JPH09227988A - 溶接部の疲労強度に優れた高張力溶接構造用鋼板とその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 本発明は、溶接ままでＨＡＺのミクロ組織が
マルテンサイトないしはベイナイトとなる成分を有し、
溶接部の疲労強度に優れた溶接継手または隅肉溶接継手
を得ることができる高張力溶接構造用鋼板とその製造方
法を提供することを目的とする。 【解決手段】 重量％にて、Ｃ：０．０２〜０．２０
％，Ｓｉ：０．０５〜２．０％，Ｍｎ：０．５〜２．０
％，Ｐ：０．０５０％以下，Ｓ：０．０５０％以下，Ｍ
ｏ：０．０５〜４．０％を含有し、かつ０．３０≦Ｃｅ
ｑ（％）≦０．９０で残部がＦｅ及び不可避成分からな
り、さらに必要に応じてＢ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｎｂ、
Ｖ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｃａ、ＲＥＭの１種あるいは２種以上
を含有することを特徴とする溶接部の疲労強度に優れた
高張力溶接構造用鋼板。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、建設機械・造船、
建設構造物、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繰り返し寿命が
長い鋼板とその製造方法に関するものである。特に、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】溶接構造物の大型化と環境保全に対する
要求の高まりに伴い、構造物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、この中でも疲労破壊は低い繰り返し
応力が作用することにより生じる破壊であり、実用環境
下において最も頻繁に発生しやすい破壊形態であること
から、溶接構造物の信頼性を図る上では常に留意すべき
問題である。最近の大型タンカーにおける疲労亀裂発
生、海洋構造物における疲労亀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、疲労破壊強度向上に関する技術
が多数提案されているが、その殆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、母材については、特開昭６１−９６０５７
号公報において、ベイナイトの面積率を５〜６０％とす
ることにより疲労強度の向上が図れることが開示されて
いる。

【０００４】一方、溶接熱影響部（以下、ＨＡＺと略
記）の微視組織と疲労強度の関係はこれまで殆ど明らか
にされていないが、特開平５−３４５９２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亀裂の伝播が遅延され、実質的に疲
労強度が向上することが開示されている。

【０００５】特開平６−２０７７９４号公報では、疲労
亀裂の発生と伝播を最も効果的に抑制するＨＡＺミクロ
組織がフェライトであることを明らかにし、Ｃｅｑ値を
限定することによりＨＡＺフェライト組織分率を増加さ
せれば溶接継手部の疲労強度が向上することが開示され
ている。また、特開平７−１５４５１号公報では、８０
ｋｇｆ／ｍｍ² 高張力鋼のようにＨＡＺ組織がマルテン
サイトとなる場合、疲労亀裂発生・伝播の抑制は、高Ｂ
とＴｉ添加、ＣｅｑとＮ量の制限が有効であることを明
らかにしている。この場合には、Ｂ添加によりオーステ
ナイト粒界が強化され、しかもＣｅｑの限定によりマル
テンサイトの下部組織であるラス境界が強化され、マル
テンサイト組織であるにも関わらず、ＨＡＺの疲労強度
を飛躍的に向上できることが開示されている。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】特開昭６１−９６０５
７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効果がない。

【０００７】特開平５−３４５９２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。特開平６−２０７７
９４号公報記載の発明は、ＨＡＺ組織をフェライト化す
ることによりＨＡＺ疲労強度を向上させるものである
が、この適用は溶接構造用軟鋼鋼板あるいは引張強さが
５０ｋｇｆ／ｍｍ² 級高張力鋼板に限定されており、溶
接入熱が小さく冷却速度が速い場合や、６０〜８０ｋｇ
ｆ／ｍｍ² 高張力鋼のようにＨＡＺのミクロ組織の主体
がベイナイトないしはマルテンサイトとなる場合には適
用できない。

