JP4858221B2 - High-tensile steel with excellent ductile crack initiation characteristics - Google Patents

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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。   The present invention relates to a high-strength steel material having excellent ductile crack generation characteristics, and more specifically, from a surface portion suitable for use in the field of steel structures where the occurrence of ductile cracks causes ultimate failure of the structure. High tensile steel with excellent ductile crack initiation characteristics, especially high tensile steel with excellent ductile crack initiation characteristics from the surface suitable for use in the field of ground structures such as bridges and buildings subjected to earthquake loads About.

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。   It is well known that the Hyogoken-Nanbu Earthquake that occurred in early 1995 caused great damage to steel structures. The design reason that the seismic intensity of the earthquake itself was higher than the expected level is said to be a major cause, but due to many observations at the destruction site, human causes such as welding defects It cannot be said that there was not.

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。   In the civil engineering / architecture field, research on structural forms that are resistant to large earthquakes has been actively conducted, but considering the above-mentioned artifacts, it is also important to give steel materials a function to ensure their safety. is there. In addition, the material applied in the civil engineering / architecture field is a standard material mainly defined by Japanese Industrial Standards (JIS).

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。   Specifically, in the bridge field, “rolled steel for welded structure” defined in JIS G 3106 (2004) is used. In the building field, in addition to the above JIS G 3106 (2004), JIS G 3136 ( 1994) “Rolled steel for building structures” is mainly used.

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。   However, the above-mentioned fracture resistance characteristics of the steel materials guarantee only “absorbed energy” as the Charpy characteristics at 0 ° C. or −5 ° C., and the behavior when subjected to an earthquake load is extremely mediocre. Absent. Therefore, in view of the current situation, there is a strong need for imparting advanced functions to steel materials, and it is considered that the momentum for applying or standardizing such high-function steel materials is increasing.

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。   In addition, an example of the feature regarding the fracture form of the steel structure that occurred in the Hyogoken-Nanbu Earthquake is reported in Non-Patent Document 1.

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。   That is, Non-Patent Document 1 is a detailed investigation of the destruction accident of the Kobe City Harbor Main Line (Harbor Way) P75 pier. According to this, the pier is a weld toe that exists in a corner. Alternatively, it is shown that a ductile crack was generated from the base material, which progressed and led to “brittle fracture”.

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。   As shown in this example, the destruction accident at the time of the pier earthquake is a very catastrophic failure called “brittle failure”, but there is a “ductile crack” in the previous stage of the failure. Therefore, one of the points to improve the safety of the structure during an earthquake is to improve the ductile crack initiation characteristics. In addition, said "ductile crack" is generated from the surface part of steel materials such as a steel plate, and the ductile crack generation characteristic in the surface part occupies an important position for the safety of the structure. Conceivable.

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。   In general, when a round bar is subjected to a tensile test at room temperature, a `` ductile crack '' occurs and breaks. In this case, the fracture usually starts from the center of the specimen with the highest stress multiaxiality. This is a form in which a “crack” occurs and breaks after the cracks have developed and the crack has developed, and is completely different from the ductile fracture that occurs from the surface found in actual structures.

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。   Technologies focusing on the ductile fracture characteristics are disclosed in, for example, Patent Documents 1 to 6.

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。   That is, in Patent Document 1, when the microstructure is substantially composed of a ferrite structure, a pearlite structure, and a bainite structure, and divided into three layers of both the surface portion and the central portion of the plate, both surface portions Has a ferrite structure having a ferrite equivalent grain diameter of 5 μm or less, an area equivalent to a circle equivalent particle diameter of 7 μm or less, and an aspect ratio of 2 to 4, and a bainite fraction in the portion. It is composed of a layer that is 5 to 25% or less, and the central portion has ferrite grains having a circle-equivalent mean particle diameter of 4 to 10 μm and an aspect ratio of 2 or less over 50% or more of the plate thickness. A “steel plate excellent in arrest properties and ductile fracture properties” composed of a layer having a bainite fraction of 10% or less is disclosed.

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。   In Patent Document 2, when the microstructure is a steel plate substantially composed of a ferrite structure and a pearlite structure, and divided into three layers of both the surface portion and the central portion of the plate, both surface portions are each of the plate thickness. Consisting of 5% or more, a circle equivalent particle diameter: an area of 5 μm or less, an aspect ratio: a layer having a ferrite structure with ferrite grains having a ferrite grain of 2 to 4 is composed of 50% or more, and the central part is 50% or more of the plate thickness In addition, a “steel plate excellent in arrest characteristics and ductile fracture characteristics” composed of a layer having ferrite grains with an equivalent circle average particle diameter of 4 to 10 μm and an aspect ratio of 2 or less is disclosed.

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。   In Patent Document 3, the work hardening index (n = ln (1 + εu)) obtained from the nominal strain (εu) at which the yield shelf after yield in the nominal stress-nominal strain curve is 1% or more and the nominal stress is maximum is A “steel material excellent in ductile fracture resistance in a high strain load state” of 0.15 or more is disclosed.

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。   Patent Document 4 discloses that a ductile crack is generated, which is composed of a mixed structure of ferrite and a second phase, has a yield elongation of 0.5% or less, and more preferably has a yield ratio of 75% or more without cold plastic strain. "Structural steel materials having excellent characteristics" are disclosed.

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。 In Patent Document 5, when the thickness during rolling is t, the non-recrystallization temperature of Ar 3 transformation point or more and 900 ° C. or less with respect to the surface layer region of 0.05 t or more and 0.15 t or less from both surfaces in the plate thickness direction. In the region, an equivalent plastic strain ε satisfying ε ≧ 0.5 is applied, and then the plate thickness t / 4 from both surfaces within a time when the residual cumulative equivalent plastic strain amount εr of the surface layer region satisfies εr ≧ 0.5. While maintaining the temperature of the inner region on the core side from the position above the Ar 3 transformation point, the surface layer region is cooled to a temperature range of 450 to 650 ° C. at a cooling rate of 2 to 15 ° C./s, and then The rolling was resumed, and in this rolling, the inner region was rolled to give a residual cumulative equivalent plastic strain εr of 0.35 ≦ εr <0.55, and the rolling was completed at the Ar 3 transformation point or higher. , Ar 3 transformation point of the surface layer region by working heat generation and internal sensible heat It was Fukunetsu to bottom, then the average cooling rate for cooling so as to be 1 to 10 ° C. / s "arrest properties and a manufacturing method excellent steel plate ductile fracture characteristics" is disclosed.

