JPH1192858A - 繰返し大変形下での延性き裂進展抵抗の優れた鋼材及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】地震で生じる繰返しの大変形下においても、き
裂進展抵抗及びその耐不安定破壊特性が優れた構造用鋼
材及びその製造方法を提供する。 【解決手段】重量％で、Ｃ：０．０８〜０．２％と、Ｓ
ｉ：０．０１〜０．５％と、Ｍｎ：０．１〜２％と、Ａ
ｌ：０．００１〜０．１％と、Ｓ：０．００５％以下と
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、且
つ金属組織は、パーライト面積分率が２０％以上のフェ
ライト＋パーライト組織であることを特徴とする、繰り
返し大変形下での延性き裂進展抵抗の優れた鋼材。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は土木建築分野におけ
る各種建造物に利用される構造用鋼材に関し、特に地震
による繰返しの大変形を受けた場合に、応力集中部から
発生する延性き裂に対して高い進展抵抗が要求される建
造物への利用に適した構造用鋼材及びその製造方法に関
する。

【０００２】

【従来の技術】建築分野における耐震設計法では、鋼材
の塑性変形によって地震のエネルギーを吸収することに
より、建築物の崩壊を防ごうとする設計がなされている
が、このような建築物に適用される鋼材には優れた塑性
変形能が要求されており、特開昭５５−１１９１５２号
公報、特開昭６３−２２３１２３号公報、特開平１−１
１５６４２２号公報、特開平３−１１５５２４号公報等
では、降伏比を低下させることにより一様延び特性を向
上させた鋼材が提案されている。またＪＩＳ・Ｇ３１３
６の建築構造用圧延鋼材においても降伏比を８０％以下
とすることが規定されているように、耐震性向上に関す
る鋼材面からの対応としては、低降伏比による塑性変形
能の向上が中心となっている。

【０００３】

【発明が解決しようとする課題】しかし、１９９５年１
月の阪神淡路大地震では多くの鉄骨構造物が甚大な被害
を受けたが、鉄骨建築物の柱梁接合部や、門型橋脚の隅
角部等の破壊では、脆性的な破壊の前に延性き裂の進展
が認められた例が報告されている。これは、地震による
繰返しの変形を受けることにより、柱梁接合部や門型橋
脚の隅角部等の形状不連続部（応力集中部）で延性き裂
が発生、進展したために、不安定破壊を生じやすくなっ
たことが原因といえるが、阪神大震災が極めて大きな地
震であったことに起因する、今までには見られなかった
新しい破壊形態といえる。このことは、たとえ低降伏比
で伸び特性の高い鋼材を用いていたとしても、応力集中
部から延性亀裂が発生進展する場合は、その塑性変形能
力が十分に発揮される前に不安定破壊を生じてしまうこ
とを意味している。

【０００４】応力集中部を有する鋼材が大変形を受けた
場合に、応力集中部から延性亀裂が発生することは、日
本建築学会構造系論文報告集、Ｎｏ．４５４、１１９〜
１２５頁（１９９４年発行）にも指摘されており、延性
き裂の発生特性は鋼材の一様伸び特性に依存することが
わかっている。しかし、延性き裂発生抵抗が高い鋼材で
も応力集中が厳しくなれば容易に延性き裂が発生してし
まうことから、上記したような破壊を防ぐためには、応
力集中部からの延性き裂発生後のき裂進展抵抗及びその
後の不安定破壊に対する抵抗が高い鋼材が必要となると
いえる。

【０００５】本発明の目的は、上記した問題点を解決す
るために、地震で生じる繰返しの大変形下においても、
き裂進展抵抗及びその耐不安定破壊特性が優れた構造用
鋼材及びその製造方法を提供することにある。

