JPH09176782A - 耐破壊性能に優れた建築用高張力鋼材及びその製造方法 - Google Patents
耐破壊性能に優れた建築用高張力鋼材及びその製造方法Info
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- JPH09176782A JPH09176782A JP33662295A JP33662295A JPH09176782A JP H09176782 A JPH09176782 A JP H09176782A JP 33662295 A JP33662295 A JP 33662295A JP 33662295 A JP33662295 A JP 33662295A JP H09176782 A JPH09176782 A JP H09176782A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 本発明は、使用中に大地震等による大きくか
つ繰り返しの塑性歪を受けるような場合にも、塑性歪に
よる材質の劣化が非常に小さく、塑性変形後においても
脆性き裂を容易にする延性き裂の発生や進展を抑制し、
かつ万一破壊が発生した場合でもその脆性き裂を停止で
きる安全性の非常に大きな耐破壊性能に優れた構造物用
鋼材を提供する。 【解決手段】 母材の強度・靭性、溶接継手靭性確保の
ために化学成分範囲を適正化した上で、延性破壊の発生
特性及びき裂の伝播停止特性の繰り返し塑性変形後の劣
化を抑制するためにＰ，Ｓ，Ｏを極力低減し、さらに固
溶Ｎの低減のために全Ｎ量の低減とともにＮ固定元素Ａ
ｌ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｖ，Ｂを適切に含有さ
せ、さらに、表層に平均粒径が３μｍ以下で厚みが板厚
の１０〜３３％の超細粒組織を付与する。
つ繰り返しの塑性歪を受けるような場合にも、塑性歪に
よる材質の劣化が非常に小さく、塑性変形後においても
脆性き裂を容易にする延性き裂の発生や進展を抑制し、
かつ万一破壊が発生した場合でもその脆性き裂を停止で
きる安全性の非常に大きな耐破壊性能に優れた構造物用
鋼材を提供する。 【解決手段】 母材の強度・靭性、溶接継手靭性確保の
ために化学成分範囲を適正化した上で、延性破壊の発生
特性及びき裂の伝播停止特性の繰り返し塑性変形後の劣
化を抑制するためにＰ，Ｓ，Ｏを極力低減し、さらに固
溶Ｎの低減のために全Ｎ量の低減とともにＮ固定元素Ａ
ｌ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｖ，Ｂを適切に含有さ
せ、さらに、表層に平均粒径が３μｍ以下で厚みが板厚
の１０〜３３％の超細粒組織を付与する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は使用中に大地震等に
よる大きくかつ繰り返しの塑性歪を受けるような構造物
に使用される強度部材用の鋼材及びその製造方法に関す
るものである。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、建築物、ラインパイプ
等の溶接鋼構造物一般に用いることができるが、特に耐
震性を必要とする建築、橋梁等の構造物用鋼材として有
用である。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、低温靭性が要求される鋼板、
特に厚板、鋼管素材あるいは形鋼に有用である。
よる大きくかつ繰り返しの塑性歪を受けるような構造物
に使用される強度部材用の鋼材及びその製造方法に関す
るものである。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、建築物、ラインパイプ
等の溶接鋼構造物一般に用いることができるが、特に耐
震性を必要とする建築、橋梁等の構造物用鋼材として有
用である。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、低温靭性が要求される鋼板、
特に厚板、鋼管素材あるいは形鋼に有用である。
【０００２】
【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
の配慮な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。
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
の配慮な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。
【０００３】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。地震による構造物の崩壊が材料の延
性破壊のみによって引き起こされるのであれば、このよ
うな鋼材の使用は構造物の安全性向上につながる。
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。地震による構造物の崩壊が材料の延
性破壊のみによって引き起こされるのであれば、このよ
うな鋼材の使用は構造物の安全性向上につながる。
【０００４】しかし、阪神大震災のような巨大地震にお
いては鋼材は必ずしも延性破壊で終局的な崩壊に至って
いるわけではなく、延性破壊の後に引き続いて脆性破壊
を生じ、脆性き裂が全体に伝播することによって最終的
な構造物の崩壊を引き起こす場合があることが震災後の
様々な調査によって示された。
いては鋼材は必ずしも延性破壊で終局的な崩壊に至って
いるわけではなく、延性破壊の後に引き続いて脆性破壊
を生じ、脆性き裂が全体に伝播することによって最終的
な構造物の崩壊を引き起こす場合があることが震災後の
様々な調査によって示された。
【０００５】また、地震による変形は単純ではなく、特
に巨大地震の場合にはその巨大かつ継続的な振動によっ
て、鋼材に塑性変形が生じるようなレベルの大きな力が
繰り返しかかると考えることが妥当である。
に巨大地震の場合にはその巨大かつ継続的な振動によっ
て、鋼材に塑性変形が生じるようなレベルの大きな力が
繰り返しかかると考えることが妥当である。
【０００６】以上の観点から、数十年〜数百年に１回と
いうような巨大地震や巨大台風によっても構造物が崩壊
しないためには、鋼材が追加的に具備すべき特性のう
ち、特に下記の〜の特性を追加することが重要とな
る。
いうような巨大地震や巨大台風によっても構造物が崩壊
しないためには、鋼材が追加的に具備すべき特性のう
ち、特に下記の〜の特性を追加することが重要とな
る。
【０００７】延性特性の向上により、地震のエネルギ
ーを吸収し得る延性破壊能に優れるとともに、延性き裂
の発生、伝播抵抗が大きい。 繰り返し塑性変形による靭性劣化が小さい。 一旦脆性き裂が発生しても、途中で停止して部材及び
構造物全体の破壊、崩壊につながらない。 従来から、上記特性の確保に対しては種々の分野におい
て、個々の特性に関しては一部その向上技術が開発され
てきた。
ーを吸収し得る延性破壊能に優れるとともに、延性き裂
の発生、伝播抵抗が大きい。 繰り返し塑性変形による靭性劣化が小さい。 一旦脆性き裂が発生しても、途中で停止して部材及び
構造物全体の破壊、崩壊につながらない。 従来から、上記特性の確保に対しては種々の分野におい
て、個々の特性に関しては一部その向上技術が開発され
てきた。
【０００８】延性破壊能については、低降伏比化の手段
については数多く提案されており、さらに、焼入停止温
度の制御によりセメンタイトを安定化させて、直接的に
延性特性（一様伸び）を向上させて延性破壊能を確保す
る技術も特開平６−２５７３７号公報に開示されてい
る。
については数多く提案されており、さらに、焼入停止温
度の制御によりセメンタイトを安定化させて、直接的に
延性特性（一様伸び）を向上させて延性破壊能を確保す
る技術も特開平６−２５７３７号公報に開示されてい
る。
【０００９】脆性き裂の停止に対しては従来からＮｉの
含有が有効であることが知られている。また、最近では
特開平４−１４１５１７号公報に示されるような表層部
に超細粒組織を付与することによりＮｉ量を高めること
なく、脆性き裂の伝播停止特性を向上させる技術が開発
されている。
含有が有効であることが知られている。また、最近では
特開平４−１４１５１７号公報に示されるような表層部
に超細粒組織を付与することによりＮｉ量を高めること
なく、脆性き裂の伝播停止特性を向上させる技術が開発
されている。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、阪神大
震災を経験する以前には、必要な鋼材特性としては想像
もしなかった前記〜の特性、特に，については
必ずしも十分認識されておらず、そのため、〜の特
性を同時に満足して、設計、施工上の特段の配慮なしに
数十年〜数百年に１回というような巨大地震や巨大台風
に遭遇しても、構造物を崩壊させずにすむような耐破壊
性能に優れた鋼材及びその製造技術は現段階で完全に確
立されているとは言い得ない。
震災を経験する以前には、必要な鋼材特性としては想像
もしなかった前記〜の特性、特に，については
必ずしも十分認識されておらず、そのため、〜の特
性を同時に満足して、設計、施工上の特段の配慮なしに
数十年〜数百年に１回というような巨大地震や巨大台風
に遭遇しても、構造物を崩壊させずにすむような耐破壊
性能に優れた鋼材及びその製造技術は現段階で完全に確
立されているとは言い得ない。
【００１１】構造物としての安全性確保の観点からは当
然のことながら脆性破壊の発生の抑制を考慮することが
第一である。しかし、稀に見る巨大地震時の安全性確保
の観点から見るとさらに、脆性破壊の発生を容易にする
