
５％以下とすればよいことがわかる。Ｓｉを１．０％以
上添加することにより炭素当量上限値を０．２７５％ま
で上げることが可能であり、従ってＳｉを１．０％以上
添加することによってＨＡＺの疲労強度を向上できるだ
けでなく、板厚の厚い鋼板でも母材強度の確保が容易に
なる。
【００３２】Ｓｉを添加することによる疲労限度比向上
の理由は、（１）Ｓｉはフェライト形成元素であるため
ＨＡＺ組織のフェライト面積率を増加させることに加
え、（２）Ｓｉの固溶強化により疲労繰り返し中の転位
の運動に対する抵抗力が上昇すること、さらに（３）積
層欠陥エネルギーの低下により交差すべりが生じ難くな
り、繰り返し塑性変形の可逆性が高まることにより、非
可逆塑性変形によって蓄積される歪が増加し難くなるた
めであると考えられる。このようなＳｉの効果は溶接部
疲労強度だけでなく、フェライト主体組織である母材の
疲労強度向上にも効果を発揮する。
の理由は、（１）Ｓｉはフェライト形成元素であるため
ＨＡＺ組織のフェライト面積率を増加させることに加
え、（２）Ｓｉの固溶強化により疲労繰り返し中の転位
の運動に対する抵抗力が上昇すること、さらに（３）積
層欠陥エネルギーの低下により交差すべりが生じ難くな
り、繰り返し塑性変形の可逆性が高まることにより、非
可逆塑性変形によって蓄積される歪が増加し難くなるた
めであると考えられる。このようなＳｉの効果は溶接部
疲労強度だけでなく、フェライト主体組織である母材の
疲労強度向上にも効果を発揮する。
【００３３】実溶接継手のＨＡＺで応力集中が高い領域
は溶接融合線から１．０ｍｍ以内の範囲であり、疲労き
裂が発生するのはこの領域内である。従って、溶接融合
線から１．０ｍｍのＨＡＺにおいてフェライト面積率を
６０％以上とすることが重要である。上記の検討結果か
ら明らかなように、本発明の骨子はＨＡＺミクロ組織を
フェライト主体とすることによりＨＡＺの疲労破壊感受
性を低め、溶接継手の疲労強度を向上させるものであ
り、これを実現するために上記で定義した炭素当量値を
Ｓｉ添加量の範囲に応じて限定するものである。
は溶接融合線から１．０ｍｍ以内の範囲であり、疲労き
裂が発生するのはこの領域内である。従って、溶接融合
線から１．０ｍｍのＨＡＺにおいてフェライト面積率を
６０％以上とすることが重要である。上記の検討結果か
ら明らかなように、本発明の骨子はＨＡＺミクロ組織を
フェライト主体とすることによりＨＡＺの疲労破壊感受
性を低め、溶接継手の疲労強度を向上させるものであ
り、これを実現するために上記で定義した炭素当量値を
Ｓｉ添加量の範囲に応じて限定するものである。
【００３４】以上の基本思想を基に、各合金元素の範囲
を限定した理由を以下に述べる。ＣはＨＡＺの焼入れ性
を上昇する元素であり、多量に添加するとベイナイトや
マルテンサイト組織が生成しやすくなる。ＨＡＺのフェ
ライト面積率を増加し、疲労強度を高めるためにはＣ量
は低いほうが望ましい。しかし、Ｃは母材の強度を上昇
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。Ｃ量が０．０１５％未満では母材
強度を確保できないため、下限値を０．０１５％とし
た。逆に、０．１５％超ではＨＡＺ焼入れ性が高くなり
過ぎてフェライト面積率が低下し、疲労強度を向上でき
ない。さらに、母材およびＨＡＺの靱性が顕著に低下す
る。従って、Ｃ量の上限値を０．１５％とした。母材強
度と疲労強度向上のバランスを考慮すると、０．０２〜
０．０７％のＣ量が最も望ましい。
を限定した理由を以下に述べる。ＣはＨＡＺの焼入れ性
を上昇する元素であり、多量に添加するとベイナイトや
マルテンサイト組織が生成しやすくなる。ＨＡＺのフェ
ライト面積率を増加し、疲労強度を高めるためにはＣ量
は低いほうが望ましい。しかし、Ｃは母材の強度を上昇
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。Ｃ量が０．０１５％未満では母材
強度を確保できないため、下限値を０．０１５％とし
た。逆に、０．１５％超ではＨＡＺ焼入れ性が高くなり
過ぎてフェライト面積率が低下し、疲労強度を向上でき
ない。さらに、母材およびＨＡＺの靱性が顕著に低下す
る。従って、Ｃ量の上限値を０．１５％とした。母材強
度と疲労強度向上のバランスを考慮すると、０．０２〜
０．０７％のＣ量が最も望ましい。
【００３５】Ｓｉは脱酸剤として有用な元素である上
に、上記のとおり疲労強度向上に効果を発揮する添加元
素である。Ｓｉ量が０．０１％未満では脱酸が不十分と
なり、介在物が増加し、母材の延性や靱性を低下させ
る。従って、Ｓｉ量の下限値を０．０１％とした。Ｓｉ
添加量が高いほどフェライトの強化とＨＡＺのフェライ
ト面積率増加が顕著となり、疲労強度向上の目的のため
にはＳｉ添加量は高いほど望ましい。しかし、Ｓｉ添加
量が高いほど母材とＨＡＺの靱性は低下する。靱性低下
はＳｉ量が２．０％を超えると顕著となる。このため、
Ｓｉ量の上限値を２．０％とした。
に、上記のとおり疲労強度向上に効果を発揮する添加元
素である。Ｓｉ量が０．０１％未満では脱酸が不十分と
なり、介在物が増加し、母材の延性や靱性を低下させ