【０００６】

【課題を解決するための手段】前記課題を解決し目的を
達成するために、本発明は以下に示す手段を用いてい
る。 （１）本発明の鋼材は、重量％で、Ｃ：０．０８〜０．
２％と、Ｓｉ：０．０１〜０．５％と、Ｍｎ：０．１〜
２％と、Ａｌ：０．００１〜０．１％と、Ｓ：０．００
５％以下とを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物か
らなり、且つ金属組織は、パーライト面積分率が２０％
以上のフェライト＋パーライト組織であることを特徴と
する、繰返し大変形下での延性き裂進展抵抗の優れた鋼
材である。 （２）本発明の鋼材は、重量％で、Ｃ：
０．０８〜０．２％と、Ｓｉ：０．０１〜０．５％と、
Ｍｎ：０．１〜２％と、Ａｌ：０．００１〜０．１％
と、Ｓ：０．００５％以下とを含有し、残部がＦｅ及び
不可避的不純物からなり、且つ金属組織は、パーライト
面積分率が１０％以上のフェライト＋パーライト組織で
あり、フェライトの平均結晶粒径が１０μｍ以下である
ことを特徴とする、繰返し大変形下での延性き裂進展抵
抗の優れた鋼材である。

【０００７】（３）本発明の鋼材は、鋼成分として、重
量％でさらに、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以
下、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：０．６％以下、Ｎｂ：０．
０６％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、
及びＣａ：０．００５％以下の群から選択された１種ま
たは２種以上を含有することを特徴とする、上記（１）
または（２）に記載の繰返し大変形下での延性き裂進展
抵抗の優れた鋼材である。 （４）本発明の製造方法
は、重量％で、Ｃ：０．０８〜０．２％と、Ｓｉ：０．
０１〜０．５％と、Ｍｎ：０．１〜２％と、Ａｌ：０．
００１〜０．１％と、Ｓ：０．００５％以下とを含有
し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼片を１０
５０〜１１８０℃の温度に加熱し、９００℃以下での累
積圧下率５０％以上、圧延終了温度６５０〜８５０℃で
熱間圧延を行った後、空冷することを特徴とする、繰返
し大変形下での延性き裂進展抵抗の優れた鋼材の製造方
法である。

【０００８】（５）本発明の製造方法は、鋼成分とし
て、重量％でさらに、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．
５％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：０．６％以下、Ｎ
ｂ：０．０６％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１
％以下、及びＣａ：０．００５％以下の群から選択され
た１種または２種以上を含有することを特徴とする、上
記（４）に記載の繰返し大変形下での延性き裂進展抵抗
の優れた鋼材の製造方法である。

【０００９】

【発明の実施の形態】本発明者らは、繰返しの変形を受
ける鋼材のき裂進展特性について鋭意研究を重ねた結
果、以下の知見を得るに至った。応力集中部からのき裂
発生特性は素材の一様伸びによってほぼ決まるが、フェ
ライト＋パーライト鋼におけるき裂進展は、主に介在物
やフェライト＋パーライト界面でのボイドの発生・連結
により起こる。このとき、ボイドの発生場所となるパー
ライトが多量にかつ微細分散していれば、き裂先端部近
傍でのボイドの生成量が増え、変形エネルギーがボイド
の発生・連結に消費されるとともに、き裂の進展経路に
多くの分岐を生じるため、き裂進展速度が低下する。

【００１０】また、パーライトが少ない場合でも、フェ
ライト結晶粒径が微細で、パーライト間の平均距離が短
ければ同様の効果が得られ、き裂進展速度を小さくする
ことが可能となるものである。

【００１１】このような特性を有する鋼材を得るために
は、Ｃ含有量を一定値以上に高めた鋼を用いて、低温で
一定量以上の圧下率で圧延を行えばよく、パーライト面
積率が高くかつ微細分散した組織となり、き裂進展抵抗
の高い鋼材が得られるものである。

【００１２】０．１５％Ｃ−０．２５％Ｓｉ−１．４％
Ｍｎ−０．０１％Ｎｂ鋼を用いて、図１に示した環状切
欠を有する丸棒試験片により標点間平均歪で±１％×７
回の繰返し引張圧縮変形を加えた時のき裂発生状況を図
２に示す。切欠底１から長さ約０．６５ｍｍのき裂２が
進展していることが確認できる。図３は０．１５％Ｃ−
０．２５％Ｓｉ−１．４％Ｍｎ−０．０１％Ｎｂ鋼でパ
ーライト面積分率及びフェライト結晶粒径の異なる供試
鋼についての、繰返し数と切欠底からのき裂進展量との
関係であるが、パーライト面積分率が多い場合またはフ
ェライト結晶粒径が小さい場合に同一回数でのき裂進展
量が少なくなっていることがわかる。また、硫化物系介
在物を多く含有する鋼材では、繰返しの変形を受けた場
合、き裂先端近傍以外でも硫化物系介在物を起点とした
ボイドが発生・成長するため、不安定破壊を起こしやす
いことが判明した。

