(57)【要約】【課題】高価な合金元素の添加をすることなく構造用鋼に優れた破壊靭性を付与できる高破壊靭性鋼の製造方法を提供する。【解決手段】フェライトを含む２種以上の相からなる組織を有し、該組織のフェライト面積率が４０〜９０％である鋼材を、１３１５〜１３５０℃に加熱し、その温度に５〜２０分間保持後、好ましくはベイナイト変態が起こらないように、冷却する、あるいは該冷却後の鋼材をさらに８５０  〜９５０  ℃に再加熱し、好ましくはベイナイト変態が起こらないように、冷却する。前記鋼材は、Ｃ：０．０４〜０．１８％、Ｓｉ：０．６０％以下、Ｍｎ：０．８０〜１．８０％、Ｐ：０．０３０  ％以下、Ｓ：０．０１５  ％以下を含み、かつ、Ａｌ：０．０２〜０．０８％、Ｔｉ：０．１６〜０．５０％の１種又は２種を含み、かつ、Ｃｅｑ（＝Ｃ＋Ｓｉ／２４  ＋Ｍｎ／  ６）が０．３４〜０．４８％になる組成のものが好ましい。【選択図】  なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
フェライトを含む２種以上の相からなる組織を有し、該組織のフェライト面積率が４０〜９０％である鋼材を、１３１５〜１３５０℃に加熱し、その温度に５〜２０分間保持後、冷却することを特徴とする高破壊靭性鋼の製造方法。
【請求項２】
フェライトを含む２種以上の相からなる組織を有し、該組織のフェライト面積率が４０〜９０％である鋼材を、１３１５〜１３５０℃に加熱し、その温度に５〜２０分間保持後、冷却し、さらに、８５０  〜９５０  ℃に再加熱し、冷却することを特徴とする高破壊靭性鋼の製造方法。
【請求項３】
請求項１または２において、最終の冷却をベイナイト変態が起こらない冷却速度で行い、最終ミクロ組織をフェライトおよびパーライトからなる組織とすることを特徴とする、延性亀裂発生特性に優れた高破壊靭性鋼の製造方法。
【請求項４】
前記鋼材が、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１８％、Ｓｉ：０．６０％以下、Ｍｎ：０．８０〜１．８０％、Ｐ：０．０３０  ％以下、Ｓ：０．０１５  ％以下を含み、かつ、Ａｌ：０．０２〜０．０８％、Ｔｉ：０．１６〜０．５０％の１種又は２種を含み、かつ、（  式１）  で定義されるＣｅｑが０．３４〜０．４８％になる組成を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高破壊靭性鋼の製造方法。
（  式１）    Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４  ＋Ｍｎ／  ６
ただし右辺の元素記号はその元素の質量％を表す。
【請求項５】
質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１８％、Ｓｉ：０．６０％以下、Ｍｎ：０．８０〜１．８０％、Ｐ：０．０３０  ％以下、Ｓ：０．０１５  ％以下を含み、かつ、Ａｌ：０．０２〜０．０８％、Ｔｉ：０．１６〜０．５０％の１種又は２種を含み、かつ、（  式１）  で定義されるＣｅｑが０．３４〜０．４８％になる組成を有し、かつ、フェライトを含む２種以上の相からなりフェライト面積率が４０〜９０％である組織を分散処理あるいはさらに整粒処理してなる組織を有し、５００ｍｍ／ｓ  の高速変形において０℃における限界ＣＴＯＤが０．５ｍｍ  以上になる耐地震用構造用鋼材。
（  式１）    Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４  ＋Ｍｎ／  ６
ただし右辺の元素記号はその元素の質量％を表す。
【請求項６】
