JP2018131638A - 高張力鋼材 - Google Patents

Abstract

【課題】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、かつ良好な母材およびHAZ靱性を有する高張力鋼材を提供する。【解決手段】C:0.01〜0.12%,Si:0.05〜0.50%,Mn:0.4〜2.5%,P:0.05%以下,S:0.001〜0.010%,Al:0.003%以下,Ti:0.005〜0.03%,N:0.0015〜0.010%およびO:0.0005〜0.0050%を含有し、残部はFeおよび不純物からなり、PPの値が0.080%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10〜50%、ベイナイトの分率が40%以上で、かつ、平均粒径が9μm以下であり、鋼中に、Ti酸化物の周囲にMnSが存在する複合介在物を含み、複合介在物の断面におけるMnSの面積率が10%以上90%未満であり、複合介在物の周長に占めるMnSの割合が10%以上であり、粒径0.5〜5.0μmの複合介在物の個数密度が10〜100個/mm2である、高張力鋼材である。【選択図】なし

Description

本発明は、高張力鋼材に関し、具体的には、耐延性き裂発生特性に優れ、かつ良好な母材およびＨＡＺ靱性を有する高張力鋼材に関する。

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れば、鋼構造物にも大きな被害がもたらされることは良く知られている。しかし、多数の破壊現場での観察により、鋼構造物への被害は溶接の不具合など人為的な原因もなかったとは言い切れない。

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、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ことも重要である。なお、土木・建築分野で適用される材料は、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）に規定される「建築構造用圧延鋼材」が、主に用いられる。

しかし、これら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。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非特許文献１には、Ｐ７５橋脚は、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て進展し、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、その破壊の前段階として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ことが挙げられる。なお、延性き裂は、鋼板など鋼材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。

延性破壊特性に着目した技術は、例えば、特許文献１〜７に開示されている。

特許文献１には、ミクロ組織が実質的にフェライト組織、パーライト組織およびベイナイト組織より構成される、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。この鋼板の両表面部およ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、かつこの部分のベイナイト分率が５〜２５％以下である層により構成され、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、この部分のベイナイト分率が１０％以下である層により構成されている。

特許文献２には、ミクロ組織が実質的にフェライト組織およびパーライト組織より構成される、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。この鋼板の両表面部およ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％以上有する層により構成され、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により構成されている。

特許文献３には、公称応力−公称歪み曲線における降伏後の降伏棚が１％以上で、か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には、フェライトと第二相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には、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、Ａｒ_３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（１／４）ｔ位置より芯部側の内部領域の温度をＡｒ_３変態点以上に維持しつつ、表層領域を２〜１５℃／秒の冷却速度で４５０〜６５０℃の温度域となるまで冷却し、次いで、圧延を再開し、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い、Ａｒ_３変態点以上で圧延を完了するとともに、加工発熱および内部顕熱によって表層領域をＡｒ_３変態点以下まで複熱させ、その後平均冷却速度１〜１０℃／秒で冷却を行う、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、Ｃ：０．０４〜０．１６％（本明細書では特に断りがない限り化学組成に関する「％」は「質量％」を意味する）、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下を含有し、必要に応じて、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からなるとともにＣｅｑ≦０．４０である鋼を、９５０〜１２００℃に加熱後、Ａｒ_３点以上で累積圧下率５０％以上の圧延を行い、その後直ちにＡｒ_３点以上から１０℃／秒以上の冷却速度で加速冷却を開始し、（Ａｒ_３−３０℃）〜（Ａｒ_３−１００℃）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）秒間から（０．５×ｔ／Ｐｃｍ）秒間保持した後、再び５００℃以上まで１０℃／秒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。

さらに、特許文献７には、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、ＰＰの値（＝（Ｓｉ／３０）＋（Ｍｎ／２０）＋（Ｃｕ／２０）＋（Ｎｉ／６０）＋（Ｃｒ／２０）＋（Ｍｏ／１５）＋（Ｖ／１０）＋５Ｂ）が０．０８％以上を満足し、鋼材表面部のミクロ組織において、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、耐延性き裂発生特性に優れる高張力鋼材が開示されている。

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 特開２００８−２０２１１９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）２４３頁

前述の特許文献１，２および５により開示された発明における「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する。しかし、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する。このため、上記の特許文献１，２および５により開示された発明は、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。

特許文献３により開示された発明は、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する。しかし、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る。このため、特許文献３により開示された発明も、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。

特許文献４により開示された発明は、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。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を測定する。しかし、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る。このため、特許文献４により開示された発明も、特許文献１〜３，５により開示された発明と同様に、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。

特許文献６により開示された発明は、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。このため、特許文献６により開示された発明は、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適用可能である。

