JPH03162522A - 大入熱溶接熱影響部靭性の優れた高張力厚鋼板の製造法 - 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） 本発明は特に、サブマージドアーク溶接（ＳＡＷ）、エ
レクトロガス溶接（ＥＧＷ）、エレクトロスラグ溶接（
Ｓ　Ｅ　Ｓ）などの大入熱溶接時の熱影響部低温靭性が
優れた高張力厚鋼板の製造法に関する。

この方法で製造した鋼は圧力容器、造船、橋梁、建築、
ラインパイプなど溶接＃４構造物に用いることができる
。

（従来の技術） 低合金鋼のＨＡＺ靭性は、（１）Ｉ．！ｉ品粒のサイズ
、（２）高炭素島状マルテンサイト（Ｍ町、上部ペイナ
イト（Ｂｕ）などの硬化相の分散状態、（３）粒界脆化
の有無、（４）元素のミクロ偏析など種々の冶金学的要
因に支配される。

なかでもＨＡＺの結晶粒のサイズは低温靭性に大きな影
響を与えることが知られており、ＨＡＺ組織を微細化す
る数多くの技術が開発実用化されている。

例えば、ＴｉＮを微細分散させ、５０ｋｇ　ｆ　／一級
高張力鋼の大人熱溶接時のＨＡＺ靭性を改善する手段が
開示されている（昭和５４年６月発行「鉄と鋼」第６５
巻第８号Ｉ２３２頁）。しかしこれらの析出物は大入熱
溶接時には大部分が溶解され、ＨＡＺ組織の粗粒化と固
溶Ｎの増加を生じ、ＨＡＺ靭性が劣化するという欠点を
有する。

この問題に対して、本発明者の一部は鋼中にＴｉ酸化物
を微細分散させ、溶接時のＨＡＺにおいて粒内アシキュ
ラーフエライト（以下ＩＦＰと呼ぶ）を生成させること
によりＨＡＺ組織が微細化され、ＨＡＺ靭性を著しく改
善できることを特開昭６３　−　２１０２３５号、特開
平１−１５３２１号各公報に示した。

しかしながら、その後大入熱溶接ＨＡＺ組織と靭性の関
係を鋭意検討した結果、鋼中にＴｉ酸化物を微細分散さ
せた鋼においても、大人熱溶接ＨＡＺにおいては溶接後
の冷却速度が遅くなるため、完全にＩＦＰ組織を生成さ
せることはできず、北極海域やＬＰＧタンクなどに低温
の環境で使用される鋼板のＨＡＺ靭性を飛耀的に改善す
るためには、新しい技術思想の導入が必要であることが
判明した。

（発明が解決しようとする課題） 本発明は大人熱溶接ＨＡＺ靭性の優れた高張力厚鋼板の
製造法を提案するものである。特に大入熱溶接ＨＡＺに
おいては！０００℃以上の高温にさらされる時間が長く
、かつ溶接後の冷却速度が遅いために、たとえＴｉ酸化
物を鋼中に分散させた鋼においてもＨＡＺの組織制御が
不完全となる。本発明の高張力厚鋼は溶融線極近傍を含
めたＨＡＺ全域で組織が微細化し、優れた低温靭性を有
する。

