JP4858221B2 - 耐延性き裂発生特性に優れる高張力鋼材 - Google Patents

Description

本発明は、耐延性き裂発生特性に優れる高張力鋼材に関し、詳しくは、延性き裂の発生が構造物の終局的な破壊の原因となる鋼構造分野に用いられるのに好適な表面部からの耐延性き裂発生特性に優れる高張力鋼材、特に、地震負荷を受ける橋梁や建築などの地上構造物分野に用いられるのに好適な表面部からの耐延性き裂発生特性に優れる高張力鋼材に関する。

１９９５年初頭に発生した兵庫県南部地震は、鋼構造物にも大きな被害をもたらしたことは良く知られている。地震の震度自体が予期していたレベルを上回るレベルであったという設計上の理由が、大きな原因であるとされているが、多数の破壊現場での観察により、溶接の不具合など人為的な原因もなかったとはいえない。

土木・建築分野では大地震に強い構造形式に関する研究が盛んに行われているが、上記の人為的な不具合なども考慮すれば、鋼材特性にその安全性確保機能を持たせるという考えも重要である。なお、土木・建築分野で適用されている材料は、主に日本工業規格（ＪＩＳ）で規定された規格材である。

具体的には、橋梁分野では、ＪＩＳ Ｇ ３１０６（２００４）に規定されている「溶接構造用圧延鋼材」が、また、建築分野では上記のＪＩＳ Ｇ ３１０６（２００４）に加えて、ＪＩＳ Ｇ ３１３６（１９９４）に規定されている「建築構造用圧延鋼材」が、主に用いられている。

しかしながら、上記の鋼材の耐破壊特性は、０℃あるいは−５℃におけるシャルピー特性としての「吸収エネルギー」のみを保証するものであり、地震負荷を受けた際の挙動に関しては極めて平凡なものでしかない。したがって、現下の状況からすれば、鋼材に対する先進的な機能付与のニーズは強く、こうした高機能鋼材が適用あるいは規格化される機運は高まっていると考えられる。

なお、兵庫県南部地震で起こった鋼構造の破壊形態に関する特徴の一例が、非特許文献１に報告されている。

すなわち、非特許文献１は、神戸市港湾幹線（ハーバーウェイ）Ｐ７５橋脚の破壊事故について詳細に調査したものであるが、これによると、前記の橋脚が、隅角部に存在する溶接止端部あるいは母材から延性き裂が発生し、それが進展して、「脆性破壊」に至ったことが示されている。

この例に示されるように、橋脚の地震時の破壊事故は「脆性破壊」という極めて壊滅的な破壊であるが、その破壊の前段階には、「延性き裂」の存在がある。したがって、構造物の地震時の安全性を高めるひとつのポイントとして、耐延性き裂発生特性を向上させるということが挙げられる。なお、上記の「延性き裂」は鋼板など鋼材の表面部から発生するものであり、表面部での耐延性き裂発生特性が構造物の安全性に対して重要な位置を占めていると考えられる。

一般に、常温で丸棒を引張試験した場合などにも「延性き裂」が発生して破壊するが、この場合の破壊は、通常最も応力多軸度の高い試験片の中心部から「延性き裂」が発生し、それが連結してき裂が進展した後に破断する形式であり、実構造物で見られる表面から発生する延性破壊とは全く異なるものである。

延性破壊特性に着目した技術は、例えば、特許文献１〜６に開示されている。

すなわち、特許文献１に、ミクロ組織が実質的にフェライト組織、パーライト組織及びベイナイト組織より構成されている鋼板であって、板の両表面部及び中心部の三層に分けたとき、両表面部は板厚の各５％以上に亘って、円相当粒径：７μｍ以下の面積、アスペクト比：２〜４のフェライト粒を有するフェライト組織を５０％以上有し、且つ当該部分のベイナイト分率が５〜２５％以下である層で構成され、中心部は板厚の５０％以上に亘って、円相当平均粒径：４〜１０μｍ、アスペクト比：２以下のフェライト粒を有し、当該部分のベイナイト分率が１０％以下である層で構成されている「アレスト特性および延性破壊特性に優れた鋼板」が開示されている。

特許文献２に、ミクロ組織が実質的にフェライト組織及びパーライト組織より構成されている鋼板であって、板の両表面部及び中心部の三層に分けたとき、両表面部は板厚の各５％以上に亘って、円相当粒径：５μｍ以下の面積、アスペクト比：２〜４のフェライト粒を有するフェライト組織を５０％以上有する層で構成され、中心部は板厚の５０％以上に亘って、円相当平均粒径：４〜１０μｍ、アスペクト比：２以下のフェライト粒を有する層で構成されている「アレスト特性および延性破壊特性に優れた鋼板」が開示されている。

特許文献３に、公称応力ー公称歪み曲線における降伏後の降伏棚が１％以上で、且つ公称応力が最大となる公称歪み（εｕ）から求めた加工硬化指数（ｎ＝ｌｎ（１＋εｕ））が０．１５以上である「高歪負荷状態での耐延性破壊特性に優れた鋼材」が開示されている。

特許文献４に、フェライトと第二相との混合組織からなり、冷間塑性歪のない状態で降伏伸びが０．５％以下で、さらに好ましくは降伏比が７５％以上である「延性亀裂発生特性に優れた構造用鋼材」が開示されている。

特許文献５に、圧延途中の厚みをｔとしたとき、板厚方向に両表面から０．０５ｔ以上０．１５ｔ以下の表層領域に対して、Ａｒ₃変態点以上９００℃以下の未再結晶温度域においてε≧０．５となる相当塑性歪εを付与し、その後前記表層領域の残留累積相当塑性歪量εｒがεｒ≧０．５を満足する時間内に、両表面から板厚ｔ／４位置より芯部側の内部領域の温度をＡｒ₃変態点以上に維持しつつ、前記表層領域を２〜１５℃／ｓの冷却速度にて４５０〜６５０℃の温度範囲となるまで冷却し、次いで、圧延を再開し、この圧延では前記内部領域に対して０．３５≦εｒ＜０．５５の残留累積相当塑性歪εｒを付与する圧延を行ない、Ａｒ₃変態点以上にて圧延を完了すると共に、加工発熱および内部顕熱によって前記表層領域をＡｒ₃変態点以下まで複熱させ、その後平均冷却速度が１〜１０℃／ｓとなる様に冷却を行なう「アレスト特性および延性破壊特性に優れた厚鋼板の製造方法」が開示されている。

特許文献６に、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１６％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下を含み、必要に応じてさらに、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：０．００５％以下の一種または二種以上を含有し、残部が実質的にＦｅからなり、Ｃｅｑ≦０．４０の鋼を、９５０℃以上、１２００℃以下に加熱後、Ａｒ₃点以上で累積圧下率５０％以上の圧延を行い、その後直ちにＡｒ₃点以上から１０℃／ｓ以上の冷却速度で加速冷却を開始後、Ａｒ₃−３０℃〜Ａｒ₃−１００℃において一旦冷却を停止し、Ｐｃｍを「Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ（％）」として、（０．２×ｔ／Ｐｃｍ）秒から（０．５×ｔ／Ｐｃｍ）秒保持した後、再び５００℃以上まで、１０℃／ｓ以上で加速冷却する「延性および疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法」が開示されている。

