JPH03219046A - 大入熱溶接継手靭性の優れた非調質鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 〈産業上の利用分野〉 本発明は、低温環境での大入熱溶接時にも溶接熱影響部
（以下）１＾Ｚと慣す）の靭性及び鋼材自身の靭性（以
下母材靭性と榊す）、つまり継手靭性の倭れた溶接構造
用の非調質鋼板とそ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構造物に
使用される溶接構造用鋼の材質特性に対する要望は厳し
さを増しており、破壊がもたらす被害の大きさ及び社会
不安の大きさから、鋼材自身の靭性と同時に、ＨＡＺの
靭性の要求も厳しさを増している。

例えば、−５０℃の液化ガスを貯蔵するタンク用鋼材に
対するＨＡＺの靭性の要求値として、−５５℃における
ンヤルピー試験における吸収エネルギーが５０Ｊ以上で
あることが求められている。

さらに、その際、溶接の効率化のために、フランクスー
銅バッキング溶接のような片面１パス溶接法や、エレク
トロガス熔接法のような大入熱溶接法が適用される。

これに対し従来から、鋼材の）ＩＡＺの靭性に注目した
提案は数多くある。

例えば、鉄と鋼第６５年（１９７９）第８号１０２頁か
ら１１１頁に’５０ｋｇｆ／ａｓ”縁高張力鋼板の大入
熱溶接熱影響部の靭性におよぼすＴｉおよびＮＩＪの影
響」と題して、Ｔｉ及びＮを適当な範囲に制御し、Ｔｉ
Ｎを数多く析出させることによりＨＡＺの組織を微細な
フェライトパーライト組織とする方法が記載されている
。

この方法を実施するには、Ｔｉ量を０．０１５ｚ程度と
し、Ｎｌｌを０．００５０χ程度とする必要がある。

しかしこの方法により得られる靭性はＯ′Ｃ程度の保証
であり、近年の要求である一５５℃の靭性保証を満たす
ものではない。

また、特開昭５８−１１０６５８号公報等に開示される
ように、Ｓ、Ｎ、Ｂ、Ｔｉの含有量を一定範囲に規定す
ることによって以下に示す理由によりＨＡＺの靭性を向
上させる方法がある。

つまり、Ｓは鋼中ではＭｎＳで存在し、溶接熱サイクル
を受けてその一部を溶解するが、冷却中に微細なＭｎＳ
となって析出し、その回りにＢＮを固定することによっ
て靭性を向上するので、一定量を含有する必要があるが
、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、添加範囲は０．０００５〜
０．００３０χに規制されている。

Ｎは、■Ｎを低下させることによって、溶接冷却時に転
位密度が低下して強度を低下させることでフェライト地
そのものの靭性を向上させる。

■Ｎは、オーステナイト安定化元素であるために焼入れ
性を増して島状マルテンサイトを増加させる。従って低
Ｎ化によって島状マルテンサイトが減少し靭性が向上す
る。

とする２つの理由から、低い含有量はど靭性が向上する
とされ、０．００４Ｚ以下に規制されている。

Ｂは、■Ｂの化合物は高温度の溶接熱を受けて鋼中に溶
解するが、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よりの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靭性を
向上する。

■Ｂの一部がフリー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、破壊の有
効破面単位を短縮させ、靭性を改善する。

■Ｂは溶接後の冷却中にＢＮ化して鋼中のフリー窒素を
低減し脆化を防止する。

とする３つの要因からＨＡＺの靭性を向上させるために
有効な成分とされ、０．０００５７以上添加することが
必要であるが、過剰の含有はＢの析出物を多くして靭性
を劣化させるため、上限を０．００２０Ｚに規制されて
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、多量に添加す
ると溶接時に溶融し、冷却時に炭化物が析出することに
より靭性の低下を引き起こすことがあるので、０．００
３〜０．０２！の微量の添加に抑えられている。

以上により、固溶Ｎによる靭性低下を抑制し、さらに）
ＩＡＺの粗大オーステナイト粒内にフェライトを生成さ
せることにより靭性を向上させているのであるが、得ら
れる靭性は、−３０℃保証であって近年の要求である一
５５℃の靭性保証を満たすものではない。

また、住友金属Ｖｏ１．４０（１９８８）Ｎｏ、ｌの３
９頁から４７頁の［大人熱溶接用高張力鋼板の開発」に
記載されるように、Ｃａ及びＴｉを添加した鋼において
、ＡＩとＢとＮ量を一定範囲とすることでＨＡＺの靭性
を向上する方法がある。

