JP6579135B2 - 建築用低降伏比鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、建築用低降伏比鋼板に関し、特に、表面硬度が低いとともに、低降伏比および大入熱溶接部における優れた靭性を兼ね備えた、建築用低降伏比鋼板に関する。また、本発明は、前記建築用低降伏比鋼板の製造方法に関する。
近年、建築構造物の大型化に伴い、使用鋼材の厚肉化、高強度化が進展し、さらに、建築構造物の耐震性を確保するため、降伏比８０％以下の低降伏比を備えていることも要求されている。
建築構造物は、溶接接合によって所定の形状に組み立てられる溶接構造物であるが、地震時の大きな負荷荷重を受けると、十分な塑性変形を生じる前に溶接部から脆性破壊が発生する場合があり、溶接部においても良好な靭性を有することが求められている。
溶接構造物を高能率に製造するため、ボックス柱の製作においては、角継手部のサブマージアーク溶接やダイヤフラム接合部のエレクトロスラグアーク溶接など、入熱４００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接が施工される。一般に、このような大入熱溶接部は溶接後の冷却速度が遅いため、溶融点付近にまで加熱された領域の高温域での滞留時間が長くなる。その結果、組織の粗大化や、島状マルテンサイト（Martensite-Austenite constituent、ＭＡ）と呼ばれる硬質な脆化相の生成が起こり、溶接熱影響部が脆化する。
溶接熱影響部は、合金元素量が多くなる高強度鋼ほど脆化しやすく、建築構造用鋼では引張強さ（ＴＳ）５９０ＭＰａ級鋼の場合に問題となることが多い。そこで、優れた溶接熱影響部靭性が得られるＴＳ５９０ＭＰａ級の建築用鋼が種々提案されている。
例えば、特許文献１では、入熱４００ｋＪ／ｃｍを超える超大入熱溶接熱影響部靭性に優れる建築用高強度厚鋼板の製造方法が提案されている。前記方法では、Ｃａ、Ｏ、Ｓからなる式で求められるＡＣＲ値を規制して溶接時に生成させた微細な複合硫化物をフェライト変態核として活用することにより、溶接熱影響部の組織を微細化し、靭性を改善している。
また、特許文献２では、大入熱溶接熱影響部靭性の優れた建築用低降伏比６００Ｎ／ｍｍ２級鋼板の製造方法が提案されている。前記方法では、鋼組成を低Ｃ−Ｂ無添加系として溶接熱影響部における焼入れ性を低下させるとともに、Ｔｉ酸化物を活用し溶接熱影響部の組織を微細化させている。また、前記方法では、Ｃｕによる析出強化によって６００Ｎ／ｍｍ２級の母材強度を確保している。
特許文献３では、大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた高張力鋼板が提案されている。前記高張力鋼板では、極低Ｃ化と焼入性向上元素であるＭｎ、Ｎｉ、Ｃｒなどを適宜含有させた成分組成とすることにより、ＭＡの抑制および形態制御、ならびに変態組織のブロックサイズ微細化を行い、その結果、入熱５００ｋＪ／ｃｍを超える溶接熱影響部の靭性改善を達成している。
特許文献４では、大入熱溶接靭性に優れた低降伏比高張力鋼板が提案されている。前記低降伏比高張力鋼板では、母材成分組成を低炭素当量（低Ｃｅｑ）化するとともに、Ｔｉの炭窒化物を活用して溶接熱影響部の組織を微細化することにより、入熱２５０ｋＪ／ｃｍ以上の溶接における靭性を改善している。また、低降伏比化のためにはフェライト分率を調整し、高強度化のためにはＮｂ炭窒化物を利用している。
特許文献５では、板厚３０ｍｍ以上であり、入熱４００ｋＪ／ｃｍ超えで溶接される超大入熱溶接ＨＡＺ靭性に優れた低降伏比建築構造用厚鋼板およびその製造方法が提案されている。前記低降伏比建築構造用厚鋼板では、鋼板の成分組成におけるＡＣＲ値を制御することによって、溶接時にフェライト変態核として機能する、ＣａＳ表面上にＭｎＳが析出した複合硫化物を微細に分散させている。
上述したような従来の低降伏比鋼では、二相域熱処理を施す方法（特許文献１、２）や、低Ｃｅｑ化した成分系に焼入れ焼戻しを施す方法（特許文献４）によって鋼中のフェライト組織分率を調整し、その結果、低降伏比化を達成している。
しかしながら、特許文献１、２に記載されているような二相域熱処理を行う場合、製造工程が複雑となり、生産性が低下するという問題がある。
一方、特許文献４に記載されているように、二相域熱処理を施さずに焼入れ焼戻しを施す場合は、強度を確保するためＣが０．１２％以上の高Ｃ成分系とする必要がある。そのため、低降伏比が達成されたとしても、鋼板表面の硬度が過度に高くなり、表層部付近の延性が著しく劣化する。したがって、地震等による応力負荷時に表層付近に亀裂が発生し、ノッチ効果で破断が生じる場合がある。
そこで、特許文献６では、二相域熱処理を施すことなく、表層近傍の硬度を低下させ、表層付近の延性を改善することにより耐震性を改善した建築用低降伏比鋼板が提案されている。しかし、前記建築用低降伏比鋼板では、大入熱溶接部の靭性に関しては、０℃におけるシャルピー吸収エネルギーｖＥ（０℃）の平均値が１００Ｊ以上に留まっている。構造部の安全性向上のためは、大入熱溶接部における靭性をさらに向上することが必要である。
本発明は、上記実状に鑑みてなされたものであり、表面硬度が低いとともに、低降伏比および大入熱溶接部における優れた靭性を兼ね備えた、建築用低降伏比鋼板を提供することを目的とする。また、本発明は、前記建築用低降伏比鋼板を、生産性低下の原因となる二相域熱処理を施すことなく製造することができる、建築用低降伏比鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記課題を達成するため鋭意検討を重ねた結果、後述するＡＣＲ値を０．２〜０．８とし、かつ、Ｔｉ、Ｎを適量添加し、Ｃ量を０．０７％以下、Ｓｉ量を０．０５％未満、Ｎｂを０．０１％以下とした成分組成の鋼に加速冷却を施すことにより、二相域熱処理を施すことなく、表面硬度が低く、かつ、低降伏比および大入熱溶接部における優れた靭性を兼ね備えた建築用低降伏比鋼板を製造できることを見出した。
本発明は、上記知見をもとに、さらに検討を加えてなされたものであり、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、
Ｃ ：０．０３〜０．０７％、
Ｓｉ：０．０５％未満、
Ｍｎ：０．６〜２．０％、
Ｐ ：０．０２０％以下、
Ｓ ：０．０００５〜０．００３０％、
Ｃｕ：０．５％以下、
Ｎｉ：１．０％以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ａｌ：０．１００％以下、
Ｎ ：０．００２５〜０．００７０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００４０％、
Ｎｂ：０．０１％以下、
