WO2012133872A1 - 板厚方向の耐疲労特性に優れた厚鋼板およびその製造方法、その厚鋼板を用いた隅肉溶接継手 - Google Patents

板厚方向の耐疲労特性に優れた厚鋼板およびその製造方法、その厚鋼板を用いた隅肉溶接継手 Download PDF

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聡 伊木
遠藤　茂
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    • C21D2201/05—Grain orientation

Definitions

  • the present invention is a plate suitable for a welded steel structure such as a ship, a marine structure, a bridge, a structure, a pressure vessel, or the like.
  • the present invention relates to a steel plate excellent in fatigue resistance in the thickness direction, a manufacturing method thereof, and a fillet welded joint using the steel plate.
  • Steel plates used for welded steel structures such as ships, offshore structures, bridges, buildings, pressure vessels, etc. are mechanical properties such as strength and toughness, and weldability.
  • it is of course excellent in steady cyclic load during operation (steady cyclic load) and unsteady cyclic load caused by vibration such as wind and earthquake.
  • steady cyclic load steady cyclic load
  • unsteady cyclic load unsteady cyclic load caused by vibration such as wind and earthquake.
  • steel sheets are strongly required to have excellent fatigue resistance.
  • a striped second phase extending in the steel plate rolling direction has a microstructure in which an area ratio of 5 to 50% is scattered in the matrix phase.
  • hardness of the second phase (hardness) H V is less than 30% higher than the hardness H V of the mother phase, excellent steel fatigue crack growth properties (fatigue crack propagation properties) have been proposed.
  • Patent Document 1 disperses a high-hardness second phase in the matrix phase, and when a fatigue crack reaches the vicinity of the hard second phase, the propagation of cracks is significantly delayed, and the steel plate It is intended to improve fatigue crack propagation resistance, and the aspect ratio of the second phase is preferably 4 or more. It is described that if such a steel plate is used for a large structure in which fatigue cracks are generated from the surface and propagated, no special consideration is required and a high fatigue crack propagation preventing property can be imparted to the large structure. ing.
  • Fatigue strength is known to be the lowest, and especially in the fillet welded joints of heavy steel plates (heavy gauge steel) applied to recent large container vessels, etc. It is regarded as an urgent issue.
  • Fatet welded joints fatigue cracks generated from the weld toes propagate in the plate thickness direction, so using a steel plate with excellent fatigue resistance in the plate thickness direction improves the fatigue resistance of the joint. It is effective for.
  • Patent Document 2 by mass, C: 0.015 to 0.20%, Si: 0.05 to 2.0%, Mn: 0.1 to 2.0%, P: 0.05 %, S: 0.02% or less, consisting of the balance Fe and inevitable impurities, and a (200) diffraction intensity ratio (diffracted intensity ratio) measured by X-ray of 2.0 to 15. Fatigue crack growth rate in the plate thickness direction with a recovery ferrite grain (recovery ferritic grain) or recrystallized ferrite grain (recrystallized ferritic grain) area ratio (area ratio) of 15 to 40% A thick steel plate with a low rate is described.
  • the (200) diffraction intensity ratio in the plate thickness direction is set to 2.0 or more, that is, a texture in which the (100) plane is aligned parallel to the plate surface is developed.
  • the fatigue crack propagation in the plate thickness direction is suppressed by causing various slip systems to act at the fatigue crack tip, thereby causing interference between dislocations and suppressing crack propagation.
  • the speed is low.
  • the (100) plane is a cleavage plane, and the thick steel plate with the (100) plane aligned in parallel to the plate surface has a problem that the toughness in the plate thickness direction deteriorates.
  • Patent Documents 1 and 2 reduce the fatigue crack propagation rate, but do not significantly increase the total fatigue life.
  • the thick steel plates with excellent fatigue resistance described in Patent Documents 1 and 2 have room to be improved in terms of cost and performance for use in welded structures, while manufacturing fillet welded joints.
  • a welding method for improving fatigue resistance as a joint is not disclosed.
  • An object of the present invention is to advantageously solve such problems of the prior art, and to provide a thick steel plate excellent in fatigue resistance in the thickness direction and suitable for a welded steel structure and a method for producing the same.
  • Another object of the present invention is to provide a fillet welded joint which is a fillet joint using a thick steel plate having excellent fatigue resistance in the thickness direction and which has excellent fatigue resistance.
  • the present inventors have made extensive studies focusing on the texture and obtained the following knowledge.
  • the (110) plane is parallel to the plate surface in the range from the position of 2 mm in the plate thickness direction to 3/10 position of the plate thickness from both sides or one side of the rolled surface of the steel plate. It is effective to use an organization that has been developed (sometimes referred to as (110) texture).
  • the (110) texture In order to suppress a reduction in toughness in the plate thickness direction, it is effective to have a structure in which the development of the (100) plane is suppressed in parallel with the plate surface in the above range.
  • the texture having the characteristics (1) and (2) described above is for hot rolling from a position 2 mm in the thickness direction from both sides or one side of the rolling surface of the steel plate to a 3/10 position of the thickness.
  • rolling is performed so that the average reduction rate of one pass is less than 3.5%, so that the cumulative reduction rate is 50% or more.
  • Residual stress is introduced by adjusting the cooling rate of accelerated cooling after two-phase rolling or hot rolling with a cumulative rolling reduction of 50% or more.
  • the present invention is intended for a steel sheet having a thickness of 50 mm or more, and “excellent in fatigue resistance” means that a three-point bending fatigue specimen having a dimension and shape shown in FIG. 1 is used.
  • the fatigue life at 340 MPa is 2 million times or more.
  • the present invention is directed to a fillet welded joint of a thick steel plate having a thickness of 50 mm or more.
  • the plate thickness is less than 50 mm, the decrease in fatigue strength due to the plate thickness effect is not so significant, and it conforms to various fatigue design curves based on many past fatigue test databases (databases).
  • fatigue resistance safety is ensured without using the present invention.
  • “Excellent fatigue resistance” means that a fatigue test piece with a three-point bend fillet welded joint with the dimensions shown in FIG. The fatigue life in the plate thickness direction is obtained, and the fatigue life in the stress range of 340 MPa is assumed to be 250,000 times or more.
  • the present invention has been completed based on the above findings and further studies. That is, the gist of the present invention is as follows.
  • the X-ray intensity ratio of the (110) plane parallel to the plate surface is 2 at least in the range from the position 2 mm in the plate thickness direction to the 3/10 position of the plate thickness from both sides or one side of the rolled surface of the steel plate.
  • a thick steel plate having an excellent fatigue resistance in the plate thickness direction, having a texture of 0.0 or more and an average value of compressive residual stress in the plate thickness direction being 160 MPa or more.
  • the X-ray intensity ratio of the (100) plane parallel to the plate surface is 1.1 or less, and excellent in fatigue resistance in the plate thickness direction according to (1) Thick steel plate.
  • the thick steel plate contains, by mass%, C: 0.03 to 0.15%, Si: 0.60% or less, Mn: 0.80 to 1.80%, and Ti: 0.005. -0.050%, Nb: containing one or two selected from 0.001-0.1%, and having a composition comprising the balance Fe and inevitable impurities (1) Or the thick steel plate excellent in the fatigue resistance of the thickness direction as described in (2).
  • Cu 2.0% or less; Ni: 2.0% or less; Cr: 0.6% or less; Mo: 0.6% or less; 2 or less, W: 0.5% or less, Zr: 0.5% or less, and B: 0.0050% or less, containing one or more selected from (3) A steel plate with excellent fatigue resistance in the thickness direction as described in 1.
  • the composition further contains Al: 0.1% or less in terms of mass%. Excellent thick steel plate.
  • the hot-rolling is performed at an austenite partial recrystallization temperature (the first rolling at a cumulative reduction ratio of 10% or more in a temperature range of more than or equal to the ultimate partial recrystallization temperature), and 3/10 of the plate thickness from the position of 2 mm from both sides or one side of the rolled surface of the thick steel plate.
  • the average rolling reduction of each pass is less than 3.5%, and the cumulative rolling reduction is 50% or more.
  • a method for producing a thick steel plate having excellent fatigue resistance in the thickness direction After completion of hot rolling at 600 ° C. or higher, accelerated cooling at a cooling rate of 1 ° C./s or higher is applied to cool to 400 ° C. or lower.
  • a method for producing a thick steel plate having excellent fatigue resistance in the thickness direction (7)
  • a fillet portion of a thick steel plate having a thickness of 50 mm or more and excellent in fatigue resistance in the plate thickness direction has a heat input of 30 kJ / cm or less, 3 layers or less (3 layers or less), 6 passes (6 passes or less)
  • a fillet welded joint with excellent fatigue strength characterized by welding in the following lamination.
  • the steel plate having a thickness of 50 mm or more is parallel to the plate surface at least in the range from the position of 2 mm in the plate thickness direction to the 3/10 position of the plate thickness from both sides or one side of the rolled surface of the steel plate ( 110)
  • the fatigue according to (8), wherein the structure of the thick steel plate having a thickness of 50 mm or more has an X-ray intensity ratio of (100) plane parallel to the plate surface of 1.1 or less. Fillet welded joint with excellent strength.
