JP6489139B2

JP6489139B2 - 非調質低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法ならびに形鋼および構造体

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Publication number: JP6489139B2
Application number: JP2017038088A
Authority: JP
Inventors: 隆男赤塚; 智裕木下; 勝福村; 井口　貴朗; 貴朗井口
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2016-03-09
Filing date: 2017-03-01
Publication date: 2019-03-27
Anticipated expiration: 2037-03-01
Also published as: JP2017166064A

Description

本発明は、耐震性を必要とする建築構造用部材として好適な、非調質低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法に関する。特に、梁部材として好適な、非調質低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法ならびに形鋼および構造体に関する。

近年、地震時の安全性確保の観点から建築構造物などにおいては、素材として、優れた耐震性を有する鋼板（鋼材）を用いることが要求されている。また、これまでの研究成果で、降伏比の低い鋼板（鋼材）ほど耐震性に優れることが明らかにされている。このため、建築構造物には、降伏比（ＹＲ）が８０％以下の低降伏比鋼材を使用することが義務付けられている。さらに、最近では、建築構造物の高層化や大スパン化などに伴い、建築構造物に今までに使用されてきた鋼材よりも高い強度を有する５５０ＭＰａ級高張力鋼材を適用する事例が増加している。

低降伏比を有する５５０ＭＰａ級以上の高張力鋼材は、二相域加熱処理や焼戻処理などの熱処理を施して製造されるのが一般的であった。しかし、熱処理を施すことは、工程が複雑となり製造工期が長期化して、製造コストが高騰するという問題を残していた。このため、上記した二相域加熱処理や焼戻処理を省略した非調質低降伏比高張力鋼材の検討が進められてきた。

例えば、特許文献１には、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０４％、固溶Ｂ：０．０００２〜０．００２％を含有し、合金元素含有量に関係する式ＣＥＮが０．２１〜０．３０％の範囲を満足する組成と、ベイナイトを主体とし、島状マルテンサイトを０．８〜２．５体積％分散させた組織からなる５９０ＭＰａ級の非調質型低降伏比高張力鋼板が提案されている。

また、特許文献２には、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０４５〜０．０８％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．６〜２．０％を含み、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎを調整して含有し、さらにＭｏ及び／又はＷを特定の関係式を満足するように含有し、Ｐｃｍが０．２２％以下となる組成と、板厚中央部の組織が、フェライトを主相とし、２０体積％以下の、島状マルテンサイト（ＭＡ相）を主とする硬質相を含む複合組織である低降伏比を有する高張力厚鋼板が記載されている。

また、特許文献３には、重量比にて、Ｃ：０．０３〜０．３０％、Ｓｉ：０．０５〜０．６０％、Ｍｎ：０．５０〜２．５％、Ａｌ：０．００５〜０．１％を含む鋼を、加熱し、圧延終了温度を９００℃〜Ａｒ_３変態点の範囲の温度とし該温度域での累積圧下率を３０％未満とする熱間圧延と、熱間圧延後空冷し、表面温度が（Ａｒ_３変態点−２０℃）〜（Ａｒ_３変態点−８０℃）の範囲の温度となってから水冷を開始し３５０〜６００℃間で冷却停止する加速冷却を施す、低降伏比非調質鋼の製造方法が記載されている。

また、特許文献４には、質量比で、Ｃ：０．０３〜０．３０％、Ｓｉ：０．０５〜０．６０％、Ｍｎ：０．５０〜２．５％、Ａｌ：０．００５〜０．１％を含む鋼を、加熱し、圧延終了温度を９００℃〜Ａｒ_３変態点の範囲の温度とし、該温度域での累積圧下率を３０％未満とする熱間圧延と、熱間圧延後空冷し、表面温度が（Ａｒ_３変態点−２０℃）〜（Ａｒ_３変態点−８０℃）の範囲の温度となってから水冷を開始し２５０℃以下になるまで加速冷却を施し、その後焼戻し熱処理を行う、低降伏比非調質鋼の製造方法が記載されている。

また、特許文献５には、重量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．５０〜２．２％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎｂ：０．００３〜０．０３０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、Ｎ：０．００６％以下を含む鋼片を、９００℃以下の累積圧下量が３０％以上で仕上温度がＡｒ_３＋１００℃以下Ａｒ_３以上となる熱間圧延を行い、鋼板を（Ａｒ_３−２０℃）〜（Ａｒ_３−１００℃）まで空冷し、この温度から水冷を開始し、４００〜５５０℃の範囲で冷却を停止する、低降伏比非調質鋼の製造方法が記載されている。

特開２０００−２１９９３４号公報特開２００７−１７７３２５号公報特開昭６３−２１９５２３号公報特開昭６３−２２３１２３号公報特開平１−３０１８１９号公報

特許文献１に記載された技術では、制御圧延のみで製造するとしている。しかし、特許文献１に記載された技術では、鋼板のＣ含有量を０．０２〜０．０４％と低炭素化しており、そのため、所望の高強度を得るためにさらに合金元素量を多量に含有する必要があり、製造コストの高騰を招くという問題がある。