特開２０００−３２８１７７号公報 特開２０００−３０９８５１号公報 特開２００２−３０３７９号公報 特開２００３−２２１６４１号公報 特開２００３−２２１６１９号公報 特開２００５−３１４８１１号公報 岡下勝彦、大南亮一、道場康二、山本晃久、富松実、丹治康行、三木千壽：土木学会論文集、Ｎｏ．５９１／Ｉ−４３（１９９８）ｐ．２４３

前述の特許文献１、特許文献２及び特許文献５で開示された技術における「耐延性破壊特性」は、ＪＩＳ １Ｂ号試験片である原厚ままの全厚引張試験片を用いて評価したものである。

しかしながら、通常、全厚引張試験を行うと、板厚中心部から延性き裂が発生するいわゆる「カップアンドコーン型」で破壊してしまう。

このため、上記の特許文献１、特許文献２および特許文献５で提案された技術は、「表面部における」延性き裂の発生が構造物の終局的な破壊の原因となる鋼構造分野において必ずしも適用できるとはいえないものである。

特許文献３で開示された技術は、表面切欠き付き試験体を用いた引張試験で「耐延性破壊特性」を評価したものである。

しかしながら、表面部に切欠きが存在している場合には、延性き裂の発生点は「板厚内部」となってしまう。

このため、上記の特許文献３で提案された技術も、「表面部における」延性き裂の発生が構造物の終局的な破壊の原因となる鋼構造分野において必ずしも適用できるとはいえないものである。

特許文献４で開示された技術は、０℃における延性き裂発生時のＣＴＯＤ（弾塑性破壊靱性）が０．４０ｍｍ以上になることをもって「耐延性き裂発生特性」に優れるとするものである。そして、ＡＳＴＭ Ｅ１８２０−２０００に準拠した１ＴＣＴコンパクト破壊靱性試験片を用いた破壊靱性試験によって延性き裂発生時のＣＴＯＤを測定している。

しかしながら、全厚のコンパクト試験の場合には、初期亀裂が板厚を貫通して導入されているため、延性き裂の発生位置は板厚中心部になってしまう。

このため、上記の特許文献４で提案された技術も、前記した特許文献１〜３や特許文献５で提案された技術と同様に、「表面部における」延性き裂の発生が構造物の終局的な破壊の原因となる鋼構造分野において必ずしも適用できるとはいえないものである。

特許文献６で開示された技術は、ＪＩＳ Ｚ ２２０４の曲げ試験片を用いて曲げ試験を行ったり、鋼板表層部よりＪＩＳ Ｚ ２２０２のシャルピー衝撃試験片を表面ノッチとなるように採取し、３点曲げ負荷を与えた時にノッチ底より延性き裂が０．１ｍｍ発生した時点での押し込み変位量を測定して、「延性」を評価するものである。

このため、「表面部における」延性き裂の発生が構造物の終局的な破壊の原因となる鋼構造分野において適用可能ではある。

しかしながら、板厚内で均質な，微細なフェライトとミクロ組織中に分散して存在する微細構造パーライトを主体とするミクロ組織を有する鋼材を得るために、
〈１〉Ａｒ₃点以上から「Ａｒ₃−３０℃」〜「Ａｒ₃−１００℃」を１０℃／ｓ以上の冷却速度で加速冷却して、フェライトの再結晶粗大化を抑制し微細フェライトを生成させる、
〈２〉「Ａｒ₃−３０℃」〜「Ａｒ₃−１００℃」において一旦冷却を停止して（０．２×ｔ／Ｐｃｍ）秒から（０．５×ｔ／Ｐｃｍ）秒保持して、鋼板表面と鋼板内部の温度を均一化し、板厚方向に均質なミクロ組織、機械的性質を得るとともに、圧延方向断面（Ｌ面）や幅方向断面（Ｃ面）で見られるバンド状の粗大パーライトの生成を抑制する、
〈３〉再び５００℃以上まで、１０℃／ｓ以上で加速冷却して、微細な構造を有するパーライト組織を分散生成させる、
といった複雑な加速冷却工程を経る必要がある。

このため、特許文献６で提案された技術は、工業的な製造工程での「生産性」という観点から、必ずしも現実的なものとはいえない。

そこで、本発明の目的は、工業的な規模での生産が容易であり、表面部における延性き裂の発生が構造物の終局的な破壊の原因となる鋼構造分野に用いて好適な、特に、地震負荷を受ける橋梁や建築などの地上構造物分野に用いて好適な、表面部からの耐延性き裂発生特性に優れる高張力鋼材を提供することである。

延性き裂の発生に関する研究は、古くからなされているが、鋼材内部から発生するものが主体であった。

例えば、材料学的因子の解明事例として、Ｇ．ＬｅＲｏｙらは、「Ａ Ｍｏｄｅｌ ｏｆ Ｄｕｃｔｉｌｅ Ｆｒａｃｔｕｒｅ Ｂａｓｅｄ ｏｎ ｔｈｅ Ｎｕｃｌｅａｔｉｏｎ ａｎｄ Ｇｒｏｗｔｈ ｏｆ Ｖｏｉｄｓ」（Ａｃｔａ Ｍｅｔａｌｌ．、２９（１９８１）、ｐ．１５０９）において、引張試験による破断延性と炭化物体積率との関係を明らかにしている。これによると、硬質第二相の体積割合が大きくなると延性は低下する。

また、力学的な観点から、Ｊ．Ｗ．Ｈａｎｃｏｃｋらが、「Ｏｎ ｔｈｅ Ｍｅｃｈａｎｉｓｍｓ ｏｆ Ｄｕｃｔｉｌｅ Ｆａｉｌｕｒｅ ｉｎ Ｈｉｇｈ−Ｓｔｒｅｎｇｔｈ Ｓｔｅｅｌｓ Ｓｕｂｊｅｃｔｅｄ ｔｏ Ｍｕｌｔｉ−Ａｘｉａｌ Ｓｔｒｅｓｓ−Ｓｔａｔｅｓ」（Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｍｅｃｈ． Ｐｈｙｓ． Ｓｏｌｉｄｓ、２４（１９７６）、ｐ．１４７）において、延性き裂発生の限界歪は応力多軸度の影響を大きく受けることを明らかにしている。つまり、応力多軸度が高くなる部位では、限界歪は急激に低下する。

一方、表面部からの延性き裂発生に関しては、岡本らが、「高張力鋼の延性および延性破壊過程に及ぼすＭｎＳ介在物の影響」（鉄と鋼、６３（１９７７）、ｐ．１８７８）において、不純物元素であるＳの含有量が高くなると表面部からの延性き裂が発生しやすくなることを明らかにしている。

