JP5157748B2

JP5157748B2 - 溶接変形が小さい鋼板

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Publication number: JP5157748B2
Application number: JP2008214998A
Authority: JP
Inventors: 友弥川畑; 浩史中村; 和茂有持
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2008-08-25
Filing date: 2008-08-25
Publication date: 2013-03-06
Anticipated expiration: 2028-08-25
Also published as: JP2010047815A

Description

本発明は、造船、海洋構造物、建築構造物、橋梁、土木などの分野で用いられる、溶接変形が小さい鋼板に関する。特に、隅肉溶接の作業時に発生する溶接変形が小さい厚鋼板に関する。

一般に、各種溶接鋼構造物の製作時には、溶接金属の凝固収縮およびその後の冷却と相変態による収縮・膨張により、変形が発生する。溶接変形の代表的なものとして、Ｔ型隅肉溶接部の角変形が挙げられる。角変形を残したまま構造物を製作すると、部材の変形により座屈強度が大幅に低下したり、破壊特性が劣化したりするので、設計者が狙った構造物とはならない。そのような事態を防ぐために、様々な工夫により防止策が講じられている。

現状適用されている溶接変形防止策を大別すると、次の(i)〜(iii)の３つになる。

(i) 設計の工夫（被変形部材の剛性を高める方法）
溶接変形が残留する原因は、溶接金属や母材の溶接止端部近傍が塑性変形を受けるためである。塑性変形を受けた部位は、その外側の部分を弾性的に変形させようとするが、剛性が高い、すなわち断面積が大きい場合には、その変形量は小さくなる。したがって、断面積を大きくするように設計変更することが一つの防止策となり得る。しかしながら、断面積を大きくするという設計変更は、使用鋼材のコストアップ、重量アップおよび工期長期化の面でロスが多い。

(ii) 溶接時の工夫
溶接時に、何らかの工夫をしておくことで溶接変形を防止することが可能である。幾つかの方法があるが、まずは溶接前に予め逆方向に曲げておくことである。溶接後には角変形が発生するが、予め逆方向に曲げておくことにより所望の形状に仕上がる可能性がある。また、溶接時に端部を拘束しておき変形を許容しない方法もある。さらに、後行トーチを設置し、溶接後に適切な位置を再加熱することにより逆に曲げ戻す方法も採られる場合がある。しかしながら、何れも大幅な工数増加を伴うので、コストアップ要因となる。

(iii) 溶接後の矯正加工
溶接後に矯正する方法として、機械的矯正と線状加熱矯正がある。しかしながら、これらの方法も大幅な工数増加が必要であるとともに熟練した高度な技能も要求される。

上記の(i)〜(iii)の対策はすべて製作上の工夫であるが、溶接材料の工夫により溶接変形の低減を図ることが、たとえば、特許文献１に提案されている。しかしながら、溶接材料のコストアップが経済性を阻害したり、また効果が不十分であったりと、問題は多く、現実的に適用が進んでいない状況である。

これに対して、母材となる鋼材の工夫により溶接変形を抑制しようとした例もあり、次のとおり、いくつか提案されている。

特許文献２には、ＮｂとＭｏを複合添加することにより溶接熱履歴中の析出を促し降伏応力を高める方法が開示されている。しかしながら、特にＭｏの添加は大幅なコストアップをもたらすため、汎用性に乏しい。

特許文献３および４には、母材となる鋼材のベイナイトおよび／又はマルテンサイトの分率を20％以上に制御し、さらに炭窒化物の分散状態を規定することによって、降伏応力を高め、もって溶接変形を抑制することの記載がある。しかしながら、必ずしも実用上十分な溶接変形低減効果を得るまでには至っていない。

そして、特許文献５には、母材となる鋼材のベイナイト率を70％以上とし、さらに固溶Ｎｂ量を0.0040％確保することによって、溶接変形を抑制することの記載がある。しかしながら、ベイナイト比率が70％以上になると母材の強度が汎用レンジから逸脱する場合が生じるだけでなく、Ｎｂによる溶接割れ性の阻害が問題化するおそれがある。