【０００８】特開平７−１５４５１号公報記載の発明
は、Ｂ添加をしたときに生じるＢのオーステナイト粒界
への偏析を利用することにより粒界を強化し、疲労亀裂
発生・伝播を抑制するものであるが、十分な効果を得る
ためには０．００２０％以上の高Ｂ添加とＴｉ添加およ
びＮ量の制限が必要となっており、Ｔｉ添加とＮ量の制
限に伴う製鋼処理コストの増加や処理の煩雑化を特に考
慮に入れていない。

【０００９】本発明は、ＨＡＺ組織がベイナイトやマル
テンサイトで、６０〜８０ｋｇｆ／ｍｍ² 高張力鋼にお
ける鋼板溶接部の疲労強度を向上させることを目的とす
るものである。一般に、疲労亀裂は、最も応力集中の厳
しい溶接部、特にＨＡＺから発生することは広く知られ
ている。発生した亀裂はＨＡＺ内を伝播し、母材に突入
して伝播する。従って、溶接部の疲労強度を向上させる
ためには、ＨＡＺにおける亀裂発生・伝播と母材部にお
ける亀裂伝播の両者を制御することが必要である。本発
明は、ＨＡＺと母材部の組織制御と合金元素の分布制御
により亀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。特に、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法に
よる疲労強度向上ではなく、溶接ままで突き合わせ溶接
継手または隅肉溶接継手の疲労強度を向上した、製造コ
ストの安い高張力鋼板を提供することを目的としてい
る。

【００１０】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、ＨＡＺの
組織がマルテンサイトとなる高張力鋼板で、溶接部の疲
労亀裂発生・伝播と成分・製造条件との関係を系統的に
調査した結果、Ｍｏ含有鋼のＨＡＺ組織の場合には、固
溶Ｍｏの存在により亀裂の発生が顕著に抑制され、しか
もＨＡＺ内での伝播がＭｏの偏析したラス境界により大
幅に遅延されることを明らかにした。さらに、Ｍｏ鋼を
焼入れ後に、短時間の焼戻し処理を施した場合において
は、たとえ疲労亀裂がＨＡＺから母材に突入したとして
も母材組織がＨＡＺと同様なミクロ組織（ベイナイトあ
るいはマルテンサイト）であるために、焼戻し中にＭｏ
のラス境界への偏析が生じ、これが疲労亀裂の伝播を著
しく抑制することを見出した。

【００１１】本発明は、このような知見に基づいて創案
されたものであり、その要旨とするところは下記のとお
りである。 （１）重量％にて、Ｃ：０．０２〜０．２０％、Ｓｉ：
０．０５〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：
０．０５０％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ｍｏ：０．
０５〜４．０％を含有するとともに、０．３０≦Ｃｅｑ
（％）≦０．９０を満足し、残部がＦｅおよび不可避成
分からなることを特徴とする溶接部の疲労強度に優れた
高張力溶接構造用鋼板。

【００１２】ただし、 Ｃｅｑ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋
（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ （２）重量％にて、Ｂ：０．０００３〜０．００２０
％、Ｃｕ：０．１〜２．５％、Ｎｉ：０．１〜１０．０
％、Ｃｒ：０．１〜３．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．
３０％、Ｖ：０．００５〜０．５０％の１種あるいは２
種以上を含有することを特徴とする前項（１）記載の溶
接部の疲労強度に優れた高張力溶接構造用鋼板。

【００１３】（３）重量％にて、Ａｌ：０．００５〜
０．０８％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％の１種あ
るいは２種を含有す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に優れた高張力溶接構
造用鋼板。

【００１４】（４）重量％にて、Ｃａ：０．０００５〜
０．００５％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０５％の１
種あるいは２種を含有することを特徴とする前項（１）
〜（３）のいずれか１項に記載の溶接部の疲労強度に優
れた高張力溶接構造用鋼板。

【００１５】（５）前項（１）〜（４）のいずれか１項
に記載の鋼と同一成分を有する鋼塊を熱間圧延・冷却後
にＡｃ₃ 以上１０００℃以下に再加熱し、水冷もしくは
空冷により室温まで冷却し、引き続き４００〜６００℃
の温度範囲で０．６〜３．６ｋｓの焼戻し処理を施すこ
とを特徴とする溶接継手の疲労強度に優れた高張力溶接
構造用鋼板の製造方法。

