JP3156525B2 - 十字溶接継手特性に優れた溶接構造用鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、鋼構造物の十字溶接継
手の貫通板等のように、溶接による板厚方向の引張応力
や拡散性水素による応力が作用する部位に用いても、板
厚中央部に割れなどの欠陥が発生しない６０キロ級鋼板
の製造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】鋼構造物に使用される鋼は、大量に使用
されるので安価であると同時に、仮付け溶接のような小
入熱溶接時の低温割れ防止や溶接時の予熱作業低減が可
能である、所謂良好な溶接性を有することが求められて
いる。これらの要望を満たすため、少ない合金含有量で
強度や靱性等を確保することができる制御圧延や加速冷
却が開発され、圧延条件や冷却条件の組み合わせに基づ
く多様な技術が実用化されている。

【０００３】上記技術の内の１つである２相域圧延法、
即ち、制御圧延において圧延温度をＡｒ₃ 点以下まで低
下させ、強度を向上させる方法（例えば、特開平４−３
５８０１９号公報など）は、靱性よりも強度を重視した
鋼材の製造方法であり、この方法により６０キロ級鋼板
などが製造されている。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】鋼構造物には十字溶接
継手が多く使われている。図１は、実構造物における十
字溶接継手の貫通板に発生した割れを説明する概略縦断
面図である。同図において、１は貫通板、２は割れ、３
は拘束板、そして４は溶接金属（多層溶接）である。同
図に示すように、実構造物においては、貫通板１の板厚
中央に、板表面に平行な大きな割れ２が発生する場合が
あることは従来から知られている。ところが、最近で
は、強度６０キロ級の２相域圧延鋼材で、このような板
表面に平行な割れが発生するのを防止するための対策と
して、Ｓ含有量が０．００２ wt.% 、板厚方向引張試験
（以下、Ｚ方向引張試験という）の絞り値が７０％超と
いう、ＷＥＳ３００８のＺ３５級の鋼材が有効であると
されている。しかしながら、ＷＥＳ３００８のＺ３５級
鋼材においても、十字溶接継手の貫通板に上記割れが発
生している実態が明らかとなり、大きな問題となってい
る。一方、最近、鋼構造物の大型化に伴い、６０キロ級
鋼の適用が増加している。

【０００５】従って、本発明の目的は、上記問題点を解
決し、鋼構造物の十字溶接継手の貫通板に使用しても、
その板厚中央部に割れが発生しないような６０キロ級の
溶接構造用鋼板の製造方法を提供することにあり、本発
明者らは、大型鋼構造物の十字溶接継手の貫通板に適用
することができる６０キロ級鋼を開発するため、その製
造条件を２相域材を中心に種々検討した。

【０００６】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、先ず、実
構造物の十字溶接継手において、前記図１のような割れ
が発生した母材鋼板から、従来採用されている小型窓型
試験片を採取して試験したが、割れは発生しなかった。
母材は、ＷＥＳ３００８Ｚ３５級の２相域圧延鋼板であ
り、小型窓型試験片は、例えば「溶接学会誌」第５巻第
３号ｐ．２３９に記載されているものである。上記試験
片は、実構造物に比べ小型のため、連続鋳造に起因する
成分偏析帯が存在する板厚中央まで、大きな応力が作用
しなかったため、割れが発生しなかったものと考えられ
る。

【０００７】そこで、先ず、実構造物における割れと同
じような、板厚中央の割れを再現するために、各種試験
法を試行し、次の試験方法を考案した。図２、３および
４は、本発明の試験で採用した切欠き付き窓型試験体の
平面図、正面図および側面図であり、図５は、図２のＡ
−Ａ断面の詳細図である。これらの図において、１ａは
差し込み試験板であって、実構造物における貫通板に相
当する鋼板である。３は拘束板、４は溶接金属（多層溶
接）、そして５は切欠きであって、形状は２ｍｍＶノッ
チである。図５に示すように、差し込み試験板１ａの一
方の端面の板厚中心に切欠き５を設け、切欠き５を設け
た端面の突き出しが無いように差し込み試験板１ａを拘
束板３に差し込み、両板を溶接した。

【０００８】その溶接条件は、次の通りである。 溶接方法：ＣＯ₂ 多層溶接、 溶材 ：６０キロ級フラックスコア−ドワイヤ、１．
６ｍｍφ、 条件 ：１層目 １５０Ａ−２６Ｖ−１８ｃｍ／ｍｉ
ｎ、２層目 ２００Ａ−２９Ｖ−１８ｃｍ／ｍｉｎ、予
熱なしで、パス間温度は１００°Ｃ、 溶接パススケジュ−ル：計３８パス、 溶接順：図６に示すように、の部分について、１→２
→３→───→８の順番で溶接した後、→→の順
番で、同様に溶接する。