（課題を解決するための手段） 本発明の要旨は、重量％で、ｃ　：　ｏ．ｏａ〜０．１
５％、Ｓ　Ｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．８　〜２．０
％、Ｐ　：０．０２５％以下、ｓ　：Ｏ．ＯｌＯ％以下
、Ａｌ　：０．００４％以下、Ｎｂ：０．００３〜０．
０６０％、Ｔ　Ｉ＋０．００５〜０．０３０％、Ｂ：０
．［）００３〜０．００１０％、Ｎ　：　０．００４０
〜０．００６５％、０：ｏ．ｏｏｔ〜ｏ．ｏｏａ％に粒
子径０．０５〜１０伽のＴｉを主成分とする酸化物とＴ
ｉＮ＋ＭｎＳ＋ＢＮの複合析出物を各々５×ｌ０３〜１
×ｌＯ８個／一含ｈし、残部が鉄および不可避的不純物
からなる実質的にＡｊ７を含有しない鋼を連続鋳造法に
よって鋳片とし、これを１２５０℃以下の温度で再加熱
後、鋼板を製造すること、およびＣ　：　０．０３〜０
．１５％、Ｓ　Ｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．ｌｌ〜２
．０％、Ｐ　：０．０２５％以下、ｓ　：０．０１０％
以下、Ａｌ　：０．００４％以下、Ｎｂ：０．００３〜
０．０６０％、Ｔｌ：０．００５〜０．０３０％、Ｂ：
０．０００３〜０．００１０％、Ｎ　：　０．００４０
〜０．００６５％、Ｏｏ．ｏｏｔ〜ｏ．ｏｏｅ％にさら
にＮｉ：０．０５〜４、００％、Ｃｕ：　０．０５〜１
．５０％、Ｃ　ｒ　：　０．０５〜１．００％、■＝０
．００５　〜０．０８０％、Ｍｏ　：　０．０！＋〜０
．４０％、Ｚｒ：０．００３　〜０．０１５％、Ｃａ　
：　（１．（１００５〜０．００５９６ノ一種または二
種以上を含有させ、粒子径０．０５〜１０血のＴｌを主
或分とする酸化物とＴｉＮ＋ＭｎＳ＋ＢＮの複合析出物
を各々５　Ｘ　１０３〜娶諷Ｉ　Ｘ　１０８個／一含有
し、残部が鉄および不可避的不純物からなる実質的にＡ
，１７を含有しない鋼を連続鋳造状によって鋳片とし、
これを１２５０℃以下の温度でｉｌＧ加熱後、鋼板を製
造することである。

（作　　用） 以下に本発明について詳細に説明する。

発明者らの研究によれば、ＨＡＺ靭性は（＋）鋼の化学
成分、（２）組織（結晶粒の大きさと硬化相の分布状態
）に大きく依存し、鋼成分の適正化とこれによる結晶粒
の微細化が高靭性化に不可欠であると考えられた。発明
者の一部が前記各公報に示したように、Ｔｉ酸化物を微
細分散させた鋼は、溶接時のＨＡＺ　（とくに溶融線近
傍）においてＩＦＰを生成させることにより、ＨＡＺ組
織が微細化され、ＨＡＺ靭性を著しく改善できる。

一方、ＨＡＺにおいて后融線近傍から順に■２００血以
上の粗大なγ粒の領域（以下粗粒域と呼ぶ）、■８０〜
２００ｕＡ程度のやや粗大なγ粒の領域（以下亜粗粒域
と呼ぶ）、■８０如以下の細かなγ粒の領域（細粒域）
と分けた場合、大人熱溶接を行なうといわゆるγ域であ
るｌ０００℃以上の高温にさらされる時間が長くなると
ともに、溶接後の冷却速度が遅いために、粗粒域と亜粗
粒域の幅が大きくなるので、この領域での組織を微細化
することがＨＡＺ靭性を改善するために重要である。

粗粒域においては前記各公報に示したように、Ｔｉ酸化
物を微細分散させてＩＦＰを生成させることによりＨＡ
Ｚ組織が微細化され、ＨＡＺ靭性を苦しく改善できる。

ただし大入熱溶接は溶接後の冷却速度が遅いために、粗
粒域における粒界からのフエライトの生成が顕著となり
、ＩＦＰは生成しにくくなる。

このためＢを添加することにより粒界からのフエライト
生成を抑制する方注について｝Ａ　．ｉ１Ｌ　ｆ：。

その結果、溶接後の溶融線近傍において、Ｂはγ粒昇に
固溶Ｂとして偏析し、粒界フエライトを抑制することが
わかった。ただしこのｎ”ｆＳ過剰のＢ添加はγ粒界に
おいてＦ　ｅ　　（Ｃ　Ｂ）　６の生成を２３ 招き、逆にγ粒界からのフエライト生成を促進しＨＡＺ
靭性が劣化する。

亜粗粒域においては必然的にＩＦＰは生成しにくくなる
。これはＩＦＰの生或温度よりもγ粒界からのフエライ
ト生戊温度が高いために、γ粒径が２００ｚｚａ以下に
なるとγ粒内は粒界フエライトに覆われてしまい、ＩＦ
Ｐの生戊する場所がほとんどなくなるためである。この
ため亜粗粒域においてはＩＦＰによる組織の微細化が十
分行なわれず、ＨＡＺ靭性が劣化する。とくに大人熱溶
接の場合、この亜粗粒域の幅が大きくなり靭性の劣化が
問題となる。

これに対して微細ＴｉＮの白゛効｛り用による亜粗粒域
幅の低減という観点から検討を行ない、ＮＱを４０〜［
ｉ５ｐｐｍとすることにより、亜粗粒域の幅が減少しＨ
ＡＺ靭性が向上することがわかった。