この際、ＡＩ量は少ないほど良＜　０．０１％以下、Ｎ
量１！５０ｐｐｍ程度、Ｂ　ハ０．００１５〜０．００
２８ｚ程度にする必要があるとしている。

この方法は、■ＴｉＮ　、　ＢＮ及びＣａＯ析出粒子の
微細分散によるＨＡＺのオーステナイト粒粗大化の防止
及びフェライト変態促進効果と、■溶接後の冷却時に析
出する８Ｎの固溶Ｎの低減効果を活用し、−６０℃での
ＨＡＺの靭性を保証している。このＨＡＺの組織は、フ
ェライトパーライト組織である。

〈発明が解決しようとする課題〉 上記特開昭５８−１１０６５８号公報に開示されるよう
な鋼板を溶接した場合、常に安定したＨＡＺの靭性が得
られるとは限らないことを知見した。

本発明者等はこの原因について調査し、開示された成分
を有する鋼板でも、ＨＡＺにおいて開示された組織が得
られない場合がをり、これによって１１ＡＺの靭性が安
定しないことを突き止めた。

また、住友金属Ｖｏｌ　、４０（１９８８）Ｎｏ、　１
の３９頁から４７真の［大入熱溶接用高張力鋼板の開発
」に記載される方法では、ＡＩ量が少ないため、母材組
織の細粒化に有効なＡＩＮの有効活用ができず、母材靭
性が著しく低下して一５５℃の靭性保証ができない場合
があることを知見した。

本発明はこれ等の現状を踏まえ、前記の大型溶接構造物
の母材及びＨＡＺの両方の位置で要求されている靭性を
安定して満足させる非Ｕ４質鋼板を捷供することを課題
とするものである。

く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
、 Ｃ：　０．０２〜０．１６Ｚ　　　　Ｓｉ　：≦０．７
χＭｎ　：　０，５〜１．６χ　　　　Ｓ　：　０．０
０１０〜０．００３０ＺＡｌ　：　０．０１０〜０．０
６０！　　　Ｔｉ　：　０．００５〜０．０１２ＺＮ　
：　０．００４０〜０．００６０％Ｂ　：　０．０００
５〜０．００１５Ｚを含有し、かつ ０．００２０≧Ｎ−Ｔ　ｉ／３．４−Ｂ×１．３　≧０
を満たし、残部が鉄及び不可避的不純物からなることを
特徴とする大入熱溶接継手靭性の優れた非調質鋼板を第
１の手段とし、 （２）重量％で、 Ｃ：　０．０２〜０．１６χ　　　Ｓｉ：≦０．７χＭ
ｎ　：　０．５〜１．６Ｚ　　　　　Ｓ　：　０．００
１０〜０．００３０ｚＡｌ　：　０．ＯｆＯ〜０．０６
０！　　　Ｔｉ　：　０．００５〜０．０１２％Ｎ　：
　０．００４０〜０．００６０″Ｚ　　Ｂ　：　０．０
００５〜０．００１５Ｚを含有し、さらに、 Ｃｕ　：　≦１．００！　　　　　　　Ｎｔ　’≦１．
００ｚのうち１種または２種を含有し、がっ ０．００２０≧Ｎ−Ｔ　ｉ／３．４−Ｂ×１．３　　≧
Ｏを満たし、残部が鉄及び不可避的不純物からなること
を特徴とする大入熱溶接継手靭性が優れた非調質鋼板を
第２の手段とし、 （３）重量％で、 Ｃ：　Ｑ、０２〜０．１６Ｚ　　　　Ｓｔ　：　≦０．
１％Ｍｎ　：　０．５〜１．６Ｚ　　　　　Ｓ　：　０
．００１０〜０．００３０ＺＡｌ　：　０．０１０〜０
．０６０％Ｔｉ　：　０．００５〜０．０１２％Ｎ　：
　０．００４０−０．００６０Ｚ　　Ｂ　：　０．００
０５〜０．００１５ｚを含有し、かつ ０．００２０≧Ｎ　−Ｔ　ｉ　／３．４−　Ｂ　Ｘ　１
．３　≧０を満たし、残部が鉄及び不可避的不純物から
なる綱片を１０００℃以上１２５０℃未満に加熱した後
、下記の条件で定まる鋼板表面温度が７６０℃以上Ａ℃
以下の温度範囲内で圧下率４０％以上の仕上げ圧延を行
ごとを特徴とする大入熱溶接継手靭性の優れた非調質鋼
板の製造方法を第３の手段とし、仕上板厚（ｌＩＩｍ）
　＜　１６ｍ＋ｍの場合Ａ　℃＝　９００−　（５０／
８）　ｘ仕上板ｒ￥（墓■）Ｉ士上板厚（１腸）２１６
層層の場合 Ａ℃＝８００ （４）重量％で、 Ｃ：　０．０２〜０．１６Ｚ　　　　　Ｓｉ　：　’；
０．１’）。

