JPH051323A - 溶接性および脆性亀裂伝播停止特性の優れた高張力鋼の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】 本発明は溶接性と低温靭性および脆性亀裂伝
播停止特性に優れた降伏強さ７０キロ以上、引張強さ８
０キロ以上の高張力鋼の製造方法を提供する。 【構成】 低炭素（≦０．０８％）で且つＢ≦０．００
０４％を基本にした厚肉材の板厚内全位置に対し、均一
な高強度高靭性を得るには、上部ベイナイト組織が生成
しても、伸長オーステナイト粒の細粒化による有効結晶
粒の微細化と焼戻し処理時の高温側で安定なＣｕ−Ｔｉ
−Ｖの複合析出強化を利用することが有効であり、加
熱、圧延、冷却、焼戻し工程において温度および圧延条
件等を規制することにより目的の鋼を製造することがで
きる。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は溶接性と低温靱性および
脆性亀裂伝播停止特性に優れた降伏強さが７０kgｆ／mm
² 以上で、引張強さが８０kgｆ／mm² 以上の高張力鋼の
製造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】近年エネルギー需要が益々増加の傾向に
あり、海底資源開発につながる海洋構造物および海底調
査作業船の建造あるいは、エネルギー源を貯蔵する圧力
容器の建造等エネルギー関連の溶接鋼構造物の建造が活
発化している。これらに使用される構造物は大型化し
て、使用鋼材が厚肉化し、より安全性の確保が重要な課
題である。

【０００３】したがって、これらに使用される鋼材に
は、高強度に加え、安全性、作業性の面から、高溶接性
でかつ高靱性が要求されており、更に構造物は変形もし
くは破壊してはならず、低温における脆性亀裂伝播停止
特性を具備することが望まれている。

【０００４】従来、降伏強さが７０kgｆ／mm² 以上で引
張強さが８０kgｆ／mm² 以上の溶接性に優れた高張力鋼
（以下ＨＴ８０と呼ぶ）の製造方法として、〔Ｂ〕を添
加して、その焼入性向上効果を利用する方法がある。

【０００５】すなわち、溶接性の指標の一つである炭素
当量（Ｃｅｑ）を低減させるためＣ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ
等の焼入性増加元素の必要以上の添加をさけ、その代わ
り〔Ｂ〕の焼入性を最大限に発揮させるため、Ａｌ−Ｂ
処理あるいは低Ｎ化処理を施し、再加熱焼入れ・焼戻し
法あるいは圧延後直接焼入れ・焼戻し法によって製造さ
れている。

【０００６】例えば、特公昭６０−２５４９４号公報
「ボロン含有低合金調質型高張力鋼板の製造法」、特公
昭６０−２０４６１号公報「高強度高靱性を有する厚肉
高張力鋼板」がある。これらは焼入れ焼戻し処理により
得られた組織が焼戻しマルテンサイトあるいは焼戻し下
部ベイナイト組織であるため、高強度と高靱性が達成さ
れている。

【０００７】一方、〔Ｂ〕を使用しない高強度鋼を製造
する方法としては、Ｃｕの時効析出硬化作用を利用した
Ｎｉ−Ｃｕ鋼（ＡＳＴＭ規格の７１０鋼）が知られてお
り、再加熱焼入れ焼戻し法あるいは再加熱焼準焼戻し法
によって製造されている。更に、最近のＣｕ鋼の研究で
は制御圧延と時効処理を組合せた種々の高張力鋼の開発
および品質改善が行なわれてきている。例えば、特公平
２−４７５２５号公報「溶接部低温靱性の優れたＣｕ添
加鋼の製造法」のように、Ｎｉ０．５％以下において、
Ｃｕ−クラック防止のため極低温加熱し、更に低Ｎ化に
より低温靱性および溶接部靱性の向上を図っている。

【０００８】

【発明が解決しようとする課題】しかし、〔Ｂ〕の焼入
性向上効果を利用する方法は、確かにＣ，Ｎｉ，Ｃｒ，
Ｍｏ等の元素が低減でき、溶接前の予熱温度を下げるこ
とができ溶接性は向上するが、溶接時の予熱を完全に省
略するまでは至っていない。更に、厚肉材においては、
表層下から１／４ｔ部は〔Ｂ〕の焼入性向上によりマル
テンサイトあるいは下部ベイナイト組織が得られ靱性が
確保されるが、板厚中心部においては、上部ベイナイト
組織の生成により十分な靱性が得られているとは言えな
い。