Ｏ：０．００４０％以下、ならびに
Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．２％以下、Ｖ：０．０８％以下、およびＢ：０．０００３〜０．００２０％からなる群より選択される２以上を含有し、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
下記（１）式によって定義されるＣｅｑが０．４０〜０．４６、かつ
下記（２）式によって定義されるＡＣＲが０．２〜０．８である成分組成を有し、
フェライトの面積分率が２〜３０％、ベイナイトの面積分率が６５％以上であるミクロ組織を有し、
表面硬度が３５０ＨＶ１０以下である、建築用低降伏比鋼板。
記
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５…（１）
ＡＣＲ＝（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／（１．２５×Ｓ）…（２）
（ただし、（１）、（２）式における元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、当該元素が含有されていない場合にはゼロとする）
Ｃ ：０．０３〜０．０７％、
Ｓｉ：０．０５％未満、
Ｍｎ：０．６〜２．０％、
Ｐ ：０．０２０％以下、
Ｓ ：０．０００５〜０．００３０％、
Ｃｕ：０．５％以下、
Ｎｉ：１．０％以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ａｌ：０．１００％以下、
Ｎ ：０．００２５〜０．００７０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００４０％、
Ｎｂ：０．０１％以下、
Ｏ：０．００４０％以下、ならびに
Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．２％以下、Ｖ：０．０８％以下、およびＢ：０．０００３〜０．００２０％からなる群より選択される２以上を含有し、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
下記（１）式によって定義されるＣｅｑが０．４０〜０．４６、かつ
下記（２）式によって定義されるＡＣＲが０．２〜０．８である成分組成を有し、
フェライトの面積分率が２〜３０％、ベイナイトの面積分率が６５％以上であるミクロ組織を有し、
表面硬度が３５０ＨＶ１０以下である、建築用低降伏比鋼板。
記
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５…（１）
ＡＣＲ＝（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／（１．２５×Ｓ）…（２）
（ただし、（１）、（２）式における元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、当該元素が含有されていない場合にはゼロとする）
２．前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、
Ｚｒ：０．００１〜０．０２０％、および
ＲＥＭ：０．００１〜０．０２０％からなる群より選択される１以上を含有する、上記１に記載の建築用低降伏比鋼板。
Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、
Ｚｒ：０．００１〜０．０２０％、および
ＲＥＭ：０．００１〜０．０２０％からなる群より選択される１以上を含有する、上記１に記載の建築用低降伏比鋼板。
３．上記１または２に記載の成分組成を有する鋼素材を１０００〜１２００℃に加熱し、
加熱された前記鋼素材に、圧延終了温度をＡｒ３変態点以上とする熱間圧延を施して板厚４０ｍｍ以上の熱延鋼板とし、
前記熱延鋼板を、平均冷却速度３〜１５℃／ｓで加速冷却し、
前記加速冷却後の熱延鋼板を、空冷または焼戻しする、建築用低降伏比鋼板の製造方法であって、
前記加速冷却における冷却停止温度が、前記焼戻しを行わない場合は４５０〜２００℃であり、前記焼戻しを行う場合は４５０〜５０℃であり、
前記建築用低降伏比鋼板が、フェライトの面積分率が２〜３０％、ベイナイトの面積分率が６５％以上であるミクロ組織を有し、表面硬度が３５０ＨＶ１０以下である、建築用低降伏比鋼板の製造方法。
加熱された前記鋼素材に、圧延終了温度をＡｒ３変態点以上とする熱間圧延を施して板厚４０ｍｍ以上の熱延鋼板とし、
前記熱延鋼板を、平均冷却速度３〜１５℃／ｓで加速冷却し、
前記加速冷却後の熱延鋼板を、空冷または焼戻しする、建築用低降伏比鋼板の製造方法であって、
前記加速冷却における冷却停止温度が、前記焼戻しを行わない場合は４５０〜２００℃であり、前記焼戻しを行う場合は４５０〜５０℃であり、
前記建築用低降伏比鋼板が、フェライトの面積分率が２〜３０％、ベイナイトの面積分率が６５％以上であるミクロ組織を有し、表面硬度が３５０ＨＶ１０以下である、建築用低降伏比鋼板の製造方法。
４．上記１または２に記載の成分組成を有する鋼素材を１０００〜１２００℃に加熱し、
加熱された前記鋼素材に、圧延終了温度をＡｒ３変態点以上とする熱間圧延を施して板厚４０ｍｍ以下の熱延鋼板とし、
前記熱延鋼板を、平均冷却速度１５℃／ｓ以上で加速冷却し、
前記加速冷却後の熱延鋼板を、空冷または焼戻しする、建築用低降伏比鋼板の製造方法であって、
前記加速冷却における冷却停止温度が、６５０〜４５０℃であり、
前記建築用低降伏比鋼板が、フェライトの面積分率が２〜３０％、ベイナイトの面積分率が６５％以上であるミクロ組織を有し、表面硬度が３５０ＨＶ１０以下である、建築用低降伏比鋼板の製造方法。
加熱された前記鋼素材に、圧延終了温度をＡｒ３変態点以上とする熱間圧延を施して板厚４０ｍｍ以下の熱延鋼板とし、
前記熱延鋼板を、平均冷却速度１５℃／ｓ以上で加速冷却し、
前記加速冷却後の熱延鋼板を、空冷または焼戻しする、建築用低降伏比鋼板の製造方法であって、
前記加速冷却における冷却停止温度が、６５０〜４５０℃であり、
前記建築用低降伏比鋼板が、フェライトの面積分率が２〜３０％、ベイナイトの面積分率が６５％以上であるミクロ組織を有し、表面硬度が３５０ＨＶ１０以下である、建築用低降伏比鋼板の製造方法。
本発明の建築用低降伏比鋼板は、表面硬度が３５０ＨＶ１０以下と低く、かつ低降伏比および大入熱溶接部における優れた靭性を兼ね備えているため、入熱４００ｋＪ／ｃｍ以上であるような大入熱溶接が施される建築構造物に用いた場合でも極めて優れた耐震性を発揮することができる。また、本発明の建築用低降伏比鋼板は、生産性低下の原因となる二相域熱処理を施すことなく製造することができるため、極めて経済的に製造することが可能であり、産業上極めて有用である。