Ｍｎ　：　０．５〜１．６ｚＳ　：　０．００１０−０
．００３０ｚＡｌ　：　０．０１０〜０．０６０Ｚ　　
　Ｔｉ　：　０．００５〜０．０１２ｚＮ　：　０．０
０，１０〜０．００６０Ｚ　　　Ｂ　：　０．０００５
〜０．００１５ｚを含有し、さらに、 Ｃｕ　：　≦１．００Ｚ　　　　　　Ｎｉ　：　≦１．
００ｚのうら１種または２種を含有し、がっ ０．００２０≧Ｎ　−Ｔ　ｉ　／３．４−　Ｂ　Ｘ　１
．３　≧０を満たし、残部が鉄及び不可避的不純物から
なる鋼片を１０００℃以上１２５０℃未満に加熱した後
、下記の条件で定まるｍＦｉ表面温度が１６０”Ｃ以上
Ａ℃以下の温度範囲内で圧下率４０％以上の仕上げ圧延
を行うことを特徴とする大人熱溶接継手靭性の優れた非
調質鋼板の製造方法を第４の手段とするものである。

仕上板厚（”ｍ）　＜　１６ｎｒ＠の場合Ａ　℃＝　９
００−　（５０／８）　ｘ仕上板厚（ｍ＋＊）仕上板厚
（ＩＩＩＩｌ）≧１６ｍ＋ｓの場合Ａ′Ｃ＝８００ 本発明においてＣ，Ｓｉ、　Ｍｎ、　５ＳＡｌ、Ｃｕ、
　Ｎｉの添加量と添加理由は、通常の溶接構造用鋼が所
要の材質を得るために従来から５業分野での使用で確認
されている作用・効果の関係を基に、例えば特開昭５８
−１１０６５８号公報に記載され、以下に示す添加量と
添加理由の通りである。

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、ＨＡＺの靭性の劣化か
ら０．１６χを上限としている。

またＳｉは、溶鋼の予備脱酸のために添加しているが、
ＨＡＺの靭性が低下するのを防止するために０．７ｚを
上限としている。

Ｍｎは、鋼材の強度を向上する成分として添加するため
０．５Ｚ以上の添加が必要であり、過剰な含有量ではＩ
ＩＡＺの靭性が低下するため、１．６Ｚを上限としてい
る。

またＳの限定理由は、特開昭５８−１１０６５８号公報
と同じであるが、少なすぎても効果が得られないことか
ら、下限値を０．００１０χとしている。

Ａ１は、溶鋼の脱酸のため必要であり、またＡＩＮの活
用によって母材靭性を向上させるためにも、０．０１！
以上の添加が必要であり、Ｓｉと同様な作用効果から０
．０６％以下に規制している。

また強度と靭性の向上のため、必要に応じてＣｕかＮｉ
の何れか、或いはＣｕとＮｉの両者を添加することは可
能である。しかしＣｕ、　Ｎｉ共に、過剰に添加すると
！ＩＡＺの靭性が低下するため、それぞれ１．０ｚを上
限としている。

〈作用〉 本発明者等は、前記した本発明の課題を達成するため、
次記する化学成分を有する通常の構造用鋼を用いて種々
実験検討を繰り返し第１図から第５図の知見を得た。

供試鋼の成分（重量％） Ｃ：　０．０８％Ｓｉ　：０．２５７　　Ｍｎ：　１．
４０Ｚ　　Ｐ　：　０．００７ｚＳ　：　０．００２ｚ
Ａｌ　：　０．００５〜０．０６０％Ｔｉ　：　０．０
０３〜０．０２０Ｚ　　Ｂ　：　０．０００３〜０．０
０２０ＸＮ　：　０．００２０〜０．００７０！実験の
結果、本発明者等はＮ量が少ない場合にＨＡＺで靭性の
低下が起こることを知見した。