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。 In Patent Document 6, in mass%, C: 0.04 to 0.16%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 0.5 to 2.0%, P: 0.03% or less, S: 0.01% or less, if necessary, Cu: 1.0% or less, Ni: 2.0% or less, Cr: 0.5% or less, Mo: 0.5% or less, Nb: 0.05% or less, V: 0.1% or less, Ti: 0.1% or less, B: 0.005% or less, one or two or more types, with the balance being substantially Fe, and Ceq ≦ After heating 0.40 steel to 950 ° C. or more and 1200 ° C. or less, rolling at a cumulative reduction of 50% or more at Ar 3 point or more, and immediately thereafter at a cooling rate of 10 ° C./s or more from Ar 3 point or more. After starting the accelerated cooling, the cooling is temporarily stopped at Ar 3 −30 ° C. to Ar 3 −100 ° C., and Pcm is changed to “C + Si / 30 + Mn / 20 + Cu”. / 20 + Ni / 60 + Cr / 20 + Mo / 15 + V / 10 + 5B (%) ”after holding from (0.2 × t / Pcm) seconds to (0.5 × t / Pcm) seconds, again up to 500 ° C. “A method for producing a steel material excellent in ductility and fatigue crack propagation characteristics” that accelerates cooling at s or higher is disclosed.

特開２０００−３２８１７７号公報JP 2000-328177 A 特開２０００−３０９８５１号公報JP 2000-309851 A 特開２００２−３０３７９号公報JP 2002-30379 A 特開２００３−２２１６４１号公報Japanese Patent Laid-Open No. 2003-221642 特開２００３−２２１６１９号公報JP 2003-221619 A 特開２００５−３１４８１１号公報JP 2005-314811 A 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．２４３Katsuhiko Okashita, Ryoichi Onami, Koji Dojo, Akihisa Yamamoto, Minoru Tomimatsu, Yasuyuki Tanji, Chiaki Miki: Proceedings of JSCE, 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。   The “ductile fracture resistance” in the technologies disclosed in Patent Document 1, Patent Document 2 and Patent Document 5 described above was evaluated using a full-thickness tensile test piece with the original thickness as a JIS 1B test piece. is there.

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。   However, in general, when a full thickness tensile test is performed, a so-called “cup and cone type” in which a ductile crack is generated from the center portion of the plate thickness is broken.

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。   For this reason, the techniques proposed in Patent Document 1, Patent Document 2 and Patent Document 5 described above are not necessarily used in the steel structure field in which the occurrence of ductile cracks “on the surface portion” causes ultimate destruction of the structure. It cannot be said that it is applicable.

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。   The technique disclosed in Patent Document 3 evaluates “ductile fracture resistance” by a tensile test using a surface notched specimen.

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。   However, when a notch exists in the surface portion, the occurrence point of the ductile crack is “inside the plate thickness”.

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。   For this reason, the technique proposed in the above-mentioned Patent Document 3 is not necessarily applicable in the field of steel structures where the occurrence of ductile cracks "on the surface" causes ultimate destruction of the structure. is there.

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。   The technique disclosed in Patent Document 4 is said to have excellent “ductile crack initiation characteristics” when the CTOD (elastic-plastic fracture toughness) at the time of ductile crack generation at 0 ° C. is 0.40 mm or more. . And CTOD at the time of ductile crack generation is measured by the fracture toughness test using the 1TCT compact fracture toughness test piece based on ASTM E1820-2000.

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。   However, in the case of the full-thickness compact test, the initial crack is introduced through the plate thickness, and therefore the ductile crack is generated at the center of the plate thickness.

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。   For this reason, in the technique proposed in Patent Document 4 described above, as in the techniques proposed in Patent Documents 1 to 3 and Patent Document 5 described above, the occurrence of a ductile crack in the “surface portion” is the ultimate in the structure. This is not necessarily applicable in the field of steel structures that cause general fracture.

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。   The technique disclosed in Patent Document 6 performs a bending test using a bending test piece of JIS Z 2204, or collects a Charpy impact test piece of JIS Z 2202 from a steel sheet surface layer portion so as to be a surface notch, The “ductility” is evaluated by measuring the amount of indentation displacement when a ductile crack is generated 0.1 mm from the notch bottom when a bending load is applied.

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。   For this reason, it is applicable in the field of steel structures where the occurrence of ductile cracks “on the surface” causes the ultimate failure of the structure.

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。 However, in order to obtain a steel material having a microstructure mainly composed of fine ferrite and fine pearlite existing dispersed in the microstructure within the plate thickness,
<1> From Ar 3 point or higher, “Ar 3 −30 ° C.” to “Ar 3 −100 ° C.” are accelerated and cooled at a cooling rate of 10 ° C./s or more to suppress the recrystallization coarsening of the ferrite and To generate,
<2> Cooling is temporarily stopped in “Ar 3 −30 ° C.” to “Ar 3 −100 ° C.” and held from (0.2 × t / Pcm) seconds to (0.5 × t / Pcm) seconds, Uniform temperature on the surface of the steel sheet and the inside of the steel sheet, obtaining a uniform microstructure and mechanical properties in the thickness direction, and band-like coarse pearlite seen in the cross section in the rolling direction (L surface) and the cross section in the width direction (C surface) Suppress the generation of
<3> Accelerated cooling to 500 ° C. or higher again at 10 ° C./s or more to disperse and produce a pearlite structure having a fine structure.
It is necessary to go through a complicated accelerated cooling process.

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。   For this reason, the technique proposed in Patent Document 6 is not necessarily realistic from the viewpoint of “productivity” in an industrial manufacturing process.

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。   Therefore, the object of the present invention is that it is easy to produce on an industrial scale, and is suitable for use in the field of steel structures where the occurrence of ductile cracks in the surface causes the ultimate destruction of the structure. Another object of the present invention is to provide a high-tensile steel material that is suitable for use in the field of ground structures such as bridges and buildings subjected to an earthquake load and that has excellent ductile cracking characteristics from the surface portion.

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。   Although research on the occurrence of ductile cracks has been made for a long time, it has mainly originated from the inside of steel.

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。   For example, G. LeRoy et al., In “A Model of Ductile Fracture Based on the Nucleation and Growth of Voids” (Atta Metall., 29 (1981), p. 1509), revealed fracture ductility and carbide volume ratio by tensile test. ing. According to this, the ductility decreases when the volume ratio of the hard second phase increases.

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。   From a mechanical point of view, J. Org. W. Hancock et al., “On the Mechanisms of Ductile Failure in High-Strength Steels Subjected to Multi-Axial Stress-States. It is clarified that the critical strain is greatly affected by the stress multiaxiality. In other words, the critical strain rapidly decreases at a portion where the stress multiaxiality is high.

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。   On the other hand, regarding the occurrence of ductile cracks from the surface portion, Okamoto et al. In “Effect of MnS Inclusions on Ductility and Ductile Fracture Process of High Tensile Steel” (Iron and Steel, 63 (1977), p. 1878). It has been clarified that when the content of S, which is an impurity element, is increased, a ductile crack from the surface portion is likely to occur.