以下、本発明を具体的に説明する。本発明の一実施形態における建築用低降伏比鋼板においては、成分組成およびミクロ組織が上記のように制御される。
［成分組成］
まず、成分組成を上記のように限定する理由を説明する。なお、成分組成に関する「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。
まず、成分組成を上記のように限定する理由を説明する。なお、成分組成に関する「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。
Ｃ：０．０３〜０．０７％
Ｃは、強度、表面硬度および靭性に影響を与える重要な元素である。強度を確保するためには、０．０３％以上必要である。一方、表層硬度の低減、表面付近の延性改善、および溶接熱影響部の靭性改善のためには０．０７以下とする必要があるため、Ｃ含有量を０．０３〜０．０７％とする。
Ｃは、強度、表面硬度および靭性に影響を与える重要な元素である。強度を確保するためには、０．０３％以上必要である。一方、表層硬度の低減、表面付近の延性改善、および溶接熱影響部の靭性改善のためには０．０７以下とする必要があるため、Ｃ含有量を０．０３〜０．０７％とする。
Ｓｉ：０．０５％未満
Ｓｉ含有量が０．０５％以上であると、大入熱溶接熱影響部に島状マルテンサイトが生成し、靱性が劣化する。そのため、本発明においてはＳｉ含有量を０．０５％未満に抑制することが極めて重要である。一方、島状マルテンサイトの生成を抑制する観点からは、Ｓｉ含有量をできる限り低くすることが望ましいため、Ｓｉ含有量の下限は特に限定されず、ゼロであってよいが、過度の低Ｓｉ化は生産効率の低下と製造コストの増加を招く場合があるため、Ｓｉ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。
Ｓｉ含有量が０．０５％以上であると、大入熱溶接熱影響部に島状マルテンサイトが生成し、靱性が劣化する。そのため、本発明においてはＳｉ含有量を０．０５％未満に抑制することが極めて重要である。一方、島状マルテンサイトの生成を抑制する観点からは、Ｓｉ含有量をできる限り低くすることが望ましいため、Ｓｉ含有量の下限は特に限定されず、ゼロであってよいが、過度の低Ｓｉ化は生産効率の低下と製造コストの増加を招く場合があるため、Ｓｉ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。
Ｍｎ：０．６〜２．０％
Ｍｎは、固溶強化により強度確保のために有効な元素であり、その効果を発揮するためには、０．６％以上必要である。また、２．０％を超えて添加すると溶接性が劣化する。そのため、０．６〜２．０％に規制する。Ｍｎ含有量は、０．６〜１．６％とすることが好ましい。
Ｍｎは、固溶強化により強度確保のために有効な元素であり、その効果を発揮するためには、０．６％以上必要である。また、２．０％を超えて添加すると溶接性が劣化する。そのため、０．６〜２．０％に規制する。Ｍｎ含有量は、０．６〜１．６％とすることが好ましい。
Ｐ：０．０２０％以下
Ｐは、不純物として混入する元素であり、その混入量が増加すると母材靭性が劣化する。そのため、０．０２０％以下に抑制する。Ｐ含有量は０．０１５％以下とすることが好ましい。一方、Ｐ含有量の下限は特に限定されず、ゼロであってよいが、過度の低減は製造コストの増加を招く場合があるため、Ｐ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。
Ｐは、不純物として混入する元素であり、その混入量が増加すると母材靭性が劣化する。そのため、０．０２０％以下に抑制する。Ｐ含有量は０．０１５％以下とすることが好ましい。一方、Ｐ含有量の下限は特に限定されず、ゼロであってよいが、過度の低減は製造コストの増加を招く場合があるため、Ｐ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。
Ｓ：０．０００５〜０．００３０％
Ｓは、後述するＡＣＲ値制御のために必要な元素であり、ＭｎＳの生成核となるＣａＳを形成し、生成したＭｎＳが大入熱溶接部の粒内フェライト生成および組織微細化に有効な作用を及ぼす。その効果を得るためには、０．０００５％以上必要である。一方、ＭｎＳ含有量が０．００３０％を超えると、ＭｎＳ生成により板厚方向の材質を劣化させる。そのため０．００３０％以下に抑制する。Ｓ含有量は、０．００１０〜０．００３０％とすることが好ましい。
Ｓは、後述するＡＣＲ値制御のために必要な元素であり、ＭｎＳの生成核となるＣａＳを形成し、生成したＭｎＳが大入熱溶接部の粒内フェライト生成および組織微細化に有効な作用を及ぼす。その効果を得るためには、０．０００５％以上必要である。一方、ＭｎＳ含有量が０．００３０％を超えると、ＭｎＳ生成により板厚方向の材質を劣化させる。そのため０．００３０％以下に抑制する。Ｓ含有量は、０．００１０〜０．００３０％とすることが好ましい。
Ｃｕ：０．５％以下
Ｃｕは、固溶強化に有効な元素であるが、０．５％を超える添加は熱間延性の劣化や表面疵の増加といった製造上の問題を生じさせる。そのため、Ｃｕ含有量は０．５％以下とする。一方、Ｃｕ含有量の下限は特に限定されないが、Ｃｕの添加効果の観点からは、０．０５％以上とすることが好ましい。
Ｃｕは、固溶強化に有効な元素であるが、０．５％を超える添加は熱間延性の劣化や表面疵の増加といった製造上の問題を生じさせる。そのため、Ｃｕ含有量は０．５％以下とする。一方、Ｃｕ含有量の下限は特に限定されないが、Ｃｕの添加効果の観点からは、０．０５％以上とすることが好ましい。
Ｎｉ：１．０％以下
Ｎｉは、固溶強化に有効な元素であるが、Ｎｉ含有量が１．０％を超えると、合金コストが上昇し、製造コストが上昇する。そのため、Ｎｉ含有量は１．０％以下とする。一方、Ｎｉ含有量の下限は特に限定されないが、Ｎｉの添加効果の観点からは、０．１０％以上とすることが好ましい。
Ｎｉは、固溶強化に有効な元素であるが、Ｎｉ含有量が１．０％を超えると、合金コストが上昇し、製造コストが上昇する。そのため、Ｎｉ含有量は１．０％以下とする。一方、Ｎｉ含有量の下限は特に限定されないが、Ｎｉの添加効果の観点からは、０．１０％以上とすることが好ましい。
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％
Ｔｉは、ＴｉＮを生成することにより、溶接熱影響部の組織微細化に有効な元素である。この効果を発揮するためには、０．００５％以上必要である。一方、０．０３０％を超えて添加すると、ＴｉＣ析出により、母材靭性および熱影響部靭性が劣化する。そのため、Ｔｉ含有量を０．００５〜０．０３０％とする。Ｔｉ含有量は０．００８〜０．０２０％とすることが好ましい。
