JPH072967B2 - 大入熱溶接継手靭性の優れた構造用鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 ＜産業上の利用分野＞ 本発明は大入熱溶接法を適用した時、特に低温の使用環
境での溶接熱影響部（以下HAZと称す）の靱性（以下継
手靱性と稱す）に優れ、併せて母材靱性も優れた構造用
鋼板の製造方法に関するものである。

＜従来の技術＞ 近年、海洋構造物、船舶、貯蔵タンク等の大型溶接構造
物に使用される構造用鋼板の材質特性に対する要望は厳
しさを増しており、特に溶接部における低温靱性は改善
が続けられているが、需要量の増大と共に供給量の増
大、供給価格の低減が望まれるようになり、該大型溶接
構造物用鋼材製造時の生産性、経済性の改善も必要にな
ってきている。

一般に、鋼材をサブマージアーク溶接、エレクトロガス
溶接、エレクトロスラグ溶接等の大入熱自動溶接を行う
と、オーステナイト結晶粒径の粗大化により、継手靱性
が著しく低下する。

このHAZ靱性の低下防止対策の最も代表的な提案として
は、特開昭58−110658号公報等に開示されるように、N,
B,Ti,Sの含有量を一定範囲に規定することによって継手
靱性を向上させる方法がある。この方法は、上記N,B,T
i,Sについて次記するような添加効果を期待して各添加
量を規制している。

つまり、Ｎは、含有量を低下させることによって、溶
接冷却時に転位密度を低下せしめて強度を低下し、フェ
ライト地そのものの靱性を向上させることができ、オ
ーステナイト安定化元素として焼入れ性を増して島状マ
ルテンサイトを増加して靱性を低下するが、低Ｎ化させ
ると島状マルテンサイトの生成が抑制されて継手靱性が
向上する。この２つの作用からＮの上限を0.004％に限
定して低Ｎ化を図っている。

又、Ｂは、高温度の溶接熱を受けるとＢの化合物は鋼
中に溶解し、それが冷却中に析出してセメンタイトの核
となって残留オーステナイトからパーライト変態を促進
し、島状マルテンサイトの析出を阻止することによって
継手靱性を向上し、又一部がフリーＢとなって粒界に
偏析し、粒界フェライトの生成温度を下げ、粒内変態を
促進して破壊の有効破面単位を短縮させ継手靱性を改善
すると共に、溶接後の冷却中にBN化して鋼中のフリー
窒素を低減し、脆化を防止する。

この３つの作用からＢは継手靱性を向上させるので0.00
05％以上添加するが、過剰Ｂによる多量の析出物の生成
は逆に継手靱性を劣化させるので上限を0.0020％として
いる。

Ｓは、鋼名中はMnSの形で存在し、溶接熱サイクルを受
けてその一部が溶解するが、冷却中に微細なMnSとなっ
て再析出し、その回りにBNを固定して継手靱性を向上す
る。

しかし、多すぎると、溶接熱での溶解が困難となり、少
なすぎると、効果が発揮されないため、0.0005〜0.0030
％に添加範囲を規制している。

Tiは、窒化物によるオーステナイト粒の微細化及びフェ
ライトの核生成サイトとして用いられるが、大量な添加
は溶接時に溶融し、冷却時に炭化物を析出することによ
り継手靱性の低下を引き起こすことがあるので、添加量
は0.003％〜0.02％の微量に抑えることが必要であると
している。

これにより固溶Ｎによる継手靱性低下を抑制すると共
に、HAZの粗大オーステナイト粒内にフェライトを生成
させて継手靱性を向上させている。

しかしながら、この技術により得られる継手靱性は−30
℃保証で、近年の要求である−50℃以下の低温域での継
手靱性を保証するものではない。

また、特開昭61−117213号公報において、Ｎを0.004％
以下に限定した鋼を用い、製造条件を規定することで−
60℃での継手靱性を保証する提案がある。

この提案は、鋼塊或いは鋼片の冷却凝固過程における
950℃〜700℃の温度範囲を２℃/sec以下の冷却速度で緩
冷却し、HAZに粒内変態フェライト（以下IFPと称す）を
生成せしめる核として0.1μｍ以上の径を有するTi、Z
r、Ta各々の窒化物を芯としてMnSを外殻とした複合体を
形成せしめ、上記の凝固鋼片を1150℃以上の温度に加
熱後、５時間以上保定することにより、大入熱溶接時に
ミクロ偏析帯から上記のIFP生成用核の作用により活発
にIFPを生成せしめるため、樹間に濃化してIFPの生成を
妨げている。Ｃ、Mn、Ｐ及びその他の合金元素をできる
だけ拡散し、その合金濃度を低下せしめる。以上の２つ
の要件で構成している。