【０００９】一方、Ｃｕの析出硬化を利用する前述の製
造法によって得られた鋼板は、Ｃ量も低く溶接性に優
れ、引張強さ６０kgｆ／mm² 級の高張力鋼に適用されて
いるが、８０kgｆ／mm² 級鋼においては、上部ベイナイ
ト組織の生成により強度および靱性が不十分であった。

【００１０】更に使用環境の苛酷な条件における安全性
の確保から、構造物は変形もしくは破壊してはならず、
特に鋼材に対しては、低温における脆性亀裂伝播停止特
性も考慮せねばならない。前述の製造法によって得られ
た鋼板は、このような配慮が十分になされておらず、使
用上十分に安全であるとは言えない。

【００１１】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、高溶接
性、低温靱性および脆性亀裂伝播停止特性に優れた厚肉
ＨＴ８０鋼を開発することを目的に、鋼成分およびその
製造方法について種々の実験を行なった結果、溶接予熱
温度の低下には、溶接熱影響部（以下ＨＡＺと言う）の
硬さ低下が重要であり、ＨＡＺ硬さには〔Ｂ〕が著しく
影響し、〔Ｂ〕を０．０００４％以下とし、更に〔Ｃ〕
を０．０８％以下とすることにより、著しくＨＡＺ硬さ
が低減され、溶接予熱が省略できることを知見した。

【００１２】又、更に、低炭素で且つＢ≦０．０００４
％を基本にした厚肉材の板厚内全位置に対し、均一な高
強度高靱性を得るには、上部ベイナイト組織が生成して
も、伸長オーステナイト粒の細粒化による有効結晶粒の
微細化と、焼戻し処理時の高温側で安定なＣｕ−Ｔｉ−
Ｖの複合析出強化を利用することが有効であり、加熱、
圧延、冷却、焼戻し工程において温度および圧延条件等
を規制することにより、目的の鋼が製造できることを知
見した。

【００１３】本発明は、このような知見に基づいて構成
したもので、その要旨は、重量％でＣ；０．０２〜０．
０８％、Ｓｉ；０．０２〜０．５０％、Ｍｎ；０．４〜
１．５％、Ｃｕ；０．５〜２．０％、Ｎｉ；０．３〜
３．５％、Ｍｏ；０．２０〜１．００％、Ｔｉ；０．０
０５〜０．０３５％、Ｖ；０．００５〜０．１０％、Ａ
ｌ；０．０１〜０．０８％、Ｂ；０．０００４％以下、
Ｎ；０．００３０〜０．０１０％を含有し、残部が鉄お
よび不可避的不純物からなる鋼片、あるいは、更にＣ
ｒ；０．０５〜１．０％、Ｎｂ；０．００５〜０．０５
％の強度改善元素群、又は介在物形態制御作用のあるＣ
ａ；０．０００５〜０．００５％の一種又は二種以上を
含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼片を
１０００〜１１５０℃に加熱した後、熱間圧延におい
て、オーステナイトが再結晶しない温度域で仕上げ板厚
に対し圧下率６０％以上となるように圧延を行なった
後、Ａ_r3点以上の温度から水冷を開始し、２５０℃以下
の温度で停止する焼入れ処理を行ない、続いて５４０℃
以上Ａ_c1点以下の温度で焼戻し処理することを特徴とす
る溶接性および脆性亀裂伝播停止特性の優れた高張力鋼
の製造方法である。

【００１４】

【作用】以下、本発明について詳細に説明する。まず、
本発明を上記のような鋼成分に限定した理由を述べる。

【００１５】Ｃ；Ｃは焼入性を向上させ強度を容易に上
昇させるのに有効な元素である。しかし、本発明の目的
である、溶接予熱温度の低下や予熱省略に対しては、最
も影響を与える元素である。０．０８％を超えると溶接
ＨＡＺが著しく硬化し、溶接性が低下する。又、０．０
２％未満であると強度が得られない。従って、Ｃ含有量
を０．０２〜０．０８％とした。

【００１６】Ｓｉ；Ｓｉは製鋼上不可避な元素であり、
０．０２％は鋼中に含まれることになるが、０．５０％
超になると焼戻し脆性が大きくなり、低温靱性を低下さ
せる。従って、Ｓｉ含有量を０．０２〜０．５０％とし
た。

