JPH0474846A

JPH0474846A - 鉄骨建築用高一様伸び超高強度鋼とその製法

Info

Publication number: JPH0474846A
Application number: JP18889690A
Authority: JP
Inventors: Yoshihiko Kamata; 芳彦鎌田
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1990-07-17
Filing date: 1990-07-17
Publication date: 1992-03-10

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、９５ｋｇｆ／ｍｍ２以上の高降伏強度と８
％以上の高い一様伸びを示す鉄骨建築用針、並びにその
製造方法に関するものである。

〈従来技術とその課題〉現在、建築鉄骨の主要構造部材として使用される材料と
その基準強度は、建設省告示で第１表に示すように定め
られている。即ち、基準強度が定められているのは５Ｓ
５５までで、５Ｍ５８やそれ以上の高強度鋼については
この中で定められてはいない。

このため、５Ｍ５８やそれ以上の高強度鋼を柱や梁のよ
うな主要構造部材として使用する場合には学識経験者に
よる審査を経て建設大臣の特認を得る必要があるが、こ
のためには相当な時間や手間かかかることから一般の物
件では敬遠されているのが実情である。

一方、近年、ビルの超高層化傾向は非常に著しく、建設
省告示で定められている強度基準で設計すると極めて極
厚の柱や梁を使用しなければならない場合が生じつつあ
る。即ち、超高層ビルを現行の基準で設計すると、低層
部分の柱、梁は高層部分の重量を支えなければならない
ため使用鋼材が著しく肉厚のものとなり、低層部分で居
住空間を確保することができなくなる。そこで、高強度
鋼を適用することにより柱、梁に使用される鋼材の薄肉
化を図り、これによって居住空間の拡大を推進しようと
する動きも出ているが、その具体策としては高々５Ｍ５
８の適用が挙げられているに過ぎず、上記思想の推進に
は更に信頼性の高い降伏強度：　９５ｋｇｆ／ｍｍ２以
上を有する超高強度鋼の開発が必要であると考えられた
。

なお、上記超高強度鋼の開発は、超高強度化による居住
空間の拡大と使用鋼材の軽減によるコスト低減に加え、
構造物そのものの軽量化により地震時に建築物に吸収さ
れるエネルギーを軽減して構造物の耐振性向上に著しく
寄与することにもつながる。

もっとも、強度面のみを捕らえれば、上記数値を示す超
高強度鋼は異なる用途分野において既に開発済みである
が、これらは前記第１表に示される高張力鋼に比較して
延性が劣るとされ、建築構造部材としての適用を考慮し
た場合には延性改善が不可欠の課題として残されていた
。

このようなことから、本発明が目的としたのは、要望の
強かった“降伏強度：　９５ｋｇｆ／ｍｍ２以上”の超
高強度を有し、しかも耐震性等を考慮した場合にも十分
に満足できる“一様伸び２８％以上”を示す鉄骨建築用
の高一様伸び超高強度針を工業的に安定して提供するこ
とであった。

く課題を解決するための手段〉本発明者は、上記目的を達成すべく鋭意研究を重ね、次
のような結論に到達するに至った。

即ち、鋼に降伏強度が９５ｋｇｆ／ｍｍ２以上の性能を
付与させる手法としては、鋼をａ）変態強化鋼ｂ）残留Ｔ型筒張力鋼Ｃ）時効析出強化網とする各方法を挙げることができるが、このうち“変態
強化鋼”では高強度化が容易ではあるが一様伸びを安定
して８％以上確保することに難点があった。また、“残
留γ型鋼張かｒは高強度と高一様伸びを兼備させること
は可能であるが、残留Ｔの現出には０．１５％（以降、
成分割合を示す％は重量％とする〉を超えるＣ・含有量
とする必要があり、溶接割れ感受性指数（ＰｃＨ）を低
く抑えることができないために溶接性の観点から課題が
残るものであった。