  • a thick steel plate having a thickness of 50 mm or more that has excellent fatigue resistance in the thickness direction can be easily and inexpensively manufactured without impairing ductility and toughness, and has a remarkable industrial effect.
  • the fatigue properties of the fillet welded portion of the thick steel plate having a thickness of 50 mm or more in which the fatigue strength is a particular problem can be easily obtained using a steel plate having ductility and toughness as a welded structure. In addition, it can be improved at a low cost and has a remarkable industrial effect.
  • piece bending test piece used for a fatigue test The schematic diagram explaining the generation
  • Explanatory drawing which shows typically the dimension shape of the 3 point bending fillet welded joint fatigue test piece with a notch used for a fatigue test. The figure explaining the welding conditions of a fillet welded joint.
  • the steel plate according to the present invention has an X-ray intensity of (110) plane parallel to the plate surface at least in the range from 2 mm in the plate thickness direction to 3/10 position of the plate thickness from both sides or one side of the rolled surface of the steel plate. It has a texture with a ratio of 2.0 or more.
  • the crack surface is the plate thickness surface
  • a structure in which the (110) surface is inclined by 90 ° from the crack surface (plate thickness surface), that is, a plate A structure ((110) texture) in which the (110) planes are accumulated parallel to the plane is set, and the X-ray intensity ratio is set to 2.0 or more.
  • FIG. 2 is a schematic diagram for explaining the occurrence of slip at the tip of a developing fatigue crack in the cross section in the thickness direction.
  • fatigue cracks cause irreversible slip at the crack tip at a crack angle of about 45 ° from the crack surface where the shear stress is maximum due to the action of repeated stress, which accumulates and propagates (crack tip).
  • slip deformation slip deformation
  • the X-ray intensity ratio of the (110) plane parallel to the plate surface is based on the X-ray intensity from the (110) plane parallel to the plate surface in a steel plate having a random orientation.
  • the X-ray intensity ratio of the (110) plane parallel to the plate surface is 2.0 or more means that the (110) plane parallel to the plate surface is 2.0 times or more compared to a steel plate having a random crystal orientation. It means that it is highly accumulated and forms a (110) texture.
  • the steel plate according to the present invention has a texture in which the X-ray intensity ratio of the (110) plane parallel to the plate surface is 2.0 or more, at least 2 mm in the plate thickness direction from both sides or one side of the rolled surface of the steel plate. Prepare for the range from the position to the 3/10 position of the plate thickness.
  • Fatigue cracks propagating in the plate thickness direction are generated from a stress concentration area near the surface of the steel sheet, for example, a welded part such as a member attached to the surface. In this case, the texture given by the welding heat for attaching the member or the like disappears.
  • the fatigue crack that has progressed to the center of the plate thickness has a large crack, the stress intensity factor at the crack tip is large, and the fatigue crack growth amount per cycle of the repeated load (fatigue crack growth). It becomes large, and the effect of reducing the fatigue crack propagation rate due to the presence of the (110) texture is hardly obtained.
  • the texture is formed in a range from a position of 2 mm in the thickness direction from at least one side or one side of the rolling surface of the steel plate to a 3/10 position of the thickness.
  • the effect of the present invention is not impaired even if the entire steel sheet is made into a (110) texture, and the thick steel sheet according to the present invention does not prevent the entire texture in the thickness direction from being the texture.
  • the (100) plane is a cleavage plane, and the presence of the (100) plane parallel to the plate surface reduces the toughness in the plate thickness direction, and the (100) plane becomes the plate surface.
  • the formation of (110) texture is inhibited, so at least in the range from 2 mm in the thickness direction to the 3/10 position of the plate thickness from both sides or one side of the rolled surface of the plate.
  • the X-ray intensity ratio of the parallel (100) plane is 1.1 or less, preferably reduced as much as possible.
  • the X-ray intensity ratio of the (100) plane parallel to the plate surface is based on the X-ray intensity from the (100) plane parallel to the plate surface in a steel plate having a random orientation, The ratio of X-ray intensity from (100) planes existing in parallel.
  • the X-ray intensity ratio of the (100) plane parallel to the plate surface is 1.1 or less means that the accumulation of the (100) plane parallel to the plate surface is 1.1 times or less compared to the steel plate having a random orientation. It means that (100) texture is hardly formed.
  • the compressive residual stress in the plate thickness direction is effective for suppressing toughness reduction in the plate thickness direction and reducing the fatigue crack propagation rate in the plate thickness direction. However, if it is less than 160 MPa, the excellent fatigue resistance characteristics described above cannot be obtained. , 160 MPa or more.
  • the average value of compressive residual stress in the plate thickness direction is obtained by measuring the residual stress in the plate thickness direction (crack propagation direction) at a pitch of 4 mm in the plate thickness direction by X-ray measurement (minus). The absolute value of the average value).
  • C 0.03-0.15%
  • C is an element having an effect of increasing the strength of steel, and in order to ensure a desired high strength, it is preferably contained in an amount of 0.03% or more.
  • the toughness of the welded heat-affected zone is reduced. For this reason, C is preferably limited to a range of 0.03 to 0.15%.
  • Si 0.60% or less
  • Si is an element that acts as a deoxidizing agent and has the effect of increasing the strength of the steel by solid solution. In order to acquire such an effect, it is desirable to contain 0.01% or more. On the other hand, the content exceeding 0.60% lowers the toughness of the weld heat affected zone. For this reason, it is preferable to limit Si to 0.60% or less. In addition, More preferably, it is 0.50% or less.
  • Mn 0.80 to 1.80%
  • Mn is an element that has the effect of increasing the strength of steel.
  • Mn is preferably contained in an amount of 0.80% or more, but if contained in excess of 1.80%, There is concern about a reduction in material toughness. For this reason, Mn is preferably limited to a range of 0.80 to 1.80%. More preferably, it is 0.9 to 1.60%.
  • Ti and Nb increase the strength through precipitation strengthening. At the same time, it is an element that suppresses the growth of austenite grains during heating and contributes to the refinement of the steel sheet structure. In the present invention, it contains one or two elements.
  • Ti forms carbides and nitrides, contributes to the refinement of austenite grains during steel plate production, suppresses the coarsening of crystal grains in the weld heat affected zone, Improve toughness. In order to acquire such an effect, it is preferable to contain 0.005% or more. On the other hand, the content exceeding 0.050% reduces toughness. For this reason, Ti is preferably limited to a range of 0.005 to 0.050%. More preferably, it is 0.005 to 0.02%.
  • Nb like Ti, increases the strength through precipitation strengthening, further refines the structure, suppresses recrystallization of austenite, and promotes the effect of rolling to form the desired structure.
  • the content is preferably 0.001% or more. However, if the content exceeds 0.1%, the structure becomes needle-like and the toughness tends to decrease. For this reason, Nb is preferably limited to a range of 0.001 to 0.1%. More preferably, it is 0.02 to 0.05%.
  • one or more of Cu, Ni, Cr, Mo, V, W, Zr, B, and Al can be contained.
  • Cu 2.0% or less
  • Ni 2.0% or less
  • Cr 0.6% or less
  • Mo 0.6% or less
  • V 0.2% or less
  • W 0.5% or less
  • Zr 0.5% or less
  • B One or more of 0.0050% or less Cu, Ni, Cr, Mo, V, W, Zr, B are elements that improve the strength and toughness of steel, and are desired It contains 1 type or 2 types or more depending on the characteristics.
  • Cu contributes to steel strength increase mainly through precipitation strengthening. In order to obtain such an effect, it is desirable to contain 0.05% or more. However, if it exceeds 2.0%, precipitation strengthening is excessive and toughness decreases. For this reason, when it contains, it is preferable to limit Cu to 2.0% or less. In addition, More preferably, it is 0.35% or less.
  • Ni increases the strength of steel and contributes to improved toughness. Ni acts effectively to prevent cracking during hot rolling with Cu. In order to acquire such an effect, it is desirable to contain 0.05% or more. However, even if it is contained in a large amount exceeding 2.0%, the effect is saturated and an effect commensurate with the content cannot be expected and it is economically disadvantageous, and Ni is an expensive element. Invite the soaring. For this reason, when it contains, it is preferable to limit Ni to 2.0% or less. In addition, More preferably, it is 0.1% or more.
  • Cr increases the amount of pearlite and contributes to an increase in steel strength. In order to acquire such an effect, it is desirable to contain 0.01% or more, but inclusion exceeding 0.6% reduces the toughness of a welded part. For this reason, when it contains, it is preferable to limit Cr to 0.6% or less. More preferably, the content is 0.01 to 0.2%.
  • Mo contributes to increasing the strength of steel. In order to acquire such an effect, it is desirable to contain 0.01% or more, but inclusion exceeding 0.6% reduces the toughness of a welded part. For this reason, when it contains, it is preferable to limit Mo to 0.6% or less. More preferably, the content is 0.01 to 0.08%.