さらに、力学的には、表面部からの延性き裂発生は、内部からの延性き裂発生の場合と同様に、応力多軸度と相当塑性歪で整理されている。

しかしながら近年、Ｍ．Ｔｏｙｏｄａらが、「Ｄｕｃｔｉｌｅ Ｆｒａｃｔｕｒｅ Ｉｎｉｔｉａｔｉｏｎ Ｂｅｈａｖｉｏｒ ｏｆ Ｐｉｐｅ ｕｎｄｅｒ Ａ Ｌａｒｇｅ Ｓｃａｌｅ ｏｆ Ｃｙｃｌｉｃ Ｂｅｎｄｉｎｇ」（Ｐｉｐｅｌｉｎｅ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ、ＩＩ（２０００）、ｐ．８７）において、表面部からの延性き裂発生は応力多軸度依存型の限界条件を示すものではなく、相当塑性歪一定型の限界条件で良好な整理がなされることを明らかにしている。

そこで、本発明者らは、前記した課題解決のためには、鋼材表面部の延性き裂発生特性を評価する手法を確立することが必要であるとの考えの下に、多数の鋼材を用いて詳細な検討を行った。

その結果、先ず、鋼材表面部の延性き裂発生特性に対して、Ｍ．Ｔｏｙｏｄａらが提唱した上記の「相当塑性歪一定型」の基準が好適であることが明らかになった。

そこで次に、種々の化学組成を有する低炭素合金鋼材の表面から、０．１ｍｍＲの鋭い環状切欠きを設けた丸棒引張試験を採取し、単調に引張載荷した後、様々な負荷レベルで途中止めを行うことにより延性き裂が発生した時点での負荷レベルを把握し、また、この試験と並行してＦＥＭ解析を実施し、このＦＥＭ解析によって延性き裂が発生した負荷レベルでの切欠き先端における相当塑性歪（以下、この延性き裂発生時の相当塑性歪を延性き裂発生の「限界歪」という。）を求めた。

なお、上記環状切欠きを設けた丸棒引張試験の形状は図１に示すとおりであり、図１の（ａ）は全体図、（ｂ）は環状切欠き部の詳細図である。

その結果、次の知見（ａ）〜（ｆ）が得られた。

（ａ）最も汎用的に用いられている「フェライト」と「パーライト」の混合組織を有する鋼材であるいわゆる「フェライト・パーライト鋼材」では、表面部のミクロ組織を極めて細粒にした場合であっても、表面部からの延性き裂発生の限界歪は、１００％程度である。

（ｂ）高溶接性高強度鋼材として一般に用いられるマルテンサイト組織、あるいは焼き戻しマルテンサイト組織からなる鋼材では、初期転位密度が高いためか、表面部からの延性き裂発生の限界歪はさらに低く、高くても９０％程度である。

（ｃ）鋼中に含まれる硬質介在物の量が少ないほど、表面部からの延性き裂発生の限界歪が大きく「耐延性き裂発生特性」が良好である。

（ｄ）硬質相と軟質相からなる複合組織において、「耐延性き裂発生特性」を改善するための硬質相と軟質相の好適な割合が存在し、硬質相が軟質相より多く存在する場合の表面部からの「耐延性き裂発生特性」は良好である。これは硬質相が連結して力を伝達することと関係があると考えられる。一方、軟質相が複合組織の殆どを占める場合には、表面部からの延性き裂発生の限界歪が小さく「耐延性き裂発生特性」が低い。これは、硬質相近傍の軟質相組織において歪集中が顕著化するためと考えられる。

（ｅ）上記のような硬質相と軟質相からなる複合組織鋼材の場合には、その粒径が小さい方が表面部からの延性き裂発生の限界歪が大きく、「耐延性き裂発生特性」が良好である。

（ｆ）また、上記のような硬質相と軟質相からなる複合組織鋼材の場合には、硬質相と軟質相の硬さ比の大きい方が表面部からの延性き裂発生の限界歪が大きく、「耐延性き裂発生特性」が良好である。

そこで、工業的な規模での生産を念頭に、さらに検討を加えた結果、下記の知見（ｇ）〜（ｉ）を得た。

（ｇ）硬質相と軟質相からなる複合組織鋼材において、表面部からの「耐延性き裂発生特性」を改善するために硬質相として「パーライト」や「マルテンサイト」の割合を高めた場合には、鋼材としての基本的な特性、すなわち、シャルピー衝撃特性に代表される耐脆性破壊特性が顕著に低下することから現実的ではない。したがって、硬質相としては「ベイナイト」を用いるのがよい。

（ｈ）硬質相としての「ベイナイト」および軟質相としての「フェライト」を含むミクロ組織に占める「ベイナイト」と「フェライト」の各割合が特定の範囲にあり、しかも、「フェライト」と「ベイナイト」の粒径が小さい場合に、極めて良好な表面部からの「耐延性き裂発生特性」が確保される。この場合には、第３相として含まれる他の「相」が表面部からの延性き裂発生の限界歪に及ぼす影響は極めて小さい。

（ｉ）式中の元素記号を、その元素の質量％での含有量として、「ＰＰ＝（Ｓｉ／３０）＋（Ｍｎ／２０）＋（Ｃｕ／２０）＋（Ｎｉ／６０）＋（Ｃｒ／２０）＋（Ｍｏ／１５）＋（Ｖ／１０）＋５Ｂ」で表されるＰＰの値が０．０８以上あれば、鋼材表面部において、ベイナイトの分率が５０％以上であるミクロ組織を確実に得ることができる。

本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記（１）〜（８）に示す耐延性き裂発生特性に優れる高張力鋼材にある。

（１）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１２％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．４〜２％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．００２〜０．０５０％およびＮ：０．００１５〜０．０１％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、下記（１）式で表されるＰＰの値が０．０８％以上を満足し、鋼材の最表面から１００μｍまでの位置である鋼材表面部のミクロ組織において、フェライトの分率が５〜４０％、ベイナイトの分率が５０％以上、フェライトとベイナイトの分率の和が９１％以上であり、かつ、平均粒径が５μｍ以下であることを特徴とする耐延性き裂発生特性に優れる高張力鋼材。
ＰＰ＝（Ｓｉ／３０）＋（Ｍｎ／２０）＋（Ｃｕ／２０）＋（Ｎｉ／６０）＋（Ｃｒ／２０）＋（Ｍｏ／１５）＋（Ｖ／１０）＋５Ｂ・・・（１）
ここで、（１）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
なお、「粒径」は、組織間の方位差が１５°以上である大傾角粒界を全て「粒界」とし、その「粒界」で囲まれた領域を１つの「粒」とした場合の、２次元的な観察面における「粒」の最も長い径と直交する方向の粒界間距離と定義する。

（２）Ｆｅの一部に変えて、質量％で、Ｃｕ：０．８％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｖ：０．１％以下およびＢ：０．００２％以下のうちの１種以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載の耐延性き裂発生特性に優れる高張力鋼材。

（３）Ｆｅの一部に変えて、質量％で、Ｃｒ：１％以下を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の耐延性き裂発生特性に優れる高張力鋼材。

（４）Ｆｅの一部に変えて、質量％で、Ｍｏ：０．８％以下およびＮｂ：０．１％以下のうちの１種以上を含有することを特徴とする上記（１）から（３）までのいずれかに記載の耐延性き裂発生特性に優れる高張力鋼材。

