JPS61194113A - 大入熱溶接用高張力鋼板の製造法 - 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 この発明は、降伏点：　３６ｋｇｆ　／ｍｍ２以上、引
張強さ：　５０ｋｇｆ　／ｍｍ２以上、シャルピー破面
遷移温度ニー６０℃以下の母材強度、靭性を有し、さら
に、１００〜２５０ＫＪ／ｃｍの入熱で溶接した継手の
ボンド部で＝６０℃のシャルピー吸収エネルギ　（ｖＥ
−８゜）：３．５ｋｇｆ−ｍ以上を満足することを特徴
とする低温用途用の大入熱溶接用高張力鋼板の製造方法
に関するものである。

従来の技術 船舶、海洋構造物等に使用される厚鋼板は、使用目的に
応じた母材の強度、靭性が要求されるが、同時にファプ
リケーク−における製造コスト低減、すなわち高能率の
溶接作業を可能にする大入熱溶接性が要求される。

従来、高張力鋼の大入熱溶接性を向上させる方法として
は次のような方法が提案されている。

（１）　　高Ｎ鋼 （Ｎ：０．００８０〜０．０１８０％）に多量のＢ　（
０，００４０〜０、０１００％）を添加する方法（特公
昭５５−４７１００号）、（２）中Ｎ鋼 （Ｎ：０．００５〜ｏ、　ｏｉｏ％）にＴｉ　（０，０
０６〜０．０２５％）又はＢ　（０，０００６〜０．０
０２５％）を添加する方法（特開昭５６−１４２８２号
）、 （３）低Ｎ鋼 Ｎ　（０，００５０％以下）にＢ　（０，０００３〜０
．００３０％）又はＴｉ　（０，０３％以下）を添加す
る方法（特開昭５９−１５９９６８号）、しかしながら
、上記（１）及び（３）の方法では一６０℃でのボンド
靭性ｖＥ−６ｏ　≧３．５ｋｇｆ　−ｍを満足させるこ
とができず、低温用の高張力鋼としては使用できない。

また上記（２）の方法では、１００ＫＪ　／　ａｍを超
える大入熱溶接を行なった場合、ボンド靭性ｖＥ−６ｏ
　≧３、５ｋｇｆ−ｍを満足させることができない。

発明の解決すべき問題点 本発明は、降伏点：　３６ｋｇｆ　／　ｍｍ２以上、引
張強さ：５０ｋｇｆ　／ｍｍ２以上、シャルピー破面遷
移温度ニー６０℃以下の母材強度、靭性を有し、さらに
、１００〜２５０ＫＪ／ｃｍの入熱で溶接した継手のボ
ンド部で一６０℃のシャルピー吸収エネルギー（ｖ　Ｅ
−６０）　：　３．５ｋｇｆ−ｍ以上を満足する低温用
途用の大入熱溶接用高張力鋼板の製造方法を提供するこ
とを目的とする。

問題点を解決すべき手段 本発明者らは、１００ＫＪ　／　Ｃｍを超える大入熱溶
接が可能で、しかも−６０℃という低温度域で使用でき
るだけのボンド靭性を有する５０ｋｇｆ／ｍｌ１１２鋼
を提供するために、入熱量１００ＫＪ　／　ａｍ以上の
大入熱溶接性に及ぼす微量元素の影響に着目して詳細な
研究を行なった結果、以下（１）〜（７）に示す知見を
得るに至った。すなわち、 （１）Ｎの含有量を０．００４０〜０．００６０％に制
御し、またＴｉ添加量を０．００５〜０．０２０％に制
限し、しかも１．５≦Ｔｉ／Ｎ≦３．４を満足するよう
にＴｉ添加量を制御することによって大入熱溶接性が大
幅に改善されること。