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。   Further, mechanically, the occurrence of ductile cracks from the surface portion is organized by stress multiaxiality and equivalent plastic strain, as in the case of ductile cracks generated from the inside.

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。   However, in recent years, M.M. Toyoda et al., “Ductile Fracture Initiation Behavior of Pipe ununder A Large Scale of Cyclic Bending” (Pipeline Technology, II (2000), p. It does not indicate a limit condition, but it is clarified that a good arrangement can be made with a limit condition of the equivalent plastic strain constant type.

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。   Therefore, the present inventors use a large number of steel materials under the belief that it is necessary to establish a method for evaluating the ductile crack generation characteristics of the steel material surface portion in order to solve the above-described problems. Detailed examination.

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。   As a result, first, M.S. It has become clear that the above-mentioned “equivalent plastic strain constant type” standard proposed by Toyoda et al. Is suitable.

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。   Therefore, after taking a round bar tensile test with a sharp annular notch of 0.1 mmR from the surface of a low carbon alloy steel material having various chemical compositions, and monotonously pulling the load, it was halfway at various load levels. The load level at the time when the ductile crack occurred is grasped by stopping, and the FEM analysis was performed in parallel with this test, and the notch at the load level where the ductile crack was generated by this FEM analysis Equivalent plastic strain at the tip (hereinafter, the equivalent plastic strain at the time of ductile crack initiation is referred to as “limit strain” for ductile crack initiation).

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。   The shape of the round bar tensile test provided with the annular notch is as shown in FIG. 1. FIG. 1A is an overall view, and FIG. 1B is a detailed view of the annular notch.

その結果、次の知見（ａ）〜（ｆ）が得られた。   As a result, the following findings (a) to (f) were obtained.

（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。   (A) In the so-called “ferrite / pearlite steel material”, which is a steel material having a mixed structure of “ferrite” and “pearlite” that is most commonly used, the microstructure of the surface portion is very fine. However, the limit strain of ductile crack initiation from the surface portion is about 100%.

（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。   (B) In steel materials having a martensite structure or a tempered martensite structure generally used as a high weldability high-strength steel material, the initial strain density is high, so that the limit strain for generating a ductile crack from the surface portion is even lower. It is about 90% at the highest.

（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。   (C) The smaller the amount of hard inclusions contained in the steel, the greater the limit strain for the occurrence of ductile cracks from the surface portion, and the better the “ductile crack resistance”.

（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。   (D) In a composite structure composed of a hard phase and a soft phase, there is a suitable ratio of the hard phase and the soft phase to improve the “ductile crack initiation characteristics”, and there are more hard phases than the soft phase. “Durability of cracking resistance” from the surface of the steel is good. This is considered to be related to the fact that the hard phase is connected to transmit force. On the other hand, when the soft phase occupies most of the composite structure, the critical strain for generating a ductile crack from the surface portion is small, and the “ductile crack resistance” is low. This is presumably because strain concentration becomes prominent in the soft phase structure near the hard phase.

（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。   (E) In the case of a composite structure steel material composed of a hard phase and a soft phase as described above, the smaller the particle size, the larger the limit strain of ductile crack generation from the surface portion, and “the ductile crack generation characteristic” Is good.

（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。   (F) Further, in the case of a composite structure steel material composed of a hard phase and a soft phase as described above, the larger the hardness ratio of the hard phase and the soft phase, the larger the limit strain of ductile crack generation from the surface portion. , “Durability of cracking resistance” is good.

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。   Thus, as a result of further investigations in consideration of production on an industrial scale, the following findings (g) to (i) were obtained.

（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。   (G) In the case of a composite structure steel material composed of a hard phase and a soft phase, when the ratio of “pearlite” or “martensite” is increased as the hard phase in order to improve the “ductile crack initiation characteristics” from the surface portion. Is not realistic because the basic characteristics as a steel material, that is, the brittle fracture resistance typified by Charpy impact characteristics, is significantly reduced. Therefore, “bainite” is preferably used as the hard phase.

（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。   (H) Each ratio of “bainite” and “ferrite” in the microstructure including “bainite” as the hard phase and “ferrite” as the soft phase is in a specific range, and “ferrite” and “bainite” When the particle diameter of the is small, the “good ductile cracking characteristics” from the surface portion is ensured. In this case, the influence of the other “phase” included as the third phase on the limit strain of the ductile crack generation from the surface portion is extremely small.

（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。   (I) The element symbol in the formula is expressed as “PP = (Si / 30) + (Mn / 20) + (Cu / 20) + (Ni / 60) + (Cr / 20) + (Mo / 15) + (V / 10) + 5B ”has a PP value of 0.08 or more, the microstructure of the steel material surface portion having a bainite fraction of 50% or more. You can definitely get it.

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。   This invention is completed based on said knowledge, The summary exists in the high-tensile-strength steel material excellent in the ductile crack generation characteristic shown to following (1)-(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。
(1) By mass%, C: 0.01 to 0.12%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 0.4 to 2%, P: 0.05% or less, S: 0.00. 003% or less, Al: 0.002 to 0.050% and N: 0.0015 to 0.01%, the balance is made of Fe and impurities, and the PP value represented by the following formula (1) is Satisfying 0.08% or more, and in the microstructure of the steel surface portion located from the outermost surface of the steel material to 100 μm , the ferrite fraction is 5 to 40%, the bainite fraction is 50% or more , ferrite and bainite A high-tensile steel material having excellent ductile cracking characteristics, characterized in that the sum of the fractions is 91% or more and the average particle size is 5 μm or less.
PP = (Si / 30) + (Mn / 20) + (Cu / 20) + (Ni / 60) + (Cr / 20) + (Mo / 15) + (V / 10) + 5B (1)
Here, the element symbol in the formula (1) represents the content in mass% of the element.
In addition, “grain size” refers to the case where all the high-angle grain boundaries where the orientation difference between structures is 15 ° or more are defined as “grain boundaries”, and the region surrounded by the “grain boundaries” is defined as one “grain”. Is defined as a distance between grain boundaries in a direction perpendicular to the longest diameter of the “grain” on the two-dimensional observation surface.

（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。   (2) One or more of Cu: 0.8% or less, Ni: 1% or less, V: 0.1% or less, and B: 0.002% or less in mass% instead of part of Fe The high-tensile steel material having excellent ductile crack initiation characteristics as described in (1) above.

（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。   (3) The high-tensile steel material having excellent ductile crack generation characteristics as described in (1) or (2) above, wherein the content of Cr is 1% or less in mass% instead of part of Fe .

（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。   (4) In place of part of Fe, in mass%, Mo: 0.8% or less and Nb: 0.1% or less of one or more of (1) to (1) A high-strength steel material having excellent ductile crack initiation characteristics as described in any one of the items up to 3).