しかし、板厚内で均質かつ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は、
（ａ）Ａｒ_３点以上から（Ａｒ_３−３０℃）〜（Ａｒ_３−１００℃）を１０℃／秒以上の冷却速度で加速冷却することにより、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、
（ｂ）（Ａｒ_３−３０℃）〜（Ａｒ_３−１００℃）において一旦冷却を停止して（０．２×ｔ／Ｐｃｍ）秒間から（０．５×ｔ／Ｐｃｍ）秒間保持することにより、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、
（ｃ）再び５００℃以上まで１０℃／秒以上で加速冷却することにより、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により開示された技術は、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。

一方、特許文献７により開示された発明は、工業的な規模での生産が可能であり、鋼構造分野において好適な高張力鋼材を提供するものである。しかし、靭性に関しては母材のシャルピー衝撃試験の結果が示されるにとどまり、溶接したときの溶接熱影響部（本明細書では「ＨＡＺ」という）においても良好な靭性を得られるかは不明である。

本発明は、従来の技術が有するこの課題に鑑みてなされたものであり、工業的な規模での生産が容易であり、耐延性き裂発生特性に優れ、かつ良好な母材およびＨＡＺ靱性を有する高張力鋼材を提供することを目的とし、詳しくは、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用いられるのに好適な、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、かつ良好な母材およびＨＡＺ靱性を有する高張力鋼材を提供することを目的とする。

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延性き裂に関する研究が主体であった。

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）、１８７８頁）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易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の発生は、内部からの延性き裂の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、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の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、上述の課題の解決のためには、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、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た。図１は、耐延性き裂発生特性の調査のために用いた環状切欠きを設けた丸棒引張試験片の形状を示す説明図であり、図１（ａ）は丸棒引張試験片の全体を示し、図１（ｂ）は環状切欠き部を示す。

この丸棒引張試験に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解析を行い、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。その結果、以下に列記の知見（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）硬質相と軟質相からなる複合組織鋼材の場合には、その粒径が小さいほう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）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が大きいほう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、以下に列記の知見（Ｇ）〜（Ｉ）が得られた。

（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ると、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。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、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、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０．０８０以上あれば、鋼材表面部において、ベイナイトの分率が４０％以上であるミクロ組織を確実に得ることができる。
一方、本発明者らは、低温度域での鋼材の使用も考慮して種々の検討を行った。

知見（Ｃ）で述べたように、耐延性き裂発生特性は鋼中の硬質介在物の量が少ないほど良好となる。このため、鋼中に介在物を積極的に導入することは好ましくない。しかし、耐延性き裂発生特性は鋼材表面部のミクロ組織に大きく依存することから、鋼中の介在物は延性き裂発生特性に大きくは影響しないと考え、介在物に着目して検討を行った。

ＨＡＺ靱性を確保する手段としては、結晶粒を微細化させることにより、破壊単位を減少させることが有効である。結晶粒を微細化させる手法として、従来、
（ｉ）旧オーステナイト粒界成長をＴｉＮなどで抑制するピン留め効果を活用する手法、および
（ｉｉ）旧オーステナイト粒内に存在する介在物を起点に微細な粒内フェライトを成長させ、結晶粒微細化を図る手法
が提案されている。本発明者らは、（ｉｉ）の手法に着目した。

溶接時に旧オーステナイト粒内にて粒内フェライトを効果的に成長させるためには、粒内フェライトの生成核となる介在物の制御が必須である。特に、板厚が厚い厚鋼板では、表面および内部での冷却速度の差異により、板厚方向での介在物の組成および個数の制御が困難であるため、粒内フェライトの生成核となる介在物を制御する必要がある。そこで、粒内フェライトの成長のメカニズムを検討した結果、下記（Ｉ）〜（ＩＩＩ）が判明した。

（Ｉ）製鋼段階でＴｉ系酸化物の周辺にＭｎＳが析出することによりＴｉ系酸化物とＭｎＳとを含有する複合介在物が生成させれば、ＭｎＳと母材のマトリクス界面にＭｎが欠乏した領域が形成される。このＭｎ欠乏領域（以下、「初期Ｍｎ欠乏領域」という。）では、フェライト成長開始温度が大きく上昇する。そのため、母材を溶接した場合、その冷却過程において、このＭｎ欠乏領域から粒内フェライトが優先的に成長する。

（ＩＩ）母材の溶接を行うと、Ｔｉ系酸化物近傍に存在する母材のマトリクス中のＭｎが拡散してＴｉ系酸化物の内部に存在する原子空孔に吸収される。この結果、溶接により熱履歴を受けた母材のＨＡＺとＴｉ系酸化物の界面にＭｎが欠乏した領域が形成される。このＭｎ欠乏領域（以下、「溶接Ｍｎ欠乏領域」という。）も粒内フェライトの優先成長の起点となる。