  • V contributes to increasing the strength of steel through solid solution strength and precipitation strengthening. In order to acquire such an effect, it is desirable to contain 0.05% or more, but inclusion exceeding 0.2% significantly reduces the base metal toughness and weldability. For this reason, it is preferable to limit V to 0.2% or less. More preferably, it is 0.05 to 0.1%.
  • W contributes to an increase in steel strength, especially at high temperatures. In order to acquire such an effect, it is desirable to contain 0.1% or more, but if it contains more than 0.5%, the toughness of the welded portion is lowered. In addition, a large amount of expensive W causes a material cost to rise. For this reason, when contained, W is preferably limited to 0.5% or less. More preferably, it is 0.2 to 0.4%.
  • Zr contributes to increasing the strength of the steel and improves the resistance to plating cracking in the galvanized material.
  • B contributes to increasing the strength of the steel through improving hardenability, and precipitates as BN during rolling, contributing to refinement of ferrite grains after rolling.
  • B is preferably limited to 0.0050% or less. More preferably, the content is 0.0010 to 0.0035%.
  • Al acts as a deoxidizer and contributes to the refinement of crystal grains, and in order to obtain such an effect, it is desirable to contain 0.015% or more, An excessive content exceeding 0.1% leads to a decrease in toughness. For this reason, when it contained, Al was limited to 0.1% or less. In addition, Preferably it is 0.08% or less.
  • the balance other than the above components is Fe and inevitable impurities, and P: 0.035% or less, S: 0.035% or less, and N: 0.012% or less are acceptable.
  • a method for producing a steel material such as a slab is not particularly limited. Molten steel having the above composition is melted using a conventional melting furnace such as a converter furnace, and used as a steel material such as a slab by a conventional method such as continuous casting. , Heated to a temperature of 900 to 1350 ° C.
  • the heating temperature is less than 900 ° C.
  • desired hot rolling becomes difficult.
  • a heating temperature exceeding 1350 ° C. surface oxidation becomes significant, and coarsening of crystal grains becomes remarkable.
  • the hot rolling includes the first rolling and the second rolling, and the first rolling is a temperature range above the austenite partial recrystallization temperature (in the case of the above component composition, the temperature range above the austenite partial recrystallization temperature is The cumulative rolling reduction is 10% or more at a surface temperature of 1000 to 850 ° C. Since the austenite grains are at least partially recrystallized, the steel sheet structure can be made fine and uniform. In order to at least partially recrystallize the austenite grains, it is preferable that the cumulative rolling reduction is 10% or more. When the rolling temperature range is the austenite non-recrystallization temperature range, it becomes impossible to expect uniform crystal grains.
  • the upper limit of the cumulative rolling reduction is preferably 30% from the viewpoint of securing the rolling reduction of the second rolling.
  • the range from the position of 2 mm in the plate thickness direction to the 3/10 position of the plate thickness from both sides or one side of the rolled surface of the steel plate is the temperature range where the two-phase structure is formed, and the average of each pass Second rolling is performed at a rolling reduction of less than 3.5%, a cumulative rolling reduction of 50% or more, and a rolling end temperature of 600 ° C. or more.
  • the average reduction ratio of each pass is determined by introducing shear strain in the range from the position of 2 mm in the sheet thickness direction to the position of 3/10 of the sheet thickness from both sides or one side of the rolled surface of the sheet. 2.
  • the rate is 50% or more and the rolling end temperature is 600 ° C. or more, an (110) texture whose X-ray intensity ratio of the (110) plane parallel to the plate surface is 2.0 or more is formed. Less than 5%. If the cumulative rolling reduction is less than 50%, the X-ray intensity ratio of the (110) plane parallel to the plate surface cannot be made 2.0 or more.
  • the range from 2 mm position to 3/10 position of the plate thickness from both sides or one side of the rolled surface of the steel plate to the plate thickness direction is substantially two-phase.
  • the rolling end temperature is a surface temperature of 600 ° C. or higher.
  • the rolling end temperature is less than 600 ° C. at the surface temperature, excessive work strain is introduced into the ferrite and the toughness is lowered, so that it is 600 ° C. or higher, preferably 850 to 600 ° C.
  • the thick steel plate produced by the above manufacturing method has at least (100) plane X-rays parallel to the plate surface in a range from a position 2 mm in the plate thickness direction to 3/10 position of the plate thickness from both sides or one side of the rolled surface of the steel plate.
  • the strength ratio is 1.1 or less, and toughness deterioration in the thickness direction is suppressed.
  • a steel plate with a thickness of 50 mm or more is used.
  • the plate thickness is less than 50 mm, at the time of hot rolling, the development of (110) texture occurs at least in the range from 2 mm position to 3/10 position of the plate thickness from both sides or one side of the rolled surface of the steel plate in the plate thickness direction. It is difficult to introduce an effective shear strain in the case.
  • the plate thickness is less than 50 mm, there is a concern that the steel plate buckling performance may be lowered due to the introduction of the plate thickness direction compressive residual stress. From the above, a thick steel plate having a thickness of 50 mm or more is obtained.
  • the hot rolling may be performed as long as the effects of the rolling are not impaired.
  • accelerated cooling is performed at a cooling rate of 1 ° C./s or more, and cooling to 400 ° C. or less. If the cooling stop temperature exceeds 400 ° C. at a cooling rate of less than 1 ° C./s, it is difficult to set the average value of compressive residual stress in the plate thickness direction to 160 MPa or more. Is 400 ° C. or lower. More preferably, it is cooled to 350 ° C. or lower at a cooling rate of 5 ° C./s or higher.
  • welding heat input (kJ / cm) and a lamination method are defined as welding conditions for a fillet joint of a thick steel plate having excellent fatigue resistance in the thickness direction.
  • Welding heat input (sometimes simply referred to as heat input) is 30 kJ / cm or less.
  • the welding heat input is 30 kJ / cm or less
  • the compressive residual stress at the weld toe portion becomes high, and the effect of improving fatigue characteristics cannot be obtained.
  • the lamination is 3 layers or less and 6 passes or less.
  • the welding method is not specified. Hand welding, MIG welding (metal inert gas welding), CO 2 welding (carbon dioxide welding), etc. can be applied.
  • the steel material having the composition shown in Table 1 was hot-rolled under the conditions shown in Table 2 to obtain a thick steel plate having a thickness of 50 to 80 mm. These thick steel plates were subjected to a structure observation, a tensile test, a toughness test, and a fatigue crack propagation test.
  • the intensity ratio was the X-ray intensity ratio of the (100) plane parallel to the plate surface.
  • V-notch test specimens were collected from the obtained thick steel sheets in accordance with the provisions of JIS Z 2242 (2005) so that the longitudinal direction was parallel to the rolling direction, and absorption at ⁇ 40 ° C. Energy was determined and toughness was evaluated.
  • the V-notch test piece was taken from a 1/4 position of the plate thickness (representing a range from 2 mm to 3/10 position of the plate thickness in the plate thickness direction from the surface).
  • the notch of the test piece is a machined notch having a width of 0.1 mm.
  • Examples of the present invention are all 1/4 positions of the plate thickness (representative of a range of 2 mm to 3/10 positions of the plate thickness from the surface to the plate thickness direction)
  • the X-ray intensity ratio of the (110) plane parallel to the plate surface is 2.0 or more
  • the average value of the compressive residual stress in the plate thickness direction is 160 MPa or more
  • the X-ray intensity ratio of the (100) plane parallel to the plate surface Is 1.1 or less, and there is no decrease in toughness in the plate thickness direction, and the steel plate is excellent in fatigue resistance in the plate thickness direction.
  • the comparative examples outside the scope of the present invention are (110) plane X-ray intensity parallel to the plate surface.
  • the ratio is less than 2.0 or the average value of compressive residual stress in the plate thickness direction is less than 160 MPa, and the fatigue resistance in the plate thickness direction is inferior.
  • a fillet welded joint was prepared using the thick steel plate 1 with excellent fatigue properties in the thickness direction with a thickness of 50 to 80 mm whose chemical composition is shown in Table 3 and the manufacturing conditions and properties shown in Table 4, and the shape is shown in FIG.
  • a three-point bending fatigue test was conducted using a notched three-point bending fillet welded joint fatigue test piece. The test method for confirming the structure, mechanical properties and thickness direction fatigue properties of the thick steel plate 1 was carried out in the same manner as in Example 1.
  • a fillet welded joint was produced under the conditions shown in FIG. 4, and a fatigue test was performed.
  • the results obtained with the thick steel plate 1 are shown in Table 5.