【００１６】（６）前項（１）〜（４）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 以上１２０
０℃以下の温度で熱間圧延を終了した後に水冷もしくは
空冷により室温まで冷却し、引き続き４００〜６００℃
の温度範囲で０．６〜３．６ｋｓの焼戻し処理を施すこ
とを特徴とする溶接継手の疲労強度に優れた高張力溶接
構造用鋼板の製造方法。

【００１７】

【発明の実施の形態】本発明者らは、まず溶接継手の疲
労試験片の亀裂発生・伝播の状況をミクロ的に詳細な観
察を行った。その結果、殆どの疲労亀裂は溶接金属とＨ
ＡＺの境界部、すなわち溶接融合線（ｆｕｓｉｏｎ ｌ
ｉｎｅ：溶接金属とＨＡＺ境界）付近から発生してＨＡ
Ｚ内を伝播し、さらに母材部に突入して試験片の全体破
壊に至ることを確認した。これは、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、疲労亀裂は溶接融合線付近か
ら発生してＨＡＺ内を伝播するために、第一義的には溶
接部の疲労強度が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。

【００１８】上記のように、疲労亀裂の起点は溶接融合
線近傍であり、さらに亀裂伝播の初期段階はＨＡＺ内で
の伝播に相当する。これらの領域は応力集中部に一致し
ている。従って、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。そこで、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
加工して疲労試験に供試し、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１０×１０×５
５ｍｍ、切欠深さは２ｍｍ、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。

【００１９】図１は、軟鋼および引張強さが５０ｋｇ
ｆ／ｍｍ² を有する実験室溶解鋼を素材として、最高加
熱温度１４００℃、８００〜５００℃の冷却時間を１〜
３ｓとした溶接再現熱サイクルを与えてＨＡＺの組織を
マルテンサイト６０％以上としたもの、Ｍｏを含まな
い引張強さが６０〜８０ｋｇｆ／ｍｍ² を有する実験室
溶解鋼を素材として、最高加熱温度１４００℃、８００
〜５００℃の冷却時間を７ｓとした溶接再現熱サイクル
を与えてＨＡＺの組織をマルテンサイト６０％以上とし
たもの、Ｍｏを０．１％以上含んだ引張強さが６０〜
８０ｋｇｆ／ｍｍ² を有する実験室溶解鋼を素材とし
て、最高加熱温度１４００℃、８００〜５００℃の冷却
時間を７ｓとした溶接再現熱サイクルを与えてＨＡＺの
組織をマルテンサイト６０％以上としたものについての
疲労試験を実施した結果を示す図であり、疲労限度比
（疲労限／再現ＨＡＺ材の引張強さ）を各種鋼材のＣｅ
ｑに対してプロットしたものである。ここで示したＣｅ
ｑの値は一般に使用されている下記のＩＩＷの炭素当量
式により求めた。

【００２０】Ｃｅｑ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎ
ｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ 同図から明らかなように、ＨＡＺの組織がマルテンサイ
ト６０％以上の条件のもとでは、疲労限度比は０．１％
以上のＭｏを含んだ６０〜８０ｋｇｆ／ｍｍ²級鋼の疲
労強度が最も高くなることが判明した。このＭｏ添加に
よる疲労強度の向上は、溶接熱サイクルにおける冷速が
遅い場合、すなわちＨＡＺ組織が６０％以上のベイナイ
トの場合にも同様であった。また、疲労限度比はＣｅｑ
が０．３０％未満になると低下していることもわかる。