特許文献２では、上記の組織とすることにより、所望の低降伏比が実現できるとしている。また、このような組織とするために、特許文献２に記載された技術では、上記の組成の鋼素材を、圧延終了温度を表面温度で８００〜９５０℃とする熱間圧延と、０．５〜５０℃／ｓの平均冷却速度で５８０〜６７０℃の温度範囲まで加速冷却する冷却処理とを順次行うことが好ましいとしている。しかし、特許文献２に記載された技術では、高価なＭｏ、Ｗを含有させることを必要とし、製造コストの高騰を招くという問題がある。

また、特許文献３〜５に記載された技術では、合金元素添加量を削減して鋼材の高強度化と低降伏比化を両立させている。すなわち、加速冷却を活用して鋼材の高強度化を図る一方、鋼片をＡｒ_３変態点以上で圧延を完了するように熱間圧延を実施した後、加速冷却を開始する前に、オーステナイト＋フェライトの二相域温度まで空冷して初析フェライトを生成させることによって低降伏比化を図っている。しかし、これらの技術では、空冷中に生成する初析フェライトと硬質第２相の微細化を図ることが難しく、特に初析フェライト生成量の多い表層部の靱性が低下しやすいという問題がある。また、僅かな冷却開始温度の違いによって、フェライト生成率が異なってくるため、鋼板ごとの材質ばらつきが大きくなり、安定した品質の鋼板を製造することが難しいという問題がある。

建築構造用部材である梁部材には、Ｈ形鋼が用いられている。図１に示すように、Ｈ形鋼である梁１は、上フランジ３−１と下フランジ３−２とからなるフランジと、ウエブ４とから成り立っている。また、図１に示すように、建築構造物では梁１と柱２が接合されているため、柱−梁接合部が多数存在し、多数のＴ継手や十字継手が形成されている。このようなＴ継手部や十字継手部では、地震による揺れで鋼材に変形が生じた時に、溶接止端部など鋼板表面に大きな歪が集中する。

図２は、図１の柱−梁接合部を正面から見た拡大図であり、地震による引張・圧縮繰り返し変形を受けた場合に、プレスコラム（冷間成形角形鋼管）や円形鋼管を用いた柱−梁接合部（Ｔ字継手）が破壊する状況を模式的に示す。接合部が引張・圧縮繰り返し変形を受けると、通常、溶接部５の溶接止端部で延性亀裂が発生し、該延性亀裂が梁１の板厚中央からウエブ方向に向かって伝播（進展）して最終破断に至る。なお、２は柱、６は当金である。

このため、破断に至るまでの変形量を大きくするには、溶接部５の溶接止端部に加わる歪を低減させることが重要である。以上より、建築構造用部材として使用した際に、所望の機械的特性に加えて、変形性能に優れた非調質鋼板が求められている。また、このような非調質鋼板を用いた形鋼は、耐震性の向上に寄与する。

本発明は、かかる事情に鑑みてなされたものであって、焼入焼戻や焼準等の熱処理を施すことなく、また合金含有量を最小限に抑制したうえで、プレスコラムや円形鋼管を用いた建築構造物部材用として好適な、部材変形性能に優れた、降伏強さ３８５ＭＰａ以上、引張強さ５５０ＭＰａ以上、降伏比８０％以下の低降伏比を有する非調質低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法、ならびに優れた耐震性を有する形鋼および構造体を提供することを目的とする。

本発明者らは、建築構造用部材として要求される所望の性能を達成するために、素材である鋼板が具備すべき性能について鋭意研究した。

従来の非調質鋼板の板厚方向の硬さ分布は、鋼板の表層および裏層が最も高く、表層および裏層から鋼板中央部にかけて減少し、鋼板中央部が最も低くなる分布となっている。これは、加速冷却工程において、鋼板の両面を同時に冷却するためである。一方、鋼板の加速冷却工程において、鋼板の片面のみを冷却することによって、非調質鋼板の板厚方向の硬さ分布が、表層から裏層にかけて減少する分布になる。このような硬さ分布を有する非調質鋼板を建築構造用部材に適用したところ、図２における溶接止端部に加わる歪が低減することがわかった。これは、表面から裏面にかけての硬度勾配が小さい程、溶接止端部にかかる歪が小さくなるからである。

さらに本発明者らが鋭意検討した結果、鋼板表層部の平均硬さが３２０ＨＶ以下で、鋼板表層部と鋼板裏層部との硬度差が１００ＨＶ以上の非調質鋼板であれば、溶接止端部に加わる歪が低減し、構造物の変形性能が向上することを見出した。ここで、３２０ＨＶ、１００ＨＶは、ビッカース硬さがそれぞれ３２０、１００であることを示す。