Ｔｉは、ＴｉＮを生成することにより、溶接熱影響部の組織微細化に有効な元素である。この効果を発揮するためには、０．００５％以上必要である。一方、０．０３０％を超えて添加すると、ＴｉＣ析出により、母材靭性および熱影響部靭性が劣化する。そのため、Ｔｉ含有量を０．００５〜０．０３０％とする。Ｔｉ含有量は０．００８〜０．０２０％とすることが好ましい。
Ａｌ：０．１００％以下
Ａｌ含有量が０．１００％を超えると、Ａｌ２Ｏ３が生成し、鋼の清浄度が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．１００％以下とする。一方、Ａｌ含有量の下限は特に限定されないが、Ａｌの脱酸剤としての効果を得るために、０．０３０％以上とすることが好ましく、０．０５５％超とすることが好ましい。
Ａｌ含有量が０．１００％を超えると、Ａｌ２Ｏ３が生成し、鋼の清浄度が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．１００％以下とする。一方、Ａｌ含有量の下限は特に限定されないが、Ａｌの脱酸剤としての効果を得るために、０．０３０％以上とすることが好ましく、０．０５５％超とすることが好ましい。
Ｎ：０．００２５〜０．００７０％
Ｎは、ＴｉＮを生成することにより、溶接熱影響部の組織微細化に有効な元素である。この効果を発揮するためには、０．００２５％以上必要である。一方、０．００７０％を超えて添加すると、溶接熱影響部の固溶Ｎが増大し、熱影響部の靭性が劣化する。そのため、Ｎ含有量は０．００２５〜０．００７０％とする。Ｎ含有量は、０．００３０〜０．００６５％とすることが好ましい。
Ｎは、ＴｉＮを生成することにより、溶接熱影響部の組織微細化に有効な元素である。この効果を発揮するためには、０．００２５％以上必要である。一方、０．００７０％を超えて添加すると、溶接熱影響部の固溶Ｎが増大し、熱影響部の靭性が劣化する。そのため、Ｎ含有量は０．００２５〜０．００７０％とする。Ｎ含有量は、０．００３０〜０．００６５％とすることが好ましい。
Ｃａ：０．０００５〜０．００４０％
Ｃａは、ＡＣＲ値制御のために必要な元素である。また、Ｃａは、ＭｎＳの生成核となるＣａＳを形成し、生成したＭｎＳが大入熱溶接部の粒内フェライト生成および組織微細化に有効な作用を及ぼす。その効果を得るためには、０．０００５％以上必要である。一方、Ｃａ含有量が０．００４０％を超えると、Ｃａ系酸化物が増大し、鋼の清浄度が低下する。そのため、Ｃａ含有量を０．０００５〜０．００４０％とする。Ｃａ含有量は０．０００５〜０．００４０％とすることが好ましい。
Ｃａは、ＡＣＲ値制御のために必要な元素である。また、Ｃａは、ＭｎＳの生成核となるＣａＳを形成し、生成したＭｎＳが大入熱溶接部の粒内フェライト生成および組織微細化に有効な作用を及ぼす。その効果を得るためには、０．０００５％以上必要である。一方、Ｃａ含有量が０．００４０％を超えると、Ｃａ系酸化物が増大し、鋼の清浄度が低下する。そのため、Ｃａ含有量を０．０００５〜０．００４０％とする。Ｃａ含有量は０．０００５〜０．００４０％とすることが好ましい。
Ｎｂ：０．０１％以下
Ｎｂは、微量の添加により溶接熱影響部の焼入性を増大させ、その結果、フェライト生成を抑制し、上部ベイナイト化させ、靭性を劣化させる。Ｎｂ含有量が０．０１％を超えると、前記作用による溶接熱影響部靭性の劣化が問題となるため、Ｎｂ含有量を０．０１％以下とする。一方、Ｎｂの下限は限定されず、ゼロであってよいが、過度の低減は溶製工程での製造コスト上昇につながる。そのため、Ｎｂ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｎｂは、微量の添加により溶接熱影響部の焼入性を増大させ、その結果、フェライト生成を抑制し、上部ベイナイト化させ、靭性を劣化させる。Ｎｂ含有量が０．０１％を超えると、前記作用による溶接熱影響部靭性の劣化が問題となるため、Ｎｂ含有量を０．０１％以下とする。一方、Ｎｂの下限は限定されず、ゼロであってよいが、過度の低減は溶製工程での製造コスト上昇につながる。そのため、Ｎｂ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｏ：０．００４０％以下
Ｏは、不純物として混入する元素である。Ｏ含有量が０．００４０％を超えると酸化物系介在物が増加し、鋼の清浄度を劣化させる。そのため、Ｏ含有量を０．００４０％以下に抑制する。一方、Ｏ含有量は低いほうが望ましいため、その下限は限定されず、ゼロであってよいが、過度の低減は溶製工程での製造コスト上昇につながる。そのため、Ｏ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。
Ｏは、不純物として混入する元素である。Ｏ含有量が０．００４０％を超えると酸化物系介在物が増加し、鋼の清浄度を劣化させる。そのため、Ｏ含有量を０．００４０％以下に抑制する。一方、Ｏ含有量は低いほうが望ましいため、その下限は限定されず、ゼロであってよいが、過度の低減は溶製工程での製造コスト上昇につながる。そのため、Ｏ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。
さらに、上記成分組成は、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、およびＢからなる群より選択される２以上を含有する。これらの元素が含有される場合、当該元素の含有量は以下の範囲とする。
Ｃｒ：０．５％以下
Ｃｒは、母材強度を確保するのに有効な元素であるが、０．５％を超える添加は溶接性を低下させる。そのため、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒ含有量は０．５％以下とする。
Ｃｒは、母材強度を確保するのに有効な元素であるが、０．５％を超える添加は溶接性を低下させる。そのため、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒ含有量は０．５％以下とする。
Ｍｏ：０．２％以下
Ｍｏは、母材強度を確保するのに有効な元素であるが、微量の添加により溶接熱影響部の焼入性を増大させ、その結果、フェライト生成を抑制し、上部ベイナイト化させ、靭性を劣化させる。０．２％を超えると、このような作用を生じ、溶接熱影響部靭性を劣化させる。そのため、Ｍｏを添加する場合、Ｍｏ含有量を０．２％以下とする。
Ｍｏは、母材強度を確保するのに有効な元素であるが、微量の添加により溶接熱影響部の焼入性を増大させ、その結果、フェライト生成を抑制し、上部ベイナイト化させ、靭性を劣化させる。０．２％を超えると、このような作用を生じ、溶接熱影響部靭性を劣化させる。そのため、Ｍｏを添加する場合、Ｍｏ含有量を０．２％以下とする。
Ｖ：０．０８％以下
