WO2010074347A1 - 溶接熱影響部および母材部の耐延性き裂発生特性に優れた鋼材およびその製造方法 - Google Patents

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伊木聡
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    • C21D9/50—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for welded joints

Definitions

  • the present invention relates to a steel material suitable for use in welded structures such as pipelines, bridges, and architectures where structural safety is required, and a method for manufacturing the same.
  • the present invention relates to a heat affected zone (welded heat affected zone) and a material having excellent resistance to ductile crack initiation of a base metal portion. Specifically, it is excellent in ductile crack initiation characteristics of the weld heat affected zone and the base metal, and has a tensile strength of 490 MPa or more in TS and a Charpy impact test (as defined in JIS Z 2242). Compliant) ductile / brittle fracture transition temperature: For structural steels having high toughness with vTrs of 0 ° C. or less.
  • Patent Document 1 discloses that the microstructure of a steel surface portion has a ferrite fraction (ferrite area fraction) of 10 to 40%, a bainite fraction of 50% or more, and an average grain size (average grain).
  • a high-strength steel material having excellent ductile crack generation characteristics characterized in that the size) is 5 ⁇ m or less is described.
  • Patent Document 2 discloses a steel sheet whose microstructure is substantially composed of a ferrite structure, a pearlite structure, and a bainite structure, and is composed of three layers of both surface portions of the steel plate and a central portion in the plate thickness direction. When divided, steel sheets each having a specific microstructure and excellent in arrestability and ductile crack fracture resistance are described.
  • Both surface portions of the steel sheet have a ferrite structure having 50% or more of ferrite grains having an equivalent grain diameter of 7 ⁇ m or less and an aspect ratio of 2 to 4 over 5% or more of the plate thickness, and the portion
  • the bainite fraction is composed of a layer having a ratio of 5 to 25% or less, and the central portion in the thickness direction of the steel sheet extends over 50% of the thickness of the sheet, and the equivalent circle average particle diameter is 4 to 10 ⁇ m, and the aspect ratio is 2 or less. It has a ferrite grain and is composed of a layer having a bainite fraction of 10% or less.
  • Patent Document 2 is a steel sheet in which three layers having ferrite / pearlite structures composed of ferrite grains having different aspect ratios exist from the surface of the steel sheet in the thickness direction, and further the soft phase.
  • a bainite structure as a hard phase is appropriately dispersed in the ferrite pearlite structure.
  • both surface portions of the steel plate are actively formed with processed ferrite grains having a large aspect ratio, and the arrest characteristics are enhanced by appropriately dispersing the bainite structure, while the central portion of the steel plate is uniform, etc.
  • Patent Document 3 is a technique for forming processed ferrite grains on the steel sheet surface layer of ferritic pearlite steel and making the microstructure inside the steel sheet uniform and equiaxed ferrite grains as in the technique of Patent Document 2. It is. That is, Patent Document 3 describes a method for producing a thick steel plate having excellent arrest characteristics and ductile fracture characteristics in which rolling conditions are strictly controlled and a steel sheet surface layer portion has a specific microstructure.
  • the surface layer zone from 0.05 t to 0.15 t from both surfaces in the plate thickness direction is Ar 3 transformation point or higher and 900 ° C. or lower.
  • Equivalent plastic strain ⁇ satisfying ⁇ ⁇ 0.5 is applied in the non-recrystallization temperature zone.
  • the inner side on the core side from the thickness t / 4 position from both surfaces is within the time.
  • 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 rolling is resumed.
  • Patent Documents 1 to 3 are concerned that the effect of ductile crack generation is lost when the surface layer structure is changed to a weld heat affected zone by welding or the like.
  • the present invention aims to provide a steel material having excellent ductile crack generation characteristics in a welding heat-affected zone and a base metal, and a method for producing the same, by a simple method. To do.
  • the present inventors have conducted intensive research on a base material structure excellent in ductile crack generation characteristics of a weld heat-affected zone, and presenting an average structure in the thickness direction of a steel sheet.
  • the base material structure is a ferrite and a hard phase that define the average aspect ratio of ferrite and the area fraction of the hard phase (hard phase)
  • a ductile crack is also generated in the weld heat affected zone.
  • the present inventors have found that the generation characteristics are excellent, and that such a steel material is also excellent in the ductile crack generation characteristics of the base metal portion, and further the manufacturing conditions of the steel sheet having the microstructure.
  • the present invention has been completed on the basis of such findings, and has been completed.
  • C 0.02 to 0.2%, Si: 0.01 to 0.5%, Mn: 0.5 to 2.5%, P: 0.05% or less, S: 0.05% or less, Al: 0.1% or less, N: 0.01% or less, having a composition comprising the balance Fe and inevitable impurities, and the microstructure at the 1/4 position of the plate thickness is ferrite.
  • It consists of a hard phase, the area fraction of the hard phase is 50 to 90%, and the average aspect ratio of the ferrite is 1.5 or more Steel with excellent crack initiation characteristics.