【００２１】ＨＡＺベイナイト、マルテンサイト組織で
はラス界面や粒界などの界面から疲労亀裂が発生・伝播
し、この組織で疲労強度比が低い大きな原因である。上
記知見は従来の常識をＭｏ添加により打破したものであ
り、このようなＭｏ添加の効果は、以下のようなＭｏ特
有の冶金的効果に起因するものと考えられる。まず、Ｍ
ｏはＨＡＺ組織がマルテンサイトやベイナイトの場合に
は炭化物等を形成せず、原子状態でＦｅ中に大部分固溶
するために、その下部組織であるラス内部を強化する作
用を有している。さらに重要な点は、一部のＭｏは冷却
中に疲労亀裂の発生場所となるラス境界や旧オーステナ
イト粒界などの界面部に偏析し、界面を強化する作用を
持ち合わせている。しかも、この場合にはＭｏだけでな
くＦｅの界面部の強化に効果的なＣの偏析も同時に起き
ていることが原子レベルの観察を可能にするアトムプロ
ーブ電界イオン顕微鏡により確認されている。このＭｏ
とＣの界面部への偏析は、ＭｏとＣの原子間相互作用が
強いために生じたものと推定される。その結果、ラス境
界ならびに旧オーステナイト粒界が顕著に強化される。
また、Ｃｅｑが大きい場合、換言するとＭｎ、Ｃｕ、Ｎ
ｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ等の添加量が多い場合には、Ｍｏだ
けでなくこれら元素もラス境界に微量ながら偏析してい
ることも併せて確認されている。

【００２２】以上のことから明らかなように、Ｍｏの添
加は、Ｍｏの固溶強化によるラス内部の強化に加えて、
従来より強度が弱いために疲労亀裂の発生場所となって
いたラス境界ならびに旧オーステナイト粒界の各界面
（ミクロ的な応力集中部）を大幅に強化し、疲労亀裂の
発生を抑制する。しかも、一旦ＨＡＺで発生した疲労亀
裂の場合にも、それがＨＡＺ内を伝播するときには強化
されたラス境界が障害になり、伝播が遅延されると考え
ることは極めて合理的である。

【００２３】他方、図１において、Ｃｅｑが低い場合
に、Ｍｏ添加をもってしても疲労限度比が低下している
のは、焼入れ性低下によるラス内部の強度低下と、先に
述べた合金元素の偏析量の低下による界面部の強度低下
のためと思われる。以上は、ＨＡＺ内部における疲労亀
裂の発生と伝播の抑制に対するＭｏ添加の効果であり、
特に母材製造法には依存しない。しかしながら、これに
母材での疲労亀裂伝播抑制効果を付加することが可能で
あれば、鋼材の長寿命化をさらに図ることができる。

【００２４】一般に、６０〜８０ｋｇｆ／ｍｍ² の高張
力鋼は適正な制御圧延・制御冷却を施すことにより製造
されている。また、靱性確保の点から焼入れ後に、６０
０℃付近の温度で１．８〜５．４ｋｓ程度の焼戻し処理
が施されることもある。これらの場合には、Ｍｏ添加の
有無による母材の亀裂伝播特性には変化がないのが普通
である。しかしながら、０．０５％以上のＭｏを添加し
た鋼の疲労亀裂伝播抑制法を鋭意検討した結果、４００
〜６００℃の温度範囲で０．６〜３．６ｋｓの短時間焼
戻しを施した場合に、顕著に母材の亀裂伝播速度が小さ
くなることが明らかになった。このＭｏ添加と短時間焼
戻しの組み合わせによる亀裂伝播抑制理由は、ＨＡＺ内
での亀裂伝播抑制の場合と同じく、各種界面へのＭｏと
Ｃの偏析による強化によるものである。

【００２５】上記の検討結果から明らかなように、本発
明の骨子は、ＨＡＺの組織がマルテンサイトないしはベ
イナイトからなる溶接部の疲労強度向上に対して、旧オ
ーステナイト粒界強化とラス境界強化を狙った高Ｍｏ添
加とＣｅｑの限定、さらには母材での亀裂伝播遅延対策
としての短時間焼戻し処理を基本にしている点にある。