【００１７】Ｍｎ；Ｍｎは焼入性を向上させ、強度、靱
性確保に有効であり、このため０．４％以上必要である
が、Ｍｎが高いとＳｉと同様に焼戻し脆性が大きくなる
ので、１．５％以下にする必要がある。従って、Ｍｎの
含有量を０．４〜１．５％とした。

【００１８】Ｃｕ；ＣｕはＨＡＺ靱性を損なわずに強度
を向上させることが可能で本発明の重要な元素である。
低炭素−Ｂ無添加を基本にした本発明鋼においては、焼
入性の低下を補うため、圧延後直接焼入れし、その後の
焼戻し処理においてＣｕの析出硬化により強度確保のた
め０．５％以上必要である。しかし、２．０％超添加し
ても強度は飽和し、かえって靱性の低下をきたす。従っ
て、Ｃｕの含有量を０．５〜２．０％とした。

【００１９】Ｎｉ；Ｎｉは鋼の焼入性を高めて強度向上
および低温靱性を向上させるのに有効な元素である。
又、本発明鋼ではＣｕによる熱間割れおよび溶接高温割
れの防止にも効果がある。特に本発明においては、Ｎｉ
はベイナイトラスを微細化させ低温靱性向上の面から
０．３％以上必要である。しかし、３．５％を超えると
強度の割には靱性改善の効果が小さく、経済性で不利と
なる。従って、Ｎｉの含有量を０．３〜３．５％とし
た。

【００２０】Ｍｏ；Ｍｏは焼入性向上による強度確保、
および焼戻し脆性を防止するために有効な元素である。
更に、本発明の圧延時においてＭｏは未再結晶温度域を
拡大するため未再結晶温度域で十分な圧下を加えること
によりオーステナイト粒の細粒化が図られ、且つ、加工
歪みが導入でき転位密度を増加させ、焼戻しによるＣ
ｕ，Ｔｉ，Ｖ炭窒化物の析出硬化を増大させ強度向上が
効果的に達成できる。０．２０％未満では、未再結晶温
度域の拡大効果が小さく、目標とする強度、靱性が得ら
れず、又、１．００％を超えると強度向上効果が飽和
し、かえって低温靱性および溶接性が低下する。従っ
て、Ｍｏの含有量を０．２０〜１．００％とした。

【００２１】Ｔｉ；Ｔｉは鋼片加熱時のオーステナイト
粒および溶接ＨＡＺ組織を細粒化させる効果がある。本
発明では加熱オーステナイト粒の細粒化に加え、焼戻し
処理時においてＣｕ−Ｔｉ−Ｖの複合析出物を生成さ
せ、高温焼戻し温度まで安定化させ強度と靱性を得るた
めで、加熱・圧延時においてＴｉ（ＣＮ）微細析出させ
ることが重要である。０．００５％未満ではその効果が
小さく、又、０．０３５％を超えるとＴｉ（ＣＮ）が粗
大化し母材および溶接ＨＡＺ靱性を低下させる。従っ
て、Ｔｉの含有量を０．００５〜０．０３５％とした。

【００２２】Ｖ；Ｖは焼戻し処理時、炭窒化物を生成し
析出硬化により強度確保に有効である。本発明において
は、特にＶはＣｕおよびＴｉとの複合析出物を生成さ
せ、それによる強化を高温焼戻し温度まで保持し、高強
度と高靱性を確保するためであり、０．００５％未満で
は目標の強度が得られず、又、０．１０％を超えると靱
性が低下する。従って、Ｖの含有量を０．００５〜０．
１０％とした。

【００２３】Ａｌ；Ａｌは脱酸のために必要な元素であ
ると同時に鋼片加熱時に窒化物を形成し、オーステイト
粒の細粒化に有効である。しかし、０．０１％未満では
その効果が小さく、又、０．０８％を超えるとアルミナ
系介在物が増加し靱性を阻害する。従って、Ａｌの含有
量を０．０１〜０．０８％とした。

【００２４】Ｂ；Ｂは溶接ＨＡＺを硬化させ、溶接割れ
性を低下させるため、本発明においては最も有害な元素
である。特に小入熱溶接（１７kJ／cm以下）において
は、０．０００４％を超えるとＨＡＺ部を著しく硬化さ
せる。従って、その含有量を０．０００４％以下とし
た。