る。従って、Ｓｉ量の下限値を０．０１％とした。Ｓｉ
添加量が高いほどフェライトの強化とＨＡＺのフェライ
ト面積率増加が顕著となり、疲労強度向上の目的のため
にはＳｉ添加量は高いほど望ましい。しかし、Ｓｉ添加
量が高いほど母材とＨＡＺの靱性は低下する。靱性低下
はＳｉ量が２．０％を超えると顕著となる。このため、
Ｓｉ量の上限値を２．０％とした。
【００３６】Ｍｎは母材強度確保に有効な元素である。
Ｍｎ量が０．２％未満では母材強度を確保できないた
め、下限値を０．２％とした。逆に、１．５％超添加す
ると、ＨＡＺ焼入れ性が上昇し、ＨＡＺミクロ組織をフ
ェライト主体とすることができない。従って、Ｍｎ量の
上限値を１．５％とした。Ｐは低いほど好ましく、０．
０３％超含有すると母材とＨＡＺの靱性を顕著に低下さ
せる。従って、Ｐ量の上限値を０．０３％とした。
Ｍｎ量が０．２％未満では母材強度を確保できないた
め、下限値を０．２％とした。逆に、１．５％超添加す
ると、ＨＡＺ焼入れ性が上昇し、ＨＡＺミクロ組織をフ
ェライト主体とすることができない。従って、Ｍｎ量の
上限値を１．５％とした。Ｐは低いほど好ましく、０．
０３％超含有すると母材とＨＡＺの靱性を顕著に低下さ
せる。従って、Ｐ量の上限値を０．０３％とした。
【００３７】Ｓは低いほど好ましく、０．０１％超含有
するとＭｎＳ析出が顕著となり、母材とＨＡＺの靱性を
害し、板厚方向の延性も低下させる。さらに、ＭｎＳ介
在物が多量に存在すると、これが疲労き裂の起点となり
疲労強度のばらつきの原因となる。従って、Ｓ量の上限
値を０．０１％とした。Ａｌは必要に応じて添加する元
素であり、脱酸により鋼中介在物を減少させるのに有効
な元素である。Ａｌが０．００５％未満では脱酸が不十
分で鋼中介在物が減少できない。従って、下限を０．０
０５％とした。逆に０．１０％超含有すると、アルミナ
系介在物が増加して延性低下を来すとともに、疲労き裂
の発生を容易とする。従って、上限を０．１０％とし
た。Ｔｉ、Ｃａ、ＲＥＭの強脱酸元素を含有する場合に
は、Ａｌを０．００５％以下とすることができる。
するとＭｎＳ析出が顕著となり、母材とＨＡＺの靱性を
害し、板厚方向の延性も低下させる。さらに、ＭｎＳ介
在物が多量に存在すると、これが疲労き裂の起点となり
疲労強度のばらつきの原因となる。従って、Ｓ量の上限
値を０．０１％とした。Ａｌは必要に応じて添加する元
素であり、脱酸により鋼中介在物を減少させるのに有効
な元素である。Ａｌが０．００５％未満では脱酸が不十
分で鋼中介在物が減少できない。従って、下限を０．０
０５％とした。逆に０．１０％超含有すると、アルミナ
系介在物が増加して延性低下を来すとともに、疲労き裂
の発生を容易とする。従って、上限を０．１０％とし
た。Ｔｉ、Ｃａ、ＲＥＭの強脱酸元素を含有する場合に
は、Ａｌを０．００５％以下とすることができる。
【００３８】Ｃｕは母材強度上昇に効果を示す元素であ
る。Ｃｕ量が０．１％未満では強度上昇効果を期待でき
ないため、下限値を０．１％とした。Ｃｕは焼入れ性向
上と固溶強化により母材の強度上昇に寄与するだけでな
く、圧延・冷却後の焼戻し熱処理により微細Ｃｕを析出
することにより著しく母材強度を上昇させることができ
る。炭素当量値が低い本発明鋼ではこの効果は特に有効
である。析出硬化を発揮させるためには、Ｃｕは０．４
％以上の添加が必要である。しかし、２．０％超添加す
るとＨＡＺ焼入れ性が高くなり、フェライト主体組織と
することができないし、また鋳造割れが発生しやすくな
るため、Ｃｕ量の上限値を２．０％とした。
る。Ｃｕ量が０．１％未満では強度上昇効果を期待でき
ないため、下限値を０．１％とした。Ｃｕは焼入れ性向
上と固溶強化により母材の強度上昇に寄与するだけでな
く、圧延・冷却後の焼戻し熱処理により微細Ｃｕを析出
することにより著しく母材強度を上昇させることができ
る。炭素当量値が低い本発明鋼ではこの効果は特に有効
である。析出硬化を発揮させるためには、Ｃｕは０．４
％以上の添加が必要である。しかし、２．０％超添加す
るとＨＡＺ焼入れ性が高くなり、フェライト主体組織と
することができないし、また鋳造割れが発生しやすくな
るため、Ｃｕ量の上限値を２．０％とした。
【００３９】Ｎｉは母材とＨＡＺの靱性を向上させる元
素であり、靱性向上のためには０．１％以上添加するこ
とが必要である。しかし、２．０％超添加すると、ＨＡ
Ｚ焼入れ性が高くなり、ＨＡＺ組織をフェライト主体と
することができない。従って、Ｎｉ量の上限値を２．０
％とした。Ｃｒは焼入れ性を向上させるとともに、母材
の強度向上にも効果のある元素である。０．０５％未満
では母材強度上昇効果が顕著でないので、Ｃｒ量の下限
値を０．０５％とした。逆に１．０％超添加すると、Ｈ
ＡＺ焼入れ性が高くなり過ぎてフェライト面積率を６０
％以上とすることができなくなるし、母材およびＨＡＺ
の靱性低下が著しくなる。従って、Ｃｒ量の上限値を
１．０％とした。
素であり、靱性向上のためには０．１％以上添加するこ
とが必要である。しかし、２．０％超添加すると、ＨＡ
Ｚ焼入れ性が高くなり、ＨＡＺ組織をフェライト主体と
することができない。従って、Ｎｉ量の上限値を２．０