請求項５において、分散処理あるいはさらに整粒処理してなる組織がフェライトおよびパーライトからなる組織であることを特徴とする、延性亀裂発生特性に優れ、かつ、５００ｍｍ／ｓ  の高速変形において０℃における限界ＣＴＯＤが０．５ｍｍ  以上になる耐地震用構造用鋼材。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、使用中に大きな変形を受けるような構造物に使用される強度部材用の鋼材、例えば地震により塑性変形に曝される建築・橋梁用鋼材及び圧力容器用鋼材として有用な高破壊靭性鋼、あるいはさらに延性亀裂発生特性に優れた高破壊靭性鋼の製造方法、および該高破壊靭性鋼を用いた耐地震用構造用鋼材に関する。また、鋼材の形態は特に問わないが、構造部材として用いられ、優れた破壊性能（破壊靭性、延性亀裂発生特性など）が要求される厚鋼板および形鋼が好適である。
【０００２】
【従来の技術】
１９８１年の新耐震設計法の改正・施行以降、大地震時における鋼材の塑性変形を許容することにより、地震エネルギーを吸収して構造物の倒壊を防ぐという設計概念が建築分野に適用されている。このため、新耐震設計法が適用される建築構造物の鋼材は、降伏後の変形性能を表すパラメータである降伏比（ＹＲ）が低いこと、すなわち低降伏比が求められている。このため、低降伏比を有する建築用鋼材が、例えば特許文献１、特許文献２などで開示されている。
【０００３】
しかし、震源が非常に近いタイプの地震は、揺れの速度が非常に速く、建物に対し歪速度にして１０−１〜１０ｓ−１の高速変形が加わると言われている。一般に鋼材の降伏比は歪速度の上昇に伴い大きくなるため、高速変形においては低降伏比を確保できないことが懸念される。この点を考慮し、高歪速度においても低降伏比を可能にした鋼材が特許文献３に開示されている。
【０００４】
しかしながら、１９９５年の阪神大震災においては、多くの鋼構造物が脆性破壊により損傷し、鋼材の優れた変形能が脆性破壊により打ち切られ、鋼材本来の変形能を十分に発揮できない場合のあることが指摘された。このため、上述の特許文献１〜３などで開示されているような低降伏比すなわち変形能の確保だけでは、構造物全体の耐震性に支障をきたす可能性がある。
【０００５】
阪神大震災のように震源が非常に近く構造物に付与される変形速度が非常に速くなる直下型地震等において構造鋼材の脆性破壊を防ぐには、高速変形において構造鋼材の破壊靭性を確保する必要がある。しかし、一般に限界ＣＴＯＤ等の破壊靭性値は、変形速度の増加に伴い低下することが知られており、阪神大震災並の高変形速度において欠陥の存在を前提とした場合、従来の建築構造用鋼で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る。この点を考慮して、特許文献４には、脆性破壊発生を許容した上で、その亀裂の伝播を阻止する性能を有した鋼材が開示されている。
【０００６】
しかし、特許文献４に開示された方法では、地震後鋼構造物内に多くの亀裂が残存する可能性があり、地震後の構造物の安全性に問題が残る。さらに、建築鋼構造物においては鋼材が耐火被覆等に覆われていることが多く、地震時に発生した脆性亀裂を発見することが困難な上に、補修する場合に耐火被覆を剥がさなければならず、経済的にも非常に不利である。
【０００７】
上述の方法以外に、Ｎｉ等の高価な合金元素の添加と熱処理により鋼材のシャルピー衝撃特性を向上させ破壊靭性を確保して脆性破壊の発生を防ぐ方法があるが、鋼材自体の価格が高くなり経済的に非常に不利である。
Ｎｉ等の高価な合金元素の添加をすることなくシャルピー衝撃特性を向上させた鋼として、特許文献５に開示された鋼があるが、破壊靭性、特に動的破壊特性についての保障はない。
【０００８】
【特許文献１】
特開平６−２７１９３４号公報
【特許文献２】
特開平７−２０７４０７号公報
【特許文献３】
特開平９−１５７７８５号公報
【特許文献４】
特開平９−１７６７８２号公報
【特許文献５】
特開平９−１２５１４０号公報
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