（５）Ｆｅの一部に変えて、質量％で、Ｔｉ：０．１％以下を含有することを特徴とする上記（１）から（４）までのいずれかに記載の耐延性き裂発生特性に優れる高張力鋼材。

（６）Ｆｅの一部に変えて、質量％で、Ｃａ：０．００４％以下を含有することを特徴とする上記（１）から（５）までのいずれかに記載の耐延性き裂発生特性に優れる高張力鋼材。

（７）Ｆｅの一部に変えて、質量％で、Ｍｇ：０．００６％以下を含有することを特徴とする上記（１）から（６）までのいずれかに記載の耐延性き裂発生特性に優れる高張力鋼材。

（８）Ｆｅの一部に変えて、質量％で、希土類元素：０．００４％以下を含有することを特徴とする上記（１）から（７）までのいずれかに記載の耐延性き裂発生特性に優れる高張力鋼材。

なお、「鋼材表面部」とは、鋼材の最表面から１００μｍまでの位置をいう。

また、「ベイナイト」とは、ラス状ベイニティックフェライトの界面に、セメンタイト若しくはいわゆる「ＭＡ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ」、またはその両者が存在した組織であり、ベイニティックフェライトの内部にセメンタイトが点列状に配列するいわゆる「下部ベイナイト」を含むものを意味し、上記の組織が焼戻しされた組織も含むものとする。なお、板厚が厚く冷却速度が小さい場合や、水冷停止温度が高く水冷停止後の空冷時間が長い場合には、ベイニティックフェライトの合体によってその見かけ上の形態がラス状から粒状に変化するが、この場合の組織も「ベイナイト」に含むものとする。

上記の「ＭＡ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ」とは、炭素が濃縮した残留オーステナイト若しくはマルテンサイト、または両者の混合した組織である。

「粒径」は、次の定義によるものとする。

すなわち、組織間の方位差が１５°以上である大傾角粒界を全て「粒界」とし、その「粒界」で囲まれた領域を１つの「粒」とした場合の、２次元的な観察面における「粒」の最も長い径と直交する方向の粒界間距離をもって「粒径」と定義する。

そして、「粒径」の平均値については、２０個以上の「粒」をランダムに計測した場合の算術平均とする。

希土類元素（以下、「ＲＥＭ」という。）は、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量はＲＥＭの中の１種または２種以上の元素の合計含有量を指す。

以下、上記（１）〜（８）に示す耐延性き裂発生特性に優れる高張力鋼材に係る発明を、それぞれ、「本発明（１）」〜「本発明（８）」という。また、総称して「本発明」ということがある。

本発明の耐延性き裂発生特性に優れる高張力鋼材は、工業的な規模での生産が容易であり、表面部からの耐延性き裂発生特性に優れるので、表面部における延性き裂の発生が構造物の終局的な破壊の原因となる鋼構造分野、特に、地震負荷を受ける橋梁や建築などの地上構造物分野に用いることができる。

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、化学成分の含有量の「％」は「質量％」を意味する。

（Ａ）化学組成：
Ｃ：０．０１〜０．１２％
Ｃは、母材の強度を確保するのに有効な元素である。しかしながら、その含有量が０．０１％未満では母材に必要な強度が確保できないだけでなく、溶融線（以下、「ＦＬ」という。）でのラス形成が不十分になって、ＦＬ近傍の溶接熱影響部（以下、「ＨＡＺ」という。）の靱性も低下する。一方、その含有量が０．１２％を超えると、ＨＡＺ、なかでもＦＬ近傍のＨＡＺの靱性劣化が著しくなる。したがって、Ｃの含有量を０．０１〜０．１２％とした。なお、Ｃの含有量は０．０３〜０．１０％とすることが好ましい。

Ｓｉ：０．０５〜０．５０％
Ｓｉは、脱酸剤として必要な元素であり、０．０５％以上含有させる。しかしながら、Ｓｉは、焼き入れままマルテンサイトの焼戻し過程に影響を及ぼし、含有量で０．５０％を超える過剰なＳｉは、溶接後の冷却過程において過飽和に固溶しているＣのマルテンサイト中からのセメンタイトへの分解析出反応を抑制していわゆる「自己焼戻し（オートテンパー）」を遅延させたり、島状マルテンサイトを増加させたりして、溶接部の靱性を低下させる。さらに、介在物量の増加を通じて母材靱性も低下させる。よって、Ｓｉの含有量は０．０５〜０．５０％とした。なお、溶接部の靱性向上の観点からは、Ｓｉの含有量はできるだけ少ない方がよい。好ましいＳｉ含有量の範囲は、０．０５〜０．４０％である。

Ｍｎ：０．４〜２％
Ｍｎは、脱酸剤、母材の強度と靱性の確保およびＨＡＺの焼入性確保のために有効な元素である。しかしながら、その含有量が０．４％未満では、これらの効果が得られないだけでなく、ＨＡＺにいわゆる「フェライトサイドプレート」が生成してラスの形成が不十分になり、溶接部の靱性が低下する。一方、含有量で２％を超える過剰なＭｎは、中心偏析による板厚方向での母材特性の不均一をもたらす。したがって、Ｍｎの含有量を０．４〜２％とした。なお、Ｍｎの含有量は０．８〜１．６％とすることが好ましい。

Ｐ：０．０５％以下
Ｐは、不純物として鋼中に不可避的に存在する元素であり、その含有量が０．０５％を超えると、顕著な延性き裂発生特性の劣化を伴う。したがって、Ｐの含有量を０．０５％以下とした。なお、Ｐの含有量は０．０３５％以下とすることが好ましい。
Ｓ：０．００３％以下
Ｓは、不純物として鋼中に不可避的に存在する元素である。その含有量が高いと中心偏析を助長したり、延伸したＭｎＳが多量に生成して、耐延性き裂発生特性の低下を招き、特に、その含有量が０．００３％を超えると、耐延性き裂発生特性の低下が著しくなる。したがって、Ｓの含有量を０．００３％以下とした。Ｓは少ないほど好ましいため、含有量の下限は特に規定するものではない。

Ａｌ：０．００２〜０．０５０％
Ａｌは、脱酸剤として必要な元素であり、０．００２％以上含有させる。しかしながら、含有量で０．０５０％を超える過剰なＡｌは、ＡｌＮなどの析出物の増加を通じて母材部および溶接部の靱性を低下させる。したがって、Ａｌの含有量を０．００２〜０．０５０％とした。なお、Ａｌの含有量は０．０１〜０．０３５％とすることが好ましい。

Ｎ：０．００１５〜０．０１％
Ｎは、ＡｌＮやＴｉＮの形成を通じてＨＡＺ組織を微細化する作用を有するので、０．００１５％以上含有させる。しかしながら、Ｎの含有量が多くなり、特に、０．０１％を超えると、析出物の生成を通して耐延性き裂発生特性の低下を招いてしまう。したがって、Ｎの含有量を０．００１５〜０．０１％とした。なお、Ｎの含有量は０．００２０〜０．００６０％とすることが好ましい。

ＰＰの値：０．０８％以上
前記（１）式で表されるＰＰの値は鋼材表面部におけるベイナイトの分率に影響を及ぼす指標であり、ＰＰの値が０．０８％以上であれば、鋼材表面部において、ベイナイトの分率が５０％以上という所望のミクロ組織を確実に得ることができる。したがって、前記（１）式で表されるＰＰの値を０．０８％以上とした。なお、ＰＰの値の上限は、マルテンサイト変態を防止しベイナイト分率を確保する理由から０．１５である。

