CN102264934A - 焊接热影响部及母材部的耐延性破裂发生特性优良的钢材及其制造方法 - Google Patents

焊接热影响部及母材部的耐延性破裂发生特性优良的钢材及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明涉及要求结构安全性的适合使用于管路、桥梁、建筑物等焊接结构物的钢材及其制造方法，尤其是涉及焊接热影响部及母材部的耐延性破裂发生特性的改善。具体而言，一种钢材，具有如下组成，即以质量％计，含有：C：0.02～0.2％、Si：0.01～0.5％、Mn：0.5～2.5％、P：0.05％以下、S：0.05％以下、Al：0.1％以下、N：0.01％以下，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成，板厚的1/4位置的微观组织由铁素体和硬质相构成，所述硬质相的面积百分率为50～90％，且所述铁素体的平均纵横比为1.5以上。

Description

焊接热影响部及母材部的耐延性破裂发生特性优良的钢材及其制造方法
技术领域
本发明涉及要求结构安全性的适合使用于管路(pipeline)、桥梁、建筑物(architectural structure)等焊接结构物(welded structure)的钢材及其制造方法，尤其是涉及焊接热影响部(welded heat affected zone)及母材部的耐延性破裂发生特性(resistance of ductile crack initiation)优良的钢材及其制造方法。具体而言，以焊接热影响部及母材部的耐延性破裂发生特性优良且拉伸强度TS为490MPa以上的强度、夏比冲击试验(Charpy impact test)(以JIS Z 2242的规定为基准)的延性/脆性断面转变温度(ductile-brittle fracture transition temperature)vTrs为0℃以下的具有高韧性的结构用钢材为对象。
背景技术
已知有管路、桥梁、建筑物等焊接结构物暴露在地震等的大的外负载(external load)下时，在焊趾部(weld toe)等应力集中部位(stressconcentration zone)发生延性破裂(ductile crack)，发生的延性破裂成为触发点(trigger)，从而产生脆性破坏(brittle fracture)而导致结构物的破损(break)、破坏(fracture)的情况。
为了避免此种焊接结构物的破损、破坏，构成所述焊接结构物的钢材的耐延性破裂发生特性优良的情况很重要。
在专利文献1中记载有一种耐延性破裂发生特性优良的高张力钢材，其特征在于，钢材表面部的微观组织(microstructure)的铁素体百分率(ferrite area fraction)为10～40％，贝氏体(bainite)的百分率为50％以上，平均粒径(average grain size)为5μm以下。
在专利文献2中记载有一种制动特性(arrestrability)及耐延性破裂破坏特性(resistance of ductile fracture)优良的钢板，其是微观组织实质上由铁素体组织、珠光体组织(pearlite structure)及贝氏体组织构成的钢板，分成钢板的两表面部及板厚方向的中心部这三层时，分别具有特定的微观组织。
当钢板的两表面部为板厚的各5％以上时，由具有50％以上的铁素体组织且该部分的贝氏体百分率为5～25％以下的层构成，该铁素体组织具有圆相当粒径为7μm以下、纵横比(aspect ratio)为2～4的铁素体粒，当钢板的板厚方向的中心部为板厚的50％以上时，由具有圆相当平均粒径为4～10μm、纵横比为2以下的铁素体粒且该部分的贝氏体百分率为10％以下的层构成。