上記従来技術の問題点に鑑み、本発明は、高価な合金元素の添加をすることなく構造用鋼に優れた破壊靭性、あるいはさらに、優れた延性亀裂発生特性を付与できる高破壊靭性鋼の製造方法、および、特に、直下型大地震等により非常に大きな変形速度を受ける構造物に使用される強度部材用の鋼材として０℃における限界ＣＴＯＤが０．５ｍｍ  以上になり、さらには優れた延性亀裂発生特性を有する耐地震用構造用鋼材を提供することを目的とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、構造用鋼の組織と破壊靭性について研究し、その結果、
▲１▼Ｚ断面（圧延方向に平行でかつ圧下方向に垂直な面）における第２相組織が均一に分散した鋼は、通常の鋼に比較してシャルピー衝撃特性に対する破壊靭性の相対値が大きい。
▲２▼上記▲１▼の傾向は、第２相組織にベイナイトを含まない場合、一層顕著になる。▲３▼上記▲１▼および▲２▼の両方を満足する場合、延性亀裂発生特性が向上する。
▲４▼Ｚ断面における第２相組織は、１３１５〜１３５０℃に５〜２０分間保持することにより均一に分散する。この際、マトリックスにおける粒の粗大化は小さい。
【００１１】
本発明はこれらの知見に基づきなされたもので、以下のとおりである。
（１）フェライトを含む２種以上の相からなる組織を有し、該組織のフェライト面積率が４０〜９０％である鋼材を、１３１５〜１３５０℃に加熱し、その温度に５〜２０分間保持後、冷却することを特徴とする高破壊靭性鋼の製造方法。
（２）フェライトを含む２種以上の相からなる組織を有し、該組織のフェライト面積率が４０〜９０％である鋼材を、１３１５〜１３５０℃に加熱し、その温度に５〜２０分間保持後、冷却し、さらに、８５０  〜９５０  ℃に再加熱し、冷却することを特徴とする高破壊靭性鋼の製造方法。
（３）前記（１）または（２）において、最終の冷却をベイナイト変態が起こらない冷却速度で行い、最終ミクロ組織をフェライトおよびパーライトからなる組織とすることを特徴とする、延性亀裂発生特性に優れた高破壊靭性鋼の製造方法。
（４）前記鋼材が、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１８％、Ｓｉ：０．６０％以下、Ｍｎ：０．８０〜１．８０％、Ｐ：０．０３０  ％以下、Ｓ：０．０１５  ％以下を含み、かつ、Ａｌ：０．０２〜０．０８％、Ｔｉ：０．１６〜０．５０％の１種又は２種を含み、かつ、（  式１）  で定義されるＣｅｑが０．３４〜０．４８％になる組成を有することを特徴とする（１）〜（３）のいずれかに記載の高破壊靭性鋼の製造方法。
（  式１）    Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４  ＋Ｍｎ／  ６
ただし右辺の元素記号はその元素の質量％を表す。
（５）質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１８％、Ｓｉ：０．６０％以下、Ｍｎ：０．８０〜１．８０％、Ｐ：０．０３０  ％以下、Ｓ：０．０１５  ％以下を含み、かつ、Ａｌ：０．０２〜０．０８％、Ｔｉ：０．１６〜０．５０％の１種又は２種を含み、かつ、（  式１）  で定義されるＣｅｑが０．３４〜０．４８％になる組成を有し、かつ、フェライトを含む２種以上の相からなりフェライト面積率が４０〜９０％である組織を分散処理あるいはさらに整粒処理してなる組織を有し、５００ｍｍ／ｓ  の高速変形において０℃における限界ＣＴＯＤが０．５ｍｍ  以上になる耐地震用構造用鋼材。
（  式１）    Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４  ＋Ｍｎ／  ６
ただし右辺の元素記号はその元素の質量％を表す。
（６）前記（５）において、分散処理あるいはさらに整粒処理してなる組織がフェライトおよびパーライトからなる組織であることを特徴とする、延性亀裂発生特性に優れ、かつ、５００ｍｍ／ｓ  の高速変形において０℃における限界ＣＴＯＤが０．５ｍｍ  以上になる耐地震用構造用鋼材。
【００１２】
【発明の実施の形態】