【００２６】次いで、以上の基本思想を基に基本成分を
限定した理由を述べる。Ｃは強度を高めるために必須の
元素であり、しかもＭｏ添加による付随効果として界面
部に偏析し、界面部を強化する。しかしながら、Ｃ量が
０．０２％未満ではＨＡＺの組織がフェライト主体とな
るため、本発明の母材組織を満足しないので疲労強度向
上効果が得られない。一方、Ｃ量が０．２０％を超える
とＨＡＺ靱性が極端に劣化し、さらにラス界面にＦｅ₃
ＣやＭｏ₂ Ｃなどの粗大炭化物が生成され、これを起点
にして疲労亀裂が容易に発生するため、上限を０．２０
％とした。

【００２７】Ｓｉは強度確保の他に製鋼の脱酸元素とし
て必須の元素である。Ｓｉ量が０．０５％未満では脱酸
が不十分となり、介在物が増加して母材の延性や靱性を
低下させる。従って、Ｓｉは最低０．０５％は必要であ
るが、２．０％を超えると鋼材とＨＡＺの靱性が著しく
劣化するため、その量を０．０５〜２．０％の範囲とし
た。

【００２８】Ｍｎは強度を高めるために必須の元素であ
るが、０．５％未満では６０ｋｇｆ／ｍｍ² 以上の強度
を達成できない。一方、Ｍｎ量が２．０％を超えるとＨ
ＡＺ靱性が極端に劣化し、さらにラス界面での炭化物の
生成を助長するため、上限を２．０％とした。Ｐおよび
ＳはＨＡＺ靱性を著しく劣化させるだけでなく、Ｍｏや
Ｃとは反対に界面部の強さを低下せしめ、かつ低融点物
質を形成して凝固割れの原因となるため極力少ない方が
よいが、製造コスト、溶鋼処理の負荷との兼ね合いか
ら、その量をそれぞれ０．０５０％以下とした。

【００２９】Ｍｏは本発明の最も重要な成分元素の一つ
であり、旧オーステナイト粒界を強化するとともに、ラ
ス界面を強化して溶接継手部の疲労強度を向上させる。
本発明者らの実験によれば、その効果を得るには０．０
５％以上の添加が必要である。一方、Ｍｏ量が４．０％
を超えると、粗大なＭｏ₂ Ｃが析出し、それが起点とな
って亀裂が発生しやすくなり疲労強度が低下する。従っ
て、Ｍｏの添加量を０．０５〜４．０％とする。

【００３０】以上が本発明における基本成分系である
が、さらに本発明においては、上記成分の添加量と溶接
熱影響部の焼入れ性の指標となるＣｅｑとの間に、０．
３０≦Ｃｅｑ（％）≦０．９０を満足せしめることを重
要な骨子としており、これによって溶接部の疲労強度を
向上させるものである。すなわち、Ｃｅｑが０．３０％
未満ではラス界面の強さが十分に得られないため、ラス
界面で疲労亀裂が容易に発生する。従って、Ｃｅｑは高
いほどよいことになるが、０．９０％を超えるとＨＡＺ
靱性が極端に劣化する。それゆえ、Ｃｅｑの範囲を０．
３０〜０．９０％とし、ＨＡＺ靱性も考慮するならば、
好ましくは０．４０〜０．８０％の範囲がよい。

【００３１】次に、選択的に添加するＢ、Ｃｕ、Ｎｉ、
Ｃｒ、Ｎｂ、Ｖは、全て焼入れ性を高めてＣｅｑを高め
る元素であり、基本成分に１種あるいは２種以上含有す
ることが効果的である。以下に、各元素の強度およびそ
の他の効果に対する成分限定理由を述べる。Ｂは焼入れ
性を向上させる元素であり、ＨＡＺ組織をマルテンサイ
トないしはベイナイトにするのに有効な元素である。ま
た、Ｍｏと同様に、旧オーステナイト粒界に偏析し、粒
界強化を通して溶接継手部の疲労強度を向上させる。こ
のような効果を得るためには、０．０００３％以上のＢ
添加が必要であるが、０．００２０％を超えるとＢＮが
析出し、これが疲労き裂の起点となって疲労強度を低下
させるため、Ｂ量は０．０００３〜０．００２０％の範
囲とする。