（２）同時に微量のＢ　（０，００３〜０．００１２％
）を添加することによって大入熱溶接性がさらに改善さ
れること。

（３）　　さらに微量のＣａ　（０，００４０％以下）
を添加することによって、大入熱溶接性が一層改善され
ること。

（４）Ｐ含有量を０．０１５％以下に低減することによ
って、大入熱溶接性が改善されること。

０．３４％以下に制限することによって、溶接ボンド部
の低温靭性が大幅に改善されること。

（６）シかしながら、Ｃｅｑを０．３４％以下すると、
母材の強度（ＹＳ≧３６ｋｇｆ　／ｍｍ’、ＴＳ≧５０
ｋｇｆ　７ｍｍ２）を満足させ難くなること。これを詳
細に説明すると、近年、圧延と熱処理とを組み合せた加
工熱処理技術の発展は目ざましく、オーステナイトの未
再結晶域で強圧下した後、加速冷却することによって０
．３４％以下のＣ＠ｑの鋼板においても、ＴＳ≧５０ｋ
ｇｆ　７ｍｍ２を満足させることが可能となった。しか
し、ＹＳ≧３６ｋｇｆ／＋ｔｏ＋＋２とＴＳ≧５０ｋｇ
ｆ／ｍｍ２を同時に満足させるためには、微量のＮｂ（
０，０１０〜０．０３０％）を添加することが必要であ
る。ところがＮｂは、大入熱溶接性を劣化させる元素で
あり、特に１００〜２５００ＫＪ　／　ｃｍの大入熱溶
接において、ボンド部でｖＥ−ｇｏ≧３．５に、ｇ、ｆ
−ｍを満足させるためにはＮｂを添加しないことが必要
であることが判明した。

（７）ところが、Ｃｅｑが０．３４％以下のＮｂ無添加
鋼においても、圧延加熱温度を９００〜１０００℃に低
下させ、熱間圧延を行ない、特に８００〜７２０℃の間
で４０％以上の累積圧下率を与えた後室温まで急冷し、
さらに２００〜４００℃の低温度域で焼もどしを行なう
ことによって、ＹＳ≧３６ｋｇｆ　７ｍｍ２、ＴＳ≧５
０ｋｇｆ　／ｍｍ’を同時に満足させ得ること。

本発明は、上記知見に基づいてなされたものであり、本
発明に従うと、 Ｃ：０．０３〜０．１２％、 ５ｉ１０．０５〜０．４０％、 Ｍｎ　：　０．７〜１．６％、 Ｐ：０．０１５％以下、 Ｓ：Ｏ，０１０％以下、 Ｓｏｌ、Ａｌ　：　０．０１〜０．０６％、Ｔｉ　：　
０．００５〜０゜０２０％、Ｂ　：　０．０００３〜０
．００１２％、Ｎ　：　０．００４０〜０．００６０％
、Ｃａ　：　０．００４０％以下、 を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物がらなり、かつ
Ｔｌ／Ｎが１．５〜３．４（７）範囲であり、かっｃ、
ｑが０．３４％以下である鋼を、９００〜１０００　ｔ
に加熱した後、８００〜７２０℃の温度範囲での累積圧
下率が４０％以上であり、且つ７２０．を以上の仕上温
度で熱間圧延を行ない、熱間圧延後、直ちに室温まで急
冷し、次いで２００〜４００℃の温度範囲で焼もどしを
行なうことからなり、大熱量１００〜２５０ＫＪ　／　
ｃｍの大入熱溶接継手ボンド部の靭性（、Ｅ−、、）が
３．５ｋｇｆ　−ｍ以上を満足することを特徴とする大
入熱溶接用５０ｋｇｆ　／ｍｍ２級高張力鋼板の製造方
法が提供される。