本発明でいう高破壊靭性鋼とは、０℃、５００ｍｍ／ｓ  の低温、高速変形下における限界ＣＴＯＤが０．５ｍｍ  以上になる鋼材を意味する。この０℃、５００ｍｍ／ｓ  における限界ＣＴＯＤが０．５ｍｍ  以上という条件は、繰り返し変形により鋼材が脆化したとしても脆性破壊しないことを保証するためのものである。
【００１３】
一方、本発明でいう延性亀裂発生特性に優れた鋼材とは、０℃における延性亀裂発生時のＣＴＯＤ（弾塑性破壊靭性）が０．３０ｍｍ以上になる鋼材を意味する。この  ０℃における弾塑性破壊靭性が０．３０ｍｍ以上という条件は、繰返し変形による延性亀裂の顕著な進展が起こらないことを保証するためのものである。
なお、限界ＣＴＯＤを測定する試験方法は、次のような破壊靭性試験によるとよい。
〔破壊靭性試験〕
試験片＝１ＴＣＴコンパクト破壊靭性試験片（ＡＳＴＭ  Ｅ１８２０−２０００）
変形速度＝５００ｍｍ／ｓ
試験方法詳細＝ＡＳＴＭ  Ｅ１８２０−２０００
本発明は、素材となる鋼材を１３１５〜１３５０℃に加熱し、その温度に５〜２０分間保持後、冷却することにより高破壊靭性鋼を得るものである。
【００１４】
フェライトを含む２種以上の相からなる組織（例えば、フェライトと第２相との混合からなる組織）を有し、  該組織のフェライト面積率が４０〜９０％である鋼材を、１３１５〜１３５０℃に５〜２０分間保持し、一旦冷却後８５０  〜９５０  ℃に再加熱し、冷却すれば高破壊靭性鋼が得られる。
以下に、本発明要件の限定理由を説明する。
〔フェライト面積率が４０〜９０％〕
フェライトの面積率が４０％未満では母材の破壊靭性が劣化する。また、フェライトの面積率が９０％超では、強度が不足する。よって、フェライトの面積率を４０〜９０％とした。
〔１３１５〜１３５０℃に５〜２０分間保持し、冷却（：分散処理）〕
１３１５℃未満の低温又は５分未満の短時間保持では、Ｚ断面内での第２相の十分な分散・均一化状態が得られない。また１３５０℃より高温又は２０分より長時間の保持では、マトリックスの粒径が大きくなってしまい、靭性が劣化してしまう。よって、高温保持を１３１５〜１３５０℃に５〜２０分保持とした。
〔一旦冷却後８５０  〜９５０  ℃に再加熱し、冷却（：整粒処理）〕
本発明においては、上記分散処理後、８５０  〜９５０  ℃に再加熱・冷却し、結晶粒を整えても良い。８５０  ℃未満の加熱では，２相域加熱となることが多く靭性が劣化する。また、９５０  ℃より高温の加熱では、オーステナイト粒が成長し、整粒処理の意味がなくなる。よって、再加熱温度を８５０  〜９５０  ℃とした。再加熱温度における保持時間は、温度均一化と粒成長の観点から、３０〜９０分が好ましい。
〔ベイナイト変態が起こらないように冷却〕
最終組織にベイナイトが含まれると、シャルピー特性に対する破壊靭性および延性亀裂発生がいくぶん低下するので、分散処理後に整粒処理を行わない場合は分散処理での冷却を、また分散処理後に整粒処理を行う場合は整粒処理での冷却を、ベイナイト変態が起こらない冷却速度で行って、フェライトおよびパーライトからなる組織にすることが好ましい。本発明に係る前記好適組成では、ベイナイト変態が起こらない冷却速度は概ね１℃／ｓ以下であり、板厚が約１０ｍｍ以上の場合、空冷により得られるが、そうでない場合でも適宜保温する等の手段により達成可能である。
【００１５】
次に、本発明に係る分散処理あるいはさらに整粒処理における被処理鋼材の好適組成について説明する。
〔Ｃ：０．０４〜０．１８％〕
Ｃは強度を確保するために０．０４％以上が望ましいが、０．１８％を超えると溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性が低下するので、０．０４〜０．１８％の範囲が好適である。なお、より好ましくは０．０８〜０．１６％である。
〔Ｓｉ：０．６０％以下〕
Ｓｉは強度上昇に有効な元素であるが、０．６０％を超えるとＨＡＺ靭性を著しく劣化させるので、０．６０％以下とするのが望ましい。なお、０．２０％未満では強度上昇に効果が少ないので、より好ましくは０．２０〜０．６０％である。
〔Ｍｎ：０．８０〜１．８０％〕