【００２５】Ｎ；ＮはＴｉと結合してＴｉＮを形成し、
オーステナイト粒の粗大化を防止するという重要な作用
がある。０．００３０％未満では細粒化作用が小さく、
母材およびＨＡＺの靱性、更に脆性亀裂伝播停止特性の
向上が望めない。又、０．０１０％を超えると母材およ
びＨＡＺ靱性を著しく低下する。従って、Ｎ含有量を
０．００３０〜０．０１０％とした。

【００２６】本発明では上記基本成分の他に（Ｃｒ，Ｎ
ｂ）およびＣａの一種又は二種以上添加する。Ｃｒ，Ｎ
ｂ成分は鋼の強度を向上させるという均等的作用をもつ
もので、所望の効果を確保するためにはそれぞれ含有下
限量をＣｒ；０．０５％、Ｎｂ；０．００５％とする必
要がある。しかし、それぞれＣｒ；１．０％、Ｎｂ；
０．０５％を超えて含有させると、溶接ＨＡＺが著しく
硬化し溶接割れ性およびＨＡＺ靱性が低下する。

【００２７】Ｃａ；Ｃａは非金属介在物の球状化に有効
であり、靱性の異方性を小さくする効果がある。又、溶
接残留応力除去焼鈍による割れ防止に効果を発揮する。
しかし、０．００５％を超えると介在物増加により靱性
を低下させる。

【００２８】上記の成分の他に不可避的不純物として
Ｐ，Ｓ等は、本発明の特性である靱性を低下させる有害
な元素であるから、その量は少ない方がよい。好ましく
はＰ≦０．０１０％、Ｓ≦０．００５％である。

【００２９】次に本発明のもう一つの骨子である製造法
について述べる。上記のような鋼成分組成であってもＣ
ｕ，Ｖ等の析出硬化を十分に発揮させ、更に厚肉材の板
厚方向各位置の強度および靱性を均一に高靱化させ、且
つ脆性亀裂伝播停止特性を向上させるためには、製造方
法が適切でなければならない。ここで、鋼片の加熱、圧
延、冷却および焼戻し条件の限定理由について説明す
る。まず上記成分組成の鋼片を、１０００〜１１５０℃
に加熱し熱間圧延を行なう。本発明においては、高い脆
性亀裂伝播停止特性および高靱性を得るためには、厚肉
材の板厚中心部において、上部ベイナイト組織が生成し
ても十分なほどオーステナイト粒を細粒化する必要があ
り、加熱段階で鋼片厚肉内のオーステナイト粒の細粒化
が重要である。

【００３０】一方、目標の強度を得るため、この加熱温
度においてもＣｕ，Ｖ，Ｎｂ等の溶体化を充分に図り、
焼戻し処理でこれら元素の析出強化が十分に行なわれる
ことが必要である。１０００℃未満の低い温度ではこの
固溶化作用が十分でなく、焼戻し処理において十分な析
出硬化が期待できない。又、１１５０℃を超える加熱温
度では、必須元素として添加されているＴｉおよびＮの
効能と相まって圧延前のオーステナイト粒を細粒かつ整
粒に保つことができなくなり、その後の圧延においても
オーステナイト粒が均一細粒化されない。従って、鋼片
の加熱温度を１０００〜１１５０℃とした。

【００３１】次に、熱間圧延において、オーステナイト
が再結晶しない温度域で仕上げ板厚に対し圧下率６０％
以上となるように圧延を行なう。これはオーステナイト
粒を伸長細粒化させ、オーステナイト粒内に多数の変形
帯を形成させることにより有効結晶粒が細粒化され、低
温靭性を向上させるためである。

【００３２】更に加工歪みを増加させ、焼戻し処理にお
いてＣｕ，Ｖ，Ｎｂ等による析出硬化を高温焼戻し温度
まで助長させるためでもある。図１は後述する表１の鋼
Ｃについて鋼片加熱後再結晶域圧延材と未再結晶域圧延
材について圧下率を変化させ圧延後水冷し、その後焼戻
し処理し、靭性の変化を調査した結果である。

【００３３】本発明鋼は低Ｃ−Ｂ無添加を基本成分系と
しているため、圧延後直接焼入れ処理後の組織は上部ベ
イナイトが主体の組織となるため、この組織においては
再結晶圧延温度域のみの圧延による整細粒オーステナイ
ト粒では靭性の向上が望めなく、また、未再結晶温度域
の圧下率が６０％未満でもオーステナイト粒の伸長細粒
化が不十分となり、靭性の改善が小さい。以上の理由か
ら、未再結晶温度域での圧下率を６０％以上とした。好
ましい圧下率の上限は９５％である。