％とした。Ｃｒは焼入れ性を向上させるとともに、母材
の強度向上にも効果のある元素である。０．０５％未満
では母材強度上昇効果が顕著でないので、Ｃｒ量の下限
値を０．０５％とした。逆に１．０％超添加すると、Ｈ
ＡＺ焼入れ性が高くなり過ぎてフェライト面積率を６０
％以上とすることができなくなるし、母材およびＨＡＺ
の靱性低下が著しくなる。従って、Ｃｒ量の上限値を
１．０％とした。
【００４０】Ｍｏは焼入れ性を向上させるとともに、母
材の強度向上にも効果のある元素である。圧延・冷却後
に焼戻し熱処理を実施する場合には、微細Ｍｏ炭化物を
析出させて、さらに強度の向上が計れる。Ｍｏ量が０．
０２％未満では母材の強度向上効果が顕著でないので、
下限値を０．０２％とした。逆に、１．０％超添加する
と、ＨＡＺ焼入れ性が高くなり過ぎてフェライト面積率
を６０％以上とすることができなくなるし、母材および
ＨＡＺの靱性低下が著しくなる。従って、Ｍｏ量の上限
値を１．０％とした。
材の強度向上にも効果のある元素である。圧延・冷却後
に焼戻し熱処理を実施する場合には、微細Ｍｏ炭化物を
析出させて、さらに強度の向上が計れる。Ｍｏ量が０．
０２％未満では母材の強度向上効果が顕著でないので、
下限値を０．０２％とした。逆に、１．０％超添加する
と、ＨＡＺ焼入れ性が高くなり過ぎてフェライト面積率
を６０％以上とすることができなくなるし、母材および
ＨＡＺの靱性低下が著しくなる。従って、Ｍｏ量の上限
値を１．０％とした。
【００４１】Ｎｂは炭窒化物を形成して母材の強度向上
と細粒化に効果がある。圧延・冷却後に焼戻し熱処理を
実施する場合には、微細Ｎｂ炭窒化物を析出させて、さ
らに強度の向上が計れる。Ｎｂ量が０．００５％未満で
はこの効果が顕著でないので下限値を０．００５％とし
た。逆に、０．０８０％超添加すると、ＨＡＺ焼入れ性
が高くなり過ぎてフェライト面積率を６０％以上とする
ことができなくなる。従って、Ｎｂ量の上限値を０．０
８０％とした。
と細粒化に効果がある。圧延・冷却後に焼戻し熱処理を
実施する場合には、微細Ｎｂ炭窒化物を析出させて、さ
らに強度の向上が計れる。Ｎｂ量が０．００５％未満で
はこの効果が顕著でないので下限値を０．００５％とし
た。逆に、０．０８０％超添加すると、ＨＡＺ焼入れ性
が高くなり過ぎてフェライト面積率を６０％以上とする
ことができなくなる。従って、Ｎｂ量の上限値を０．０
８０％とした。
【００４２】Ｖは炭窒化物を形成して母材の強度向上と
細粒化に効果がある。圧延・冷却後に焼戻し熱処理を実
施する場合には、微細Ｖ炭窒化物を析出させて、さらに
強度の向上が計れる。Ｖ量が０．００５％未満ではこの
効果が顕著でないので、下限値を０．００５％とした。
逆に、０．１０％超添加すると、ＨＡＺ焼入れ性が高く
なり過ぎてフェライト面積率を６０％以上とすることが
できなくなる。従って、Ｖ量の上限値を０．１０％とし
た。
細粒化に効果がある。圧延・冷却後に焼戻し熱処理を実
施する場合には、微細Ｖ炭窒化物を析出させて、さらに
強度の向上が計れる。Ｖ量が０．００５％未満ではこの
効果が顕著でないので、下限値を０．００５％とした。
逆に、０．１０％超添加すると、ＨＡＺ焼入れ性が高く
なり過ぎてフェライト面積率を６０％以上とすることが
できなくなる。従って、Ｖ量の上限値を０．１０％とし
た。
【００４３】Ｔｉは適量のＮとの組み合わせによりＴｉ
Ｎを生成し、ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制
するとともに固溶Ｎを低下させるためにＨＡＺ靱性を向
上させる。さらに、ＴｉＮを核としてオーステナイト粒
内からもフェライトを生成させ、ＨＡＺ靱性を向上させ
る。Ｔｉ量が０．００５％未満ではこれらの効果が顕著
でないため、下限値を０．００５％とした。しかし、
０．０２５％超、またはＴｉ／Ｎ比が５．０を超えて添
加すると、Ｔｉの炭化物を多量に生成して母材とＨＡＺ
の靱性を低下させる。従って、Ｔｉ添加量の上限値を
０．０２５％とし、Ｔｉ／Ｎの上限を５．０とした。
Ｎを生成し、ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制
するとともに固溶Ｎを低下させるためにＨＡＺ靱性を向
上させる。さらに、ＴｉＮを核としてオーステナイト粒
内からもフェライトを生成させ、ＨＡＺ靱性を向上させ
る。Ｔｉ量が０．００５％未満ではこれらの効果が顕著
でないため、下限値を０．００５％とした。しかし、
０．０２５％超、またはＴｉ／Ｎ比が５．０を超えて添
加すると、Ｔｉの炭化物を多量に生成して母材とＨＡＺ
の靱性を低下させる。従って、Ｔｉ添加量の上限値を
０．０２５％とし、Ｔｉ／Ｎの上限を５．０とした。
【００４４】ＮはＴｉと結合してＴｉＮを生成し、ＨＡ
Ｚのオーステナイト粒成長抑制と粒内変態フェライトに
より靱性を向上させる。Ｎ量が０．００１％未満ではこ
の効果が期待できないため、下限値を０．００１％とし
た。しかし、０．０１０％超添加すると、固溶Ｎ量が増
加して母材ならびにＨＡＺの靱性を低下させる。このた
めに、Ｎ量の上限値を０．０１０％とした。ＴｉとＮの
適量添加によりＴｉＮを生成して上記効果を発揮できる