この結果前記提案は、鋼板内にIFPを90個／mm²以上生成
せしめ、得られる母材はYS（kgf/mm²）が30〜50、TS（k
gf/mm²）が44〜64、El（％）が37〜42、vTrs（℃）が−
80〜−100で、入熱100kJ/cm時の継手靱性はvE−60℃（k
gf・ｍ）が16〜20であり、入熱200kJ/cmの時の継手靱性
はvE−60℃（kgf・ｍ）が17〜21を示しており、継手靱
性は要望に応えるまでに改善されている。

又特開昭60−169516号公報による提案は、継手靱性のみ
ならず、母材の低温靱性も優れた鋼板を製造するため、
Ｎを0.0040％以下に限定した鋼を温度1250〜1350で60分
以上加熱し、放令もしくは圧延してAr₃変態点以下の温
度に冷却し、その後温度900〜1150℃に再加熱して800℃
以下の圧下率30％以上の圧延の後、制御冷却焼き戻しを
行う方法である。

この結果、母材の低温靱性はvTrs−90〜−110℃を示
し、かつ継手靱性は−48〜−60℃を示す優れた鋼板を得
ている。

＜発明が解決しようとする課題＞ しかしながら、前記特開昭58−110658号公報、特開昭61
−117213号公報、特開昭60−169516号公報いずれの提案
においても、Ｎを0.0040％以下に低減させることが要件
となっており、このためには、種々の低Ｎ対策を必須と
する。

即ち、転炉における低Ｎ添加合金使用、真空脱ガス
装置を用いた各種処理時のAr吹き込み、Arによるタン
ディッシュの外気遮断、Arによる連続鋳造鋳型の外気
遮断等である。

Ｎガスによる断気に比してこれらの対策は、製鋼・鋳造
コストを不可避的に上昇する。

また、前記特開昭61−117213号公報の提案の如く、鋼の
凝固過程の950〜700℃領域において２℃/secの緩冷却を
必須とする事は、凝固鋼片を少なくとも700℃迄降温す
る必要を意味しており、時には常温までの降温も有り得
るので、次に行う1150℃以上、５時間以上の加熱保定に
は長時間にわたって新たに膨大なエネルギーの投入が必
要となる。

又、凝固鋼片に1150℃以上、５時間以上の加熱保定を必
須とすることは、少なくとも凝固鋼片が５時間にわたっ
て高温な製造工程に滞留することを意味し、換言すると
単一凝固鋼片に５時間以上にわたる高温な製造工程を独
占的に提供することを意味し、これは、さらに生産性を
低下し、経済性を低下させることを意味する。

本発明は、以上説明した前記特開昭58−110658号公報、
特開昭61−117213号公報、及び特開昭60−169516号公報
の各提案がもたらす上記問題点を解消し、前記の大型溶
接構造物に要求されている−50℃以下での大入熱溶接時
に4.8kgf・ｍ以上の優れた継手靱性を発揮する構造用鋼
板を生産性良く、経済的に製造する方法を提供すること
を第１の発明の課題とし、さらに一部の構造物に求めら
れる要望に応えるため、継手靱性の向上に対応して現状
の母材靱性を−20℃程度向上して−80℃程度の母材靱性
を併せ発揮する構造用鋼板を、再加熱することなく、さ
らに生産性良く、経済的に製造する方法の提供を第２の
発明の課題とするものである。