そこで、“時効析出強化網”を実現する手法を中心に検
討を重ねた結果、以下に示す事実を確認することができ
た。

ｆａ）　　鉄骨建築用鋼材として使用されるためには溶
接性が同様用途の従来鋼と同等以上である必要があり、
そのためには綱のＰＣイを０．３２％以下に抑える必要
がある。

（ｂｌ　　時効強化型添加元素にはＮｂ、　Ｖ、　Ｔｉ
、　Ｍｏ。

Ｃｕ等があり、これら元素の多量添加は溶接部の継手性
能を損なうことが多いが、この中でＣｕは時効析出によ
る強化の程度に比して溶接継手性能に及ぼす悪影響が比
較的少ない元素である。

（Ｃ）　　Ｃｕ添加時効鋼では、時効前の組織がベイナ
イト組織のときに時効強化の程度は最高となるが、降伏
強度：　９５ｋｇｆ／ｍｍ２以上を確保し、かつ一様伸
びを８％以上と言う狙いの場合には時効前の組織がベイ
ナイト組織のみであるのは好ましくなく、所定の組１ｔ
ｌＪ整を行って“ベイナイトとマルテンサイトの複合組
織化をしておくことが重要である。そして、特定組成に
成分調整され、かつ組織調整によって前組織をベイナイ
トとマルテンサイトの複合組織とされたＣｕ添加鋼に所
定の時効処理を施した場合には、上記所望の高一様伸び
及び超高強度を備えた綱の安定した製造が可能となる。

本発明は、上記知見事項等に基づいてなされたもので、「鉄骨建築用鋼を、Ｃ：　０．０３〜０．１５％、　　　Ｓｉ　：　０．０
５〜０．９０％Ｍｎ　：　０．３０〜０．９０％、　　
　Ｃｒ　：　０．１０〜１．００％。

Ｍｏ　：　０．０５〜０．７０％、　　　　Ｃｕ　：　
０．５０〜２．５％、Ｎｉ　：　０．２５〜２．５％、
　　　ｓｏＬ　Ａｆ　：　０．００５〜１．５０％を含
有するか、或いは更にＮｂ　：　０．００５〜０．０８０％、　　　Ｖ　：　
０．００５〜０．１５％、Ｂ　：　０．０００１５〜０
．００３０％、　　Ｔｉ　：　０．００５〜０．０６％
をも含むと共に、残部がＦｅ及び不可避的不純物から成
り、かつ式％式％で表わされるＰＣＭが０．３２％以下の化学成分組成に
構成することにより、降伏強度が９５ｋｇｆ／ａｎｄ以
上の超高強度と８％以上の一様伸びとを兼備せしめた点
」に特徴を有し、更には「上記化学成分組成の綱を９５０〜１２５０℃の温度域
に加熱してから、熱間加工により所定の板厚とし、更に
ＡＣ３変態点以上１０００°Ｃ以下の温度域に加熱して
空冷以上の冷却速度で冷却した後、Ａ　ｃ　１変態点以
下の温度域で時効させるか、或いは上記温度域に加熱し
た前記化学成分組成の綱を式％式％（）で表わされるＡｒ３変態点以上の温度域で熱間加工する
ことにより所定の板厚ｔｗに仕上げ、続いて直ちに４０
０℃以下の温度にまで空冷以上の冷却速度で冷却した後
、Ａｃ、変態点以下の温度域で時効させることにより、
超高強度と高い一様伸びとを兼備した鉄骨建築用網を安
定して製造し得るようにした点」をも特徴とするものである。

以下、本発明において、鋼の化学成分組成並びに加工・
熱処理条件を前記の如くに限定した理由を説明する。

く作用〉Ａ）　＠の化学成分組成Ｃは強度確保に必要な成分であり、その含有量が０．０
３％未満では所望の強度を確保することができない。し
かし、０．１５％を超えて含有させると溶接硬化性、溶
接割れ感受性の高まりが顕著化する。