本発明は上記の知見に基づいて得られたものであり、その趣旨は以下のとおりである。
［１］質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１６％、Ｓｉ：０．０５〜０．４５％、Ｍｎ：１．２〜１．８％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％、Ｎ：０．００６０％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％を含有し、Ｔｉ／Ｎを２．５以上とし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼板表層部の平均硬さが３２０ＨＶ以下で、前記表層部と鋼板裏層部との硬度差が１００ＨＶ以上であることを特徴とする、降伏強さ３８５ＭＰａ以上、引張強さ５５０ＭＰａ以上、降伏比８０％以下である非調質低降伏比高張力厚鋼板。
［２］前記組成に加えて、さらに質量％で、Ｃｕ：０．０５〜０．３０％、Ｎｉ：０．０５〜０．３５％、Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、Ｍｏ：０．０４〜０．４０％、Ｖ：０．０１〜０．０６％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする［１］に記載の非調質低降伏比高張力厚鋼板。
［３］［１］または［２］に記載される成分組成を有する鋼スラブを、鋼板表面温度で、１０００〜１２５０℃に加熱し、圧延終了温度を鋼板表面温度でＡｒ_３変態点以上９００℃以下とする熱間圧延を施し、Ａｒ_３変態点以上の冷却開始温度から５５０℃以下の冷却停止温度まで冷却する加速冷却を施し、前記加速冷却では、８００℃〜５５０℃の平均冷却速度が１℃／秒以上で鋼板の片面を冷却することを特徴とする、降伏強さ３８５ＭＰａ以上、引張強さ５５０ＭＰａ以上、降伏比８０％以下である非調質低降伏比高張力厚鋼板の製造方法。
［４］フランジとウエブとを有する形鋼であって、前記フランジが、
質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１６％、Ｓｉ：０．０５〜０．４５％、Ｍｎ：１．２〜１．８％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％、Ｎ：０．００６０％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％を含有し、Ｔｉ／Ｎを２．５以上とし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼板表層部の平均硬さが３２０ＨＶ以下、前記表層部と鋼板裏層部との硬度差が１００ＨＶ以上、降伏強さ３８５ＭＰａ以上、引張強さ５５０ＭＰａ以上、降伏比８０％以下の厚鋼板
からなることを特徴とする形鋼。
［５］前記成分組成に加えて、さらに質量％で、Ｃｕ：０．０５〜０．３０％、Ｎｉ：０．０５〜０．３５％、Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、Ｍｏ：０．０４〜０．４０％、Ｖ：０．０１〜０．０６％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする［４］に記載の形鋼。
［６］前記鋼板裏層部に前記ウエブが接合されることを特徴とする［４］または［５］に記載の形鋼。
［７］前記形鋼は、Ｈ形鋼、Ｉ形鋼、Ｔ形鋼、山形鋼、溝形鋼のいずれかであることを特徴とする［４］〜［６］のいずれかに記載の形鋼。
［８］［４］〜［７］のいずれかに記載の形鋼を用いてなる構造体。

本発明において、厚鋼板を単に鋼板とも称する。また、鋼板の片面を冷却するので、当該冷却面を表面、その反対の面を裏面、表面から板厚方向に所定の深さの領域を表層部、裏面から板厚方向に所定の深さの領域を裏層部と称する。

本発明によれば、変形性能に優れ、降伏強さ３８５ＭＰａ以上、引張強さ５５０ＭＰａ以上の高強度と、降伏比８０％以下の低降伏比とを有する低降伏比高張力厚鋼板を、熱処理を施すことなく、また多量な合金含有を行うことなく製造でき、産業上格段の効果を奏する。本発明の形鋼は、建築構造部材用として好適に用いることができる。本発明の形鋼からなる構造体であれば、耐震性の向上に大きく寄与するという効果がある。

図１は、建築構造物における柱−梁接合部を示す模式図である。図２は、柱−梁接合部における破壊状況を説明する模式図である。図３は、形鋼の一例を示す模式図である。図４は、梁の寸法を表す図面である。図５は、コラム曲げ試験の要領を説明する模式図である。図６は、コラム曲げ試験における荷重−変形量ヒステリシス曲線を説明する模式図である。

まず、本発明の厚鋼板の組成限定理由について説明する。なお、以下の説明において、鋼成分組成の各元素の含有量の単位は「質量％」であり、以下、特に断らない限り、単に「％」で示す。

Ｃ：０．０５〜０．１６％
Ｃは、厚鋼板の強度を増加させ、構造用鋼材として必要な強度を得るために有用な元素である。さらにＣは、硬質相の体積率を増加させ、降伏比を低下させる作用を有する。このような効果を得るためには、Ｃを０．０５％以上含有させる必要がある。一方、Ｃ含有量が０．１６％を超えると、溶接性と靭性を顕著に低下させる。このため、Ｃ含有量を０．０５〜０．１６％の範囲に限定した。なお、好ましくは、Ｃ含有量の範囲は０．０６〜０．１５％である。

Ｓｉ：０．０５〜０．４５％
Ｓｉは、脱酸剤として作用するとともに、鋼中に固溶し鋼材の強度を増加させる。このような効果を得るためには、Ｓｉを０．０５％以上含有させる必要がある。一方、Ｓｉ含有量が０．４５％を超えると、母材の靱性を低下させるとともに、溶接熱影響部（ＨＡＺ）靱性を顕著に低下させる。このため、Ｓｉ含有量を０．０５〜０．４５％の範囲に限定した。なお、好ましくは、Ｓｉ含有量の範囲は０．０５〜０．３５％である。

