JP3499084B2 - 脆性き裂伝播停止特性に優れた建築用低降伏比高張力鋼材及びその製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、主として建築構造
物に用いられる低降伏比高張力鋼材に関し、特に、地震
等で万一脆性破壊が発生しても構造物全体が崩壊する前
に脆性き裂を停止できる安全な鋼材及びその製造方法に
関するものである。

【０００２】本発明鋼材は耐震建築用途だけでなく、例
えばこの方法で製造した鋼材は海洋構造物、圧力容器、
造船、橋梁、ラインパイプなどの溶接鋼構造物一般に用
いることができる。また、鋼材の形態としては特に問わ
ないが、構造部材として用いられ、低温靱性が要求され
る鋼板、特に厚板、鋼管素材、あるいは形鋼で特に有用
である。

【０００３】

【従来の技術】近年、建築物の高層化、橋梁の大スパン
化等に見られるように構造物は大型化の傾向にあり、該
用途に使用される鋼材には、地震、台風等による構造物
の崩壊防止のための性能確保が重要な課題となってい
る。特に、阪神大震災の経験から、設計、施工上の特段
の配慮無しに構造物の安全性を鋼材の性能によって確保
しようとすると、延性破壊、脆性破壊の両面で安全性の
高い鋼材が必要であることが認識されつつある。

【０００４】最近、高層建築用鋼材に延性破壊性能に配
慮した低降伏比鋼（低ＹＲ鋼）や高一様伸び鋼の使用が
検討されつつある。低降伏比特性については、地震、台
風等によるエネルギーを吸収する能力に優れ、また、構
造物の局所的な崩壊を抑制する上で有用であることが認
識されてきている。

【０００５】エネルギー吸収能向上のための低降伏比化
の手段については数多く提案されている。例えば、Ｃ量
の増加等の化学組成の調整による方法、結晶粒を粗大化
させる方法、焼入れと焼戻し熱処理の間にフェライト
（α）＋オーステナイト（γ）二相域に加熱する中間熱
処理を施す方法（以降、ＱＬＴ処理）に代表されるよう
に、軟質相としてのαと硬質相としてのベイナイトある
いはマルテンサイトを混在させる方法等がある。

【０００６】例えば、軟質相と硬質相の混合組織を得る
ための製造方法として、特開昭５３−２３８１７号公報
には鋼板を再加熱焼入れした後、Ａｃ₁ 変態点とＡｃ₃
変態点の間に再加熱して、γとαの二相としてから空冷
する方法が示されており、また、特開平４−３１４８２
４号公報には、同様に二相域に再加熱した後、焼入れる
方法が開示されている。また、再加熱処理を施さずにオ
ンラインで製造する方法として、例えば特開昭６３−２
８６５１７号公報には、γ域から二相域にかけて熱間圧
延を施した後、Ａｒ₃ 変態点より２０〜１００℃低い温
度まで空冷してα相を生成させ、その後急冷する方法が
開示されている。

【０００７】一様伸びの改善方法としては、例えば特開
平５−１４０６４４号公報に開示されているように、Ｍ
ｏを含有する鋼をα−γ二相共存域に再加熱して固溶Ｃ
濃度を極端に低下させた上で、圧延を加えることにより
圧延方向の一様伸びを向上させる方法がある。

【０００８】この方法によれば、軟質のα相を比較的生
産性を阻害することなく生成できるが、加熱温度が通常
の鋼片加熱温度に比べて極端に低いため、加熱炉によっ
ては操業が難しい場合もあり、また均一加熱に時間を要
したり、溶体化が不十分となる恐れがある。また、材質
の異方性も生じ易いと考えられる。

【０００９】あるいは、降伏強度が９５kgf/mm² 以上の
超高張力鋼において、特開平４−７４８４６号公報に示
されるような、時効析出強化による一様伸びの向上方法
が示されているが、強度が８０kgf/mm² 以下の鋼に対し
ては一般的な手段とは言い難い。

【００１０】

【発明が解決しようとする課題】低ＹＲ鋼や高一様伸び
鋼に代表される高延性鋼は、構造物の終局の崩壊にいた
るまで延性破壊で破壊するのであれば、構造物の安全性
を高める上で非常に有用である。

【００１１】しかし一般には、構造物は溶接により部材
同士が接合されるため、必ず溶接継手部を有し、継手接
合部は溶接欠陥等の初期欠陥と溶接金属、溶接熱影響部
（ＨＡＺ）等の材質劣化部を不可避的に含むため、外部
応力が負荷された場合に脆性破壊を生じやすい。脆性破
壊が一旦生じてしまえば、脆性破壊が急速に進展するた
め、高延性鋼を用いる意味がなくなる。

【００１２】初期失陥を完全に無くすことは不可能であ
る。また、初期欠陥がある状態で脆性破壊の発生を完全
に抑制するためには、ＨＡＺの靱性を極端に高めた高価
な鋼を用いる必要がある上、たとえそのような高価な鋼
材を用いても初期欠陥が大きければ、脆性破壊が発生す
る可能性は依然として残る。従って、大地震時のような
非常に厳しい条件の外力が負荷された場合にも、構造物
の安全性を確保することが鋼材に課せられた重要な課題
になると考えられる。

【００１３】

【課題を解決するための手段】本発明においては、低Ｙ
Ｒ化により延性を確保しつつ、脆性破壊による構造物の
崩壊を防止するための手段として、鋼材の製造工程にお
ける組織制御により、母材の脆性破壊の伝播停止特性を
高めることで、脆性破壊に対する安全性が確実に確保で
きると考えた。即ち、脆性破壊の発生を、いかなる初期
欠陥、溶接条件に対しても完全に抑制することは非常に
困難であるが、脆性破壊の発生は許容した上で、発生し
た脆性き裂が母材を伝播する段階で早期に脆性き裂を停
止できれば、溶接継手の状態に依存しない確実な対策に
なる。

【００１４】以上の観点から、延性破壊に対しては低Ｙ
Ｒ化によりエネルギー吸収を図り、脆性破壊に対しては
脆性き裂の伝播停止特性の向上により対処することが、
より安全性の高い建築用高張力鋼材としての必要特性と
考え、両特性を同時に達成することが可能な手段を検討
した結果、本発明を完成するに至った。

【００１５】その要点は、低ＹＲ化に対しては鋼組織中
に硬質のマルテンサイト相を適正に分散させることであ
り、脆性き裂伝播停止特性に対しては鋼組成の調整によ
らずに製造工程において表層部に超細粒組織を形成せし
めることであり、かつ、表層部の超細粒組織を損なうこ
となくマルテンサイト相の分散を図ることにある。

【００１６】 さらに具体的には、本発明の要点は以下
に示す通りである。 （１）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：
０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ａｌ：
０．００１〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．０１０％
を含有し、不純物としてのＰ，Ｓの含有量が、Ｐ：０．
０２５％以下、Ｓ：０．０１５％以下で、残部鉄及び不
可避不純物からなる鋼材であって、鋼材体積に占めるマ
ルテンサイト割合が１０〜６０％であり、さらに、該鋼
材を構成する外表面のうち少なくとも２つの外表面に関
して、表層から全厚みの１０〜３３％の範囲内の平均フ
ェライト粒径が３μｍ以下の超細粒組織であることを特
徴とする脆性き裂伝播停止特性に優れた建築用低降伏比
高張力鋼材。