【０００９】図２〜５で説明した切欠付き窓型試験体を
用い、上記溶接条件で試験を行なったところ、実構造物
の十字溶接継手に発生する割れと類似した割れが、差し
込み試験板に発生することを確認した。以下、この方法
を、切欠き付き窓型十字試験法と呼ぶ。

【００１０】図７は、切欠き付き窓型十字試験法で発生
した割れの状態を示す溶接試験体の概略縦断面模式図で
あり、図２中のＡ−Ａ断面図に相当するものである。割
れ２は、切欠き底の近傍から発生し、板厚中央部を脆性
的に伝播している。走査型電子顕微鏡（以下、ＳＥＭと
いう）で割れの起点部を観察すると、そこにはＭｎＳ介
在物が存在し、その周辺近傍は、水素性の擬へき開破面
を呈し、実構造物での割れが再現されていた。

【００１１】上記試験結果より、切欠き付き窓型十字試
験法は、実構造物の十字溶接継手の割れを良く再現して
いることがわかる。

【００１２】そこで、各種製造方法による鋼板を、切欠
き付き窓型十字試験法で評価した結果、割れの発生防止
には、下記３つの対策をとらなければならないことがわ
かった。 連続鋳造の工程において、軽圧下を行ない、中央偏析
を軽減すること、 Ｃａを添加し、硫化物系介在物を球状化すること、お
よび、 圧延条件を制御し、（００１）＜１１０＞集合組織を
軽減すること。 十字溶接部の割れの発生を防止し得る６０キロ級鋼板の
製造方法について、具体的に示すと下記の通りである。

【００１３】本発明による十字溶接継手特性に優れた溶
接構造用鋼板の製造方法の第１の発明は、 炭素（Ｃ） ：０．０６〜０．０９ ｗｔ．％ 、 珪素（Ｓｉ） ：０．５ ｗｔ．％以下、 マンガン（Ｍｎ） ：１．０〜１．７ ｗｔ．％ 、 燐（Ｐ） ：０．０２ ｗｔ．％ 以下、 硫黄（Ｓ） ：０．００２ ｗｔ．％ 以下、 カルシウム（Ｃａ） ：Ｃａ／Ｓとして、０．５〜２．０、 ボロン（Ｂ） ：０．０００２ ｗｔ．％ 以下、および、 可溶性アルミニウム（sol.Ａｌ）：０．００５〜０．０６０ ｗｔ．％ 、 を含有し、更に、 ニオブ（Ｎｂ） ：０．００５〜０．０４ ｗｔ．％ 、 バナジウム（Ｖ） ：０．０２〜０．１ ｗｔ．％ 、および、 チタン（Ｔｉ） ：０．００５〜０．１０ ｗｔ．％ 、 の析出硬化元素群の内より少なくとも１種を含有し、且
つ、下記（１）式： ＰＣＭ＝Ｃ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０ ＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ・・・（１） によって表わされるＰＣＭが０．２０ ｗｔ．％ 以下を
満たし、残部が実質的に鉄（Ｆｅ）よりなる低炭素低合
金鋼の軽圧下連続鋳造スラブを調製し、前記スラブを１
０５０°Ｃ以上の温度に加熱し熱間圧延し、前記熱間圧
延において、Ａｒ３ 変態点以下の温度で累積圧下率３
０〜７０％の範囲内の圧下を施し、６５０°Ｃ以上の温
度で前記熱間圧延を終了することに特徴を有するもので
ある。また、第２の発明は、前記低炭素低合金鋼は、 銅（Ｃｕ） ：０．５ ｗｔ．％以下、 ニッケル（Ｎｉ） ：０．５ ｗｔ．％以下、 クロム（Ｃｒ） ：０．５ ｗｔ．％以下、および、 モリブデン（Ｍｏ） ：０．３ ｗｔ．％以下、 の内より少なくとも１種を更に含有することに特徴を有
するものである。