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Abstract

圧力容器等の溶接鋼構造物用として好適な板厚方向の耐疲労特性に優れた厚鋼板およびその製造方法、その厚鋼板を用いた隅肉溶接継手を提供する。具体的には、少なくとも、鋼板の圧延面の両側または片側から板厚方向に２ｍｍの位置から板厚の３／１０位置までの範囲に、板面に平行な（１１０）面のＸ線強度比が２．０以上となる集合組織を有し、板厚方向圧縮残留応力の平均値が１６０ＭＰａ以上、板面に平行な（１００）面のＸ線強度比が１．１以下で、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎを含み、さらにＴｉ、Ｎｂの１種または２種、必要に応じて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｚｒ、Ｂ、Ａｌの１種または２種以上、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する厚鋼板およびその製造方法、その厚鋼板を用いた隅肉溶接継手である。

Description

板厚方向の耐疲労特性に優れた厚鋼板およびその製造方法、その厚鋼板を用いた隅肉溶接継手
　本発明は、船舶（ｓｈｉｐｓ）、海洋構造物（ｍａｒｉｎｅ　ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）、橋梁（ｂｒｉｄｇｅ）、建築物（ｃｏｎｓｔｒｕｃｔｉｏｎ）、圧力容器（ｐｒｅｓｓｕｒｅ　ｖｅｓｓｅｌ）等の溶接鋼構造物（ｗｅｌｄｅｄ　ｓｔｅｅｌ　ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）用として好適な板厚方向の耐疲労特性（ｆａｔｉｇｕｅ　ｒｅｓｉｓｔａｎｄｃｅ）に優れた厚鋼板（ｓｔｅｅｌ　ｐｌａｔｅ）およびその製造方法、その厚鋼板を用いた隅肉溶接継手に関する。
　船舶、海洋構造物、橋梁、建築物、圧力容器などの溶接鋼構造物に使用される鋼板は、強度（ｓｔｒｅｎｇｔｈ）、靭性（ｔｏｕｇｈｎｅｓｓ）などの機械的性質（ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ　ｐｒｏｐｅｒｔｙ）や溶接性（ｗｅｌｄａｂｉｌｉｔｙ）に優れていることはもちろんであるが、稼動時における定常の繰返し荷重（ｓｔｅａｄｙ　ｃｙｃｌｉｃ　ｌｏａｄ）や、風（ｗｉｎｄ）、地震（ｅａｒｔｈｑｕａｋｅ）等の震動に起因する非定常の繰返し荷重（ｕｎｓｔｅａｄｙ　ｃｙｃｌｉｃ　ｌｏａｄ）に対しても、構造物の構造安全性（ｓｔｒｕｃｔｕｒａｌ　ｓａｆｅｔｙ）を確保できる特性を有することが要求される。特に近年では、鋼板に対して、耐疲労特性に優れることが強く要求されている。
　溶接鋼構造物では、溶接止端部等に多数の応力集中部が存在するが、溶接止端部には応力が集中しやすく、また、引張の残留応力も作用するため、繰返し荷重が作用した場合には、溶接止端部（ｗｅｌｄ　ｔｏｅ）から疲労亀裂（ｆａｔｉｇｕｅ　ｃｒａｃｋ）が発生しやすく、溶接止端部が疲労亀裂の発生源となることが多い。
　このような疲労亀裂の発生を防止するために、止端部形状の改善や、圧縮の残留応力（ｃｏｍｐｒｅｓｓｉｖｅ　ｒｅｓｉｄｕａｌ　ｓｔｒｅｓｓ）の導入などの方策が知られている。しかし、溶接鋼構造物には多数の溶接止端部が存在するため、溶接止端部ごとに、上記した疲労亀裂の発生を防止する方策を実行することは、多大の労力と時間を必要とし、施工工数の増加や、施工コストの高騰を招く。
　そこで、このような疲労亀裂の発生を防止する方策に代えて、使用する鋼板自体の耐疲労特性を向上させて、溶接鋼構造物の耐疲労特性の向上を図ることが考えられている。鋼板自体の耐疲労特性を向上させることにより、疲労亀裂の成長が抑制されて、溶接鋼構造物の疲労寿命（ｆａｔｉｇｕｅ　ｌｉｆｅ）の延長が可能となる。
　このような要望に対し、例えば特許文献１では、鋼板圧延方向に延在する縞状の第二相が母相内に５~５０％の面積率で散在する微視組織（ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）を有し、第二相の硬さ（ｈａｒｄｎｅｓｓ）ＨＶが母相の硬さＨＶより３０％以上高い、耐疲労亀裂進展特性（ｆａｔｉｇｕｅ　ｃｒａｃｋ　ｐｒｏｐａｇａｔｉｏｎ　ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ）の良好な鋼板が提案されている。
　特許文献１に記載された技術は、母相中に、硬さの高い第二相を分散させ、疲労亀裂が硬い第二相付近に達すると亀裂の伝播が大幅に遅延する現象により、鋼板の耐疲労亀裂伝播特性を向上させるもので、第二相のアスペクト比（ａｓｐｅｃｔ　ｒａｔｉｏ）を４以上とすることが好ましいとしている。このような鋼板を、表面から疲労亀裂が発生し伝播する大型構造物に使用すれば、特別な配慮を必要とせず、高い疲労亀裂伝播阻止特性を大型構造物に付与可能であることが記載されている。
　また、溶接継手の中では、角回し溶接（ｂｏｘ　ａｒｃ　ｗｅｌｄ）、十字溶接（ｃｒｕｃｉｆｏｒｍ　ａｒｃ　ｗｅｌｄ）、カバープレート溶接（ｃｏｖｅｒ　ｐｌａｔｅ　ｗｅｌｄ）、スタッド溶接（ｓｔｕｄ　ｗｅｌｄ）などの隅肉溶接継手（ｆｉｌｌｅｔ　ｗｅｌｄｅｄ　ｊｏｉｎｔ）の疲労強度（ｆａｔｉｇｕｅ　ｓｔｒｅｎｇｔｈ）が最も低いことが知られ、特に最近の大型コンテナ船（ｃｏｎｔａｉｎｅｒ　ｖｅｓｓｅｌｓ）等に適用される極厚鋼板（ｈｅａｖｙ　ｇａｕｇｅ　ｓｔｅｅｌ）の隅肉溶接継手における疲労強度の改善が喫緊の課題（ｕｒｇｅｎｔ　ｉｓｓｕｅ）とされている。隅肉溶接継手の場合、溶接止端部から発生した疲労き裂は板厚方向に進展するため板厚方向の耐疲労特性に優れた鋼板を用いることが継手としての耐疲労特性を向上させるために有効である。
　また、特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．０１５~０．２０％、Ｓｉ：０．０５~２．０％、Ｍｎ：０．１~２．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなり、Ｘ線で測定した板厚方向の（２００）回折強度比（ｄｉｆｆｒａｃｔｅｄ　ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ　ｒａｔｉｏ）が２．０~１５．０で、且つ回復フェライト粒（ｒｅｃｏｖｅｒｙ　ｆｅｒｒｉｔｅ　ｇｒａｉｎ）または再結晶フェライト粒（ｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚｅｄ　ｆｅｒｒｉｔｅ　ｇｒａｉｎ）の面積率（ａｒｅａ　ｒａｔｉｏ）が１５~４０％である、板厚方向の疲労き裂伝播速度（ｆａｔｉｇｕｅ　ｃｒａｃｋ　ｇｒｏｗｔｈ　ｒａｔｅ）が低い厚鋼板が記載されている。
特開平７−９０４７８号公報 特開平８−１９９２８６号公報
　しかしながら、特許文献１に記載された技術では、疲労亀裂伝播速度を低くし、疲労亀裂の伝播を著しく遅滞させるため、母相に比べ第二相の硬さを高くし、多量に分散させることが必要で、鋼板の延性（ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ）、靭性の低下が著しくなるという問題が生じる。鋼板の延性、靭性の低下は、多量の合金元素の含有で防止できる場合もあるが、材料コストの高騰を招くという問題を避けられない。
　また、特許文献２に記載された技術では、板厚方向の（２００）回折強度比を２．０以上とし、すなわち、（１００）面が板面に平行に揃った集合組織（ｔｅｘｔｕｒｅ）を発達させ、疲労亀裂先端（ｆａｔｉｇｕｅ　ｃｒａｃｋ　ｔｉｐ）で種々のすべり系（ｓｌｉｐ　ｓｙｓｔｅｍ）を活動させ転位（ｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎ）同士の干渉（ｉｎｔｅｒｆｅｒｅｎｃｅ）を生じさせ、亀裂の伝播を抑制して板厚方向の疲労亀裂伝播速度を低くしている。しかし、（１００）面は劈開面（ｃｌｅａｖａｇｅ　ｐｌａｎｅ）であり、板面に平行に（１００）面が揃った厚鋼板では、板厚方向の靭性が劣化するという問題を残していた。
　更に、特許文献１、２記載の技術では、疲労亀裂伝播速度は低減するが、トータル（ｔｏｔａｌ）の疲労寿命は顕著には増加しない。
　上述したように、特許文献１、２に記載された耐疲労特性に優れた厚鋼板は溶接構造物用としては、コストや性能面で改善すべき余地があり、一方、隅肉溶接継手の製作においても、継手としての耐疲労特性を向上する溶接法は明らかにされていない。
