(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
板厚方向圧縮残留応力の平均値が、１６０ＭＰａ以上である、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６パス以下の積層で溶接し、
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、疲労強度の優れた隅肉溶接継手の製造方法。
【請求項２】
前記板厚５０ｍｍ以上の厚鋼板は、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、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請求項１に記載の疲労強度の優れた隅肉
溶接継手の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、隅肉溶接継手に関し、特に板厚５０ｍｍ以上の極厚鋼板の継手で疲労特性に優れたものに関する。
【背景技術】
【０００２】
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、靭性などの機械的性質や溶接性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や、風、地震等の震動に起因する非定常の繰返し荷重に対しても、構造物の構造安全性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。
【０００３】
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、溶接止端部から疲労亀裂が発生しやすく、溶接止端部が疲労亀裂の発生源となることが多い。
【０００４】
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。
【０００５】
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の延長が可能となる。
【０００６】
耐疲労特性に優れた鋼板として例えば、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を有し、第二相の硬さＨＶが母相の硬さＨＶより３０％以上高い、耐疲労亀裂進展特性の良好な鋼板が提案されている。
【０００７】
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。
【０００８】
また、溶接継手の中では、角回し溶接、十字溶接、カバープレート溶接、スタッド溶接などの隅肉溶接継手の疲労強度が最も低いことが知られ、特に最近の大型コンテナ船等に適用される極厚鋼板の隅肉溶接継手における疲労強度の改善が喫緊の課題とされている。
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。
【０００９】
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）回折強度比が２．０〜１５．０で、且つ回復または再結晶フェライト粒の面積率が１５〜４０％である、板厚方向の疲労き裂伝播速度が低い厚鋼板が記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１０】
【特許文献１】特開平７−９０４７８号公報
【特許文献２】特開平８−１９９２８６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
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、さらに硬質の第二相を多量に分散させる必要がある。このため、鋼板の延性、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、多量の合金元素の含有は、材料コストの高騰を招くという問題を避けられない。
【００１２】
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を発達させ、疲労亀裂先端で種々のすべり系を活動させ転位同士の干渉を生じさせ、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、疲労亀裂発生寿命を含むトータルの疲労寿命は顕著には増加しない。
【００１３】
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。
【００１４】
そこで、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。
【課題を解決するための手段】
【００１５】
本発明者らは、上記目的を達成するため、厚鋼板の板厚方向の耐疲労特性に及ぼす集合組織と鋼板内の圧縮残留応力の影響および隅肉溶接継手の溶接条件が継手の耐疲労特性に及ぼす影響について鋭意研究を重ね、以下の知見を得た。
【００１６】
厚鋼板の板厚方向の耐疲労特性を向上させるためには、（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位置までの範囲を、板面に平行に、（１１０）面を発達させた組織（（１１０）集合組織）とする。
【００１７】
（２）上記（１）においてさらに、板面に平行に、（１００）面の発達を抑制した組織とする。（３）板厚方向圧縮残留応力を導入し、その平均値をできるだけ小さくする（圧縮側にする）。
【００１８】
（４）鋼板の板厚方向と直角方向の圧縮残留応力を、鋼板の圧延面の両側または片側から板厚方向に４ｍｍまでの範囲において、１００ＭＰａ以上とすることも有効である。
【００１９】
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。
【００２０】
尚、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に基づいた各種疲労設計曲線に準拠すれば、本発明を用いなくとも耐疲労安全性は確保される。「耐疲労特性に優れた」とは、図１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。
【００２１】
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）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６パス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。
（２）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（１）に記載の疲労強度の優れた隅肉溶接継手。
（３）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（２）に記載の疲労強度の優れた隅肉溶接継手。
（４）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（２）または（３）に記載の疲労強度の優れた隅肉溶接継手
（５）前記板厚５０ｍｍ以上の厚鋼板の圧延面の両側または片側から板厚方向に４ｍｍまでの範囲において、板厚方向と直角方向の圧縮残留応力が１００ＭＰａ以上であることを特徴とする（１）に記載の疲労強度の優れた隅肉溶接継手。
【発明の効果】
【００２２】
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。
【図面の簡単な説明】
【００２３】
【図１】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。
【図２】隅肉溶接継手に適用する厚鋼板の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模式的に示す説明図。