（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。   (5) The ductile crack generation according to any one of (1) to (4) above, wherein the content of Ti is 0.1% or less by mass% instead of part of Fe. High-strength steel with excellent characteristics.

（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。   (6) The ductile crack generation according to any one of (1) to (5) above, wherein the content of Ca is 0.004% or less in mass% instead of part of Fe. High-strength steel with excellent characteristics.

（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。   (7) The ductile crack generation according to any one of (1) to (6) above, wherein Mg is contained in 0.006% or less in mass% instead of part of Fe High-strength steel with excellent characteristics.

（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。   (8) The ductile crack according to any one of (1) to (7) above, wherein the rare earth element: 0.004% or less is contained in mass% instead of part of Fe. High-tensile steel with excellent generation characteristics.

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。   The “steel surface portion” means a position from the outermost surface of the steel material to 100 μm.

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。   “Bainite” is a structure in which cementite or so-called “MA constituent” or both exist at the interface of the lath-like bainitic ferrite, and the cementite is arranged in the form of a dotted line inside the bainitic ferrite. The so-called “lower bainite” is included, and the above-described structure is also included. When the plate thickness is large and the cooling rate is low, or when the water cooling stop temperature is high and the air cooling time after the water cooling stop is long, the apparent form changes from lath to granular due to the coalescence of bainitic ferrite. However, the structure in this case is also included in “bainite”.

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。   The “MA constituent” is a retained austenite or martensite enriched with carbon, or a mixed structure of both.

「粒径」は、次の定義によるものとする。   “Particle size” is defined as follows.

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。   That is, a two-dimensional case where all the large-angle grain boundaries having an orientation difference between structures of 15 ° or more are defined as “grain boundaries” and a region surrounded by the “grain boundaries” is defined as one “grain”. The distance between grain boundaries in the direction orthogonal to the longest diameter of “grains” on the observation surface is defined as “particle diameter”.

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。   The average value of “particle diameter” is the arithmetic average when 20 or more “grains” are randomly measured.

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。   A rare earth element (hereinafter referred to as “REM”) is a generic name for a total of 17 elements of Sc, Y and lanthanoid, and the content of REM refers to the total content of one or more elements in REM. .

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。   Hereinafter, the inventions related to the high-strength steel materials having excellent ductile crack generation characteristics shown in the above (1) to (8) are referred to as “present invention (1)” to “present invention (8)”, respectively. Also, it may be collectively referred to as “the present invention”.

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。   The high-strength steel material having excellent ductile crack generation characteristics of the present invention is easy to produce on an industrial scale, and has excellent ductile crack generation characteristics from the surface part. Can be used in the steel structure field that causes the ultimate destruction of the structure, especially in the field of ground structures such as bridges and buildings that are subjected to earthquake loads.

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。   Hereinafter, each requirement of the present invention will be described in detail. In addition, “%” of the content of the chemical component means “mass%”.

（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。 (A) Chemical composition:
C: 0.01 to 0.12%
C is an element effective for securing the strength of the base material. However, if the content is less than 0.01%, not only the strength required for the base material cannot be secured, but also lath formation at the melting line (hereinafter referred to as “FL”) becomes insufficient, and the vicinity of the FL The toughness of the weld heat affected zone (hereinafter referred to as “HAZ”) also decreases. On the other hand, if the content exceeds 0.12%, the toughness deterioration of HAZ, particularly HAZ near FL, becomes remarkable. Therefore, the content of C is set to 0.01 to 0.12%. The C content is preferably 0.03 to 0.10%.

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。 Si: 0.05 to 0.50%
Si is an element necessary as a deoxidizing agent and is contained in an amount of 0.05% or more. However, Si affects the tempering process of martensite as it is quenched, and excess Si exceeding 0.50% in the content of C in the martensite solution that is supersaturated in the cooling process after welding. This suppresses the decomposition and precipitation reaction from cement to cementite, delays so-called “self-tempering (autotempering)”, or increases island-like martensite, thereby lowering the toughness of the weld. Furthermore, the toughness of the base material is also reduced through an increase in the amount of inclusions. Therefore, the Si content is set to 0.05 to 0.50%. In addition, from the viewpoint of improving the toughness of the welded portion, the Si content is preferably as small as possible. The range of preferable Si content is 0.05 to 0.40%.

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。 Mn: 0.4-2%
Mn is an element effective for securing the strength and toughness of the deoxidizer, the base material, and the hardenability of the HAZ. However, if the content is less than 0.4%, not only these effects cannot be obtained, but also so-called “ferrite side plates” are formed in the HAZ, resulting in insufficient lath formation, and toughness of the welded portion. descend. On the other hand, an excessive amount of Mn exceeding 2% in content brings about non-uniform base material properties in the thickness direction due to center segregation. Therefore, the Mn content is set to 0.4 to 2%. In addition, it is preferable that content of Mn shall be 0.8 to 1.6%.

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。 P: 0.05% or less P is an element that is unavoidably present in steel as an impurity. When the content exceeds 0.05%, significant ductile crack generation characteristics are accompanied. Therefore, the content of P is set to 0.05% or less. The P content is preferably 0.035% or less.
S: 0.003% or less S is an element unavoidably present in steel as an impurity. When the content is high, center segregation is promoted, or a large amount of stretched MnS is generated, resulting in a decrease in ductile crack generation characteristics. In particular, when the content exceeds 0.003%, ductility resistance Degradation of crack initiation characteristics becomes significant. Therefore, the content of S is set to 0.003% or less. Since the smaller S is, the lower limit of the content is not particularly specified.

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。 Al: 0.002 to 0.050%
Al is an element necessary as a deoxidizer, and is contained in an amount of 0.002% or more. However, excess Al exceeding 0.050% in content decreases the toughness of the base metal part and the weld through the increase of precipitates such as AlN. Therefore, the content of Al is set to 0.002 to 0.050%. Note that the Al content is preferably 0.01 to 0.035%.

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。 N: 0.0015 to 0.01%
N has an effect of refining the HAZ structure through the formation of AlN and TiN, so 0.0015% or more is contained. However, if the N content increases, and particularly exceeds 0.01%, the ductile crack generation characteristics are deteriorated through the formation of precipitates. Therefore, the N content is set to 0.0015 to 0.01%. The N content is preferably 0.0020 to 0.0060%.

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。 PP value: 0.08% or more The PP value represented by the formula (1) is an index that affects the fraction of bainite in the steel surface portion, and if the PP value is 0.08% or more. In the steel material surface portion, a desired microstructure with a bainite fraction of 50% or more can be reliably obtained. Therefore, the PP value represented by the formula (1) is set to 0.08% or more. The upper limit of the PP value is 0.15 because it prevents martensitic transformation and ensures a bainite fraction.