即，专利文献2的技术涉及一种钢板，其从钢板的板表面朝向板厚方向具有三个层，该层具有由纵横比不同的铁素体粒构成的铁素体/珠光体组织，进而使作为硬质相的贝氏体组织适当地分散到作为软质相的该铁素体/珠光体组织中。其中，在钢板的两表面部分别积极地形成纵横比大的加工铁素体粒，并且通过使贝氏体组织适当地分散而提高制动特性，另一方面，通过将钢板的中央部控制成均匀的等轴铁素体粒组织，并抑制贝氏体组织，而提高对常温时的延性破坏来说重要的伸展特性，通过将该钢板的两表面部及中央部控制成上述三层结构，而满足“制动特性”和“延性破坏特性”这两个相反的特性。
另外，专利文献3的技术也与专利文献2的技术同样地，是在铁素体-珠光体钢的钢板表层部形成加工铁素体粒，并将钢板内部的微观组织形成为均匀的等轴铁素体粒的技术。
即，在专利文献3中记载有严格地控制轧制条件而将钢板表层部形成为特定的微观组织的制动特性及延性破坏特性优良的厚钢板的制造方法。
具体而言，轧制中途的厚度为t时，相对于板厚方向的距两表面为0.05t以上且0.15t以下的表层区域(surface layer zone)，在Ar3相变点以上且900℃以下的未再结晶温度域(non recrystallization temperaturezone)中，施加成为ε≥0.5的相当塑性变形(equivalent plastic strain)ε。
然后，在所述表层区域的残留累积的相当塑性变形量(residual andcumulative equivalent plastic strain)εr满足εr≥0.5的时间内，将比距两表面为板厚t/4的位置更靠芯部侧的内部区域的温度维持成Ar3相变点以上，并利用2～15℃/s的冷却速度将所述表层区域冷却至450～650℃的温度范围，接着再次开始轧制。
在再次开始的轧制中，对所述内部区域施加0.35≤εr＜0.55的残留累积相当塑性变形εr，在Ar3相变点以上结束轧制，并且通过加工发热(processing heat)及内部显热(internal sensible heat)使所述表层区域回热(recuperate)到Ar3相变点以下，然后以使平均冷却速度成为1～10℃/s的方式进行冷却。
另外，专利文献1～3的技术都是在奥氏体的未再结晶域(细粒化温度域)进行轧制或在终轧温度Ar3以上进行轧制，从而在奥氏体中形成微细的亚晶粒，对相变后的组织进行微细化的技术。
专利文献1：日本特开2008-202119号公报
专利文献2：日本特开2000-328177号公报
专利文献3：日本特开2003-221619号公报
发明内容
然而，专利文献1～3的技术在通过焊接等使表层部组织向焊接热影响部变化时，担心会失去耐延性破裂发生的效果。
另外，专利文献1的实施例所记载的从加热炉抽出的板坯表面的处理中使用的氧化皮清理机(scale breaker)，或专利文献2的实施例所记载的细粒化温度域下的轧制工序和设定的温度域下的轧制工序这两阶段的轧制，进而如专利文献3那样的用于分成表层的组织和钢板内部的组织的多方面的轧制或温度控制的制造工序都烦杂。
因此，本发明是鉴于上述现有技术的问题而做出的，其目的在于通过简易的方法提供一种焊接热影响部及母材部中的耐延性破裂发生特性优良的钢材及其制造方法。
本发明者们为了实现上述目的，对于焊接热影响部的耐延性破裂发生特性优良的母材组织进行了锐意研究，发现了在钢板的板厚方向的呈现平均的组织的板厚的1/4位置上，将母材组织形成为对铁素体的平均纵横比和硬质相(hard phase)的面积百分率进行了规定的铁素体和硬质相时，焊接热影响部的耐延性破裂发生特性优良，而且，此种钢材的母材部的耐延性破裂发生特性也优良，进而发现了具备该微观组织的钢板的制造条件。
本发明基于上述见解，经过进一步的研究而完成，即，