（ＩＩＩ）上記（Ｉ）及び（ＩＩ）の両作用によりＨＡＺのフェライト量を確保できるため、必要なＨＡＺの低温靭性を得ることができる。

本発明者らは、以上のメカニズムに基づき、介在物に複合するＭｎＳ量および個数密度を制御することにより、効果的に粒内フェライトを析出させることができることを知見した。さらに、本発明者らは、上記結晶粒微細化効果を得るためには、鋼中の介在物が以下に列記の要件［１］〜［３］を満たす必要があることを知見した。

［１］鋼中にＴｉ酸化物の周囲にＭｎＳを有する複合介在物であり、複合介在物の断面におけるＭｎＳの面積率が１０％以上９０％未満
［２］複合介在物の周長に占めるＭｎＳの割合が１０％以上
［３］粒径０．５〜５．０μｍの複合介在物の個数密度が１０〜１００個／ｍｍ^２
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、以下に列記の通りである。

（１）Ｃ：０．０１〜０．１２％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．４〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００１〜０．０１０％、Ａｌ：０．００３％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｎ：０．００１５〜０．０１０％およびＯ：０．０００５〜０．００５０％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、下記（１）式により表されるＰＰの値が０．０８０％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１０〜５０％、ベイナイトの分率が４０％以上で、かつ、平均粒径が９μｍ以下であり、
鋼中に、Ｔｉ酸化物の周囲にＭｎＳが存在する複合介在物を含み、
前記複合介在物の断面における前記ＭｎＳの面積率が１０％以上９０％未満であり、
前記複合介在物の周長に占める前記ＭｎＳの割合が１０％以上であり、
粒径０．５〜５．０μｍの前記複合介在物の個数密度が１０〜１００個／ｍｍ^２である
ことを特徴とする、耐延性き裂発生特性に優れ、かつ良好な母材およびＨＡＺ靱性を有する高張力鋼材。
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であり、「平均粒径」は、２０個以上の粒の粒径をランダムに計測した場合の算術平均値である。

（２）Ｆｅの一部に代えて、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１項に記載された高張力鋼材。

（３）Ｆｅの一部に代えて、Ｃｒ：１％以下を含有する１項または２項に記載された高張力鋼材。

（４）Ｆｅの一部に代えて、Ｍｏ：０．８％以下およびＮｂ：０．１％以下のうちの１種または２種を含有する１項から３項までのいずれか１項に記載された高張力鋼材。

（５）Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ：０．００４％以下を含有する１項から４項までのいずれか１項に記載された高張力鋼材。

（６）Ｆｅの一部に代えて、Ｍｇ：０．００６％以下を含有する１項から５項までのいずれか１項に記載された高張力鋼材。

（７）Ｆｅの一部に代えて、希土類元素：０．００４％以下を含有する１項から６項までのいずれか１項に記載された高張力鋼材。

本発明における「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、もしくはいわゆる「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。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」に含まれる。

上記「MA constituent」とは、炭素が濃縮した残留オーステナイトも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。

希土類元素（以下、「ＲＥＭ」という。）は、Ｓｃ、Ｙおよ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意味する。

本発明に係る高張力鋼材は、工業的な規模での生産が容易であり、耐延性き裂発生特性に優れ、かつ良好な母材およびＨＡＺ靱性を有する。詳しくは、本発明に係る高張力鋼材は、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用いられるのに好適な、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、かつ良好な母材およびＨＡＺ靱性を有する。

図１は、耐延性き裂発生特性の調査のために用いた環状切欠きを設けた丸棒引張試験片の形状を示す説明図であり、図１（ａ）は丸棒引張試験片の全体を示し、図１（ｂ）は環状切欠き部を示す。

以下、本発明を説明する。
１．化学組成
はじめに必須元素を説明する。

（１−１）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、Ｃ含有量が０．０１％未満では母材に必要な強度を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ＨＡＺの靱性も低下する。一方、Ｃ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含有量は、０．０１〜０．１２％である。Ｃ含有量の下限は好ましくは０．０３％であり、Ｃ含有量の上限は好ましくは０．１０％である。

（１−２）Ｓｉ：０．０５〜０．５０％
Ｓｉは、脱酸剤として有効な元素であり、０．０５％以上含有する。しかし、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。このため、Ｓｉ含有量は、０．０５〜０．５０％であるが、溶接部の靱性向上の観点からはできるだけ少ないほうが好ましく、好ましくは０．０５〜０．４０％である。

（１−３）Ｍｎ：０．４〜２．５％
Ｍｎは、鋼材の強度を高めるのに有効な元素であるとともに、ＨＡＺにおいて粒界における粗大なフェライトの成長を抑制する。この効果を得るために、Ｍｎ含有量は０．４％以上である。しかし、Ｍｎ含有量が２．５％を超えると、焼入れ性を過剰に増加させ溶接性およびＨＡＺ靱性を劣化させる。さらに、Ｍｎは中心偏析を助長する元素として知られているので、中心偏析抑制の観点からは、Ｍｎ含有量は２．５％を超えるべきではない。このため、Ｍｎの含有量は０．４〜２．５％である。Ｍｎ含有量の下限は、好ましくは１．０％であり、より好ましくは１．２％である。また、Ｍｎ含有量の上限は、好ましくは２．２％であり、より好ましくは２．０％である。