＜課題を解決するための手段＞ 本発明は上記の課題を解決するために、 (1)重量％でＮを0.004％超、0.008％以下含有し、かつT
i/Nが2.0〜3.2の構造用鋼を凝固点温度＋５℃以上の過
熱温度で鋳型に注入して凝固を開始し、該凝固中鋼片の
凝固末端部を凝固収縮量に応じて実質的に面を構成する
部材を用いて厚み方向に圧下しつつ該凝固を完了し、該
凝固完了鋼片を圧下率30％以上の圧延後、1250℃以上で
２時間以上５時間未満保定する事を特徴とする大入熱溶
接継手靱性の優れた構造用鋼板の製造方法を第１の手段
とし、 (2)重量％でＮを0.004％超、0.008％以下含有し、かつT
i/Nが2.0〜3.2の構造用鋼を凝固点温度＋５℃以上の過
熱温度で鋳型に注入して凝固を開始し、該凝固中鋼片の
凝固末端部を凝固収縮量に応じて実質的に面を構成する
部材を用いて厚み方向に圧下しつつ凝固を完了し、該凝
固完了鋼片を圧下率30％以上の圧延後、1250℃以上で２
時間以上５時間未満保定して後800℃以下で60％以上の
圧下率で２次圧延を行う事を特徴とする大入熱溶接継手
靱性の優れた構造用鋼板の製造方法を第２の手段として
いる。

本発明が対象とする構造用鋼は、添加量を限定したN,Ti
以外は、例えば前記特開昭58−110658号公報に記載さ
れ、次記するように、通常の構造用鋼が所要の材質を得
るために、従来から当業分野での活用で確認されている
作用・効果の関係を基に定めている添加元素の種類と量
と同様に構成している。

それ等の各元素とその添加理由を以下に示す。

Ｃは鋼の強度を向上するために使用し、用途上の必要強
度から0.02％を下限量とし、継手の靱性劣化から0.16％
を上限とする。

また、Siは溶鋼の予備脱酸のために添加しているが、継
手の靱性が低下するのを防止するために0.7％を上限と
する。

Mnは鋼材の強度を向上する成分として添加するため0.5
％以上の添加が必要であり、継手の靱性が低下するた
め、1.6％を上限とする。

Ｐは島状マルテンサイトの析出を促し、継手の靱性を劣
化せしめる元素として0.015％以下に規制する。

Ｂは継手の靱性を向上せしめる有効な元素である。しか
し、過剰の含有はＢの析出物を多くして靱性を劣化させ
る。従って、Ｂの作用効果と靱性を考慮して0.0005〜0.
002％に規制する。

AlとSiと同様の作用効果から0.1％以下に規制する。

ＳはＢの有効効果をもたらすために、一定の範囲に含有
する必要がある。鋼中のＳはMnSで存在し、溶接熱を受
けてその一部を溶解するが、冷却中に微細なMnSとなて
析出し、その周りにBNを固定する作用により継手靱性を
向上する。

このＳの効果は、Ｓの添加が多すぎると溶接熱での溶解
が困難になり、また少なすぎると基本的な作用が不足し
て共に発揮されない。従って、Ｓは0.0005〜0.003％に
含有させ、しかもMnSを微細分散させることが好まし
い。

また、鋼の強度と靱性を改善するために要求される性質
に応じて、Cr,Mo,Ni,Cuを各々0.05〜1.0％、V,Nbは0.01
〜0.05％、Ca及びREMは５〜200ppm添加してもその効果
は消失しない。

また、Ceq.は0.40％以下とするのが一般的であり、その
理由は0.40％を超えると溶接割れ感受性を強め靱性を著
しく劣化せしめるからである。

通常前記Ceq.は次式で算出される値である。

Ceq.＝Ｃ％＋Si％/24＋Mn％/6＋Ni％/40＋Cr％/5＋ Mo％/4＋Ｖ％/14 本発明が対象とする構造用鋼は、重量％でＮを0.004％
超、0.008％以下含有し、かつTi/N＝2.0〜3.2を満たす
上記構造用鋼を指し、上記各元素を上記した理由の下に
上記した範囲で同様に使用して同等の作用と効果が得ら
れるので、これ等を含む上記構造用鋼は本発明の対象鋼
である。

＜作用＞ 本発明者等は本発明の課題を達成するために、HAZの破
壊の詳細を解析した。

その結果、前記特開昭61−117213号公報が提案の第１の
要件とするHAZに生成するIFPは、該記載にあるように該
IFP占積率が増すことによって直接継手靱性を向上させ
ているのではなく、IFP占積率が増すのと共に、そこに
塊状初析フェライトに取り囲まれた結晶粒からなる組織
が生成し、併せてフェライト・サイド・プレート（以下
FSPと称す）が小型化するか、なくなり、これ等が直接
継手靱性を向上していることを見出した。