特開平7-9191号公報特開平7-138715号公報特開2003-268484号公報特開2006-2211号公報特開2006-2198号公報

このように、従来方法では、それぞれ経済性および実際的再現性の観点から難があり、実用上では改良の余地が大きい。

特に、厚さ１５ｍｍ以上の厚鋼板を用いて製造される溶接構造物では、個々の溶接箇所における変形量は小さくても溶接構造物全体としては大きな変形が生じ得るため、溶接変形量を極力小さくすることが必要となる。なお、厚みの上限は特に限定するものではないが、５０ｍｍまでのものを扱うのが好ましい。

本発明は、上記事情に鑑み、低コストで確実に隅肉溶接において溶接変形を抑制させる技術を確立し、溶接変形が小さい鋼板を提供することを目的とする。なお、溶接変形量の目標値は従来鋼の１／２とした。

本発明者らは、かかる課題を解決すべく、種々検討の結果、鋼板の化学組成の規定するとともに、その金属組織についても規定した。実験と併せて実施した熱連成FEM解析によって得られた各材料物性値の独立した影響を示したものを図１に示す。また、FEM解析の計算条件を図２に示す。

図１中、横軸は熱伝導率（白丸プロット）、変態点Ac1（黒丸プロット）、強度TS(四角プロット)であり、縦軸は角変形量を示す。図１より、鋼板の熱伝導率を大きくしても角変形量は変化がなく、変態点が上昇すると角変形量は大きくなり、強度が大きくなると角変形量は小さくなることが判る。よって、溶接変形は特に強度や変態点に大きく依存し、溶接変形量（角変形量）の目標値を従来鋼（角変形量はおよそ０.８ｍｍ）の１／２、すなわち０．４ｍｍとすると、強度が極めて高くなって汎用強度クラスから逸脱することになる。汎用強度クラスからの逸脱は、一般的な商取引上の対象外となるだけでなく、構造設計上の問題や溶接性の問題も併発する可能性があり、望ましくない。

そこで本発明者らは、汎用強度クラスに適合する常温強度は保持したまま、高温強度を増加させてなる鋼種の開発を目指した。

なお、従来から高温強度に効果のあると言われるＭｏは、合金コストの高騰によりコストアップ要因となるので、現実的ではない。そこで、本発明者らは比較的安価で溶接性への悪影響も小さいＣｒに着目し、種々試験を実施した。その結果、次の(a)〜(d)に示す知見が得られた。

(a) Ｃｒは高温強度を増加させることができる。Ｃｒを1.0％以上含有させると、Ｍｏを共存させなくても高温強度を確保することができ、もって溶接変形を十分に抑制することができる。しかしながら、Ｃｒの含有量が1.0％未満では、Ｍｏを共存させない場合には高温強度の確保は不十分なものとなる。

(b) また、Ｎｂを含有させることは必須である。Ｎｂを含有させないと高温強度の確保は不十分なものとなる。ただし、Ｎｂの添加量は少量でよく、０．００５％以上であれば良い。

(c) 汎用強度レベルに適合させるためにはフェライト組織を含ませることが必須である。靭性の観点からフェライト組織の結晶粒径は３０μm以下であることが必要である。また、溶接変形を最小化するためにベイナイトあるいはマルテンサイト組織からなる硬相の硬さは硬い方が良く、硬相と軟相の硬さ比は１．５以上とする必要がある。

(d) 鋼板の製造方法は一般的な条件でも良いが、通常鋼に比べ焼入性が高い傾向にあるため、汎用強度レベルに適合させるために工夫するのが好ましい。

本発明は、上記の知見を基礎として完成したものであって、その要旨は下記の(1)〜(4)に示す溶接変形が小さい鋼板にある。

(1)
質量％で、Ｃ：０．１０〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１〜０．７％、Ｍｎ：０．３〜２％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｃｒ：１〜２．５％、Ｍｏ：０．０５％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ａｌ：０．００３〜０．１％およびＮ：０．０１％以下を含み、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、金属組織がフェライト組織１０〜６０％およびベイナイト組織および／又はマルテンサイト組織４０〜９０％からなり、かつ、当該フェライト組織の平均粒径が３０μｍ以下であって、ベイナイト組織および／又はマルテンサイト組織の硬度とフェライト組織の硬度との比が１．５以上であることを特徴とする溶接変形が小さい鋼板。