(1)一种焊接热影响部及母材部的耐延性破裂发生特性优良的钢材，其特征在于，具有如下组成，即以质量％计，含有：C：0.02～0.2％、Si：0.01～0.5％、Mn：0.5～2.5％、P：0.05％以下、S：0.05％以下、Al：0.1％以下、N：0.01％以下，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成，板厚的1/4位置的微观组织由铁素体和硬质相构成，所述硬质相的面积百分率为50～90％，且所述铁素体的平均纵横比为1.5以上。
(2)根据(1)所记载的焊接热影响部及母材部的耐延性破裂发生特性优良的钢材，成分组成中还含有选自以质量％计Cu：0.01～2％、Ni：0.01～5％、Cr：0.01～3％、Mo：0.01～2％、Nb：0.1％以下、V：0.1％以下、Ti：0.1％以下、B：0.01％以下、Ca：0.01％以下、REM：0.1％以下中的一种或两种以上。
(3)根据(1)或(2)所记载的焊接热影响部及母材部的耐延性破裂发生特性优良的钢材，其特征在于，钢板表面的组织由铁素体和硬质相构成，铁素体的面积率超过40％，且铁素体粒径的平均纵横比超过2。
(4)一种焊接热影响部及母材部的耐延性破裂发生特性优良的钢材的制造方法，其特征在于，将具有(1)或(2)所记载的成分的钢材料再加热至1000℃以上，实施了在900℃以上的温度域的轧制率为50％以上且终轧温度为Ar3点～Ar3-50℃的轧制后，在Ar3-10℃～Ar3-70℃下开始水冷，在500℃以下结束水冷。
(5)根据(4)所记载的焊接热影响部及母材部的耐延性破裂发生特性优良的钢材的制造方法，其特征在于，在进行了水冷后，进而在最高加热温度低于Ac1点的条件下进行回火处理。
[发明效果]
根据本发明，能够容易且稳定而大量生产如下钢材，所述钢材为例如即使在钢结构物上产生地震等引起的大变形，也能够抑制来自焊趾部等应力集中部的延性破裂的发生并能够抑制可防止钢结构物的倒塌或破损的焊接热影响部及母材部的延性破裂发生的钢材，从而在工业上起到特别的效果。
附图说明
图1是表示焊接热影响部的延性破裂发生试验方法的图。
图2是表示硬质相的面积百分率及铁素体的平均纵横比对1400℃模拟热循环材料的延性破裂发生的影响的图。
图3是表示母材部的延性破裂发生试验方法的图。
图4是表示硬质相的面积百分率及铁素体的平均纵横比对母材部的延性破裂发生的影响的图。
具体实施方式
在本发明中，对成分组成和微观组织进行了规定。在成分组成的说明中，只要未作特别说明，质量％仅由％表示。
[成分组成]
C：0.02～0.2％
C是具有使钢的强度增加的作用的元素，在本发明中特别有助于硬质相的生成。为了得到此种效果而需要含有0.02％以上。另一方面，含有超过0.2％时，会降低延性(ductility)、弯曲加工性(bendingworkability)，且降低焊接性(weldability)。因此，C限定在0.02～0.2％的范围内。更优选为0.02～0.18％。
Si：0.01～0.5％
Si作为脱氧剂起作用，且具有固溶而提高钢的强度的作用。为了得到此种效果而需要含有0.01％以上。另一方面，含有超过0.5％会降低韧性并降低焊接性。因此，Si限定在0.01～0.5％的范围内。更优选0.01～0.4％。
Mn：0.1～2.5％
Mn具有通过提高淬火性而增加钢的强度并提高韧性的作用。为了得到此种效果，而需要含有0.1％以上。另一方面，含有超过2.5％会使焊接性下降。因此，Mn限定在0.1～2.5％的范围内。更优选为0.5～2.0％。
P：0.05％以下
由于P会导致韧性的劣化，因此优选尽可能将其减少，但可以容许至0.05％。因此，P限定为0.05％以下。更优选为0.04％以下。
S：0.05％以下
S在钢中作为夹杂物存在，会使延性、韧性劣化，因此优选尽可能将其减少，但可以容许至0.05％。因此，S限定为0.05％以下。更优选为0.04％以下。