【００１７】 （２）質量％で、Ｔｉ：０．００３〜
０．０２０％、Ｚｒ：０．００３〜０．１０％、Ｎｂ：
０．００２〜０．０５０％、Ｔａ：０．００５〜０．２
０％、Ｖ：０．００５〜０．２０％、Ｂ：０．０００２
〜０．００３％、の１種または２種以上を含有すること
を特徴とする前記（１）記載の脆性き裂伝播停止特性に
優れた建築用低降伏比高張力鋼材。

【００１８】 （３）質量％で、Ｃｒ：０．０１〜２．
０％、Ｍｏ：０．０１〜２．０％、Ｎｉ：０．０１〜
４．０％、Ｃｕ：０．０１〜２．０％、Ｗ：０．０１〜
２．０％、の１種または２種以上を含有することを特徴
とする前記（１）または（２）記載の脆性き裂伝播停止
特性に優れた建築用低降伏比高張力鋼材。

【００１９】 （４）質量％で、Ｍｇ：０．０００５〜
０．０１％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、ＲＥ
Ｍ：０．００５〜０．１０％、のうち１種または２種以
上を含有することを特徴とする前記（１）〜（３）のい
ずれか１項に記載の脆性き裂伝播停止特性に優れた建築
用低降伏比高張力鋼材。

【００２０】 （５）前記（１）〜（４）のいずれかに
記載の成分の鋼片をＡｃ₃ 変態点以上、１２５０℃以下
の温度に加熱し、通常の粗圧延をし、または粗圧延を省
略し、熱間圧延の開始前あるいは熱間圧延の途中段階
で、その段階での鋼片厚みの１０〜３３％に対応する少
なくとも２つの外表面の表層部領域をＡｒ₃ 変態点以上
の温度から２〜４０℃/sの冷却速度で冷却を開始し、Ａ
ｒ₃ 変態点以下で冷却を停止して復熱させることを１回
以上経由させる過程で、前記冷却の開始から最後の冷却
後の復熱が終了するまでの間に累積圧下率が２０〜９０
％の仕上げ圧延を完了させた後、該圧延完了後の鋼材の
前記表層域を（Ａｃ₁ 変態点一５０℃）〜（Ａｃ₃ 変態
点＋５０℃）の範囲に復熱させ、さらに復熱終了後の鋼
材を０．２〜２℃/sの冷却速度で（該冷却速度における
変態開始温度（Ａｒ₃ ）−５０℃）〜５００℃の範囲に
冷却した後、５〜４０℃/sの冷却速度で２０〜３００℃
まで冷却して、前記（１）〜（４）のいずれか１項に記
載の鋼材を製造することを特徴とする脆性き裂伝播停止
特性に優れた建築用低降伏比高張力鋼材の製造方法。

【００２１】 （６）前記（１）〜（４）のいずれかに
記載の成分の鋼片をＡｒ₃ 変態点以上、１２５０℃以下
の温度に加熱し、通常の粗圧延をし、または粗圧延を省
略し、熱間圧延の開始前あるいは熱間圧延の途中段階
で、その段階での鋼片厚みの１０〜３３％に対応する少
なくとも２つの外表面の表層部領域をＡｒ₃ 変態点以上
の温度から２〜４０℃/sの冷却速度で冷却を開始し、Ａ
ｒ₃ 変態点以下で冷却を停止して復熱させることを１回
以上経由させる過程で、前記冷却の開始から最後の冷却
後の復熱が終了するまでの間に累積圧下率が２０〜９０
％の仕上げ圧延を完了させ、該圧延完了後の鋼材の前記
表層域を（Ａｃ₁ 変態点−５０℃）〜（Ａｃ₃ 変態点＋
５０℃）の範囲に復熱させて、復熱終了後の鋼材を放冷
するかあるいは復熱終了後の鋼材を５〜４０℃/sの冷却
速度で２０〜６５０℃まで冷却した後、さらに０．１〜
５０℃/sの昇温速度で（Ａｃ₁ 変態点十１０℃）〜（Ａ
ｃ₃ 変態点−３０℃）の範囲に加熱した後、該温度範囲
で１〜６０ｓ保持した後、０．５〜５０℃/sで冷却する
二相域熱処理を施して、前記（１）〜（４）のいずれか
１項に記載の鋼材を製造することを特徴とする脆性き裂
伝播停止特性に優れた建築用低降伏比高張力鋼材の製造
方法。

【００２２】（７）４５０〜６５０℃で焼戻しを行うこ
とを特徴とする前記（５）または（６）記載の脆性き裂
伝播停止特性に優れた建築用低降伏比高張力鋼材の製造
方法。なお、ここで言う高張力鋼材とは高張力鋼板（厚
板）のみならず、形鋼、管材をも含む鋼材を指すもので
ある。

【００２３】

【発明の実施の形態】本発明の第一の要件は、脆性き裂
伝播停止特性に対しては鋼組成の調整によらずに製造工
程において表層部に超細粒組織を形成せしめることであ
り、低降伏比化に対しては鋼組織中に硬質のマルテンサ
イト相を適正に分散させることであり、かつ、表層部の
超細粒組織を損なうことなくマルテンサイト相の分散を
図ることにある。

【００２４】脆性き裂の伝播停止特性向上のためには、
後述する成分限定を前提とした上で、鋼材の少なくとも
２つの面の表層部において、平均フェライト粒径が３μ
ｍ以下の超細粒組織を表層から板厚の１０〜３３％の厚
さにわたって存在させることが必要となる。

【００２５】表層部に超細粒組織を形成させることによ
って、脆性き裂の進展中に、表層部に延性破壊であるシ
アリップが形成され、脆性き裂伝播停止特性が向上す
る。本方法によれば、Ｎｉ添加等、合金成分の添加、調
整によらずに脆性き裂伝播停止特性が向上できる点で有
利である。

【００２６】高速で進展している脆性き裂に抵抗してシ
アリップを確実に生成させるためには、表層部の脆性破
壊の発生及び伝播停止特性を鋼板の要求靱性よりも顕著
に向上させる必要があり、そのためには該表層部のフェ
ライト粒径を顕著に微細化させることが必須条件とな
る。

【００２７】該表層部のフェライト粒径は当然微細であ
るほど好ましいが、シアリップの形成が確実で、製造工
程に過大な負荷をかけない範囲として、本発明において
は、該表層部の平均フェライト粒径を３μｍ以下に限定
する。なお、該表層部のフェライト粒組織は結晶粒径に
ばらつきの少ない整粒であることが好ましいが、平均粒
径の２倍超の粗大粒が存在してもその存在割合が該表層
部全体に対して１０％以内であれば、表層部の脆性破壊
特性に対して実質的に悪影響を及ぼさないため、許容さ
れる。

【００２８】万一、欠陥部や溶接部等から脆性破壊が発
生し、伝播に至っても、表層部が確実に延性破壊してシ
アリップとなるためには、上記フェライト粒径の限定が
必須条件となるが、脆性き裂の伝播停止特性の向上に対
してはさらに該表層超細粒層の厚みも重要な要件とな
る。

【００２９】即ち、鋼板内部の通常組織の脆性き裂を停
止させるためには、シアリップ部でその伝播エネルギー
を吸収する必要があるが、シアリップの厚みが不十分で
あると、たとえシアリップが形成されても脆性き裂の停
止に至らない場合が生じる。脆性き裂の伝播を確実に停
止するには、シアリップはある程度の厚みが必要とな
る。

【００３０】当然シアリップの厚みは厚ければ厚いほど
き裂の停止効果が大となるが、必要以上の超細粒層の厚
みを確保しようとすると、製造工程に過大な負荷をかけ
たり、製造条件によっては母材の延性や鋼板の形状、表
面性状等の劣化につながる。