延性き裂の発生・進展の抑制を図ること、及び延性き裂
進展後のき裂先端で生じる塑性域での大きな靭性劣化
や、繰り返しの塑性変形後での大きな靭性の劣化が生じ
ないことまでもが鋼板に課せられた新たな課題となる。
然のことながら脆性破壊の発生の抑制を考慮することが
第一である。しかし、稀に見る巨大地震時の安全性確保
の観点から見るとさらに、脆性破壊の発生を容易にする
延性き裂の発生・進展の抑制を図ること、及び延性き裂
進展後のき裂先端で生じる塑性域での大きな靭性劣化
や、繰り返しの塑性変形後での大きな靭性の劣化が生じ
ないことまでもが鋼板に課せられた新たな課題となる。
【００１２】ただし、構造物は特性の劣化した溶接部を
有し、また脆性破壊の起点となるような欠陥の存在を皆
無にすることは不可能であり、溶接部及び欠陥の存在を
前提とした場合には、脆性破壊の発生自体を完全に抑制
することは非常に困難であり、経済的にも非常に不利で
ある。
有し、また脆性破壊の起点となるような欠陥の存在を皆
無にすることは不可能であり、溶接部及び欠陥の存在を
前提とした場合には、脆性破壊の発生自体を完全に抑制
することは非常に困難であり、経済的にも非常に不利で
ある。
【００１３】従って、万が一の脆性破壊を許容した上
で、そのき裂の伝播を阻止できる脆性き裂の伝播停止特
性を延性破壊特性、塑性変形後の靭性確保と両立させる
ことが課題となる。
で、そのき裂の伝播を阻止できる脆性き裂の伝播停止特
性を延性破壊特性、塑性変形後の靭性確保と両立させる
ことが課題となる。
【００１４】表層部に超細粒組織を形成せしめて脆性き
裂の伝播停止特性を向上する技術は、特開平４−１４１
５１７号公報等で開示されているが、本発明が目的とし
ているような大地震等により大きな塑性変形を受けるよ
うな場合には、表層部に超細粒塑性を形成させただけで
は靭性、延性、脆性き裂伝播停止特性等、破壊に対する
抵抗を確保することは困難であり、以下に述べるよう
に、さらに不純物元素の厳密な制御、Ｎの固定のための
成分の工夫によって初めて達成される。
裂の伝播停止特性を向上する技術は、特開平４−１４１
５１７号公報等で開示されているが、本発明が目的とし
ているような大地震等により大きな塑性変形を受けるよ
うな場合には、表層部に超細粒塑性を形成させただけで
は靭性、延性、脆性き裂伝播停止特性等、破壊に対する
抵抗を確保することは困難であり、以下に述べるよう
に、さらに不純物元素の厳密な制御、Ｎの固定のための
成分の工夫によって初めて達成される。
【００１５】
【課題を解決するための手段】本発明は、延性破壊の発
生特性及びき裂の伝播停止特性の向上には不純物として
のＰ，ＳさらにＯを極力低減する必要があり、繰り返し
塑性変形後もその特性を維持するためには固溶Ｎの低減
が重要であること、さらに繰り返し塑性変形等の塑性歪
による靭性劣化を抑制するためにも鋼中の固溶Ｎを低減
する必要があり、そのためには窒化物を形成してＮを固
定する効果のあるＡｌ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｖ，
Ｂを適切に含有させることが重要であることを詳細な実
験解析により知見した。
生特性及びき裂の伝播停止特性の向上には不純物として
のＰ，ＳさらにＯを極力低減する必要があり、繰り返し
塑性変形後もその特性を維持するためには固溶Ｎの低減
が重要であること、さらに繰り返し塑性変形等の塑性歪
による靭性劣化を抑制するためにも鋼中の固溶Ｎを低減
する必要があり、そのためには窒化物を形成してＮを固
定する効果のあるＡｌ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｖ，
Ｂを適切に含有させることが重要であることを詳細な実
験解析により知見した。
【００１６】さらに、鋼種、成分範囲によらず延性破壊
特性、脆性破壊発生特性（靭性）と脆性き裂の伝播停止
特性を両立させ得る手段としては、表層に超細粒組織を
付与することにより、脆性き裂の伝播停止特性向上を図
ることが最も好ましいことを見出した。
特性、脆性破壊発生特性（靭性）と脆性き裂の伝播停止
特性を両立させ得る手段としては、表層に超細粒組織を
付与することにより、脆性き裂の伝播停止特性向上を図
ることが最も好ましいことを見出した。
【００１７】また、特にその平均フェライト粒径が３μ
ｍ以下となるような超細粒組織では、塑性歪が１０％を
超えるような厳しい塑性変形を受けた場合においても、
シャルピー衝撃特性や脆性き裂の伝播停止特性の劣化が
フェライト粒径が５μｍ以上の通常の組織に比べて顕著
に小さくなることを明らかにした。
ｍ以下となるような超細粒組織では、塑性歪が１０％を
超えるような厳しい塑性変形を受けた場合においても、
シャルピー衝撃特性や脆性き裂の伝播停止特性の劣化が
フェライト粒径が５μｍ以上の通常の組織に比べて顕著
に小さくなることを明らかにした。
【００１８】さらに、Ｎ量の低減、窒化物形成元素によ
るＮの固定、表層部への超細粒層の付与は溶接継手の靭
性や延性向上にも有効であることが実験的に確かめられ
た。本発明は、以上の知見を総合的に解析することによ
って化学成分の限定により、延性の向上や塑性変形によ
る靭性の劣化を図った鋼において、該表層超細粒組織が
存在することにより一層の耐破壊性能の向上が図れる技
術を確立し、発明するに至ったものであり、その要旨と
する所は以下の通りである。
るＮの固定、表層部への超細粒層の付与は溶接継手の靭
性や延性向上にも有効であることが実験的に確かめられ
た。本発明は、以上の知見を総合的に解析することによ
って化学成分の限定により、延性の向上や塑性変形によ
る靭性の劣化を図った鋼において、該表層超細粒組織が
存在することにより一層の耐破壊性能の向上が図れる技
術を確立し、発明するに至ったものであり、その要旨と
する所は以下の通りである。
【００１９】（１）重量％で、Ｃ：０．０１〜０．１５
％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０
％、Ａｌ：０．００３〜０．１％、Ｎ：０．００１〜
０．００５％を含有し、不純物としてのＰ，Ｓ，Ｏの含
有量がＰ：０．０１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｏ：
０．００６％以下で、かつ、Ｎ（％）−Ａｌ（％）／
３．０≦０で、残部鉄及び不可避不純物からなる鋼材で
あって、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耐破壊性能に優れた建築用高張力鋼
材。
％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０
％、Ａｌ：０．００３〜０．１％、Ｎ：０．００１〜
０．００５％を含有し、不純物としてのＰ，Ｓ，Ｏの含
有量がＰ：０．０１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｏ：
０．００６％以下で、かつ、Ｎ（％）−Ａｌ（％）／
３．０≦０で、残部鉄及び不可避不純物からなる鋼材で
あって、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耐破壊性能に優れた建築用高張力鋼
材。
【００２０】（２）重量％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種以上を含有し、Ｎ（％）
−Ａｌ（％）／３．０−Ｔｉ（％）／３．４−Ｚｒ
（％）／６．５−Ｎｂ（％）／１３．２−Ｔａ（％）／
２５．８−Ｖ（％）／１０．９−Ｂ（％）／２．０≦０
であることを特徴とする前記（１）記載の耐破壊性能に
優れた建築用高張力鋼材。
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種以上を含有し、Ｎ（％）
−Ａｌ（％）／３．０−Ｔｉ（％）／３．４−Ｚｒ
（％）／６．５−Ｎｂ（％）／１３．２−Ｔａ（％）／
２５．８−Ｖ（％）／１０．９−Ｂ（％）／２．０≦０
であることを特徴とする前記（１）記載の耐破壊性能に
優れた建築用高張力鋼材。
【００２１】（３）重量％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）記載の耐破壊性能に優れた建築
用高張力鋼材。
％、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）記載の耐破壊性能に優れた建築
用高張力鋼材。
【００２２】（４）重量％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
を合計で０．０００５〜０．１０％を含有することを特
徴とする前記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の耐
破壊性能に優れた建築用高張力鋼材。
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
を合計で０．０００５〜０．１０％を含有することを特
徴とする前記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の耐
破壊性能に優れた建築用高張力鋼材。
【００２３】（５）鋼片をＡｃ3 変態点以上、１２５０
℃以下の温度に加熱し、９５０℃以下でのオーステナイ
ト域での累積圧下率が１０〜５０％の粗圧延を行った
後、その段階での鋼片全厚みの１０％〜３３％に対応す
る少なくとも２つの外表面の表層部の領域を、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前記（１）〜（４）のいずれかに記
載の鋼材を製造することを特徴とする耐破壊性能に優れ
た建築用高張力鋼材の製造方法。