上記の「ベイナイト」は、ラス状ベイニティックフェライトの界面に、セメンタイト若しくはいわゆる「ＭＡ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ」、またはその両者が存在した組織であり、ベイニティックフェライトの内部にセメンタイトが点列状に配列するいわゆる「下部ベイナイト」を含むものを意味し、上記の組織が焼戻しされた組織も含むこと、さらに、板厚が厚く冷却速度が小さい場合や、水冷停止温度が高く水冷停止後の空冷時間が長い場合には、ベイニティックフェライトの合体によってその見かけ上の形態がラス状から粒状に変化するが、この場合の組織も「ベイナイト」に含むことは、既に述べたとおりである。

上記の理由から、本発明（１）に係る耐延性き裂発生特性に優れる高張力鋼材の化学組成は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、ＡｌおよびＮを上述した範囲で含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、（１）式で表されるＰＰの値が０．０８％以上を満足することとした。

なお、本発明（１）に係る耐延性き裂発生特性に優れる高張力鋼材は、そのＦｅの一部に代えて、必要に応じてさらに、
第１群：Ｃｕ：０．８％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｖ：０．１％以下およびＢ：０．００２％以下のうちの１種以上、
第２群：Ｃｒ：１％以下、
第３群：Ｍｏ：０．８％以下およびＮｂ：０．１％以下のうちの１種以上、
第４群：Ｔｉ：０．１％以下、
第５群：Ｃａ：０．００４％以下、
第６群：Ｍｇ：０．００６％以下、
第７群：ＲＥＭ：０．００４％以下、
の各グループの元素の１種以上を選択的に含有させることができる。

すなわち、前記第１群〜第７群のグループの元素の１種以上を任意元素として添加し、含有させてもよい。

以下、上記の任意元素に関して説明する。

第１群：Ｃｕ：０．８％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｖ：０．１％以下およびＢ：０．００２％以下のうちの１種以上
第１群の元素であるＣｕ、Ｎｉ、ＶおよびＢは、母材の強度を高める作用を有するので、この効果を得るために上記の元素を添加し、含有させてもよい。以下、第１群の各元素について詳しく説明する。

Ｃｕ：０．８％以下
Ｃｕは、母材の強度を高めるのに有効な元素である。この効果を確実に得るには、Ｃｕの含有量は０．０５％以上とすることが望ましい。しかしながら、Ｃｕの含有量が０．８％を超えると、Ａｃ₃変態点以下の温度に加熱されたＨＡＺの靱性を劣化させる。したがって、添加する場合のＣｕの含有量は、０．８％以下とした。なお、添加する場合のＣｕの含有量は、０．０５〜０．８％とすることが好ましく、０．１０〜０．４０％であればより好ましい。

Ｎｉ：１％以下
Ｎｉは、母材の強度向上に有効な元素である。この効果を確実に得るには、Ｎｉの含有量は０．０５％以上とすることが望ましい。しかしながら、Ｎｉは高価な元素であり、１％を超えて多量に含有させることは経済性を大きく損なう。したがって、添加する場合のＮｉの含有量は、１％以下とした。なお、添加する場合のＮｉの含有量は、０．０５〜１％とすることが好ましく、０．２０〜０．５０％であればより好ましい。

Ｖ：０．１％以下
Ｖは、主に焼戻し時の炭窒化物析出により、母材の強度を向上させる作用を有する。この効果を確実に得るには、Ｖの含有量は０．００５％以上とすることが望ましい。しかしながら、０．１％を超えてＶを含有させても、母材の強度向上効果が飽和するうえに、靱性の低下をきたす。したがって、添加する場合のＶの含有量は、０．１％以下とした。なお、添加する場合のＶの含有量は、０．００５〜０．１％とすることが好ましく、０．０２０〜０．０７０％であれば一層好ましい。

Ｂ：０．００２％以下
Ｂは、母材の強度を高めるのに有効な元素である。この効果を確実に得るには、Ｂの含有量は０．０００１％以上とすることが望ましい。しかしながら、Ｂの含有量が多くなって０．００２％を超えると、粗大な硼化物が析出して靱性の低下を招く。したがって、添加する場合のＢの含有量は、０．００２％以下とした。なお、添加する場合のＢの含有量は、０．０００１〜０．００２％とすることが好ましく、０．０００５〜０．００１５％であればより好ましい。

なお、上記のＣｕ、Ｎｉ、ＶおよびＢは、そのうちのいずれか１種のみ、または２種以上の複合で含有することができる。

第２群：Ｃｒ：１％以下
第２群の元素であるＣｒは、耐炭酸ガス腐食性を高め、また、焼入れ性を高めるのに有用な元素である。これらの効果を確実に得るには、Ｃｒの含有量は０．０５％以上とすることが望ましい。しかしながら、Ｃｒの含有量が多くなって１％を超えると、他の元素が本発明で規定する条件を満たしていても、ＨＡＺの硬化の抑制が難しくなるうえに耐炭酸ガス腐食性向上効果も飽和する。したがって、添加する場合のＣｒの含有量は１％以下とした。なお、添加する場合のＣｒの含有量は、０．０５〜１％とすることが好ましく、０．１０〜０．６０％であれば一層好ましい。

第３群：Ｍｏ：０．８％以下およびＮｂ：０．１％以下のうちの１種以上
第３群の元素であるＭｏおよびＮｂは、母材の強度と靱性を高める作用を有するので、この効果を得るために上記の元素を添加し、含有させてもよい。以下、第３群の各元素について詳しく説明する。

Ｍｏ：０．８％以下
Ｍｏは、母材の強度と靱性を向上させる作用を有する。この効果を確実に得るには、Ｍｏの含有量は０．０５％以上とすることが望ましい。しかしながら、Ｍｏの含有量が０．８％を超えると、特にＨＡＺの硬さが高くなって、靱性と耐硫化物応力割れ性を損なう。したがって、添加する場合のＭｏの含有量は０．８％以下とした。なお、添加する場合のＭｏの含有量は、０．０５〜０．８％とすることが好ましく、０．０５〜０．５０％であればより好ましい。

Ｎｂ：０．１％以下
Ｎｂは、組織を微細化して、母材の強度と靱性を向上させる作用を有する。これらの効果を確実に得るには、Ｎｂの含有量は０．００３％以上とすることが望ましい。しかしながら、Ｎｂの含有量が多くなって０．１％を超えると、粗大な炭化物、窒化物や炭窒化物を形成して、靱性の低下を招く。したがって、添加する場合のＮｂの含有量は０．１％以下とした。なお、添加する場合のＮｂの含有量は、０．００３〜０．１％とすることが好ましく、０．００５〜０．０４０％であれば一層好ましい。