Al：0.1％以下
Al是作为脱氧剂起作用且有助于结晶粒的微细化的元素，但超过0.1％的过度含有会导致韧性的下降。因此，Al限定为0.1％以下。更优选为0.05％以下。
N：0.01％以下
N是与C同样地通过固溶强化而增加钢的强度的元素，但过度的含有会导致韧性的下降，因此N限定为0.01％以下。更优选为0.005％以下。
上述的成分是基本成分，但在本发明中，根据所希望的特性还可以含有选自Cu：0.01～2％、Ni：0.01～5％、Cr：0.01～3％、Mo：0.01～2％、Nb：0.1％以下、V：0.1％以下、Ti：0.1％以下、B：0.01％以下、Ca：0.01％以下、REM：0.1％以下中的1种或2种以上。
Cu：0.01～2％
Cu是具有通过增加淬火性或固溶而增加钢的强度的作用的元素。为了确保此种效果而需要含有0.01％以上。另一方面，超过2％的含有会使焊接性下降，且在钢材制造时容易产生瑕疵。因此，在添加时为0.01～2％的范围。更优选为0.01～1％。
Ni：0.01～5％
Ni有助于低温韧性的提高、淬火性的增加、含有Cu时有助于防止Cu的热脆性，因此根据需要进行添加。通过0.01％以上的添加而可以确认此种效果，但5％以上的添加会导致钢材成本的下降并降低焊接性。因此，在添加时为0.01～5％的范围。更优选为0.01～4.5％。
Cr：0.01～3％
Cr通过提高淬火性或增加回火软化阻力而增加钢材的强度，因此根据需要进行添加。通过含有0.01％以上而能够确认此种效果。另一方面，超过3％的添加会使焊接性和韧性下降。因此，在添加时为0.01～3％的范围。更优选为0.01～2.5％的范围。
Mo：0.01～2％
Mo通过提高淬火性或增加回火软化阻力而增加钢材的强度，因此根据需要进行添加。通过含有0.01％以上而能够确认此种效果。另一方面，超过2％的添加会使焊接性或韧性下降。因此，在添加时为0.01～2％的范围。更优选为0.01～1％的范围。
Nb：0.1％以下
Nb是在回火时作为碳化物(carbide)或碳氮化物(carbonitride)析出，并通过析出强化(precipitation strengthening)而增加钢的强度的元素。而且，Nb还具有在轧制时使奥氏体粒微细化而提高韧性的效果。为了得到该效果，优选为0.001％以上。然而，超过0.1％的含有会使韧性下降。因此，在添加时为0.1％以下。更优选为0.05％以下。
V：0.1％以下
V是在回火时作为碳化物或碳氮化物析出，并通过析出强化而增加钢的强度的元素。而且，还具有在轧制时使奥氏体粒微细化而提高韧性的效果。为了得到该效果，优选为0.001％以上。然而，超过0.1％的含有会使韧性下降。因此，在添加时为0.1％以下。更优选为0.05％以下。
Ti：0.1％以下
Ti具有在焊接热影响部中使奥氏体微细化而提高韧性的效果，因此根据需要进行添加。为了得到该效果而优选为0.001％以上。然而，超过0.1％的添加会使韧性下降，并导致钢材成本的高涨。因此，在添加时为0.1％以下。更优选为0.05％以下。
B：0.01％以下
B具有在少量含有时提高淬火性而增加钢的强度的效果，因此根据需要进行添加。为了得到该效果而优选为0.0001％以上。然而，0.01％以下的添加会使焊接性下降。因此，在添加时为0.01％以下。更优选为0.005％以下。
Ca：0.01％以下
Ca通过CaS夹杂物的形态控制而提高母材韧性，进而提高焊接热影响部的韧性，因此根据需要进行添加。为了得到该效果而优选为0.0001％以上。然而，超过0.01％的添加会由于CaS夹杂物的增加而降低韧性。因此，在添加时为0.01％以下。更优选为0.009％以下。
REM：0.1％以下