℃以下の温度に加熱し、９５０℃以下でのオーステナイ
ト域での累積圧下率が１０〜５０％の粗圧延を行った
後、その段階での鋼片全厚みの１０％〜３３％に対応す
る少なくとも２つの外表面の表層部の領域を、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前記（１）〜（４）のいずれかに記
載の鋼材を製造することを特徴とする耐破壊性能に優れ
た建築用高張力鋼材の製造方法。
【００２４】（６）復熱終了後の鋼板を５〜４０℃／ｓ
の冷却速度で２０℃〜６５０℃まで冷却することを特徴
とする前記（５）記載の耐破壊性能に優れた建築用高張
力鋼材の製造方法。 （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）記載の耐破壊性能に優れた
建築用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。
の冷却速度で２０℃〜６５０℃まで冷却することを特徴
とする前記（５）記載の耐破壊性能に優れた建築用高張
力鋼材の製造方法。 （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）記載の耐破壊性能に優れた
建築用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。
【００２５】
【発明の実施の形態】本発明における化学成分に関して
の要件は、延性特性の向上のための不純物としてのＰ，
Ｓ，Ｏ量の制限、及び、塑性変形による靭性劣化の抑制
のためのＮの固定のための化学成分の限定にある。以
下、先ずこれらの要件について詳細に説明する。
の要件は、延性特性の向上のための不純物としてのＰ，
Ｓ，Ｏ量の制限、及び、塑性変形による靭性劣化の抑制
のためのＮの固定のための化学成分の限定にある。以
下、先ずこれらの要件について詳細に説明する。
【００２６】塑性変形能の向上、延性き裂の発生、進展
の抑制のためには、鋼のフェライト母地の延性を高める
必要があり、そのためには固溶Ｐ，Ｃ，Ｎを低減するこ
とが好ましい。Ｃに関してはフェライト中の固溶限が小
さく、析出物を形成しやすいため、実用鋼ではその延性
特性に対する悪影響は無視できる。また、Ｃは強度確保
の上で必須の元素であるため、完全に除くことは好まし
くない。
の抑制のためには、鋼のフェライト母地の延性を高める
必要があり、そのためには固溶Ｐ，Ｃ，Ｎを低減するこ
とが好ましい。Ｃに関してはフェライト中の固溶限が小
さく、析出物を形成しやすいため、実用鋼ではその延性
特性に対する悪影響は無視できる。また、Ｃは強度確保
の上で必須の元素であるため、完全に除くことは好まし
くない。
【００２７】Ｎは窒化物による加熱オーステナイト粒径
の微細化に有効であり、また不純物としてその含有は避
けられないが、Ｃと異なり、実用鋼でも一定量フェライ
ト母地中に固溶し、延性特性に悪影響を及ぼす。さら
に、固溶Ｎが存在する状態で塑性変形後あるいは延性き
裂進展後、鋼が塑性変形を受けると、塑性変形で生じた
転位との相互作用や転位線上への微細析出により靭性が
顕著に劣化するため、固溶Ｎは極限まで低減すべきであ
る。
の微細化に有効であり、また不純物としてその含有は避
けられないが、Ｃと異なり、実用鋼でも一定量フェライ
ト母地中に固溶し、延性特性に悪影響を及ぼす。さら
に、固溶Ｎが存在する状態で塑性変形後あるいは延性き
裂進展後、鋼が塑性変形を受けると、塑性変形で生じた
転位との相互作用や転位線上への微細析出により靭性が
顕著に劣化するため、固溶Ｎは極限まで低減すべきであ
る。
【００２８】そのためには窒化物形成元素によりＮを固
定する必要がある。窒化物形成元素としては、他の特性
への影響が最も小さい点でＡｌが好ましく、脆性き裂の
伝播停止特性に最も重要な表層部の超細粒組織に１０％
の塑性歪を付与したことによる靭性の劣化が、シャルピ
ー試験の破面遷移温度の上昇で２０℃以下となるために
必要なＡｌ量を実験的に求めると、（１）式のような関
係が得られた。 Ｎ（％）−Ａｌ（％）／３．０≦０ …（１）
定する必要がある。窒化物形成元素としては、他の特性
への影響が最も小さい点でＡｌが好ましく、脆性き裂の
伝播停止特性に最も重要な表層部の超細粒組織に１０％
の塑性歪を付与したことによる靭性の劣化が、シャルピ
ー試験の破面遷移温度の上昇で２０℃以下となるために
必要なＡｌ量を実験的に求めると、（１）式のような関
係が得られた。 Ｎ（％）−Ａｌ（％）／３．０≦０ …（１）
【００２９】従って、本発明においては、後述する理由
により限定した範囲内のＡｌ，Ｎの含有量を前提とした
上で、ＮとＡｌ量を（１）式の関係に限定する。また、
窒化物形成元素として、Ａｌに加えて、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎ
ｂ，Ｔａ，Ｖ，Ｂの１種または２種以上を選択的に用い
ることもできる。
により限定した範囲内のＡｌ，Ｎの含有量を前提とした
上で、ＮとＡｌ量を（１）式の関係に限定する。また、
窒化物形成元素として、Ａｌに加えて、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎ
ｂ，Ｔａ，Ｖ，Ｂの１種または２種以上を選択的に用い
ることもできる。
【００３０】その場合、Ａｌ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔ
ａ，Ｖ，Ｂの含有量は（１）式と同様の判定基準のもと
に塑性変形による靭性劣化が抑制されるために必要なＮ
量との関係式（（２）式）が成立するようにその含有量
を調整する必要があるため、Ｎ量との関係でＴｉ，Ｚ
ｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｖ，Ｂは（２）式の関係が成立するよ
うに限定する。 Ｎ（％）−Ａｌ（％）／３．０−Ｔｉ（％）／３．４−Ｚｒ（％）／ ６．５−Ｎｂ（％）／１３．２−Ｔａ（％）／２５．８−Ｖ（％）／ １０．９−Ｂ（％）／２．０≦０ …（２）
ａ，Ｖ，Ｂの含有量は（１）式と同様の判定基準のもと
に塑性変形による靭性劣化が抑制されるために必要なＮ
量との関係式（（２）式）が成立するようにその含有量
を調整する必要があるため、Ｎ量との関係でＴｉ，Ｚ
ｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｖ，Ｂは（２）式の関係が成立するよ
うに限定する。 Ｎ（％）−Ａｌ（％）／３．０−Ｔｉ（％）／３．４−Ｚｒ（％）／ ６．５−Ｎｂ（％）／１３．２−Ｔａ（％）／２５．８−Ｖ（％）／ １０．９−Ｂ（％）／２．０≦０ …（２）
【００３１】不純物としてのＰ量を限定することも重要
である。即ち、Ｐはフェライト母地の延性を劣化させる
ため、塑性変形能、延性き裂の発生、進展特性向上のた
めにその含有量を限定する必要がある。Ｐ量は少ないほ
ど好ましいが、Ｐ量を低減することは精錬工程へ負荷を
かけて生産性の低下、コストの上昇を招くため、延性特
性劣化に対して許容できるＰの下限量を実験結果に基づ
いて０．０１％以下とする。
である。即ち、Ｐはフェライト母地の延性を劣化させる
ため、塑性変形能、延性き裂の発生、進展特性向上のた
めにその含有量を限定する必要がある。Ｐ量は少ないほ
ど好ましいが、Ｐ量を低減することは精錬工程へ負荷を
かけて生産性の低下、コストの上昇を招くため、延性特
性劣化に対して許容できるＰの下限量を実験結果に基づ
いて０．０１％以下とする。
【００３２】即ち、Ｐ量の増加にともなう延性特性の劣
化の度合いは０．０１％を超えるとその程度が顕著にな
る。Ｐ量が０．０１％以下ではＰの悪影響の程度は小さ
くなる。
化の度合いは０．０１％を超えるとその程度が顕著にな
る。Ｐ量が０．０１％以下ではＰの悪影響の程度は小さ
くなる。
【００３３】従って、本発明においては不純物としての
Ｐ量を０．０１％以下に限定する。ただし、偏析部での
局所的な塑性変形や延性破壊特性の劣化が影響を及ぼす
ような構造物に使用される場合には、精錬の問題を度外
視すれば、Ｐ量は０．００７％以下に限定する方がより
好ましい。
Ｐ量を０．０１％以下に限定する。ただし、偏析部での
局所的な塑性変形や延性破壊特性の劣化が影響を及ぼす
ような構造物に使用される場合には、精錬の問題を度外
視すれば、Ｐ量は０．００７％以下に限定する方がより
好ましい。
【００３４】ＳはＭｎＳを形成するため延性破壊特性を
劣化させる。特に延性き裂の伝播特性を劣化させる。固
溶Ｐ，Ｎが多い条件のもとでは延性破壊の発生特性が低
下しているため、Ｓによる延性き裂の伝播特性の劣化は
鋼材全体の塑性変形能や延性破壊特性に大きく影響を及
ぼし、Ｓを１０ppm 以下程度まで極端に低減する必要が
生じる。
劣化させる。特に延性き裂の伝播特性を劣化させる。固
溶Ｐ，Ｎが多い条件のもとでは延性破壊の発生特性が低
下しているため、Ｓによる延性き裂の伝播特性の劣化は
鋼材全体の塑性変形能や延性破壊特性に大きく影響を及
ぼし、Ｓを１０ppm 以下程度まで極端に低減する必要が
生じる。
【００３５】ただし、本発明のようにＰ，Ｎ量の低減や
固溶Ｎの窒化物形成元素による固定が図られていれば、
延性破壊の発生までの抵抗が大となるため、Ｓの許容量
は広がることから、本発明では実験結果に基づいて不純
物としてのＳを０．０１％以下に限定する。
固溶Ｎの窒化物形成元素による固定が図られていれば、
延性破壊の発生までの抵抗が大となるため、Ｓの許容量
は広がることから、本発明では実験結果に基づいて不純
物としてのＳを０．０１％以下に限定する。
【００３６】さらに、Ｏも延性に有害な介在物を形成す
るために極力低減することが好ましいが、Ｓと同様、固
溶Ｐ，Ｎが低減されていれば母地の延性がある程度確保