が、過剰Ｎ、あるいは過剰Ｔｉの弊害を少なくするため
には、Ｔｉ／Ｎの比を２．０〜３．４の範囲とすること
が望ましい。
Ｚのオーステナイト粒成長抑制と粒内変態フェライトに
より靱性を向上させる。Ｎ量が０．００１％未満ではこ
の効果が期待できないため、下限値を０．００１％とし
た。しかし、０．０１０％超添加すると、固溶Ｎ量が増
加して母材ならびにＨＡＺの靱性を低下させる。このた
めに、Ｎ量の上限値を０．０１０％とした。ＴｉとＮの
適量添加によりＴｉＮを生成して上記効果を発揮できる
が、過剰Ｎ、あるいは過剰Ｔｉの弊害を少なくするため
には、Ｔｉ／Ｎの比を２．０〜３．４の範囲とすること
が望ましい。
【００４５】ＣａはＣａＳとしてＳを固定し、ＭｎＳ生
成量を低下させる。粗大なＭｎＳは疲労破壊の起点とな
ることがあるため、Ｃａを添加することによって疲労強
度のばらつきを低減することができる。Ｃａ添加量が
０．０００５％未満では上記の効果が顕著ではない。従
って、Ｃａ添加量の下限値を０．０００５％とした。逆
に、Ｃａを０．００５％超添加すると、粗大なＣａ酸化
・硫化物を生成してこれが疲労破壊の起点となり易くな
る。従って、Ｃａ添加量の上限値を０．００５％とし
た。
成量を低下させる。粗大なＭｎＳは疲労破壊の起点とな
ることがあるため、Ｃａを添加することによって疲労強
度のばらつきを低減することができる。Ｃａ添加量が
０．０００５％未満では上記の効果が顕著ではない。従
って、Ｃａ添加量の下限値を０．０００５％とした。逆
に、Ｃａを０．００５％超添加すると、粗大なＣａ酸化
・硫化物を生成してこれが疲労破壊の起点となり易くな
る。従って、Ｃａ添加量の上限値を０．００５％とし
た。
【００４６】ＲＥＭは上記Ｃａと同じ効果を有する。Ｒ
ＥＭ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。ＲＥＭ添加量が０．０００５％未満
ではＭｎＳ生成量を低下させる効果が顕著ではないので
下限値を０．０００５％とした。逆に、ＲＥＭを０．０
０５％超添加すると、粗大なＲＥＭ酸化・硫化物を生成
してこれが疲労破壊の起点となり易くなる。従って、Ｒ
ＥＭ添加量の上限値を０．００５％とした。
ＥＭ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。ＲＥＭ添加量が０．０００５％未満
ではＭｎＳ生成量を低下させる効果が顕著ではないので
下限値を０．０００５％とした。逆に、ＲＥＭを０．０
０５％超添加すると、粗大なＲＥＭ酸化・硫化物を生成
してこれが疲労破壊の起点となり易くなる。従って、Ｒ
ＥＭ添加量の上限値を０．００５％とした。
【００４７】次に、鋼板の製造条件を限定した理由を述
べる。本発明は溶接部疲労強度に優れた軟鋼から引張強
さが５０ｋｇｆ／ｍｍ2 級の溶接構造用厚鋼板を提供す
るものであり、鋼板の強度として、軟鋼クラスでは降伏
応力が２４ｋｇｆ／ｍｍ2 以上、引張強さが４１ｋｇｆ
／ｍｍ2 以上、５０ｋｇｆ／ｍｍ2 級高張力鋼では降伏
応力が３６ｋｇｆ／ｍｍ2 以上、引張強さが４８ｋｇｆ
／ｍｍ2 以上を主として対象とする。しかし、上記軟鋼
の強度レベルを下回る鋼についても本発明による溶接部
疲労強度向上は実現できる。
べる。本発明は溶接部疲労強度に優れた軟鋼から引張強
さが５０ｋｇｆ／ｍｍ2 級の溶接構造用厚鋼板を提供す
るものであり、鋼板の強度として、軟鋼クラスでは降伏
応力が２４ｋｇｆ／ｍｍ2 以上、引張強さが４１ｋｇｆ
／ｍｍ2 以上、５０ｋｇｆ／ｍｍ2 級高張力鋼では降伏
応力が３６ｋｇｆ／ｍｍ2 以上、引張強さが４８ｋｇｆ
／ｍｍ2 以上を主として対象とする。しかし、上記軟鋼
の強度レベルを下回る鋼についても本発明による溶接部
疲労強度向上は実現できる。
【００４８】上記の降伏応力と引張強さを有する軟鋼お
よび５０ｋｇｆ／ｍｍ2 級高張力鋼を製造しようとする
場合、常法の熱間圧延法を採用することは可能である
が、上で定義した炭素当量値が０．２４％以下の範囲で
特に低い場合や、板厚が大きい場合には、常法の熱間圧
延法では必要とする強度が得られない場合がある。この
ような場合には、制御圧延法、制御圧延・加速冷却法に
より母材強度を上昇させることができる。
よび５０ｋｇｆ／ｍｍ2 級高張力鋼を製造しようとする
場合、常法の熱間圧延法を採用することは可能である
が、上で定義した炭素当量値が０．２４％以下の範囲で
特に低い場合や、板厚が大きい場合には、常法の熱間圧
延法では必要とする強度が得られない場合がある。この
ような場合には、制御圧延法、制御圧延・加速冷却法に
より母材強度を上昇させることができる。
【００４９】常法の熱間圧延・制御圧延ともに、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、このためには鋼塊をＡｃ3 点以上の温度に加熱する
必要がある。しかし、１２５０℃を超えて加熱するとオ
ーステナイト粒が粗大化するために圧延後微細粒が得ら
れなくなるので、加熱温度は１２５０℃以下とすること
が必要である。
先立ち、鋼塊を１００％オーステナイト化する必要があ
り、このためには鋼塊をＡｃ3 点以上の温度に加熱する