【図３】疲労試験に使用する切欠付３点曲げ疲労試験片の寸法形状を模式的に示す説明図。
【図４】隅肉溶接継手の溶接条件を説明する図。
【発明を実施するための形態】
【００２４】
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（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。
【００２５】
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６パス以下とする。なお、溶接法は特に規定しない。手溶接、ＭＩＧ溶接、ＣＯ２溶接などが適用できる。
【００２６】
板厚５０ｍｍ以上の板厚方向の耐疲労特性に優れた厚鋼板として以下に述べる厚鋼板１（特定の組織、板厚方向圧縮残留応力を備えたもの）または厚鋼板２（板厚方向と直角方向の圧縮残留応力を備えたもの）が好ましい。まず、厚鋼板１の組織と板厚方向圧縮残留応力について説明する。
［組織］
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。
【００２７】
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。
【００２８】
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）ですべり変形が生じ、亀裂が進展していく）。
【００２９】
従って、体心立方（ｂｃｃ）構造鋼板の主すべり面である（１１０）面を、亀裂面から９０°傾けると、剪断応力が最大となる。例えば、亀裂面から４５°程度傾いた面でのすべりが抑制される。
【００３０】
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。
【００３１】
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、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により付与された集合組織が消失してしまう。
【００３２】
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。
【００３３】
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）集合組織としてもよく、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。
【００３４】
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。
【００３５】
［板厚方向圧縮残留応力］
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。
【００３６】
次に、厚鋼板２の板厚方向と直角方向の圧縮残留応力について説明する。板厚方向の耐疲労特性を向上させる場合、厚鋼板の圧延面の両側または片側から板厚方向に４ｍｍまでの範囲において、板厚方向と直角方向の圧縮残留応力を１００ＭＰａ以上とすることも有効である。
【００３７】
溶接構造物の製作において鋼板表面部への仮付溶接あるいは打ち傷等が避けられず、鋼板のごく表面部においては圧縮残留応力が損なわれるので、１００ＭＰａ以上の圧縮残留応力の存在する範囲を鋼板の圧延面の両側または片側から板厚方向に４ｍｍとする。
【００３８】
一方、圧縮残留応力の範囲が表面から４ｍｍを超えて板厚の内部にまで拡がると、内部応力のバランスから疲労亀裂が発生する表面部付近の圧縮残留応力が小さくなるため、鋼板の圧延面の両側または片側から板厚方向に４ｍｍまでの範囲とする。
【００３９】
上記範囲内における板厚方向に直角方向の圧縮残留応力は１００ＭＰａ以上とする。疲労亀裂の伝播抑制には、亀裂面（亀裂伝播面）と直角方向に圧縮応力を作用させることが有効である。本発明は板厚方向に伝播する亀裂を対象とするので、圧縮残留応力の圧縮方向を板厚方向と直角方向とする。
【００４０】
圧縮残留応力が１００ＭＰａ未満では、疲労亀裂伝播速度は低減されるものの、疲労寿命の向上につながるほど顕著な効果は得られないため、１００ＭＰａ以上とする。なお、より好ましくは、１５０ＭＰａ以上である。鋼板の圧延面の両側または片側から板厚方向に４ｍｍまでの範囲を超える鋼板内の板厚方向に直角方向の圧縮残留応力については特に規定しないが、通常、板厚方向に４ｍｍまでの範囲内より小さい大きさとなる。
【００４１】
上述した板厚方向の耐疲労特性に優れた、板厚５０ｍｍ以上の厚鋼板１、２に溶接鋼構造物用としての強度と靭性（引張強さＴＳ：４９０ＭＰａ以上、−４０℃における吸収エネルギー：２００Ｊ以上）を兼備させるための、成分組成と製造条件は本発明においては特に規定しないが、好ましい、成分組成と製造条件は以下の様である。
厚鋼板１の場合
［成分組成］  説明において％は質量％とする。
【００４２】
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。
【００４３】
Ｓｉ：０．６０％以下
Ｓｉは、脱酸剤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。
【００４４】
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。
【００４５】
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。
【００４６】
Ｔｉは、炭化物、窒化物を形成し、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粗大化を抑制し、溶接熱影響部靭性を向上させる。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。
【００４７】
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。
【００４８】
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。
【００４９】
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。
【００５０】
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。
【００５１】
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。
【００５２】
Ｃｒは、パーライト量を増加させ、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。
【００５３】
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。
【００５４】
Ｖは、固溶強化、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。
【００５５】
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。
【００５６】
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。
【００５７】
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。
【００５８】
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。
【００５９】
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％以下などが許容できる。
【００６０】
［製造条件］
スラブ等の鋼素材の製造方法は、とくに限定しない。上記組成の溶鋼を、転炉等の常用の溶製炉を用いて溶製し、連続鋳造法等の常用の方法で、スラブ等の鋼素材とし、９００〜１３５０℃の温度に加熱する。