【００１４】本発明による十字溶接継手特性に優れた溶
接構造用鋼板の製造方法の第３の発明は、 炭素（Ｃ） ：０．０６〜０．０９ ｗｔ．％ 、 珪素（Ｓｉ） ：０．５ ｗｔ．％ 以下、 マンガン（Ｍｎ） ：１．０〜１．７ ｗｔ．％ 、 燐（Ｐ） ：０．０２ ｗｔ．％ 以下、 硫黄（Ｓ） ：０．００２ ｗｔ．％ 以下、 カルシウム（Ｃａ） ：Ｃａ／Ｓとして、０．５〜２．０、 ボロン（Ｂ） ：０．０００２ ｗｔ．％ 以下、および、 可溶性アルミニウム（sol.Ａｌ）：０．００５〜０．０６０ ｗｔ．％ 、 を含有し、更に、 ニオブ（Ｎｂ） ：０．００５〜０．０４ ｗｔ．％ 、 バナジウム（Ｖ） ：０．０２〜０．１ ｗｔ．％ 、および、 チタン（Ｔｉ） ：０．００５〜０．１０ ｗｔ．％ 、 の析出硬化元素群の内より少なくとも１種を含有し、且
つ、下記（１）式： ＰＣＭ＝Ｃ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０ ＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ・・・（１） によって表わされるＰＣＭが０．２０ ｗｔ．％ 以下を
満たし、残部が実質的に鉄（Ｆｅ）よりなる低炭素低合
金鋼の軽圧下連続鋳造スラブを調製し、前記スラブを１
０５０°Ｃ以上の温度に加熱し熱間圧延をし、前記熱間
圧延において、Ａｒ３ 変態点以上の温度で圧延を終了
し、前記圧延終了の直後から冷却速度３°Ｃ／Ｓ以上で
水冷し、４００〜６００°Ｃの範囲内の温度で前記水冷
を停止し、その後放冷することに特徴を有するものであ
る。また、第４の発明は、前記低炭素低合金鋼は、 銅（Ｃｕ） ：０．５ ｗｔ．％以下、 ニッケル（Ｎｉ） ：０．５ ｗｔ．％以下、 クロム（Ｃｒ） ：０．５ ｗｔ．％以下、および、 モリブデン（Ｍｏ） ：０．３ ｗｔ．％以下、 の内より少なくとも１種を更に含有することに特徴を有
するものである。

【００１５】

【作用】以下、本発明を上述したように限定した理由に
ついて説明する。本発明者らは、表１および表２に示す
ＮO.Ａ１〜Ａ１０の化学成分組成および製造条件を有す
る厚さ１８ｍｍの鋼板を調製した。化学成分組成は、Ｃ
ａ添加の有無およびＳ含有量（０．００２wt.%および
０．０００７wt.%の２水準がある）を除き、全鋼板につ
きほぼ同一である。なお、２相域温度は、Ａｒ₃ 変態点
以下の温度に含まれ、また、オ−ステナイト（γ）域と
Ａｒ₃ 変態点以上の温度とは同一内容を意味するもので
ある。

【００１６】

【表１】

【００１７】

【表２】

【００１８】鋼板の製造条件について、同表を補足説明
する。以下、本明細書においては、例えば、鋼板ＮO.Ａ
１を単に、Ａ１で表記する。 Ａ１：軽圧下連続鋳造スラブに、２相域で累積圧下率３
０％の圧延を施し、６７０°Ｃで圧延を終了した。 Ａ２：軽圧下連続鋳造スラブを、オ−ステナイト（γ）
域で圧延し、６７０°Ｃで圧延を終了した。 Ａ３：軽圧下連続鋳造スラブを、オ−ステナイト（γ）
域で圧延し、加速冷却した。 Ａ４：Ｃａを添加した軽圧下連続鋳造スラブに、２相域
で累積圧下率３０％の圧延を施し、６９０°Ｃで圧延を
終了した。 Ａ５：Ｃａを添加した軽圧下連続鋳造スラブに、２相域
で累積圧下率７０％の圧延を施し、６７０°Ｃで圧延を
終了した。 Ａ６：Ｃａを添加した軽圧下連続鋳造スラブに、２相域
で累積圧下率８０％の圧延を施し、６４０°Ｃで圧延を
終了した。 Ａ７：Ｃａを添加したが、軽圧下を施していない連続鋳
造スラブに、２相域で累積圧下率７０％の圧延を施し、
６７０°Ｃで圧延を終了した。 Ａ８：Ｃａを添加した軽圧下連続鋳造スラブを、γ域で
圧延し、加速冷却した。 Ａ９：Ｃａを添加したが、軽圧下を施していない連続鋳
造スラブを、γ域で圧延し、加速冷却した。 Ａ１０：Ｓ含有量を０．０００７wt.%まで極低硫化した
軽圧下連続鋳造スラブに、２相域で累積圧下率７０％の
圧延を施し、６７０°Ｃで圧延を終了した。

【００１９】上記において、 ・スラブに軽圧下を施した鋼板は、板厚中央の成分偏析
の軽減を狙ったものであり、 ・通常の熱間圧延を施したもの（Ａ２）は、上述した割
れ発生メカニズムの観点から、（００１）＜１１０＞集
合組織の緩和およびＭｎＳ介在物の伸長化の軽減を狙っ
たものであり、 ・γ域で圧延を終了後、加速冷却を施した鋼板（Ａ３）
は、（００１）＜１１０＞集合組織の緩和およびＭｎＳ
介在物の伸長化の軽減、並びに強度の向上を狙ったもの
であり、 ・Ｃａを添加したＡ４〜Ａ９の鋼板は、ＭｎＳ介在物の
球状化を狙ったものであり、 ・極低硫化を図ったＡ１０の鋼板は、ＭｎＳ含有量の低
減をねらったものである。