されるため、固溶Ｐ，Ｎの低減が図られていない場合に
比べて許容量は高く、実験結果に基づけば、０．００６
％以下に限定する必要がある。
るために極力低減することが好ましいが、Ｓと同様、固
溶Ｐ，Ｎが低減されていれば母地の延性がある程度確保
されるため、固溶Ｐ，Ｎの低減が図られていない場合に
比べて許容量は高く、実験結果に基づけば、０．００６
％以下に限定する必要がある。
【００３７】上記が本発明の要件である塑性変形能及び
延性破壊特性の向上、さらに塑性変形後の靭性劣化抑制
のための成分限定範囲であるが、本発明のもう一つの重
要な要件である脆性き裂の伝播停止特性向上のために
は、前記成分の限定に加えて後述するその他の成分限定
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３μｍ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。
延性破壊特性の向上、さらに塑性変形後の靭性劣化抑制
のための成分限定範囲であるが、本発明のもう一つの重
要な要件である脆性き裂の伝播停止特性向上のために
は、前記成分の限定に加えて後述するその他の成分限定
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３μｍ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。
【００３８】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。
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。
【００３９】高速で進展中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靭性よりも顕
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。
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靭性よりも顕
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。
【００４０】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。
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。
【００４１】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。
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。
【００４２】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。
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。
【００４３】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、シリア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。
止させるためには、シリア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。
【００４４】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。
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。
【００４５】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％、上限を表層から板厚の３３％と限定す
る。
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％、上限を表層から板厚の３３％と限定す
る。
【００４６】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れば脆性き裂の停止に
は有効である。
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れば脆性き裂の停止に
は有効である。
【００４７】なお、塑性変形後の靭性、脆性き裂伝播停
止特性、延性の確保に有効な、Ｎ量の低減、窒化物形成
元素によるＮの固定、表層部への超細粒層の付与は溶接
継手の靭性や延性を向上させる付加的な効果も有してい
ることが有効であることが実験的に確かめられた。
止特性、延性の確保に有効な、Ｎ量の低減、窒化物形成
元素によるＮの固定、表層部への超細粒層の付与は溶接
継手の靭性や延性を向上させる付加的な効果も有してい
ることが有効であることが実験的に確かめられた。
【００４８】即ち、大入熱溶接における溶接熱影響部の
靭性に対しては固溶Ｎの悪影響が大きいが、本発明のよ
うにＮ量や固溶Ｎ量を厳密に制御しておけば固溶Ｎの溶
接熱影響部靭性への悪影響は極小化される。
靭性に対しては固溶Ｎの悪影響が大きいが、本発明のよ
うにＮ量や固溶Ｎ量を厳密に制御しておけば固溶Ｎの溶
接熱影響部靭性への悪影響は極小化される。
【００４９】また、表層部に形成された超細粒層は溶接
熱影響部の内で溶接ビード直近の１３００℃以上に再加
熱されるよう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
の靭性向上に対しても効果がある。
熱影響部の内で溶接ビード直近の１３００℃以上に再加
熱されるよう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
の靭性向上に対しても効果がある。
【００５０】以上が本発明の耐破壊性能に優れた建築用
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。即
ち、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、０．１５％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、靭性や耐溶接割れ性等も低
下させるので、０．０１〜０．１５％の範囲とした。
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。即
ち、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、０．１５％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、靭性や耐溶接割れ性等も低
下させるので、０．０１〜０．１５％の範囲とした。
【００５１】次に、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
形成して延性や靭性の劣化を招く。そこで、Ｓｉの範囲
は０．０１〜１．０％とした。
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
形成して延性や靭性の劣化を招く。そこで、Ｓｉの範囲
は０．０１〜１．０％とした。
【００５２】また、Ｍｎは母材の強度、靭性の確保に必
要な元素であり、最低限０．１％以上含有する必要があ
るが、溶接部の靭性、割れ性等材質上許容できる範囲で
上限を２．０％とした。
要な元素であり、最低限０．１％以上含有する必要があ
るが、溶接部の靭性、割れ性等材質上許容できる範囲で
上限を２．０％とした。
【００５３】Ａｌは本発明の要件の一つである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０．００
３％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、０．００３％〜０．１％の範囲に限
定する必要がある。
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０．００
３％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、０．００３％〜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、前述したよう
に延性破壊特性の劣化や塑性変形後の靭性劣化が生じる
ため、（１）式あるいは（２）式に従って、Ａｌ，Ｔ
ｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｖ，Ｂを適正量含有させる必要
がある。ただし、全含有量としても下記の理由により限
定する必要がある。
に延性破壊特性の劣化や塑性変形後の靭性劣化が生じる
ため、（１）式あるいは（２）式に従って、Ａｌ，Ｔ
ｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｖ，Ｂを適正量含有させる必要
がある。ただし、全含有量としても下記の理由により限
定する必要がある。
【００５５】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。
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。
【００５６】そのため、工業的に制御が可能で、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、（１）式あるいは（２）式
を満足しても、製造履歴によっては延性破壊特性や塑性