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。   The above-mentioned “bainite” is a structure in which cementite or so-called “MA constituent” or both exist at the interface of the lath-like bainitic ferrite, and the cementite is arranged in a dotted array inside the bainitic ferrite. It means what includes the so-called “lower bainite”, including the structure in which the above structure is tempered, and when the plate thickness is thick and the cooling rate is low, or the water cooling stop temperature is high and the air cooling time after the water cooling stop is long. In some cases, the apparent form changes from a lath shape to a granular shape due to the coalescence of bainitic ferrite, and the structure in this case is also included in “bainite” as described above.

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。   For the above reasons, the chemical composition of the high-tensile steel material having excellent ductile crack initiation characteristics according to the present invention (1) contains C, Si, Mn, P, S, Al, and N in the above-described ranges, and the balance Consists of Fe and impurities, and the value of PP represented by the formula (1) satisfies 0.08% or more.

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。 In addition, the high-tensile steel material excellent in ductile crack generation characteristics according to the present invention (1) is replaced with a part of the Fe, if necessary,
First group: Cu: 0.8% or less, Ni: 1% or less, V: 0.1% or less, and B: 0.002% or less,
Second group: Cr: 1% or less,
Third group: one or more of Mo: 0.8% or less and Nb: 0.1% or less,
Group 4: Ti: 0.1% or less,
Group 5: Ca: 0.004% or less,
Group 6: Mg: 0.006% or less,
Group 7: REM: 0.004% or less,
One or more elements of each group can be selectively contained.

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。   That is, one or more elements from the first group to the seventh group may be added and contained as optional elements.

以下、上記の任意元素に関して説明する。   Hereinafter, the above optional elements will be described.

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。 First group: Cu: 0.8% or less, Ni: 1% or less, V: 0.1% or less, and B: 0.002% or less, Cu, Ni as elements of the first group Since V and B have an action of increasing the strength of the base material, the above elements may be added and contained in order to obtain this effect. Hereinafter, each element of the first group will be described in detail.

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。 Cu: 0.8% or less Cu is an element effective for increasing the strength of the base material. In order to reliably obtain this effect, the Cu content is desirably 0.05% or more. However, if the Cu content exceeds 0.8%, the toughness of the HAZ heated to a temperature below the Ac 3 transformation point is deteriorated. Therefore, when Cu is added, the content of Cu is set to 0.8% or less. When Cu is added, the Cu content is preferably 0.05 to 0.8%, more preferably 0.10 to 0.40%.

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。 Ni: 1% or less Ni is an element effective for improving the strength of the base material. In order to reliably obtain this effect, the Ni content is desirably 0.05% or more. However, Ni is an expensive element, and if it is contained in a large amount exceeding 1%, economical efficiency is greatly impaired. Therefore, when Ni is added, the content of Ni is set to 1% or less. In addition, when adding, it is preferable that content of Ni shall be 0.05 to 1%, and if it is 0.20 to 0.50%, it is more preferable.

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。 V: 0.1% or less V has an effect of improving the strength of the base material mainly due to carbonitride precipitation during tempering. In order to reliably obtain this effect, the V content is desirably 0.005% or more. However, even if V is contained exceeding 0.1%, the strength improvement effect of the base material is saturated and the toughness is reduced. Therefore, when V is added, the content of V is set to 0.1% or less. In addition, when adding, it is preferable that content of V shall be 0.005-0.1%, and if it is 0.020-0.070%, it is still more preferable.

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。 B: 0.002% or less B is an element effective for increasing the strength of the base material. In order to reliably obtain this effect, the B content is desirably 0.0001% or more. However, if the B content increases and exceeds 0.002%, coarse boride precipitates and the toughness is reduced. Therefore, when B is added, the content of B is set to 0.002% or less. When B is added, the content of B is preferably 0.0001 to 0.002%, more preferably 0.0005 to 0.0015%.

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。   In addition, said Cu, Ni, V, and B can be contained only in any 1 type in them, or 2 or more types of composites.

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。 Second group: Cr: 1% or less Cr, which is an element of the second group, is an element useful for enhancing the carbon dioxide gas corrosion resistance and enhancing the hardenability. In order to reliably obtain these effects, the Cr content is desirably 0.05% or more. However, if the content of Cr increases and exceeds 1%, it is difficult to suppress the hardening of HAZ and the effect of improving the corrosion resistance to carbon dioxide gas even if other elements satisfy the conditions specified in the present invention. Saturates. Therefore, when Cr is added, the Cr content is set to 1% or less. When Cr is added, the Cr content is preferably 0.05 to 1%, and more preferably 0.10 to 0.60%.

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。 Group 3: Mo: 0.8% or less and Nb: One or more of 0.1% or less Mo and Nb as elements of Group 3 have an effect of increasing the strength and toughness of the base material. In order to obtain this effect, the above elements may be added and contained. Hereinafter, each element of the third group will be described in detail.

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。 Mo: 0.8% or less Mo has an effect of improving the strength and toughness of the base material. In order to reliably obtain this effect, the Mo content is desirably 0.05% or more. However, if the Mo content exceeds 0.8%, the hardness of the HAZ is particularly high, and the toughness and the resistance to sulfide stress cracking are impaired. Therefore, the Mo content when added is set to 0.8% or less. In addition, when Mo is added, the content of Mo is preferably 0.05 to 0.8%, and more preferably 0.05 to 0.50%.

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。 Nb: 0.1% or less Nb has the effect of refining the structure and improving the strength and toughness of the base material. In order to reliably obtain these effects, the Nb content is preferably 0.003% or more. However, if the Nb content increases and exceeds 0.1%, coarse carbides, nitrides and carbonitrides are formed, leading to a decrease in toughness. Therefore, the content of Nb when added is set to 0.1% or less. When Nb is added, the content of Nb is preferably 0.003 to 0.1%, and more preferably 0.005 to 0.040%.

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。   In addition, said Mo and Nb can be contained only in any 1 type in them, or 2 types of composites.

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。 Group 4: Ti: 0.1% or less Ti, which is an element of Group 4, is an element having a deoxidizing action. Ti also has an effect of forming an oxide together with Al and Mn to refine the structure. In order to reliably obtain these effects, the Ti content is desirably 0.005% or more. However, if the Ti content increases and exceeds 0.1%, the oxide formed will be Ti oxide or Ti-Al oxide, and the dispersion density will decrease, especially when welding with low heat input The effect of refining the structure in the HAZ is lost. Therefore, when Ti is added, the content of Ti is set to 0.1% or less. In addition, when Ti is added, the content of Ti is preferably 0.005 to 0.1%, and more preferably 0.005 to 0.020%.