（１−４）Ｐ：０．０５％以下
Ｐは、不純物として鋼中に不可避的に存在し、Ｐ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含有量は、０．０５％以下であり、好ましくは０．０３５％以下である。

（１−５）Ｓ：０．００１〜０．０１０％
Ｓは、ＭｎＳを複合析出させるために有効な元素である。そのため、Ｓ含有量は０．００１％以上である。一方、Ｓ含有量が０．０１０％を超えると、溶接割れ起点となるＭｎＳ単体の析出物を生成する。よって、Ｓ含有量は、０．００１〜０．０１０％であるが、ＨＡＺの低温靱性を確保する観点から、Ｓ含有量の下限は好ましくは０．００２％であり、Ｓ含有量の上限は好ましくは０．００５％である。

（１−６）Ａｌ：０．００３％以下
Ａｌは、不純物元素であり、Ａｌ含有量が増加することによりＴｉ系酸化物の生成が抑制される。そのため、Ａｌ含有量は０．００３％以下である。

（１−７）Ｔｉ：０．００５〜０．０３％
Ｔｉは、窒化物を生成して結晶粒の粗大化を抑制するとともに、粒内変態核となる介在物の生成に必要である。しかし、Ｔｉ含有量が０．００５％未満では、この作用が奏されず、またＴｉ含有量が０．０３％を超えると、母材靱性および溶接部靱性に悪影響を及ぼす。よって、Ｔｉ含有量は０．００５〜０．０３％である。Ｔｉ含有量の下限は好ましくは０．０１０％である。Ｔｉ含有量の上限は、好ましくは０．０２５％であり、より好ましくは０．０２０％である。

（１−８）Ｎ：０．００１５〜０．０１０％
ＮはＡｌＮやＴｉＮの形成を通じてＨＡＺ組織を微細化するので、Ｎ含有量は０．００１５％以上である。しかし、Ｎ含有量が０．０１０％を超えると、析出物の生成を通して耐延性き裂発生特性が低下する。したがって、Ｎ含有量は、０．００１５〜０．０１０％である。Ｎ含有量の下限は好ましくは０．００２０％であり、Ｎ含有量の上限は好ましくは０．００６０％である。

（１−９）Ｏ：０．０００５〜０．００５０％
Ｏ(酸素)は、フェライト生成核となる酸化物の生成に有効である。一方、Ｏは多量に含有すると清浄度の劣化が著しくなるため、母材、溶接金属部およびＨＡＺともに実用的な靱性確保が困難になる。したがって、Ｏ含有量は０．０００５〜０．００５０％である。Ｏ含有量の下限は好ましくは０．０００８％であり、Ｏ含有量の上限は好ましくは０．００３５％である。

（１−１０）ＰＰの値：０．０８０以上
上記（１）式により表される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０．０８０以上であれば、鋼材表面部において、ベイナイトの分率が４０％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、（１）式で表されるＰＰの値は０．０８０％以上である。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ために、好ましくは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」を含み、上記の組織が焼戻しされた組織も含み、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した組織も含むことは上述したとおりである。

上記の理由から、本発明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、Ｔｉ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０．０８０以上を満足する。

不純物としては、鉱石やスクラップ等の原材料に含まれるもの、製造工程において含まれるもの、が例示される。

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、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：Ｃａ：０．００４％以下
第５群：Ｍｇ：０．００６％以下
第６群：ＲＥＭ：０．００４％以下
の各グループの元素、すなわち、第１〜６群のグループの元素の１種以上を任意元素として選択的に含有してもよい。以下、これらの任意元素を説明する。

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ので、含有させてもよい。以下、第１群の各元素を説明する。

（１−１１）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含有量は好ましくは０．０５％以上である。しかし、Ｃｕ含有量が０．８％を超えると、Ａｃ_３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、Ｃｕ含有量は０．８％以下である。Ｃｕ含有量の下限はより好ましくは０．１０％であり、Ｃｕ含有量の上限は好ましくは０．４０％である。

（１−１２）Ｎｉ：１％以下
Ｎｉは、母材の強度向上に有効な元素であり、この効果を確実に得るには、Ｎｉ含有量は好ましくは０．０５％以上である。しかし、Ｎｉは高価な元素であり、１％を超えて多量に含有すると経済性を大きく損なう。したがって、Ｎｉ含有量は、１％以下である。Ｎｉ含有量の下限はより好ましくは０．２０％であり、Ｎｉ含有量の上限は好ましくは０．５０％である。