【００３４】又、圧延後Ａ_r3点以上の温度から水冷を開
始し、２５０℃以下の温度で停止する焼入れ処理を行な
う必要がある。これは、細粒化と加工を受けたオーステ
ナイトを転位密度の高い微細ベイナイト組織に変態させ
るためである。

【００３５】しかし、Ａ_r3点未満の温度からの水冷、あ
るいは冷却が空冷ではフェライトの生成および加工歪み
の消失が起こり、強度・靭性低下の原因となる。又、水
冷停止温度が２５０℃を超えると焼戻し処理における析
出強化作用が不十分となる。次に熱間圧延後水冷された
鋼は、その後５４０℃以上Ａ_c1点以下の温度で焼戻し処
理を行なう。この焼戻し処理はＣｕ，Ｖ（Ｎｂ）等の析
出物を十分に析出硬化させ、高強度を得ることと同時に
高靭性を確保する必要がある。

【００３６】図２は本発明鋼Ｃ（Ｃｕ−Ｔｉ−Ｖ複合
系）と比較鋼（鋼ＣからＴｉとＶを除いたＣｕ単独系お
よび鋼ＣからＶを除いたＣｕ−Ｔｉ系）について、焼戻
し処理以前の工程は本発明法の製造条件で製造し、焼戻
し処理において焼戻し温度を変化させ、強度と靭性の関
係について調査した結果である。

【００３７】強度は焼戻し温度５００℃〜５３０℃でい
ずれの系も最も高強度が得られるが、反面、靭性は最も
低下する。更に焼き戻し温度の上昇と共に強度は低下す
るが靭性は向上する。６００℃以上の焼戻しではＣｕ系
およびＣｕ−Ｔｉ系は強度の低下が著しいが、Ｃｕ−Ｔ
ｉ−Ｖ系は強度の低下が比較的小さく、且つ靭性は強度
が高い割には高靭性が得られる。

【００３８】一方、溶接された鋼は応力除去焼鈍処理
（ＳＲ処理）を施す場合があり、一般的にＳＲ温度は５
５０〜５８０℃で行なうが、ＳＲ処理による軟化を防止
する必要がある。又、Ａ_c1点を超えた温度では強度が著
しく低下する。以上の理由から、焼戻し温度の下限を５
４０℃以上、上限をＡ_c1点以下と限定した。

【００３９】このような製造工程で製造された鋼板は、
低炭素にも拘らず板厚方向全位置において均質な細粒組
織となり、高強度、高靭性が得られ、且つ脆性亀裂伝播
停止特性が著しく改善される。又、溶接ＨＡＺ部の硬化
性が著しく減少するため常温溶接が可能となる。

【００４０】

【実施例】表１に示す組成を有する鋼を溶性して得た鋼
片を、表２に示す本発明法と比較法の各々の製造条件に
基づいて、板厚３０〜１００mmの鋼板に製造した。これ
らについて母材の機械的性質と温度勾配型ＥＳＳＯ試験
による脆性亀裂伝播停止特性、および溶接性については
溶接ＨＡＺ部の最高硬さ試験およびｙ型拘束割れ試験
（鉄研式）により溶接割れ停止予熱温度を調査した。

【００４１】溶接性試験における溶接条件は、標準条件
の小入熱１７kJ／cmで被覆アーク溶接で行なった。これ
ら表１の化学組成を有する鋼と、表２で示す製造条件と
によって得られた母材の板厚方向各部の機械的性質、脆
性亀裂伝播停止特性のＫｃａ試験結果、および溶接ＨＡ
Ｚ部の最高硬さ試験、ｙ型拘束割れ試験の結果を表３に
示す。

【００４２】本発明例（本発明鋼と本発明法とを組合せ
た１−Ａ〜１０−Ｊ）においては、母材の強度、靭性値
は板厚方向差も小さく、且つ十分に高い値である。又、
本発明の特徴であるＥＳＳＯ試験のＫｃａ値も十分に高
く、更に、溶接ＨＡＺの最高硬さも低く、その結果、溶
接割れ停止温度も５０℃以下と著しく低減されている。