Ｎｒ：Ｌが４０ｐｐｍ以下であると亜粗粒域幅の抑制効
果が弱＜　、６５ｐｐｍを超えて添加すると溶融線近傍
のＨＡＺで過剰のＮが固溶ＢとＢＮとして折出するため
に、γ粒界からのフエライト抑制に効果のある固溶Ｂの
確保ができなくなり、ＨＡＺ靭性は劣化する。

ただしいくら微細ＴｉＮの有効１１用により亜粗粒域の
幅を低減しても、ＨＡＺにおいてγ粒の大きさは連続的
に変化するために、完全に亜粗粒域を消滅させることは
できない。そこで発明者らはＴｉ酸化物を核とするＩＦ
Ｐの生成による組織の微細化効果の他に、ＴｉＮ＋！ｖ
ｌｎｓ＋ＢＮ複合析出物による組織の微細化効果を重ね
合わせることにより、亜粗粒域において優れたＨＡＺ靭
性が得られることを見いだした。

ＴｉＮ＋ＭｎＳ＋ＢＮ複合析出物が析出する領域と亜粗
粒域とを一致させることにより、亜粗粒域の組織は微細
化され靭性は向上する。この時ＴｉＮ＋ＭｎＳ＋ＢＮｌ
ｊ２合析出物を５×１０３〜１×１０８個／一含ｑさせ
ることが必要である。

Ｔ　ｉ　Ｎ＋Ｍｎ　Ｓ＋ＢＮｌ合析出物が５　Ｘ　１０
”個／一未満であると亜粗拉域における組織の微細化に
効果がない。また１×ｉｏ８個／一超になると粗粒域に
おいても鋼中のＢがＴｉＮ＋ＭｎＳ＋ＢＮｍ合析出物と
して存在するために、γ粒界からのフエライト抑制に効
果のある固溶Ｂの確保ができなくなり、ＨＡＺ靭性は劣
化する。

Ｔｌ酸化物によるＨＡＺ組織の微細化効果（とくに粗粒
域における）を得るためには、鋼中に適当な大きさの酸
化物を均一に分散させなければならない。Ｔｉ酸化物の
粒子径として０．０５〜ｌＯ如、個数として５×ｌＯ　
〜ＩＸＩＯ”個／一が必要であ３ る。

Ｔｉ酸化物の粒子径が０．５如未満、あるいは個数が５
×１０３個／ｌＩｊｌ未満になるとＩＦＰの生成能力が
弱くなる。またＴｉ酸化物の粒子径が１０Ｉｌｆｆ＋超
、あるいは個数が１×１０８個／一超になると、Ｔｉ酸
化物自身が脆性き裂の発生点となったり、鋼の清浄度が
低下してＨＡＺだけでなく母材の低温靭性も劣化する。

なおＴ１酸化物はＴ１を主成分とする酸化物を示し、Ｔ
ｉ２０３を５０％以上含む酸化物である。また酸化物や
ＴｉＮ＋ＭｎＳ＋ＢＮの個数はＥ　Ｐ　ＭＡ　（Ｅｌｅ
ｃｔｒｏｎ　Ｐｒｏｂｅ　Ｍｌｃｒｏａｎａｌｙｓｅｒ
）により測定するものとする。

すなわち本発明のポイントは、Ｔｉ　，　Ｎ，　Ｏ，Ｂ
ｆｆｉを限定することにより、■ＩＦＰを生成させるた
めに必要なＴｉ酸化物、■粗粒域および亜粗粒域幅を抑
制するために必要な微細なＴｉＮ，■粗粒域において粒
界フエライトを抑制するために必要な固溶Ｂ、■亜粗粒
域において組織を微細化するために必要なＴｉＮ＋Ｍｎ
Ｓ＋ＢＮｉＱ析出物を確保し、ＨＡＺ全域にわたり良好
な低温靭性を・得ることにある。

通常の製鋼法において鋼中にＴ１酸化物、ＴｉＮ，Ｔｉ
Ｎ＋ＭｎＳ＋ＢＮ複合析出物を確保させるには、とくに
Ｔｉ　，Ｎ，Ｏ，Ｂｆｆｌの適正化が必須である。この
ためＴｉ　，　Ｎ，　Ｏ，　ＢｍをそれぞれＴｉ：０．
００５〜０．０３０％、Ｎ　：０．００４０〜０．００
８５％、　Ｏ　：　０，ロ０１〜ｏ．ｏｏｅ％、　Ｂ　
：０．０００３〜０．００１０％に限定する必要がある
。