また、Ｎ量が少ない場合には、Ｔｉの窒化物の生成量が
少ないためフェライト変態が促進されず、特開昭５８−
１１０６５８号公報に開示された靭性の良好な組織が得
られないことが靭性低下の原因であることを見出した。

さらに発明者等は、）ＩＡＺの靭性に及ぼすＮ量の影響
について研究を重ね、Ｎ量を増加させるとＴｉの窒化物
が増加し、粒内変態を促進することによって前記のＢ及
びＳによる靭性の向上効果をさらに助長させることを知
見した。

つまりＮの添加量を０．００４０７以上に増加すること
により、特開昭５８−１１０６５８号公報に開示された
ように、島状マルテンサイトは若干増加するが、上記の
靭性向上効果の方が大きいため、ＨＡＺの靭性が向上し
、Ｎ量が０．００６０Ｚを越えると、固溶Ｎによる脆化
の方が大きくなり靭性が低下することを見出した。

上記の実験結果を纏めたのが第１図から第３図で、各図
カラ本発明者等ハ、Ｔｉ　：０．００５〜０．０１２Ｌ
Ｎ：０．００１１０〜０．００６０Ｚ　、　Ｂ　：　０
．０００５〜０．００１５！　ノ場合にＨＡＺ靭性が安
定することを見出した。

この際得られる）ＩＡＺの組織は、粗大なオーステナイ
トの粒界に塊状のフェライトが生成し、粒内に粒内変態
フェライトが見られる組織であり、前記の鉄と鋼第６５
年（１９７９）第８号１０２頁から１１１頁のｒ５０ｋ
ｇｆ／■麿２級高張力鋼板の大入熱溶接熱影響部の靭性
におよぼすＴｉおよびＮ量の影響」、さらニ住友金属Ｖ
ｏｌ　、４０（１９８Ｂ）Ｎｏ、　１１７）３９頁から
４７頁に記載の「大人熱溶接用高張力鋼板の開発」に示
されているフェライトパーライトとは異なることを知見
した。

また住友金属Ｖｏ１．４０（１９８８）Ｎｏ、　ｌの３
９頁から４７頁の［大入熱溶接用高張力鋼板の開発」で
は、ＡＩ量が多くなるとＨＡＺ内でも溶接ボンド（溶接
境界＝ｗｅｌｄ　１ｎｔｅｒｆａｃｅ）から離れた位置
の靭性が低下することが記載されている。

さらにその原因は、溶接ボンドから離れた位置では溶接
時の加熱温度が低いためにＴｉＮ及びＡＩＮの再固溶が
ほとんどなくＢが固溶Ｂとして多く存在して焼入性を向
上することにより靭性を低下させると推定している。

しかし窒化物の生成のしやすさは、Ｔｉ、　Ｂ、、ＡＩ
の順であり、Ｔｉ及びＢと等価以上のＮが存在すれば、
ＡＩ量が多くてもＢをＢＮとして固定でき、上記の靭性
の低下を防止できることを見出した。

そこで、本発明者等は本実験における上記Ｔｉ１Ｎ、Ｂ
量の範囲における該Ｔｉ、　Ｎ、　Ｂ量のバランス条件
を調査したところ、上記したＴｉ、　Ｎ、　Ｂ量が、 Ｎ　−Ｔｉ／３．４−　Ｂ　Ｘ　１．３　　≧０の関係
にあれば、第４図に示す如（、ＩＩＡＺから離れた位置
の靭性低下の発生が避けられ、０．００２０≧Ｎ　−Ｔ
ｉ／３．４−Ｂ　Ｘ　１．３を超えると第５図に示す如
く、固溶ＮによるＨＡＺの靭性低下が発生することを見
出した。

一方、鋼材にはＨＡＺの靭性向上と共に、母材靭性が必
要なことは言うまでもない。その場合、母材靭性で一５
５℃での靭性保証を行うには、線状加熱加工等による若
干の靭性低下を考慮すると、実用上からは保証温度−２
０℃程度の余裕が必要である。

そこで本発明者等は、高いＩ（ＡＺの靭性を示す鋼材の
製造条件の中で母材靭性に最も影響の大きい圧延条件に
ついて研究を進め、非常に高い母材靭性が得られる下記
条件を見出した。