　本発明は、かかる従来技術の問題を有利に解決し、溶接鋼構造物用として好適な、板厚方向の耐疲労特性に優れた厚鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
　また、本発明は板厚方向の耐疲労特性に優れた厚鋼板を用いた隅肉継手で耐疲労特性に優れた隅肉溶接継手を提供することを目的とする。
　本発明者らは、板厚方向の靭性低下を伴うことなく、疲労特性を向上させるため、集合組織に着目して鋭意研究を重ね、以下の知見を得た。
（１）疲労特性を向上させるためには、鋼板の圧延面の両側または片側から板厚方向に２ｍｍの位置から板厚の３／１０位置までの範囲において、板面に平行に（１１０）面を発達させた組織（（１１０）集合組織と言う場合がある）とすることが有効である。
（２）板厚方向の靭性低下を抑制するためには、上記範囲において板面に平行に、（１００）面の発達を抑制した組織とすることが有効である。
（３）板厚方向の靭性低下を伴うことなく、疲労特性を向上させるためには、板厚方向残留応力を導入し、その平均値をできるだけ小さくする（圧縮側にする）ことが、有効である。
　また、（４）上記（１）、（２）の特性を備えた集合組織は熱間圧延を鋼板の圧延面の両側または片側から板厚方向に２ｍｍの位置から板厚の３／１０位置までの範囲が二相温度域となる温度域で、１パス平均の圧下率が３．５％未満となる圧延を、累積圧下率で５０％以上となるように行うことで得られ、板厚方向残留応力は累積圧下率５０％以上の二相域圧延もしくは熱間圧延後の加速冷却の冷却速度の調整により導入される。
　また、（５）隅肉溶接継手作製の際の溶接入熱と積層数を制限することが、隅肉溶接部の疲労強度を向上させるのに有効である。
　なお、本発明は、板厚：５０ｍｍ以上の鋼板を対象とし、「耐疲労特性に優れた」とは、図１に示す寸法形状の３点曲げ疲労試験片（ｔｈｒｅｅ−ｐｏｉｎｔ　ｂｅｎｄ　ｆａｔｉｇｕｅ　ｓｐｅｃｉｍｅｎ）を用いて、応力比（ｓｔｒｅｓｓ　ｒａｔｉｏ）（＝最小荷重／最大荷重）が０．１となる条件で疲労試験（ｆａｔｉｇｕｅ　ｔｅｓｔ）を実施して、板厚方向の疲労寿命を求め、応力範囲（ｓｔｒｅｓｓ　ｒａｎｇｅ）３４０ＭＰａでの疲労寿命が２００万回以上の場合とする。
　また、本発明は板厚５０ｍｍ以上の厚鋼板の隅肉溶接継手を対象とする。板厚５０ｍｍ未満では、板厚効果（ｔｈｉｃｋｎｅｓｓ　ｅｆｆｅｃｔ）による疲労強度の低下はそれほど顕著ではなく、また、過去の多くの疲労試験データベース（ｄａｔａｂａｓｅ）に基づいた各種疲労設計曲線（ｆａｔｉｇｕｅ　ｄｅｓｉｇｎ　ｃｕｒｖｅ）に準拠すれば、本発明を用いなくとも耐疲労安全性（ｆａｔｉｇｕｅ　ｒｅｓｉｓｔａｎｔ　ｓａｆｅｔｙ）は確保される。「耐疲労特性に優れた」とは、図３に示す寸法形状の切欠付３点曲げ隅肉溶接継手疲労試験片を用いて、応力比が０．１となる条件で疲労試験を実施して、板厚方向の疲労寿命を求め、応力範囲３４０ＭＰａでの疲労寿命が２５万回以上の場合とする。
　本発明は、上記知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。
（１）少なくとも、鋼板の圧延面の両側または片側から板厚方向に２ｍｍの位置から板厚の３／１０位置までの範囲に、板面に平行な（１１０）面のＸ線強度比が２．０以上となる集合組織を有し、且つ板厚方向の圧縮残留応力（ｃｏｍｐｒｅｓｓｉｖｅ　ｒｅｓｉｄｕａｌ　ｓｔｒｅｓｓ）の平均値が１６０ＭＰａ以上であることを特徴とする板厚方向の耐疲労特性に優れた厚鋼板。
（２）前記集合組織における、板面に平行な（１００）面のＸ線強度比が１．１以下であることを特徴とする（１）に記載の板厚方向の耐疲労特性に優れた厚鋼板。
（３）前記厚鋼板が、質量％で、Ｃ：０．０３~０．１５％、Ｓｉ：０．６０％以下、Ｍｎ：０．８０~１．８０％を含み、さらにＴｉ：０．００５~０．０５０％、Ｎｂ：０．００１~０．１％のうちから選ばれた１種または２種を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする（１）または（２）に記載の板厚方向の耐疲労特性に優れた厚鋼板。
（４）前記組成に加えてさらに、質量％で、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％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする（３）に記載の板厚方向の耐疲労特性に優れた厚鋼板。
（５）前記組成に加えてさらに、質量％で、Ａｌ：０．１％以下を含有する組成とすることを特徴とする（３）または（４）に記載の板厚方向の耐疲労特性に優れた厚鋼板。
（６）（３）乃至（５）のいずれか一つに記載の組成を有する鋼素材を加熱し熱間圧延を施して厚鋼板とするにあたり、前記熱間圧延が、オーステナイト部分再結晶温度（ａｕｓｔｅｎｉｔｅ　ｐａｒｔｉａｌ　ｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎ　ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）以上の温度域で累積圧下率：１０％以上とする第一の圧延と、前記厚鋼板の圧延面の両側または片側から板厚方向に２ｍｍの位置から板厚の３／１０位置までに相当する範囲が二相組織となる温度域で、各パスの平均圧下率が３．５％未満でかつ累積圧下率：５０％以上となる第二の圧延を有し、鋼板表面温度で６００℃以上で熱間圧延終了後、１℃／ｓ以上の冷却速度の加速冷却（ａｃｃｅｌｅｒａｔｅｄ　ｃｏｏｌｉｎｇ）を施し、４００℃以下まで冷却することを特徴とする板厚方向の耐疲労特性に優れた厚鋼板の製造方法。
（７）板厚５０ｍｍ以上の板厚方向の耐疲労特性に優れた厚鋼板の隅肉部を、入熱３０ｋＪ／ｃｍ以下、３層以下（３　ｌａｙｅｒｓ　ｏｒ　ｌｅｓｓ）６パス（６　ｐａｓｓｅｓ　ｏｒ　ｌｅｓｓ）以下の積層で溶接することを特徴とする、疲労強度の優れた隅肉溶接継手。
（８）前記板厚５０ｍｍ以上の厚鋼板が、少なくとも、鋼板の圧延面の両側または片側から板厚方向に２ｍｍの位置から板厚の３／１０位置までの範囲において、板面に平行な（１１０）面のＸ線強度比が２．０以上となる部位を有することを特徴とする（７）に記載の疲労強度の優れた隅肉溶接継手。
（９）前記板厚５０ｍｍ以上の厚鋼板の前記組織が、さらに板面に平行な（１００）面のＸ線強度比が１．１以下であることを特徴とする（８）に記載の疲労強度の優れた隅肉溶接継手。
（１０）前記板厚５０ｍｍ以上の厚鋼板の板厚方向圧縮残留応力の平均値が、１６０ＭＰａ以上であることを特徴とする（８）または（９）に記載の疲労強度の優れた隅肉溶接継手。
　本発明によれば、板厚方向の耐疲労特性に優れた板厚５０ｍｍ以上の厚鋼板を延性、靭性を損なわずに、容易に、しかも安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。
　また、本発明によれば、疲労強度が特に問題となる板厚５０ｍｍ以上の厚鋼板の隅肉溶接部の疲労特性を溶接構造物としての延性、靭性を備えた厚鋼板を用いて容易に、且つ安価に向上でき、産業上格段の効果を奏する。
疲労試験に使用する３点曲げ試験片の寸法形状を説明する模式図。 板厚方向断面における、進展する疲労亀裂先端でのすべりの発生状況を説明する模式図。 疲労試験に使用する切欠付３点曲げ隅肉溶接継手疲労試験片の寸法形状を模式的に示す説明図。 隅肉溶接継手の溶接条件を説明する図。
　以下、本発明で規定する組織、板厚方向圧縮残留応力、好ましい成分組成、製造条件について説明する。
［組織］
　本発明に係る厚鋼板は少なくとも鋼板の圧延面の両側または片側から板厚方向に２ｍｍの位置から板厚の３／１０位置までの範囲において、板面に平行な（１１０）面のＸ線強度比が２．０以上となる集合組織を有する。
　板厚方向に進展する疲労亀裂（亀裂面が板厚面）の進展（伝播）を抑制するために、（１１０）面を、亀裂面（板厚面）から９０°傾けた組織、すなわち、板面に平行に（１１０）面を集積させた組織（（１１０）集合組織）とし、Ｘ線強度比を２．０以上とする。
　図２は板厚方向断面における、進展する疲労亀裂先端でのすべりの発生状況を説明する模式図である。一般に、疲労亀裂は、繰返し応力の作用により、亀裂先端で、剪断応力が最大となる亀裂面から４５°程度傾いた面で不可逆なすべりが生じ、それが蓄積して進展していく（亀裂先端の応力場と結晶方位（ｃｒｙｓｔａｌ　ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）の関係で剪断応力が最も高くなるすべり系（すべり面すべり方向）ですべり変形（ｓｌｉｐ　ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ）が生じ、亀裂が進展していく）。