Ｍｎ：１．２〜１．８％
Ｍｎは、固溶して鋼の強度を増加させる作用を有する元素で、しかも安価であるので、高価な他の合金元素の含有量を最小限に抑えることができる。本発明では、所望の高強度（引張強さ５５０ＭＰａ以上）を得るために、Ｍｎ含有量を１．２％以上とする必要がある。一方、Ｍｎ含有量が１．８％を超えると、母材の靱性およびＨＡＺ靱性を著しく低下させる。このため、Ｍｎ含有量を１．２〜１．８％の範囲に限定した。なお、好ましいＭｎ含有量の範囲は、１．２〜１．６％である。

Ｐ：０．０２０％以下
Ｐは、鋼の強度を増加させる作用を有する元素である。しかしながら、Ｐは靱性、とくに溶接部の靱性を低下させる元素であり、本発明ではできるだけ含有量を低減させることが望ましい。一方で、必要以上にＰを低減させることは、精錬コストを高騰させ経済的に不利となる。このため、Ｐ含有量を０．００５％程度以上とすることが好ましい。一方、Ｐ含有量が０．０２０％を超えると、上記した悪影響が顕著となるため、Ｐ含有量を０．０２０％以下に限定した。なお、好ましくは、Ｐ含有量は０．０１５％以下である。

Ｓ：０．００５％以下
Ｓは、鋼中ではＭｎＳ等の硫化物系介在物として存在し、母材および溶接部の靱性を劣化させるとともに、鋳片中央偏析部などに多量に偏在して鋳片等における欠陥を発生しやすくする元素である。このような傾向は、Ｓ含有量が０．００５％を超えると顕著となる。このため、Ｓ含有量を０．００５％以下に限定した。好ましいＳ含有量は、０．００３％以下である。なお、必要以上にＳを低減させることは、精錬コストを高騰させ、経済的に不利となるため、Ｓ含有量を０．００１％程度以上とすることが望ましい。

Ａｌ：０．０５％以下
Ａｌは、脱酸剤として作用する元素であり、高張力鋼の溶鋼脱酸プロセスにおいては、脱酸剤として、もっとも汎用的に使われる。このような効果を得るためには、Ａｌを０．０１０％以上含有することが望ましい。しかしながら、Ａｌ含有量が０．０５％を超えると、母材の靱性が低下するとともに、溶接時に溶接金属に混入して溶接金属部靱性を低下させる。このため、Ａｌ含有量を０．０５％以下に限定した。なお、好ましいＡｌ含有量の範囲は、０．０１０〜０．０４５％である。

Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％
Ｎｂは、焼入性を高めるとともに、制御圧延の効果を高めミクロ組織を微細化する作用によって母材強度を増加させる、高強度化のために有用な元素である。このような効果を得るためには、Ｎｂを０．００５％以上含有することが必要となる。一方、Ｎｂ含有量が０．０２５％を超えると、母材やＨＡＺの靭性を低下させる。このため、Ｎｂ含有量を０．００５〜０．０２５％の範囲に限定した。なお、好ましいＮｂ含有量の範囲は、０．００７〜０．０２０％である。

Ｎ：０．００６０％以下
Ｎは、鋼中に固溶している場合には、冷間加工後に歪時効を起こし靭性を劣化させる。そのため、本発明ではできるだけ含有量を低減させることが望ましい。Ｎ含有量が０．００６０％を超えると、靭性の劣化が著しくなる。このため、Ｎ含有量を０．００６０％以下に限定した。

Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％
Ｔｉは、Ｎとの親和力が強い元素であり、スラブの凝固時にＴｉＮとして析出し、鋼中の固溶Ｎを減少させ、靭性劣化を抑制する作用を有する。また、Ｔｉは、ＨＡＺの組織改善によって、ＨＡＺ靭性の向上にも寄与する。このような効果を得るためには、０．００５％以上Ｔｉを含有する必要がある。一方、Ｔｉ含有量が０．０２０％を超えると、ＴｉＮ粒子が粗大化し、上記した効果が期待できなくなる。このため、Ｔｉ含有量を０．００５〜０．０２０％の範囲に限定した。なお、好ましいＴｉ含有量の範囲は、０．００７〜０．０１５％である。

Ｔｉ／Ｎ：２．５以上
本発明では、鋼中のＮ含有量に見合う量のＴｉを含有させ、固溶ＮをＴｉＮとして固定する。このため、Ｔｉ含有量とＮ含有量との比、つまりＴｉ／Ｎが２．５以上を満足するように、Ｔｉ含有量を調整する。Ｔｉ／Ｎが２．５未満の場合、Ｎ含有量に比べてＴｉ含有量が少なすぎるため、多くのＮが固溶Ｎとして残存して、ＨＡＺ靭性が低下し、溶接部から脆性破壊が発生することにより部材変形性能が低下する場合がある。このため、Ｔｉ／Ｎを２．５以上に限定した。なお、好ましくは、３．０〜５．０の範囲である。

本発明では、上記の組成に加えて、さらに、選択元素として、Ｃｕ：０．０５〜０．３０％、Ｎｉ：０．０５〜０．３５％、Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、Ｍｏ：０．０４〜０．４０％、Ｖ：０．０１〜０．０６％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有できる。