一般的に鋼材は、低温で大きな圧下を加えると母材靭性
が向上することが知られている。

そこで、本発明の成分を有する鋼板について、鋼板表面
を含むシャルピー試験片と板厚中心、つまりｔ／２を含
むシャルピー試験片を準備し、低温での圧延条件の実験
・検討を重ね、第６図〜第９図に示す知見を得た。

第６図は、仕上圧延温度に関する知見である。

第６図より、板厚の違いによっても、また同し板厚でも
、板厚表面部と板厚中央部（ｔ／２）で最適な圧延開始
温度が異なることが判明した。

これにより、鋼板内部を熱伝導により伝わる熱量よりも
、鋼板表面から放出される熱量の方が大きいため、通常
、鋼板内部に比べ鋼板表面の温度の方が低いが、一方、
圧延中の鋼板の温度は、鋼板表面でしか測定出来ないこ
とにより、鋼板の板厚が厚い程表面と内部の温度差が大
きくなり、この差で母材靭性に差が生じることを知見し
た。

この知見に基づき、表面温度で圧延条件を制御する場合
に、板厚により調整が必要な圧延温度について、種りの
試験を行い第７図を得た。

この図から仕上開始温度（表面温度）は次記の温度とす
ることが必要であることを知見した。

仕上板厚（＋ａｍ）　＜　１６１の場合Ａ　’ｃ　＝　
９００−　（５０／８）　ｘ仕上板厚（■璽）仕上板厚
（＋＋ｍ）２１６５ｍの場合 Ａ℃＝８００ 第８図は、仕上圧延終了温度に関する知見である。

仕上圧延終了温度に関しては板厚に関係なく、７６０”
Ｃ未満になると板厚表面付近に加工組織ができて、靭性
が低下することが判明した。

この知見に従って仕上圧延終了温度は７６０℃以上とし
た。

第９図は、仕」−圧延における圧下率の効果に関する知
見である。

圧下率の増加により母材靭性は向上するが、４０％以上
の圧下率があれば、本発明が対象とする用途での要望を
十分に満足する靭性が得られることが判明した。

また、圧延前加熱温度が１０００〜１２５０℃の時に、
上記の効果が最良となることを知見した。

さらに、仕上圧延後に、強度増加のために制御冷却を行
っても、上記の圧延による母材靭性の向上効果は損なわ
れないことを知見した。

本発明は上記知見を基になされたものである。

〈実施例〉 表１に、本発明鋼と比較鋼の成分、及び加熱条件と圧延
条件、並びに大入熱溶接時の母材靭性と！（＾２靭性を
示す。

Ｎｏ、１〜１６迄は本発明鋼である。何れも母材靭性の
ｖＴｒｓは一７５℃以下で、ＨＡＺ靭性は一５５℃で５
０Ｊ以上の優れた特性を示した。

Ｎｏ、１７〜２９は比較鋼であり、Ｎｏ、１７〜２６は
成分が範囲外のもの、Ｎｏ、２７〜２９は圧延条件が範
囲外のものである。

Ｎｏ、１７〜２３迄は何れも一５５℃で５０Ｊ未溝の溶
接継手靭性しか得られなかった。

Ｎｏ２４〜２６は、 Ｎ　−Ｔｉ／３．４−　Ｂ　Ｘ　１．３が負のものは、
溶接ボンドから離れた位置のＨＡＺ靭性が低く、 Ｎ　−Ｔｉ／３．４−Ｂ　Ｘ　１．３ が０．００２０を超えるものは）ＩＡＺの靭性が低かっ
た。

Ｎｏ、２７〜２９は、溶接継手の靭性は良好であったが
、母材靭性は低かった。

〈発明の効果〉 本発明は、上記した手段で上記した作用を生ぜしめ、海
洋構造物、船舶、貯蔵タンク等の大型溶接構造物の破壊
に対する厳しい母材靭性とＨＡＺ靭性の要求に応える鋼
板とその製造方法を提供するもので、この種の産業分野
にもたらす効果は極めて大きく、構造物に高い安全性と
快適さを確保し保証する等社会に対する貢献も格段に大
きい。