【００２０】表３は、表１および２に示した各鋼板に対
し、通常の引張試験、Ｚ方向引張試験および切欠き付き
窓型十字試験を実施した試験結果を示すものである。

【００２１】

【表３】

【００２２】同表から、下記事項がわかる。通常圧延鋼
板（ＮO.Ａ２）を除く鋼板では、６０キロ級鋼板として
必要な強度（ＴＳ≧５７０ＭＰａ）を満足している。ま
た、Ｚ方向引張の絞り値は、全ての鋼板で７０％以上
と、ＷＥＳ３００８のＺ３５級を十分満足している。し
かし、切欠き付き窓型十字試験における割れ発生の有無
は、鋼板の製造方法によって異なる。

【００２３】上記割れを防止するためには、Ｃａを添加
し、軽圧下鋳造を施し、２相域圧延条件の制御またはγ
域からの加速冷却の実施が必要である。即ち、割れ発生
を防止するためには、鋼にＣａを添加してＭｎＳ介在物
の球状化を図り、連続鋳造において軽圧下を施して中央
偏析の軽減を図り、更に、適正な圧延条件に制御して
（００１）＜１１０＞集合組織の緩和を図る、という３
つの対策を全て講じる必要があることが判った。

【００２４】次に、本願発明の化学成分組成の限定理由
について説明する。 （１）Ｃ：Ｃは、鋼材の強度を確保するために必要な元
素である。Ｃ含有量が０．０６wt.%未満では、ＴＳ＞５
７０ＭＰａを満足するために多量の合金元素の添加が必
要となり、コスト高を招く。一方、０．０９wt.%超で
は、仮付け溶接性が劣化する。従って、Ｃ含有量は、
０．０６〜０．０９wt.%の範囲内に限定した。

【００２５】（２）Ｓｉ：Ｓｉは、鋼材の強度、溶鋼の
予備脱酸などに必要な元素であるが、その含有量が０．
５wt.%を超えると、鋼材の靱性、溶接ＨＡＺの靱性を劣
化させる。従って、Ｓｉの含有量は、０．５wt.%以下に
限定した。

【００２６】（３）Ｍｎ：Ｍｎは、母材の強度を確保す
るために必要な元素である。ＴＳ＞５７０ＭＰａを確保
するためには、その含有量は、１．０wt.%以上を必要と
する。一方、Ｍｎは中央偏析し易い元素であるため、
１．７wt.%超添加すると、板厚中央が著しく硬化し、十
字溶接部の割れ発生を助長する。従って、Ｍｎ含有量
は、１．０〜１．７wt.%の範囲内に限定した。

【００２７】（４）Ｐ：Ｐは、本発明鋼材中には不要の
元素であり、その含有量は低いほど望ましい。また、非
常に中央偏析し易い元素であり、その含有量が０．０２
wt.%を超えると、板厚中央が著しく硬化し、十字溶接部
の割れ発生を助長する。従って、Ｐ含有量は、０．０２
wt.%以下に限定する必要がある。

【００２８】（５）Ｓ：Ｓは、固体の鋼中では、硫化物
として存在する。Ｃａを適量添加すると、ＣａＳとして
存在する。ＣａＳは、圧延により伸長せず、鋼板中に球
状の介在物（Ｃ系介在物）として存在する。しかしなが
ら、Ｓ含有量が０．００２wt.%を超えると、前記球状の
介在物が圧延方向に列状に連なり、所謂クラスタ−（Ｂ
系介在物）を形成し易くなる。Ｂ系介在物は、十字溶接
部の割れの起点となり得る。従って、Ｓ含有量は０．０
０２ wt.% 以下に限定した。

【００２９】（６）Ｃａ：十字溶接部の割れの起点とな
る伸長した硫化物（ＭｎＳ）介在物を球状化するために
添加する。硫化物介在物の球状化を図るには、鋼材の化
学成分組成において、Ｃａ含有量がＳ含有量の０．５倍
以上となるように、Ｃａを添加することが必要である。
一方、鋼材の化学成分組成において、Ｃａ含有量がＳ含
有量の２倍を超えるＣａを添加すると、ＣａＳが列状に
連なり、所謂クラスタ−（Ｂ系介在物）を形成し易くな
る。従って、Ｃａ含有量を、Ｃａ(wt.%)／Ｓ(wt.%)（こ
の明細書中においては、Ｃａ／Ｓと記す）が０．５〜２
の範囲内となるように限定した。