Ｃｕ：０．０５〜０．３０％、Ｎｉ：０．０５〜０．３５％、Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、Ｍｏ：０．０４〜０．４０％、Ｖ：０．０１〜０．０６％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは、いずれも鋼の強度を増加させる作用を有する元素であり、必要に応じて選択して含有できる。

Ｃｕは、固溶強化や焼入性向上によって、厚鋼板の強度を増加させ、厚鋼板の高強度化に寄与する。このような効果を得るためには、０．０５％以上Ｃｕを含有させることが好ましい。しかしながら、Ｃｕ含有量が０．３０％を超える場合は、合金コストの増加や熱間脆性による表面性状の劣化を招く。このため、Ｃｕを含有させる場合は、その含有量を０．０５〜０．３０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、Ｃｕ含有量は０．０５〜０．２０％の範囲である。

Ｎｉは、靱性をほとんど劣化させることなく、厚鋼板の強度を増加させる元素であり、しかもＨＡＺ靱性への悪影響も小さく、厚鋼板の高強度化に有用な元素である。このような効果を得るためには、Ｎｉ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。しかしながら、Ｎｉ含有量が０．３５％を超えると、Ｎｉが高価な元素であるため、合金コストの増加を招く。このため、Ｎｉを含有させる場合は、その含有量を０．０５〜０．３５％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましいＮｉ含有量の範囲は０．０５〜０．２０％である。

Ｃｒは、焼入性向上によって、母材の強度を増加させる元素であり、厚鋼板の高強度化に有用な元素である。このような効果を得るためには、Ｃｒ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。しかしながら、Ｃｒ含有量が０．５０％を超えると、合金コストの増加を招く。このため、Ｃｒを含有させる場合には、Ｃｒ含有量を０．０５〜０．５０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましいＣｒ含有量は０．０５〜０．３０％の範囲である。

Ｍｏは、焼入性向上によって、母材の強度を増加させる元素であり、厚鋼板の高強度化に有用な元素である。とくに、Ｍｏは第二相（硬質相）の硬度を高くすることにより、降伏比の低下と高強度化とを同時に達成する効果を有する。このような効果を得るためには、Ｍｏを０．０４％以上含有することが好ましい。しかしながら、Ｍｏの含有量が０．４０％を超えると、母材やＨＡＺの靭性を低下させる。このため、Ｍｏを含有させる場合には、Ｍｏ含有量を０．０４〜０．４０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましいＭｏ含有量の範囲は０．０４〜０．２０％である。

Ｖは、析出強化によって母材の強度を増加させる元素であり、厚鋼板の高強度化のために有用な元素である。このような効果を得るためには、Ｖ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。しかしながら、Ｖ含有量が０．０６％を超えると、母材やＨＡＺの靭性を低下させる。このため、含有する場合には、Ｖ含有量を０．０１〜０．０６％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましいＶ含有量の範囲は０．０２〜０．０５％である。

なお、上記した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。

本発明の厚鋼板は、鋼板表層部の平均硬さがビッカース硬さで３２０ＨＶ以下で、鋼板表層部と鋼板裏層部との硬度差が１００ＨＶ以上であることを特徴とする。従来の非調質鋼板では、地震などにより構造物に応力が負荷された際に、鋼板表層部の延性が低いことにより、図２における溶接止端部からの亀裂が発生しやすくなる。一方、本発明の厚鋼板は、板厚方向に上述したような硬さ分布を有することにより、溶接止端部への歪を低減することができ、溶接止端部からの亀裂の発生を防ぐことができる。なお、本発明における鋼板表層部および鋼板裏層部とは、鋼板表面または鋼板裏面から板厚方向に１〜５ｍｍの領域をいう。また、好ましくは、鋼板表層部の平均硬さ３１０ＨＶ以下、鋼板表層部と鋼板裏層部との硬度差が１１０ＨＶ以上である。

次に、本発明の厚鋼板の製造方法について説明する。

本発明の厚鋼板の製造方法は、上記した組成の鋼素材に、熱間圧延を行う熱間圧延工程と、該圧延工程に引続いて、加速冷却を行う加速冷却工程とを備える。

本発明で使用する鋼素材（スラブ）の製造方法は、特に限定する必要はなく、常用の溶製方法、鋳造方法がいずれも適用できる。例えば、上記した組成の溶鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉等で溶製し、脱酸処理や脱ガスプロセスを経て、連続鋳造法などで鋼素材（スラブ）とすることが好ましい。

次いで、得られた鋼素材（スラブ）を、加熱し、熱間圧延を行う。熱間圧延工程では、鋼素材を加熱温度１０００〜１２５０℃で加熱し、圧延終了温度が表面温度でＡｒ_３変態点以上９００℃以下とする熱間圧延を行い、所定板厚の厚鋼板とする。

加熱温度：１０００〜１２５０℃
加熱温度が１０００℃未満の場合、鋼板の強度が低下しやすい。一方、加熱温度が１２５０℃を超えると、組織が粗大化して厚鋼板の靱性が低下したり、焼入れによる硬化により、鋼板の表層硬さが大きくなりすぎる場合がある。このため、鋼素材の加熱温度は１０００℃〜１２５０℃の範囲に限定した。なお、好ましくは１０８０℃〜１１５０℃である。