REM是提高焊接热影响部的韧性的元素，根据需要进行添加。为了得到该效果而优选为0.0001％以上。然而，超过0.1％的添加会导致韧性的下降。因此，在添加时为0.1％以下。更优选为0.05％以下。
需要说明的是，REM是稀土类元素即Y、Ce等的总称，在此所说的添加量是指这些稀土类元素的总量。
[微观组织]
本发明的钢材具备板厚的1/4位置的组织由铁素体和硬质相构成，硬质相的面积百分率为50～90％，且铁素体粒径的平均纵横比为1.5以上的微观组织。在硬质相的面积百分率小于50％或超过90％或铁素体粒径的平均纵横比小于1.5的范围内，有可能会产生延性破裂。
需要说明的是，铁素体粒径的平均纵横比的上限值并不需要特别限定，但从轧制机的能力等出发，为5以下。而且，硬质相的面积百分率更优选为52～90％，铁素体粒径的平均纵横比更优选为1.6以上。进一步优选1.7以上。
在由铁素体和硬质相构成的二相的混合组织中，母材的屈服比下降，即使在为母材的状态下或模拟了焊接热影响部的模拟热循环(simulated heat cycle)后，也能缓和应力集中部的变形集中(strainconcentration)。此种效果在单相铁素体或单相硬质相时无法得到。
另外，本发明的钢材的钢板表面(距板表面为1mm)的组织由铁素体和硬质相构成，铁素体的面积率超过40％，更优选为50％以上。而且，铁素体粒径的平均纵横比超过2。铁素体的面积率小于40％或铁素体粒径的平均纵横比为2以下时，焊接热影响部的耐延性破裂发生特性差。
在本发明中，硬质相是贝氏体、马氏体或贝氏体/马氏体混合组织，包含面积百分率为5％以下的岛状马氏体(island martensite，M-Aconstituent：M-A组元)(MA)。
图2表示使用焊接部的模拟热循环试验片(simulated heat cyclespecimen)(最高加热温度1400℃)，调查了耐延性破裂发生特性的结果，如图2所示，当母材的硬质相的面积百分率为50～90％且铁素体的平均纵横比为1.5以上时，即使在模拟热循环后也无法确认延性破裂的发生。
图2所示的结果是，从以各种制造方法制作本发明范围内的组成的钢而使微观组织变化的钢材的板厚的1/4中心(当板厚为25mm以下时，是板厚的1/2中心)选取12mm厚度(＝板厚方向)×12mm宽度×200长度的试验片，通过热模拟试验机(Gleeble tester)施加到焊接部的模拟热循环(到达最高加热温度的时间为6s、从最高加热温度到室温的冷却速度为40℃/s)而得到作为试样。
图1表示试验片形状及试验条件。利用夹钳(clamp)5对在施加了模拟热循环的试样(试验片1)的模拟热循环部2的中央向长度3mm的板厚方向导入单侧贯通缺口(single through-thickness edge notch)后的部件进行限制，通过螺纹紧固的刃形支承(knife-edge)4间的夹式引伸仪(clip gage)3的位移而进行了到0.6mm的拉伸载荷(tensile load)(箭头6)后，除去载荷，削入/镜面研磨至试验片宽度中央部而评价缺口前端的破裂发生的有无。将来自缺口底的延性破裂为50μm以上的情况定义为发生破裂。
通过将母材形成为铁素体与硬质相的复合组织，在模拟热循环后的组织中，通过使屈服比(0.2％耐力/拉伸强度)下降且缺口前端部的变形集中的程度减少而产生图2所示的结果。
另外，此种优良的特性在不施加模拟热循环的母材部中也能共通地确认到。
即，图4表示调查了母材部的微观组织对耐延性破裂发生特性的影响的结果，如图4所示，在母材的硬质相的面积百分率为50～90％且铁素体的平均纵横比为1.5以上时，无法确认延性破裂的发生。
图4所示的母材部的结果是从以各种制造方法制作本发明范围内的组成的钢并改变微观组织的钢材的板厚的1/4中心(在板厚为25mm以下时，是板厚的1/2中心)选取12mm厚度(＝板厚方向)×12mm宽度×200长度的试验片来进行(图3)。