【００３１】これらの問題を生じない範囲として、本発
明においては平均フェライト粒径が３μｍ以下の表層超
細粒組織の厚みを表裏面各々について、下限を表層から
板厚の１０％、上限を表層から極厚の３３％と限定す
る。該表層超細粒層は鋼材の全ての表面に付与すること
が好ましいが、上記条件を満足すれば、最低限２つの表
面に該超細粒層を付与することにより脆性き裂の停止に
有効である。

【００３２】なお、表層部に形成された超細粒層は、溶
接熱影響部内で溶接ビード直近の１３００℃以上に再加
熱される様な領域では完全に消滅するが、より低温に加
熱されている熱影響部では、超細粒組織は消滅するもの
の変態前の超細粒組織の影響が残存して該溶接熱影響部
の組織を微細化する効果があるため、溶接熱影響部の靱
性向上に対しても効果がある。

【００３３】以上のように、脆性き裂の伝播停止特性向
上のために化学組成の限定、鋼材表層部の超細粒化が重
要ではあるが、耐震等、建築用途としての安全性確保の
ためには、前提として鋼材の低降伏比化が図られていな
ければならない。

【００３４】表層部に超細粒組織を形成させて脆性き裂
の伝播停止特性を向上させた鋼においては、低降伏比特
性を得るための手段としては、組織中に適正量のマルテ
ンサイト相を組織中に分散させる手段が最も好ましい。
即ち、低降伏比特性を得るための手段は種々考えられる
が、表層に超細粒組織が存在する場合には、マルテンサ
イトのような脆い硬質相が分散しても靱性劣化が抑制さ
れるため、鋼成分の制限が比較的少ないマルテンサイト
の分散による低降伏比化を用いる場合に最も適してい
る。

【００３５】他の低降伏比化の手段、例えばＣ，Ｃｒ，
Ｍｏ等の添加による第二相の増加では、合金コストの上
昇を招き、かつ溶接性等への悪影響の懸念があり、ま
た、表層部を除く内部の結晶粒径を粗大化して鋼材全体
としての低降伏比化を図る方法では、内部の靱性劣化が
避けられない。

【００３６】延性特性を劣化させずに低降伏比化するた
めの組織要件は、硬質相であるマルテンサイト相の鋼材
体積に対する割合を１０〜６０％とすることである。即
ち、低降伏比化のためには母相中に母相に比べて十分強
度の高い第二相を分散させることによって、引張強度を
高めて降伏比（降伏応力／引張強度）を低下させる手段
が最も有効である。

【００３７】本発明においては実験結果に基づいて、硬
質相としてはマルテンサイト相が最も好ましく、その割
合としては鋼板体積中の平均として１０〜６０％の範囲
が、低降伏比化と他の材質特性との両立の点で最も好ま
しいことを見いだした。マルテンサイト相の割合が１０
％未満であると、硬質相による引張強度の向上効果が得
られないため、低降伏比化が図られない。

【００３８】一方、マルテンサイト相の割合が６０％超
であると、マルテンサイトへのＣの濃化が十分でないた
めにマルテンサイトの硬さが低下して母相の硬さとの差
が小さくなるためと、硬資相であるマルテンサイト相の
降伏応力への形響が生じ始めるため、降伏応力の上昇と
引張強度の低下のために降伏比が高くなる。

【００３９】また、マルテンサイト相の割合が６０％超
ではマルテンサイトの粗大化が生じて、延性や靱性が劣
化するため好ましくない。なお、ここでのマルテンサイ
ト相には一部残留オーステナイト相が含まれたＭ−Ａ相
(Martensite-Austenite Constituent)も含んでいる。

【００４０】マルテンサイト相を一部含んだ組織形態を
得る手段としては、特開昭５３−２３８１７号公報等に
開示されているように、熱処理により一旦二相域温度に
再加熱してオーステナイト（γ）相を再析出させた後、
放冷あるいは急冷により冷却中にγ相をマルテンサイト
相に変態させる方法が代表的である。

【００４１】しかしながら、本発明では、低降伏比化と
同時に表層部に超細粒組織を有し、これによって脆性き
裂の伝播停止特性の向上を図る必要があるが、超細粒組
織は熱的に不安定であるため、該超細粒組織のフェライ
ト粒径の粗大化あるいは超細粒組織の消滅が生じないよ
うに、製造方法に対する工夫が必須となる。

【００４２】本発明においては、詳細な研究調査の結果
により、他の材質特性との関係や製造の簡便さ、製造へ
の負荷の観点から、表層部の超細粒組織と低降伏比化に
必要な割合のマルテンサイト相の導入とを両立させる製
造方法として、以下の二つの方法が最も適当であるとの
結論に至った。

【００４３】第１の方法は、表層部に超細粒層を形成さ
せるために、鋼片をＡｃ₃ 変態点以上、１２５０℃以下
の温度に加熱し、熱間圧延の開始前あるいは熱間圧延の
途中段階で、その段階での鋼片厚みの１０〜３３％に対
応する少なくとも２つの外表面の表層部領域をＡｒ₃ 変
態点以上の温度から２〜４０℃/sの冷却速度で冷却を開
始し、Ａｒ₃ 変態点以下で冷却を停止して復熱させるこ
とを１回以上経由させる過程で、最後の冷却後の復熱が
終了するまでの間に累積圧下率が２０〜９０％の仕上げ
圧延を完了させ、該圧延完了後の鋼材の前記表層域を
（Ａｃ₁ 変態点−５０℃）〜（Ａｃ₃ 変態点＋５０℃）
の範囲に復熱させる。

【００４４】該復熱終了後の鋼材を０．２〜２℃/sの冷
却速度で冷却し、（該冷却速度における変態開始温度
（Ａｒ₃ ）−５０℃）〜５００℃の範囲に冷却した後、
５〜４０℃/sの冷却速度で２０〜３００℃まで冷却する
ことによって、所定量のマルテンサイト相を形成させ
る。

【００４５】即ち、低降伏比化のために、フェライト
相、ベイナイト相、及びこれらの組織の混合相からなる
母相にマルテンサイト相を導入するが、そのためにはフ
ェライト／オーステナイト二相域の適切な温度域まで冷
却した後、オーステナイト相をマルテンサイトに変態さ
せるために急冷する。このような製造方法によって、表
層部の超細粒組織の形態を損なうことなく所定量のマル
テンサイト組織を導入することが可能となる。

【００４６】第２の方法は、鋼片をＡｃ₃ 変態点以上、
１２５０℃以下の温度に加熱し、熱間圧延の開始前ある
いは熱間圧延の途中段階で、その段階での鋼片厚みの１
０〜３３％に対応する少なくとも２つの外表面の表層部
領域をＡｒ₃ 変態点以上の温度から２〜４０℃/sの冷却
速度で冷却を開始し、Ａｒ₃ 変態点以下で冷却を停止し
て復熱させることを１回以上経由させる過程で、最後の
冷却後の復熱が終了するまでの間に累積圧下率が２０〜
９０％の仕上げ圧延を完了させ、該圧延完了後の鋼材の
前記表層域を（Ａｃ₁ 変態点−５０℃）〜（Ａｃ₃ 変態
点＋５０℃）の範囲に復熱させて、復熱終了後の鋼材を
放冷するか、あるいは復熱終了後の鋼材を５〜４０℃/s
の冷却速度で２０〜６５０℃まで冷却することによっ
て、表層部に超細粒層を形成した鋼材に以下の特殊な二
相域熱処理を施す方法である。