Ｔｊ　，Ｎ，Ｏ，Ｂ量の下限はＴｉ酸化物、ＴｉＮＳＴ
ｉＮ＋ＭｎＳ＋ＢＮ複合析出物を生成させるための必要
最小瓜である。Ｔｉの上限はＴｉＣの生成によるＨＡＺ
靭性の劣化を防止するためであり、Ｎｍの上限は固溶Ｎ
そのものおよび粗粒域でγ粒界からのフエライト抑制に
効果のある固溶Ｂの未確保によるＨＡＺ靭性の劣化を防
止するためである。またＯｎの上限は非金属介在物の生
成による鋼の清浄度、靭性の劣化を防止するためである
。Ｂｆｆｉの上限はＦ　ｅ　　（Ｃ　Ｂ）　ａなど２３ の粗大な析出物がγ粒界に析出して低温靭性を劣化させ
るのを防止するためである。

しかし、たとえ鋼中にＴｉ酸化物、Ｔ　ｉ　Ｎ，ＴｉＮ
＋ＭｎＳ＋ＢＮ複合析出物を生成させても、基本成分が
適当でないと優れたＨＡＺ靭性は得られない。以下にそ
のほかの基本成分の限定理由について説明する。

Ｃ量の下限０．０３％は、母材および溶接部の強度の確
保ならびにＮｂ，Ｖなどの添加時に、これらの効果を発
揮させるための最小量である。しかしＣＩｉが多すぎる
と、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすだけでなく母材靭性、
溶接性を劣化させるので、上限を０．　１５％とした。

Ｓ１は脱酸上鋼に含まれる元素で、Ｓ＋が多くなると溶
接性、ＨＡＺ靭性が劣化するため、その上限を０．６％
とした。本発明鋼では．Ｊ脱酸で十分であり、さらにＴ
１脱酸でも良い。Ｓ１についてＨＡＺ靭性の点からは含
有量を０．１５％程度とすることが望ましい。

Ｍｎは強度、靭性を確保する上で不可欠の元素であり、
その下限は０．８％である。しかしＭｎｍが多すぎると
焼入性が堆加して溶接性、ＨＡＺ靭性が劣化するだけで
なく、目標とする規格に適合する母材強度を得ることが
できない。このためＭｎ！ｉの上限を２，０％とした。

・本発明鋼において、不可避的不純物であるＰおよびＳ
をそれぞれ０．０２５％以下、０．０１０％以下とした
理由は、母材、ＨＡＺの低温靭性をより一層向上させる
ためである。ＰＲの低威は接合部における粒界破壊傾向
を減少させ、ＳＲの低減は粒界フエライトの生或を抑制
する傾向がある。最も好ましいｐｓ量はそれぞれ０，Ｏ
ｌ％、０．００５０９６以下である。

ＡＪ７は一般に脱酸上鋼に含まれる元素であるが、本発
明では好ましくない元素であり、０．００４％以下と限
定した。これはＡＮが鋼中に含まれていると酸素と結合
してＴｉの酸化物が生成しなくなるためである。脱酸は
Ｔ１およびＳｉだけでも可能であり、本発明においてＡ
Ｎｆｉｔは少ないほど良く、ｏ．ｏｏａ％以下が望まし
い。

Ｎｂはγ粒昇に生或するフエライトを抑制し、Ｔ１酸化
物を核とする微細なＩＦＰの生成を促進する働きがある
。この効果を得るためには最低０．００３％のＮｂｆｆ
ｉが必要である。しかしながらＮｂｆｆｉが多すぎると
、逆に微細なＩＦＰの生或を妨げるのでその上限を０．
０６０％とした。

つぎにＮ１　，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｖ，Ｍｏ，Ｚｒ，Ｃａを添
加する理由について説明する。

基本成分にさらに、これらの元素を添加する主たる目的
は本発明鋼の特徴を損なうことなく、強度・靭性などの
特性の向上をはかるためである。

したがって、その添加量は自ら制限されるべき性質のも
のである。

Ｎｌは溶接性、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすことなく、
母材の強度、靭性を向上させるが、０．０５％未満では
効果が薄く、４．０％超の添加は溶接性に好ましくない
ために上限を４．０％とした。