图3表示试验片形状及试验条件。利用夹钳5对在试样(试验片1)的中央向长度3mm的板厚方向导入单侧贯通缺口后的部件进行限制，通过螺纹紧固的刃形支承4间的夹式引伸仪3的位移而进行了到0.8mm的拉伸载荷(箭头6)后，除去载荷，削入/镜面研磨至试验片宽度中央部而评价缺口前端的破裂发生的有无。将来自缺口底的延性破裂为50μm以上的情况定义为发生破裂。
图4所示的结果认为是因为通过将母材形成为铁素体与硬质相的复合组织，而使屈服比(0.2％耐力/拉伸强度)下降，减少缺口前端部的变形集中的程度。
另外，认为另一个主要原因是通过增大铁素体的平均纵横比，即，通过使特定的集合组织发展，而在母材的状态下及模拟热循环后，使滑动面(slip plane)相对于破裂发生方向也较大倾斜。纵横比是指在与轧制方向平行的截面中的轧制方向的铁素体粒径(长径)/板厚方向(短径)的铁素体粒径。
需要说明的是，模拟热循环的最高加热温度为760℃、900℃、1200℃时也能得到与图2同样的结果。
本发明的钢材通过对上述成分的钢材料依次实施热轧工序、水冷工序、或进一步的回火工序而得到。
热轧再加热到1000℃以上，实施了在900℃以上的温度域的轧制率为50％以上且终轧温度成为Ar3点～Ar3-50℃的轧制。更优选的终轧温度为小于Ar3点～Ar3-40℃。通过形成为该终轧温度范围，能够对轧制中生成的铁素体施加加工变形，能够提高铁素体的纵横比。再加热温度低于1000℃时，无法实施对钢材料施加希望的累积轧制率的热轧。
另外，900℃以上的累积轧制率低于50％时，无法确保希望的强度、韧性。当终轧温度超过Ar3点时，铁素体的纵横比不为1.5以上。当终轧温度低于Ar3-50℃时，通过之后的水冷得到的硬质相的百分率不为50％以上。
水冷工序在热轧后，立即在Ar3-10℃～Ar3-70℃下开始水冷，在500℃以下结束水冷。在水冷开始温度高于Ar3-10℃时，成为面积百分率低于10％的铁素体(面积百分率超过90％的硬质相)。而且，水冷开始温度低于Ar3-70℃时或在热轧后未立即(300秒以内)开始水冷时，成为面积百分率高于50％的铁素体(面积百分率小于50％的硬质相)或在本发明中不希望析出的珠光体发生析出，无法满足所希望的特性。
在实施了上述的冷却后，还可以在小于Ac1点下实施回火处理。通过实施回火处理而能够提高韧性、延性，能够调整成所希望的强度或韧性。回火温度超过Ac1点时，大量地生成岛状马氏体，且韧性下降。
需要说明的是，Ar3点、Ac1点基于各成分的含有量(质量％)，可以利用下式来算出。
Ar3(℃)＝910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo
Ac1(℃)＝723-14Mn+22Si-14.4Ni+23.3Cr
以下，基于实施例而对本发明进行详细说明。
[实施例]
以表2所示的条件对表1所示的成分的钢材料实施热轧，形成板厚12～100mm的钢板。
对于得到的钢板，实施了组织观察、拉伸试验、韧性试验、模拟热循环后的延性破裂发生试验、母材的延性破裂发生试验。试验方法如下面的(1)～(5)所示。
(1)组织观察
从得到的钢板在与轧制方向平行的截面中选取试验片，在镜面研磨、硝酸乙醇溶液蚀刻后，进行了板厚的1/4位置及表面下1mm的组织观察。观察分别在视场数：20视场下进行。面积百分率是通过对铁素体和硬质相进行2值化而以倍率×200求出的。在倍率×400下求出该视场中存在的各个铁素体的轧制方向的长度和板厚方向的长度，求出轧制方向的长度/板厚方向的长度，求出它们的平均值作为铁素体的平均纵横比。
(2)拉伸试验
以JIS Z 2201(1998)的规定为基准，以使拉伸方向为与钢板的轧制方向成直角方向的方式，从得到的钢板选取了整个厚度的JIS 5号试验片。拉伸试验以JIS Z 2241(1998)为基准进行，求出0.2％耐力(σ0.2)、拉伸强度(TS)，评价了静态的拉伸特性。