なお、上記のＭｏおよびＮｂは、そのうちのいずれか１種のみ、または２種の複合で含有することができる。

第４群：Ｔｉ：０．１％以下
第４群の元素であるＴｉは、脱酸作用を有する元素である。Ｔｉには、ＡｌおよびＭｎとともに酸化物を形成し、組織を微細化する作用もある。これらの効果を確実に得るには、Ｔｉの含有量は０．００５％以上とすることが望ましい。しかしながら、Ｔｉの含有量が多くなって０．１％を超えると、形成される酸化物がＴｉ酸化物、あるいはＴｉ−Ａｌ酸化物となって分散密度が低下し、特に小入熱溶接した場合のＨＡＺにおける組織微細化効果が失われる。したがって、添加する場合のＴｉの含有量は０．１％以下とした。なお、添加する場合のＴｉの含有量は、０．００５〜０．１％とすることが好ましく、０．００５〜０．０２０％であればより好ましい。

第５群：Ｃａ：０．００４％以下、
第５群の元素であるＣａは、溶接割れや水素誘起割れを抑制する作用を有する。すなわち、Ｃａは、鋼中のＳおよびＯと反応して溶鋼中で酸硫化物（オキシサルファイド）を形成するが、この酸硫化物はＭｎＳなどと異なって圧延加工で圧延方向に延伸することがなく圧延後も球状で存在するため、延伸した介在物の先端などを割れの起点とする溶接割れや水素誘起割れが抑制される。この効果を確実に得るには、Ｃａの含有量は０．０００５％以上とすることが望ましい。しかしながら、Ｃａの含有量が０．００４％を超えると、靱性の劣化を招くことがある。したがって、添加する場合のＣａの含有量は０．００４％以下とした。なお、添加する場合のＣａの含有量は、０．０００５〜０．００４％とすることが好ましく、０．０００５〜０．００２０％であればより好ましい。

第６群：Ｍｇ：０．００６％以下、
第６群の元素であるＭｇは、微細なＭｇ含有酸化物を生成し、オーステナイト粒を微細化する作用を有する。この効果を確実に得るには、Ｍｇの含有量は０．０００１％以上とすることが望ましい。しかしながら、Ｍｇの含有量が０．００６％を超えると、酸化物が多くなりすぎて延性の低下をきたす。したがって、添加する場合のＭｇの含有量は０．００６％以下とした。なお、添加する場合のＭｇの含有量は、０．０００１〜０．００６％とすることが好ましく、０．０００３〜０．００３０％であれば一層好ましい。

第７群：ＲＥＭ：０．００４％以下、
第７群の元素であるＲＥＭは、ＨＡＺの組織の微細化およびＳを固定する作用を有する。こうした効果を確実に得るには、ＲＥＭの含有量は０．０００５％以上とすることが望ましい。なお、ＲＥＭは介在物となって清浄度を低下させるが、ＲＥＭを含有させることによって形成される介在物は、比較的靱性低下への影響が小さいので、０．００４％以下のＲＥＭを含む場合の前記介在物による母材の靱性低下は許容できる。したがって、添加する場合のＲＥＭの含有量は０．００４％以下とした。なお、添加する場合のＲＥＭの含有量は、０．０００５〜０．００４％とすることが好ましく、０．０００３〜０．００２０％であればより好ましい。

既に述べたように、「ＲＥＭ」は、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量はＲＥＭの中の１種または２種以上の元素の合計含有量を指す。

上記の理由から、本発明（２）に係る耐延性き裂発生特性に優れる高張力鋼材の化学組成は、本発明（１）に係る耐延性き裂発生特性に優れる高張力鋼材のＦｅの一部に代えて、上記第１群の元素、すなわち、Ｃｕ：０．８％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｖ：０．１％以下およびＢ：０．００２％以下のうちの１種以上を含有することとした。

本発明（３）に係る耐延性き裂発生特性に優れる高張力鋼材の化学組成は、本発明（１）または本発明（２）に係る耐延性き裂発生特性に優れる高張力鋼材のＦｅの一部に代えて、上記第２群の元素であるＣｒを１％以下含有することとした。

本発明（４）に係る耐延性き裂発生特性に優れる高張力鋼材の化学組成は、本発明（１）から本発明（３）までのいずれかに係る耐延性き裂発生特性に優れる高張力鋼材のＦｅの一部に代えて、上記第３群の元素、すなわち、Ｍｏ：０．８％以下およびＮｂ：０．１％以下のうちの１種以上を含有することとした。

本発明（５）に係る耐延性き裂発生特性に優れる高張力鋼材の化学組成は、本発明（１）から本発明（４）までのいずれかに係る耐延性き裂発生特性に優れる高張力鋼材のＦｅの一部に代えて、上記第４群の元素であるＴｉを０．１％以下含有することとした。

本発明（６）に係る耐延性き裂発生特性に優れる高張力鋼材の化学組成は、本発明（１）から本発明（５）までのいずれかに係る耐延性き裂発生特性に優れる高張力鋼材のＦｅの一部に代えて、上記第５群の元素であるＣａを０．００４％以下含有することとした。

本発明（７）に係る耐延性き裂発生特性に優れる高張力鋼材の化学組成は、本発明（１）から本発明（６）までのいずれかに係る耐延性き裂発生特性に優れる高張力鋼材のＦｅの一部に代えて、上記第６群の元素であるＭｇを０．００６％以下含有することとした。

本発明（８）に係る耐延性き裂発生特性に優れる高張力鋼材の化学組成は、本発明（１）から本発明（７）までのいずれかに係る耐延性き裂発生特性に優れる高張力鋼材のＦｅの一部に代えて、上記第７群の元素であるＲＥＭを０．００４％以下含有することとした。

（Ｂ）鋼材表面部のミクロ組織：
高張力鋼材を、表面部における延性き裂の発生が構造物の終局的な破壊の原因となる鋼構造分野、特に、地震負荷を受ける橋梁や建築などの地上構造物分野に安全に用いるためには、その鋼材表面部のミクロ組織を、フェライトの分率が１０〜４０％、ベイナイトの分率が５０％以上で、かつ、平均粒径が５μｍ以下であるものとする必要がある。

鋼材表面部のミクロ組織において、上記「フェライトの分率」、「ベイナイトの分率」および「平均粒径」のいずれか１つでも上記の範囲から外れると、表面部からの延性き裂発生の限界歪が小さく「耐延性き裂発生特性」の低い鋼材となってしまう。

なお、既に述べたように、「鋼材表面部」とは、鋼材の最表面から１００μｍまでの位置をいう。

また、「ベイナイト」は、ラス状ベイニティックフェライトの界面に、セメンタイト若しくはいわゆる「ＭＡ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ」、またはその両者が存在した組織であり、ベイニティックフェライトの内部にセメンタイトが点列状に配列するいわゆる「下部ベイナイト」を含むものを意味し、上記の組織が焼戻しされた組織も含むこと、さらに、板厚が厚く冷却速度が小さい場合や、水冷停止温度が高く水冷停止後の空冷時間が長い場合には、ベイニティックフェライトの合体によってその見かけ上の形態がラス状から粒状に変化するが、この場合の組織も「ベイナイト」に含むことは、既に述べたとおりである。

また、組織間の方位差が１５°以上である大傾角粒界を全て「粒界」とし、その「粒界」で囲まれた領域を１つの「粒」とした場合の、２次元的な観察面における「粒」の最も長い径と直交する方向の粒界間距離をもって「粒径」と定義すること、さらに、２０個以上の「粒」をランダムに計測した場合の算術平均を「粒径」の平均値とすることも、既に述べたとおりである。