ＣｕはＮｌとほぼ同様の効果とともに耐食性、耐水素誘
起割れ性などにも効果があるが、１．５％を超えると熱
間圧延時にＣｕ−クラックが発生し、製造困難となる。

このため上限を１．５％とした。

Ｃｒは母材および溶接部の強度を高める元素であるが、
１．０％を超えると濱接性やＨＡＺ靭性を劣化させ、ま
た０、０５％未満では効果が薄い。

したがってＣｒｍは０．０５〜１．０％とする。

ＶはＮｂとほぼ同じ効果を持つ元素であるが、０．００
５％未満では効果が少なく、上限は０．０８％まで許容
できる。

Ｍｏは母材および溶接部の強度を高める元素であるが、
０．４％を超えるとＣｒと同様に母材、接合部の靭性、
溶接性の劣化を招き好ましくない。

また０．０５％以下では効果が薄い。したがってＭｏ量
は０．０５〜０．４％とする。

ＺｒはＴｉと同様に脱酸元素である。鋼中にＺｒを添加
した場合、ＴｉとＺｒを主或分とする複合酸化物が形成
されＩＦＰの生成核としてａ効に作用する。この効果を
得るためには０．００３％以上必要である。またＨＡＺ
靭性の劣化を防止するためにその上限を０．０１５４？
６とした。なおＴｉとＺｒの複合酸化物を生成させるた
めにはＺｒはＴｉを添加した後に添加しなければならな
い。

Ｃａは硫化物の形態を制御し、シャルピー吸収エネルギ
ーを増加させ低温靭性を向上させるほか、耐水素誘起割
れ性の改善にも効果を発揮する。しかしＣａｆｆｉは０
．０００５％未満では実用上効果がなく、また、０．０
０５％を超えるとＣａｂ，ＣａＳが多量に生成して大型
介在物となり、鋼の靭性のみならず清浄度も害し、さら
に溶接性にも悪影響を与えるので、Ｃａ添加量の範囲を
０．０００５〜０．００５０６とする。

鋼の戊分を上記のように眼定しても、製造怯が適切でな
ければ溶接前の鋼中に微細なＴｉ酸化物やＴｉＮを微細
分散させることはできない。このため製造条件について
も限定する必要がある。

まず、鋼は工業的には連続鋳造で製造することが必須で
ある。この理由は、連続鋳造法では溶鋼の凝固伶却速度
が速くスラブ中に微細なＴｉ酸化物やＴｉＮが多量に得
られるためである。大型鋳塊による造塊一分塊法ではＴ
］酸化物やＴｉＮを鋳片中に微細分散させることは難し
い。

連続鋳造広の場合、鋳片の厚みによって冷却連度が九な
るが、ＨＡＺ靭性の観点からその厚みは３　５　０　ｍ
ｍ以下が望ましい。

さらに鋳片の再加熱温度を１２５０℃以下とする必要が
ある。これ以上の温度で再加熱するとＴｉＮが粗大化し
て、溶接前の鋼中に微細なＴｉＮがなくなり、ＨＡＺに
おける組織の微細化が不可能になるためである。なお、
本発明においては、鋳片の再加熱は必ずしも実施する必
要はなく、ホノ１・チャージ圧延やダイレクト圧延を行
なっても全く問題はない。

本発明では鋳片再加熱後の圧延法などについては、とく
に限定しないが、いわゆる加工熱処理や圧延後の焼入焼
戻、焼きならし処理が強度、靭性を確保する上で適切で
ある。これは、たとえ優れたＨＡＺ靭性が得られてもＩ
リ材の靭性が劣っていると鋼材としては不十分なためで
ある。

母材の低温靭性を優れたものとするには鋼の粘晶粒を微
細化する必要がある。加工熱処理の方法としては、（１
）制御圧延、（２）制御圧延一加速冷却、（３）圧延直
接焼入焼戻などが挙げられるが、最も好ましいのは制御
圧延と加速冷却の組合せてある。なお、この鋼を製造後
、脱水素などの目的でＡｃ，変態点以下の温度に再加熱
しても本発明の特徴を損なうものではない。

（実　施　例） 表１に実施例を示す。

周知の転炉、連続鋳造、厚板工程で鋼板（厚み１２〜５
０ｍ）を製造し、サブマージドアーク溶接（ＳＡＷ）、
エレクトロガス溶接（ＥＧＷ）の大人熱溶接を実施し、
ＨＡＺ靭性を−６０℃での２ｍｍＶノッチシャルピー試
験によって調査した。