【００１３】図４はＳ量の異なる鋼材（０．１５％Ｃ−
０．２５％Ｓｉ−１．４％Ｍｎ−０．０１％Ｎｂ鋼）を
用いて、図１の環状切欠丸棒試験片により繰返し引張圧
縮試験を行った結果であり、Ｓ含有量と不安定破壊を生
ずるまでの繰返し数を示したものである。Ｓ含有量が多
い場合は少ない繰返し数で不安定破壊を生じており、き
裂進展抵抗を高めると同時に、Ｓ系介在物を低減し、不
安定破壊に対する抵抗を高めることが重要であることが
わかる。

【００１４】以上の知見に基づき、本発明者は、Ｓ含有
量を低減した鋼を用いて、金属組織が一定値以上のパー
ライト面積分率を有するフェライト＋パーライト鋼とな
るように、低温で一定量以上の圧下率で圧延を行うよう
にして、き裂進展抵抗を高めると同時に、不安定破壊に
対する抵抗を高める繰返し大変形下での延性き裂進展抵
抗の優れた鋼材及びその製造方法を見出し、本発明を完
成させた。すなわち、本発明は、鋼組成、金属組織およ
び製造条件を特定することにより、地震で生じる繰返し
の大変形下においても、き裂進展抵抗及びその耐不安定
破壊特性が優れた構造用鋼材を提供することができる。

【００１５】以下に本発明の成分添加理由、成分限定理
由、金属組織の限定理由及び製造条件の限定理由につい
て説明する。 （１）成分組成範囲 Ｃ：０．０８〜０．２％ Ｃは鋼材の強度を確保するために必要な元素であるが、
０．０８％未満ではパーライト面積分率が少なくなりす
ぎるため、十分な延性き裂進展抵抗が得られない。ま
た、０．２％を越えて添加すると溶接性を損ねるので、
その含有量は０．０８〜０．２％である。 Ｓｉ：０．０１〜０．５％ Ｓｉは鋼材の強度を高めるとともに製鋼過程における脱
酸剤として必要であるが、０．０１％未満ではその効果
が不十分であり、０．５％を越えて添加すると溶接部の
靭性を劣化させるので、その含有量は０．０１〜０．５
％である。

【００１６】Ｍｎ：０．１〜２％ Ｍｎは鋼材の強度を高めるために添加されるが、０．１
％未満では強度が不足し、２％を越えて添加すると中心
偏析が多くなり板厚中央の靭性が劣化するため、その含
有量は０．１〜２％である。 Ａｌ：０．００１〜０．１％ Ａｌは脱酸剤として必要であるが、０．００１％未満で
は脱酸が不十分であり、０．１％を越えて添加されると
連鋳スラブの表面疵の原因となるため、その含有量は
０．００１〜０．１％である。 Ｓ：０．００５％以下 Ｓは硫化物系介在物を生成する元素であるが、地震によ
り繰返しの変形を受ける場合は、硫化物系介在物を核と
してボイドが発生成長するため、不安定破壊を助長す
る。不安定破壊に対する抵抗を高めるためにはＳ含有量
を厳しく制限する必要があるが、０．００５％以下では
問題ないので、その含有量の上限は０．００５％であ
る。

【００１７】本発明では上記の合金元素のほかに、鋼材
の強度・靭性を高めるためにＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、
Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｃａのうちの１種または２種以上を含
有してもよいが、以下にその成分の限定理由を述べる。