変形後の靭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０．００５％とする。
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、（１）式あるいは（２）式
を満足しても、製造履歴によっては延性破壊特性や塑性
変形後の靭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０．００５％とする。
【００５７】Ｐについては、前述したように、フェライ
ト母地の延性を劣化させるため、塑性変形能、延性き裂
の発生、進展特性向上のためにその含有量を限定する必
要がある。Ｐ量は少ないほど好ましいが、Ｐ量を低減す
ることは精錬工程へ負荷をかけて生産性の低下、コスト
の上昇を招くため、延性特性劣化に対して許容できるＰ
の下限量を実験結果に基づいて０．０１％以下とする。
ト母地の延性を劣化させるため、塑性変形能、延性き裂
の発生、進展特性向上のためにその含有量を限定する必
要がある。Ｐ量は少ないほど好ましいが、Ｐ量を低減す
ることは精錬工程へ負荷をかけて生産性の低下、コスト
の上昇を招くため、延性特性劣化に対して許容できるＰ
の下限量を実験結果に基づいて０．０１％以下とする。
【００５８】即ち、Ｐ量の増加にともなって延性特性は
劣化するが、０．０１を超えるとその程度が顕著にな
る。Ｐ量が０．０１％以下ではＰの悪影響の程度は小さ
くなる。従って、本発明においては不純物としてのＰ量
を０．０１％以下に限定する。
劣化するが、０．０１を超えるとその程度が顕著にな
る。Ｐ量が０．０１％以下ではＰの悪影響の程度は小さ
くなる。従って、本発明においては不純物としてのＰ量
を０．０１％以下に限定する。
【００５９】ただし、偏析部での局所的な塑性変形や延
性破壊特性の劣化が影響を及ぼすような構造物に使用さ
れる場合には、精錬の問題を度外視すれば、Ｐ量は０．
００７％以下に限定する方がより好ましい。
性破壊特性の劣化が影響を及ぼすような構造物に使用さ
れる場合には、精錬の問題を度外視すれば、Ｐ量は０．
００７％以下に限定する方がより好ましい。
【００６０】Ｓについても、前述したように、ＭｎＳを
形成するため延性破壊特性を劣化させる。特に延性き裂
の伝播特性を劣化させる。固溶Ｐ，Ｎが多い条件のもと
では延性破壊の発生特性が低下しているため、Ｓによる
延性き裂の伝播特性の劣化は鋼材全体の塑性変形能や延
性破壊特性に大きく影響を及ぼし、Ｓを０．００１％以
下程度まで極端に低減する必要が生じる。
形成するため延性破壊特性を劣化させる。特に延性き裂
の伝播特性を劣化させる。固溶Ｐ，Ｎが多い条件のもと
では延性破壊の発生特性が低下しているため、Ｓによる
延性き裂の伝播特性の劣化は鋼材全体の塑性変形能や延
性破壊特性に大きく影響を及ぼし、Ｓを０．００１％以
下程度まで極端に低減する必要が生じる。
【００６１】ただし、本発明のようにＰ，Ｎ量の低減や
固溶Ｎの窒化物形成元素による固定が図られていれば、
延性破壊の発生までの抵抗が大となるため、Ｓの許容量
は広がることから、本発明では実験結果に基づいて不純
物としてのＳを０．０１％以下に限定する。
固溶Ｎの窒化物形成元素による固定が図られていれば、
延性破壊の発生までの抵抗が大となるため、Ｓの許容量
は広がることから、本発明では実験結果に基づいて不純
物としてのＳを０．０１％以下に限定する。
【００６２】さらに、Ｏについても前述したように、Ｏ
は延性に有害な介在物を形成するために極力低減するこ
とが好ましいが、Ｓと同様、固溶Ｐ，Ｎが低減されてい
れば母地の延性がある程度確保されるため、固溶Ｐ，Ｎ
の低減が図られていない場合に比べて許容量は高く、実
験結果に基づけば、０．００６％以下に限定する必要が
ある。
は延性に有害な介在物を形成するために極力低減するこ
とが好ましいが、Ｓと同様、固溶Ｐ，Ｎが低減されてい
れば母地の延性がある程度確保されるため、固溶Ｐ，Ｎ
の低減が図られていない場合に比べて許容量は高く、実
験結果に基づけば、０．００６％以下に限定する必要が
ある。
【００６３】Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｖ，ＢはＮ固定
を主目的として、必要に応じて１種または２種以上を選
択的に含有するが、個々の元素についても下記に示す理
由によりその成分量を限定する必要がある。
を主目的として、必要に応じて１種または２種以上を選
択的に含有するが、個々の元素についても下記に示す理
由によりその成分量を限定する必要がある。
【００６４】ＴｉはＮ固定に有効な元素であり、さら
に、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γ粒微細化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、介在物を形成して靭性や延性を劣化させるため、上
限を０．０２％とする。
に、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γ粒微細化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、介在物を形成して靭性や延性を劣化させるため、上
限を０．０２％とする。
【００６５】Ｚｒも窒化物を形成する元素であり、Ｎの
固定に有効であるが、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
て靭性や延性を劣化させるため、０．００３〜０．１０
％の範囲に限定する。
固定に有効であるが、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
て靭性や延性を劣化させるため、０．００３〜０．１０
％の範囲に限定する。
【００６６】ＮｂもＮの固定に有効な元素であるが、過
剰の含有では析出脆化により靭性が劣化する。従って、
靭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。
剰の含有では析出脆化により靭性が劣化する。従って、
靭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。
【００６７】ＴａもＮの固定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、０．０２％を超えると、析出脆化や粗大な
析出物、介在物による靭性劣化を生じるため、上限を
０．２０％とする。
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、０．０２％を超えると、析出脆化や粗大な
析出物、介在物による靭性劣化を生じるため、上限を
０．２０％とする。
【００６８】ＶもＶＮを形成してＮの固定に有効な元素
であるが、Ｎｂと同様、過剰の含有では析出脆化により
靭性が劣化する。従って、靭性の劣化を招かずに、効果
を発揮できる範囲として、０．００５〜０．２０％の範
囲に限定する。
であるが、Ｎｂと同様、過剰の含有では析出脆化により
靭性が劣化する。従って、靭性の劣化を招かずに、効果
を発揮できる範囲として、０．００５〜０．２０％の範
囲に限定する。
【００６９】Ｂは微量で確実にＮと結びつくため、Ｎ固
定に有効な元素であり、効果を発揮するためには０．０
００２％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、延性や靭性に悪影
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。
定に有効な元素であり、効果を発揮するためには０．０
００２％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、延性や靭性に悪影
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。
【００７０】以上に加えて、所望の強度レベルに応じて
母材強度の上昇、靭性確保の目的で、必要に応じてＣ
ｒ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｗの１種または２種以上を含有
することができる。先ず、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、靭性及び溶接性が劣化する傾向を有
するため、０．０１〜２．０％の範囲とする。
母材強度の上昇、靭性確保の目的で、必要に応じてＣ
ｒ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｗの１種または２種以上を含有
することができる。先ず、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、靭性及び溶接性が劣化する傾向を有
するため、０．０１〜２．０％の範囲とする。
【００７１】また、Ｎｉは母材の強度と靭性を同時に向
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、靭性は向上するが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。
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、靭性は向上するが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。
【００７２】次に、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、
０．０１〜２．０％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、靭性劣化が顕著と