さらに、検討を勧め、IFPの生成組織においても、板状
の初析フェライトに沿って板状のフェライト長さに比例
した粗大はFSPが生成している部分があり、そこが脆性
破壊の起点となって、継手靱性を低下しており、さらに
IFPが存在しなくても塊状初析フェライトに取り巻かれ
た結晶粒からなる組織が生成することから、IFPの存在
は継手靱性の向上の支障にはならないが、必ずしも必要
ではないことを見出した。

本発明者等は上記知見から、塊状初析フェライトに取り
巻かれた結晶粒からなる組織を生成し、併せて板状のフ
ェライトの生成を防止すると、継手靱性の向上に対する
前記従来技術が有する不経済性を含む問題点を悉く解消
すると共に、第１の発明及び第２の発明の課題が達成出
来る可能性に着目し、表１に示す化学成分を有する一般
的な構造用鋼を用いて種々実験検討を重ね、第１図〜第
６図に示す知見を得た。

重量％でＮが0.004％超、0.008％以下、かつTi/Nが2.
0〜3.2で所要の均熱拡散熱処理を経た時に、第１図に示
すように、塊状初析フェライトに取り巻かれた結晶粒か
らなる組織がHAZに形成されること。

脆化組織である島状マルテンサイトのサイズは、偏析
量の増加によって大きくなり、該サイズが大きくなって
６μｍ以上になると第２図に示すように、継手靱性の低
下が著しくなること。

等を見出した。

本発明者等は上記知見を製造方法として確立するため、
塊状初析フェライトに取り巻かれた結晶粒からなる組
織を生成する手段、島状マルテンサイトのサイズを小
さくする手段の個々の探索実験と、の各手段の組み
合わせ方法の実験を重ねた。

その結果、塊状初析フェライトを生成する核となるTiN
等を析出せしめると共に、継手靱性を悪化するフリー
Ｎ、フリーTiの存在を防ぐため、Ｎを0.004％超、0.008
％以下とし、Ti/Nを2.0〜3.2とした容鋼を凝固点温度＋
５℃以上の過熱温度で鋳型に注入して冷却凝固を開始
し、凝固組織に柱状晶を形成せしめると共に、該凝固完
了時に未凝固末端部を実質的に面を構成する部材、例え
ば特公昭44−2441号公報に記載されている無端ベルト、
大型プレス、ロール列等の圧下手段、特開昭59−163064
号公報、特開昭59−202145号公報及び特開昭61−49761
号公報に記載され、例えば正面断面図を示す第６図に明
らかな通り、所定長さの外(1)内(2)の２組のウオーキン
グバーをそれぞれ上下対に設け、鋳片(S)を挟持、搬送
する装置等の面部材を用い、前記凝固に基づく凝固収縮
量に応じ、前記凝固鋼片の未凝固部(3)を厚み方向に圧
下を加え、前記凝固を完了した後に少なくとも30％の圧
下率で１次圧延を行い、その後低くとも1250℃で２時間
以上、５時間未満保定すると、柱状晶を形成する樹枝状
晶の樹間に形成されるミクロ偏析が軽減されると共に、
凝固中心部に形成される中心マクロ偏析の量が効果的に
低減し、溶接時のHAZに塊状初析フェライトに取り巻か
れた結晶粒からなる組織の生成を更に容易となし、ま
た、フリーＮが存在しないので島状マルテンサイトの量
の増大もサイズの拡大もなくなり、更にフリーTiが存在
しないことによりTiCの析出もなくなり、これ等により
前記特開昭58−110658号公報、特開昭61−117213号公
報、及び特開昭60−169516号公報の記載のように、従来
技術では継手靱性を劣化させるとしていたＮ領域である
0.004％超領域で第３図、第４図に示す如く良好な継手
靱性を有する鋼板の製造方法を実現し、第１の発明の課
題達成が可能であることを見出した。

この第１の発明の課題達成手段で得た鋼片を種々の条件
で制御圧延し、本発明の第２の課題を達成するため、母
材靱性の向上を試みた。その結果を第５図に示す。

図に明かな様に、800℃以下での圧下率が50％のものは
変態後のフェライト粒径が15μｍ程度であるのに対し、
圧下率が60％のものは10μｍ程度に細粒化され、YP及び
TSの値は実質的には変わらないが、母材靱性はvTrsで約
−30℃程度好転することを見出し、第２の発明の課題達
成も可能であることを見出した。