【００３０】（７）Ａｌ：Ａｌは、脱酸に必要な元素で
ある。sol.Ａｌ含有量が０．００５wt.%以下では十分な
脱酸効果がない。一方、その含有量が０．０６wt.%超で
は、鋼の清浄化を劣化させ、ＣａＳと複合し、Ａｌ−Ｃ
ａ硫酸化物のクラスタ−（Ｂ系介在物）を形成し、十字
溶接部の割れの起点となり得る。従って、sol.Ａｌ含有
量は、０．００５〜０．０６wt.%の範囲内に限定した。

【００３１】（８）Ｂ：Ｂは、本鋼材中には、不要な元
素である。Ｂは微量混入しても仮付溶接性を著しく劣化
させるので、Ｂ含有量は、０．０００２wt.%以下に限定
した。

【００３２】（９）Ｎｂ、ＶおよびＴｉ：Ｎｂ、Ｖおよ
びＴｉは、微量の添加により炭窒化物を析出させ、大き
な強度上昇を図ることができる元素であり、合金元素含
有量の低い鋼で６０キロ級の強度を確保する上で必要な
元素である。しかしながら、その含有量が微量過ぎては
その効果が明瞭でなく、一方、過度に含有されていては
ＨＡＺ靱性を著しく劣化させる。従って、上記観点か
ら、Ｎｂ含有量は、０．００５〜０．０４wt.%、Ｖ含有
量は、０．０２〜０．１wt.%、そしてＴｉ含有量は、
０．００５〜０．１wt.%の各範囲内に限定した。

【００３３】（１０）Ｃｕ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏ：Ｃ
ｕ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏは、焼入れ性を増すことによ
り、強度上昇を図ることができる元素であり、６０キロ
級の強度を確保するために有用な元素である。しかしな
がら、これらの元素を過度に添加すると、中央偏析部の
硬さを著しく上昇させ、十字溶接部の割れの発生を助長
する。上記観点から、Ｃｕ、ＮｉおよびＣｒの含有量は
いずれも０．５wt.%以下（無添加の場合を含む）に、そ
してＭｏ含有量は０．３wt.%以下（無添加の場合を含
む）に限定した。

【００３４】（１１）Ｐ_CM：下記（１）式で表わされる
Ｐ_CM値は、仮付溶接性の指標である。 Ｐ_CM＝Ｃ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０ ＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ ────（１） Ｐ_CM値が０．２０wt.%を超えると、仮付溶接時の予熱な
しに溶接すると、ル−ト割れが発生するする危険性があ
る。従って、Ｐ_CM値は、０．２０ wt.% に限定した。な
お、Ｐ_CM値は０．１８wt.%以下であることが望ましい。

【００３５】鋼板を熱間圧延する鋼片を、連続鋳造スラ
ブに限定した理由は、生産性およびコストの観点から有
利であるからである。更に、連続鋳造過程で軽圧下を施
すことが、本発明の特徴の１つである。凝固末期にスラ
ブに数％の圧下を施すことにより、合金元素が濃化した
溶鋼が、スラブのクレ−タ内でマクロ的に対流する現象
が抑制されて、スラブの厚さ中央部のＣ、Ｍｎ、Ｐおよ
びＳ等の合金元素の濃化が軽減する。所謂中央偏析軽減
効果がある。Ｃａを添加した場合でも、軽圧下鋳造をし
ないため、Ｓの中央偏析が著しいと、巨大なＣａＳ介在
物やクラスタ−状のＣａＳ介在物が形成し易い。このよ
うな鋼板では、切欠き付き窓型十字試験において割れが
発生している（表３中、Ａ７およびＡ９参照）。

【００３６】次に、鋼板の圧延および冷却条件の限定理
由について説明する。鋼板の強度を確保するために、圧
延前にスラブ中の炭・窒化物を十分に固溶させることが
重要となる。そのため、圧延加熱温度を１０５０°Ｃ以
上に限定した。

【００３７】本発明法による鋼材は、Ｐ_CM≦０．２０w
t.%と合金元素の含有量が低いため、６０キロ級鋼とし
て十分な強度を確保するためには、２相域圧延によ
り、フェライトを加工硬化させるか、加速冷却によ
り、ベイナイト主体の組織にするかの何れかが必要とな
る。

【００３８】先ず、２相域圧延の場合、累積圧下率が
３０％未満では、上述の加工硬化が不十分で、Ｐ_CM≦
０．２０wt.%の範囲では、ＴＳ≧５７０ＭＰａを満たす
ことが難しい。一方、累積圧下率が７０％を超えると、
（００１）＜１１０＞集合組織が著しく発達し、十字溶
接部の割れが発生する。