【００４７】即ち、通常の熱処理によってマルテンサイ
トの形成のための二相域熱処理を施すと、表層部の超細
粒組織は完全に、あるいは一部その形態が損なわれるた
め、採用できないが、二相域温度まで加熱するまでの昇
温速度を高め、かつ加熱温度での保持時間を短時間に限
定することによって、表層超細粒組織の機能を損なうこ
となく、組織中に低降伏比化に有効なマルテンサイト相
を導入することが可能となる。

【００４８】その場合、０．１〜５０℃/sの昇温速度で
（Ａｃ₁ 変態点＋１０℃）〜（Ａｃ₃ 変態点−３０℃）
の範囲に加熱した後、該温度範囲での滞在時間を１〜６
０ｓとする必要がある。加熱保持後の冷却は急冷の方が
マルテンサイト形成には好ましいが、０．５〜５０℃/s
の範囲であれば良い。以上のマルテンサイト相導入のた
めの製造条件の、具体的な限定理由については後述す
る。

【００４９】以上が本発明の脆性き裂伝播停止特性に優
れた建築用低降伏比高張力鋼材の要件であるが、個々の
化学成分についても下記に述べる理由により、各々限定
する必要がある。

【００５０】Ｃは鋼の強度を向上させる有効な成分とし
て含有するもので、０．０１％未満では構造用鋼に必要
な強度の確保が困難であるが、０．２０％を超える過剰
の含有は延性破壊特性の劣化により、本発明が目的とし
ている耐破壊性能の低下を招く。また、靱性や耐溶接割
れ性なども低下させるので、０．０１〜０．２０％の範
囲とした。

【００５１】Ｓｉは脱酸元素として、また母材の強度確
保に有効な元素であるが、０．０１％未満の含有では脱
酸が不十分となり、また強度確保に不利である。逆に
１．０％を超える過剰の含有は粗大な酸化物を形成して
延性や靱性の劣化を招く。そこで、Ｓｉの範囲は０．０
１〜１．０％とした。

【００５２】Ｍｎは母材の強度、靱性の確保に必要な元
素であり、最低限０．ｌ％以上含有する必要があるが、
溶接部の靱性、割れ性など材質上許容できる範囲で上限
を２．０％とした。

【００５３】Ａｌは延性、靱性に有害な固溶Ｎの固定に
有効な元素であり、かつ脱酸、γ粒径の細粒化等に有効
な元素であるが、効果を発揮するためには０．００１％
以上含有する必要がある。一方、０．１％を超えて過剰
に含有すると、粗大な酸化物を形成して延性を極端に劣
化させるため、０．００１〜０．１％の範囲に限定する
必要がある。

【００５４】Ｎは、固溶Ｎが存在すると、延性や靱性の
劣化が生じるため、その含有量を適正化する必要があ
る。即ち、ＮはＡｌやＴｉと結びついてγ粒微細化に有
効に働くため、微量であれば機械的特性に有効に働く。
また、工業的に鋼中のＮを完全に除去することは不可能
であり、必要以上に低減することは製造工程に過大な負
荷をかけるため好ましくない。そのため、工業的に御御
が可能で、製造工程への負荷が許容できる範囲として下
限を０．００１％とする。過剰に含有すると、固溶Ｎが
増加し、延性や靱性に悪影響を及ぼす可能性があるた
め、許容できる範囲として上限を０．０１０％とする。

【００５５】Ｐ，Ｓは不純物元素で、延性、靱性を劣化
させる元素であり、極力低減することが好ましいが、材
質劣化が大きくなく、許容できる量として、Ｐの上限を
０．０２５％、Ｓの上限を０．０１５％に限定する。

【００５６】以上が本発明の鋼材の基本成分の限定理由
であるが、本発明においては、強度・靱性の調整のため
に、必要に応じて、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｖ，Ｂ，
Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｗの１種または２種以上を含
有することができる。

【００５７】Ｔｉは析出強化により母材強度向上に寄与
するとともに、ＴｉＮの形成により加熱γ粒径微細化に
も有効な元素であり、靱性向上にも有効な元素である
が、効果を発揮するためには０．００３％以上の含有が
必要である。一方、０．０２％を超えると、粗大な析出
物、介在物を形成して靱性や延性を劣化させるため、上
限を０．０２％とする。

【００５８】Ｚｒも窒化物を形成する元素であり、Ｔｉ
と同様の効果を有するが、その効果を発揮するためには
０．００３％以上の含有が必要である。一方、０．１０
％を超えると、Ｔｉと同様、粗大な析出物、介在物を形
成して靱性や延性を劣化させるため、０．００３〜０．
１０％の範囲に限定する。

【００５９】Ｎｂも強度・靱性の向上に有効な元素であ
るが、過剰の含有では析出脆化により靱性が劣化する。
従って、靱性の劣化を招かずに効果を発揮できる範囲と
して、０．００２〜０．０５％の範囲に限定する。

【００６０】Ｔａも強度・靱性の向上に有効な元素であ
るが、効果を発揮するためには０．００５％以上の含有
が必要である。一方、０．２０％を超えると、析出脆化
や粗大な析出物、介在物による靱性劣化を生じるため、
上限を０．２０％とする。

【００６１】ＶもＶＮを形成して強度向上に有効な元素
であるが、Ｎｂと同様に過剰の含有では析出脆化により
靱性が劣化する。従って、靱性の大きな劣化を招かず
に、効果を発揮できる範囲として、０．００５〜０．２
０％の範囲に限定する。

【００６２】Ｂは微量で確実にＮと結びつくため、固溶
Ｎ固定により靱性向上や、焼入性向上による強度・靱性
向上に有効な元素であるが、効果を発揮するためには
０．０００２％以上必要である。一方、０．００３％を
超えて過剰に含有するとＢＮが粗大となり、延性や靱性
に悪影響を及ぼす。また溶接性も劣化させるため、上限
を０．００３％とする。

【００６３】Ｃｒ及びＭｏはいずれも母材の強度向上に
有効な元素であるが、明瞭な効果を生じるためには０．
０１％以上必要であり、一方、２．０％を超えて添加す
ると、靱性及び溶接性が劣化する傾向を有するため、各
々０．０１〜２．０％の範囲とする。

【００６４】Ｎｉは母材の強度と靱性を同時に向上で
き、非常に有効な元素であるが、効果を発揮させるため
には０．０１％以上含有させる必要がある。含有量が多
くなると強度、靱性は向上するが４．０％を超えて添加
しても効果が飽和する一方で、溶接性が劣化するため、
上限を４．０％とする。

【００６５】ＣｕもほぼＮｉと同様の効果を有するが、
２．０％超では熱間加工性に問題を生じるため、０．０
１〜２．０％の範囲に限定する。Ｗは固溶強化及び析出
強化により母材強度の上昇に有効であるが、効果を発揮
するためには０．０１％以上必要である。一方、２．０
％を超えて過剰に含有すると、靱性劣化が顕著となるた
め、上限を２．０％とする。

【００６６】さらに、延性の向上、継手靱性の向上のた
めに、必要に応じて、Ｍｇ，Ｃａ，ＲＥＭの１種または
２種以上を含有することができる。Ｍｇ，Ｃａ，ＲＥＭ
はいずれも硫化物の熱間圧延中の展伸を抑制して延性特
性向上に有効である。酸化物を微細化させて継手靱性の
向上にも有効に働く。その効果を発揮するための下限の
含有量は、Ｍｇ及びＣａは０．０００５％、ＲＥＭは
０．００５％である。一方、過剰に含有すると、硫化物
や酸化物の粗大化を生じ、延性、靱性の劣化を招くた
め、上限を各々、Ｍｇ，Ｃａは０．０１％、ＲＥＭは
０．１０％とする。