(2) 質量％で、さらに、Ｔｉ：０．１％以下を含有することを特徴とする上記(1)の溶接変形が小さい鋼板。

(3) 質量％で、さらに、Ｃｕ：２％以下、Ｎｉ：３．５％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｂ：０．００４％以下およびＺｒ：０．０２％以下のうちの１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記(1)または(2)の溶接変形が小さい鋼板。

(4) 質量％で、さらに、Ｃａ：０．００４％以下、Ｍｇ：０．００２％以下およびＲＥＭ：０．００２％以下のうちの１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記(1)〜(3)のいずれかの溶接変形が小さい鋼板。

なお、鋼板における溶接変形の小さい溶接方法との観点から本発明を考察すると、鋼板における溶接変形は実質的には溶接熱影響部における溶接変形であるので、溶接熱影響部において所定の要件を満足した上で溶接をすれば、溶接変形抑制能は向上すると考えられる。

したがって、本発明は、溶接方法の観点からは、
「質量％で、Ｃ：０．１０〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１〜０．７％、Ｍｎ：０．３〜２％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｃｒ：１〜２．５％、Ｍｏ：０．０５％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ａｌ：０．００３〜０．１％およびＮ：０．０１％以下を含み、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有する鋼板の溶接方法であって、溶接前の鋼板における溶接熱影響部となる部位の金属組織がフェライト組織１０〜６０％およびベイナイト組織および／又はマルテンサイト組織４０〜９０％からなり、かつ、当該フェライト組織の平均粒径が３０μｍ以下であって、ベイナイト組織および／又はマルテンサイト組織の硬度とフェライト組織の硬度との比が１．５以上であることを特徴とする溶接方法。」
と把握することもできる。

もちろん、鋼板が、質量％で、さらに、Ｔｉ：０．１％以下、Ｃｕ：２％以下、Ｎｉ：３．５％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｂ：０．００４％以下、Ｚｒ：０．０２％以下、Ｃａ：０．００４％以下、Ｍｇ：０．００２％以下およびＲＥＭ：０．００２％以下のうちの１種又は２種以上を含有してもよい。
ここで、後述するように、母材となる鋼板全体が上記の要件を満足するように製造した上で溶接してもよいし、母材となる鋼板のうち溶接しようとする部位（溶接熱影響部となる部位）のみを加工してその部位について上記の要件を満足させた上で溶接してもよい。

そして、この溶接方法は、溶接変形の大きい隅肉溶接の際にも適用することができる。なお、隅肉溶接は、重ね継手、Ｔ継手、十字継手などにおいて行われるが、この溶接方法は継手母材の相対的な位置関係で特に大きな溶接変形が生じるＴ継手と十字継手における隅肉溶接に特に有効である。

本発明によれば、低コストで確実に隅肉溶接において溶接変形を抑制することができる鋼板を提供することができる。

本発明において、溶接変形が小さい鋼板の化学組成および金属組織を限定する理由は次のとおりである。

（Ａ）鋼板の化学組成
鋼板の各成分の作用効果および各成分の好ましい含有量は下記のとおりである。なお、含有量に関する「％」は「質量％」を意味する。

Ｃ：０．０２〜０．２５％
Ｃは強度向上にもっとも有効な元素であり、かつ安価な元素である。ただし、０．０２％未満では他の元素の併用による強度保証が必要となり、結果的にコストアップ要因となる。また、０．２５％を超えて含有させると溶接性を著しく阻害する。したがって、Ｃの含有量は０．０２〜０．２５％とする。

Ｓｉ：０．０１〜０．７％
Ｓｉは強度向上に寄与する元素である。ただし、０．０１％未満では必要とする強度を確保することができない。また、０．７％を超えて添加すると母材靱性と溶接性靱性を著しく劣化させることになる。したがって、Ｓｉの含有量は０．０１〜０．７％とする。

Ｍｎ：０．３〜２％
Ｍｎは強度確保のために必要な元素である。ただし、０．３％未満では必要とする強度を確保することができない。また、２％を超えて添加すると溶接性が劣化する。したがって、Ｍｎの含有量は０．３〜２％とする。

Ｐ：０．０５％以下
Ｐは、不純物として鋼中に存在する元素である。Ｐの含有量が０．０５％を超えると、粒界に偏析して靭性を低下させるのみならず、溶接時に高温割れを招くため、Ｐの含有量を０．０５％以下とする。