従って、Ｃ含を量は０．０３〜０．１５％と定めた。

ＳｉＳｉは製鋼時の脱酸剤として使用されるだけでなく、鋼
の強度を確保するのに必要な成分であって、そのために
は０．０５％以上の添加が必要である。しかし、０．９
０％を超えて含有させると溶接性の大幅な劣化を招く。

従って、Ｓｉ含有量は０．０５〜０．９０％と定めた。

ＭｎＭｎは、鋼の強度、靭性を高めるために必要な元素であ
り、そのためには０．３０％以上の添加が必要である。

しかし、０．９０％を超えて含有させても強度、靭性の
向上効果は飽和してしまうばかりか、溶接割れ感受性を
著しく高める結果をもたらす。

従って、Ｍｎ含有量は０．３０〜０．９０％と定めた。

Ｃｒは、鋼の強度向上に有効な成分であるが、その含有
量が０．１０％未満では所望の強度を確保することがで
きず、一方、１．５０％を超えて含有させてもその効果
が飽和するばかりか、製造コストの上昇につながること
から、Ｃｒ含有量は０．１０〜０．９０％と定めた。

ＯＭｏもＣｒと同様に鋼の強度向上に有効な成分であり、
そのためには０．０５％以上の含有量を確保する必要が
あるが、０．７０％を超えて含有量させても強度上昇効
果が飽和して無闇な製造コストの上昇を招くばかりか、
溶接性を損なうようにもなることから、Ｍｏ含有量は０
．０５〜０．７０％と定めた。

ＣｕＣｕは、綱の溶接性を損なわずに強度と一様伸びを向上
させる作用を有していることから本発明鋼において非常
に重要な成分であるが、その含有量が０．５０％未満で
は前記作用による所望の効果を得ることができない。一
方、２．５％を超えて含有させでも前記効果は飽和して
しまう。従って、Ｃｕ含有量は０６５０〜２．５％と限
定した。

ＮｉＮｉには、Ｃｕと共に添加するとＣｕの融点を高めて熱
間延性を向上させる作用があるが、その含有量が０．２
５％未満では前記作用による所望の効果が得られず、一
方、２．５０％を超えて含有させても上記効果が飽和し
てしまい、製造コストの上昇を招くだけであることから
、Ｎｉ含有量は０．２５〜２．５０％と定めた。

ｓｏｆ八４へＡＩＶは製鋼時の脱酸剤として必要な元素である上、Ｎ
ｉ含有鋼に添加するとＮ１Ａｊ’の金属間化合物を形成
して溶接性を損なわずに強度を上昇させる有効な成分で
あるが、その含有量がｓｏｆ、Ａｆとして０．００５％
未満であると脱酸剤としての効果が十分でない。

一方、金属間加工物を形成して鋼の強化に寄与する程度
はその添加量に比例するが、ｓｏｆ、Ａｆとして１．５
０％を超える含有量になるとコストアンプが目立つばか
りか、著しい脆化が認められるようになる。従って、ｓ
ｏｌ、Ａｉ’含有量は０．００５〜１．５０％と定めた
。

Ｎｂ、　Ｖ、　Ｔｉ、　　びＢこれらの成分は何れも鱈の靭性又は強度を改善する作用
を有していることから、更なる高靭性。

高強度が要求される場合に１種又は２種以上が添加・含
有せしめられるが、各々について含有量を特定範囲に限
定したのは次の理由による。

イ）　　ＮｂＮｂは、４００℃を超える温度域での時効処理が行われ
ると網中に炭窒化物として析出し、様伸びを低下させず
に強度を上昇させる作用を有するが、その含有量が０．
００５％未満であると前記作用による所望の効果が得ら
れず、一方、０．０８％を超えて含有させると溶接性に
悪影響が出てくることから、Ｎｂ含有量は０．００５〜
０．０８％と定めた。