【００６１】
加熱温度が９００℃未満では、所望の熱間圧延が困難となる。一方、１３５０℃を超える加熱温度では、表面酸化が顕著となり、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。
【００６２】
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。
【００６３】
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。
【００６４】
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。
【００６５】
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。  
【００６６】
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。
【００６７】
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。
【００６８】
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。
【００６９】
第二の圧延後、冷却速度１℃／ｓ以上で加速冷却を施す。冷却速度１℃／ｓ未満では、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、１℃／ｓ以上とする。なお、より好ましくは、５℃／ｓ以上の冷却速度で４００℃以下まで冷却する。
【００７０】
なお、熱間圧延では、板厚５０ｍｍ以上の鋼板とする。先に述べた理由以外に、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。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。
【００７１】
第二の圧延後、冷却速度１℃／ｓ以上で加速冷却を施す。冷却速度１℃／ｓ未満では、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、１℃／ｓ以上とする。なお、より好ましくは、５℃／ｓ以上の冷却速度で４００℃以下まで冷却する。
【００７２】
厚鋼板２の場合
［成分組成］  説明において％は質量％とする。
【００７３】
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。
【００７４】
Ｓｉ：１．０％以下
Ｓｉは、脱酸剤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、１．０％を超える含有は、溶接熱影響部靭性を低下させる。このため、Ｓｉは１．０％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．５０％以下である。
【００７５】
Ｍｎ：１．０〜２．０％
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、１．０％以上含有することが好ましいが、２．０％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１．０〜２．０％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。
【００７６】
Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５％の１種または２種  
Ｔｉ、Ｎｂは、析出強化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。
【００７７】
Ｔｉは、炭化物、窒化物を形成し、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粗大化を抑制し、溶接熱影響部靭性を向上させる。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、０．０５％を超える含有は、靭性を低下させる。このため、Ｔｉは０．００５〜０．０５％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。
【００７８】
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、０．０５％を超える含有は、組織が針状化し靭性が低下する傾向となる。このため、Ｎｂは０．００１〜０．０５％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。
【００７９】
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する元素であり、必要に応じて含有できる。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。
【００８０】
Ｎ：０．００３５〜０．００７５％
Ｎは、ＴｉＮの必要量を確保するために必要な元素で、０．００３５％未満では十分なＴｉＮ量が得られず、０．００７５％を超えると溶接熱サイクルによってＴｉＮが溶解する領域において固溶Ｎ量が増加して、いずれの場合も溶接部の靭性を著しく低下させるため、０．００７５％以下とする。
【００８１】
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、Ｃａの１種または２種以上を含有することができる。
【００８２】
Ｃｕ：０．０１〜０．５％、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｍｏ：０．０１〜０．５％、Ｖ：０．００１〜０．１％、Ｗ：０．５％以下、Ｚｒ：０．５％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、Ｂ：０．０００５〜０．００２０％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。
【００８３】
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、０．０１％以上含有することが望ましいが、０．５％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０．３５％以下である。
【００８４】
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。
【００８５】
Ｃｒは、パーライト量を増加させ、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、０．５％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０．５％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．０１〜０．２％である。
【００８６】
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、０．５％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０．５％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．０１〜０．０８％である。
【００８７】
Ｖは、固溶強化、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、０．００１％以上含有することが望ましいが、０．１％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０．１％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。
【００８８】