試験片はｌ／４　ｔ位置から採取し、ノッチ位置はフユ
ージョンライン（Ｆ　Ｌ）　、ＨＡＺ　１．３ｍｍとし
た。ＦＬノッチは粗粒域、ＨＡＺ　ＩＪｍＩ１は亜祖粒
域のＩ｛ＡＺ靭性を評価することができる。

表１で明らかなように本発明にかかる鋼が、すべて良好
な大人熱溶接ＨＡＺ靭性を有する。これに対し比較鋼は
ことごと（ＨＡＺが劣化する。

比較鋼において鋼ｌ９はＡｌｌｆ；ｔが多＜Ｔｉ酸化物
が生成しないためにＩＦＰの生成量が少なくＨＡＺ靭性
は劣化する。鋼２０はＢを添加していないために粗粒域
におけるγ粒界からのフエライトの抑制効果がないこと
と、亜粗拉域における組織微細化効果がないためにＨＡ
Ｚ靭性は劣化する。鋼２１はＢｍが多いために粗粒域に
おいてＦ　ｅ　　（　Ｃ　Ｂ　）　ｅが生成しＨＡＺ靭
性が劣化する。

２３ 鋼２２はＴｌｆｆｉが少な＜Ｔｉ酸化物によるＩＦＰの
生成効果がないことと、ＴｉＮによるγ粒抑制効果がな
いためにＨＡＺ靭性は劣化する。鋼２３はＴｉｆｆｉが
多（Ｔｉｃの析出によりＨＡＺ靭性は劣化する。鋼２４
はＮｆｆｉが少な（ＴｉＮによるγ粒抑制効果とＴｉＮ
＋ＭｎＳ＋ＢＮによる亜粗粒域での組織微細化効果が少
な＜ＨＡＺ靭性は劣化する。

ｍ２５はＮｕが多すぎるために固溶Ｎおよび粗拉域でγ
粒界からのフエライト抑制に効果のある因溶Ｂの未確保
によりＨＡＺ靭性が劣化する。上鋼２６はＴ１酸化物の
個数が少な＜　ＩＦＰの生成量が少ないためにＨＡＺ靭
性は劣化する。鋼２７はＴｉ酸化物の個数が多すぎるた
めに鋼の清浄度が落ち、母材およびＨＡＺ靭性が劣化す
る。鋼２８はＴｉＮ＋ＭｎＳ＋ＢＮ複合析出物の個数が
少ないために亜粗粒域において組織が微細化されずＨＡ
Ｚ靭性は劣化する。鋼２９はＴｉＮ＋ＭｎＳ＋ＢＮ復合
析出物が多すぎるために粗粒域においてγ粒界からのフ
エライト抑制に効果のある固溶Ｂの確保ができなくなり
ＨＡＺ靭性は劣化する。

（発明の効果） 本発明により、母材はもとより大人熱溶接ＨＡＺ全域に
おいて優れた低温靭性を有する鋼を大量、且つ安価に製
造することが可能になった。

その結果、溶接構造物の施工能率が著しく向上するとと
もにその安全性を大きく向上させることができた。

代 理 人

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、重量％で、 Ｃ：０．０３〜０．１５％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：０．８〜２．０％、 Ｐ：０．０２５％以下、 Ｓ：０．０１０％以下、 Ａｌ：０．００４％以下、 Ｎｂ：０．００３〜０．０６０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ｂ：０．０００３〜０．００１０％、 Ｎ：０．００４０〜０．００６５％、 Ｏ：０．００１〜０．００６％ 粒子径０．０５〜１０μｍのＴｉを主成分とする酸化物
   とＴｉＮ＋ＭｎＳ＋ＢＮの複合析出物とを各々５×１０
   ＾３〜１×１０＾８個／ｍｍ＾３含有し、残部が鉄およ
   び不可避的不純物からなる実質的にＡｌを含有しない鋼
   を連続鋳造法によって鋳片とし、これを１２５０℃以下
   の温度で再加熱後、鋼板を製造することを特徴とする大
   入熱溶接熱影響部靭性の優れた高張力厚鋼板の製造法。 ２、重量％で、 Ｎｉ：０．０５〜４．００％、 Ｃｕ：０．０５〜１．５０％、 Ｃｒ：０．０５〜１．００％、 Ｖ：０．００５〜０．０８０％、 Ｍｏ：０．０５〜０．４０％、 Ｚｒ：０．００３〜０．０１５％、 Ｃａ：０．０００５〜０．００５％ の一種または二種以上を含有する鋼であることを特徴と
   する請求項１記載の大入熱溶接熱影響部靭性の優れた高
   張力厚鋼板の製造法。