さらに、本発明に従うと、 Ｃ：０．０３〜０．１２％、 Ｓｉ　：　０．０５〜０．４０％、 Ｍｎ　：　０．７〜１．６％、 Ｐ：０．０１５％以下、 Ｓ：０．０１０％以下、 Ｓｏｌ、　Ｓａｔ、　Ａｌ　：　０．０１〜０．０６％
、Ｔｉ　：　０．００５〜０．０２０％、Ｂ　：　０．
０００３〜０．００１２％、Ｎ　：　０．００４０〜０
．００６０％、Ｃａ　：　０．００４０％以下、 を含有し：さらにＣｕ：０．５０％以下およびＮｉ：１
．００％以下の１種または２種を含有し、残部がＦｅ及
び不可避不純物からなり、かつＴｉ／Ｎが１．５〜３．
４の範囲であり、かつＣ０が０．３４％以下である鋼を
、９００〜１０００℃に加熱した後、８００〜７２０℃
の温度範囲での累積圧下率が４０％以上であり、且つ７
２０℃以上の仕上温度で熱間圧延を行ない、熱間圧延後
、直ちに室温まで急冷し、次いで２００〜４００℃の温
度範囲で焼もどしを行なうことからなり、大熱量１００
〜２５０ＫＪ　／　ｃｍの大入熱溶接継手ボンド部の靭
性（ｖＥ−６ｏ）が３．５ｋｇｆ−ｍ以上を満足するこ
とを特徴とする大入熱溶接用５０ｋｇｆ　／ｍｍ２級高
張力鋼板の製造方法が提供される。

〕月 以下、本発明の方法における化学成分および圧ａ）　　
　Ｃ Ｃは、母材の強度を確保するのに有効であるので、０．
０３％以上添加するが、０．１２％を超えると、溶接性
を劣化させるので０．０３〜０．１２％に限定する。

溶接性の観点からは、Ｃ含有量は低い方が好ましく、特
にＣｕ又はＮ１を添加して強度を安定化させた鋼では、
Ｃ含有量は０．０８％以下で十分である。

ｔ））　　５ｉ Ｓｌは、鋼の脱酸と母材強度の確保のために０．０５％
以上添加するが、０．４０％を超えると溶接性を劣化さ
せるので、０．０５〜０．４０％に限定する。Ｓｉは、
溶接熱影響部で靭性に有害な島状マルテンサイトの生成
を促進する元素であるので、添加量を０．２５％以下に
することが望ましい。

Ｃ）Ｍｎ Ｍｎは、母材の強度を確保するのに有効であるので、０
．７％以上添加するが、１．６％を超えると溶接性を劣
化させるので０６７〜１．６％に限定する。

ｄ）　　Ｐ 接性を劣化させるので０，７〜１．６％に限定する。

ｄ）　　Ｐ Ｐは、凝固時に偏析しやすい元素であるとともに、凝固
後の圧延、熱処理によっても均一化しにくいため、低減
することが必要である。特に大入熱溶接の場合、片面一
層溶接が基本となるため、焼もどし効果が期待できず、
Ｐの偏析帯が存在すると、その部分が硬化して低温割れ
の発生原因となるので、含有量を０．０１５％以下に限
定する。また、大入熱溶接では、焼もどし脆化温度域を
徐冷されるため１粒が粗大化するボンド近傍で特に靭性
が劣化しやすい。このためＰ含有量を０．００９％以下
にすることが望ましい。

ｅ）　　Ｓ Ｓは、鋼中ではＭｎＳ等の介在物となり、靭性、延性の
異方性を生じせしめるので、含有量を０．０１０％以下
に限定する。

ｆ）　　　Ｓｏｌ、八１ Ｓｏｌ、、ＡＩは、鋼の脱酸作用とオーステナイト粒を
微細化して靭性を向上させるので０．０１％以上添加す
るが、０．０６％を超えると靭性を低下させるので０．
０１〜０．０６％に限定する。

ｇ）　　Ｔｉ ＴｉはＮと結合してＴｉＮを形成し、これが溶接熱影響
部においてオーステナイト粒が粗大化することを防止す
るとともに、冷却時にフェライトの核生成を促進し、ボ
ンド部の靭性を向上させる効果を有するので、０．００
５％以上添加するが、０．０２％を超えると、母材及び
ボンド部の靭性を低下させるので０．００５〜０．０２
０％に限定する。