Ｖは、母材強度を確保するのに有効な元素であるが、０．０８％を超える添加は、合金コストが上昇し、製造コストが上昇する。そのため、Ｖを添加する場合、Ｖ含有量を０．０８％以下とする。
Ｖは、母材強度を確保するのに有効な元素であるが、０．０８％を超える添加は、合金コストが上昇し、製造コストが上昇する。そのため、Ｖを添加する場合、Ｖ含有量を０．０８％以下とする。
Ｂ：０．０００３〜０．００２０％
Ｂは、焼入性を向上させ、母材強度を確保するのに有効な元素である。その効果を発揮させるためには、Ｂ含有量を０．０００３％以上とする必要がある。一方、０．００２０％を超えての添加は溶接性を劣化させる。そのため、Ｂを添加する場合、Ｂ含有量を０．０００３〜０．００２０％とする。
Ｂは、焼入性を向上させ、母材強度を確保するのに有効な元素である。その効果を発揮させるためには、Ｂ含有量を０．０００３％以上とする必要がある。一方、０．００２０％を超えての添加は溶接性を劣化させる。そのため、Ｂを添加する場合、Ｂ含有量を０．０００３〜０．００２０％とする。
本発明の一実施形態における建築用低降伏比鋼板の成分組成は、上記元素と、残部のＦｅおよび不可避不純物からなる。
本発明の他の実施形態においては、上記成分組成は、溶接熱影響部の靭性向上のために、さらにＭｇ、Ｚｒ、およびＲＥＭからなる群より選択される１以上を含有することができる。これらの元素が含有される場合、当該元素の含有量は以下の範囲とする。
Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％
Ｍｇは、酸硫化物を生成し、溶接熱影響部におけるフェライト生成および組織微細化によって溶接熱影響部の靭性を改善する効果を有する元素である。Ｍｇを添加する場合、前記効果を得るために、Ｍｇ含有量は０．０００５％以上とする。一方、Ｍｇを過剰に添加すると鋼の清浄度が低下するため、添加する場合は０．００５０％以下とする。
Ｍｇは、酸硫化物を生成し、溶接熱影響部におけるフェライト生成および組織微細化によって溶接熱影響部の靭性を改善する効果を有する元素である。Ｍｇを添加する場合、前記効果を得るために、Ｍｇ含有量は０．０００５％以上とする。一方、Ｍｇを過剰に添加すると鋼の清浄度が低下するため、添加する場合は０．００５０％以下とする。
Ｚｒ：０．００１〜０．０２０％
Ｚｒは、酸化物の分散による靱性改善効果を有する元素である。前記効果を発揮させるには少なくとも０．００１％以上含有することが必要である。一方、０．０２０％を超えて含有しても効果が飽和する。そのため、Ｚｒを添加する場合、Ｚｒ含有量を０．００１〜０．０２０％とする。
Ｚｒは、酸化物の分散による靱性改善効果を有する元素である。前記効果を発揮させるには少なくとも０．００１％以上含有することが必要である。一方、０．０２０％を超えて含有しても効果が飽和する。そのため、Ｚｒを添加する場合、Ｚｒ含有量を０．００１〜０．０２０％とする。
ＲＥＭ：０．００１〜０．０２０％
ＲＥＭ（希土類金属）は、酸硫化物を生成し、溶接熱影響部におけるフェライト生成および組織微細化により溶接熱影響部の靭性を改善する効果を有する元素である。ＲＥＭを添加する場合、前記効果を得るために、含有量を０．００１％以上とする。一方、過剰に添加すると鋼の清浄度が低下するため、添加する場合は０．０２０％以下とする。
ＲＥＭ（希土類金属）は、酸硫化物を生成し、溶接熱影響部におけるフェライト生成および組織微細化により溶接熱影響部の靭性を改善する効果を有する元素である。ＲＥＭを添加する場合、前記効果を得るために、含有量を０．００１％以上とする。一方、過剰に添加すると鋼の清浄度が低下するため、添加する場合は０．０２０％以下とする。
上記成分組成は、さらに、下記（１）式によって定義されるＣｅｑが０．４０〜０．４６、かつ
下記（２）式によって定義されるＡＣＲが０．２〜０．８である必要がある。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５…（１）
ＡＣＲ＝（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／（１．２５×Ｓ）…（２）
（ただし、（１）、（２）式における元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、当該元素が含有されていない場合にはゼロとする）
下記（２）式によって定義されるＡＣＲが０．２〜０．８である必要がある。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５…（１）
ＡＣＲ＝（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／（１．２５×Ｓ）…（２）
（ただし、（１）、（２）式における元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、当該元素が含有されていない場合にはゼロとする）
Ｃｅｑ：０．４０〜０．４６
強度および大入熱溶接熱影響部靭性の観点から、Ｃｅｑ（炭素当量）を上記範囲に制御する。Ｃｅｑが０．４０未満であると、フェライトの過剰生成および／またはベイナイトの生成が抑制され、強度が確保できない。一方、Ｃｅｑが０．４６を超えると、大入熱溶接熱影響部の靭性が劣化する。そのため、Ｃｅｑを０．４０〜０．４６とする。
強度および大入熱溶接熱影響部靭性の観点から、Ｃｅｑ（炭素当量）を上記範囲に制御する。Ｃｅｑが０．４０未満であると、フェライトの過剰生成および／またはベイナイトの生成が抑制され、強度が確保できない。一方、Ｃｅｑが０．４６を超えると、大入熱溶接熱影響部の靭性が劣化する。そのため、Ｃｅｑを０．４０〜０．４６とする。
ＡＣＲ：０．２〜０．８
大入熱溶接熱影響部靭性の観点から、ＡＣＲ（Atomic Concentration Ratio）を上記範囲に制御する。ＡＣＲが０．２未満であると、フェライト生成に必要なＣａ系硫化物の生成量が減少し、大入熱溶接熱影響部靭性改善効果を得られない。また、ＡＣＲが０．８を超えると、Ｃａ系硫化物は生成するものの、それを核としたＭｎＳが生成しないため、フェライト生成による熱影響部微細化効果を得ることが出来ない。そのため、ＡＣＲを０．２〜０．８とする。
大入熱溶接熱影響部靭性の観点から、ＡＣＲ（Atomic Concentration Ratio）を上記範囲に制御する。ＡＣＲが０．２未満であると、フェライト生成に必要なＣａ系硫化物の生成量が減少し、大入熱溶接熱影響部靭性改善効果を得られない。また、ＡＣＲが０．８を超えると、Ｃａ系硫化物は生成するものの、それを核としたＭｎＳが生成しないため、フェライト生成による熱影響部微細化効果を得ることが出来ない。そのため、ＡＣＲを０．２〜０．８とする。
［ミクロ組織］