（１−１３）Ｖ：０．１％以下
Ｖは、主に焼戻し時の炭窒化物の析出により母材の強度を向上させる。この効果を確実に得るには、Ｖ含有量は好ましくは０．００５％以上である。しかし、Ｖ含有量が０．１％を超えても、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、Ｖ含有量は０．１％以下である。Ｖ含有量の下限はより好ましくは０．０２０％であり、Ｖ含有量の上限は好ましくは０．０７０％である。

（１−１４）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り、この効果を確実に得るために、Ｂ含有量は好ましくは０．０００１％以上である。しかし、Ｂ含有量が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、Ｂ含有量は、０．００２％以下である。Ｂ含有量の下限はより好ましくは０．０００５％であり、Ｂ含有量の上限は好ましくは０．００１５％である。

なお、Ｃｕ、Ｎｉ、ＶおよびＢは、そのうちのいずれか１種を単独で、もしくは２種以上を複合して、含有することができる。

次に、第２群のＣｒを説明する。

（１−１５）Ｃｒ：１％以下
Ｃｒは、耐炭酸ガス腐食性を高め、また、焼入れ性を高める。これらの効果を確実に得るために、Ｃｒ含有量は好ましくは０．０５％以上である。しかし、Ｃｒ含有量が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の向上効果も飽和する。したがって、Ｃｒ含有量は１％以下である。Ｃｒ含有量の下限はより好ましくは０．１０％であり、Ｃｒ含有量の上限は好ましくは０．６０％である。

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、含有してもよい。以下、第３群の各元素を説明する。

（１−１６）Ｍｏ：０．８％以下
Ｍｏは、母材の強度と靱性を向上させる。この効果を確実に得るには、Ｍｏ含有量は好ましくは０．０５％以上である。しかし、Ｍｏ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、Ｍｏ含有量は０．８％以下である。Ｍｏ含有量の上限は好ましくは０．５０％である。

（１−１７）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。これらの効果を確実に得るには、Ｎｂ含有量は好ましくは０．００３％以上である。しかし、Ｎｂ含有量が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、Ｎｂ含有量は０．１％以下である。Ｎｂ含有量の下限はより好ましくは０．００５％であり、Ｎｂ含有量の上限は好ましくは０．０４０％である。

なお、ＭｏおよびＮｂは、そのうちのいずれか１種を単独で、または２種を複合して、含有することができる。

次に、第４群の元素であるＣａを説明する。

（１−１８）Ｃａ：０．００４％以下
Ｃａは、溶接割れや水素誘起割れを抑制する。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などと異なり、圧延加工で圧延方向へ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含有量は好ましくは０．０００５％以上である。しかし、Ｃａ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、Ｃａ含有量は０．００４％以下である。Ｃａ含有量の上限は好ましくは０．００２０％である。

次に、第５群の元素であるＭｇを説明する。

（１−１９）Ｍｇ：０．００６％以下
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。この効果を確実に得るには、Ｍｇ含有量は好ましくは０．０００１％以上である。しかし、Ｍｇ含有量が０．００６％を超えると、酸化物が多くなり過ぎて延性の低下をきたす。したがって、Ｍｇ含有量は０．００６％以下である。Ｍｇ含有量の下限は好ましくは０．０００３％であり、Ｍｇ含有量の上限は好ましくは０．００３０％である。

次に、第６群の元素であるＲＥＭを説明する。

（１−２０）ＲＥＭ：０．００４％以下
ＲＥＭは、ＨＡＺの組織を微細化するとともにＳを固定する。この効果を確実に得るには、ＲＥＭ含有量は好ましくは０．０００３％以上である。なお、ＲＥＭは介在物となって清浄度を低下させるが、ＲＥＭを含有することによって形成される介在物は、靱性低下への影響が比較的小さいので、０．００４％以下の含有量のＲＥＭを含有する場合の介在物による母材の靱性低下は許容される。したがって、ＲＥＭ含有量は、０．００４％以下である。ＲＥ含有量の下限はより好ましくは０．０００５％であり、ＲＥＭ含有量の上限は好ましくは０．００２０％である。

上述したように、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭ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意味する。

２．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、その鋼材の最表面から１００μｍまでの位置である鋼材表面部のミクロ組織を、フェライトの分率が１０〜５０％、ベイナイトの分率が４０％以上で、かつ、平均粒径が９μｍ以下であるものとする。

鋼材表面部のミクロ組織において、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一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る。

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み、上記の組織が焼戻しされた組織も含み、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組織も含むことは、上述のとおりである。

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、上述したとおりである。

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１０〜５０％、ベイナイトの分率が４０％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、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９０％である。