Ｓ：０．００８％以下
Ｓは、不純物として鋼中に存在す元素である。Ｓの含有量が０．００８％を超えると、中心偏析を助長したり、延伸形状のＭｎＳが多量に生成したりするため、母材およびＨＡＺの機械的性質が劣化する。したがって、Ｓの含有量の上限を０．００８％とする。

Ｃｒ：１〜２．５％
Ｃｒは焼入れ性の向上を通じて強度を高めるのに有効な元素である。この効果を得るには１％以上の添加が必要となる。しかし、２．５％を超えると靱性が劣化する。したがって、Ｃｒの含有量は１〜２．５％とする。なお、好ましい含有量は１〜１．８％である。

Ｍｏ：０．０５％以下
Ｍｏは、コストの著しい増加をもたらすため、添加しない。不純物として混入してくる場合があるが、その場合でもＭｏの含有量は０．０５％以下とする。

Ｎｂ：０．００５〜０．１％
Ｎｂは、鋼板の金属組織の再結晶化を遅延させる効果がある。ただし、その含有量が０．００５％未満ではその効果が得られない。また、０．１％を超えると前記効果が飽和する一方でＨＡＺの靱性を著しく損なう。したがって、Ｎｂの含有量は０．００５〜０．１％とする。なお、好ましい含有量は０．００８〜０．０２０％である。

Ａｌ：０．００３〜０．１％
Ａｌは脱酸のために必須の元素である。脱酸を確実に行うためには、０．００３％以上の含有量が必要である。ただし、０．１％を超えると、特にＨＡＺにおいて靱性が劣化しやすくなる。これは、粗大なクラスター状のアルミナ系介在物粒子が形成されやすくなるためと考えられる。したがって、Ａｌの含有量は０．００３〜０．１％とする。

Ｎ：０．０１％以下
Ｎは、不純物として鋼中に存在する元素である。Ｎの含有量が０．０１％を超えると、母材靱性とＨＡＺ靭性の悪化原因となる。したがって、Ｎの含有量の上限を０．０１％とする。

本発明に係る溶接変形が小さい鋼板は、上記の成分のほか、必要に応じて、次の第１群から第３群までの少なくとも１群から選んだ１種以上の成分を含有させることができる。以下、これらの群に属する成分について述べる。

第１群の成分：Ｔｉ
Ｔｉ：０．１％以下
Ｔｉは、主に脱酸元素として作用するので、必要に応じて含有させることができる。ただし、脱酸はＡｌによっても可能であるため、必ずしも含有させる必要はない。ただし、Ｔｉ含有量が多い場合にはＴｉ酸化物またはＴｉ−Ａｌ酸化物が形成されるため、特に小入熱溶接部熱影響部における組織を微細化する能力が失われる。このため、必要に応じて含有させる場合のＴｉ含有量は０．１％以下とする。なお、Ｔｉを含有させることによる脱酸効果を確実に得るためには、その含有量を０．０１％以上とするのが好ましい。

第２群の成分：Ｃｕ、Ｎｉ、Ｖ、Ｂ、Ｚｒ
Ｃｕ：２％以下
Ｃｕは靱性をあまり劣化させずに強度を向上させることができるので、必要に応じて含有させることができる。ただし、Ｃｕ含有量が２％を超えると熱間圧延時に亀甲状の割れを発生させるので、必要に応じて含有させる場合のＣｕ含有量は２％以下とする。なお、Ｃｕを含有させることによる強度向上効果を確実に得るためには、その含有量を０．０５％以上とするのが好ましい。さらに好ましい含有量は、０．２％以上である。

Ｎｉ：３．５％以下
Ｎｉは母材靱性を向上させ、かつ焼入性向上により強度向上にも寄与する元素であるので、必要に応じて含有させることができる。ただし、Ｎｉは高価な元素であるからＮｉを過大に含有させると大きなコストアップ要因となる。このため、必要に応じて含有させる場合のＮｉの含有量の上限を３．５％以下とする。なお、Ｎｉを含有させることによる上記効果を確実に得るためには、その含有量を０．０５％以上とするのが好ましい。