【００３２】Ｃｕは強度を向上させる元素として有効で
あるが、０．１％未満では強度の向上の効果は見られ
ず、一方、２．５％超では溶接時に熱間割れを生じやす
くするため、Ｃｕの添加量を０．１〜２．５％の範囲と
する。Ｎｉは焼入れ性を高めて強度を上昇させる。この
効果を得るには、その添加量は０．１％以上必要である
が、１０％を超えると溶接硬化性が増して溶接性の低下
を招くことと、経済性を損なうことために、Ｎｉの添加
量を０．１〜１０％の範囲とする。

【００３３】Ｃｒは焼入れ性を向上させ、強度を確保す
る上で０．１％以上の添加が必要である。一方、Ｃｒ量
が３．０％を超えると炭化物が増加して靱性を低下させ
る。従って、Ｃｒの添加量を０．１〜３．０％の範囲と
する。Ｎｂは焼入れ性と強度を向上させる他、オーステ
ナイト粒を細粒化するため、その下部組織であるラス間
隔を狭くし、かつラスの集合体であるパケットも小さく
する。また、未再結晶温度域を拡大して低温圧延による
細粒化効果を助長する。これらは疲労亀裂伝播に対して
抵抗作用を有し、疲労強度を向上させる効果がある。こ
れらの効果はＮｂ量が０．００５％未満では十分に現れ
ない。また、Ｎｂ量が０．３０％を超えると、Ｃｒの場
合と同様に粗大な炭化物を生成して靱性を低下させる。
それゆえ、Ｎｂの添加量は０．００５〜０．３０％の範
囲とする。

【００３４】Ｖは焼戻し時に炭・窒化物を生成して析出
硬化により強度を上昇させる。このためには、Ｖ量は
０．００５％以上の添加が必要であるが、０．５０％を
超えるとＨＡＺ靱性を低下させる。従って、Ｖの添加量
を０．００５〜０．５０％の範囲とする。以上が本発明
における構成成分であるが、さらに本発明においては、
Ａｌ、Ｔｉを添加すると効果的である。

【００３５】Ａｌは脱酸元素としても必要であり、また
鋼中の不純物として存在するＮを固定し、溶接熱影響部
の靱性を向上させる。この効果を得るにはｓｏｌ．Ａｌ
として０．００５％以上の添加が必要であり、またその
量が０．０８％を超えると、鋼中にＡｌ₂ Ｏ₃ 系の介在
物が多数生成され、溶接時の割れの問題を生じるので、
Ａｌの範囲を０．００５〜０．０８％とした。

【００３６】Ｔｉは脱酸元素として効果があるほか、鋼
中に不純物として存在するＮをＴｉＮとして固定する作
用があり、ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制す
るとともに、溶接部の靱性を向上させる。また、固溶Ｎ
を低減させるために、本発明の基本成分であるＢの窒化
物（ＢＮ）生成を抑制する効果もある。Ｔｉ量は０．０
０５％未満では効果がなく、また多い場合にはＴｉＣの
生成を助長してこれが疲労亀裂の起点となって疲労強度
を低下させるため、Ｔｉの添加範囲を０．００５〜０．
０３０％とした。

【００３７】なお、Ｓｉ、Ａｌ、Ｔｉは全て脱酸元素で
あるため、その効果を発揮するには１種あるいは２種以
上添加すればよく、全て添加する必要はない。Ｃａ、Ｒ
ＥＭの添加は疲労亀裂の起点になりやすい硫化物（Ｍｎ
Ｓ）を少なくし、疲労強度を向上させる効果がある。ま
た、溶接部のラメラーテアの改善や耐水素誘起割れ性の
改善に効果を発揮するほか、シャルピー吸収エネルギー
を増加させ、低温靱性を向上させる効果がある。しか
し、Ｃａ量は０．０００５％未満では実用上効果がな
く、一方、０．００５％を超えるとＣａＯやＣａＳが逆
に大量に生成して大型介在物となり、鋼の靱性のみなら
ず清浄度も害し、さらには加工性、溶接性、耐ラメラー
テア性にも悪影響を与えるので、Ｃａの添加範囲は０．
０００５〜０．００５％とした。また、ＲＥＭについて
もＣａと同様な効果があり、添加量を多くするとＣａと
同様な問題が生じ、さらに経済性も悪くなるので、ＲＥ
Ｍの下限を０．０００５％、上限を０．０５％とした。