また、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場合があることから、１μｍであることが好ましい。

３．介在物
ＨＡＺの組織微細化に寄与する介在物を説明する。

（３−１）複合介在物の断面におけるＭｎＳの面積率：１０％以上９０％未満
本発明では、任意の切断面に現出した複合介在物を分析し、その複合介在物の断面積におけるＭｎＳの面積率を測定することにより、複合介在物中のＭｎＳ量を規定する。

複合介在物の断面におけるＭｎＳの面積率が１０％未満であると、複合介在物中のＭｎＳ量が少なく、ＭｎＳとマトリクスとの界面に初期Ｍｎ欠乏層が十分に形成されない。
その結果、溶接した際に粒内フェライトの生成が困難になる。一方、複合介在物の断面におけるＭｎＳの割合が９０％以上であると、複合介在物がＭｎＳ主体となる。この場合、Ｔｉ系酸化物中の原子空孔に吸収されるＭｎは少なく、溶接Ｍｎ欠乏層が形成されず、粒内フェライトの生成が困難になる。このため、複合介在物の断面におけるＭｎＳの面積率は１０％以上９０％未満である。

（３−２）複合介在物の周長に占めるＭｎＳの割合：１０％以上
複合介在物中のＭｎＳはＴｉ系酸化物の周囲に形成される。複合介在物の周長に占めるＭｎＳの割合が１０％未満であれば、ＭｎＳとマトリクスとの界面に形成される初期Ｍｎ欠乏領域が小さく、溶接しても粒内フェライトの形成量が十分でないので、良好な低温ＨＡＺ靭性を得ることができない。したがって、複合介在物のマトリクスとの周長に占めるＭｎＳの割合は１０％以上である。ＭｎＳの割合が大きいほど初期Ｍｎ欠乏層は大きくなり粒内フェライトが生成し易くなるため、ＭｎＳの割合の上限は定めないが、通常８０％以下となる。

（３−３）複合介在物の個数密度（粒径０．５〜５．０μｍの複合介在物の個数密度）：１０〜１００個／ｍｍ^２
複合介在物の個数密度とは、規定する粒径を有する複合介在物の単位面積当たりの個数のことをいう。複合介在物の粒径が０．５μｍ未満では、複合介在物の周囲から吸収できるＭｎ量が少なく、その結果、粒内フェライトの生成量が低下する。一方、複合介在物の粒径が５．０μｍより大きいと、複合介在物が破壊の起点になる。このため、本発明においては対象とする複合介在物の粒径を０．５〜５．０μｍとした。

そして、このような粒径を有する複合介在物の個数密度はＭｎ吸収量に関わる。安定した粒内フェライトを生成させるためには、各複合介在物が旧オーステナイト内に少なくとも１つ程度含まれる必要がある。そのため、複合介在物の個数密度は、１０個／ｍｍ^２以上とする。一方、複合介在物が過剰に多い場合は、破壊起点となり易い。そのため、複合介在物の個数密度は、１００個／ｍｍ^２以下とする。

４．製造方法
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、上述した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（４−０）〜（４−４）あるいは（４−０）〜（４−５）の工程を順に経ることにより、製造することができる。

（４−０）スラブの作製
上述した化学組成を有するスラブを製造する。スラブの製造では鋼中介在物の制御のため、ＲＨ真空脱ガス処理前にＡｒガスを上部より溶鋼内に吹き込み、溶鋼の表面のスラグと溶鋼とを反応させることにより、スラグ内のトータルＦｅ量を調整し、溶鋼内の酸素ポテンシャルＯｘｐを１０〜３０ｐｐｍの範囲に制御することが好ましい。

ここで、Ａｒガスの流量を１００〜２００Ｌ／秒の間で、Ａｒガスの吹き込み時間を５〜１５秒間の間で調節することが好ましい。その後、ＲＨ真空脱ガス処理槽で各元素を添加して成分調整を行い、連続鋳造によりスラブを鋳造する。

（４−１）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により顕著な微細化効果を得られるが、スラブの加熱温度が低過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、１１６０℃を超える高温での加熱では、組織の微細化が進行しない。したがって、スラブの加熱温度は９００〜１１６０℃であることが好ましい。

（４−２）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。

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、水冷によりスラブの表面の極一部の部位をフェライト変態させる。なお、スラブの表面が水冷中止状態になると、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、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、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／ｃｍ^２以上）の水圧で行えばよい。

なお、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。

（４−３）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ほうがよく、９００℃以下とすることが好ましい。しかし、圧延の仕上温度が低過ぎると、十分なベイナイト分率を確保できないので、圧延の仕上温度は７５０℃以上とすることが好ましい。

（４−４）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５℃／秒以上の冷却速度で冷却することが好ましい。

（４−５）焼戻し
上述した（４−４）項の冷却の後は、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。

実施例を参照しながら本発明をより具体的に説明する。

表１に示す化学組成を有する３００ｍｍ厚のスラブを連続鋳造法にて作製した。表１中の鋼１〜２３は、化学組成が本発明で規定する範囲内にある本発明例の鋼である。一方、表１中の鋼ｘ１〜ｘ９は、化学組成が本発明で規定する範囲から外れた比較例の鋼である。