圧延終了温度：鋼板表面温度でＡｒ_３変態点以上９００℃以下
圧延終了温度が鋼板表面温度で９００℃を超えると、組織が粗大化し、また焼入れによる硬化により、鋼板において所望の靭性、表層硬さを得ることができなくなる。一方、圧延終了温度が鋼板表面温度でＡｒ_３変態点未満の場合は、圧延中あるいは圧延終了直後にフェライトが生成し、組織が粗大化して、表層部の靱性が低下する。このため、圧延終了温度は鋼板表面温度でＡｒ_３変態点以上９００℃以下に限定した。なお、好ましくは８８０〜７８０℃である。

また、Ａｒ_３変態点は、下記式を用いて算出した値を用いるものとする。

Ａｒ_３変態点（℃）＝９００−３３２Ｃ＋６Ｓｉ−７７Ｍｎ−２０Ｃｕ−５０Ｎｉ−１８Ｃｒ−６８Ｍｏ
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは各元素の含有量（質量％）である。上記式で記載された元素が含有されない場合には、当該元素を零として計算するものとする。

なお、熱間圧延については、鋼板表面温度で９５０℃以下の温度域での累積圧下率が３０％以上となる制御圧延を行うことが好ましい。該温度域での累積圧下率が３０％未満の場合は、組織が粗大化し、また焼入れによる硬化により、得られる厚鋼板において所望の靭性、表層硬さが得られない。さらに、上記の累積圧下率は、好ましくは３５％以上である。また、過度な圧下は圧延効率を悪化させるため、好ましくは６０％以下とする。ここで、累積圧下率とは、可逆式圧延機を用いた熱間圧延において、各圧延パスでの圧下率を入り側と出側の板厚比とした場合の、９５０℃以下となる各圧延パスでの圧下率をそれぞれ加算して合計したものである。連続式圧延機を用いる場合は、各圧延機での圧下率をそれぞれ加算して合計したものとする。

熱間圧延工程に続いて、厚鋼板に加速冷却を行う。加速冷却工程は、Ａｒ_３変態点以上の温度から冷却を開始し、８００〜５５０℃の平均冷却速度が１℃／秒以上の冷却速度で鋼板の片面を加速冷却し、５５０℃まで冷却する。

冷却開始温度：Ａｒ_３変態点以上
冷却開始温度がＡｒ_３変態点未満の場合は、加速冷却開始前にフェライトが生成し、組織が粗大化し、鋼板表層の強度が低くなる。また、靭性も低下する。このため、冷却開始温度をＡｒ_３変態点以上に限定した。なお、冷却開始温度は厚鋼板の表面温度とする。

８００〜５５０℃の平均冷却速度：１℃／秒以上
平均冷却速度が１℃／秒未満では、冷却が遅く、所望の強度を満足できない。このため、平均冷却速度は１℃／秒以上に限定した。なお、好ましくは１０℃／秒以上である。また、ここでの平均冷却速度は、後述する厚鋼板を冷却する、表面から板厚方向に１／４位置での値とする。

鋼板の片面を冷却
鋼板表面から板厚方向に１〜５ｍｍの範囲の表層部の平均硬さが３２０ＨＶ以下で、鋼板裏面から板厚方向に１〜５ｍｍの範囲の裏層部の平均硬さが、前記表層部の平均硬さよりも１００ＨＶ以上低い厚鋼板を得るために、本発明では、鋼板の片面を冷却する。鋼板の片面のみ冷却することにより、板厚方向の硬さ分布が表層から裏層にかけて減少する分布を有する非調質鋼板を得ることができる。このような非調質鋼板は、溶接止端部への歪を低減することができ、溶接止端部からの亀裂の発生を防ぐことができるため、建築構造用部材に適している。なお、鋼板の片面とは、鋼板の表面もしくは裏面を意味する。Ｈ形鋼の場合、梁１の上フランジ３−１の上側および下フランジ３−２の下側を鋼板の表面とし、上フランジ３−１および下フランジ３−２のウエブ４側を鋼板の裏面とする（図１参照）。鋼板のどちらか一方の面を冷却することにより、板厚方向の硬さ分布が表層から裏層にかけて減少する分布を有する非調質鋼板を得ることができる。

冷却停止温度：５５０℃以下
冷却停止温度が５５０℃超えでは、所望の強度を満足できない。よって、冷却停止温度は５５０℃以下とした。なお、冷却停止温度は厚鋼板の表面温度とする。

上記以外の製造条件については、特に制限されない。なお、加速冷却後、必要に応じて形状矯正してもよい。

以上の製造方法により、本発明の非調質低降伏比高張力厚鋼板を得ることができる。本発明の非調質低降伏比高張力厚鋼板は、所望の高強度と低降伏比を有するとともに変形性能に優れている。本発明の非調質低降伏比高張力厚鋼板は、耐震性に優れた建築構造用部材として好適に用いることができる。特に、溶接止端部からの亀裂の発生を防ぐことができるため、梁部材として好適に用いることができる。