本発明に係る建築用低降伏比鋼板は、フェライトの面積分率が２〜３０％、ベイナイトの面積分率が６５％以上であるミクロ組織を有する。
本発明に係る建築用低降伏比鋼板は、フェライトの面積分率が２〜３０％、ベイナイトの面積分率が６５％以上であるミクロ組織を有する。
フェライト：２〜３０％
低降伏比化の観点から、フェライトの面積分率を上記範囲とする。フェライト面積分率が２％未満であると、降伏比８０％以下が得られない。一方、フェライト面積分率が３０％を超えると、強度確保が困難となる。そのため、フェライト面積分率を２〜３０％とする。
低降伏比化の観点から、フェライトの面積分率を上記範囲とする。フェライト面積分率が２％未満であると、降伏比８０％以下が得られない。一方、フェライト面積分率が３０％を超えると、強度確保が困難となる。そのため、フェライト面積分率を２〜３０％とする。
ベイナイト：６５％以上
母材強度確保の観点から、ベイナイトの面積分率を上記範囲とする。ベイナイト面積分率が６５％未満であると、ＴＳ５９０ＭＰａ以上が得られない。
母材強度確保の観点から、ベイナイトの面積分率を上記範囲とする。ベイナイト面積分率が６５％未満であると、ＴＳ５９０ＭＰａ以上が得られない。
なお、上記条件を満たしていれば、フェライトおよびベイナイト以外の他の組織が存在することも許容される。前記他の組織としては、例えば、マルテンサイトやＭＡ（島状マルテンサイト）、パーライト（疑似パーライト含む）などが挙げられる。しかし、フェライトおよびベイナイト以外の他の組織の面積分率は、合計で１０％以下とすることが好ましく、５％以下とすることが好ましい。
［表面硬度］
表面硬度：３５０ＨＶ１０以下
本発明においては、表面の延性改善の観点から、建築用低降伏比鋼板の表面硬度を３５０ＨＶ１０以下とする。表面硬度が３５０ＨＶ１０より高いと、表層付近の延性が低下し、耐震性が劣化する。そのため、３５０ＨＶ１０以下とする。一方、表面硬度の下限は特に限定されないが、母材の高強度を確保するため、２２０ＨＶ１０以上とすることが好ましい。なお、前記表面硬度は、実施例に記載の方法で測定することができる。
表面硬度：３５０ＨＶ１０以下
本発明においては、表面の延性改善の観点から、建築用低降伏比鋼板の表面硬度を３５０ＨＶ１０以下とする。表面硬度が３５０ＨＶ１０より高いと、表層付近の延性が低下し、耐震性が劣化する。そのため、３５０ＨＶ１０以下とする。一方、表面硬度の下限は特に限定されないが、母材の高強度を確保するため、２２０ＨＶ１０以上とすることが好ましい。なお、前記表面硬度は、実施例に記載の方法で測定することができる。
［機械的特性］
本発明の建築用低降伏比鋼板においては、上記条件を満たすことにより低降伏比が達成される。降伏比（ＹＲ）の具体的な範囲は特に限定されないが、８０％以下とすることが好ましい。また、引張強さ（ＴＳ）についても、特に限定されないが、５９０ＭＰａ以上とすることが好ましい。同様に、降伏応力（ＹＳ）についても、特に限定されないが、４４０ＭＰａ以上とすることが好ましい。なお、前記ＴＳおよびＹＳは実施例に記載の方法で測定することができ、ＹＲは（ＹＳ／ＴＳ）として求めることができる。
本発明の建築用低降伏比鋼板においては、上記条件を満たすことにより低降伏比が達成される。降伏比（ＹＲ）の具体的な範囲は特に限定されないが、８０％以下とすることが好ましい。また、引張強さ（ＴＳ）についても、特に限定されないが、５９０ＭＰａ以上とすることが好ましい。同様に、降伏応力（ＹＳ）についても、特に限定されないが、４４０ＭＰａ以上とすることが好ましい。なお、前記ＴＳおよびＹＳは実施例に記載の方法で測定することができ、ＹＲは（ＹＳ／ＴＳ）として求めることができる。
［板厚］
上記建築用低降伏比鋼板の板厚は、特に限定されることなく任意の値とすることができるが、一般的には、１９〜１００ｍｍとすることが好ましい。
上記建築用低降伏比鋼板の板厚は、特に限定されることなく任意の値とすることができるが、一般的には、１９〜１００ｍｍとすることが好ましい。
また、本発明の建築用低降伏比鋼板においては、上記成分組成の条件を満たすことにより、大入熱溶接を行った際の島状マルテンサイトの生成が抑制され、その結果、溶接熱影響部の靭性が著しく向上する。その特性は、特に限定されないが、例えば、板厚４０ｍｍ以上の場合、溶接入熱量が約１０００ｋＪ／ｃｍでの大入熱溶接を施したときのボンド近傍の熱影響部組織において、島状マルテンサイト面積分率が２％以下であることが好ましい。なお、ここで「ボンド近傍」とは溶接金属と母鋼板の境界（ボンド）から母鋼板側１ｍｍの範囲（ボンド＋１ｍｍ）を指すものとする。
次に、本発明の一実施形態における建築用低降伏比鋼板の製造方法について説明する。
本発明の建築用低降伏比鋼板は、上記成分組成を有する鋼素材（鋼スラブなど）に対し、以下の処理を順次施すことによって製造することができる。
（１）加熱
（２）熱間圧延
（３）加速冷却
（４）空冷または焼戻し
（１）加熱
（２）熱間圧延
（３）加速冷却
（４）空冷または焼戻し
［加熱］
加熱温度：１０００〜１２００℃
加熱温度が１０００℃未満では、熱間変形抵抗が高く、圧延が困難となる。一方、加熱温度が１２００℃を超えると、加熱時の初期の組織が粗大化し、母材組織が粗大化して靭性が劣化する。そのため、加熱温度は１０００〜１２００℃とする。
加熱温度：１０００〜１２００℃
加熱温度が１０００℃未満では、熱間変形抵抗が高く、圧延が困難となる。一方、加熱温度が１２００℃を超えると、加熱時の初期の組織が粗大化し、母材組織が粗大化して靭性が劣化する。そのため、加熱温度は１０００〜１２００℃とする。
圧延終了温度：Ａｒ３変態点以上
熱間圧延工程における圧延終了温度がＡｒ３変態点未満であると、圧延中に生成したフェライトが微細化し、降伏比が上昇する。そのため、圧延終了温度をＡｒ３変態点以上とする。なお、Ａｒ３変態点は、例えば、次の（３）式で求めることができる。
Ａｒ３（℃）＝９１０−３１０×Ｃ−８０×Ｍｎ−２０×Ｃｕ−５５×Ｎｉ−１５×Ｃｒ−８０×Ｍｏ…（３）
熱間圧延工程における圧延終了温度がＡｒ３変態点未満であると、圧延中に生成したフェライトが微細化し、降伏比が上昇する。そのため、圧延終了温度をＡｒ３変態点以上とする。なお、Ａｒ３変態点は、例えば、次の（３）式で求めることができる。
Ａｒ３（℃）＝９１０−３１０×Ｃ−８０×Ｍｎ−２０×Ｃｕ−５５×Ｎｉ−１５×Ｃｒ−８０×Ｍｏ…（３）
熱間圧延終了後、熱延鋼板に対して加速冷却を施すが、その条件は熱延鋼板の板厚によって以下のように異なるものとする。
（板厚が４０ｍｍ以上の場合）
平均冷却速度：３〜１５℃／ｓ
加速冷却の冷却速度が３℃／ｓ未満では、フェライト分率が３０％を超え、強度確保が困難となる。一方、１５℃／ｓより高いと、フェライト分率が２％未満となり、低降伏比化が困難となる。そのため、平均冷却速度は３〜１５℃／ｓとする。