【００１８】Ｃｕ：０．５％以下 Ｃｕは強度・靭性の向上に有効な元素であるが、０．５
％を越えて添加すると熱間加工性が低下するので、その
含有量は０．５％以下である。 Ｎｉ：０．５％以下 Ｎｉは靭性の向上に極めて有効な元素であるが、また非
常に高価な元素であることから０．５％を越えて添加す
るとコスト的に不利になるため、その含有量は０．５％
以下である。 Ｃｒ：１％以下 Ｃｒは強度向上に有効な元素であるが、１％を越えて添
加すると溶接性が低下するので、その含有量は１％以下
である。 Ｍｏ：０．６％以下 ＭｏもＣｒと同様に強度向上に有効な元素であるが、
０．６％を越えて添加すると溶接性が低下するだけでな
く、コスト的にも不利になるため、その含有量は０．６
％以下である。 Ｎｂ：０．０６％以下 ＮｂはＮｂ（Ｃ，Ｎ）として微細析出し強度上昇に寄与
する元素であるが、０．０６％を越えて添加されると溶
接部の靭性が低下するため、その含有量は０．０６％以
下である。 Ｖ：０．１％以下 ＶはＶＣとして析出し強度向上に寄与するが、０．１％
を越えて添加してもその効果が飽和するので、その含有
量は０．１％以下である。

【００１９】Ｔｉ：０．１％以下 ＴｉはＴｉＮを形成し、溶接部の組織粗大化を抑制しＨ
ＡＺ靭性の向上に寄与する元素であり微量の添加で大き
な効果が得られるが、０．１％を越えて添加されると逆
に溶接性が低下するため、その含有量は０．１％以下で
ある。

【００２０】Ｃａ：０．００５％以下 Ｃａは硫化物系介在物の形状を制御することにより、靭
性を向上する元素であるが、０．００５％を越えて添加
すると鋼の材質に悪影響を及ぼすため、その添加量は
０．００５％以下である。 （２）金属組織 （２−１）態様１の金属組織 本発明の鋼材の金属組織は、パーライト面積分率が２０
％以上のフェライト＋パーライト組織である。

【００２１】フェライト＋パーライト鋼においては、パ
ーライトは繰返し大変形を受ける場合のボイドの発生起
点となり、パーライト面積分率が大きいほどき裂先端近
傍でのボイドの発生量が多くなるため、変形エネルギー
がボイドの発生・連結に消費されるとともに、き裂の進
展経路に多くの分岐を生じ、き裂進展速度が低下する。
しかし、パーライト面積率が２０％未満ではき裂が分岐
されず直線的に進展し、き裂進展速度が速くなるため、
パーライト面積分率を２０％以上に規定した。

【００２２】（２−２）態様２の金属組織 本発明の鋼材の金属組織は、パーライト面積分率が１０
％以上のフェライト＋パーライト組織であり、フェライ
トの平均結晶粒径が１０μｍ以下である。

【００２３】フェライト結晶粒径が微細で、パーライト
間の平均距離が短くなれば、き裂進展経路の分岐がより
頻繁に起こり、き裂進展速度を小さくすることが可能で
ある。しかし、フェライト平均結晶粒径が１０μｍを超
えるとその効果は得られない。また、フェライト平均結
晶粒径が１０μｍ以下の場合はパーライト面積分率が１
０％以上であれば、十分なき裂進展抵抗が得られる。

【００２４】上記の成分組成範囲及び金属組織に調整す
ることにより、地震で生じる繰返しの大変形下において
も、き裂進展抵抗及びその耐不安定破壊特性が優れた構
造用鋼材を得ることが可能になる。

【００２５】このような特性の鋼材は、以下の製造方法
により製造することができる。 （３）鋼材製造工程 （製造方法）上記した成分組成を有する鋼片（スラブ）
を１０５０〜１１８０℃の温度に加熱し、９００℃以下
での累積圧下率５０％以上、圧延終了温度６５０〜８５
０℃で熱間圧延を行った後、空冷する。

【００２６】ａ．鋼片加熱温度：１０５０〜１１８０℃ 加熱温度が１０５０℃未満であると、Ａｌ，Ｎｂ等の炭
窒化物形成元素の固溶量が少ないため、圧延中に析出す
る炭窒化物量が少なくなり十分な強度が得られないだけ
でなく、再結晶温度が上昇するために圧延による組織の
微細化が不十分となる。また、加熱温度が１１８０℃よ
り高いと、組織が粗大化するだけでなく靭性が劣化する
ため、加熱温度は１０５０〜１１８０℃である。