ＡＩ、Ｔｉ、　Ｂ等の窒化物生成元素の中でＴｉが最も
Ｎとの結合力が強＜ＴｉＮは最も高温まで安定に存在し
得るため、高温に加熱されるボンド部のオーステナイト
粒の粗大化防止に有効であるが、Ｎと結合し得る量以上
にＴｉ添加すると、固溶Ｔｉが母材、ボンド部の靭性を
低下させるのみならず、ＴｉＣとして析出すると、靭性
を著しく劣化させるので、ＴｉとＮの重量％比Ｔｉ／Ｎ
を１．５〜３．４にコントロールすることが特に重要で
ある。

ｈ）　　　Ｂ Ｂは、Ｔｉと同様窒化物（ＢＮ）を形成する元素である
が、その役割は、ＴｉＮの場合と異なる。すなわち、Ｂ
ＮはＴｉＮにくらべて、オーステナイトに固溶しやすい
元素であり、１０００℃以上の温度で完全に固溶する。

したがって高温に加熱される溶接ボンド部近傍では、Ｂ
Ｎは完全に固溶するため、ＴｉＮと異なり、オーステナ
イト粒の粗大化防止効果はもたない。しかしながら、Ｂ
はＴｉと異なり、鋼中での拡散速度が速いため、冷却過
程でＮと結合し、ＢＮとして再析出することが可能であ
る。

大入熱溶接では、ボンド近傍部分は高温に長時間加熱さ
れるので、微細に析出させたＴｉＮは一部固溶する。し
かし、一度固溶したＮは、ＴｉＮとして再析出できない
ため、Ｂ無添加鋼では、固溶状態のままで室温まで冷却
される。ところが、溶接ボンド部の靭性は固溶Ｎの増加
に伴なって著しく劣化するため、Ｂ無添加鋼の靭性は劣
化することになる。しかしながら、微量のＢを添加して
おくと、加熱時に生成した固溶Ｎが、冷却時にＢＮとし
て固定されるために固溶Ｎの生成によるボンド靭性の劣
化が防止できる。しかし、上記目的のために必要なり量
は高々０．００１２％で十分であり、これ以上に添加す
ると、固溶Ｂがフェライトの核生成を抑制し、上部ベイ
ナイトが生成して逆に靭性が劣化する結果となる。また
上記の結果を得るためには０．０００３％以上の添加が
必要なので、含有量を０．０００３〜０．００１２％に
限定する。

１）Ｎ Ｎは固溶状態で存在すると、ボンド靭性を著しく劣化さ
せる元素であり、可能な限り低減することが望ましいと
されている。しかしながら、大入熱溶接鋼では、ボンド
部近傍でのオーステナイト粒の粗大化を防止するために
、微細なＴｉＮを析出させる必要があるため、Ｔｉ添加
量に見合うだけの量を含有させる必要がある。従って、
例えばＮ含有量が２０ｐｐｍ程度の低Ｎ鋼の場合、Ｔｉ
添加量を０、００３〜０．００７％の範囲にコントロー
ル必要がある。しかし上記範囲にＴ１蛍をコントロール
しても、ＴｉＮの析出量が少ないため、ボンド部におけ
るオーステナイト粒の粗大化抑制効果が十分に得られな
い。

逆に、Ｎ含有量が８０ｐｐｍ程度の高Ｎ鋼の場合、Ｔ１
添加量を０．０１２％〜０．０２７％の範囲でコントロ
ールする必要があるが、このときは、ＴｉＮの析出量は
増加するが、粗大なＴｉＮ析出物が増加して、粗大化抑
制に有効な微細なＴｉＮ析出物が減少すること、また粗
大なＴｉＮ析出物が母材及び熱影響部の靭性を低下させ
ることによって、やはり十分な低温靭性が得られない。