【００３８】次に、本発明で母材における疲労亀裂伝播
特性の改善を図るために行う焼入れ・焼戻し条件を限定
した理由について説明する。まず、再加熱処理の冷却前
の温度をＡｃ₃ 以上１０００℃以下に限定した理由は、
母材組織をマルテンサイトないしはベイナイト主体に
し、かつ母材の強度−靱性バランスを得るための温度範
囲であるからであり、この温度範囲未満では十分な強度
が得られず、またこの温度範囲を超えると、再加熱では
オーステナイト粒が粗大化するために靱性が劣化し、本
発明の効果が十分に反映されない。また、熱間圧延後に
直接焼入れを行う場合に上限温度を１２００℃の高温域
まで拡大した理由は、圧延処理直後に焼入れるため再加
熱処理に比べて靱性の劣化が抑制されるからである。

【００３９】一方、焼戻し処理は、ＭｏやＣ、さらには
他の合金元素の各種界面への偏析を生じさせるために行
うものであり、４００℃は偏析するための下限温度に相
当する。逆に、６００℃を超える温度では界面への偏析
量が過多になり、炭化物の生成と成長を促進するため、
疲労強度を低下させる。それゆえ、焼戻し温度は４００
〜６００℃にした。また、焼戻し時間も全く同じ理由に
より、０．６〜３．６ｋｓに限定した。

【００４０】

【実施例】以下、実施例により本発明の効果を具体的に
示す。表１、表２（表１のつづき）に示す化学成分の鋼
Ａ〜Ｑを５０ｔｏｎ転炉で溶製して得た厚さ２００ｍｍ
×幅１５００ｍｍ×長さ３０００ｍｍのスラブを熱間圧
延により２０ｍｍにして供試材とした。また、熱処理の
効果を明らかにするため、熱間圧延後にＡｃ₃ 以上１０
００℃以下に再加熱し、焼入れ・焼戻しを施したもの
（ＲＱＴ）、Ａｃ₃ 以上１２００℃以下の再結晶温度域
で制御圧延し、直ちに焼入れた後に焼戻し処理を施した
もの（ＤＱＴ）、さらにＡｃ₃ 以上の未再結晶温度域で
圧延終了し、焼入れ・焼戻しを施したもの（ＣＲＤＱ
Ｔ）も併せて準備した。以上の供試鋼を用いて表３に示
す溶接条件でＴ字隅肉溶接継手を作成した。溶接条件は
小入熱とした。

【００４１】図２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。表４、表
５（表４のつづき）に疲労試験結果を示す。Ｎｏ．１〜
１８は本発明例、Ｎｏ．１９〜２８は比較例である。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。表４、表５にはＨＡＺ組織も併せて示
している。

【００４２】

【表１】

【００４３】

【表２】

【００４４】

【表３】

【００４５】

【表４】

【００４６】

【表５】

【００４７】表４、表５より、ＨＡＺの組織がマルテン
サイトないしはベイナイト６０％以上となる組成を有し
た高張力の溶接継手の疲労強度の向上を目的とした本発
明鋼は、比較鋼に比べて疲労強度が向上していることが
わかる。なお、Ｎｏ．１０〜１８およびＮｏ．２７、２
８は母材の亀裂伝播遅延効果を付加するために焼戻し処
理を施したものである。この場合、Ｎｏ．１０〜１５で
はいずれも比較鋼に比べて疲労強度は向上しており、Ｒ
ＱＴおよびＤＱＴが極めて有効であることがわかる。ま
た、ＣＲＤＱＴも疲労強度向上に有効であることがわか
る。この場合、Ｎｏ．１０〜１８ではいずれも比較鋼に
比べて疲労強度は著しく向上しているが、焼戻し処理の
効果としては本発明で示した条件で行ったＮｏ．１０〜
１５でのみ認められる。すなわち、Ｎｏ．１６〜１８の
場合には成分範囲が本発明を満足していることから十分
な疲労強度が得られているものの、熱処理条件が本発明
範囲外であり、Ｎｏ．２、３、５と比較した場合には顕
著な変化はない。