Ｄ）　　Ｖ ■は、Ｎｂと同様に、４００℃を超える温度域での時効
処理が行われると網中て炭窒化物を形成し、一様伸びを
低下させずに強度を上昇させる作用を有する。しかし、
その含有量が０．００５％未満では前記作用による所望
の効果が得られず、一方、０．１５％を超えて含有させ
てもその効果は飽和傾向を示して製造コストの上昇を招
くだけになることから、■含有量は０．００５〜０．１
５％と定めた。

ハ）　Ｂ適用板厚が厚くなると、必要強度を満足させるためにＣ
ｒやＭｏ等の合金元素を多量に添加する必要を生じ、こ
れが溶接性を阻害する一大要因となる。ところが、Ｂは
溶接性を大きく劣化させることなく、焼入れ性向上効果
を通じて鋼の強度を上昇させる作用を有しているので、
溶接性劣化を伴う合金元素の多量添加によることなく綱
の強化を図ることを可能とする。しかし、Ｂ含有量が０
．０００１５％未満では上記作用による所望の効果が得
られず、一方、０．００３０％を超えて含有させると、
このような極微量添加の領域でも炭硼化物を形成し、特
に熱影響部の一様伸びの低下が著しくなることから、Ｂ
含有量については０．０００１５〜０．００３０％と限
定した。

二）ＴｉＴｉには、フリーＮをＴｉＮとして捕らえる作用があり
、例えばＢ添加鋼の場合には固溶ＢがＢＮとしてロスさ
れるのを防いで所望の焼入れ性を確保するなど、適用板
厚が厚くなったときの強度補償に効果的な成分であるが
、その含有量が０．００２％未満では上記効果が十分で
な（、方、０．０６％を超えて含有させると母材の一様
伸びを著しく害するようになることから、Ｔｉ含有量は
０．００２〜０．０６％と限定した。

旦■ なる式で表わされるＰＣＭは溶接割れ感受性を示す指数
であるが、この値が低いほど、予熱温度を低くした溶接
によっても割れを生しることがなくなる。このように、
溶接性の点からはＰＣＭは低いほど良く、ＰＣ）’Ｉが
特に０．３２（％）以下であれば予熱処理を省くことが
可能となる。そして、鉄骨建築構造物の現場での溶接に
よる組立てでは溶接時に予熱処理を行うことは事実上不
可能であることから、ＰＣＫを０．３２（％）以下とす
ることと定めた。

Ｂ）　ｆｉｌの一様伸び並びに降伏強度最近の建築構造
物の耐震設計は、比較的小規模の地震に対しては構造物
が弾性範囲内に留まるようにする設計（使用限界状態設
計）と、大地震に対しては部材の塑性域での工２、ルギ
ー吸収能力によって構造物が倒壊しないようにする設計
（終局限界状態設計）との２段構えの設計思想から成り
立っている。そこで、前者では構造物を弾性範囲内に留
めるべく高い降伏強度が要求される。一方、後者では大
地震により構造物が受けるエネルギを針材の塑性変形に
より吸収することを意味しており、構造物は鋼材の塑性
変形により変形するが人命救助の観点より構造物の倒壊
を防ごうとするものであって、鋼材に高い一様伸びを要
求することとなる。つまり、針材の塑性変形に要する工
ふルギーは第１図における斜線部分で示されるが、この
領域を拡大するためには一様伸びを大きくする必要があ
ることは明瞭である。そして、鉄骨建築物用として開発
が望まれている降伏強度＝９５ｋｇｆ／ｍｍ２以上級の
超高強度鋼においては、一様伸び＝８％以上を確保でき
れば上記設計思想に合致し、耐震性に優れる構造物を作
ることができることから、綱の一様伸びを８％以上と定
めた。

なお、この条件を満足する綱は、本発明で規定する成分
組成及び処理条件にて実現されることは言うまでもない
。

Ｃ）加工・熱処理条件凱　　工に　しての　執熱間加工（圧延等）に先立つ加熱温度が９５０″Ｃ未満
であるとＮｂ、　　Ｖ、　Ｔｉ、　Ｃｕ等の時効析出元
素の均質な固溶が図れず、そのためこれら元素の時効析
出強化を利用することができなくなる。一方、１２５０
℃を超える温度域に加熱することは熱間加工初期１粒の
粗大化につながり、母材の延性を損なうことになる。従
って、熱間加工に際しての加熱温度は９５０〜１２５０
℃と定めた。