なるため、上限を２．０％とする。
るが、２．０％超では熱間加工性に問題を生じるため、
０．０１〜２．０％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、靭性劣化が顕著と
なるため、上限を２．０％とする。
【００７３】さらに、延性の向上、継手靭性の向上のた
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靭性の
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、靭性の劣化を招くた
め、上限を各々、Ｍｇ，Ｃａは０．０１％、ＲＥＭは
０．１０％とする。
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靭性の
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、靭性の劣化を招くた
め、上限を各々、Ｍｇ，Ｃａは０．０１％、ＲＥＭは
０．１０％とする。
【００７４】次に、本発明の耐破壊性能に優れた建築用
高張力鋼板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１０〜３３％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。
高張力鋼板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１０〜３３％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。
【００７５】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つけた後、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。
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つけた後、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。
【００７６】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。
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。
【００７７】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。
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。
【００７８】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、板厚中心部の靭性確保ができな
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。
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、板厚中心部の靭性確保ができな
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。
【００７９】鋼片を加熱後、９５０℃以下のオーステナ
イト域で累積圧下率が１０〜５０％の圧延を行う。これ
は変態前のオーステナイト粒径を実質的に微細化して、
後の工程で表層を超細粒組織とするためと、内部の通常
組織の靭性を確保するためである。なお、オーステナイ
ト粒の実質的な微細化とは、再結晶オーステナイトの微
細化とともに未再結晶圧延によるオーステナイト粒の展
伸化も指す。
イト域で累積圧下率が１０〜５０％の圧延を行う。これ
は変態前のオーステナイト粒径を実質的に微細化して、
後の工程で表層を超細粒組織とするためと、内部の通常
組織の靭性を確保するためである。なお、オーステナイ
ト粒の実質的な微細化とは、再結晶オーステナイトの微
細化とともに未再結晶圧延によるオーステナイト粒の展
伸化も指す。
【００８０】低温のオーステナイト域での圧下がオース
テナイトの実質的な微細化に有効であるが、９５０℃超
の圧下はオーステナイトの微細化に有効でないため、本
発明においては９５０℃以下の温度での圧下率を限定す
る。９５０℃以下の圧下率は１０％未満では加工の効果
が不足するため、オーステナイトの微細化に効果がな
い。
テナイトの実質的な微細化に有効であるが、９５０℃超
の圧下はオーステナイトの微細化に有効でないため、本
発明においては９５０℃以下の温度での圧下率を限定す
る。９５０℃以下の圧下率は１０％未満では加工の効果
が不足するため、オーステナイトの微細化に効果がな
い。
【００８１】９５０℃以下のオーステナイト域での圧下
率は大きければ大きいほどオーステナイトの微細化に有
効であるが、その効果は５０％超では飽和傾向にあるこ
とと、該圧下率が５０％超と大きくなると、オーステナ
イトの細粒化には有効であるものの、後のフェライトを
超細粒化する上で必須である復熱過程での圧下率が確保
できなくなるため、本発明では９５０℃以下での圧下率
の上限を５０％とする。
率は大きければ大きいほどオーステナイトの微細化に有
効であるが、その効果は５０％超では飽和傾向にあるこ
とと、該圧下率が５０％超と大きくなると、オーステナ
イトの細粒化には有効であるものの、後のフェライトを
超細粒化する上で必須である復熱過程での圧下率が確保
できなくなるため、本発明では９５０℃以下での圧下率
の上限を５０％とする。
【００８２】なお、９５０℃超の温度での圧下はオース
テナイトの微細化に対する効果が小さいが、後の復熱工
程での必要圧下率を確保できる範囲であれば、材質に悪
影響を及ぼすものではないので、初期スラブ厚みが大き
い場合等、必要に応じて９５０℃超の温度での加工を行
ってもかまわない。
テナイトの微細化に対する効果が小さいが、後の復熱工
程での必要圧下率を確保できる範囲であれば、材質に悪
影響を及ぼすものではないので、初期スラブ厚みが大き
い場合等、必要に応じて９５０℃超の温度での加工を行
ってもかまわない。
【００８３】上記の条件で十分オーステナイト粒の微細
化、未再結晶域圧延を施した上で、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１０〜３３％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。
化、未再結晶域圧延を施した上で、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１０〜３３％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。
【００８４】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、不必要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。
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、不必要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。
【００８５】また、上記の９５０℃以下での圧延を行っ
た後の冷却は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。
た後の冷却は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。
【００８６】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。
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。
【００８７】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−５
０℃）〜（Ａｃ3 変態点＋５０℃）の範囲にする必要が
ある。
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−５
０℃）〜（Ａｃ3 変態点＋５０℃）の範囲にする必要が
ある。
【００８８】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。
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。
【００８９】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
なって靭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℃）〜（Ａｃ3
変態点＋５０℃）の範囲に限定する。
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
なって靭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℃）〜（Ａｃ3
変態点＋５０℃）の範囲に限定する。
【００９０】以上のＡｒ3 変態点以下への冷却と復熱中
の加工工程は１回でもよいが、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。
の加工工程は１回でもよいが、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。
【００９１】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。