【００４８】

【発明の効果】以上説明したように、本発明鋼はＨＡＺ
の組織がマルテンサイトないしはベイナイト主体の組成
を有した高張力鋼板において、疲労亀裂発生・伝播の抑
制に対してＭｏ添加とＣｅｑを限定することにより、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。また、短時間の焼戻し処理
を施すことにより、さらなる疲労強度向上を達成するこ
とができる。

【００４９】以上から明らかなように、本発明を実施す
ることにより溶接部の疲労強度が著しく向上し、産業上
の発展に寄与するところ極めて大である。

【図面の簡単な説明】

【図１】新たに行った切欠付き再現ＨＡＺ材の疲労試験
における疲労限界比とＣｅｑの関係の調査結果を示す図
である。

【図２】Ｔ字隅肉溶接継手疲労試験片を示す図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁶ 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/50 Ｃ２２Ｃ 38/50 38/58 38/58 (72)発明者 粟飯原 周二 東海市東海町５−３ 新日本製鐵株式会社 名古屋製鐡所内 (72)発明者 間渕 秀里 富津市新富20−１ 新日本製鐵株式会社技 術開発本部内

Claims (6)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％にて、 Ｃ：０．０２〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０５〜２．０％、 Ｍｎ：０．５〜２．０％、 Ｐ：０．０５０％以下、 Ｓ：０．０５０％以下、 Ｍｏ：０．０５〜４．０％ を含有するとともに、０．３０≦Ｃｅｑ（％）≦０．９
   ０を満足し、残部がＦｅおよび不可避成分からなること
   を特徴とする溶接部の疲労強度に優れた高張力溶接構造
   用鋼板。ただし、 Ｃｅｑ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋
   （Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５
2. 【請求項２】 重量％にて、 Ｂ：０．０００３〜０．００２０％、 Ｃｕ：０．１〜２．５％、 Ｎｉ：０．１〜１０．０％、 Ｃｒ：０．１〜３．０％、 Ｎｂ：０．００５〜０．３０％、 Ｖ：０．００５〜０．５０％ の１種あるいは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に優れた高張力溶接構造
   用鋼板。
3. 【請求項３】 重量％にて、 Ａｌ：０．００５〜０．０８％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％ の１種あるいは２種を含有することを特徴とする請求項
   １または２記載の溶接部の疲労強度に優れた高張力溶接
   構造用鋼板。
4. 【請求項４】 重量％にて、 Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、 ＲＥＭ：０．０００５〜０．０５％ の１種あるいは２種を含有することを特徴とする請求項
   １〜３のいずれか１項に記載の溶接部の疲労強度に優れ
   た高張力溶接構造用鋼板。
5. 【請求項５】 請求項１〜４のいずれか１項に記載の鋼
   と同一成分を有する鋼塊を熱間圧延・冷却後にＡｃ₃ 以
   上１０００℃以下に再加熱し、水冷もしくは空冷により
   室温まで冷却し、引き続き４００〜６００℃の温度範囲
   で０．６〜３．６ｋｓの焼戻し処理を施すことを特徴と
   する溶接継手の疲労強度に優れた高張力溶接構造用鋼板
   の製造方法。
6. 【請求項６】 請求項１〜４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 以上１２００℃以下の
   温度で熱間圧延を終了した後に水冷もしくは空冷により
   室温まで冷却し、引き続き４００〜６００℃の温度範囲
   で０．６〜３．６ｋｓの焼戻し処理を施すことを特徴と
   する溶接継手の疲労強度に優れた高張力溶接構造用鋼板
   の製造方法。