すなわち、Ｎ量を０．００４０〜０．００６０％にコン
トロールして、適量のＴ１を添加することによって、最
も良好なボンド靭性が得られる。

ｊ）Ｃａ Ｃａは硫化物を球状化して、母材の機械的性質の異方性
を減少させる効果を有するとともに、Ｃａ（０，３）と
して鋼中に均一分散させることによってフェライトの核
生成場所となり、フェライト変態を促進するので添加す
るが、０．００４０％を超えるとその効果が飽和すると
同時に、鋼の清浄度を劣化させるので、０．００４０％
以下に限定する。

以上が、この発明における鋼の基本成分であるが、母材
の強度・靭性を与える目的でＣｕＳＮｉの１種又は２種
を含有することができる。

ｋ）Ｃｕ Ｃｕは、溶接ボンド部組性に比較的悪影響を及ぼすこと
なく、母材の強度を増加させることが可能であるので添
加するが、０．５％を超えると熱間延性および溶接時の
高温割れ感受性を高めるので０．５％以下に限定する。

１）Ｎｉ Ｎ１は、溶接ボンド部の靭性を低下させることなく、母
材の強度靭性を向上させることができるので、必要に応
じて添加するが、経済性を考慮して上限を１．０％にし
た。

この発明では、以上の成分限定に加えて、さらにＣａｑ
の限定を加える。従来の大入熱溶接用鋼には特にＣ８ｑ
の制限を加えていないが、これはこれらの鋼が主として
一２０℃までの低温靭性を満足させることを狙っている
からである。これに対して、本発明では一６０℃までの
低温靭性を保証するために、従来鋼よりもＣ□をかなり
低く抑える必要がある。

第１図は、種々のＣ□の中Ｎ　−Ｔｉ　−Ｂ　−Ｃａ鋼
を、片面サブマージ溶接したときの、溶接ボンド部の靭
性をプロットしたグラフである。

図示の如く、Ｃｅｑを０．３４％以下にすることによっ
てｖＥ−ｇｏ≧３．５ｋｇｆ　−ｍを始めて満足し得る
ことがわかる。

以上の様に、入熱量１００〜２５０ＫＪ　／　ｃｍの大
入熱溶接を行なったとき、ボンド部の低温靭性ｖＥ−ｓ
。

≧３．５ｋｇｆ　−ｍを満足させるのは、Ｔｉ、　ＢＳ
Ｎ、　Ｃａ。

Ｃｅｑ等を本発明の範囲に限定することによって、始め
て可能となるが、このとき母材の強度、靭性を同時に満
足させるためには、以下に示す特殊な圧延熱処理を施す
ことが必要である。

Ｂ、鋼板の製造条件 ａ）　圧延加熱温度 オーステナイト中に炭化物を均一に固溶させるために、
９００℃以上に加熱することが必要であるが、１０００
℃を超えて加熱すると■初期オーステナイトが一部粗大
化し混粒となり、圧延再結晶によっても十分に均一微細
なオーステナイトが得られないこと、■たとえ、初期粒
が微細であっても、温度が高いために再結晶後オーステ
ナイトが粗大化しやすく、十分に微細なオーステナイト
が得られないこと等により、必要な強度、靭性が得られ
ないため圧延加熱温度を９００〜１０００℃に限定する
。

ｂ）　圧延圧下率および圧延仕上温度 本発明では、８００〜７２０℃の間で４０％以上の累積
圧下率を与えることを条件としている。これは、本発明
の方法では、大入熱溶接性を向上させるために、Ｎｂを
添加しないことに原因を有する。このため、芽−ステナ
イトは、Ｎｂ添加鋼に比べて再結晶しやすく、通常の圧
延法では十分な制御圧延効果が得られない。

しかしながら、８００℃以下の温度域では、Ｎｂ無添加
鋼でもオーステナイトは未再結晶となるため、４０％以
上の累積圧下率を与えることによって、オーステナイト
粒は展伸し、多数の変形帯が導入されるため、微細なフ
ェライトの生成が可能となり、強度、靭性を向上させ得
る。従って、８００〜７２０℃の温度域で４０％以上の
累積圧下率を与えることとした。圧延仕上温度が７２０
℃以下になると強度、靭性の異方性が増加すること、シ
ャルピー破面上にセパレーションが生じること、水冷の
効果が減少すること等の問題を生じるので、圧延仕上温
度を７２０℃以上に限定する。