【００３９】圧延仕上温度については、６５０°Ｃ未満
になると、（００１）＜１１０＞集合組織が著しく発達
し、十字溶接部の割れが発生し易くなる。

【００４０】以上より、２相域圧延の条件としては、累
積圧下率を３０〜７０％の範囲内に、熱間圧延仕上温度
を６５０°Ｃ以上に限定した。

【００４１】次に、γ域圧延の場合、γ域で圧延を終
了すると、（００１）＜１１０＞集合組織を形成せず、
十字溶接部の割れ発生の抑制に有効である。更に、その
後、加速冷却することにより強度向上を図ることができ
る。Ｐ_CM≦０．２０wt.%の低合金鋼では、冷却速度３°
Ｃ／ｓ未満で加速冷却すると、フェライトの面積率が多
くなり、ＴＳ≧５７０ＭＰａを満たすことが困難とな
る。ところが、冷却速度３°Ｃ／ｓで加速冷却しても、
加速冷却停止温度が６００°Ｃ超では、フェライトの面
積率が多くなり、ＴＳ≧５７０ＭＰａを満たすことが困
難となり、一方、加速冷却停止温度が４００°Ｃ未満で
は、鋼板の中央偏析部が非常に硬化し、水素割れを助長
する。

【００４２】以上より、γ域圧延の場合の加速冷却の条
件としては、γ域仕上げの圧延直後から、３°Ｃ／ｓ以
上の冷却速度で加速冷却し、４００〜６００°Ｃの範囲
内の温度で冷却を停止するものと限定した。

【００４３】なお、本発明により製造された鋼板は、十
字溶接部の貫通板だけでなく、これと同様な使用条件と
なる部位、即ち、鋼板の板厚方向に引張応力が働く溶接
継手部においても優れた効果を発揮することはいうまで
もない。

【００４４】

【実施例】次に、この発明による溶接構造用鋼板の製造
方法およびこれにより得られた鋼板を、実施例により、
更に詳細に説明する。表４および表５に、本発明の範囲
内の条件で製造した鋼板（以下、本発明供試材とい
う）、および本発明の範囲外の条件で製造した鋼板（以
下、比較用供試材という）についての化学成分組成、ス
ラブの鋳造法、鋼板の圧延・冷却条件および板厚を示
す。

【００４５】

【表４】

【００４６】

【表５】

【００４７】同表の各供試材から、所定の試験片を調製
し、引張強度（ＴＳ）、シャルピ−衝撃試験（０°Ｃの
吸収エネルギ−： _VＥ₀ ）、Ｚ方向引張試験（絞り
値）、斜めｙ形溶接割れ試験（割れ防止予熱温度）、お
よび切欠き付き窓型十字試験を実施した。斜めｙ形溶接
割れ試験は、ＪＩＳＺ３１５８に準拠して実施した。表
６にその試験結果を示す。同表より、下記事項がわか
る。

【００４８】

【表６】

【００４９】本発明供試材については、６０キロ級鋼と
しての十分な強度（ＴＳ≧５７０ＭＰａ）を有してい
る。靱性も良好である。但し、加速冷却材（Ｃ１，Ｅ
１，Ｇ１，Ｈ１，Ｋ１およびＬ１）の方が、２相域圧延
材（Ｂ１，Ｄ１，Ｆ１，Ｉ１，Ｊ１およびＭ１）より
も、僅かに優れた靱性値を示している。Ｚ方向絞り値も
７０％以上と良好である。ｙ割れ防止予熱温度も２５°
Ｃ以下であり、予熱せずに溶接することができることが
確認された。そして、本発明の課題である十字溶接部の
割れ発生防止に関しても、切欠き付き窓型十字試験で割
れの発生が皆無であり、非常に優れていることがわか
る。

【００５０】これに対して、比較用供試材については、
下記の通り十字継手部の割れ等が認められ、溶接構造用
鋼板として劣っている。Ｂ２〜Ｍ２については、化学成
分組成は、本発明の範囲内にあるが、その他の条件が、
本発明の範囲外にあるものである。 ・Ｂ２およびＣ２は、連続鋳造工程において軽圧下を実
施していないため、切欠付き窓型十字試験で割れが発生
している。 ・Ｄ２は、２相域圧延条件が本発明の範囲外である（累
積圧下率が過剰で、圧延仕上温度が低過ぎ）ため、切欠
付き窓型十字試験で割れが発生している。 ・Ｅ２は、軽圧下鋳造を実施していないため、切欠付き
窓型十字試験で割れが発生している。また、加速冷却速
度が遅すぎるため、強度が不足している。 ・Ｇ２は、２相域圧延後、１００°Ｃまで加速冷却を行
っているため、中央偏析部が著しく硬化し、切欠付き窓
型十字試験で割れが発生している。また、靱性値も劣っ
ている。 ・Ｇ３は、軽圧下鋳造を実施していないため、切欠付き
窓型十字試験で割れが発生している。また、２相域での
累積圧下率が不足しているため、６０キロ級鋼としては
強度が不十分である。 ・Ｌ２も、２００°Ｃまで加速冷却を行っており、中央
偏析部が著しく硬化し、切欠付き窓型十字試験で割れが
発生しており、靱性が劣っている。・ＮO.Ｍ２は、軽圧
下鋳造を実施していないため、切欠付き窓型十字試験で
割れが発生している。また、１０００°Ｃという低温加
熱のため、炭・窒化物が十分に溶解していない状態で圧
延したため、圧延後の析出強化の効果が減少し、強度が
不足している。