【００６７】次に、本発明の脆性き裂伝播停止特性に優
れた建築用低降伏比高温力鋼材の製造に際しての限定理
由を述べる。上記理由により限定した化学成分を有する
鋼において、脆性き裂伝播停止特性の向上のために、鋼
材の少なくとも２つの面の表層部において、平均フェラ
イト粒径が３μｍ以下の超細粒組織を表層から板厚の１
０〜３３％の厚さにわたって存在させる必要がある。本
発明で限定する特徴を有する表層超細粒層は以下に示す
ように製造条件を限定することによって形成させること
ができる。

【００６８】鋼片を熱間圧延するに際し、熱間圧延中あ
るいは熱間圧延途中で表層部の適当な厚みの領域を水冷
等の手段により、Ａｒ₃ 変態点よりも低い温度まで一旦
冷却して内部と温度差を付けた後、温度差のついたまま
の状態からさらに熱間圧延を行うと、Ａｒ₃ 変態点より
も低い温度まで一旦冷却された領域は、復熱及びその過
程の加工によりフェライト主体組織となる。

【００６９】このため、該フェライト主体組織を有する
表層部は、内部の顕熱により復熱されながら加工を受け
ることになり、この復熱中の加工条件を適正化すること
により表層部のフェライト結晶粒が顕著に細粒化する。
従って、最終的な鋼材における表層超細粒層の割合は、
表層を一旦冷却した際にＡｒ₃ 変態点まで低下した領域
の割合とほぼ一致することになる。

【００７０】上記熱間圧延工程において、以下に示すよ
うな条件を満足することによって超細粒化が達成され
る。先ず、鋼片をオーステナイト域に再加熱するが、こ
の場合の温度としてはＡｃ₃ 変態点以上、１２５０℃以
下が好ましい。即ち、Ａｃ₃ 変態点未満ではオーステナ
イト単相にならず、フェライト相が残存し、該フェライ
ト相が残存すると後の工程の如何によらず、表層に均一
な超細粒組織を形成することができない。また、内部も
二相域加工されるため、鋼材の異方性が増大する問題も
生じる。

【００７１】一方、１２５０℃超では加熱オーステナイ
ト粒径が極端に粗大となるため、後の圧延によっても粒
径の微細化ができず、板厚中心部の靱性確保ができな
い。従って、本発明では鋼片の加熱温度をＡｃ₃ 変態点
〜１２５０℃に限定する。

【００７２】最終板厚と鋼片厚みに応じて、工程負荷軽
減、表層超細粒層を得るための復熱後の必要圧下率の確
保の観点から判断して、鋼片を加熱後、鋼片ままか、粗
圧延により鋼片厚みを適当な厚みに減厚した後、該鋼材
の超細粒層とすべき表層部を水冷等の手段により冷却
し、該鋼材の水冷前の熱間圧延時点での板厚の１０〜３
３％に対応する各表層部の領域をＡｒ₃ 変態点以下まで
冷却するとともに、表層部と内部に温度差をつけるが、
その際、該鋼材の水冷前の熱間圧延時点での板厚の１０
〜３３％に対応する各表層部の領域の冷却速度は、２℃
/s以上にする必要がある。

【００７３】これは、冷却速度が２℃/s未満では、冷却
前の熱間圧延によりオーステナイトを微細化しておいて
も冷却後の変態組織が粗大となり、その後の復熱中の圧
延で均一な超微細フェライト組織を得ることが困難とな
るためである。冷却速度は大きい方が組織微細化の観点
からは好ましいが、４０℃/sを超えて急冷しても効果が
飽和する上に、過剰に急冷することは鋼板の形状維持の
ためには好ましくないため、上限を４０℃/sとする。

【００７４】また、上記の冷却はＡｒ₃ 変態点以上から
開始する。これは、単相オーステナイトから冷却するこ
とで表層超細粒層を均一に形成させるためである。即
ち、該表層部が強制冷却前にＡｒ₃ 変態点未満となる
と、フェライトが一部粗大に生成し、その部分での超細
粒化が阻害されるためである。

【００７５】なお、表層超細粒層付与のために冷却前に
必要に応じて行う鋼片厚み調整のための粗圧延の条件
は、特に規定するものではないが、内部組織の微細化の
ためにはγの未再結晶域での圧延を行う方が有利であ
る。

【００７６】ただし、γの未再結晶域での圧延は必然的
に低温圧延となり、生産性の低下、表層部の復熱のため
の内部の顕熱の減少等の悪影響も生ずる。生産性の極端
な低下を招かず、表層超細粒層の形成に不利にならない
条件として、γの未再結晶域での圧延を行う場合の累積
圧下率は５０％以下が好ましい。

【００７７】以上の理由により、該鋼材の冷却前の熱間
圧延時点での板厚の１０〜３３％に対応する各表層部の
領域を、２℃/s〜４０℃/sの冷却速度でＡｒ₃ 変態点以
下まで冷却し、その後仕上げ圧延を行う際、内部の顕熱
によるか、及び／または外部からの加熱を利用して板厚
の１０〜３３％に対応する各表層部の領域を昇温中に圧
延を施すことにより、該領域の組織が超微細化し、脆性
き裂伝播停止特性向上に寄与できるようになる。

【００７８】後述するように、上記復熱過程の加工は１
回もしくは２回以上繰り返してもよいが、最後の冷却後
の復熱過程での圧延後の復熱温度は、（Ａｃ₁ 変態点−
５０℃）〜（Ａｃ₃ 変態点＋５０℃）の範囲にする必要
がある。即ち、該最終復熱温度が（Ａｃ₁ 変態点−５０
℃）よりも低いと、加工後の加工フェライトの回復・再
結晶が十分でないため、超細粒化が不十分で、脆性き裂
伝播停止特性が向上しない。

【００７９】一方、該最終復熱温度が（Ａｃ₁ 変態点＋
５０℃）よりも高いと、加工により超細粒化したフェラ
イトの一部が再度オーステナイトに逆変態することによ
って消失してしまい、その割合が無視できないほど多く
なって靱性及び脆性き裂伝播停止特性を損なう。従っ
て、本発明においては、最後の冷却後の復熱過程での圧
延後の復熱温度は、（Ａｃ₁ 変態点−５０℃）〜（Ａｃ
₃ 変態点＋５０℃）の範囲に限定する。

【００８０】以上のＡｒ₃ 変態点以下への冷却と復熱中
の加工工程は１回でも良いが、複数回繰り返すことによ
り効果が重畳するため、２回以上繰り返しても所望の微
細組織を得ることが可能である。その場合、各復熱段階
の最高温度あるいは最低温度は任意であっても、本発明
の温度条件に従えば超細粒化する。ただし、好ましくは
途中の復熱温度の上限は（Ａｃ₃ 変態点＋１００℃）以
下とする方が、細粒化の効果が確実に重畳する点で好ま
しい。

【００８１】最初の冷却後から最後の復熱に至るまでの
圧延としての仕上げ圧延の累積圧下率は、大きい方が均
一かつ安定に超細粒組織を得られる。そのためには、仕
上げ圧延の累積圧下率は最低限２０％必要である。圧下
率は大きいほど超細粒化には有利であるが、圧下率が９
０％を超えるような圧延は効果が飽和し、生産性を極端
に阻害するため好ましくない。従って、本発明では仕上
げ圧延の累積圧下率は２０〜９０％に限定する。