　従って、体心立方（ｂｃｃ）構造（ｂｏｄｙ−ｃｅｎｔｅｒｅｄ　ｃｕｂｉｃ　ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）の鋼板の主すべり面（ｐｒｉｎｃｉｐａｌ　ｓｌｉｐ　ｐｌａｎｅ）である（１１０）面を、亀裂面から９０°傾けると、剪断応力（ｓｈｅａｒ　ｓｔｒｅｓｓ）が最大となる亀裂面から４５°程度傾いた面でのすべりが抑制される。
　また、板面に平行な（１１０）面のＸ線強度比が２．０未満では疲労亀裂伝播速度を低下させて、板厚方向の疲労特性を向上させる効果が十分得られないので、２．０以上とする。なお、板面に平行な（１１０）面のＸ線強度比とは、ランダムな方位（ｒａｎｄｏｍ　ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）を有する鋼板における板面に平行な（１１０）面からのＸ線強度を基準とし、それに対する、板面に平行に存在する（１１０）面からのＸ線強度の比をいう。板面に平行な（１１０）面のＸ線強度比が２．０以上とは、ランダムな結晶方位を有する鋼板に比して、板面に平行な（１１０）面が２．０倍以上に高く集積して、（１１０）集合組織を形成していることを意味する。
　本発明に係る厚鋼板は、板面に平行な（１１０）面のＸ線強度比が２．０以上となる集合組織を、少なくとも、鋼板の圧延面の両側または片側から板厚方向に２ｍｍの位置から板厚の３／１０位置までの範囲に備える。
　板厚方向に伝播する疲労亀裂は、鋼板表面近傍の応力集中部（ｓｔｒｅｓｓ　ｃｏｎｃｅｎｔｒａｔｉｏｎ　ａｒｅａ）、たとえば表面に取り付けられた部材等の溶接部から発生するが、当該部位、特に鋼板表面から２ｍｍ迄の部位においては、部材等の取り付けのための溶接熱（ｗｅｌｄｉｎｇ　ｈｅａｔ）により付与された集合組織が消失してしまう。
　一方、板厚中央部まで進展した疲労亀裂は、亀裂が大きくなっており、亀裂先端の応力拡大係数（ｓｔｒｅｓｓ　ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ　ｆａｃｔｏｒ）が大きく、繰返し荷重１サイクル当たりの疲労亀裂進展量（ｆａｔｉｇｕｅ　ｃｒａｃｋ　ｇｒｏｗｔｈ）が大きくなり、（１１０）集合組織の存在による疲労亀裂伝播速度の低減効果がほとんど得られない。
　従って、上記集合組織を、少なくとも鋼板の圧延面の両側または片側から板厚方向に２ｍｍの位置から板厚の３／１０位置までの範囲に形成する。但し、鋼板全体を（１１０）集合組織としても本発明の作用効果は損なわれず、本発明に係る厚鋼板は板厚方向全体を上記集合組織とすることを妨げるものではない。
　体心立方（ｂｃｃ）構造鋼板では、（１００）面は劈開面であり、板面に平行な（１００）面の存在は、板厚方向の靭性を低下させ、（１００）面が板面に平行に発達すると、（１１０）集合組織の形成を阻害するので、少なくとも鋼板の圧延面の両側または片側から板厚方向に２ｍｍの位置から板厚の３／１０位置までの範囲において、板面に平行な（１００）面のＸ線強度比を１．１以下、好ましくは可能な限り低減する。なお、板面に平行な（１００）面のＸ線強度比とは、ランダムな方位を有する鋼板における板面に平行な（１００）面からのＸ線強度を基準とし、それに対する、板面に平行に存在する（１００）面からのＸ線強度の比をいう。板面に平行な（１００）面のＸ線強度比が１．１以下とは、ランダムな方位を有する鋼板に比して、板面に平行な（１００）面の集積が１．１倍以下であり、（１００）集合組織をほとんど形成していないことを意味する。
　［板厚方向の圧縮残留応力］
　板厚方向の圧縮残留応力は、板厚方向の靭性低下抑制および板厚方向の疲労亀裂伝播速度の低減に有効であるが、１６０ＭＰａ未満では、前述した、優れた耐疲労特性が得られないため、１６０ＭＰａ以上とする。板厚方向圧縮残留応力の平均値は、Ｘ線測定（Ｘ−ｒａｙ　ｍｅａｓｕｒｅｍｅｎｔ）により板厚方向（亀裂伝播方向）の残留応力を板厚方向に４ｍｍピッチで測定し、その圧縮側の値（マイナス側の値）の平均値の絶対値とした。
　本発明に係る厚鋼板に溶接鋼構造物用としての強度と靭性（引張強さ（ｔｅｎｓｉｌｅ　ｓｔｒｅｎｇｔｈ）ＴＳ：４９０ＭＰａ以上、−４０℃における吸収エネルギー（ａｂｓｏｒｂｅｄ　ｅｎｅｒｇｙ）：２００Ｊ以上）を兼備させるための、好ましい、成分組成と製造条件は以下の様である。
［成分組成］　説明において％は質量％とする。
　Ｃ：０．０３~０．１５％
　Ｃは、鋼の強度を増加させる作用を有する元素であり、所望の高強度を確保するためには、０．０３％以上含有することが好ましいが、０．１５％を超えて含有すると、溶接熱影響部（ｗｅｌｄｅｄ　ｈｅａｔ−ａｆｆｅｃｔｅｄ　ｚｏｎｅ）の靭性が低下する。このため、Ｃは０．０３~０．１５％の範囲に限定することが好ましい。
　Ｓｉ：０．６０％以下
　Ｓｉは、脱酸剤（ｄｅｏｘｉｄｉｚｉｎｇ　ａｇｅｎｔ）として作用するとともに、固溶して鋼の強度を増加させる作用を有する元素である。このような効果を得るためには、０．０１％以上含有することが望ましい。一方、０．６０％を超える含有は、溶接熱影響部の靭性を低下させる。このため、Ｓｉは０．６０％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．５０％以下である。
　Ｍｎ：０．８０~１．８０％
　Ｍｎは、鋼の強度を増加させる作用を有する元素であり、所望の高強度を確保するためには、０．８０％以上含有することが好ましいが、１．８０％を超えて含有すると、母材靭性の低下が懸念される。このため、Ｍｎは０．８０~１．８０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．９~１．６０％である。
　Ｔｉ：０．００５~０．０５０％、Ｎｂ：０．００１~０．１％のうちから選ばれた１種または２種
　Ｔｉ、Ｎｂは、析出強化（ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎ　ｓｔｒｅｎｇｔｈｅｎｉｎｇ）を介して強度を増加させるとともに、加熱時のオーステナイト粒の成長を抑制し鋼板組織の微細化に寄与する元素であり、本発明では１種または２種を含有する。
　Ｔｉは、炭化物（ｃａｒｂｉｄｅ）、窒化物（ｎｉｔｒｉｄｅ）を形成し、鋼板製造時のオーステナイト粒の微細化に寄与するとともに、溶接熱影響部の結晶粒の粗大化を抑制し、溶接熱影響部の靭性を向上させる。このような効果を得るためには、０．００５％以上含有することが好ましい。一方、０．０５０％を超える含有は、靭性を低下させる。このため、Ｔｉは０．００５~０．０５０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．００５~０．０２％である。
　Ｎｂは、Ｔｉと同様に、析出強化を介して強度を増加させ、さらに組織を微細化するとともに、オーステナイトの再結晶を抑制し、所望の組織を形成するための圧延による効果を促進する作用を有する。このような効果を得るためには、０．００１％以上含有することが好ましいが、０．１％を超える含有は、組織が針状化（ｎｅｅｄｌｅ−ｌｉｋｅ）し靭性が低下する傾向となる。このため、Ｎｂは０．００１~０．１％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．０２~０．０５％である。
　更に特性を向上させる場合、上記基本成分に加えて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｚｒ、Ｂ、Ａｌの１種または２種以上を含有することができる。
　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％以下の１種または２種以上
　Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｚｒ、Ｂは、鋼の強度および靭性を向上させる元素で、所望する特性に応じて１種または２種以上を含有する。
　Ｃｕは、主として析出強化を介して鋼の強度増加に寄与する。このような効果を得るためには、０．０５％以上含有することが望ましいが、２．０％を超える含有は、析出強化が過多となり、靭性が低下する。このため、含有する場合には、Ｃｕは２．０％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．３５％以下である。
　Ｎｉは、鋼の強度を増加するとともに、靭性向上にも寄与する。また、Ｎｉは、Ｃｕによる熱間圧延時の割れを防止するために有効に作用する。このような効果を得るためには、０．０５％以上含有することが望ましい。しかし、２．０％を超えて多量に含有しても、効果が飽和し含有量に見合う効果が期待できなくなり経済的に不利となるとともに、Ｎｉは高価な元素であり多量の含有は材料コストの高騰を招く。このため、含有する場合には、Ｎｉは２．０％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．１％以上である。