本発明者等は上記した各知見を基に第１及び第２の発明
の課題を達成するに到ったのである。

＜実施例＞ 本発明の実施例における供試鋼の化学成分を比較例のそ
れと共に表１に示す。

鋳造条件、熱間圧延条件、均熱拡散条件、及び得られた
材質を表２及び表３に示す。

また、溶鋼処理時及び鋳造時の雰囲気遮断はＮガスを使
用した。

(1)鋼成分 （表１に示す） (2)鋳造条件 注入温度 凝固点温度＋３〜20℃ ・３〜20℃＝溶鋼過熱度 ・本発明例の溶鋼過熱度≧５℃ ・比較例の溶鋼過熱度≧３℃ 凝固鋼片寸法 厚み250〜300mm×幅1800mm 冷却速度 1.0〜2.0℃/min 凝固末端部の面圧下装置 第６図に正面断面を示す装置 ・型式 ウオーキングバー方式 ・構成 内バー(2) ３本 外バー(1) ４本 シフト量 100mm ・圧下部面部材長 2500mm ・圧下部入側鋳片厚み 284mm ・圧下部出側鋳片厚み 281.5mm ・圧下勾配 1mm/1000mm (3)第１の発明の１次圧延条件（表２に示す） (4)第１の発明の保定条件（表２に示す） (5)第１の発明の継手靱性（表２に示す） (6)第２の発明の１次圧延条件（表３に示す） (7)第２の発明の保定条件（表３に示す） (8)第２の発明の２次圧延条件（表３に示す） (9)第２の発明の継手靱性（表３に示す） (10)第２の発明の母材靱性（表３に示す） 表２に示す試験番号A1〜A14は本発明の第１の発明例
で、本例で得た板厚30mmの鋼板に、大入熱溶接を施し、
シャルピー試験を行った。

HAZの最脆化部におけるシャルピー値の最小値は何れの
鋼板も格段に高く、画面多層溶接（入熱75kJ/cm）を行
ったものは、vE_-80℃は15.6kgf・ｍ以上であり、片面一
層溶接（入熱230kJ/cm）では、vE_-60℃が9.9kgf・ｍ以
上と高く、第１の発明の課題を達成した。

一方、試験番号B1〜B19は本発明の第１の発明の比較例
で、ここで得た板厚30mmの鋼板に上記本発明例と同様に
大入熱溶接を施し、シャルピー試験を行った。

母材靱性は比較例と本発明例に差がなく、vTrsで−51〜
−62℃の範囲にあったが、HAZの最脆化部におけるシャ
ルピー値の最高値は何れも鋼板も低く、両面多層溶接
（入熱75kJ/cm）を実施したものはvE_-80℃で1.8〜3.8kg
f・ｍであり、片面一層溶接（入熱230kJ/cm）を行った
ものは、vE_-60℃が1.7kgf・ｍ以下で、第１の発明の課
題を達成出来なかった。

表３に示す試験番号A15〜A28は本発明の第２の発明の実
施例で、本例は、鋼番１〜14の鋼片に800℃以下の温度
域で圧下率60％以上の２次圧延を施し、得た板厚30mmの
鋼板に大入熱溶接を行いシャルピーの試験を行った。

HAZの最脆化部の最小シャルピー値は、両面多層溶接
（入熱75kJ/cm）を行ったものは、vE_-80℃で16.2kgf・
ｍ以上を示し、片面一層溶接（入熱230kJ/cm）を実施し
たものは、vE_-60で9.6kgf・ｍ以上が得られ、これ等の
母材の靱性はvTrsで−87〜107℃が得られ、継手及び母
材共に第２の発明の課題を達成した。

一方、試験番号B20〜B38は、本発明の第２の発明の比較
例で、試験番号B20〜B33は鋼番１〜14の鋼片に800℃
以下の温度域で圧下率60％未満の２次圧延を施したもの
であり、試験番号B34〜B38は鋼番15〜19の鋼片に800
℃以下で圧下率60％以上の２次圧延を施したものであ
る。

共に本発明例と同様に、得た板厚30mmの鋼板に両面
多層溶接（入熱75kJ/cm）及び片面一層溶接（入熱230kJ
/cm）を実施してシャルピー試験を行った。

のHAZ最脆化部のシャルピー値の最高値は何れの鋼板
も高く、vE_-80℃は16.4kgf・ｍ以上の値を示し、vE_-60
℃は9.1kgf・ｍ以上の値が得られ、本発明例と遜色なか
ったが、母材靱性はvTrsで−51〜−62℃と低く、第２の
発明の課題を達成するに到らなかった。