Ｖ：０．１％以下
Ｖは強度向上に有効な元素であるので、必要に応じて含有させることができる。ただし、Ｖの含有量が０．１％を超えると靱性が大きく劣化するので、必要に応じて含有させる場合のＶ含有量は０．１％以下とする。なお、Ｖを含有させることによる強度向上効果を確実に得るためには、その含有量を０．００５％以上とするのが好ましい。

Ｂ：０．００４％以下
Ｂは焼入性を向上させて強度を高める作用があるので、必要に応じて含有させることができる。ただし、Ｂの含有量が０．００４％を超えると、強度を高める効果が飽和し、また、母材、ＨＡＺともに靱性劣化の傾向が著しくなる。したがって、必要に応じて含有させる場合のＢの含有量は０．００４％以下とする。なお、Ｂを含有させることによる焼入れ性と強度を高める効果を確実に得るためには、Ｂの含有量は０．０００３％以上とすることが好ましい。

Ｚｒ：０．０２％以下
Ｚｒは鋼中で窒化物を微細分散析出し、強度を向上させる効果があるので、必要に応じて含有させることができる。ただし、０．０２％を超えて添加すると粗大析出物を形成し、靭性を劣化させるので、必要に応じて含有させる場合のＺｒの含有量は０．０２％以下とする。なお、Ｚｒを含有させることによる強度向上効果を確実に得るためには、Ｚｒの含有量は０．０００３％以上とすることが好ましい。

第３群の成分：Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ
Ｃａ：０．００４％以下
Ｃａは鋼中のＳと反応して溶鋼中で酸硫化物（オキシサルファイド）を形成する。この酸硫化物はＭｎＳなどの延伸形状の介在物とは異なり、圧延加工で圧延方向に伸びることがなく圧延後も球状であるため、延伸形状の介在物の先端などを割れの起点とする溶接割れや水素誘起割れを抑制する作用があるので、必要に応じて含有させることができる。ただし、その含有量が０．００４％を超えると靱性の劣化を招くことがある。したがって、必要に応じて含有させる場合のＣａの含有量は０．００４％以下とする。なお、溶接割れや水素誘起割れを抑制する効果を確実に得るためには、Ｃａの含有量は０．０００３％以上とすることが好ましい。

Ｍｇ：０．００２％以下
ＭｇはＭｇ含有酸化物を生成し、ＴｉＮの発生核となり、ＴｉＮを微細分散させる効果を持つので、必要に応じて含有させることができる。ただし、その含有量が０．００２％を超えると、酸化物が多くなりすぎて延性低下をもたらす。したがって、必要に応じて含有させる場合のＭｇの含有量の上限を０．００２％とする。なお、ＴｉＮを微細分散させる効果を確実に得るためには、Ｍｇの含有量は０．０００３％以上とすることが好ましい。

ＲＥＭ：０．００２％以下
ＲＥＭは、溶接熱影響部の組織の微細化や、Ｓの固定に寄与するので、必要に応じて含有させることができる。ただし、その含有量が０．００２％を超えると、ＲＥＭは母材の靱性に悪影響を与える介在物となるので、必要に応じて含有させる場合のＲＥＭの含有量０．００２％以下とする。なお、組織の微細化やＳの固定効果を確実に得るためには、ＲＥＭの含有量は０．０００３％以上とすることが好ましい。なお、ＲＥＭとは、ランタニドの１５元素にＹおよびＳｃを合わせた１７元素の総称であり、これらの元素のうちの１種又は２種以上を含有させることができる。また、ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。

（Ｂ）金属組織
金属組織のフェライト分率は、１０〜６０％とする。溶接変形防止の観点から、降伏しやすい組織であるフェライトは少ない方が良いが、汎用強度鋼の強度レンジに適合させるため、フェライト分率の上下限を、それぞれ６０％および１０％とした。また、フェライト組織の平均粒径は破壊靭性の観点から小さい方が良い。そして、フェライト組織の平均粒径が３０μｍを超えると十分な破壊靭性を得ることができないため、その上限値を３０μｍとした。