ここで、一部の比較例（試験番号Ｎｏ．２８，２９）を除き、ＲＨ真空脱ガス処理前のＡｒガスの吹き込みの際には、溶鋼内の酸素ポテンシャルＯｘｐを１０〜３０ｐｐｍの範囲に制御し、Ａｒガスの流量を１００〜２００Ｌ／ｍｉｎの間で調節し、Ａｒガスの吹き込み時間を５〜１５分間の間で調節した。

また、板厚中心位置の介在物制御の観点より、連続鋳造過程においては、溶鋼の温度を過度に高くせず、溶鋼組成から決まる凝固温度に対し、その差が５０℃以内になるように管理し、さらに凝固直前の電磁攪拌、および凝固時の圧下を行った。

続いて、表２に示す条件で厚板圧延を行い、各種板厚の厚鋼板を製造した。

また、表２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２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２に記載した焼戻し温度における保持時間は６０分間とした。

このようにして得た各鋼板について、引張特性、衝撃特性（シャルピー衝撃試験、ＣＴＯＤ試験）、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＞
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。

＜シャルピー衝撃試験＞
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母材の破面遷移温度（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。遷移温度の目標は、ｖＴｒｓが−４０℃以下であることとした。

また、大入熱溶接に対するＨＡＺ部の特性を確認するために、供試材をスキンプレートとする入熱量１００ｋＪ／ｍｍのエレクトロスラグアーク(ＥＳＷ)溶接により溶接継手を作成した。作製した継手について、ＪＩＳ Ｚ ２２０２（１９９８）に記載の幅１０ｍｍのＶノッチ試験片を、ノッチがスキンプレート板厚方向となるよう加工し、−１０℃での試験を行った。吸収エネルギーの目標は４７Ｊ以上であることとした。

＜ＣＴＯＤ試験＞
母材のＣＴＯＤ試験は、ＢＳ７４４８規格に準拠し、全厚の３点曲げ試験片を圧延方向に直角の方向から採取し、０℃で行った。

＜組織観察＞
ミクロ組織観察は、圧延方向と板厚方向を含む面を鏡面研磨し、ナイタールで腐食して試料を作製し、光学顕微鏡を用いて板厚方向中央部を倍率５００倍で５視野観察した。得られた組織については、画像処理により組織を解析した。

＜介在物観察＞
複合介在物の断面におけるＭｎＳ面積率およびＭｎＳ割合の算出は、供試材の板厚１／４ｔ部より採取した複合介在物分析用の試験片を用いた。複合介在物は、電子プローブマイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）を用い、複合介在物を面分析したマッピング画像から、ＭｎＳ面積率および複合介在物の周長に占めるＭｎＳの割合を測定した。ＭｎＳ面積率および複合介在物の周長に占めるＭｎＳの割合は、各供試材につき２０個ずつＥＰＭＡによる分析を行い、平均値を算出することにより求めた。

さらに、複合介在物の個数密度は、ＳＥＭ−ＥＤＸを組み合わせた自動介在物分析装置から得た複合介在物の形状測定データから、粒径が０．５〜５．０μｍの範囲である複合介在物の個数を算出することにより、個数密度を算出した。

＜延性き裂発生試験＞
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１００％以上であることとした。

表３に、上記の各試験結果をまとめて示す。

表３に示すように、本発明で規定する条件を満たす試験番号１、試験番号４〜９および試験番号１２〜２７の鋼板は、延性き裂発生の限界歪が１００％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、衝撃特性およびＣＴＯＤ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２，３，１０，１１、ｘ１〜ｘ９の鋼板は、以下に説明するように、引張特性、衝撃特性、ＣＴＯＤ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の鋼板は、試験番号１の鋼板と同様に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６７％と高く、しかも、平均粒径が１２．２μｍと本発明で規定する範囲の上限を超えているため、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３の鋼板も、試験番号１の鋼板と同様に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、平均粒径が１１．２μｍと本発明で規定する範囲の上限を超えているため、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。加えて、遷移温度が高く、ＣＴＯＤ値が小さい。

試験番号１０,１１の鋼板は、試験番号９の鋼板と同様に化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼７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それぞれ、１０．９,１１．４μｍと本発明で規定する範囲の上限を超えているため、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２８の鋼板は、試験番号２７の鋼板と同様に化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼２３を用いたものであるが、製鋼条件が適切でなかったために、複合介在物の断面ＭｎＳ面積率が８％と小さいとともに界面ＭｎＳ割合が７％と小さく、継手の限界ＣＴＯＤ値が小さい。