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。
【００９２】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９０
％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。
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９０
％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。
【００９３】以上が、本発明の製造方法に関する要件で
あり、圧延、復熱が終了した段階で所望の組織を得るこ
とができる。最終的な復熱終了後の冷却は放冷あるいは
強制冷却等手段によらず目的の脆性き裂伝播停止特性と
靭性を得ることはできるが、強度の向上等、用途によっ
ては復熱終了後の鋼板を５〜４０℃／ｓの冷却速度で２
０〜６５０℃まで冷却したり、復熱終了後の鋼板を放冷
後あるいは５〜４０℃／ｓの冷却速度で２０〜６５０℃
まで冷却後、４５０℃〜６５０℃で焼戻しすることもで
きる。
あり、圧延、復熱が終了した段階で所望の組織を得るこ
とができる。最終的な復熱終了後の冷却は放冷あるいは
強制冷却等手段によらず目的の脆性き裂伝播停止特性と
靭性を得ることはできるが、強度の向上等、用途によっ
ては復熱終了後の鋼板を５〜４０℃／ｓの冷却速度で２
０〜６５０℃まで冷却したり、復熱終了後の鋼板を放冷
後あるいは５〜４０℃／ｓの冷却速度で２０〜６５０℃
まで冷却後、４５０℃〜６５０℃で焼戻しすることもで
きる。
【００９４】最終的な復熱後に強制冷却する場合、冷却
速度が５℃／ｓ未満では強制冷却による材質改善効果が
顕著でなく、４０℃／ｓ超では効果が飽和する上、鋼板
形状を損なう恐れがある。また、強制冷却の停止温度は
２０℃以下では冷却停止による材質向上が期待できない
上、冷却に時間を要するので好ましくなく、冷却停止温
度が６５０℃超ではまだ変態を完了しない場合があり、
強度の極端な低下や靭性劣化を招く恐れがある。
速度が５℃／ｓ未満では強制冷却による材質改善効果が
顕著でなく、４０℃／ｓ超では効果が飽和する上、鋼板
形状を損なう恐れがある。また、強制冷却の停止温度は
２０℃以下では冷却停止による材質向上が期待できない
上、冷却に時間を要するので好ましくなく、冷却停止温
度が６５０℃超ではまだ変態を完了しない場合があり、
強度の極端な低下や靭性劣化を招く恐れがある。
【００９５】焼戻し温度が４５０℃未満であると、硬化
相の焼戻しや残留応力の解放が不十分となるため、靭性
劣化や形状劣化が生じる可能性が大きい。一方、焼戻し
温度が６５０℃超では表層に形成された超細粒フェライ
トの成長が生じて混粒組織となる懸念があるため、強制
冷却後の焼戻し温度を４５０℃〜６５０℃に限定する。
相の焼戻しや残留応力の解放が不十分となるため、靭性
劣化や形状劣化が生じる可能性が大きい。一方、焼戻し
温度が６５０℃超では表層に形成された超細粒フェライ
トの成長が生じて混粒組織となる懸念があるため、強制
冷却後の焼戻し温度を４５０℃〜６５０℃に限定する。
【００９６】
【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２５mmあるいは５０mmの
厚鋼板について、製造まま及び歪を１０％付与した後の
母材の強度及びシャルピー試験による靭性（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）、延性
破壊発生の限界ＣＴＯＤ値（δi ）、及び溶接継手特性
（溶接ままでのシャルピー特性（−２０℃での吸収エネ
ルギーの平均値）、溶接まま及び１０％歪付与後の
δi ）を表３に示す。
に示す製造条件で製造した板厚２５mmあるいは５０mmの
厚鋼板について、製造まま及び歪を１０％付与した後の
母材の強度及びシャルピー試験による靭性（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）、延性
破壊発生の限界ＣＴＯＤ値（δi ）、及び溶接継手特性
（溶接ままでのシャルピー特性（−２０℃での吸収エネ
ルギーの平均値）、溶接まま及び１０％歪付与後の
δi ）を表３に示す。
【００９７】
【表１】
【００９８】
【表２】
【００９９】
【表３】
【０１００】
【表４】
【０１０１】
【表５】
【０１０２】
【表６】
【０１０３】
【表７】
【０１０４】
【表８】
【０１０５】
【表９】
【０１０６】
【表１０】
【０１０７】
【表１１】
【０１０８】
【表１２】
【０１０９】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と同一の
位置、方法で採取し、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を求め
た。延性破壊発生の限界ＣＴＯＤ値（δi ）は板厚中心
部から試験片の長手方向が圧延方向と直角となるように
採取した疲労ノッチ付き３点曲げ試験片により実施し
た。
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と同一の
位置、方法で採取し、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を求め
た。延性破壊発生の限界ＣＴＯＤ値（δi ）は板厚中心
部から試験片の長手方向が圧延方向と直角となるように
採取した疲労ノッチ付き３点曲げ試験片により実施し
た。
【０１１０】溶接条件は、板厚が２５mmの鋼板について
は片面１層のサブマージアーク溶接、板厚が５０mmの鋼
板については両面１層溶接とした。いずれも溶接入熱は
約１９０〜２００kJ／cmの範囲に入るように調整して溶
接を実施した。
は片面１層のサブマージアーク溶接、板厚が５０mmの鋼
板については両面１層溶接とした。いずれも溶接入熱は
約１９０〜２００kJ／cmの範囲に入るように調整して溶
接を実施した。
【０１１１】継手の２mmV ノッチシャルピー衝撃試験片
及びδi 測定用の試験片は表面下７mmの位置が試験片の
中心部となるようにして、溶接金属とＨＡＺの境界（融
合部：ＦＬ）からＨＡＺ側に１mm入った位置がノッチ位
置となるよう採取した。なお、引張特性及び母材、継手
のδi の測定は全て室温で求めた。
及びδi 測定用の試験片は表面下７mmの位置が試験片の
中心部となるようにして、溶接金属とＨＡＺの境界（融
合部：ＦＬ）からＨＡＺ側に１mm入った位置がノッチ位
置となるよう採取した。なお、引張特性及び母材、継手
のδi の測定は全て室温で求めた。
【０１１２】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を有
するため、脆性き裂の伝播停止特性の指標であるＥＳ
ＳＯ試験により求められたＫｃａ値が４００ kgf・mm
-3/2となる温度が非常に良好であるばかりでなく、１０
％の大きな歪を付与した後にもその劣化が非常に小さ
い、通常の丸棒引張試験で求められる伸びに加えてき
裂が存在する場合の延性破壊の発生特性を示すδi も歪
付与有無にかかわらず良好な値を維持する、溶接継手
のシャルピー特性も建築、橋梁等の構造物に安全に用い
るために必要な特性を有しており、継手のδi も母材と
同様、歪付与後でも十分高い値が得られている。
板は本発明の範囲内の化学成分及び表層超細粒組織を有
するため、脆性き裂の伝播停止特性の指標であるＥＳ
ＳＯ試験により求められたＫｃａ値が４００ kgf・mm
-3/2となる温度が非常に良好であるばかりでなく、１０
％の大きな歪を付与した後にもその劣化が非常に小さ
い、通常の丸棒引張試験で求められる伸びに加えてき
裂が存在する場合の延性破壊の発生特性を示すδi も歪
付与有無にかかわらず良好な値を維持する、溶接継手
のシャルピー特性も建築、橋梁等の構造物に安全に用い
るために必要な特性を有しており、継手のδi も母材と
同様、歪付与後でも十分高い値が得られている。
【０１１３】即ち本発明により製造された鋼材は、使用
中に大地震等による大きくかつ繰り返しの塑性歪を受け
るような構造物に使用された場合にも従来にない高い安
全性を有していることが明白である。
中に大地震等による大きくかつ繰り返しの塑性歪を受け
るような構造物に使用された場合にも従来にない高い安
全性を有していることが明白である。
【０１１４】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は全Ｎ量が過剰であるため、歪付与前のＥＳＳ
Ｏ特性も本発明の鋼に比べて劣るが、特に歪付与後のＥ
ＳＳＯ特性及びδi が顕著に劣る。
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は全Ｎ量が過剰であるため、歪付与前のＥＳＳ
Ｏ特性も本発明の鋼に比べて劣るが、特に歪付与後のＥ
ＳＳＯ特性及びδi が顕著に劣る。
【０１１５】鋼番Ｂ２は全Ｎ量が過剰な上、固溶Ｎ固定
のためのＡｌ等の量が不十分であるため、歪付与後の脆
性き裂伝播停止特性やδi の値が本発明鋼に比べて劣化
している。鋼番Ｂ３は全Ｎ量としては本発明の化学成分
範囲であるが、Ｎの固定が不十分であるため、即ち、
（１）式の値が正の値となるため、歪付与による材質劣
化が大きい。
のためのＡｌ等の量が不十分であるため、歪付与後の脆
性き裂伝播停止特性やδi の値が本発明鋼に比べて劣化
している。鋼番Ｂ３は全Ｎ量としては本発明の化学成分
範囲であるが、Ｎの固定が不十分であるため、即ち、
（１）式の値が正の値となるため、歪付与による材質劣
化が大きい。
【０１１６】鋼番Ｂ４は固溶Ｎの固定に最も有効なＡｌ