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。 Group 5: Ca: 0.004% or less,
Ca, which is an element of the fifth group, has an action of suppressing weld cracking and hydrogen induced cracking. That is, Ca reacts with S and O in the steel to form oxysulfide (oxysulfide) in the molten steel. Unlike MnS and the like, this oxysulfide can be stretched in the rolling direction by rolling. In addition, since it exists in a spherical shape even after rolling, welding cracks and hydrogen-induced cracks starting from cracks at the ends of the elongated inclusions are suppressed. In order to reliably obtain this effect, the Ca content is desirably 0.0005% or more. However, if the Ca content exceeds 0.004%, the toughness may be deteriorated. Therefore, when Ca is added, the content of Ca is set to 0.004% or less. When Ca is added, the content of Ca is preferably 0.0005 to 0.004%, and more preferably 0.0005 to 0.0020%.

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。 Group 6: Mg: 0.006% or less,
Mg, which is an element of the sixth group, has a function of generating fine Mg-containing oxides and miniaturizing austenite grains. In order to reliably obtain this effect, the Mg content is preferably 0.0001% or more. However, when the Mg content exceeds 0.006%, the amount of oxide becomes excessive and ductility is lowered. Therefore, the content of Mg when added is set to 0.006% or less. When Mg is added, the content of Mg is preferably 0.0001 to 0.006%, and more preferably 0.0003 to 0.0030%.

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。 Group 7: REM: 0.004% or less,
REM, which is an element of the seventh group, has the effect of refining the HAZ structure and fixing S. In order to surely obtain such an effect, the REM content is desirably 0.0005% or more. In addition, although REM becomes inclusions and reduces cleanliness, inclusions formed by containing REM have a relatively small influence on toughness reduction, and therefore contain REM of 0.004% or less. It is acceptable to reduce the toughness of the base material due to the inclusions. Therefore, the content of REM when added is set to 0.004% or less. In addition, when adding, it is preferable to make content of REM 0.0005-0.004%, and it is more preferable if it is 0.0003-0.0020%.

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。   As described above, “REM” is a generic name for a total of 17 elements of Sc, Y and lanthanoid, and the content of REM refers to the total content of one or more elements in REM.

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。   For the above reasons, the chemical composition of the high-tensile steel material having excellent ductile crack generation characteristics according to the present invention (2) is one of Fe of the high-tensile steel material having excellent ductile crack generation characteristics according to the present invention (1). In place of the part, one or more elements of the first group, that is, Cu: 0.8% or less, Ni: 1% or less, V: 0.1% or less, and B: 0.002% or less are contained. It was supposed to contain.

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。   The chemical composition of the high-tensile steel material excellent in ductile crack generation characteristics according to the present invention (3) is the same as that of Fe of the high-tensile steel material excellent in ductile crack generation characteristics according to the present invention (1) or the present invention (2). Instead of a part, Cr, which is the element of the second group, is contained in an amount of 1% or less.

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。   The chemical composition of the high-strength steel material having excellent ductile crack initiation characteristics according to the present invention (4) is a high tensile strength with excellent ductile crack initiation characteristics according to any of the present invention (1) to the present invention (3). Instead of a part of Fe of the steel material, one or more elements of the third group, that is, Mo: 0.8% or less and Nb: 0.1% or less are included.

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。   The chemical composition of the high-strength steel material having excellent ductile crack initiation characteristics according to the present invention (5) is high tensile strength with excellent ductile crack initiation characteristics according to any of the present invention (1) to the present invention (4). Instead of a part of Fe of the steel material, 0.1% or less of Ti which is the element of the fourth group is contained.

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。   The chemical composition of the high-strength steel material excellent in ductile crack initiation characteristics according to the present invention (6) is high tensile strength excellent in ductile crack initiation characteristics according to any of the present invention (1) to the present invention (5). Instead of a part of Fe in the steel material, 0.005% or less of Ca which is the element of the fifth group is contained.

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。   The chemical composition of the high-strength steel material having excellent ductile crack initiation characteristics according to the present invention (7) is high tensile strength with excellent ductile crack initiation characteristics according to any of the present invention (1) to the present invention (6). Instead of a part of Fe of the steel material, 0.006% or less of Mg which is the element of the sixth group is contained.

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。   The chemical composition of the high-strength steel material having excellent ductile crack initiation characteristics according to the present invention (8) is high tensile strength having excellent ductile crack initiation characteristics according to any of the present invention (1) to the present invention (7). Instead of a part of Fe of the steel material, REM which is an element of the seventh group is contained in 0.004% or less.

（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。 (B) Microstructure of steel surface part:
To use high-strength steel materials safely in steel structures where the occurrence of ductile cracks on the surface causes ultimate failure of the structure, especially in ground structures such as bridges and buildings that are subjected to earthquake loads The microstructure of the surface portion of the steel material needs to have a ferrite fraction of 10 to 40%, a bainite fraction of 50% or more, and an average particle size of 5 μm or less.

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。   If any one of the above-mentioned “fraction of ferrite”, “fraction of bainite” and “average particle size” is out of the above range in the microstructure of the steel surface, ductile cracking from the surface will occur. This results in a steel material having a small critical strain and a low “ductile crack initiation characteristic”.

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。   As already described, the “steel surface portion” refers to a position from the outermost surface of the steel material to 100 μm.

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。   In addition, “bainite” is a structure in which cementite or so-called “MA constituent” or both exist at the interface of lath-like bainitic ferrite, and cementite is arranged in a dotted array inside bainitic ferrite. It means what includes the so-called “lower bainite”, including the structure in which the above structure is tempered, and when the plate thickness is thick and the cooling rate is low, or the water cooling stop temperature is high and the air cooling time after the water cooling stop is long. In some cases, the apparent form changes from a lath shape to a granular shape due to the coalescence of bainitic ferrite, and the structure in this case is also included in “bainite” as described above.

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。   Further, a two-dimensional case in which all the large-angle grain boundaries having an orientation difference between structures of 15 ° or more are defined as “grain boundaries” and a region surrounded by the “grain boundaries” is defined as one “grain”. The “grain size” is defined as the distance between grain boundaries in the direction orthogonal to the longest diameter of “grains” on the observation surface, and the arithmetic average when 20 or more “grains” are randomly measured is defined as “grain size”. The average value of “diameter” is also as described above.

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。   Regarding the “phase” in the microstructure of the “steel surface portion”, the third phase includes other phases as long as the ferrite fraction is 10 to 40% and the bainite fraction is 50% or more. It does not matter.

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。   The upper limit of the fraction of bainite in the microstructure of the “steel surface portion” is 95% because the desired effect cannot be exhibited if the soft phase becomes zero.

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。   In addition, the lower limit of the average particle size in the microstructure of the “steel surface portion” is not particularly required, but when it becomes a fine particle of less than 1 μm, cementite precipitates alone at the grain boundary triple point, It is 1 μm because it promotes local strain concentration.