必要がある。しかし、１２５０℃を超えて加熱するとオ
ーステナイト粒が粗大化するために圧延後微細粒が得ら
れなくなるので、加熱温度は１２５０℃以下とすること
が必要である。
【００５０】鋼塊の加熱によりオーステナイト粒は粗大
化するので、常法の熱間圧延・制御圧延ともに、再結晶
温度域で圧延することによりオーステナイト粒径を小さ
くすることが必要である。制御圧延法を用いて強度上昇
と靱性向上を計る場合には、さらに未再結晶温度域で圧
延することによりオーステナイト粒内に変形帯を導入
し、フェライト生成核を増加させることが有効である。
未再結晶域での累積圧下率が４０％未満では変形帯が十
分に形成されないので、未再結晶温度域での累積圧下率
の下限値を４０％とした。しかし、累積圧下率が９０％
を超えると、母材シャルピー試験における上部棚衝撃値
の低下が著しくなり、低サイクル疲労特性が低下するの
で、未再結晶温度域での累積圧下率の上限を９０％とし
た。
化するので、常法の熱間圧延・制御圧延ともに、再結晶
温度域で圧延することによりオーステナイト粒径を小さ
くすることが必要である。制御圧延法を用いて強度上昇
と靱性向上を計る場合には、さらに未再結晶温度域で圧
延することによりオーステナイト粒内に変形帯を導入
し、フェライト生成核を増加させることが有効である。
未再結晶域での累積圧下率が４０％未満では変形帯が十
分に形成されないので、未再結晶温度域での累積圧下率
の下限値を４０％とした。しかし、累積圧下率が９０％
を超えると、母材シャルピー試験における上部棚衝撃値
の低下が著しくなり、低サイクル疲労特性が低下するの
で、未再結晶温度域での累積圧下率の上限を９０％とし
た。
【００５１】仕上圧延温度に関する限定は特に必要では
なく、Ａｒ3 点以上で圧延を終了してもよいし、Ａｒ3
点以下においてフェライトとオーステナイトの共存域、
あるいはフェライト域で圧延しても差し支えない。圧延
後、自然空冷する場合にはオーステナイト粒界と粒内変
形帯よりフェライトが生成し、未再結晶温度域での圧延
がない常法圧延に比べて細粒フェライトを得ることがで
き、母材強度の上昇と靱性向上が達成できる。
なく、Ａｒ3 点以上で圧延を終了してもよいし、Ａｒ3
点以下においてフェライトとオーステナイトの共存域、
あるいはフェライト域で圧延しても差し支えない。圧延
後、自然空冷する場合にはオーステナイト粒界と粒内変
形帯よりフェライトが生成し、未再結晶温度域での圧延
がない常法圧延に比べて細粒フェライトを得ることがで
き、母材強度の上昇と靱性向上が達成できる。
【００５２】自然空冷よりさらに強度を上昇させるため
には加速冷却が必要である。冷却速度が１℃／ｓｅｃ未
満では、過冷度が小さいために変態後のフェライトの微
細化が不十分であると同時に変態中のＣの拡散が容易な
ためにフェライト中のＣ濃度が低下し、十分な強度を得
ることができない。逆に、冷却速度が６０℃／ｓｅｃ超
ではベイナイト主体組織が生成するために母材の靱性が
低下する。従って、冷却速度を１〜６０℃／ｓｅｃに限
定した。母材の強度と靱性のバランスを考慮すると、５
〜３０℃／ｓｅｃの範囲とすることが望ましい。
には加速冷却が必要である。冷却速度が１℃／ｓｅｃ未
満では、過冷度が小さいために変態後のフェライトの微
細化が不十分であると同時に変態中のＣの拡散が容易な
ためにフェライト中のＣ濃度が低下し、十分な強度を得
ることができない。逆に、冷却速度が６０℃／ｓｅｃ超
ではベイナイト主体組織が生成するために母材の靱性が
低下する。従って、冷却速度を１〜６０℃／ｓｅｃに限
定した。母材の強度と靱性のバランスを考慮すると、５
〜３０℃／ｓｅｃの範囲とすることが望ましい。
【００５３】本発明においては母材の強度を得るために
変態が終了するまで加速冷却を継続する必要がある。こ
のため、冷却停止温度の上限を６００℃とした。６００
℃超の停止温度では変態が終了しないために、十分な強
度が得られない。通常、加速冷却は水を冷却媒体として
用いる。この場合、実際上の冷却停止温度の下限は０℃
となるので、下限値を０℃とした。
変態が終了するまで加速冷却を継続する必要がある。こ
のため、冷却停止温度の上限を６００℃とした。６００
℃超の停止温度では変態が終了しないために、十分な強
度が得られない。通常、加速冷却は水を冷却媒体として
用いる。この場合、実際上の冷却停止温度の下限は０℃
となるので、下限値を０℃とした。
【００５４】圧延・冷却に引き続き実施する焼戻し熱処
理は回復による母材組織の靱性向上を目的としたもので
あるから、加熱温度は逆変態が生じない温度域であるＡ
ｃ1点以下でなければならない。回復は転位の消滅・合
体により格子欠陥密度を減少させるものであり、これを
実現するためには３００℃以上に加熱することが必要で
ある。このため、加熱温度の下限を３００℃とした。ま
た、既に述べたように、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖの析出硬
化元素を含有する場合には、熱処理により微細析出物を
生成させることにより母材強度を向上させることができ
る。この効果は炭素当量値が低い本発明鋼の母材強度向
上に極めて効果を発揮するものである。析出硬化を最も