の含有量が不十分であるため、Ｎの固定が十分でなく、
歪付与によるＥＳＳＯ特性及びδi の劣化が顕著であ
る。鋼番Ｂ５はＰが過剰であるため、延性破壊特性及び
ＥＳＳＯ特性が歪付与前でも低めであり、さらに、歪付
与後の延性破壊特性及びＥＳＳＯ特性は大きく低下す
る。
の含有量が不十分であるため、Ｎの固定が十分でなく、
歪付与によるＥＳＳＯ特性及びδi の劣化が顕著であ
る。鋼番Ｂ５はＰが過剰であるため、延性破壊特性及び
ＥＳＳＯ特性が歪付与前でも低めであり、さらに、歪付
与後の延性破壊特性及びＥＳＳＯ特性は大きく低下す
る。
【０１１７】鋼番Ｂ６はＳが過剰であるため、特に延性
特性（絞り値，δi ）が歪付与前、付与後とも本発明鋼
に比べて大幅に劣る。鋼番Ｂ７はＣが過剰であるため、
歪付与前後における延性破壊特性及びＥＳＳＯ特性は低
めである上に、溶接継手の靭性が顕著に劣る。
特性（絞り値，δi ）が歪付与前、付与後とも本発明鋼
に比べて大幅に劣る。鋼番Ｂ７はＣが過剰であるため、
歪付与前後における延性破壊特性及びＥＳＳＯ特性は低
めである上に、溶接継手の靭性が顕著に劣る。
【０１１８】鋼番Ｂ８は化学成分としては本発明鋼の範
囲内であるが、表層部の超細粒組織を有していないた
め、ＥＳＳＯ特性が歪付与前、歪付与後とも顕著に劣化
している。鋼番Ｂ９は表層部に中心部に比較して細粒の
組織を有しているが、その粒径が本発明の要件を満足せ
ず、粗大であるため、十分な脆性き裂伝播停止特性が歪
付与前後とも得られない。
囲内であるが、表層部の超細粒組織を有していないた
め、ＥＳＳＯ特性が歪付与前、歪付与後とも顕著に劣化
している。鋼番Ｂ９は表層部に中心部に比較して細粒の
組織を有しているが、その粒径が本発明の要件を満足せ
ず、粗大であるため、十分な脆性き裂伝播停止特性が歪
付与前後とも得られない。
【０１１９】鋼番Ｂ１０は表層超細粒層の厚さが不十分
であるため、十分な脆性き裂伝播停止特性が歪付与前後
とも得られない。鋼番Ｂ１１はＯ量が過剰であるため、
特に延性破壊特性が劣る。鋼番Ｂ１２は延性特性に有害
なＳとＯとがともに過剰であるため、伸びやδi が塑性
変形前においても顕著に劣る。
であるため、十分な脆性き裂伝播停止特性が歪付与前後
とも得られない。鋼番Ｂ１１はＯ量が過剰であるため、
特に延性破壊特性が劣る。鋼番Ｂ１２は延性特性に有害
なＳとＯとがともに過剰であるため、伸びやδi が塑性
変形前においても顕著に劣る。
【０１２０】以上の実施例から、本発明によれば、予歪
を付与する前はもちろん、及び大地震等で大きな変形を
受けた場合を想定した１０％の予歪付与後においてもシ
ャルピー特性、脆性き裂伝播停止特性及び延性破壊特性
（絞り値，δi ）が非常に良好な鋼材を得ることが可能
であることが明白である。
を付与する前はもちろん、及び大地震等で大きな変形を
受けた場合を想定した１０％の予歪付与後においてもシ
ャルピー特性、脆性き裂伝播停止特性及び延性破壊特性
（絞り値，δi ）が非常に良好な鋼材を得ることが可能
であることが明白である。
【０１２１】
【発明の効果】本発明は使用中に大地震等による大きく
かつ繰り返しの塑性歪を受けるような場合にも塑性歪に
よる材質の劣化が非常に小さく、塑性変形後においても
脆性き裂を容易にする延性き裂の発生や進展を抑制し、
か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。
かつ繰り返しの塑性歪を受けるような場合にも塑性歪に
よる材質の劣化が非常に小さく、塑性変形後においても
脆性き裂を容易にする延性き裂の発生や進展を抑制し、
か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。
Claims (7)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．０１〜０．１５％、 Ｓｉ：０．０１〜１．０％、 Ｍｎ：０．１〜２．０％、 Ａｌ：０．００３〜０．１％、 Ｎ ：０．００１〜０．００５％を含有し、 不純物としてのＰ，Ｓ，Ｏの含有量が Ｐ ：０．０１％以下、 Ｓ ：０．０１％以下、 Ｏ ：０．００６％以下で、かつ、 Ｎ（％）−Ａｌ（％）／３．０≦０で、 残部鉄及び不可避不純物からなる鋼材であって、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
とする耐破壊性能に優れた建築用高張力鋼材。 - 【請求項２】 重量％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種以上を含有し、 Ｎ（％）−Ａｌ（％）／３．０−Ｔｉ（％）／３．４−
Ｚｒ（％）／６．５−Ｎｂ（％）／１３．２−Ｔａ
（％）／２５．８−Ｖ（％）／１０．９−Ｂ（％）／
２．０≦０ であることを特徴とする請求項１記載の耐破壊性能に優
れた建築用高張力鋼材。 - 【請求項３】 重量％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記載の耐破壊性能に優れた建築用高張力鋼
材。 - 【請求項４】 重量％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のいずれかに記載の耐破壊性能に優れた建
築用高張力鋼材。 - 【請求項５】 鋼片をＡｃ3 変態点以上、１２５０℃以
下の温度に加熱し、９５０℃以下でのオーステナイト域
での累積圧下率が１０〜５０％の粗圧延を行った後、そ
の段階での鋼片全厚みの１０％〜３３％に対応する少な
くとも２つの外表面の表層部の領域を、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（Ａ
ｃ1 変態点−５０℃）〜（Ａｃ3 変態点＋５０℃）の範
囲に復熱させて請求項１〜４のいずれかに記載の鋼材を
製造することを特徴とする耐破壊性能に優れた建築用高
張力鋼材の製造方法。 - 【請求項６】 復熱終了後の鋼材を５〜４０℃／ｓの冷
却速度で２０℃〜６５０℃まで冷却することを特徴とす
る請求項５記載の耐破壊性能に優れた建築用高張力鋼材
の製造方法。 - 【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記載の耐破壊性能に優れ
た建築用高張力鋼材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33662295A JPH09176782A (ja) | 1995-12-25 | 1995-12-25 | 耐破壊性能に優れた建築用高張力鋼材及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33662295A JPH09176782A (ja) | 1995-12-25 | 1995-12-25 | 耐破壊性能に優れた建築用高張力鋼材及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09176782A true JPH09176782A (ja) | 1997-07-08 |
Family
ID=18301063
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP33662295A Pending JPH09176782A (ja) | 1995-12-25 | 1995-12-25 | 耐破壊性能に優れた建築用高張力鋼材及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH09176782A (ja) |
Cited By (17)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002317242A (ja) * | 2001-04-19 | 2002-10-31 | Nkk Corp | 溶接熱影響部靭性の優れた低温用溶接構造用高張力鋼 |
| WO2007015541A1 (ja) * | 2005-08-03 | 2007-02-08 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | 熱延鋼板及び冷延鋼板並びにそれらの製造方法 |
| CN102002630A (zh) * | 2010-11-29 | 2011-04-06 | 南阳汉冶特钢有限公司 | 抗hic压力容器用钢q345r-z35特厚板及其生产方法 |
| CN102041433A (zh) * | 2010-12-21 | 2011-05-04 | 南阳汉冶特钢有限公司 | 一种低成本管件用钢x70钢板及其生产方法 |
| CN102041436A (zh) * | 2010-12-21 | 2011-05-04 | 南阳汉冶特钢有限公司 | 低合金高强度结构用钢q460c钢板及其生产方法 |
| CN102041431A (zh) * | 2010-12-21 | 2011-05-04 | 南阳汉冶特钢有限公司 | 一种q345b保探伤钢板及其生产方法 |
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| CN114318159A (zh) * | 2021-12-02 | 2022-04-12 | 首钢集团有限公司 | 一种抗氢致开裂性能的345MPa级容器钢板及其制备方法 |
-
1995
- 1995-12-25 JP JP33662295A patent/JPH09176782A/ja active Pending
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Legal Events
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