また、本発明の形鋼のフランジは、本発明の非調質低降伏比高張力厚鋼板からなる。図３は、本発明の形鋼の一例を示す模式図である。形鋼は、フランジ３と、前記フランジ３に設けられたウエブ４とからなる。本発明の形鋼のフランジは、板厚方向の硬さ分布が、表層から裏層にかけて減少する分布を有する厚鋼板である。本発明の形鋼のフランジに使用される厚鋼板は、所望の高強度と低降伏比とを有するとともに変形性能に優れている。したがって、本発明の形鋼は、耐震性に優れた建築構造用部材として用いることができる。

なお、ウエブは、圧延鋼板であれば特に限定されない。また、ウエブに使用される鋼板の板厚方向の硬さ分布は、均一であるか、または表層から鋼板中央部にかけて減少し板厚中央部から裏層にかけて再び増加するものであればよい。

さらに、ウエブは、フランジの裏面、すなわち、フランジの硬さが小さいほうの面に溶接される。これは、後述するように、ウエブをフランジの裏面に溶接することにより、フランジに使用される厚鋼板が、厚鋼板表面から裏面にかけて減少する硬さ分布を有するため、地震などにより応力が加えられたときに、亀裂が生じることを防ぐことができる。

本発明の形鋼を製造する方法については、ウエブとフランジとを溶接により接合する方法であれば特に制限されない。本発明では、ウエブが、フランジの硬さが小さいほうの面、すなわち、フランジの裏面に溶接されればよい。これは、ウエブをフランジの裏面に溶接することにより、フランジに使用される厚鋼板が、厚鋼板表面から裏面にかけて減少する硬さ分布を有するため、地震などにより応力が加えられたときに、亀裂が生じることを防ぐことができる。その結果、優れた耐震性を有する形鋼を得ることができる。例えば、Ｈ形鋼を製造する方法については、２枚の上下フランジ材と１枚のウエブ材とが連続的に溶接点に供給されつつ、溶接点直前に配置された給電チップが上フランジ材とウエブ材の上部及び下フランジ材とウエブ材の下部に押し当てられて、当該給電チップから給電されて、ウエブ材の上下端面部と各フランジ材の幅中央部とが溶融加熱（高周波抵抗溶接）されるとともに溶接ピンチロールによって加圧力を付加されて接合形成される製造方法が挙げられる。なお、溶接方法については特に限定されず、アーク溶接、レーザー溶接、摺動溶接などの溶接方法を用いることができる。

本発明の形鋼は、Ｈ形鋼、Ｉ形鋼、Ｔ形鋼、山形鋼、溝形鋼のいずれかに用いることができる。特に、本発明の形鋼は梁部材として用いられるＨ形鋼に好適に用いることができ、溶接止端部からの亀裂の発生を防ぐことができる。

また、本発明の形鋼が優れた耐震性を有することから、本発明の形鋼を用いた構造体も優れた耐震性を有する。すなわち、形鋼と柱との溶接部では、当該溶接部に繰り返し負荷がかかっても局部座屈や脆性破壊を起こしにくい。したがって、本発明の形鋼を用いた構造体は、優れた耐震性を有する。

以下、実施例に基いて、さらに本発明について説明する。

表１に示す成分組成を有する鋼素材を用いて、表２に示す製造条件で厚鋼板を製造した。各工程における鋼板温度は、赤外線放射温度計で表面温度を測定し、これに基づき、必要に応じて、板厚の１／４位置の温度を、伝熱計算法を用いて算出した。

得られた厚鋼板について、平均硬さＨＶ、降伏強さＹＳ、引張強さＴＳ、降伏比ＹＲ、累積塑性変形倍率ηをそれぞれ求めた。各試験方法は次の通りとした。

（１）硬さ試験
得られた厚鋼板から硬さ測定用試験片を採取し、ビッカース硬さ計を用いて、ＪＩＳＺ２２４４の規定に準拠して、板厚方向断面について、硬さ測定を行った。測定位置は、鋼板表面および裏面から板厚方向に１〜５ｍｍの領域（表層部および裏層部）とし、各領域で板厚方向に１ｍｍピッチで、４点以上測定した。試験荷重（試験力）は１ｋｇｆ（９．８ｋＮ）とした。得られた硬さＨＶを算術平均し、その領域での平均硬さＨＶとした。

（２）引張試験
得られた厚鋼板から、引張方向がＬ方向となるように、ＪＩＳＺ２２０１の規定に準拠して、ＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４１の規定に準拠して、引張試験を実施し、引張特性（降伏強さＹＳ、引張強さＴＳ）を求めた。また、得られた測定値から、降伏比ＹＲ（＝（ＹＳ／ＴＳ）×１００）を算出した。