フェライト組織以外の組織はベイナイト組織および／又はマルテンサイト組織である。すなわち、ベイナイト組織、マルテンサイト組織または（ベイナイト＋マルテンサイト）組織である。ここで、フェライト組織を軟相、そして、ベイナイト組織および／又はマルテンサイト組織を硬相と呼ぶ。素材が多様な温度で全降伏することを極力防ぐ必要があることから、硬相の硬度は高い方が望ましい。一方、軟相が存在することにより、構造用鋼として降伏強度と引張強度を規格などに適合するレンジに調整することが可能となる。ただし、前述したとおり、硬相を硬くしておくことにより溶接変形は抑制されるので、ここでは、硬相と軟相の硬度比という指標を用いて、溶接変形抑制能を規定することとした。発明者らの検討により、硬相の硬度が軟相の硬度の１．５倍以上となると、溶接変形抑制能の向上が顕著化するため、硬度比は１．５倍以上とする。

次に、本発明に係る鋼板を得るための圧延や熱処理の条件等について説明する。

熱間圧延に先立ってまず鋼塊を加熱するが、このときの加熱温度をＡｃ_３点以上にすると完全にオーステナイト相にすることができ、未変態部分がない状態で均質化されるため、加熱温度をＡｃ_３点以上とするのが好ましい。具体的には９００〜１２００℃に加熱するのが好ましい。そして、熱間圧延に際して薄肉端の圧延仕上げ温度を９００℃以下にすると、結晶粒が適度な大きさとなって、素材の破壊靭性が十分となることから、９００℃以下とするのが好ましい。圧延仕上げ温度の下限は、特に定めるものではなく、強度を汎用強度レンジに適合させることができればどのような条件でも良い。ただし、圧延仕上げ温度を７００℃以上にすると、二相域加工による異方性は目立たないから、望ましい。圧延に引き続いて、加速冷却なども行って良い。加速冷却を行う場合には、圧延後直ちにあるいは若干の放置時間のあと、中心部の冷却速度を０．５〜２０℃/sに制御するのが好ましい。冷却停止温度については１５０〜５００℃を目安に制御するのが好ましい。また、圧延後に熱処理を適宜実施してもよい。熱処理を実施する場合には焼ならし処理か焼戻し処理を行うのが好ましく、温度はそれぞれ８００〜１１００℃、３００〜７００℃の温度帯を選ぶのが好ましい。

本発明にかかる鋼板の一例を示す。表１に示す組成成分の鋼塊を、表２に示すそれぞれの加熱温度・仕上げ温度・加速冷却・熱処理条件にて製造した。鋼板の板厚は１６ｍｍとした。

また、表３にこのようにして得られた鋼板の降伏点ＹＰ、引張強度ＴＳ、遷移温度vTrs、フェライト分率、フェライト平均粒径、硬相と軟相の硬さ比および溶接角変形量をそれぞれ示す。

なお、得られた鋼板の引張特性を測定するために、ＪＩＳ−Ｚ−２２０１に記載の試験方法に準じて試片を採取した。採取位置は、板厚方向の１／４近辺およびＬ方向（圧延方向と平行）とした。なお、降伏点は１０Ｎ／ｍｍ・ｓの試験速度として下降伏点を求め、明確な降伏点が現れない場合は０．２％耐力とした。引張特性の目標値は、降伏点ＹＰが３５０Ｎ／ｍｍ^２以上、そして、引張強度ＴＳが４９０〜７２０Ｎ／ｍｍ^２とした。

また、得られた鋼板の衝撃特性を測定するために、ＪＩＳ−Ｚ−２２０２に記載の試験方法に準じて試片を採取した。採取位置は、板厚方向の１／４近辺およびＬ方向（圧延方向と平行）で、２ｍｍＶノッチシャルピー試験片とし、様々な温度における脆性破面率を測定し、遷移温度を求めた。シャルピー特性の目標値は遷移温度が０℃以下であることとした。組織観察は光学顕微鏡で行った。観察によって得られた像を画像解析した。例えば、粒径を算出する場合には、短径と長径を測定し、その和の１／２から粒径を求めた。このようにして１００視野観察して求めた個々の粒子の粒径について、算術平均したものを「平均粒径」と規定した。また、金属組織のフェライト分率は、上記と同様の観察法によって得られた１００視野観察分の面積に対するフェライトの面積割合を算出することによって求めた。ベイナイト分率とマルテンサイト分率についても同様であるが、表３にはフェライト分率のみを表示した。