Ｃ）　圧延後の冷却 ７２０℃以上の温度で仕上圧延を行なった後、直ちに水
冷することによって、微細なフェライトとベイナイトの
混合組織を得ることができる。圧延後空冷した場合は、
微細なフェライトとパーライトの混合組織となり、十分
な引張強さを得ることが出来ない。　、 ｄ）　焼もどし 室温まで水冷した後、２００〜４００℃にて焼もどしを
行なうことは、本発明の特徴の１つである。これは、８
００℃以下の圧延と、水冷によって導入された多数の格
子欠陥上に炭化物を微細に析出することによって降伏応
力を増加させ、ＹＳ≧３６ｋｇｆ　／ｍｍ２を満足させ
ることができるからである。２００℃未満の焼もどしで
は、十分な降伏点の増加が得られず、また靭性も劣化す
ること、４００℃以上の焼もどしでは、引張強さが低下
して、５０ｋｇｆ　／ｍｍ”以上の強度が得られないこ
とから、焼もどし温度を２００〜４００℃の範囲に限定
する。

次に本発明を実施例によって説明するが、これらの実施
例は本発明の範囲を何等限定するものではなく、本発明
の単なる例示にすぎないことは勿論である。

実施例 第１表に示す化学組成の本発明の対象鋼Ａ−Ｇ。

及び比較鋼Ｈ−１を溶製した。

次に熱間鍛造によって１００市厚のスラブとした後、９
２０℃に再加熱後、８００℃以下で５０％の累積圧下率
を与える圧延を行ない、７２０℃で３０ｍｍ厚の鋼板に
した後、水焼入れを行なった。次いで、３００℃にて焼
もどしを行なった。また鋼Ａ−Ｄについては、圧延加熱
温度９８０℃、圧延仕上温度７５０℃、８００℃以下の
累積圧下率４０％、焼もどし温度３５０℃という条件で
、また鋼Ｅ−Ｇについては、圧延焼もどし温度２５０℃
という条件で圧延熱処理を行なった。

さらに、Ａ−Ｇについては、焼もどし処理を省略したも
の（試番１５〜２１）、圧延加熱温度が本発明の範囲の
上限を外れたもの（試番２２．２３）、８００℃以下の
累積圧下率が本発明の範囲の下限を外れたもの（試番２
４．２５）、焼もどし温度が本発明の範囲の上限を外れ
たもの（試番２６〜２８）も準備した。

これらの鋼板の板厚中心部からＪＩＳ４号２　ｍｍＶノ
ツチシャルピー試験片と、平行部の直径が８．５φｍｍ
、長さが５０ｍｍの丸棒引張試験片とを圧延直角方向に
それぞれ採取し、その機械的性質を調べた。

これらの圧延条件、熱処理条件と、引張試験および衝撃
試験の結果を第２表に示す。

さらに、試番１〜７、及び２９〜３４の鋼板を用いて、
エレクトロガス溶接と片面サブマージアーク溶接（片面
１層溶接）を行ない、ボンド部とＨＡＺｌ　ｍｍの靭性
を調べ、その結果を第３表に示した。

靭性はＪＩＳ４号２ｍｍＶノツチ試験片によって評価し
たが、ボンド部の場合は、ノツチ位置をボンド部に入れ
、ＨＡ２１ｍｍの場合は、ボンドから１ｍｍ母材側に入
れた。第４表に溶接条件をまとめる。