有効に作用させるための加熱温度は析出硬化元素に依存
するが、概ね５００〜６５０℃の範囲である。圧延後冷
却の停止温度が６００℃以下の範囲で比較的高温の場合
には自己焼戻しを期待できるため、この焼戻し熱処理を
省略することも可能である。
理は回復による母材組織の靱性向上を目的としたもので
あるから、加熱温度は逆変態が生じない温度域であるＡ
ｃ1点以下でなければならない。回復は転位の消滅・合
体により格子欠陥密度を減少させるものであり、これを
実現するためには３００℃以上に加熱することが必要で
ある。このため、加熱温度の下限を３００℃とした。ま
た、既に述べたように、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖの析出硬
化元素を含有する場合には、熱処理により微細析出物を
生成させることにより母材強度を向上させることができ
る。この効果は炭素当量値が低い本発明鋼の母材強度向
上に極めて効果を発揮するものである。析出硬化を最も
有効に作用させるための加熱温度は析出硬化元素に依存
するが、概ね５００〜６５０℃の範囲である。圧延後冷
却の停止温度が６００℃以下の範囲で比較的高温の場合
には自己焼戻しを期待できるため、この焼戻し熱処理を
省略することも可能である。
【００５５】
【実施例】以下に、本発明の実施例を述べる。連続鋳造
により製造したスラブから板厚が２０〜４０ｍｍの鋼板
を製造した。表１、表２（表２のつづき）に化学成分を
示す。鋼１〜２４が本発明鋼、鋼２５〜２９が比較鋼で
ある。
により製造したスラブから板厚が２０〜４０ｍｍの鋼板
を製造した。表１、表２（表２のつづき）に化学成分を
示す。鋼１〜２４が本発明鋼、鋼２５〜２９が比較鋼で
ある。
【００５６】表３、表４（表３のつづき）に鋼板の製造
条件と引張特性を示す。本発明鋼１、２、７、１６およ
び１７は本発明請求項１１に示した制御圧延法で製造
し、本発明鋼８〜１３、１８〜２４、および比較鋼２
７、２９は請求項１２または１３に示した制御圧延・制
御冷却法で製造した。他の鋼板は常法の熱間圧延により
製造した。加熱温度は全ての鋼でＡｃ3 変態点以上であ
る。また、制御圧延・制御冷却後焼戻し熱処理を実施し
た鋼の焼戻し温度は全て６００℃以下で、Ａｃ1 変態点
以下である。
条件と引張特性を示す。本発明鋼１、２、７、１６およ
び１７は本発明請求項１１に示した制御圧延法で製造
し、本発明鋼８〜１３、１８〜２４、および比較鋼２
７、２９は請求項１２または１３に示した制御圧延・制
御冷却法で製造した。他の鋼板は常法の熱間圧延により
製造した。加熱温度は全ての鋼でＡｃ3 変態点以上であ
る。また、制御圧延・制御冷却後焼戻し熱処理を実施し
た鋼の焼戻し温度は全て６００℃以下で、Ａｃ1 変態点
以下である。
【００５７】これら供試鋼を用いてＴ字隅肉溶接継手を
作成した。表５に溶接条件を示す。溶接継手の疲労強度
は板厚依存性を示す。板厚依存性を取り除くために、板
厚が２０ｍｍ超の鋼板は裏面を切削して２０ｍｍ厚とし
てから溶接を実施した。図４にＴ字隅肉溶接継手から作
成した３点曲げ疲労試験片形状を示す。繰り返し最大荷
重と最低荷重の比が０．１の条件で疲労試験を実施し
た。
作成した。表５に溶接条件を示す。溶接継手の疲労強度
は板厚依存性を示す。板厚依存性を取り除くために、板
厚が２０ｍｍ超の鋼板は裏面を切削して２０ｍｍ厚とし
てから溶接を実施した。図４にＴ字隅肉溶接継手から作
成した３点曲げ疲労試験片形状を示す。繰り返し最大荷
重と最低荷重の比が０．１の条件で疲労試験を実施し
た。
【００５８】表６に疲労試験結果を示す。また、同表に
溶接融合線直近のＨＡＺのミクロ組織写真からポイント
カウンティング法により測定したフェライト面積率を示
す。鋼１〜１３はＳｉ添加量が１．０％未満で、上で定
義した炭素当量値が０．２４％以下であり、ＨＡＺのフ
ェライト面積率も６０％以上である。また、鋼１４〜２
４はＳｉ添加量が１．０％以上で、上で定義した炭素当
量値が０．２７５％以下であり、ＨＡＺのフェライト面
積率も６０％以上である。フェライト以外の組織は全て
の本発明鋼で上部ベイナイトであった。溶接継手疲労強
度は１０6 回疲労強度および疲労限を指標として比較し
た。本発明鋼は両疲労強度ともに比較鋼より向上してい
る。比較鋼２５〜２９は炭素当量が０．２７５％超であ
り、ＨＡＺのフェライト面積率も６０％未満であり、フ
ェライト以外に一部下部ベイナイトとマルテンサイトを
含む。溶接継手疲労強度も本発明鋼より低い。
溶接融合線直近のＨＡＺのミクロ組織写真からポイント
カウンティング法により測定したフェライト面積率を示
す。鋼１〜１３はＳｉ添加量が１．０％未満で、上で定
義した炭素当量値が０．２４％以下であり、ＨＡＺのフ
ェライト面積率も６０％以上である。また、鋼１４〜２
４はＳｉ添加量が１．０％以上で、上で定義した炭素当
量値が０．２７５％以下であり、ＨＡＺのフェライト面
積率も６０％以上である。フェライト以外の組織は全て
の本発明鋼で上部ベイナイトであった。溶接継手疲労強
度は１０6 回疲労強度および疲労限を指標として比較し
た。本発明鋼は両疲労強度ともに比較鋼より向上してい