【００４３】

【表１】

【００４４】

【表２】

【００４５】

【表３】

【００４６】

【表４】

【００４７】これに対し、本発明法であっても本発明に
より規定された化学組成範囲を逸脱した比較鋼（Ｋ，
Ｌ，Ｍ，Ｎ）と組合わせた比較例においては、例１１−
ＫではＣ量が多く、溶接ＨＡＺ部の硬さが高くなり割れ
停止予熱温度も高い。更に、Ｎｉが低いため、ベイナイ
トラスが粗くなり１／２ｔ部の強度および靭性不足であ
る。例１２−ＬはＢが添加されているために、溶接ＨＡ
Ｚ部の硬さが高く、割れ停止予熱温度も高くなってい
る。例１３−ＭではＴｉが添加されておらず、又、Ｎ量
も低いため、オーステナイト粒の細粒化が不十分となり
母材靭性および脆性亀裂伝播停止特性も低下している。
例１４−ＮではＣｕおよびＶが添加されておらず、析出
強化が不十分となり強度が低下している。

【００４８】次に、本発明鋼であっても本発明法の範囲
を逸脱した比較法（１５〜２０）と組合わせた比較例に
おいては、例１５−Ｃは鋼片の加熱温度が低いため、Ｃ
ｕ，Ｖ，Ｎｂ等の溶体化が不十分となり析出強化が図れ
ず、強度不足である。例１６−Ｃは未再結晶域温度での
圧下率が低いため変形帯の形成および析出強化が不十分
となり、強度および靭性が低下し、又、Ｋｃａ値も低
い。例１７−Ｃは圧延後Ａ_r3点以下の低い温度から水冷
を開始したため、フェライトが生成し、強度不足であ
る。又、例１８−Ｅは鋼片の加熱温度が高く、その後の
圧延でも細粒化が不十分となり靭性不足である。且つＫ
ｃａ値も低い。例１９−Ｅは水冷停止温度が高いため、
析出強化作用が不十分となり強度不足である。例２０−
Ｅは焼戻し温度が低いため、強度は十分高いが、反面、
靭性が低下している。

【００４９】

【発明の効果】本発明の成分範囲および製造法により、
溶接硬化性、低温割れ性および低温靭性、更には脆性亀
裂伝播停止特性の優れた８０kgｆ／mm² 級高張力鋼の製
造が可能となった。その結果、現場溶接施工能率や安全
性が著しく向上した。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明鋼Ｃの未再結晶域圧延と再結晶域圧延に
ついてそれぞれ圧下率を変化させた時の靭性の変化を示
す図表である。

【図２】本発明鋼Ｃ（Ｃｕ−Ｔｉ−Ｖ系）および比較鋼
（Ｃｕ系、Ｃｕ−Ｔｉ系）について焼戻し温度に及ぼす
強度と靭性の変化について示す図表である。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で Ｃ ；０．０２〜０．０８％、 Ｓｉ；０．０２〜０．５０％、 Ｍｎ；０．４〜１．５％、 Ｃｕ；０．５〜２．０％、 Ｎｉ；０．３〜３．５％、 Ｍｏ；０．２０〜１．００％、 Ｔｉ；０．００５〜０．０３５％、 Ｖ ；０．００５〜０．１０％、 Ａｌ；０．０１〜０．０８％、 Ｂ ；０．０００４％以下、 Ｎ ；０．００３０〜０．０１０％、 残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼片を１０００
   〜１１５０℃に加熱した後、熱間圧延において、オース
   テナイトが再結晶しない温度域で仕上げ板厚に対し圧下
   率６０％以上となるように圧延を行なった後、Ａ_r3点以
   上の温度から水冷を開始し、２５０℃以下の温度で停止
   する焼入れ処理を行ない、続いて５４０℃以上Ａ_c1点以
   下の温度で焼戻し処理することを特徴とする溶接性およ
   び脆性亀裂伝播停止特性の優れた高張力鋼の製造方法。
2. 【請求項２】 重量％で Ｃｒ；０．０５〜１．０％、 Ｎｂ；０．００５〜０．０５％ からなる強度改善元素群、又は介在物形態制御作用のあ
   る Ｃａ；０．０００５〜０．００５％ の一種又は二種以上を含有することを特徴とする請求項
   １記載の溶接性および脆性亀裂伝播停止特性の優れた高
   張力鋼の製造方法。