そして、隅肉溶接による溶接角変形量は次の要領にて評価を行った。

鋼板は、図３に示すように、Ｔ型の溶接試験片を作成し、片側を三角形の剛性の高い鋼板で拘束し、反対側を１パスの隅肉溶接を実施した。使用した溶接材料は、一般的な５０キロ鋼用フラックスコアードワイヤであり、溶接条件は１０．４ｋＪ／ｃｍ（２００Ａ−２６Ｖ−３０ｃｍ／ｍｉｎ）とした。溶接後の十分時間が経ったところで、試験片を定板の上に置き、図４に定義する角変形量θを、溶接開始位置・中央位置・終端位置の３箇所において、すきまゲージによって測定し、それらの平均値を溶接角変形量とした。なお、この方法で測定した通常の汎用５０キロ鋼の溶接角変形量はおよそ１゜程度であり、本発明の目標とする溶接角変形レベルは０．５゜である。

この結果、Mark 1-eの鋼板（比較例）においては、仕上温度が910℃と高くかつ冷却条件を空冷としたため、フェライトの生成量が多く、また生成したフェライトが粒成長して平均粒径が大きくなった。このため、引張強度が小さくなった。また、硬相と軟相の硬さの比は本発明の範囲内にあるにもかかわらず、溶接角変形量も大きくなった。これは、軟相としてのフェライトと硬相の量のバランスが崩れたためであると考えられる。以上のように、Mark 1-eの鋼板は引張強度が低く、溶接角変形量も大きいので、構造用鋼板として不適切な鋼材である。

次に、Mark 1-fの鋼板（比較例）においては、加熱後の冷却速度を２５℃/secとしたため、焼きが入りすぎてフェライトが生成されず、鋼板自体の引張強度が大きくなり、かつ靭性も大きく低下した。溶接角変形量は小さいものの構造用鋼板としては不適切な鋼材である。

さらに、Mark 40〜46の鋼板（比較例）においては、本発明に規定する鋼組成を満足しておらず、鋼板自体の靭性が低下した。構造用鋼板としては不適切の鋼材である。

これに対して、その他のMarkで示される本発明例に係る鋼板においては、いずれも引張特性が、降伏点ＹＰが３５０Ｎ／ｍｍ^２以上、そして、引張強度ＴＳが４９０〜７２０Ｎ／ｍｍ^２級の汎用鋼であって、遷移温度vTrs、フェライト分率、フェライト平均粒径、硬相と軟相の硬さ比も適正範囲にあり、溶接角変形量も目標の０．５゜以内に収まっているので、構造用鋼板として適切であることが分かる。

以上説明したように、本発明によれば、低コストで確実に隅肉溶接において溶接変形を抑制することができる鋼板を提供することができる。

溶接角変形量に及ぼす各材料物性値の影響を示すFEM計算結果である。 FEM解析の計算条件を示す模式図である。溶接角変形量を評価するのに用いた試験片を示す図である。溶接角変形量の定義を示す図である。

Claims

質量％で、Ｃ：０．１０〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１〜０．７％、Ｍｎ：０．３〜２％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｃｒ：１〜２．５％、Ｍｏ：０．０５％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ａｌ：０．００３〜０．１％およびＮ：０．０１％以下を含み、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、金属組織がフェライト組織１０〜６０％およびベイナイト組織および／又はマルテンサイト組織４０〜９０％からなり、かつ、当該フェライト組織の平均粒径が３０μｍ以下であって、ベイナイト組織および／又はマルテンサイト組織の硬度とフェライト組織の硬度との比が１．５以上であることを特徴とする溶接変形が小さい鋼板。
質量％で、さらに、Ｔｉ：０．１％以下を含有することを特徴とする請求項１に記載の溶接変形が小さい鋼板。
質量％で、さらに、Ｃｕ：２％以下、Ｎｉ：３．５％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｂ：０．００４％以下およびＺｒ：０．０２％以下のうちの１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の溶接変形が小さい鋼板。
質量％で、さらに、Ｃａ：０．００４％以下、Ｍｇ：０．００２％以下およびＲＥＭ：０．００２％以下のうちの１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１から３までのいずれかに記載の溶接変形が小さい鋼板。