【００２７】ｂ．９００℃以下での累積圧下率：５０％
以上，圧延終了温度：６５０〜８５０℃ ９００℃を超える温度では、再結晶を生じやすく組織が
粗大化し、９００℃以下でも、累積圧下率が５０％未満
となる場合は、組織が十分に微細化せず、高いき裂進展
抵抗が得られない。また、圧延終了温度が８５０℃を超
えると、冷却過程で組織が粗大化してしまい、高いき裂
進展抵抗が得られず、６５０℃未満になると加工歪によ
り靭性が劣化する。よって、９００℃以下の累積圧下率
は５０％以上，圧延終了温度は６５０〜８５０℃であ
る。

【００２８】ｃ．圧延後の空冷 圧延後空冷を行う理由は、圧延後の組織をフェライト−
パーライト組織とするためである。ただし、冷却過程で
の粒成長を抑制する目的で、ベイナイト変態を生じない
範囲で、空冷以上の冷却速度で冷却を行うことも可能で
ある。以下に本発明の実施例を挙げ、本発明の効果を立
証する。

【００２９】

【実施例】

（実施例１）表１に示した成分の鋼（本発明鋼：Ｎｏ．
１〜１３、比較鋼：Ｎｏ．１４〜１９）を溶製し、熱間
圧延により板厚２５ｍｍの板にした。そして、これらの
鋼板の板厚１／４付近のミクロ観察を行い、２００倍で
１０視野の写真を撮影し、画像解析によってパーライト
面積分率及びフェライト平均結晶粒径を測定した。次に
これらの素材の板厚１／４位置より、図１に示したよう
な応力集中係数３．８の切欠を有する試験片を採取し
た。そして、疲労試験機を用いて、標点間の平均歪で±
１％×１０回（引張側で終了）の繰返し引張圧縮変形を
加えた。なお、試験温度は全て室温で行った。その後、
試験片を液体窒素で冷却し脆性的に破断させ、断面のＳ
ＥＭ写真からき裂進展量を求めた。

【００３０】これらの結果を表１にまとめて示した。た
だし、繰返し数１０回以前に不安定破壊を生じたものに
ついては破断までの回数を示した。本発明鋼であるＮ
ｏ．１〜１３はいずれも不安定破壊を生じておらず、ま
た、繰返し数１０回でのき裂進展量が０．６ｍｍ以下で
あることから、き裂進展抵抗と不安定破壊に対する抵抗
がともに高いことがわかる。一方、比較鋼であるＮｏ．
１４〜１７はいずれもパーライトの面積分率またはフェ
ライト平均結晶粒径が本発明範囲から外れており、繰返
し数１０回でのき裂進展量が大幅に上昇している。ま
た、比較鋼Ｎｏ．１８，１９はＳ含有量が本発明範囲を
越えているため、繰返し数１０回以前に不安定破壊を生
じている。

【００３１】

【表１】

【００３２】（実施例２）表２に示した成分の鋼（本発
明鋼：Ａ〜Ｌ、比較鋼：Ｍ〜Ｏ）を溶製し、表３に示し
た種々の方法で圧延し、鋼板とした（本発明例：Ａ１，
Ｂ１，Ｂ２，Ｃ１，Ｃ２，Ｄ１，Ｅ１〜Ｈ１，Ｈ２，Ｉ
１，Ｊ１，Ｋ１，Ｌ１、比較例：Ｄ２〜Ｄ４，Ｊ２〜Ｊ
５，Ｍ１〜Ｏ１）。そして、これらの鋼板の板厚１／４
付近のミクロ観察を行い、２００倍で１０視野の写真を
撮影し、画像解析によってパーライト面積分率及びフェ
ライト平均結晶粒径を測定した。次にこれらの素材の板
厚１／４位置より、図１に示したような応力集中係数
３．８の切欠を有する試験片を採取した。そして、疲労
試験機を用いて、標点間の平均歪で±１％×１０回（引
張側で終了）の繰返し引張圧縮変形を加えた。なお、試
験温度は全て室温で行った。その後、試験片を液体窒素
で冷却し脆性的に破断させ、断面のＳＥＭ写真からき裂
進展量を求めた。

【００３３】これらの結果を表３にまとめて示した。た
だし、繰返し数１０回以前に不安定破壊を生じたものに
ついては破断までの回数を示した。本発明例（Ａ１，Ｂ
１，Ｂ２，Ｃ１，Ｃ２，Ｄ１，Ｅ１〜Ｈ１，Ｈ２，Ｉ
１，Ｊ１，Ｋ１，Ｌ１）はいずれも不安定破壊を生じて
おらず、また、繰返し数１０回でのき裂進展量が０．３
５ｍｍ以下であることから、き裂進展抵抗と不安定破壊
に対する抵抗がともに高いことがわかる。