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。   In addition, the high-tensile steel material excellent in ductile crack initiation characteristics according to the present invention is prepared by melting a steel having the chemical composition described in the above item (A), and then applying a slab by an ingot bundling method or a continuous casting method. It can be manufactured by sequentially manufacturing the following steps [1] to [4] or [1] to [5].

〔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。 [1] Slab heating:
The refinement of the steel material structure affects the final structure of the base material surface through the inheritance of the structure. By reducing the heating temperature of the slab, a remarkable effect of miniaturization can be obtained. However, if the heating temperature is too low, rolling to a desired plate thickness becomes difficult and the solid solution-precipitation behavior of the precipitate is delayed. This causes a lack of strength.

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。   Specifically, the heating at a low temperature of less than 900 ° C. makes it difficult to roll to a desired plate thickness, and the steel material becomes insufficient in strength. On the other hand, when the temperature exceeds 1150 ° C., the structure is not refined. Therefore, it is preferable to heat a slab to 900-1150 degreeC.

〔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。 [2] Water cooling of the slab after heating:
The slab extracted from the heating furnace is sent to a rolling mill for hot rolling, but it is called a “scale breaker” for the purpose of removing the primary scale generated in the heating furnace before it is bitten into the rolling mill. Pass through a descaling device with water.

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。   The treatment of the slab surface with the high-pressure water described above not only removes the scale but also has an action of transforming a very small part of the slab surface by water cooling. When the surface of the slab is stopped from water cooling, the ferrite-transformed part is again transformed back into austenite by double heat from the inside. And the structure of the surface of the slab before rolling becomes fine by repeating this transformation behavior a plurality of times.

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。 Accordingly, the water cooling process of the slab after heating is extremely useful. For example, as shown in FIG. 2, the nozzle tilt angle (θ) on the slab receiving side of the scale breaker is set to 10 to 35 °. The water pressure may be 6 MPa or more (200 kgf / cm 2 or more).

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。   In addition, although the upper limit of the water pressure of the scale breaker is not particularly limited, it is usually determined by the equipment specification constraints and is approximately 39.2 MPa.

〔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。 [3] Rolling:
By performing rolling in the non-recrystallized region of austenite, fine subgrains can be formed in austenite, so that the structure after transformation can be refined.

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。   In particular, when the rolling is performed in the non-recrystallized region of austenite, the surface structure is remarkably refined.

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。   In this case, the rolling finishing temperature should be low to some extent, and is preferably 900 ° C. or lower. However, if the finishing temperature of rolling is too low, a sufficient bainite fraction cannot be ensured, so it is desirable to control the finishing temperature of rolling to 750 ° C. or higher.

〔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。 [4] Cooling after rolling:
What is necessary is just to determine suitably the cooling method after completion | finish of rolling according to cooling equipment, the thickness of a product, etc., such as air cooling and water cooling.

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。   In order to maintain more lattice defects (dislocations) introduced by finish rolling and refine the final structure, it is desirable to cool at least to 600 ° C. at a cooling rate of 10 ° C./s or more.

〔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。 [5] Tempering:
After the cooling of [4] above, tempering may be performed at a temperature of 700 ° C. or lower as necessary. By tempering, the strength can be adjusted and the toughness can be improved. In addition, when tempering is performed at a temperature exceeding 700 ° C., the strength decreases greatly.

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。   EXAMPLES Hereinafter, although an Example demonstrates this invention more concretely, this invention is not limited to these Examples.

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。   Prepare steel slabs having a chemical composition shown in Table 1 and Table 2 and steels X1 to X7 with a thickness of 300 mm, and perform thick plate rolling under the conditions shown in Table 3 to produce a thick steel plate with a thickness of 25 mm did.

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。   Steels 1 to 30 in Tables 1 and 2 are steels whose chemical compositions are within the range defined by the present invention. On the other hand, steels X1 to X7 in Table 2 are steels of comparative examples whose chemical compositions deviate from the conditions defined in the present invention.

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。   In addition, “−” in the “water cooling” column of Table 3 indicates that the air cooling was performed without “water cooling”. Similarly, “-” in the “tempering temperature” column of Table 3 indicates that “tempering” is not performed. The holding time at the tempering temperature described in Table 3 was 60 minutes.

Figure 0004858221
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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。   Each steel plate thus obtained was examined for tensile properties, impact properties, surface microstructure and ductile crack initiation properties.

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。   Tensile test is performed at room temperature by collecting No. 10 tensile test piece described in JIS Z 2201 (1998) with a parallel part diameter of 12.5 mm, and yield strength (YS) and tensile strength (TS) are measured. did. In addition, said tensile test piece was extract | collected in parallel with the rolling direction from the 1/4 vicinity part of the plate | board thickness direction in the center part of the width direction of a steel plate.

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。   The target for tensile properties was to have YS of 300 MPa or more and TS of 490 MPa or more.

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。   In the impact test, a V-notch test piece having a width of 10 mm described in JIS Z 2202 (1998) was sampled to perform a Charpy impact test, and a brittle fracture surface ratio was measured to obtain a fracture surface transition temperature (vTrs). In addition, said Charpy impact test piece was extract | collected in parallel with the rolling direction from the 1/4 vicinity part of the plate | board thickness direction in the center part of the width direction of a steel plate.

衝撃特性の目標は、ｖＴｒｓが−４０℃以下であることとした。   The target of impact characteristics is that vTrs is −40 ° C. or lower.

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。   Regarding the microstructure of the surface part, cut out a test piece parallel to the rolling direction from the center part in the width direction so as to include the surface part of the steel sheet, embed it in resin and mirror-polish it, then corrode it with nital and observe it with an optical microscope Then, the structure (phase) was identified and the fractions of “bainite” and “ferrite” in the microstructure were calculated. Further, 40 “grains” were randomly measured to obtain “average particle diameter”.

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。   The ductile crack initiation characteristics were investigated by collecting a round bar test piece provided with a sharp annular notch of 0.1 mmR shown in FIG. 1 from just below the surface of each steel sheet, and monotonously loading it at room temperature. . At this time, the time when the ductile crack grew to a length of 0.05 mm was regarded as the occurrence of the ductile crack, and further, the FEM analysis performed based on each stress-strain curve was overlaid, and the ductile crack was generated. The equivalent plastic strain, that is, the critical strain for ductile crack initiation was calculated.

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。   In addition, the element size of the notch tip at the time of FEM analysis was unified by setting the minimum piece to 30 μm.

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。   The target of ductile crack initiation characteristics was that the critical strain for ductile crack initiation calculated as described above was 150% or more.

表４および表５に、上記の各試験結果をまとめて示す。   Tables 4 and 5 collectively show the above test results.

Figure 0004858221
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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。   From Tables 4 and 5, the steel plates of Test No. 1, Test Nos. 4 to 10 and Test Nos. 13 to 34 that satisfy the conditions specified in the present invention have a limit strain of ductile crack generation of 150% or more, and are ductile. It is clear that the crack initiation characteristics are excellent, and the tensile characteristics and impact characteristics are also achieved.