前記「鋼材表面部」のミクロ組織における「相」に関しては、フェライトの分率が１０〜４０％、ベイナイトの分率が５０％以上でありさえすれば、第３相として他の相を含んでいても構わない。

なお、上記「鋼材表面部」のミクロ組織におけるベイナイトの分率の上限は、軟質相がゼロになってしまっては所望の効果が発揮されないことから９５％である。

また、上記「鋼材表面部」のミクロ組織における平均粒径の下限は特に規定する必要はないが、１μｍ未満の細粒になった場合には粒界三重点などにセメンタイトが単体で析出し、局部的な歪集中を助長することから１μｍとなる。

なお、本発明に係る耐延性き裂発生特性に優れる高張力鋼材は、前記（Ａ）項に記載の化学組成を有する鋼を溶製した後、造塊分塊法や連続鋳造法によりスラブを作製し、その後に例えば、次に示す〔１〕〜〔４〕あるいは〔１〕〜〔５〕の工程を順に経ることにより、製造することができる。

〔１〕スラブの加熱：
鋼材の組織の細粒化は、組織の受け継ぎを通じて母材表面部の最終組織に影響を及ぼす。スラブの加熱温度を低温化することで顕著な微細化効果が得られるが、加熱温度が低すぎると所望の板厚までの圧延が困難になるとともに、析出物の固溶−析出挙動が滞ることにより強度不足が生じる。

具体的には、９００℃未満の低温での加熱では所望の板厚までの圧延が困難になるとともに、鋼材の強度不足が顕著化する。一方、１１５０℃を超える加熱では、組織の微細化が進まない。したがって、９００〜１１５０℃にスラブを加熱することが好ましい。

〔２〕加熱後のスラブの水冷：
加熱炉から抽出したスラブは熱間圧延を行うために圧延機に送られるが、圧延機に噛み込ませる前に、加熱炉で発生した一次スケールを除去する目的で、「スケールブレーカー」と呼ばれる高圧水によるスケール除去装置を通過させる。

上記の高圧水によるスラブ表面の処理は、スケールを除去するだけではなく、水冷によりスラブ表面のごく一部の部位をフェライト変態させる作用を有する。なお、スラブ表面が水冷中止状態になると、上記のフェライト変態した部位は、内部からの複熱により再度オーステナイトに逆変態する。そして、この変態挙動が複数回繰り返されることにより、圧延前のスラブ表面の組織は微細になる。

したがって、この加熱後のスラブの水冷工程は極めて有用であるので、例えば、図２に示すように、スケールブレーカーのスラブ迎え側でのノズルの傾き角度（θ）を１０〜３５゜とし、１９．６ＭＰａ以上（２００ｋｇｆ／ｃｍ²以上）の水圧で行えばよい。

なお、上記スケールブレーカーの水圧の上限は特に定めなくとも良いが、通常は設備的仕様制約より決定され、およそ３９．２ＭＰａである。

〔３〕圧延：
オーステナイトの未再結晶域で圧延を行うことにより、オーステナイト中に微細なサブグレインを形成させることができるので、変態後の組織を微細化することができる。

特に、オーステナイトの未再結晶域で圧延を行うことにより、表面部の組織は顕著に微細化する。

この場合、圧延の仕上温度もある程度低い方がよく、９００℃以下とすることが望ましい。しかしながら、圧延の仕上温度が低すぎると、十分なベイナイト分率が確保できないので、圧延の仕上温度は７５０℃以上に制御するのが望ましい。

〔４〕圧延後の冷却：
圧延終了後の冷却方法は、例えば、空冷や水冷など、冷却設備や製品の厚さなどに応じて適宜決定すればよい。

なお、仕上圧延で導入された格子欠陥（転位）をより多く維持して最終的な組織を微細化するために、少なくとも６００℃までを１０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することが望ましい。

〔５〕焼戻し：
上記〔４〕の冷却後は、必要に応じて７００℃以下の温度で焼戻しを行ってもよい。焼戻しすることにより、強度を調整することができ、また、靱性を改善することができる。なお、７００℃を超える温度で焼戻しを行うと強度の低下が大きくなる。

以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。

表１および表２に示す化学組成を有する鋼１〜３０および鋼Ｘ１〜Ｘ７の厚さ３００ｍｍのスラブを準備し、表３に示す条件で厚板圧延を行い、板厚２５ｍｍの厚鋼板を製造した。

表１および表２中の鋼１〜３０は、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。一方、表２中の鋼Ｘ１〜Ｘ７は、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。

また、表３の「水冷」欄における「−」は、「水冷」せず空冷したことを示す。同様に、表３の「焼戻し温度」欄における「−」は、「焼戻し」を実施していないことを示す。なお、表３に記載した焼戻し温度における保持時間は６０分とした。

このようにして得た各鋼板について、引張特性、衝撃特性、表面部のミクロ組織および耐延性き裂発生特性を調査した。

引張試験は、平行部の直径が１２．５ｍｍのＪＩＳ Ｚ ２２０１（１９９８）に記載の１０号引張試験片を採取して室温で行い、降伏強さ（ＹＳ）と引張強さ（ＴＳ）を測定した。なお、上記の引張試験片は、鋼板の幅方向中央部における板厚方向の１／４近辺部から、圧延方向と平行に採取した。

引張特性の目標は、３００ＭＰａ以上のＹＳと４９０ＭＰａ以上のＴＳを有することとした。

衝撃試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２０２（１９９８）に記載の幅１０ｍｍのＶノッチ試験片を採取してシャルピー衝撃試験を行い、脆性破面率を測定して破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を求めた。なお、上記のシャルピー衝撃試験片は、鋼板の幅方向中央部における板厚方向の１／４近辺部から、圧延方向と平行に採取した。

衝撃特性の目標は、ｖＴｒｓが−４０℃以下であることとした。

表面部のミクロ組織については、鋼板の表面部を含むように幅方向中央部から圧延方向と平行に試験片を切り出し、樹脂に埋め込んで鏡面研磨した後、ナイタルで腐食して光学顕微鏡にて観察し、組織（相）を同定してミクロ組織における「ベイナイト」と「フェライト」の各分率を算定した。さらに、４０個の「粒」をランダムに計測して「平均粒径」を求めた。

耐延性き裂発生特性は、各鋼板の表面直下から、前述の図１に示す０．１ｍｍＲの鋭い環状切欠きを設けた丸棒試験片を採取し、室温で単調に引張載荷して調査した。この際、０．０５ｍｍの長さに延性き裂が成長した時点を延性き裂の発生と見なし、さらに、それぞれの応力歪曲線を基に実施したＦＥＭ解析を重ね合わせて、延性き裂発生時の相当塑性歪、つまり、延性き裂発生の限界歪を算出した。