【００８２】上記の限定条件に従った製造方法により表
層部に超細粒層を付与することが可能であるが、さらに
低降伏比化のために、圧延終丁象の冷却条件あるいは鋼
材製造後の熱処理条件を下記に示すように限定する必要
がある。

【００８３】最後の復熱が終了した後の冷却段階でマル
テンサイト相を導入する方法においては、復熱終了後の
鋼材を０．２〜２℃/sの冷却速度で（該冷却速度におけ
る変態開始温度（Ａｒ₃ ）−５０℃）〜５００℃の範囲
に冷却した後、５〜４０℃/sの冷却速度で２０〜３００
℃まで冷却する。

【００８４】先ず、復熱終了後の鋼材を二相域温度まで
冷却するが、その際の冷却速度が０．２℃/s未満では冷
却速度が遅すぎるため、変態により生成するフェライト
あるいはベイナイト、あるいはこれらの混合相である母
相組織が粗大化するため、靱性の劣化を生じるためと、
前段階で形成された超細粒層の結晶粒径が粗大化して脆
性き裂伝播停止特性を劣化させる可能性があるため、好
ましくない。

【００８５】また、冷却速度が２℃/s超であると変態開
始温度が低くなりすぎるため、変態相とオーステナイト
相との二相組織とすることが困難となったり、母相とマ
ルテンサイトとの硬さの差が小さくなって低降伏比化で
きない等の問題が生じるため好ましくない。

【００８６】以上の理由により、本発明においては最後
の復熱から（該冷却速度における変態開始温度（Ａ
ｒ₃ ）−５０℃）〜５００℃までの冷却速度の範囲を
０．２〜２℃/sに限定する。

【００８７】復熱終了後、０．２〜２℃/sで二相域温度
まで冷却して変態により生じた母相と未変態のオーステ
ナイト相の割合を適正化した後、未変態のオーステナイ
トをマルテンサイト相に変態させるために急冷する。そ
の際、０．２〜２℃/sでの冷却を停止する温度として
は、（該冷却速度における変態開始温度（Ａｒ₃ ）−５
０℃）〜５００℃の範囲とする必要がある。

【００８８】低降伏比化に必要な１０〜６０％のマルテ
ンサイト相を安定して組織中に形成させるためには、オ
ーステナイト中にＣが一定以上濃縮する必要があるが、
そのためには二相域に入るまでの冷却速度での変態開始
温度（Ａｒ₃ 変態点）よりも５０℃以上低くする必要が
ある。

【００８９】ただし、この温度が低くなりすぎると、そ
の後の急冷段階の前に変態が生じてしまい、Ｃの濃化し
た硬いマルテンサイトではなく、母相との硬さの差の小
さいベイナイト相が生成する可能性が高くなる。実験結
果によれば、１０〜６０％のマルテンサイトの割合を確
保するための下限温度は５００℃となる。そのため、本
発明における急冷前の冷却停止温度は、（該冷却速度に
おける変態開始温度（Ａｒ₃ ）−５０℃）〜５００℃の
範囲に限定する。

【００９０】Ａｒ₃ −５０〜５００℃から急冷して、未
変態のオーステナイトをマルテンサイト相に変態させる
が、マルテンサイト変態のためには冷却速度は速ければ
速いほど有利であるが、Ｃの濃縮したオーステナイトか
らの変態であることを考慮すれば、冷却速度の下限は５
℃/sとする必要がある。

【００９１】また、冷却速度を速くするとマルテンサイ
ト変態のためには有利であるが、製造コストの上昇を招
き、鋼材に残留応力が残って鋼材の変形を生じる問題も
あるため、マルテンサイト生成に十分で、前記の問題点
の生じない範囲として、冷却速度の上限は４０℃/sとす
る。５〜４０℃/sで冷却してマルテンサイト変態を生じ
た後は、残留応力の軽減や材質の向上を目的として途中
で冷却を停止することが可能である。

【００９２】マルテンサイト変態後の急冷停止温度とし
ては、２０℃を超えて低温まで冷却することはマルテン
サイトの特性になんら影響を及ぼさないため無意味であ
り、また３００℃超の高温で急冷を停止すると、まだマ
ルテンサイト変態が完了しておらず、未変態のオーステ
ナイトがベイナイト相へ変態して必要量のマルテンサイ
トが確保できない恐れがあるため、該急冷停止温度は２
０〜８００℃の範囲に限定する。

【００９３】圧延・冷却後の鋼材を再加熱熱処理により
マルテンサイト相を生成させる場合は、復熱終了後の鋼
材を放冷するか、あるいは復熱終了後の綱材を５〜４０
℃/sの冷却述度で２０〜６５０℃まで冷却した後、さら
に０．１〜５０℃/sの昇温速度で（Ａｃ₁ 変態点＋１０
℃）〜（Ａｃ₃ 変態点−３０℃）の範囲に加熱した後、
該温度範囲で１〜６０ｓ保持した後、０．５〜５０℃/s
で冷却する。

【００９４】本発明の条件に従った復熱工程での圧延を
含む熱間圧延を施して表層部に超細粒組織を形成させた
後は、その後の粒成長を抑制できる程度の冷却速度で変
態が実質的に終了する温度まで冷却すればよい。鋼材の
最も厚い断面の板厚が１００mm以下の場合は放冷でも十
分である。

【００９５】また、強度調整や製造時間の短縮を目的と
して急冷することも当然可能であり、その場合の冷却条
件を、本発明では５〜４０℃/sの冷却速度で２０〜６５
０℃まで冷却することとする。冷却速度を５〜４０℃/s
に限定するのは、５℃/s未満では強度調整に効果がない
ためであり、４０℃/s超では強度上昇効果や組織制御効
果が飽和する一方で、鋼材の変形や残留応力が大となる
傾向があり、実用上これ以上冷却速度を高めても意味が
ないためである。

【００９６】５〜４０℃/sでの急速冷却を停止する温度
は２０〜６５０℃の範囲とするが、これは、急速冷却を
２０℃未満まで行っても材質や組織制御に対して全く効
果がない一方で、製造コストの上昇や鋼材形状の劣化を
生じる懸念があるためと、急速冷却停止温度が６５０℃
超では、板厚中心近傍の変態がまだ進行中のため、組織
の粗大化や高温変態生成物の増加により所望の材質が得
られなくなり、材質制御を目的とした急速冷却の意図が
全く失われてしまうためである。

【００９７】以上の方法により製造した鋼材を二相域に
再加熱して、マルテンサイト相を必要量生成させる。そ
の熱処理の要件は０．１〜５０℃/sの昇温速度で（Ａｃ
₁ 変態点＋１０℃）〜（Ａｃ₃ 変態点−３０℃）の範囲
に加熱した後、該温度範囲で１〜６０ｓ保持した後、
０．５〜５０℃/sで冷却することにある。二相域熱処理
を行う場合に問題となるのは、圧延工程で形成された表
層部の超細粒組織をいかに保存するかにある。

【００９８】該表層部の超細粒組織は、特別に工夫され
た熱履歴によって形成された組織であるため、変態温度
を超える温度はもちろん、高温に焼き戻し処理を受けた
だけでも、再結晶、粒成長等により、その特異な超細粒
組織が損なわれる可能性が高くなる。該超細粒組織を保
有しつつ、マルテンサイトを導入するための熱処理とし
ては、急速加熱かつ短時間保持の二相域熱処理が必須と
なる。