【図面の簡単な説明】

第１図は一５５℃でのＩＩＡＺ靭性とＮ量の関係を示し
、第２図は一５５℃でのＩＩＡＺ靭性とＴｉ量の関係を
示し、第３図は一５５℃でのＩＩＡＺ靭性とＢ量の関係
を示したものである。 第４図はＮ−Ｔｉ／３．４−ＢＸ　１．３と一５５℃で
の溶接ボンドから離れた位置のＩＩＡＺ靭性の関係を示
し、第５図はＮ−Ｔｉ／３．４−Ｂ　Ｘ　ｌ　、３と一
５５℃でのＩＩＡＺ靭性の関係を示したものである。 第６図は表面温度で示した鋼板の仕上圧延開始温度と母
材靭性の関係を示し、第７図は仕上圧延開始温度と母材
靭性の関係を仕上板厚別に示し、第８図は仕上圧延終了
温度と母材靭性の関係を示し、第９図は仕上圧延の圧下
率と母材靭性の関係を示す。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 （１）重量％で、 Ｃ：０．０２〜０．１６％Ｓｉ：≦０．７％Ｍｎ：０．
   ５〜１．６％Ｓ：０．００１０〜０．００３０％Ａｌ：
   ０．０１０〜０．０６０％Ｔｉ：０．００５〜０．０１
   ２％Ｎ：０．００４０〜０．００６０％Ｂ：０．０００
   ５〜０．００１５％を含有し、かつ ０．００２０≧Ｎ−Ｔｉ／３．４−Ｂ×１．３≧０を満
   たし、残部が鉄及び不可避的不純物からなることを特徴
   とする大入熱溶接継手靭性の優れた非調質鋼板。 （２）重量％で、 Ｃ：０．０２〜０．１６％Ｓｉ：≦０．７％Ｍｎ：０．
   ５〜１．６％Ｓ：０．００１０〜０．００３０％Ａｌ：
   ０．０１０〜０．０６０％Ｔｉ：０．００５〜０．０１
   ２％Ｎ：０．００４０〜０．００６０％Ｂ：０．０００
   ５〜０．００１５％を含有し、さらに、 Ｃｕ：≦１．００％Ｎｉ：≦１．００％ のうち１種または２種を含有し、かつ ０．００２０≧Ｎ−Ｔｉ／３．４−Ｂ×１．３≧０を満
   たし、残部が鉄及び不可避的不純物からなることを特徴
   とする大入熱溶接継手靭性の優れた非調質鋼板。 （３）重量％で、 Ｃ：０．０２〜０．１６％Ｓｉ：≦０．７％Ｍｎ：０．
   ５〜１．６％Ｓ：０．００１０〜０．００３０％Ａｌ：
   ０．０１０〜０．０６０％Ｔｉ：０．００５〜０．０１
   ２％Ｎ：０．００４０〜０．００６０％Ｂ：０．０００
   ５〜０．００１５％を含有し、かつ ０．００２０≧Ｎ−Ｔｉ／３．４−Ｂ×１．３≧０を満
   たし、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼片を１０
   ００℃以上１２５０℃未満に加熱した後、下記の条件で
   定まる鋼板表面温度が７６０℃以上Ａ℃以下の温度範囲
   内で圧下率４０％以上の仕上圧延を行うことを特徴とす
   る大入熱溶接継手靭性の優れた非調質鋼板の製造方法。 仕上板厚（ｍｍ）＜１６ｍｍの場合 Ａ℃＝９００−（５０／８）×仕上板厚（ｍｍ）仕上板
   厚（ｍｍ）≧１６ｍｍの場合 Ａ℃＝８００ （４）重量％で、 Ｃ：０．０２〜０．１６％Ｓｉ：≦０．７％Ｍｎ：０．
   ５〜１．６％Ｓ：０．００１０〜０．００３０％Ａｌ：
   ０．０１０〜０．０６０％Ｔｉ：０．００５〜０．０１
   ２％Ｎ：０．００４０〜０．００６０％Ｂ：０．０００
   ５〜０．００１５％を含有し、さらに、 Ｃｕ：≦１．００％Ｎｉ：≦１．００％ のうち１種または２種を含有し、かつ ０．００２０≧Ｎ−Ｔｉ／３．４−Ｂ×１．３≧０を満
   たし、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼片を１０
   ００℃以上１２５０℃未満に加熱した後、下記の条件で
   定まる鋼板表面温度が７６０℃以上Ａ℃以下の温度範囲
   内で圧下率４０％以上の仕上圧延を行うことを特徴とす
   る大入熱溶接継手靭性の優れた非調質鋼板の製造方法。 仕上板厚（ｍｍ）＜１６ｍｍの場合 Ａ℃＝９００−（５０／８）×仕上板厚（ｍｍ）仕上板
   厚（ｍｍ）≧１６ｍｍの場合 Ａ℃＝８００