を九ヨ　　　エ′　の　　女九・′日庁降伏強度：　９
５ｋｇｆ／ｍｎ１以上をＣｕ添加時効鋼で得るためには
、時効前の組織を焼入れ組織としておく必要がある。時
効の前組織がベイナイト組織であることが最も時効強化
を効果的に発揮すると言う報告があるが、高強度と高一
様伸びを兼備させるためには、時効前の組織をマルテン
サイトとへイナイトとの混合組織としておく必要がある
。そのためには、Ｕ織調整として「熱間加工後にＡｃ３
変態点以上１０００℃以下の温度域へ昇温しでがら空冷
以上の冷却速度で冷却する処理Ｊが必要となる。なお、
上記加熱温度をＡｃ３変態点以上の温度としたのは相変
態させるためにはＴ化が必要だからであり、また加熱温
度の上限を１０００　’Ｃとしたのは、得られるマルテ
ンサイト　ヘイナイト混合Ｍｉ織の細粒化を図るためで
ある。

熱間加工後に加熱処理しない場合のイ）熱間加工温度域Ａｒ３変態点を下回る温度域で熱間加工、例えば圧延を
施すことは、フェライトが生成した温度域でも圧延する
ことを意味している。このような場合は、圧延集合組織
が形成されて圧延異方性が著しくなり、“圧延方向”と
“圧延方向と直角な方向”の機械的性質に差を生しる。

更に、圧延材の板面に垂直方向の機械的性質も劣化する
ことになる。建築用の構造部材として使用される場合、
単に圧延方向のみが機械的性質に優れていれば良いので
はなく、機械的性質に異方性のないものが好ましいこと
は言うまでもない。従って、熱間加工はＡｒ、変態点以
上の温度域で実施し、所定の板厚に仕上げることと定め
た。

なお、Ａｒ、変態点は次の式で求めることができる。

Ａｒ：＋（”Ｃ）＝９１０−３１０Ｇ　（り　−８０Ｍ
ｎ（り２０Ｃｕ　（χ）　−５５Ｎｉ（χ）＋０．３５
　　（ｔ　−８）　　。

Ｕ）熱間加工後の冷却条件熱間加工（圧延等）後の冷却速度及び冷却停止温度の制
御は、得られる組織の調整に重要な影響を及ぼす。従っ
て、その冷却速度及び冷却停止温度は重要な意味を持つ
。即ち、空冷以上の冷却速度でかつ４００℃以下にまで
強制的に冷却しなければフェライトの生成を抑制するこ
とができないか、或いは上部へイナイトの粗い組織を導
入することになり、時効による強度上昇は得られても同
時に高一様伸びを達成させることはできない。このため
、熱間加工後の冷却速度は空冷以上とし、冷却停止温度
は４００　”Ｃ以下と定めた。

豊抜ｉ皮時効析出強化を図るにはフェライト地にε−Ｃｕを析出
させる必要があるが、そのためにはＡｃ、変態点以下の
温度域で時効処理が必要である。そして、時効温度の上
昇と共に　ε−Ｃｕの析出は促進されるが、Ａｃ、変態
点を上回る時効温度とするとＴが形成されてＴ中にＣｕ
が逆に固溶するので、強化に対しては逆の結果となる。