【００５１】下記Ｎ２〜Ｑ２については、圧延条件およ
び冷却条件は、本発明の範囲内にあるが、化学成分組成
が本発明の範囲外にあり、更に、鋳造条件も本発明の範
囲外にあるものを含むものである。 ・Ｎ２は、Ｃａを添加し硫化物の球状化を図っている
が、Ｃａ／Ｓが大き過ぎるため、ＣａＳのクラスタ−を
形成している。そのため、切欠付き窓型十字試験で割れ
が発生している。 ・Ｏ２は、軽圧下鋳造を施していないので、切欠付き窓
型十字試験で割れが発生している。更に、Ｐ_CM値が高過
ぎるため、斜めｙ割れ防止予熱温度が５０°Ｃと高く劣
っている。 ・Ｐ２は、Ｓ含有量が、０．０００６wt.%と非常に低い
にもかかわらずＣａを添加していないため、圧延方向に
伸長したＭｎＳ介在物が存在し、切欠付き窓型十字試験
で割れが発生している。 ・Ｑ２は、軽圧下鋳造を施していず、Ｃ含有量が高過ぎ
るため、中央偏析部が硬化し、切欠付き窓型十字試験で
割れが発生している。また、Ｐ_CM値が高過ぎるため、斜
めｙ割れ防止予熱温度が５０°Ｃと高く劣っている。

【００５２】上述したように、本発明の範囲内の条件下
で製造された鋼板は、いずれも切欠付き窓型十字試験で
割れは発生せず、しかも６０キロ級鋼の溶接構造用鋼板
として優れたものであった。これに対して、１つでも本
発明の範囲外の条件を含んで製造された鋼板は、切欠付
き窓型十字試験で割れが発生した。また、これらの中に
は６０キロ級鋼として強度が不足するもの、靱性が劣る
もの、あるいはｙ割れ防止予熱温度が劣るものもあっ
た。

【００５３】

【発明の効果】以上述べたように、この発明によれば、
Ｐ_CM≦０．２０wt.%という合金成分含有量の低い化学成
分組成を前提にした６０キロ級鋼板の製造方法に関し、
Ｃａ含有量を適正範囲内に限定して硫化物介在物を球状
化し、連続鋳造において軽圧下を施して中央偏析を軽減
し、２相域圧延条件あるいは加速冷却条件を適正化して
強度を確保しつつ過度の（００１）＜１１０＞集合組織
の形成を抑制した。その結果、十字溶接部の貫通板、Ｔ
字溶接部あるいはヘリ溶接部等に使用されても、割れの
発生を抑制し得る溶接構造用鋼板を製造する方法を提供
することができる、工業上有用な効果がもたらされる。

【図面の簡単な説明】

【図１】実構造物における十字溶接継手の貫通板に発生
した割れを説明する概略縦断面図である。

【図２】本発明の試験で採用した切欠き付き窓型試験体
の概略平面図である。

【図３】本発明の試験で採用した切欠き付き窓型試験体
の概略正面図である。

【図４】本発明の試験で採用した切欠き付き窓型試験体
の概略側面図である。

【図５】図２のＡ−Ａ断面の詳細図であって、拘束板に
差し込み試験板を差し込んだ状態を示す詳細図である。

【図６】本発明の試験で採用した切欠き付き窓型十字試
験法における溶接パススケジュ−ルを説明する概略縦断
面図である。

【図７】本発明の試験で採用した切欠き付き窓型十字試
験で発生した割れの状態を説明する、溶接試験体の概略
縦断面模式図である。

【符号の説明】

１ 貫通板、 １ａ 差し込み試験板、 ２ 割れ、 ３ 拘束板、 ４ 溶接金属、 ５ 切欠き、 ６ ギャップ。

フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭61−270333（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−317624（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−254119（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−44417（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−239594（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−212439（ＪＰ，Ａ) 善、大野、関野、岩崎”未溶着欠陥を 有する十字溶接継手の疲労強度”，溶接 学会全国大会講演概要，Ｎｏ．31，Ｐ. 272−273（1982) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C21D 8/00 - 8/02