の母材靱性はvTrsで−87〜−95℃と高い値を示し本発
明例と遜色はなかったが、HAZの最脆化部のシャルピー
値の最高値は何れの鋼板も低く、vE_-80℃で2.5kgf・ｍ
以下の値を示し、vE_-60℃は1.8kgf・ｍ以下の値しか得
られず、これも第２発明の課題を達成するに到らなかっ
た。

＜発明の効果＞ 本発明は、重量％でＮを0.004％超、0.008％以下含有
し、かつTi/Nが2.0〜3.2に限定した溶鋼を過熱度を規制
して鋳造し、柱状晶組織を有する鋼片にすると共に、該
鋼片の凝固進行中に塊状初析フェライト生成条件を形成
せしめ、該凝固中に未凝固末端部を凝固収縮量に応じて
実質的に面を構成する部材で圧下して偏析帯の偏析量を
低減、又は実質的に皆無とし、更に圧下率30％以上の１
次圧延で残留偏析帯を薄くした1250℃以上で２時間以
上、５時間未満の保定を行い、その侭使用するか、保定
後に800℃以下で60％以上の圧下率で２次圧延を施し、
フェライト粒径をさらに微細にして母材の靱性を向上安
定せしめ、併せてHAZに塊状初析フエライトに取り巻か
れた結晶粒からなる組織を生成せしめると共に、島状マ
ルテンサイトの生成を制御し、併せてそのサイズを５μ
ｍ以下に小くし、これ等の総合効果により継手靱性を安
定し、従来不可能とされていた0.004％（重量）超のＮ
領域で大入熱溶接時に−50℃以下での優れた継手靱性を
保証する構造用鋼板を経済的に製造することを可能とし
たものである。

これ等により本発明には、従来方法が製造コストを上昇
せしめている鋼の低Ｎ化、及び５時間以上1150℃以上の
長時間均熱拡散熱処理等が不必要となり、大入熱溶接構
造物用の構造用鋼板を良好な生産性と経済性の下に円
滑、安定して製造する方法を確立して本発明の課題を達
成したので、この生産性と経済性によりこの種分野に多
大の効果をもたらす。

【図面の簡単な説明】

第１図はＮ及びTi/Nと塊状初析フェライトの生成の関係
を示す。 第２図は島状マルテンサイトのサイズと継手靱性の関係
を示す。 第３図は１次圧延の圧下率と継手靱性の関係を示す。 第４図は保定温度と継手靱性の関係を示す。 第５図は２次圧延開始温度と母材靱性と機械的性質の関
係を示す。 第６図は本発明の実施例で使用する面部材の一例の正面
断面図を示す。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 石川 忠 大分県大分市大字西ノ洲１番地 新日本製 鐵株式会社大分製鐵所内 (72)発明者 益永 英勝 大分県大分市大字西ノ洲１番地 新日本製 鐵株式会社大分製鐵所内

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量％でＮを0.004％超、0.008％以下含有
   し、かつTi/Nが2.0〜3.2の構造用鋼を凝固点温度＋５℃
   以上の過熱温度で鋳型に注入して凝固を開始し、該凝固
   中鋼片の凝固末端部を凝固収縮量に応じて実質的に面を
   構成する部材を用いて厚み方向に圧下しつつ該凝固を完
   了し、該凝固完了鋼片を圧下率30％以上の圧延後、1250
   ℃以上で２時間以上５時間未満保定する事を特徴とする
   大入熱溶接継手靱性の優れた構造用鋼板の製造方法。
2. 【請求項２】重量％でＮを0.004％超、0.008％以下含有
   し、かつTi/Nが2.0〜3.2の構造用鋼を凝固点温度＋５℃
   以上の過熱温度で鋳型に注入して凝固を開始し、該凝固
   中鋼片の凝固末端部を凝固収縮量に応じて実質的に面を
   構成する部材を用いて厚み方向に圧下しつつ凝固を完了
   し、該凝固完了鋼片を圧下率30％以上の圧延後、1250℃
   以上で２時間以上５時間未満保定して後800℃以下で60
   ％以上の圧下率で２次圧延を行う事を特徴とする大入熱
   溶接継手靱性の優れた構造用鋼板の製造方法。