従って、時効温度をＡｃ＋変態点以下の温度と定めたが
、中でも４５０〜６５０℃の範囲が好ましい。

続いて、実施例により本発明を更Ｑこ具体的に説明する
。

〈実施例〉まず、第２表に示す化学成分組成の名調を熔製し、これ
に第３表で示す条件の熱間圧延及び熱処理を施して銅板
を製造した。

次に、得られた各銅板から試験片を採取して機械的性質
並びに溶接性を調査し、その結果を第３表に併せて示し
た。

なお、引張試験は、鋼板の板厚中心部から圧延方向に採
取した引張試験片（平行部直径：８．５ｍ。

平行部長さ：５０ｍ、評点間距Ｍ：３０ｍｍの丸棒試験
片）により実施した。

また、溶接性の評価は“斜めｙ開先拘束割れ試験”によ
って行ったが、溶接時の割れは概ね鯖の成分で評価する
ことができることがら、試験片の板厚については２５■
に揃えたものを準備して試験を実施した関係上、最終製
品の鋼板とは板厚が異なる場合もある。

ここで、“斜めｙ開先拘束割れ試験”とは、斜めｙ開先
拘束割れ試験片を大熱量：１７ｋＪ／ａｌで手溶接（電
流：１７０Ａ、電圧二２５Ｖ、速度：１５ｃｍ／ｍ１ｎ
）　Ｌ、表面割れ、ルート割れの有無を調べる試験法で
ある。この時の判定は、予熱無しで前記割れを抑えるこ
とができる場合を○とし、予熱温度を１００℃以上とし
なければ割れの発生が抑えられない場合を×とした。

第３表に示される結果からも明らかなように、本発明に
係る鋼材（試験番号１〜８）では目標とする降伏強度（
９５ｋｇｆ／ｍｍ２以上）と一様伸び（８％以上）の性
能を満足し、かつ斜めｙ開先拘束割れ試験によっても割
れが認められず、母材性能及び溶接性が共に鉄骨建築用
として非常に優れていることが分かる。

しかし、化学成分組成が本発明で規定する条件を満足し
てはいても、製造条件を誤ると目標性能を必ずしも満足
するとは限らない。例えば、試験番号９〜１４は本発明
で規定する条件を満たした鋼材であるが、それぞれ圧延
後の再加熱温度が本発明規定範囲を外れたもの（試験番
号９及び１０）、圧延後の冷却停止温度及び時効温度が
本発明規定範囲より高いもの（試験番号１１）、仕上げ
温度がＡｒ３を下回ったもの（試験番号１２及び１３）
、加熱温度が著しく低かったもの（試験番号１１）、圧
延後の冷却速度が本発明で規定する条件よりも緩やかだ
ったもの（試験番号１４）で、何れも目標性能を満足し
ていない。

一方、製造条件が本発明の規定を満たしている場合であ
っても、化学成分組成が本発明で規定する条件から外れ
ている場合には、試験番号１５〜１９に示すように、目
標性能を満足させることはできない。例えば、試験番号
１５はＣｕの添加無しにＣとＭｎとで高強度化を図った
鋼種であるが、目標強度を満足させることができないば
かりか、著しい高ＰｃＭのために溶接性も目標性能を満
足していない。

また、ＣとＣｕの含有量が低く、ＰＣＭ≦０．３２であ
る試験番号１６では、溶接性は良好であるものの目標強
度が確保できない。

２％Ｍ添加による高強度化を図った試験番号１７では、
強度的な性能は満足するものの過剰なＭ添加のために一
様伸びの低下が著しく、しかもＰＣＭ＞０．３２のため
に溶接性も劣化している。

試験番号１８はＣｕ添加時効鋼に関するものであるが、
Ｎｉ無添加綱であるため熱間延性の低下が著しく、圧延
材の表面割れだけでなくて内部欠陥も生じており、引張
試験時における降伏後の最高荷重に至る前に脆性破壊を
生じ、著しい一様伸び低下現象を呈している。

試験番号１９はＳｉ含有量のみが本発明で規定する成分
範囲から外れているものであるが、Ｓｉの溶接性に及ぼ
す悪影響は非常に大きく、ＰＣＭ≦０．３２であっても
ｙ開先側れ試験で割れを生じており、溶接性の目標性能
を満足していない。