Ｍｎは高強度化に有効な元素であり、強度確保の観点から下限を０．８０％とするのがよい。しかし、Ｍｎ量が１．８０％を超えると、組織がフェライト＋パーライト等からベイナイト等の低温変態生成物を主体とする組織になり、母材靭性が劣化する。このため、Ｍｎは０．８０〜１．８０％の範囲が好ましい。なお、より好ましい範囲は１．００〜１．７０％である。
〔Ｐ：０．０３０  ％以下〕
Ｐは母材、ＨＡＺの靭性、溶接割れ性を劣化させるので、極力低減すべき元素であり、上限を０．０３０  ％に制限するのがよい。より好ましくは０．０１０  ％以下である。
〔Ｓ：０．０１５  ％以下〕
Ｓは非金属介在物を形成し、延性・靭性を劣化させるため、０．０１５  ％以下に制限するのがよい。なお、より好ましい範囲は０．０１０  ％以下である。
〔Ａｌ：０．０２〜０．０８％、Ｔｉ：０．１６〜０．５０％の１種又は２種〕
Ａｌは脱酸のために０．０２％以上とするのが望ましいが、０．０８％を超えて含有しても脱酸効果は飽和し、非金属介在物が多くなり、清浄度が低下し、靭性が劣化する。このためＡｌは０．０２〜０．０８％の範囲とするのが好ましい。なお、より好ましい範囲は０．０２〜０．０４０  ％である。
【００１６】
Ｔｉは効果的な脱酸力を有しているため、Ａｌと併用もしくはＡｌに代えてＴｉを添加しても良い。Ｔｉは脱酸のために０．０２％以上が望ましいが、０．５０％を超えて添加すると鋼の清浄性が低下する。また、Ｔｉは０．１６％以上の添加により、低炭素鋼の降伏伸びを短くする効果を有する。以上よりＴｉは０．１６〜０．５０％の範囲が好ましい。
〔Ｃｅｑ：０．３４〜０．４８％〕
Ｃｅｑが０．４８％を超えると、溶接割れ感受性が高くなるとともに、ＨＡＺ靭性が低下し、一方、０．３４％未満では母材及びＨＡＺ軟化部での強度確保が困難になるので、Ｃｅｑは０．３４〜０．４８％とするのが好ましい。
【００１７】
【実施例】
表１に示す組成になる鋼を研究室の真空溶解炉で溶製し、厚さ１４０ｍｍ  の鋼片とした。次いでこれらの鋼片を表２に示す条件で加工して所定の形状の素材となる鋼材（鋼板）とし、表２に示す条件で分散処理あるいはさらに整粒処理を行った。素材ままの鋼板および該鋼板に分散処理あるいはさらに整粒処理を施した鋼板について、１／２  ｔ（板厚の１／２相当）部から圧延方向にＪＩＳ  ４号引張試験片、ＪＩＳ  ４号衝撃試験片およびＡＳＴＭ  Ｅ１８２０−２０００に準拠した１ＴＣＴコンパクト破壊靭性試験片を採取し、静的変形（０．０３ｍｍ／ｓ）と高速変形（５００ｍｍ／ｓ  ）における機械的性質および破壊靭性を調査した。また、光学顕微鏡を用いて、フェライト粒径（粒度Ｎｏ．  ）およびフェライト面積率を調査した。フェライト粒径（粒度Ｎｏ．  ）はＪＩＳ  Ｇ  ０５５２の規定に準拠して測定し、フェライト面積率は、画像処理装置により、画像出力を２値化して測定した。これらの結果を表２に示す。
【００１８】
表２より、本発明要件を満たす発明例は、５００ｍｍ／ｓ  においても０℃における限界ＣＴＯＤが０．５ｍｍ  以上の良好な破壊靭性を示している。また、とくに、最終の冷却をベイナイト変態が起こらないように行って、最終ミクロ組織をフェライトおよびパーライトからなる組織としたものは延性亀裂発生時のＣＴＯＤ値が０．３０ｍｍ以上の良好な値を示している。
【００１９】
一方、本発明を外れる比較例は、静的変形においては発明例と同様、ＣＴＯＤ値が良好であるが、変形速度５００ｍｍ／ｓ  におけるＣＴＯＤ値が劣化している。
【００２０】
【表１】
2004197147.tif 000002
【００２１】
【表２】
2004197147.tif 000003
【００２２】
【発明の効果】
本発明によれば、直下型大地震等により非常に大きな変形速度を受ける構造物に使用される強度部材用の鋼材として、これまで製造が非常に困難であった５００ｍｍ／ｓ  の高速変形において０℃における限界ＣＴＯＤが０．５ｍｍ  以上、あるいはさらに延性亀裂発生時のＣＴＯＤ値が０．３０ｍｍ以上になる耐地震用構造用鋼材が製造できるようになるという産業上有益な効果を奏する。