試験番号２９の鋼板も、試験番号２７の鋼板と同様に化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼２３を用いたものであるが、製鋼条件が適切でなかったために、複合介在物の個数密度が８個／ｍｍ^２と少なく、継手の吸収エネルギーが小さい。

試験番号３０の鋼板は、鋼ｘ１のＣ含有量が本発明で規定する範囲の上限を超える０．１３％であり、しかも、表面部のミクロ組織における平均粒径が１１．８μｍと粗大化しているため、遷移温度が高く、継手の吸収エネルギーが小さく、ＣＴＯＤ値も小さい。さらに、延性き裂発生の限界歪が小さく、耐延性き裂発生特性も劣っている。

試験番号３１の鋼板は、鋼ｘ２のＳｉ含有量が本発明で規定する範囲の上限を超える０．５２％であるので、遷移温度が高く、継手の吸収エネルギーが小さく、ＣＴＯＤ値も小さい。さらに、延性き裂発生の限界歪が小さく、耐延性き裂発生特性も劣っている。

試験番号３２の鋼板は、鋼ｘ３のＭｎ含有量が本発明で規定する範囲の上限を超える２．６４％であるので、遷移温度が高く、継手の吸収エネルギーが小さく、ＣＴＯＤ値も小さい。さらに、延性き裂発生の限界歪が小さく、耐延性き裂発生特性も劣っている。

試験番号３３の鋼板は、鋼ｘ４のＴｉ含有量が本発明で規定する範囲の上限を超える０．０３５％であるので、複合介在物の個数密度が１０３個／ｍｍ^２と多く、継手の吸収エネルギーが小さい。

試験番号３４の鋼板は、鋼ｘ５のＡｌ含有量が本発明で規定する範囲の上限を超える０．００４％であるので、複合介在物の個数密度が７個／ｍｍ^２と少なく、継手の吸収エネルギーが小さい。

試験番号３５の鋼板は、鋼ｘ６のＮ含有量が本発明で規定する範囲の上限を超える０．０１１０％であるので、遷移温度が高く、継手の吸収エネルギーが小さく、ＣＴＯＤ値も小さい。

試験番号３６の鋼板は、鋼ｘ７のＯ含有量が本発明で規定する範囲の上限を超える０．００５４％であるので、複合介在物の個数密度が１０４個／ｍｍ^２と多く、遷移温度が高く、継手の吸収エネルギーが小さく、ＣＴＯＤ値も小さい。さらに、延性き裂発生の限界歪が小さく、耐延性き裂発生特性も劣っている。

試験番号３７の鋼板は、鋼ｘ８のＰＰの値が本発明で規定する範囲の下限を下回る０．０５７％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いるので、十分な引張特性を得ることができなかった。さらに、延性き裂発生の限界歪が小さく、耐延性き裂発生特性が劣っている。

さらに、試験番号３８の鋼板は、鋼ｘ９のＰＰの値が本発明で規定する範囲の下限を下回る０．０７８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６．２μｍ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、および母材およびＨＡＺ靱性特性に優れるので、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。

Claims (7)

1. 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１２％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．４〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００１〜０．０１０％、Ａｌ：０．００３％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｎ：０．００１５〜０．０１０％およびＯ：０．０００５〜０．００５０％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、下記（１）式により表されるＰＰの値が０．０８０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１０〜５０％、ベイナイトの分率が４０％以上で、かつ、平均粒径が９μｍ以下であり、
   鋼中に、Ｔｉ酸化物の周囲にＭｎＳが存在する複合介在物を含み、
   前記複合介在物の断面における前記ＭｎＳの面積率が１０％以上９０％未満であり、
   前記複合介在物の周長に占める前記ＭｎＳの割合が１０％以上であり、
   粒径０．５〜５．０μｍの前記複合介在物の個数密度が１０〜１００個／ｍｍ^２であること
   を特徴とする高張力鋼材。
   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であり、「平均粒径」は、２０個以上の粒の粒径をランダムに計測した場合の算術平均値である。
2. Ｆｅの一部に代えて、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種以上を含有する請求項１に記載された高張力鋼材。
3. Ｆｅの一部に代えて、Ｃｒ：１質量％以下を含有する請求項１または請求項２に記載された高張力鋼材。
4. Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｍｏ：０．８％以下およびＮｂ：０．１％以下のうちの１種または２種を含有する請求項１から請求項３までのいずれか１項に記載された高張力鋼材。
5. Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ：０．００４質量％以下を含有する請求項１から請求項４までのいずれか１項に記載された高張力鋼材。
6. Ｆｅの一部に代えて、Ｍｇ：０．００６質量％以下を含有する請求項１から請求項５までのいずれか１項に記載された高張力鋼材。
7. Ｆｅの一部に代えて、希土類元素：０．００４質量％以下を含有する請求項１から請求項６までのいずれか１項に記載された高張力鋼材。