〈効果の総括〉以上に説明した如く、この発明によれば、鉄骨建築用と
して十分に満足できるところの、降伏強度が９５ｋｇｆ
／ｍｍ２以上で一様伸びが８％以上を示す高一様伸び超
高強度鋼材を安定して供給できるようになるなど、産業
上極めて有用な効果がもたらされる。

【図面の簡単な説明】第１図は、鋼材の塑性変形に要するエネルギの説明図で
ある。

Claims

【特許請求の範囲】

（１）重量割合にてＣ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．０５〜０．９０
％、Ｍｎ：０．３０〜２．００％、Ｃｒ：０．１０〜１
．００％、Ｍｏ：０．０５〜０．７０％、Ｃｕ：０．５
０〜２．５％、Ｎｉ：０．２５〜２．５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜１．５０％を含むと共に、残部がＦｅ及び不可避的不純物から成り
、かつ下記の式で表わされるＰ＿Ｃ＿Ｍが０．３２％以
下で、しかも降伏強度：９５ｋｇｆ／ｍｍ＾２以上、一
様伸び：８％以上を示すことを特徴とする、鉄骨建築用
高一様伸び超高強度鋼。Ｐ＿Ｃ＿Ｍ（％）＝Ｃ（％）＋１／３０Ｓｉ（％）＋１
／２０Ｍｎ（％）＋１／２０Ｃｕ（％）＋１／６０Ｎｉ
（％）＋１／２０Ｃｒ（％）＋１／１５Ｍｏ（％）＋１
／１０Ｖ（％）＋５Ｂ（％）。
（２）重量割合にてＣ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．０５〜０．９０
％、Ｍｎ：０．３０〜２．００％、Ｃｒ：０．１０〜１
．００％、Ｍｏ：０．０５〜０．７０％、Ｃｕ：０．５
０〜２．５％、Ｎｉ：０．２５〜２．５％、ｓｏｌ．Ａ
ｌ：０．００５〜１．５０％を含有し、更にＮｂ：０．
００５〜０．０８０％、Ｖ：０．００５〜０．１５％、
Ｂ：０．０００１５〜０．００３０％、Ｔｉ：０．００
５〜０．０６％をも含むと共に、残部がＦｅ及び不可避
的不純物から成り、かつ下記の式で表わされるＰ＿Ｃ＿
Ｍが０．３２％以下で、しかも降伏強度：９５ｋｇｆ／
ｍｍ＾２以上、一様伸び：８％以上を示すことを特徴徴
とする、鉄骨建築用高一様伸び超高強度鋼。Ｐ＿Ｃ＿Ｍ（％）＝Ｃ（％）＋１／３０Ｓｉ（％）＋１
／２０Ｍｎ（％）＋１／２０Ｃｕ（％）＋１／６０Ｎｉ
（％）＋１／２０Ｃｒ（％）＋１／１５Ｍｏ（％）＋１
／１０Ｖ（％）＋５Ｂ（％）。
（３）請求項１又は２に記載した化学成分組成の鋼を９
５０〜１２５０℃の温度域に加熱してから熱間加工によ
り所定の板厚とし、更にＡｃ＿３変態点以上１０００℃
以下の温度域に加熱して空冷以上の冷却速度で冷却した
後、Ａｃ＿１変態点以下の温度域で時効させることを特
徴とする、鉄骨建築用高一様伸び超高強度鋼の製造方法
。
（４）請求項１又は２に記載した化学成分組成の鋼を９
５０〜１２５０℃の温度域に加熱してから下記の式で表
わされるＡｒ＿３変態点以上の温度域で熱間加工するこ
とにより所定の板厚ｔｍｍに仕上げ、続いて直ちに４０
０℃以下の温度にまで空冷以上の冷却速度で冷却した後
、Ａｃ＿１変態点以下の温度域で時効させることを特徴
とする、鉄骨建築用高一様伸び超高強度鋼の製造方法。Ａｒ＿３（℃）＝９１０−３１０Ｃ（％）−８０Ｍｎ（
％）