　Ｃｒは、パーライト量（ａｍｏｎｔ　ｏｆ　ｐｅａｒｌｉｔｅ）を増加させ、鋼の強度増加に寄与する。このような効果を得るためには、０．０１％以上含有することが望ましいが、０．６％を超える含有は、溶接部の靭性を低下させる。このため、含有する場合には、Ｃｒは０．６％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．０１~０．２％である。
　Ｍｏは、鋼の強度増加に寄与する。このような効果を得るためには、０．０１％以上含有することが望ましいが、０．６％を超える含有は、溶接部の靭性を低下させる。このため、含有する場合には、Ｍｏは０．６％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．０１~０．０８％である。
　Ｖは、固溶強化（ｓｏｌｉｄ　ｓｏｌｕｔｉｏｎ　ｓｔｒｅｎｇｔｈ）、析出強化を介して鋼の強度増加に寄与する。このような効果を得るためには、０．０５％以上含有することが望ましいが、０．２％を超える含有は、母材靭性および溶接性を顕著に低下させる。このため、Ｖは０．２％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．０５~０．１％である。
　Ｗは、鋼の強度増加、とくに高温の強度増加に寄与する。このような効果を得るためには、０．１％以上含有することが望ましいが、０．５％を超える多量の含有は、溶接部の靭性を低下させる。また、高価なＷの多量含有は材料コストの高騰を招く。このため、含有する場合には、Ｗは０．５％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．２~０．４％である。
　Ｚｒは、鋼の強度増加に寄与するとともに、亜鉛めっき処理材における耐めっき割れ性を向上させる。このような効果を得るためには０．０１％以上含有することが望ましいが、０．５％を超える含有は、溶接部靭性を低下させる。このため、含有する場合には、０．５％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．０１~０．１％である。
　Ｂは、焼入れ性の向上を介し鋼の強度増加に寄与するとともに、圧延中にＢＮとして析出し、圧延後のフェライト粒の微細化に寄与する。このような効果を得るためには、０．００１０％以上含有することが望ましいが、０．００５０％を超える含有は靭性を劣化させる。このため、含有する場合には、Ｂは０．００５０％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．００１０~０．００３５％である。
　Ａｌ：０．１％以下
　Ａｌは、脱酸剤として作用するとともに、結晶粒の微細化にも寄与し、このような効果を得るためには、０．０１５％以上含有することが望ましいが、０．１％を超える過剰の含有は、靭性の低下に繋がる。このため、含有する場合には、Ａｌは０．１％以下に限定した。なお、好ましくは０．０８％以下である。
　上記した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物で、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０３５％以下、Ｎ：０．０１２％以下が許容できる。
　［製造条件］
　スラブ（ｓｌａｂ）等の鋼素材の製造方法は、とくに限定しない。上記組成の溶鋼（ｍｏｌｔｅｎ　ｓｔｅｅｌ）を、転炉（ｃｏｎｖｅｒｔｅｒ　ｆｕｒｎａｃｅ）等の常用の溶製炉を用いて溶製し、連続鋳造法（ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ　ｃａｓｔｉｎｇ）等の常用の方法で、スラブ等の鋼素材とし、９００~１３５０℃の温度に加熱する。
　加熱温度が９００℃未満では、所望の熱間圧延（ｈｏｔ　ｒｏｌｌｉｎｇ）が困難となる。一方、１３５０℃を超える加熱温度では、表面酸化（ｓｕｒｆａｃｅ　ｏｘｉｄａｔｉｏｎ）が顕著となり、また、結晶粒の粗大化が顕著となる。このため、鋼素材の加熱温度（ｈｅａｔｉｎｇ　ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）は、９００~１３５０℃の範囲の温度に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、靭性向上の観点から、１１５０℃以下である。
　加熱された鋼素材に、熱間圧延を施す。熱間圧延は第一の圧延と、第二の圧延を備え、第一の圧延は、オーステナイト部分再結晶温度以上の温度域（上記成分組成の場合、オーステナイト部分再結晶温度以上の温度域は、表面温度で１０００~８５０℃）で累積圧下率１０％以上とする。オーステナイト粒が少なくとも部分的に再結晶するため、鋼板組織を微細かつ均一にすることができる。なお、少なくともオーステナイト粒が部分的に再結晶するためには、累積圧下率：１０％以上とすることが好ましい。圧延温度域が、オーステナイト未再結晶温度域では、結晶粒の均一化が期待できなくなる。なお、累積圧下率の上限は、第二の圧延の圧下率確保の観点から３０％とすることが好ましい。
　上記した第一の圧延後、鋼板の圧延面の両側または片側から板厚方向に２ｍｍの位置から板厚の３／１０位置までの範囲が、二相組織となる温度域で、各パスの平均圧下率が３．５％未満かつ累積圧下率：５０％以上、圧延終了温度：６００℃以上の第二の圧延を施す。
　第二の圧延において、各パスの平均圧下率は、鋼板の圧延面の両側または片側から板厚方向に２ｍｍの位置から板厚の３／１０位置までの範囲に剪断歪を導入し、累積圧下率５０％以上とし、圧延終了温度：６００℃以上とした場合に、板面に平行な（１１０）面のＸ線強度比が２．０以上の（１１０）集合組織を形成するため、３．５％未満とする。
累積圧下率が５０％未満では、板面に平行な（１１０）面のＸ線強度比が２．０以上とすることができない。
　なお、上記組成範囲の場合、表面温度が９００~６００℃の温度域で鋼板の圧延面の両側または片側から板厚方向に２ｍｍの位置から板厚の３／１０位置までの範囲が略二相組織となる。圧延終了温度は表面温度で６００℃以上、の温度域の温度とする。
　圧延終了温度が、表面温度で６００℃未満では、フェライトに過度の加工歪が導入され靭性が低下するため、６００℃以上、好ましくは８５０~６００℃とする。
　上記製造方法による厚鋼板は、少なくとも、鋼板の圧延面の両側または片側から板厚方向に２ｍｍの位置から板厚の３／１０位置までの範囲で板面に平行な（１００）面のＸ線強度比が１．１以下となり、板厚方向の靭性劣化が抑制される。
　熱間圧延では、板厚５０ｍｍ以上の鋼板とする。板厚が５０ｍｍ未満では、熱間圧延時に、少なくとも、鋼板の圧延面の両側または片側から板厚方向に２ｍｍの位置から板厚の３／１０位置までの範囲に、（１１０）集合組織の発達に有効な剪断歪を導入することが困難となる。更に、板厚が５０ｍｍ未満では、板厚方向圧縮残留応力の導入により鋼板座屈性能の低下が懸念される。以上より、板厚５０ｍｍ以上の厚鋼板とする。また、熱間圧延は第一の圧延と第二の圧延の他に、これら圧延の作用効果を損なわない範囲で圧延を施しても良い。
　第二の圧延後、冷却速度１℃／ｓ以上で加速冷却を施し、４００℃以下まで冷却する。冷却速度１℃／ｓ未満で冷却停止温度が４００℃を超えると、板厚方向圧縮残留応力の平均値を１６０ＭＰａ以上とすることが困難なため、冷却速度を１℃／ｓ以上、冷却停止温度を４００℃以下とする。なお、より好ましくは、５℃／ｓ以上の冷却速度で３５０℃以下まで冷却する。
　本発明では、板厚方向の耐疲労特性に優れた厚鋼板の隅肉継手の溶接条件として溶接入熱（ｋＪ／ｃｍ）と積層方法を規定する。溶接入熱（ｗｅｌｄｉｎｇ　ｈｅａｔ　ｉｎｐｕｔ）（単に、入熱と言う場合がある）は３０ｋＪ／ｃｍ以下とする。３０ｋＪ／ｃｍを超える入熱で隅肉溶接すると、溶接の熱影響により、鋼板の組織あるいは内部残留応力の形態が変化し、板厚方向の耐疲労特性に優れた鋼板の疲労特性に悪影響を及ぼすため３０ｋＪ／ｃｍ以下とする。
　また、溶接入熱３０ｋＪ／ｃｍ以下であっても３層６パスを超える積層で隅肉溶接継手を作製すると、溶接止端部の圧縮残留応力が高くなり、疲労特性向上効果が得られなくなるため、積層は３層以下かつ６パス以下とする。なお、溶接法は特に規定しない。手溶接（ｈａｎｄ　ｗｅｌｄｉｎｇ）、ＭＩＧ溶接（ｍｅｔａｌ　ｉｎｅｒｔ　ｇａｓ　ｗｅｌｄｉｎｇ）、ＣＯ２溶接（ｃａｒｂｏｎ　ｄｉｏｘｉｄｅ　ｗｅｌｄｉｎｇ）などが適用できる。