Claims (4)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 炭素（Ｃ） ：０．０６〜０．０９ ｗｔ．％ 、 珪素（Ｓｉ） ：０．５ ｗｔ．％以下、 マンガン（Ｍｎ） ：１．０〜１．７ ｗｔ．％ 、 燐（Ｐ） ：０．０２ ｗｔ．％ 以下、 硫黄（Ｓ） ：０．００２ ｗｔ．％ 以下、 カルシウム（Ｃａ） ：Ｃａ／Ｓとして、０．５〜２．０、 ボロン（Ｂ） ：０．０００２ ｗｔ．％ 以下、および、 可溶性アルミニウム（sol.Ａｌ）：０．００５〜０．０６０ ｗｔ．％ 、 を含有し、更に、 ニオブ（Ｎｂ） ：０．００５〜０．０４ ｗｔ．％ 、 バナジウム（Ｖ） ：０．０２〜０．１ ｗｔ．％ 、および、 チタン（Ｔｉ） ：０．００５〜０．１０ ｗｔ．％ 、 の析出硬化元素群の内より少なくとも１種を含有し、 且つ、下記（１）式： ＰＣＭ＝Ｃ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０ ＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ・・・（１） によって表わされるＰＣＭが０．２０ ｗｔ．％ 以下を
   満たし、残部が実質的に鉄（Ｆｅ）よりなる低炭素低合
   金鋼の軽圧下連続鋳造スラブを調製し、前記スラブを１
   ０５０°Ｃ以上の温度に加熱し熱間圧延し、前記熱間圧
   延において、Ａｒ３ 変態点以下の温度で累積圧下率３
   ０〜７０％の範囲内の圧下を施し、６５０°Ｃ以上の温
   度で前記熱間圧延を終了することを特徴とする、十字溶
   接継手特性に優れた溶接構造用鋼板の製造方法。
2. 【請求項２】前記低炭素低合金鋼は、 銅（Ｃｕ） ：０．５ ｗｔ．％以下、 ニッケル（Ｎｉ） ：０．５ ｗｔ．％以下、 クロム（Ｃｒ） ：０．５ ｗｔ．％以下、および、 モリブデン（Ｍｏ） ：０．３ ｗｔ．％以下、 の内より少なくとも１種を更に含有する請求項１記載の
   十字溶接継手特性に優れた溶接構造用鋼板の製造方法。
3. 【請求項３】 炭素（Ｃ） ：０．０６〜０．０９ ｗｔ．％ 、 珪素（Ｓｉ） ：０．５ ｗｔ．％ 以下、 マンガン（Ｍｎ） ：１．０〜１．７ ｗｔ．％ 、 燐（Ｐ） ：０．０２ ｗｔ．％ 以下、 硫黄（Ｓ） ：０．００２ ｗｔ．％ 以下、 カルシウム（Ｃａ） ：Ｃａ／Ｓとして、０．５〜２．０、 ボロン（Ｂ） ：０．０００２ ｗｔ．％ 以下、および、 可溶性アルミニウム（sol.Ａｌ）：０．００５〜０．０６０ ｗｔ．％ 、 を含有し、更に、 ニオブ（Ｎｂ） ：０．００５〜０．０４ ｗｔ．％ 、 バナジウム（Ｖ） ：０．０２〜０．１ ｗｔ．％ 、および、 チタン（Ｔｉ） ：０．００５〜０．１０ ｗｔ．％ 、 の析出硬化元素群の内より少なくとも１種を含有し、 且つ、下記（１）式： ＰＣＭ＝Ｃ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０ ＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ・・・（１） によって表わされるＰＣＭが０．２０ ｗｔ．％ 以下を
   満たし、残部が実質的に鉄（Ｆｅ）よりなる低炭素低合
   金鋼の軽圧下連続鋳造スラブを調製し、前記スラブを１
   ０５０°Ｃ以上の温度に加熱し熱間圧延をし、前記熱間
   圧延において、Ａｒ３ 変態点以上の温度で圧延を終了
   し、前記圧延終了の直後から冷却速度３°Ｃ／Ｓ以上で
   水冷し、４００〜６００°Ｃの範囲内の温度で前記水冷
   を停止し、その後放冷することを特徴とする、十字溶接
   継手特性に優れた溶接構造用鋼板の製造方法。
4. 【請求項４】前記低炭素低合金鋼は、 銅（Ｃｕ） ：０．５ ｗｔ．％以下、 ニッケル（Ｎｉ） ：０．５ ｗｔ．％以下、 クロム（Ｃｒ） ：０．５ ｗｔ．％以下、および、 モリブデン（Ｍｏ） ：０．３ ｗｔ．％以下、 の内より少なくとも１種を更に含有する請求項３記載の
   十字溶接継手特性に優れた溶接構造用鋼板の製造方法。