【００９９】即ち、急速に加熱することにより、超細粒
組織がその熱を駆動力として変化する前に二相域温度ま
で到達することが可能であり、同様に、短時間保持によ
り保持段階での超細粒組織の粒成長を抑制することが可
能となる。その場合、昇温速度は０．１〜５０℃/sの範
囲とする必要がある。

【０１００】昇温速度が０．１℃/s未満では急速加熱の
効果がなく、超細粒部の粒成長を抑制することが難し
い。一方、５０℃/s超では、超細粒部の粒成長の抑制に
は有効ではあるものの、保持温度がオーバーシュートし
やすく、工業的に安定した制御が難しくなるため、本発
明では上限を５０℃/sに限定した。

【０１０１】なお、加熱のはじめから保持温度までこの
昇温速度範囲内に制御されることが好ましいが、５００
℃から保持温度までの平均の昇温速度が本発明の範囲内
にあれば、表層部の超細粒組織を損なうことなく二相成
熱処理が可能となる。

【０１０２】上記の加熱速度及び後述の保持時間の限定
範囲内において加熱温度を適正化して、熱処理後に鋼材
中のマルテンサイト相の割合が、低降伏比化に適した１
０〜６０％の範囲となるように制御する。そのために
は、（Ａｃ₁ 変態点＋１０℃）〜（Ａｃ₃ 変態点−３０
℃）の範囲の二相域温度に加熱する必要がある。

【０１０３】加熱温度が（Ａｃ₁ 変態点＋１０℃）未満
であると、加熱時に形成されるオーステナイト相の割合
が少ないため、冷却中の変態により形成されるマルテン
サイト相の割合が１０％以上確保できない。

【０１０４】逆に加熱温度が（Ａｃ₃ 変態点−３０℃）
超であると、加熱時に形成されたオーステナイト相中へ
のＣの濃化が十分でなく、化学組成によらないオーステ
ナイトの焼入性が確保されないため、加熱保持後の冷却
中のオーステナイトからマルテンサイトヘの変態が確実
でなくなり、安定して必要量のマルテンサイト量を得る
ことが困難になるためと、加熱温度が高くなると表層部
の超細粒組織の形態が崩れる危険性が増加する。

【０１０５】従って、本発明においては、昇温速度が
０．５〜５０℃/sで該加熱温度での保持時間が１〜６０
ｓであることを前提とした場合に、安定して必要量のマ
ルテンサイト量を確保でき、かつ表層部の超細粒組織の
形態を損なわないために、二相域熱処理の加熱温度は
（Ａｃ₁ 変態点＋１０℃）〜（Ａｃ₃ 変態点−３０℃）
の範囲に限定する。

【０１０６】加熱温度での保持時間を１〜６０ｓに限定
するのは、昇温速度を高めるのと同様、表層部の超細粒
組織の形態を損なわないためである。保持時間が１ｓ未
満では工業的に制御が困難であり、６０ｓ超では表層部
の超細粒組織の再結晶、粒成長が開始する。

【０１０７】なお、昇温速度を高めること、及び加熱温
度での保持時間を短時間に限定することは、表層部の組
織保存に効果があると同時に、二相域熱処理時のマルテ
ンサイト相の微細化にも補足的に効果があり、靱性向上
に対しても有効である。

【０１０８】（Ａｃ₁ 変態点＋１０℃）〜（Ａｃ₃ 変態
点−３０℃）に１〜６０ｓ保持した後の冷却条件は、冷
却変態時に必要量のマルテンサイト相が形成される範囲
内であればよい。本発明においては、冷却速度が０．５
℃/s未満であるとマルテンサイト相の形成が確実でな
く、冷却速度は速ければ速いほど有利ではあるが、５０
℃/s超では二相域熱処理時のマルテンサイト相の形成に
対して効果が飽和する一方、鋼材の形状やコスト面での
デメリットも生じるため、冷却速度は０．５〜５０℃/s
の範囲に限定する。

【０１０９】以上の、請求項５に示した超細粒層を形成
させた後、ただちに二相域温度から急速冷却する製造方
法、あるいは、請求項６に示した急速加熱、短時間保持
を特徴とする二相域熱処理による製造方法で製造された
鋼材に対して、強度調整、靱性向上、形状改善の目的
で、さらに焼戻し処理を施すことも可能である。その場
合には、表層部に形成された超細粒組織を損なわないこ
とが必須条件となる。

【０１１０】本発明では焼戻し温度を４５０〜６５０℃
の範囲に限定するが、これは、４５０℃未満では焼戻し
の効果が明確ではなく、６５０℃超では表層部の超細粒
組織の形態を損なう恐れがあるためである。なお、該焼
戻し温度範囲であれば、焼き戻しの加熱保持時間は任意
であるが、表層部の超細粒組織保存の観点からは、保持
時間は５ｈ以内であることが好ましい。

【０１１１】

【実施例】表１に示す化学成分の供試鋼を用いて、表２
に示す製造条件で製造した板厚５０mmあるいは７０mmの
厚鋼板について、母材の引張特性及びシャルピー試験に
よる靱性（破面遷移温度ｖＴrs）、ＥＳＳＯ試験による
脆性き裂伝播停止特性（Ｋca値が４００ kgf・mm^-3/2と
なる温度）を表３に示す。

【０１１２】

【表１】

【０１１３】

【表２】

【０１１４】

【表３】

【０１１５】

【表４】

【０１１６】

【表５】

【０１１７】

【表６】

【０１１８】母材の引張特性は、板厚のｔ／４部から試
験方向が圧延方向と直角となるようにして採取した平行
部直径が６mmで評点間距離が２５mmの丸棒試験片により
実施した。母材のシャルピー衝撃特性も引張試験片と同
一の位置、方向で採取し、破面遷移温度（ｖＴrs）を求
めた。

【０１１９】表１に示すように、鋼番Ａ１〜Ａ１６の鋼
板は本発明の範囲内の化学成分及び表層超細粒組織さら
にマルテンサイト体積分率を有するため、降伏比が８
０％未満の良好な低ＹＲ特性を示す、シャルピー衝撃
特性の破面遷移温度が、表層部で−１００℃以下、中心
部でも−５０℃以下の良好な靱性が得られる、脆性き
裂の伝播停止特性の指標であるＥＳＳＯ試験により求め
られたＫca値が４００kgf・mm^-3/2となる温度が全て−
７０℃以下と良好であり、良好な低Ｙ性特性と靱性、脆
性き裂伝播停止特性が同時に達成きれていることが明白
である。

【０１２０】一方、鋼番Ｂ１〜Ｂ１０は比較例であり、
本発明の要件を満足していないために、表３に示した特
性のいずれかが本発明の鋼に比べて劣っている。即ち、
鋼番Ｂ１はＮ量が過剰であるため、表層超細粒層が形成
されていても、シャルピー特性、脆性き裂伝播停止特性
が不十分である。鋼番Ｂ２はＰ量が過剰であるため、同
様にシャルピー特性、脆性き裂伝播停止特性が本発明鋼
に比べて劣る。

【０１２１】鋼番Ｂ３はＳ量が過剰であるため、シャル
ピー特性、脆性き裂伝播停止特性が本発明鋼に比べて劣
る。鋼番Ｂ４はＣが過剰であるため、シャルピー特性、
脆性き裂伝播停止特性がともに顕著に劣化している。鋼
番Ｂ５は化学成分としては本発明鋼の範囲内であるが、
通常のＴＭＣＰプロセスにより製造されているため、表
層部の超細粒組織を有しておらず、脆性き裂伝播停止特
性が顕著に劣化している。