　表１に示す組成の鋼素材に、表２に示す条件で熱間圧延を施し、板厚５０~８０ｍｍの厚鋼板とした。これら厚鋼板について、組織観察、引張試験、靭性試験、疲労亀裂伝播試験を実施した。
　（１）組織観察（ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ　ｏｂｓｅｒｖａｔｉｏｎ）
　得られた厚鋼板の板厚の１／４位置（表面から板厚方向に２ｍｍ~板厚の３／１０位置の範囲の代表）から、板面に平行に組織観察用試験片（大きさ：厚さ１．５ｍｍ×幅２５ｍｍ×長さ３０ｍｍ）を採取し、Ｘ線回折法により、板面に平行な（１１０）面および（１００）面のＸ線回折強度を求めた。得られたＸ線強度と、ランダム組織標準試料（ｒａｎｄｏｍ　ｓａｍｐｌｅ）の（１１０）面および（１００）面のＸ線回折強度との比を、それぞれ、板面に平行な（１１０）面のＸ線強度比、板面に平行な（１００）面のＸ線強度比とした。
（２）残留応力測定
　得られた厚鋼板から、Ｘ線による残留応力の測定用試験片（大きさ：板厚（鋼板元厚まま）×１２．５ｍｍ×３００ｍｍ［板厚方向寸法×圧延直角方向寸法×圧延方向寸法］）を採取し、測定面［１２．５ｍｍ×３００ｍｍの面］［圧延直角方向寸法×圧延方向寸法］に電解研磨を施した後、板厚方向に４ｍｍピッチでＸ線により板厚方向残留応力を測定した。測定された残留応力の内、圧縮側（マイナス側）の値を平均し、その絶対値を、板厚方向の圧縮残留応力の平均値とした。
　（３）引張試験
　得られた厚鋼板から、ＪＩＳ　Ｚ　２２０１（１９９８）の規定に準拠して、引張方向が鋼板の圧延方向と直角方向となるように、ＪＩＳ　４号引張試験片（平行部径：１４ｍｍ）を採取した。試験片の採取位置は、板厚の１／４位置（表面から板厚方向に２ｍｍ~板厚の３／１０位置の範囲の代表）とした。引張試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（１９９８）に準拠して行い、ＹＳ：降伏強さσＹＳまたは０．２％耐力σ０．２、ＴＳ：引張強さσＴＳ、伸びＥｌを求め、静的引張時の引張特性を評価した。
　（４）靭性試験
　得られた厚鋼板から、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２（２００５）の規定に準拠して、長手方向が圧延方向に平行となるように、Ｖノッチ試験片を採取し、−４０℃における吸収エネルギーを求め、靭性を評価した。なお、Ｖノッチ試験片は、板厚の１／４位置（表面から板厚方向に２ｍｍ~板厚の３／１０位置の範囲の代表とする）から採取した。
　（５）疲労試験
　得られた厚鋼板から、疲労亀裂の伝播方向が板厚方向となるように、疲労試験用試験片（大きさ：板厚（鋼板元厚まま）×１２．５ｍｍ×３００~３５０ｍｍ［板厚方向寸法×圧延直角方向寸法×圧延方向寸法］）を採取した。試験片は、前図１に示す寸法形状の切欠き付き３点曲げ疲労試験片であり、疲労試験時の曲げスパン（ｂｅｎｄｉｎｇ　ｓｐａｎ）を板厚の４倍とするため、板厚が５０~６５ｍｍの場合、圧延方向の寸法を３００ｍｍ、板厚が８０ｍｍの場合、圧延方向の寸法を３５０ｍｍとした。疲労試験は、応力範囲が３４０ＭＰａ、応力比Ｒ（＝最小荷重／最大荷重）が０．１となる条件で疲労試験を実施して、板厚方向の疲労特性（疲労寿命）を求めた。
　得られた疲労寿命が２００万回以上である場合を「板厚方向の耐疲労特性に優れる」として○と、それ以外の場合を×とし評価した。なお、試験片の切欠き（ノッチ）は幅０．１ｍｍの機械加工ノッチ（ｍａｃｈｉｎｅｄ　ｎｏｔｃｈ）である。
　本発明例（Ｎｏ．４、７、９、１１、１４、１７）はいずれも、板厚の１／４位置（表面から板厚方向に２ｍｍ~板厚の３／１０位置の範囲の代表）で、板面に平行な（１１０）面のＸ線強度比が２．０以上、板厚方向圧縮残留応力の平均値が１６０ＭＰａ以上、かつ板面に平行な（１００）面のＸ線強度比が１．１以下となっており、板厚方向の靭性の低下もなく、板厚方向の耐疲労特性に優れた厚鋼板となっている。
　一方、本発明の範囲を外れる比較例（Ｎｏ．１、２、３、５、６、８、１０、１２、１３、１５、１６）は、板面に平行な（１１０）面のＸ線強度比が２．０未満もしくは板厚方向の圧縮残留応力の平均値が１６０ＭＰａ未満となっており、板厚方向の耐疲労特性が劣る。
　表３に化学成分、表４に製造条件および特性を示す板厚５０~８０ｍｍの板厚方向の疲労特性に優れる厚鋼板１を用いて、隅肉溶接継手を作製し、図３に形状を示す切欠付３点曲げ隅肉溶接継手疲労試験片を用いて３点曲げ疲労試験を実施した。厚鋼板１の組織、機械的特性および板厚方向疲労特性を確認するための試験方法は、実施例１と同様に行った。
　上述した試験により特性を確認した厚鋼板１を用いて、図４に示す条件にて隅肉溶接継手を作製し、疲労試験を実施した。疲労試験片として、図３に示す寸法形状の切欠付３点曲げ隅肉溶接継手疲労試験片を用い、応力範囲が３４０ＭＰａ、応力比Ｒ（＝最小荷重／最大荷重）が０．１となる条件で実施して、疲労寿命を求めた。厚鋼板１で得られた結果を表５に示す。
　厚鋼板１において、本発明例（試験Ｎｏ．３、４、６）はいずれも、応力範囲３４０ＭＰａの厳しい条件で、疲労寿命が２５万回以上で耐疲労特性に優れた隅肉溶接継手の得られることが確認された。一方、本発明で規定する溶接条件（入熱３０ｋＪ／ｃｍ以下、３層６パス以下の積層条件）の範囲を外れる比較例（試験Ｎｏ．１、２）および、板厚方向の疲労寿命が劣る厚鋼板を用いた比較例（試験Ｎｏ．５）は、耐疲労特性が確保できていない。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005

Claims (10)

  1. 　少なくとも、鋼板の圧延面の両側または片側から板厚方向に２ｍｍの位置から板厚の３／１０位置までの範囲に、板面に平行な（１１０）面のＸ線強度比が２．０以上となる集合組織を有し、且つ板厚方向圧縮残留応力の平均値が１６０ＭＰａ以上である厚鋼板。
  2. 　前記集合組織における、板面に平行な（１００）面のＸ線強度比が１．１以下である請求項１に記載の厚鋼板。
  3. 　前記厚鋼板が、質量％で、Ｃ：０．０３~０．１５％、Ｓｉ：０．６０％以下、Ｍｎ：０．８０~１．８０％を含み、さらにＴｉ：０．００５~０．０５０％、Ｎｂ：０．００１~０．１％のうちから選ばれた１種または２種を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する請求項１または２に記載の厚鋼板。
  4. 　前記組成に加えてさらに、質量％で、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％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とする請求項３に記載の厚鋼板。
  5. 　前記組成に加えてさらに、質量％で、Ａｌ：０．１％以下を含有する組成とする請求項３または４に記載の厚鋼板。
  6. 　請求項３乃至５のいずれか一つに記載の組成を有する鋼素材を加熱し熱間圧延を施して厚鋼板とするにあたり、前記熱間圧延が、オーステナイト部分再結晶温度以上の温度域で累積圧下率：１０％以上とする第一の圧延と、前記厚鋼板の圧延面の両側または片側から板厚方向に２ｍｍの位置から板厚の３／１０位置までに相当する範囲が二相組織となる温度域で、各パスの平均圧下率が３．５％未満でかつ累積圧下率：５０％以上となる第二の圧延を有し、鋼板表面温度で６００℃以上で熱間圧延終了後、１℃／ｓ以上の冷却速度の加速冷却を施し、４００℃以下まで冷却する厚鋼板の製造方法。
  7. 　板厚５０ｍｍ以上の板厚方向の耐疲労特性に優れた厚鋼板の隅肉部を、入熱３０ｋＪ／ｃｍ以下、３層以下かつ６パス以下の積層で溶接した隅肉溶接継手。
  8. 　前記板厚５０ｍｍ以上の厚鋼板が、少なくとも、鋼板の圧延面の両側または片側から板厚方向に２ｍｍの位置から板厚の３／１０位置までの範囲において、板面に平行な（１１０）面のＸ線強度比が２．０以上となる部位を有する請求項７に記載の隅肉溶接継手
  9. 前記板厚５０ｍｍ以上の厚鋼板の前記組織が、さらに板面に平行な（１００）面のＸ線強度比が１．１以下である請求項８に記載の隅肉溶接継手
  10. 前記板厚５０ｍｍ以上の厚鋼板の板厚方向圧縮残留応力の平均値が、１６０ＭＰａ以上である請求項８または９に記載の隅肉溶接継手
PCT/JP2012/058780 2011-03-28 2012-03-27 板厚方向の耐疲労特性に優れた厚鋼板およびその製造方法、その厚鋼板を用いた隅肉溶接継手 WO2012133872A1 (ja)

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