（３）コラム曲げ試験
得られた厚鋼板を梁（ＢＨ形鋼）に用いてト字型部材を作成した。図４に示すように、梁１を柱２に溶接し、コラム曲げ試験用の試験体とした。柱２には冷間プレス加工により作成した角形鋼管（プレスコラム）を用いた。なお、角形鋼管は□４００×２２ｍｍ、梁（ＢＨ形鋼）はＨ−５００（Ｗ）×２００（Ｈ）×ｄ×ｔｍｍとした。
ここで、ｔはコラム曲げ試験に供される本発明により製造された厚鋼板の板厚である。
ｄはウエブの板厚で、ここでは１２ｍｍとした。

得られた試験体を冶具７で支持し、図５に示すように、上下方向に正負の荷重を繰り返し負荷する、繰り返し曲げ試験（コラム曲げ試験）を実施した。荷重Ｐと変形量（回転角θ）を測定し、図６に示すような荷重（モーメントＭ）−変形量（回転角θ）ヒステリシス曲線を作成した。

局部座屈または脆性破壊によって荷重（モーメントＭ）が最大値から５％低下した時点を試験体の破壊とみなし、それまでの試験体の塑性回転角の合計（累積塑性回転角Σθｐｌ）を求め、試験体の塑性変形性能の指標として累積塑性変形倍率ηを求めた。なお、ηは次式より算出される。
η＝Σθｐｌ／θｐ
θｐ＝（Ｐｐ／２）Ｌ^２／（３・Ｅ・Ｉ）＋Ｐｐ／２／（Ｇ・Ａｗ）
Ｐｐ＝Ｍｐ／Ｌ

ここで、Ｐｐ：全塑性時荷重
Ｌ：コラムの片持ち長さ（ダイアフラム８からコラム端支持点までの距離、３２５０ｍｍ）
Ｅ：ヤング率２０５０００（ＭＰａ）
Ｇ：剪断剛性率７９０００（ＭＰａ）
Ｍｐ：コラムの全塑性モーメント
Ｉ：コラムの断面２次モーメント
σｙ：鋼材の降伏強度（ＭＰａ）
Ｄ：コラム径（柱の一辺の長さ、ｍｍ）
ｔ：コラム板厚（ｍｍ）、
ｒ：コラム角部内面の曲げ半径、Ｒ＝ｒ＋ｔ
Ａｗ：剪断面積（ｍｍ^２）
である。

累積塑性変形倍率ηが２００以上である場合、形鋼および構造体の耐震性（塑性変形性能）に優れるとする。

得られた結果を表３に示す。

表３の結果から、本発明例はいずれも、降伏強さ３８５ＭＰａ以上、引張強さ５５０ＭＰａ以上、降伏比８０％以下を有する非調質低降伏比高張力厚鋼板となっている。さらに、本発明例はいずれも、累積塑性変形倍率ηが２００以上を満足し、塑性変形性能に優れている。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、降伏強さ、引張強さ、降伏比のいずれかが不足しているか、あるいは塑性変形性能に劣っている。

１梁（Ｈ形鋼）
２柱（角柱）
３−１上フランジ
３−２下フランジ
４ウエブ
５溶接部
６当金
７冶具
８ダイアフラム

Claims

質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１６％、Ｓｉ：０．０５〜０．４５％、Ｍｎ：１．２〜１．８％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％、Ｎ：０．００６０％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％を含有し、Ｔｉ／Ｎを２．５以上とし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、板厚方向の硬さが表層から裏層にかけて減少する硬さ分布を有し、鋼板表層部の平均硬さが３２０ＨＶ以下で、前記表層部と鋼板裏層部との硬度差が１００ＨＶ以上であることを特徴とする、降伏強さ３８５ＭＰａ以上、引張強さ５５０ＭＰａ以上、降伏比８０％以下である非調質低降伏比高張力厚鋼板。
前記組成に加えて、さらに質量％で、Ｃｕ：０．０５〜０．３０％、Ｎｉ：０．０５〜０．３５％、Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、Ｍｏ：０．０４〜０．４０％、Ｖ：０．０１〜０．０６％のうちから選ばれた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に記載の非調質低降伏比高張力厚鋼板。
請求項１または２に記載される成分組成を有する鋼スラブを、鋼板表面温度で、１０００〜１２５０℃に加熱し、圧延終了温度を鋼板表面温度でＡｒ_３変態点以上９００℃以下とする熱間圧延を施し、Ａｒ_３変態点以上の冷却開始温度から５５０℃以下の冷却停止温度まで冷却する加速冷却を施し、前記加速冷却では、８００〜５５０℃の平均冷却速度が１℃／秒以上で鋼板の片面のみを冷却することを特徴とする、請求項１または２に記載の降伏強さ３８５ＭＰａ以上、引張強さ５５０ＭＰａ以上、降伏比８０％以下である非調質低降伏比高張力厚鋼板の製造方法。
フランジとウエブとを有する形鋼であって、前記フランジが、請求項１または２に記載の非調質低降伏比高張力厚鋼板からなることを特徴とする形鋼。
前記鋼板裏層部に前記ウエブが接合されることを特徴とする請求項４に記載の形鋼。
前記形鋼は、Ｈ形鋼、Ｉ形鋼、Ｔ形鋼、山形鋼、溝形鋼のいずれかであることを特徴とする請求項４または５に記載の形鋼。
請求項４〜６のいずれかに記載の形鋼を用いてなる構造体。