る。比較鋼２５〜２９は炭素当量が０．２７５％超であ
り、ＨＡＺのフェライト面積率も６０％未満であり、フ
ェライト以外に一部下部ベイナイトとマルテンサイトを
含む。溶接継手疲労強度も本発明鋼より低い。
【００５９】以上の試験により本発明鋼の溶接継手疲労
強度は比較鋼の疲労強度より向上することが確認され
た。
強度は比較鋼の疲労強度より向上することが確認され
た。
【００６０】
【表１】
【００６１】
【表２】
【００６２】
【表３】
【００６３】
【表４】
【００６４】
【表５】
【００６５】
【表６】
【００６６】
【発明の効果】以上説明したように、本発明鋼はＨＡＺ
ミクロ組織をフェライト主体組織となるように制御する
ことにより、付加的溶接による応力集中低減などによら
ずに溶接継手の疲労強度を向上することが可能であり、
本発明鋼を用いることにより溶接構造用物の疲労破壊に
対する信頼性を向上させることが可能である。
ミクロ組織をフェライト主体組織となるように制御する
ことにより、付加的溶接による応力集中低減などによら
ずに溶接継手の疲労強度を向上することが可能であり、
本発明鋼を用いることにより溶接構造用物の疲労破壊に
対する信頼性を向上させることが可能である。
【図１】切欠付き再現ＨＡＺ材の疲労試験における疲労
限度比の引張強度およびミクロ組織依存性を示す図であ
る。
限度比の引張強度およびミクロ組織依存性を示す図であ
る。
【図２】切欠付き再現ＨＡＺ材の疲労試験における疲労
限度比のフェライト面積率依存性を示す図である。
限度比のフェライト面積率依存性を示す図である。
【図３】再現ＨＡＺ材のフェライト面積率の炭素当量依
存性を示す図である。
存性を示す図である。
【図４】Ｔ字隅肉溶接継手疲労試験片の形状を示す図で
ある。
ある。
Claims (13)
- 【請求項１】 重量％で、 ０．０１５≦Ｃ≦０．１５、 ０．０１≦Ｓｉ＜１．０、 ０．２≦Ｍｎ≦１．５、 Ｐ≦０．０３、 Ｓ≦０．０１、 Ｃｅｑ≦０．２４、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなることを特徴とす
る溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板。ただ
し、 Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ
＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋Ｎｂ／３ - 【請求項２】 重量％で、 ０．０１５≦Ｃ≦０．１５、 １．０≦Ｓｉ≦２．０、 ０．２≦Ｍｎ≦１．５、 Ｐ≦０．０３、 Ｓ≦０．０１、 Ｃｅｑ≦０．２７５、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなることを特徴とす
る溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板。ただ
し、 Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ
＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋Ｎｂ／３ - 【請求項３】 重量％で、 ０．００５≦Ａｌ≦０．１０ を含有することを特徴とする請求項１または２記載の溶
接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板。 - 【請求項４】 重量％で、 ０．１≦Ｃｕ≦２．０ を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１
項に記載の溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼
板。 - 【請求項５】 重量％で、 ０．１≦Ｎｉ≦２．０ を含有することを特徴とする請求項１〜４のいづれか１
項に記載の溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼
板。 - 【請求項６】 重量％で、 ０．０５≦Ｃｒ≦１．０、 ０．０２≦Ｍｏ≦１．０ 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
〜５のいづれか１項に記載の溶接継手の疲労強度に優れ
た溶接構造用厚鋼板。 - 【請求項７】 重量％で、 ０．００５≦Ｎｂ≦０．０８、 ０．００５≦ Ｖ≦０．１０ 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
〜６のいづれか１項に記載の溶接継手の疲労強度に優れ
た溶接構造用厚鋼板。 - 【請求項８】 重量％で、 ０．００５≦Ｔｉ≦０．０２５、 ０．００１≦ Ｎ≦０．０１０、 Ｔｉ／Ｎ≦５．０ を含有することを特徴とする請求項１〜７のいづれか１
項に記載の溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼
板。 - 【請求項９】 重量％で、 ０．０００５≦ Ｃａ≦０．００５、 ０．０００５≦ＲＥＭ≦０．００５ 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