(3)韧性试验
以JIS Z 2242(2005)的规定为基准，以使长度方向成为与轧制方向平行的方向的方式，从得到的钢板选取了V缺口试验片，求出延性/脆性断面转变温度，评价韧性。试验片在板厚为20mm以上时以板厚的1/4位置为中心进行选取，在板厚小于20mm时以板厚的1/2位置为中心进行选取。
(4)模拟热循环后的延性破裂发生试验
从得到的钢板的板厚的1/4中心(在板厚为25mm以下时，是板厚的1/2中心)选取了12mm厚度(＝板厚方向＝t)×12mm宽度、全长200mm的试验片。使用热模拟试验机，对该试验片施加了最高加热温度为760℃、900℃、1200℃、1400℃的焊接热影响部的模拟热循环(到达最高加热温度的时间：6s，从最高加热温度到室温的冷却速度：40℃/s)。
然后，如图1所示，在模拟热循环部中央向长度3mm的板厚方向导入单侧贯通缺口。缺口加工通过放电加工进行实施，缺口前端半径为0.1mm。
对于试验，以限制长度50mm夹紧试验片的左右两端部，施加了拉伸载荷。试验中，利用夹式引伸仪来计测通过螺纹紧固而安装在缺口附近的刃形支承间的位移，在因夹式引伸仪位移而进行了到0.6mm的拉伸载荷后，解除载荷。然后，在试验中，削入到宽度中央而进行镜面研磨，以倍率×50的显微镜研究了缺口底的破裂发生状况。延性破裂发生的定义为延性破裂从缺口底伸展50μm以上的情况。
(5)母材的延性破裂发生试验
从得到的钢板，在板厚的1/4中心(在板厚为25mm以下时，为板厚的1/2中心)，选取了12mm厚度(＝板厚方向＝t)×12mm宽度、全长200mm的试验片。
如图3所示，对得到的试验片的试验片中央向长度3mm的板厚方向导入了单侧贯通缺口。缺口加工通过放电加工进行实施，缺口前端半径为0.1mm。
对于试验，以限制长度50mm夹紧试验片的左右两端部，施加了拉伸载荷。试验中，利用夹式引伸仪来计测通过螺纹紧固而安装在缺口附近的刃形支承间的位移，在因夹式引伸仪位移而进行了到0.8mm的拉伸载荷后，解除载荷。然后，在试验中，削入到宽度中央而进行镜面研磨，以倍率×50的显微镜研究了缺口底的破裂发生状况。延性破裂发生的定义为延性破裂从缺口底伸展50μm以上的情况。
关于施加了模拟热循环的试验片，得到的实验结果如表3所示。利用本发明中规定的成分、制造方法所制作的No.1～No.10的钢板都成为本发明的规定的组织。并且可知，具有优良的强度和韧性且焊接热影响部的耐延性破裂发生特性优良。
另一方面，C不满足本发明的范围的下限的No.11的钢板(钢种K*)是低拉伸强度。而且，C、P、S超过本发明的范围的上限的No.12的钢板(钢种L*)的韧性低，焊接热影响部的延性破裂发生特性差。
板坯的再加热温度比本发明低且900℃以上的累积轧制率偏离本发明的范围的No.13的钢板的韧性低。终轧温度及水冷开始温度高于本发明的范围的No.14的钢板未生成铁素体而未成为本发明规定的组织，焊接热影响部的耐延性破裂发生特性差。
水冷开始温度低于本发明的范围的No.15的钢板以及水冷停止温度高于本发明的范围的No.16的钢板的硬质相百分率、铁素体的平均纵横比未成为本发明所规定的值，都为低拉伸强度，且焊接热影响部的耐延性破裂发生特性差。回火温度超过本发明的范围的No.17的钢板由于大量生成岛状马氏体而为低韧性，焊接热影响部的耐延性破裂发生特性差。
关于母材部，得到的实验结果如表4所示。以本发明中规定的成分、制造方法所制作的No.18～No.27的钢板都成为本发明的规定的组织。并且可以确认，具有优良的强度和韧性，并且耐延性破裂发生特性优良。
另一方面，C不满足本发明的范围的下限的No.28的钢板(钢种W*)是低拉伸强度。而且，C、P、S超过本发明的范围的上限的No.29的钢板(钢种X*)的韧性低。板坯的再加热温度低于本发明的范围且900℃以上的累积轧制率不满足本发明的范围的No.30的钢板的韧性低。