【００３４】一方、比較例Ｄ２〜Ｄ４，Ｊ２〜Ｊ５，Ｍ
１は成分または圧延条件が本発明範囲から外れているた
め、パーライト面積分率が低いかまたはフェライト結晶
粒径が大きくなるため、繰返し数１０回でのき裂進展量
が大幅に上昇している。また、比較例Ｎ１，Ｏ１はＳ含
有量が本発明範囲を越えているため、繰返し数１０回以
前に不安定破壊を生じている。

【００３５】

【表２】

【００３６】

【表３】

【００３７】

【発明の効果】以上に示したように、本発明によれば鋼
組成、金属組織及び製造条件を特定することにより、繰
返し大変形下において応力集中部からき裂が発生進展す
る場合の、き裂進展抵抗及び不安定破壊に対する抵抗が
高い鋼材を提供することが可能であり、高い耐震性能を
要求される建造物の利用に適している。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の実施例に係る切欠丸棒試験片の形状を
示す図。

【図２】本発明の実施の形態に係る切欠丸棒試験片の切
欠底からの亀裂発生状況を示す図。

【図３】本発明の実施の形態に係る切欠丸棒試験片（パ
ーライト面積分率及びフェライト結晶粒径を変えた場
合）の繰返し引張圧縮回数とき裂進展量との関係を示す
図。

【図４】本発明の実施の形態に係る切欠丸棒試験片のＳ
含有量と不安定破壊を生ずるまでの繰返し引張圧縮回数
との関係を示す図。

【符号の説明】

１…切欠底 ２…き裂

Claims (5)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０８〜０．２％と、
   Ｓｉ：０．０１〜０．５％と、Ｍｎ：０．１〜２％と、
   Ａｌ：０．００１〜０．１％と、Ｓ：０．００５％以下
   とを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
   且つ金属組織は、パーライト面積分率が２０％以上のフ
   ェライト＋パーライト組織であることを特徴とする、繰
   返し大変形下での延性き裂進展抵抗の優れた鋼材。
2. 【請求項２】 重量％で、Ｃ：０．０８〜０．２％と、
   Ｓｉ：０．０１〜０．５％と、Ｍｎ：０．１〜２％と、
   Ａｌ：０．００１〜０．１％と、Ｓ：０．００５％以下
   とを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
   且つ金属組織は、パーライト面積分率が１０％以上のフ
   ェライト＋パーライト組織であり、フェライトの平均結
   晶粒径が１０μｍ以下であることを特徴とする、繰返し
   大変形下での延性き裂進展抵抗の優れた鋼材。
3. 【請求項３】 鋼成分として、重量％でさらに、Ｃｕ：
   ０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：１％以下、
   Ｍｏ：０．６％以下、Ｎｂ：０．０６％以下、Ｖ：０．
   １％以下、Ｔｉ：０．１％以下、及びＣａ：０．００５
   ％以下の群から選択された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に記載の繰返し
   大変形下での延性き裂進展抵抗の優れた鋼材。
4. 【請求項４】 重量％で、Ｃ：０．０８〜０．２％と、
   Ｓｉ：０．０１〜０．５％と、Ｍｎ：０．１〜２％と、
   Ａｌ：０．００１〜０．１％と、Ｓ：０．００５％以下
   とを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼
   片を１０５０〜１１８０℃の温度に加熱し、９００℃以
   下での累積圧下率５０％以上、圧延終了温度６５０〜８
   ５０℃で熱間圧延を行った後、空冷することを特徴とす
   る、繰返し大変形下での延性き裂進展抵抗の優れた鋼材
   の製造方法。
5. 【請求項５】 鋼成分として、重量％でさらに、Ｃｕ：
   ０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：１％以下、
   Ｍｏ：０．６％以下、Ｎｂ：０．０６％以下、Ｖ：０．
   １％以下、Ｔｉ：０．１％以下、及びＣａ：０．００５
   ％以下の群から選択された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４に記載の繰返し大変形下
   での延性き裂進展抵抗の優れた鋼材の製造方法。