〜８のいづれか１項に記載の溶接継手の疲労強度に優れ
た溶接構造用厚鋼板。 - 【請求項１０】 請求項１〜９のいずれか１項に記載の
鋼と同一成分を有する鋼塊をＡｃ3 点以上、１２５０℃
以下に加熱後、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継手の疲労強度に優れた溶
接構造用厚鋼板の製造方法。 - 【請求項１１】 請求項１〜９のいずれか１項に記載の
鋼と同一成分を有する鋼塊をＡｃ3 点以上、１２５０℃
以下に加熱後、再結晶温度域で熱間圧延し、引き続き未
再結晶温度域において累積圧下率で４０〜９０％の熱間
圧延をした後、自然冷却することを特徴とする溶接継手
の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板の製造方法。 - 【請求項１２】 請求項１〜９のいずれか１項に記載の
鋼と同一成分を有する鋼塊をＡｃ3 点以上、１２５０℃
以下に加熱後、再結晶温度域で熱間圧延し、引き続き未
再結晶温度域において累積圧下率で４０〜９０％の熱間
圧延をした後、１〜６０℃／ｓｅｃの冷却速度で０〜６
００℃まで冷却することを特徴とする溶接継手の疲労強
度に優れた溶接構造用厚鋼板の製造方法。 - 【請求項１３】 請求項１〜９のいずれか１項に記載の
鋼と同一成分を有する鋼塊をＡｃ3 点以上、１２５０℃
以下に加熱後、再結晶温度域で熱間圧延し、引き続き未
再結晶温度域において累積圧下率で４０〜９０％の熱間
圧延をした後、１〜６０℃／ｓｅｃの冷却速度で０〜６
００℃まで冷却し、さらに３００℃〜Ａｃ1 点に加熱し
て焼戻し熱処理することを特徴とする溶接継手の疲労強
度に優れた溶接構造用厚鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20779494A JP3569314B2 (ja) | 1994-08-31 | 1994-08-31 | 溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20779494A JP3569314B2 (ja) | 1994-08-31 | 1994-08-31 | 溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0873983A true JPH0873983A (ja) | 1996-03-19 |
| JP3569314B2 JP3569314B2 (ja) | 2004-09-22 |
Family
ID=16545608
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP20779494A Expired - Fee Related JP3569314B2 (ja) | 1994-08-31 | 1994-08-31 | 溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3569314B2 (ja) |
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| JP2003089844A (ja) * | 2001-09-19 | 2003-03-28 | Nippon Steel Corp | 溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板およびその製造方法 |
| EP1026274A4 (en) * | 1998-07-16 | 2005-01-19 | Nippon Steel Corp | HIGH-RESISTANCE STEEL PLATE WITH REDUCED TREATMENT IN HEAT-INFLUENCED WELDING ZONE |
| WO2007074989A1 (en) * | 2005-12-26 | 2007-07-05 | Posco | Thick steel plate for welded structure having excellent strength and toughness in central region of thickness and small variation of properties through thickness and method of producing the same |
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| KR20210079691A (ko) * | 2019-12-20 | 2021-06-30 | 주식회사 포스코 | 저온 충격인성 및 내균열성이 우수한 용접이음부 |
-
1994
- 1994-08-31 JP JP20779494A patent/JP3569314B2/ja not_active Expired - Fee Related
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