平均冷却速度：３〜１５℃／ｓ
加速冷却の冷却速度が３℃／ｓ未満では、フェライト分率が３０％を超え、強度確保が困難となる。一方、１５℃／ｓより高いと、フェライト分率が２％未満となり、低降伏比化が困難となる。そのため、平均冷却速度は３〜１５℃／ｓとする。
さらに、板厚が４０ｍｍ以上の場合の中でも、加速冷却後に焼戻しを行う場合と行わない場合とで、前記加速冷却における冷却停止温度を異なる範囲とする。
（焼戻しを行わない場合）
冷却停止温度：４５０〜２００℃
焼戻しを行わない場合、加速冷却の冷却停止温度は４５０〜２００℃とする。冷却停止温度が４５０℃より高いと、フェライトの過剰生成および／またはベイナイトの生成が抑制され、強度確保が困難となる。一方、冷却停止温度が２００℃未満では、冷却歪などにより鋼板形状を確保することが困難となる。
冷却停止温度：４５０〜２００℃
焼戻しを行わない場合、加速冷却の冷却停止温度は４５０〜２００℃とする。冷却停止温度が４５０℃より高いと、フェライトの過剰生成および／またはベイナイトの生成が抑制され、強度確保が困難となる。一方、冷却停止温度が２００℃未満では、冷却歪などにより鋼板形状を確保することが困難となる。
（焼戻しを行う場合）
冷却停止温度：４５０〜５０℃
焼戻しを実施する場合には、加速冷却の冷却停止温度は４５０〜５０℃とする。焼戻しを行わない場合と同様に、冷却停止温度が４５０℃より高いと、強度確保が困難となる。一方、焼戻しを行う場合には、焼戻しの加熱時に鋼板形状を矯正することが可能となるため、加速冷却における冷却停止温度をより低温まで拡大することができ、具体的には、５０℃以上とすることができる。
冷却停止温度：４５０〜５０℃
焼戻しを実施する場合には、加速冷却の冷却停止温度は４５０〜５０℃とする。焼戻しを行わない場合と同様に、冷却停止温度が４５０℃より高いと、強度確保が困難となる。一方、焼戻しを行う場合には、焼戻しの加熱時に鋼板形状を矯正することが可能となるため、加速冷却における冷却停止温度をより低温まで拡大することができ、具体的には、５０℃以上とすることができる。
（板厚が４０ｍｍ以下の場合）
一方、熱延鋼板の板厚が薄くなると、板厚が厚い場合より高冷却速度、かつ、冷却停止温度を高温化しても、板厚が厚い場合と同様の組織形態が得られる。そのため、板厚４０ｍｍ以下の鋼板については、加速冷却を以下の条件で実施する。
一方、熱延鋼板の板厚が薄くなると、板厚が厚い場合より高冷却速度、かつ、冷却停止温度を高温化しても、板厚が厚い場合と同様の組織形態が得られる。そのため、板厚４０ｍｍ以下の鋼板については、加速冷却を以下の条件で実施する。
平均冷却速度１５℃／ｓ以上
加速冷却における平均冷却速度が１５℃／ｓ未満では、強度確保が困難である。そのため、平均冷却速度を１５℃／ｓ以上とする。
加速冷却における平均冷却速度が１５℃／ｓ未満では、強度確保が困難である。そのため、平均冷却速度を１５℃／ｓ以上とする。
冷却停止温度：６５０〜４５０℃
冷却停止温度が６５０℃を超えると、フェライト分率が３０％を超えるため強度確保が出来ない。一方、冷却停止温度が４５０℃を下回ると、フェライトが生成せず、低降伏比化が達成されない。そのため、冷却停止温度を６５０〜４５０℃とする。
冷却停止温度が６５０℃を超えると、フェライト分率が３０％を超えるため強度確保が出来ない。一方、冷却停止温度が４５０℃を下回ると、フェライトが生成せず、低降伏比化が達成されない。そのため、冷却停止温度を６５０〜４５０℃とする。
上記成分組成と加速冷却条件の組み合わせにより、焼戻しを行わない場合であっても表面硬度は３５０ＨＶ１０以下となり、焼戻しを行うと更に低下する。なお、焼戻しの条件は特に限定されないが、焼戻し温度が４５０℃を超えると、強度が低下し、降伏比が上昇する場合があるため、焼戻し温度を４５０℃以下とすることが好ましい。焼戻しを行わない場合には、加速冷却終了後、空冷する。
（実施例１）
以下の手順で、板厚４０〜１００ｍｍの鋼板を製造し、その特性を評価した。
以下の手順で、板厚４０〜１００ｍｍの鋼板を製造し、その特性を評価した。
表１に示す成分組成の溶鋼を真空溶解炉にて溶製し、鋼素材としてのスラブを得た。得られたスラブに熱間圧延を施して熱延鋼板とし、得られた熱延鋼板に加速冷却を施した。次いで、空冷または焼戻しを行って試験材とした。各工程における製造条件を表２に示す。
次に、得られた各試験材について、フェライトの面積率、ベイナイトの面積分率、および表面硬度を測定した。
（フェライトおよびベイナイトの面積分率）
各鋼板の１／４位置が測定位置となるように試験片を採取し、光学顕微鏡で５００倍、１８０μｍ×１５０μｍの範囲を５視野観察し、各視野におけるフェライトおよびベイナイト面積分率の平均値をフェライトおよびベイナイトの面積分率とした。
各鋼板の１／４位置が測定位置となるように試験片を採取し、光学顕微鏡で５００倍、１８０μｍ×１５０μｍの範囲を５視野観察し、各視野におけるフェライトおよびベイナイト面積分率の平均値をフェライトおよびベイナイトの面積分率とした。
（表面硬度）
表面硬度は、ＪＩＳＺ２２４４に準拠した荷重１０ｋｇｆのビッカ−ス硬度試験で、表層下０．５ｍｍ位置を２０点測定し、その最大値を代表値とした。
表面硬度は、ＪＩＳＺ２２４４に準拠した荷重１０ｋｇｆのビッカ−ス硬度試験で、表層下０．５ｍｍ位置を２０点測定し、その最大値を代表値とした。
さらに、得られた鋼板の特性を評価するために、大入熱溶接の熱影響部におけるＭＡ分率測定およびシャルピー衝撃試験、ならびに鋼板の引張試験を実施した。
（大入熱溶接熱影響部のＭＡ分率）
大入熱溶接を行った際の熱影響部（Heat Affected Zone、ＨＡＺ）における島状マルテンサイト（ＭＡ）の生成を評価するために、入熱９６０ｋＪ／ｃｍのエレクトロスラグ溶接を実施した。ボンド部から１ｍｍ離れた溶接熱影響部が観察位置となるように試験片を採取し、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）の２０００倍写真５枚をトレースしたうえ、それぞれ画像解析して島状マルテンサイトの面積分率を求め、その平均値を算出した。
大入熱溶接を行った際の熱影響部（Heat Affected Zone、ＨＡＺ）における島状マルテンサイト（ＭＡ）の生成を評価するために、入熱９６０ｋＪ／ｃｍのエレクトロスラグ溶接を実施した。ボンド部から１ｍｍ離れた溶接熱影響部が観察位置となるように試験片を採取し、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）の２０００倍写真５枚をトレースしたうえ、それぞれ画像解析して島状マルテンサイトの面積分率を求め、その平均値を算出した。
（ＨＡＺ靭性）