なお、ＦＥＭ解析時のノッチ先端の要素寸法は最小片を３０μｍとすることで統一した。

耐延性き裂発生特性の目標は、上記のようにして算出した延性き裂発生の限界歪が１５０％以上であることとした。

表４および表５に、上記の各試験結果をまとめて示す。

表４及び表５から、本発明で規定する条件を満たす試験番号１、試験番号４〜１０および試験番号１３〜３４の鋼板は、延性き裂発生の限界歪が１５０％以上であり、耐延性き裂発生特性に優れており、しかも、引張特性および衝撃特性も目標を達成していることが明らかである。

これに対して、本発明で規定する条件から外れた試験番号の場合、引張特性、衝撃特性および耐延性き裂発生特性の少なくともいずれかにおいて劣っている。

すなわち、試験番号２および試験番号３の鋼板は、試験番号１の場合と同じ化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼１を用いたものであるが、表面部のミクロ組織におけるフェライト分率がそれぞれ、８０％および７０％と高く、しかも、平均粒径が粗大化してそれぞれ、６．２μｍと６．８μｍであるので延性き裂発生の限界歪が小さく、耐延性き裂発生特性が劣っている。

試験番号１１および試験番号１２の鋼板は、試験番号１０の場合と同じ化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼８を用いたものであるが、表面部のミクロ組織における平均粒径が粗大化してそれぞれ、５．６μｍと６．５μｍであるので、延性き裂発生の限界歪が小さく、耐延性き裂発生特性が劣っている。

試験番号３５の鋼板は、鋼Ｘ１のＣ含有量が本発明の規定を超える０．１３％で、しかも、表面部のミクロ組織における平均粒径が５．６μｍと粗大化しているので、ｖＴｒｓが上昇して衝撃特性が低下しており、さらに、延性き裂発生の限界歪が小さく、耐延性き裂発生特も劣っている。

試験番号３６の鋼板は、鋼Ｘ２のＳｉ含有量が本発明の規定を超える０．５２％であるので、ｖＴｒｓが上昇して衝撃特性が低下し、さらに、延性き裂発生の限界歪が小さく、耐延性き裂発生特も劣っている。

試験番号３７の鋼板は、鋼Ｘ３のＭｎ含有量が本発明の規定を超える２．２０％であるので、ｖＴｒｓが上昇して衝撃特性が低下し、さらに、延性き裂発生の限界歪が小さく、耐延性き裂発生特も劣っている。また、ＴＳは４７１ＭＰａであって目標に達していない。

試験番号３８の鋼板は、鋼Ｘ４のＡｌ含有量が本発明の規定を超える０．０５１％であるので、ｖＴｒｓが上昇して衝撃特性が低下し、さらに、延性き裂発生の限界歪が小さく、耐延性き裂発生特も劣っている。また、ＹＳおよびＴＳはそれぞれ、２７１ＭＰａと４０３Ｍｐａであって、双方ともその目標に達していない。

試験番号３９の鋼板は、鋼Ｘ５のＮ含有量が本発明の規定を超える０．０１０８％であるので、ｖＴｒｓが上昇して衝撃特性が低下し、さらに、延性き裂発生の限界歪が小さく、耐延性き裂発生特も劣っている。

試験番号４０の鋼板は、ｖＴｒｓは低く衝撃特性は良好であるものの、鋼Ｘ６のＰＰの値が本発明の規定を下回る０．０４８％であるので、表面部のミクロ組織において十分なベイナイト分率が得られておらず、さらに、平均粒径も粗大化して５．６μｍであるので、延性き裂発生の限界歪が小さく、耐延性き裂発生特性が劣っている。また、ＹＳおよびＴＳはそれぞれ、２３１ＭＰａと３４４Ｍｐａであって、双方ともその目標に達していない。

試験番号４１の鋼板は、ｖＴｒｓは低く衝撃特性は良好であるものの、鋼Ｘ７のＣ含有量が本発明の規程を超える０．１７％で、ＰＰの値もが本発明の規定を下回っているので、表面部のミクロ組織において十分なベイナイト分率が得られておらず、さらに、平均粒径も粗大化して６．７μｍであるので、延性き裂発生の限界歪が小さく、耐延性き裂発生特性が劣っている。

本発明の耐延性き裂発生特性に優れる高張力鋼材は、工業的な規模での生産が容易であり、表面部からの耐延性き裂発生特性に優れるので、表面部における延性き裂の発生が構造物の終局的な破壊の原因となる鋼構造分野、特に、地震負荷を受ける橋梁や建築などの地上構造物分野に用いることができる。

耐延性き裂発生特性調査のために用いた環状切欠きを設けた丸棒引張試験の形状を示す図で、（ａ）は全体図、（ｂ）は環状切欠き部の詳細図である。 スケールブレーカーのスラブ迎え側でのノズルの傾き角度（θ）について説明する図である。

Claims (8)

1. 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１２％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．４〜２％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．００２〜０．０５０％およびＮ：０．００１５〜０．０１％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、下記（１）式で表されるＰＰの値が０．０８％以上を満足し、鋼材の最表面から１００μｍまでの位置である鋼材表面部のミクロ組織において、フェライトの分率が５〜４０％、ベイナイトの分率が５０％以上、フェライトとベイナイトの分率の和が９１％以上であり、かつ、平均粒径が５μｍ以下であることを特徴とする耐延性き裂発生特性に優れる高張力鋼材。
   ＰＰ＝（Ｓｉ／３０）＋（Ｍｎ／２０）＋（Ｃｕ／２０）＋（Ｎｉ／６０）＋（Ｃｒ／２０）＋（Ｍｏ／１５）＋（Ｖ／１０）＋５Ｂ・・・（１）
   ここで、（１）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
   なお、「粒径」は、組織間の方位差が１５°以上である大傾角粒界を全て「粒界」とし、その「粒界」で囲まれた領域を１つの「粒」とした場合の、２次元的な観察面における「粒」の最も長い径と直交する方向の粒界間距離と定義する。
2. Ｆｅの一部に変えて、質量％で、Ｃｕ：０．８％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｖ：０．１％以下およびＢ：０．００２％以下のうちの１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の耐延性き裂発生特性に優れる高張力鋼材。
3. Ｆｅの一部に変えて、質量％で、Ｃｒ：１％以下を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の耐延性き裂発生特性に優れる高張力鋼材。
4. Ｆｅの一部に変えて、質量％で、Ｍｏ：０．８％以下およびＮｂ：０．１％以下のうちの１種以上を含有することを特徴とする請求項１から３までのいずれかに記載の耐延性き裂発生特性に優れる高張力鋼材。
5. Ｆｅの一部に変えて、質量％で、Ｔｉ：０．１％以下を含有することを特徴とする請求項１から４までのいずれかに記載の耐延性き裂発生特性に優れる高張力鋼材。
6. Ｆｅの一部に変えて、質量％で、Ｃａ：０．００４％以下を含有することを特徴とする請求項１から５までのいずれかに記載の耐延性き裂発生特性に優れる高張力鋼材。
7. Ｆｅの一部に変えて、質量％で、Ｍｇ：０．００６％以下を含有することを特徴とする請求項１から６までのいずれかに記載の耐延性き裂発生特性に優れる高張力鋼材。
8. Ｆｅの一部に変えて、質量％で、希土類元素：０．００４％以下を含有することを特徴とする請求項１から７までのいずれかに記載の耐延性き裂発生特性に優れる高張力鋼材。
   

Images