第４表 第２表に示す結果から明らかなように、本発明の方法の
範囲内の１〜■４によれば、ＹＳ≧３６ｋｇｆ／ｍｍ２
、ＴＳ≧５０ｋｇｆ　／ｍｍ２を満足し、ＨＴ５０とし
ての強度をＪｉたすとともに、破面遷移温度も一６０℃
以下という優れた低温靭性を有する鋼板が１等られると
同時に、第３表から明らかなように、溶接継手部の靭性
も、Ｖ　Ｅ−６０が３．５ｋｇｆ　／ｍｍ２以上を満足
し、優れた低温靭性を有することがわかる。

これに対して、比較法１５〜２８によって得られた鋼板
は、降伏点を満足しない（１５〜２１）か、靭性が劣る
（２２〜２５）か、引張強さを満足しない（２６〜２８
）結果となっていることがわかる。また、比較法２９〜
３４については、溶接継手部の靭性が著しく低下してい
ることがわかる。

以上のように本発明によれば１００ＫＪ　／　ｃｍ以上
の大入熱溶接を行なっても、溶接継手部で優れた低温靭
性を維持できるとともに、母材もＨＴ５０として十分な
強度を示し、かつ優れた低温靭性を持った５０キロ鋼板
を得ることができ、溶接施工コストを大幅に低減させる
ことができることなど、工業上きわめて有用な効果が得
られる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、種々のＣｅｑの中Ｎ　−Ｔｉ　−Ｂ　−Ｃａ
鋼を片面サブマージ溶接したときの、溶接ボンド部の靭
性をプロットしたグラフである。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）Ｃ：０．０３〜０．１２％、 Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、 Ｍｎ：０．７〜１．６％、 Ｐ：０．０１５％以下、 Ｓ：０．０１０％以下、 Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０６％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、 Ｂ：０．０００３〜０．００１２％、 Ｎ：０．００４０〜０．００６０％、 Ｃａ：０．００４０％以下、 を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、かつ
   Ｔｉ／Ｎが１．５〜３．４の範囲であり、かつＣ＿ｅ＿
   ｑが０．３４％以下である鋼を、９００〜１０００℃に
   加熱した後、８００〜７２０℃の温度範囲での累積圧下
   率が４０％以上であり、且つ７２０℃以上の仕上温度で
   熱間圧延を行ない、熱間圧延後、直ちに室温まで急冷し
   、次いで２００〜４００℃の温度範囲で焼もどしを行な
   うことからなり、入熱量１００〜２５０ＫＪ／ｃｍの大
   入熱溶接継手ボンド部の靭性（ｖＥ＿−＿６＿０）が３
   ．５ｋｇｆ・ｍ以上を満足することを特徴とする大入熱
   溶接用５０ｋｇｆ／ｍｍ＾２級高張力鋼板の製造方法。
2. （２）Ｃ：０．０３〜０．１２％、 Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、 Ｍｎ：０．７〜１．６％、 Ｐ：０．０１５％以下、 Ｓ：０．０１０％以下、 Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０６％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、 Ｂ：０．０００３〜０．００１２％、 Ｎ：０．００４０〜０．００６０％、 Ｃａ：０．００４０％以下、 を含有し、さらにＣｕ：０．５０％以下およびＮｉ：１
   ．００％以下の１種または２種を含有し、残部がＦｅ及
   び不可避不純物からなり、かつＴｉ／Ｎが１．５〜３．
   ４の範囲であり、かつＣ＿ｅ＿ｑが０．３４％以下であ
   る鋼を、９００〜１０００℃に加熱した後、８００〜７
   ２０℃の温度範囲での累積圧下率が４０％以上であり、
   且つ７２０℃以上の仕上温度で熱間圧延を行ない、熱間
   圧延後、直ちに室温まで急冷し、次いで２００〜４００
   ℃の温度範囲で焼もどしを行なうことからなり、入熱量
   １００〜２５０にＪ／ｃｍの大入熱溶接継手ボンド部の
   靭性（ｖＥ＿−＿６＿０）が３．５ｋｇｆ・ｍ以上を満
   足することを特徴とする大入熱溶接用５０ｋｇｆ／ｍｍ
   ＾２級高張力鋼板の製造方法。