大入熱溶接を行った際の熱影響部における靭性（ＨＡＺ靭性靭性）を評価するために、シャルピー衝撃試験を行って、吸収エネルギーを測定した。具体的には、上記大入熱溶接を行った試料から、ボンド部から１ｍｍ離れた溶接熱影響部がノッチ位置となるように試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を行った。試験温度は０℃とし、試験本数３本における吸収エネルギーの平均値をｖＥ（０℃）とした。
大入熱溶接を行った際の熱影響部における靭性（ＨＡＺ靭性靭性）を評価するために、シャルピー衝撃試験を行って、吸収エネルギーを測定した。具体的には、上記大入熱溶接を行った試料から、ボンド部から１ｍｍ離れた溶接熱影響部がノッチ位置となるように試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を行った。試験温度は０℃とし、試験本数３本における吸収エネルギーの平均値をｖＥ（０℃）とした。
（引張試験）
鋼板の機械的特性を評価するために、以下の手順で引張試験を行った。ＪＩＳ Ｚ２２０１に準拠して、鋼板の板厚１／４（１／４ｔ）位置と、板厚中央（１／２ｔ）位置の２箇所からＪＩＳ４号試験片を採取し、引張特性（降伏応力（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、および降伏比（ＹＲ））を測定した。試験片はＬ方向採取とした。
鋼板の機械的特性を評価するために、以下の手順で引張試験を行った。ＪＩＳ Ｚ２２０１に準拠して、鋼板の板厚１／４（１／４ｔ）位置と、板厚中央（１／２ｔ）位置の２箇所からＪＩＳ４号試験片を採取し、引張特性（降伏応力（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、および降伏比（ＹＲ））を測定した。試験片はＬ方向採取とした。
評価結果は、表２に示したとおりであった。なお、目標特性は、ＹＳ≧４４０ＭＰａ、ＴＳ≧５９０ＭＰａ、ＹＲ≦８０％、大入熱ＨＡＺ靭性ｖＥ０℃≧１８０Ｊとした。
（実施例２）
実施例１と同様の手順で、板厚１９〜４０ｍｍの鋼板を製造し、その特性を評価した。製造条件を表３に示す。
実施例１と同様の手順で、板厚１９〜４０ｍｍの鋼板を製造し、その特性を評価した。製造条件を表３に示す。
ただし、実施例２では板厚が薄いため、大入熱溶接部のＭＡ分率とシャルピー衝撃試験のための溶接は、入熱４００ｋＪ／ｃｍのエレクトロスラグ溶接とした。また、引張試験では、ＪＩＳ Ｚ２２０１に準拠して、Ｌ方向で採取した全厚のＪＩＳ５号試験片を用いて試験を行った。他の条件および評価方法は実施例１と同様とした。評価結果は表３に示したとおりであった。
表２、３に示した結果から分かるように、本発明の条件を満たす発明例は、いずれもＴＳが５９０ＭＰａ以上と高強度であるとともに、ＹＲは８０％以下、溶接熱影響部の吸収エネルギーｖＥ０℃が１８０Ｊ以上であり、溶接熱影響部靭性にも優れていた。一方、本発明の条件を満たさない比較例は、上記のいずれか１つ以上の特性が劣っていた。
Claims (4)
- 質量％で、
Ｃ ：０．０３〜０．０７％、
Ｓｉ：０．０５％未満、
Ｍｎ：０．６〜２．０％、
Ｐ ：０．０２０％以下、
Ｓ ：０．０００５〜０．００３０％、
Ｃｕ：０．５％以下、
Ｎｉ：１．０％以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ａｌ：０．１００％以下、
Ｎ ：０．００２５〜０．００７０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００４０％、
Ｎｂ：０．０１％以下、
Ｏ：０．００４０％以下、ならびに
Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．２％以下、Ｖ：０．０８％以下、およびＢ：０．０００３〜０．００２０％からなる群より選択される２以上を含有し、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
下記（１）式によって定義されるＣｅｑが０．４０〜０．４６、かつ
下記（２）式によって定義されるＡＣＲが０．２〜０．８である成分組成を有し、
フェライトの面積分率が２〜３０％、ベイナイトの面積分率が６５％以上であるミクロ組織を有し、
表面硬度が３５０ＨＶ１０以下である、建築用低降伏比鋼板。
記
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５…（１）
ＡＣＲ＝（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／（１．２５×Ｓ）…（２）
（ただし、（１）、（２）式における元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、当該元素が含有されていない場合にはゼロとする） - 前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、
Ｚｒ：０．００１〜０．０２０％、および
ＲＥＭ：０．００１〜０．０２０％からなる群より選択される１以上を含有する、請求項１に記載の建築用低降伏比鋼板。 - 請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼素材を１０００〜１２００℃に加熱し、
加熱された前記鋼素材に、圧延終了温度をＡｒ３変態点以上とする熱間圧延を施して板厚４０ｍｍ以上の熱延鋼板とし、
前記熱延鋼板を、平均冷却速度３〜１５℃／ｓで加速冷却し、
前記加速冷却後の熱延鋼板を、空冷または焼戻しする、建築用低降伏比鋼板の製造方法であって、
前記加速冷却における冷却停止温度が、前記焼戻しを行わない場合は４５０〜２００℃であり、前記焼戻しを行う場合は４５０〜５０℃であり、
前記建築用低降伏比鋼板が、フェライトの面積分率が２〜３０％、ベイナイトの面積分率が６５％以上であるミクロ組織を有し、表面硬度が３５０ＨＶ１０以下である、建築用低降伏比鋼板の製造方法。 - 請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼素材を１０００〜１２００℃に加熱し、
加熱された前記鋼素材に、圧延終了温度をＡｒ３変態点以上とする熱間圧延を施して板厚４０ｍｍ以下の熱延鋼板とし、
前記熱延鋼板を、平均冷却速度１５℃／ｓ以上で加速冷却し、
前記加速冷却後の熱延鋼板を、空冷または焼戻しする、建築用低降伏比鋼板の製造方法であって、
前記加速冷却における冷却停止温度が、６５０〜４５０℃であり、
前記建築用低降伏比鋼板が、フェライトの面積分率が２〜３０％、ベイナイトの面積分率が６５％以上であるミクロ組織を有し、表面硬度が３５０ＨＶ１０以下である、建築用低降伏比鋼板の製造方法。
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