【０１２２】鋼番Ｂ６は、表層に細粒部は形成されてい
るが、最終復熱過程の復熱温度が高くなりすぎたため
に、表層部の平均粒径が３μｍ超となり、本発明鋼に比
べた場合、十分な表層シャルピー特性、脆性き裂伝播停
止特性が得られていると言い難い。

【０１２３】鋼番Ｂ７は、表層部を冷却する際のＡｒ₃
変態点以下に冷却された部分の厚みが不十分であるた
め、最終的な表層超細粒層の厚みも必要量に達しておら
ず、良好な表層シャルピー特性、脆性き裂伝播停止特性
が得られていない。

【０１２４】鋼番Ｂ８は、圧延後の二相域温度からの加
速冷却がなく、二相域への急速加熱焼戻し処理も施され
ていないため、組織中のマルテンサイト割合が過小とな
り、降伏比が建築用低降伏比鋼としては不十分である。
鋼番Ｂ９は逆に二相域焼戻しの加熱温度が高すぎてマル
テンサイト割合が遇剰なため、シャルピー特性、脆性き
裂伝播停止特性ともに顕著に劣化している。

【０１２５】鋼番Ｂ１０は二相域焼戻しの昇温速度が遅
く、保持時間も過剰なため、一旦形成された表層部の超
細粒層の形態がくずれ、平均粒径が粗大化したため、脆
性き裂伝播停止特性の向上が認められない。以上の実施
例から、本発明によれば、低ＹＲ特性と靱性、脆性き裂
伝播停止特性がともに良好な鋼材を製造可能であること
が明白である。

【０１２６】

【発明の効果】本発明は、主として建築構造物に用いら
れる低降伏比高張力鋼材に関し、低降伏比特性を具備し
つつ、万一破壊が発生した場合でもその脆性き裂を停止
できる高い脆性き裂伝播停止特性を合わせ持つ、安全性
の非常に大きな構造物用鋼材を特殊な合金成分を用いる
ことなく、通常の鋼材の製造プロセスにおいて可能にし
たものであり、その産業上の効果は極めて大きい。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭61−235534（ＪＰ，Ａ) 特開 昭64−47815（ＪＰ，Ａ) 特開 平７−126798（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60 C21D 8/00

Claims (7)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 質量％で、 Ｃ ：０．０１〜０．２０％ Ｓｉ：０．０１〜１．０％ Ｍｎ：０．１〜２．０％ Ａｌ：０．００１〜０．１％ Ｎ ：０．００１〜０．０１０％を含有し、 不純物としてのＰ，Ｓの含有量が Ｐ ：０．０２５％以下 Ｓ ：０．０１５％以下で、 残部鉄及び不可避不純物からなる鋼材であって、鋼材体
   積に占めるマルテンサイト割合が１０〜６０％であり、
   さらに、該鋼材を構成する外表面のうち少なくとも２つ
   の外表面に関して、表層から全厚みの１０〜３３％の範
   囲内の平均フェライト粒径が３μｍ以下の超細粒組織で
   あることを特徴とする脆性き裂伝播停止特性に優れた建
   築用低降伏比高張力鋼材。
2. 【請求項２】 質量％で、 Ｔｉ：０．００３〜０．０２０％ Ｚｒ：０．００３〜０．１０％ Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％ Ｔａ：０．００５〜０．２０％ Ｖ ：０．００５〜０．２０％ Ｂ ：０．０００２〜０．００３％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求
   項１記載の脆性き裂伝播停止特性に優れた建築用低降伏
   比高張力鋼材。
3. 【請求項３】 質量％で、 Ｃｒ：０．０１〜２．０％ Ｍｏ：０．０１〜２．０％ Ｎｉ：０．０１〜４．０％ Ｃｕ：０．０１〜２．０％ Ｗ ：０．０１〜２．０％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求
   項１または２項記載の脆性き裂伝播停止特性に優れた建
   築用低降伏比高張力鋼材。
4. 【請求項４】 質量％で、 Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％ Ｃａ：０．０００５〜０．０１％ ＲＥＭ：０．００５〜０．１０％ のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする
   請求項１〜３のいずれか１項に記載の脆性き裂伝播停止
   特性に優れた建築用低降伏比高張力鋼材。
5. 【請求項５】 請求項１〜４のいずれかに記載の成分の
   鋼片をＡｃ₃ 変態点以上、１２５０℃以下の温度に加熱
   し、通常の粗圧延をし、または粗圧延を省略し、熱間圧
   延の開始前あるいは熱間圧延の途中段階で、その段階で
   の鋼片厚みの１０〜３３％に対応する少なくとも２つの
   外表面の表層部領域をＡｒ₃ 変態点以上の温度から２〜
   ４０℃/sの冷却速度で冷却を開始し、Ａｒ₃ 変態点以下
   で冷却を停止して復熱させることを１回以上経由させる
   過程で、前記冷却の開始から最後の冷却後の復熱が終了
   するまでの間に累積圧下率が２０〜９０％の仕上げ圧延
   を完了させた後、該圧延完了後の鋼材の前記表層域を
   （Ａｃ₁ 変態点一５０℃）〜（Ａｃ₃ 変態点＋５０℃）
   の範囲に復熱させ、さらに復熱終了後の鋼材を０．２〜
   ２℃/sの冷却速度で（該冷却速度における変態開始温度
   （Ａｒ₃ ）−５０℃）〜５００℃の範囲に冷却した後、
   ５〜４０℃/sの冷却速度で２０〜３００℃まで冷却し
   て、請求項１〜４のいずれか１項に記載の鋼材を製造す
   ることを特徴とする脆性き裂伝播停止特性に優れた建築
   用低降伏比高張力鋼材の製造方法。
6. 【請求項６】 請求項１〜４のいずれかに記載の成分の
   鋼片をＡｒ₃ 変態点以上、１２５０℃以下の温度に加熱
   し、通常の粗圧延をし、または粗圧延を省略し、熱間圧
   延の開始前あるいは熱間圧延の途中段階で、その段階で
   の鋼片厚みの１０〜３３％に対応する少なくとも２つの
   外表面の表層部領域をＡｒ₃ 変態点以上の温度から２〜
   ４０℃/sの冷却速度で冷却を開始し、Ａｒ₃ 変態点以下
   で冷却を停止して復熱させることを１回以上経由させる
   過程で、前記冷却の開始から最後の冷却後の復熱が終了
   するまでの間に累積圧下率が２０〜９０％の仕上げ圧延
   を完了させ、該圧延完了後の鋼材の前記表層域を（Ａｃ
   ₁ 変態点−５０℃）〜（Ａｃ₃ 変態点＋５０℃）の範囲
   に復熱させて、復熱終了後の鋼材を放冷するか、あるい
   は復熱終了後の鋼材を５〜４０℃/sの冷却速度で２０〜
   ６５０℃まで冷却した後、さらに０．１〜５０℃/sの昇
   温速度で（Ａｃ₁ 変態点十１０℃）〜（Ａｃ₃ 変態点−
   ３０℃）の範囲に加熱した後、該温度範囲で１〜６０ｓ
   保持した後、０．５〜５０℃/sで冷却する二相域熱処理
   を施して、請求項１〜４のいずれか１項に記載の鋼材を
   製造することを特徴とする脆性き裂伝播停止特性に優れ
   た建築用低降伏比高張力鋼材の製造方法。
7. 【請求項７】 ４５０〜６５０℃で焼戻しを行うことを
   特徴とする請求項５または６記載の脆性き裂伝播停止特
   性に優れた建築用低降伏比高張力鋼材の製造方法。