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。
【００８９】
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。
【００９０】
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、０．０００５％以上含有することが望ましいが、０．００２０％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０．００２０％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．００１〜０．００３％である。
【００９１】
Ｃａ：０．０００５％〜０．００３０％
Ｃａは、Ｓの固定による靭性改善効果を有する元素である。このような効果を発揮させるには少なくとも０．０００５％は含有することが必要であるが、０．００３０％を超えて含有しても効果が飽和するため、０．０００５％〜０．００３０％とする。
【００９２】
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％以下などが許容できる。
［製造条件］
スラブ等の鋼素材の製造方法は、とくに限定しない。上記組成の溶鋼を、転炉等の常用の溶製炉を用いて溶製し、連続鋳造法等の常用の方法で、スラブ等の鋼素材とし、１０００〜１２５０℃の温度に加熱する。
【００９３】
加熱温度が１０００℃未満では、所望の熱間圧延が困難となる。一方、１２５０℃を超える加熱温度では、表面酸化が顕著となり、また、結晶粒の粗大化が顕著となる。このため、鋼素材の加熱温度は、１０００〜１２５０℃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、１２００℃以下である。
【００９４】
加熱された鋼素材に、熱間圧延を施す。熱間圧延は、（Ａｒ３点＋５０）℃以上の温度域において累積圧下率３０％以上の圧延を行い、後述の冷却条件との組み合わせで、鋼板の圧延面の両側または片側から板厚方向に４ｍｍまでの範囲に、１００ＭＰａ以上の板厚方向に直角方向の圧縮残留応力を導入する。Ａｒ３点は、例えば、Ａｒ３（℃）＝９１０−２７３×Ｃ−７４×Ｍｎ−５７×Ｎｉ−１６×Ｃｒ−９×Ｍｏ−５×Ｃｕ（各元素は含有量（質量％））で求めることが可能である。
【００９５】
熱間圧延では、板厚５０ｍｍ以上の鋼板とする。圧縮残留応力は、疲労特性を向上させるが、座屈性能を低下させ、その低下は板厚が薄い鋼板ほど顕著で板厚５０ｍｍ未満では鋼板自体の座屈性能の低下が懸念されるため、板厚５０ｍｍ以上とする。
【００９６】
尚、本発明は規定した温度域外での圧延を制限するものではなく、スラブ加熱後の高温で実施する粗圧延などを行うことが可能である。
【００９７】
圧延終了後、３℃／ｓ以上の冷却速度にて３５０℃以下まで冷却する。冷却速度、冷却停止温度のどちらかが上記規定を外れると、鋼板の圧延面の両側または片側から板厚方向に４ｍｍまでの範囲において、板厚方向に直角となる１００ＭＰａ以上の圧縮残留応力が得られない。より好ましくは、５℃／ｓ以上の冷却速度にて３００℃以下まで冷却する。
【実施例】
【００９８】
表１に化学成分、表２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、表４に化学成分、表５に製造条件および特性を示す板厚５５〜７０ｍｍの板厚方向の疲労特性に優れる厚鋼板２を用いて、隅肉溶接継手を作製し、図１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、２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次の（１）〜（６）のとおりとした。
【００９９】
（１）組織観察
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線回折強度と、ランダム試験片の（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）板厚方向圧縮残留応力測定
得られた厚鋼板から、Ｘ線残留応力測定用試験片（大きさ：板厚（鋼板元厚まま）×１２．５ｍｍ×３００ｍｍ［板厚方向寸法×圧延垂直方向寸法×圧延方向寸法］）を採取し、測定面［寸法１２．５ｍｍ×３５０ｍｍの面］に電解研磨を施した後、板厚方向に４ｍｍピッチでＸ線により板厚方向圧縮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、板厚方向圧縮残留応力の平均値とした。
【０１００】
（３）板厚方向に垂直方向の圧縮残留応力測定
得られた厚鋼板から、Ｘ線残留応力測定用試験片（大きさ：板厚（鋼板元厚まま）×１２．５ｍｍ×３００ｍｍ［板厚方向寸法×圧延垂直方向×圧延方向］）を採取し、測定面［寸法１２．５ｍｍ×３５０ｍｍの面］に電解研磨を施した後、板厚方向に４ｍｍピッチでＸ線により板厚方向に垂直方向の残留応力を測定した。板厚方向に４ｍｍピッチで測定するライン数は５ラインとした。測定された５ラインの残留応力を各板厚位置毎に５点平均して求めた残留応力の板厚方向分布図から、表面／裏面から４ｍｍの位置における残留応力（マイナスの値）を求め、その絶対値を、圧縮残留応力とした。
【０１０１】
（４）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：降伏強さまたは０．２％耐力、ＴＳ：引張強さ、伸びＥＬを求め、静的引張時の引張特性を評価した。
【０１０２】
（５）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）から採取した。
【０１０３】
（６）板厚方向疲労特性確認試験
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×圧延垂直方向寸法×圧延方向寸法］）を採取した。試験片は、図３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を板厚の４倍とするため、板厚が５０〜６５ｍｍの場合、圧延方向寸法を３００ｍｍ、板厚が８０ｍｍの場合、圧延方向寸法を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。
【０１０４】
上述した試験により特性を確認した厚鋼板１、２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１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３に、厚鋼板２で得られた結果を表６に示す。
【０１０５】
厚鋼板１、２において、本発明例（厚鋼板１の場合、試験Ｎｏ．３、４、６、厚鋼板２の場合、試験Ｎｏ．２、７、８、１０）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（厚鋼板１の場合、試験Ｎｏ．１、２、厚鋼板２の場合、試験Ｎｏ．４、５）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（厚鋼板１の場合、試験Ｎｏ．５、厚鋼板２の場合、試験Ｎｏ．１、３、６、９）は、耐疲労特性が確保できていない。
【０１０６】
【表１】
0005884150.tif 000002
【０１０７】
【表２】
0005884150.tif 000003
【０１０８】
【表３】
0005884150.tif 000004
【０１０９】
【表４】
0005884150.tif 000005
【０１１０】
【表５】
0005884150.tif 000006
【０１１１】
【表６】
0005884150.tif 000007
【図１】
0005884150.tif 000008
【図２】
0005884150.tif 000009
【図３】
0005884150.tif 000010
【図４】
0005884150.tif 000011