终轧温度及水冷开始温度高于本发明的范围的No.31的钢板未生成铁素体而未成为本发明所规定的组织，耐延性破裂发生特性差。
水冷开始温度低于本发明的范围的No.32的钢板以及水冷停止温度高于本发明的范围的No.33的钢板的硬质相百分率、铁素体的平均纵横比都未成为本发明所规定的值，而都为低拉伸强度，并且耐延性破裂发生特性差。回火温度超过本发明值的No.34的钢板由于大量生成岛状马氏体，因此为低韧性，耐延性破裂发生特性差。
标号说明：
1：试验片
2：模拟热循环部
3：夹式引伸仪
4：刃形支承
5：夹钳
6：拉伸载荷
表1
Figure BPA00001391325700181
注：*记号表示本发明范围外，钢种K、L、W、X是比较钢
注(1)：Ar3(℃)＝910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo其中，各合金元素量是含有量(％)
注(2)：Ar1(℃)＝723-14Mn+22Si-14.4Ni+23.3Cr其中，各合金元素量是含有量(％)
表2
Figure BPA00001391325700191
注：*记号表示本发明范围外。
表3
Figure BPA00001391325700201
注：*记号表示本发明范围外。
注(1)：B：贝氏体，M：马氏体，P：珠光体，TB：回火贝氏体，TM：回火马氏体，MA：岛状马氏体
注(2)：○：延性破裂未发生，×：延性破裂发生
表4
Figure BPA00001391325700211
注：*记号表示本发明范围外。
注(1)：B：贝氏体，M：马氏体，P：珠光体，TB：回火贝氏体，TM：回火马氏体，MA：岛状马氏体
注(2)：○：延性破裂未发生，×：延性破裂发生

Claims (5)

1.一种焊接热影响部及母材部的耐延性破裂发生特性优良的钢材，其特征在于，具有如下组成，即以质量％计，含有：C：0.02～0.2％、Si：0.01～0.5％、Mn：0.5～2.5％、P：0.05％以下、S：0.05％以下、Al：0.1％以下、N：0.01％以下，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成，板厚的1/4位置的微观组织由铁素体和硬质相构成，所述硬质相的面积百分率为50～90％，且所述铁素体的平均纵横比为1.5以上。
2.根据权利要求1所述的焊接热影响部及母材部的耐延性破裂发生特性优良的钢材，其特征在于，
成分组成中还含有选自以质量％计Cu：0.01～2％、Ni：0.01～5％、Cr：0.01～3％、Mo：0.01～2％、Nb：0.1％以下、V：0.1％以下、Ti：0.1％以下、B：0.01％以下、Ca：0.01％以下、REM：0.1％以下中的一种或两种以上。
3.根据权利要求1或2所述的焊接热影响部及母材部的耐延性破裂发生特性优良的钢材，其特征在于，
钢板表面的组织由铁素体和硬质相构成，所述铁素体的面积率超过40％，且所述铁素体粒径的平均纵横比超过2。
4.一种焊接热影响部及母材部的耐延性破裂发生特性优良的钢材的制造方法，其特征在于，将具有权利要求1或2所述的成分的钢材料再加热至1000℃以上，实施了在900℃以上的温度域的轧制率为50％以上且终轧温度为Ar3点～Ar3-50℃的轧制后，在Ar3-10℃～Ar3-70℃下开始水冷，在500℃以下结束水冷。
5.根据权利要求4所述的焊接热影响部及母材部的耐延性破裂发生特性优良的钢材的制造方法，其特征在于，
在进行了水冷后，进而在最高加热温度低于Ac1点的条件下进行回火处理。
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