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。   On the other hand, in the case of a test number that deviates from the conditions specified in the present invention, at least one of tensile properties, impact properties, and ductile crack initiation properties is inferior.

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。   That is, the steel plates of Test No. 2 and Test No. 3 are those using Steel 1 having the same chemical composition as that of Test No. 1 within the range specified by the present invention. The ratios are as high as 80% and 70%, respectively, and the average particle size is increased to be 6.2 μm and 6.8 μm, respectively. Therefore, the limit strain of ductile crack generation is small, and the ductile crack generation characteristics are Inferior.

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。   The steel plates of Test No. 11 and Test No. 12 are those using Steel 8 having the same chemical composition as that of Test No. 10 within the range specified by the present invention, but the average particle size in the microstructure of the surface portion is Since it is 5.6 μm and 6.5 μm, respectively, after coarsening, the limit strain for ductile crack generation is small, and the ductile crack generation characteristics are inferior.

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。   In the steel sheet of test number 35, the C content of steel X1 exceeds 0.13% of the present invention, and the average particle size in the microstructure of the surface portion is 5.6 μm, so that vTrs is As a result, the impact characteristics are deteriorated, the limit strain of ductile crack generation is small, and the ductile crack generation characteristics are also inferior.

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。   In the steel plate of Test No. 36, the Si content of Steel X2 is 0.52% exceeding the provisions of the present invention, so that vTrs increases and impact characteristics deteriorate, and further, the limit strain for generating ductile cracks is small. Also, the ductile crack initiation characteristics are inferior.

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。   In the steel plate of test number 37, the Mn content of steel X3 is 2.20% exceeding the stipulations of the present invention, so that vTrs is increased, impact characteristics are lowered, and the limit strain for generating ductile cracks is small. Also, the ductile crack initiation characteristics are inferior. Moreover, TS is 471 MPa and does not reach the target.

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。   In the steel plate of test number 38, the Al content of steel X4 is 0.051% exceeding the provisions of the present invention, so that vTrs rises and impact characteristics deteriorate, and further, the limit strain for generating ductile cracks is small. Also, the ductile crack initiation characteristics are inferior. YS and TS are 271 MPa and 403 MPa, respectively, and both of them do not reach the target.

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。   In the steel sheet of test number 39, the N content of steel X5 is 0.0108% exceeding the provisions of the present invention, so that vTrs rises and impact characteristics deteriorate, and further, the limit strain of ductile crack generation is small. Also, the ductile crack initiation characteristics are inferior.

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。   The steel plate of test number 40 has a low vTrs and good impact characteristics, but the PP value of steel X6 is 0.048%, which is lower than that of the present invention, so that a sufficient bainite fraction in the surface microstructure is obtained. Further, since the average particle diameter is also coarsened to 5.6 μm, the limit strain for generating a ductile crack is small, and the ductile crack generation characteristics are inferior. YS and TS are 231 MPa and 344 MPa, respectively, and both of them do not reach the target.

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。   The steel plate of test No. 41 has a low vTrs and good impact characteristics, but the C content of steel X7 is 0.17% exceeding the rules of the present invention, and the PP value is also below the rules of the present invention. Therefore, a sufficient bainite fraction is not obtained in the microstructure of the surface portion, and the average particle size is also coarsened to 6.7 μm, so that the limit strain for generating a ductile crack is small, and the ductile crack The generation characteristics are inferior.

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。   The high-strength steel material having excellent ductile crack generation characteristics of the present invention is easy to produce on an industrial scale, and has excellent ductile crack generation characteristics from the surface part. Can be used in the steel structure field that causes the ultimate destruction of the structure, especially in the field of ground structures such as bridges and buildings that are subjected to earthquake loads.

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。It is a figure which shows the shape of the round bar tensile test which provided the annular notch used for the ductile crack generation characteristic investigation, (a) is a general view, (b) is a detailed figure of an annular notch part. 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。It is a figure explaining the inclination angle ((theta)) of the nozzle in the slab entrance side of a scale breaker.

Claims (8)

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。 In mass%, C: 0.01 to 0.12%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 0.4 to 2%, P: 0.05% or less, S: 0.003% or less , Al: 0.002 to 0.050% and N: 0.0015 to 0.01%, the balance is Fe and impurities, and the PP value represented by the following formula (1) is 0.08. %, And in the microstructure of the steel surface portion located from the outermost surface of the steel material to 100 μm , the ferrite fraction is 5 to 40%, the bainite fraction is 50% or more , the ferrite and bainite fraction Is a high-tensile steel material having excellent ductile cracking characteristics, characterized by having a sum of 91% or more and an average particle size of 5 μm or less.
PP = (Si / 30) + (Mn / 20) + (Cu / 20) + (Ni / 60) + (Cr / 20) + (Mo / 15) + (V / 10) + 5B (1)
Here, the element symbol in the formula (1) represents the content in mass% of the element.
In addition, “grain size” refers to the case where all the high-angle grain boundaries where the orientation difference between structures is 15 ° or more are defined as “grain boundaries”, and the region surrounded by the “grain boundaries” is defined as one “grain”. Is defined as a distance between grain boundaries in a direction perpendicular to the longest diameter of the “grain” on the two-dimensional observation surface. 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。   Instead of a part of Fe, by mass%, Cu: 0.8% or less, Ni: 1% or less, V: 0.1% or less, and B: 0.002% or less are contained. The high-tensile steel material having excellent ductile crack initiation characteristics according to claim 1. 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。   The high-strength steel material having excellent ductile crack generation characteristics according to claim 1 or 2, wherein Cr is contained in an amount of 1% by mass in place of part of Fe. 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。   It replaces with a part of Fe, and contains 1 or more types of Mo: 0.8% or less and Nb: 0.1% or less in the mass%, Any one of Claim 1 to 3 characterized by the above-mentioned. High-tensile steel with excellent ductile crack initiation characteristics as described in 1. 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。   The high-strength steel material having excellent ductile crack initiation characteristics according to any one of claims 1 to 4, characterized in that Ti is contained in an amount of 0.1% by mass or less in place of part of Fe. . 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。   The high-strength steel material having excellent ductile crack initiation characteristics according to any one of claims 1 to 5, characterized in that it contains Ca: 0.004% or less in mass% instead of part of Fe. . 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。   The high-tensile steel material having excellent ductile crack initiation characteristics according to any one of claims 1 to 6, characterized in that Mg is contained in an amount of 0.006% or less by mass instead of part of Fe. . 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。
The high tensile strength excellent in ductile crack initiation characteristics according to any one of claims 1 to 7, characterized by containing rare earth elements: 0.004% or less in mass% instead of part of Fe. Steel material.
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