  • a steel material with excellent ductile cracking characteristics in the weld heat-affected zone and the base metal is reheated to 1000 ° C. or higher, the rolling reduction in the temperature range of 900 ° C. or higher is 50% or higher, and the rolling finish temperature is Ar 3 points.
  • the tempering treatment is further performed at a maximum heating temperature Ac of less than 1 point, so that the weld heat-affected zone and the base metal portion have ductile crack initiation characteristics as described in (4). Excellent steel manufacturing method.
  • the present invention for example, even if a large deformation due to an earthquake or the like occurs in a steel structure, it is possible to suppress the occurrence of a ductile crack from a stress concentrated portion such as a weld toe, and prevent the steel structure from collapsing or breaking. Steel products that can suppress the occurrence of ductile cracks in the weld heat-affected zone and the base metal can be easily and stably mass-produced, and have remarkable industrial effects.
  • the component composition and the microstructure are defined. Unless otherwise specified in the description of the component composition, the mass% is simply represented by%.
  • [Ingredient composition] C 0.02 to 0.2% C is an element having an action of increasing the strength of steel, and in the present invention, contributes particularly to the formation of a hard phase. In order to obtain such an effect, a content of 0.02% or more is required. On the other hand, when the content exceeds 0.2%, ductility and bending workability are lowered, and weldability is lowered. For this reason, C is limited to the range of 0.02 to 0.2%. More preferably, it is 0.02 to 0.18%.
  • Si acts as a deoxidizer and has the effect of improving the strength of the steel by solid solution. In order to acquire such an effect, 0.01% or more of content is required. On the other hand, the content exceeding 0.5% reduces toughness and weldability. For this reason, Si was limited to the range of 0.01 to 0.5%. More preferably, it is 0.01 to 0.4%.
  • Mn 0.1 to 2.5%
  • Mn has the effect of increasing the strength of the steel and improving the toughness through improving the hardenability. In order to obtain such an effect, the content of 0.1% or more is required. On the other hand, the content exceeding 2.5% lowers the weldability. For this reason, Mn was limited to the range of 0.1 to 2.5%. More preferably, it is 0.5 to 2.0%.
  • P 0.05% or less Since P leads to deterioration of toughness, it is preferable to reduce it as much as possible, but 0.05% is acceptable. For this reason, P was limited to 0.05% or less. More preferably, it is 0.04% or less.
  • S 0.05% or less S is present as an inclusion in steel and deteriorates ductility and toughness. Therefore, it is desirable to reduce it as much as possible, but 0.05% is acceptable. For this reason, S was limited to 0.05% or less. More preferably, it is 0.04% or less.
  • Al 0.1% or less Al is an element that acts as a deoxidizer and contributes to refinement of crystal grains, but excessive content exceeding 0.1% leads to a decrease in toughness. For this reason, Al was limited to 0.1% or less. More preferably, it is 0.05% or less.
  • N 0.01% or less is an element that increases the strength of the steel by solid solution strengthening in the same manner as C. However, since excessive inclusion leads to a decrease in toughness, N is limited to 0.01% or less. More preferably, it is 0.005% or less.
  • the above-mentioned components are basic components, but in the present invention, Cu: 0.01 to 2%, Ni: 0.01 to 5%, Cr: 0.01 to 3%, Mo: 0.01-2%, Nb: 0.1% or less, V: 0.1% or less, Ti: 0.1% or less, B: 0.01% or less, Ca: 0.01% or less, REM: 0 One or two or more selected from 1% or less may be contained.
  • Cu 0.01-2% Cu is an element having an action of increasing the strength of steel through an increase in hardenability and solid solution. In order to ensure such an effect, a content of 0.01% or more is required. On the other hand, if the content exceeds 2%, weldability deteriorates and flaws are likely to occur during the production of the steel material. Therefore, when added, the content is made 0.01 to 2%. More preferably, it is 0.01 to 1%.
  • Ni 0.01-5% Ni contributes to improvement of low temperature toughness, increase of hardenability, and prevention of hot brittleness of Cu when Cu is contained, so it is added as necessary. Although such an effect is recognized by addition of 0.01% or more, addition of 5% or more causes a reduction in steel material cost and weldability. Therefore, when added, the content is made 0.01 to 5%. More preferably, it is 0.01 to 4.5%.
  • the content 0.01 to 3% Cr is added as necessary in order to increase the strength of the steel material by improving the hardenability and increasing the temper softening resistance. Such an effect is recognized when the content is 0.01% or more. On the other hand, addition exceeding 3% lowers weldability and toughness. Therefore, when added, the content is made 0.01 to 3%. More preferably, the content is in the range of 0.01 to 2.5%.
  • Mo 0.01-2% Mo is added as necessary in order to increase the strength of the steel material by improving the hardenability and increasing the temper softening resistance. Such an effect is recognized when the content is 0.01% or more. On the other hand, addition exceeding 2% lowers weldability and toughness. Therefore, when added, the content is made 0.01 to 2%. More preferably, the content is in the range of 0.01 to 1%.
  • Nb 0.1% or less
  • Nb is an element that precipitates as carbide or carbonitride during tempering and increases the strength of the steel through precipitation strengthening. Nb also has the effect of improving the toughness by refining austenite grains during rolling. In order to obtain the effect, 0.001% or more is preferable. However, the content exceeding 0.1% lowers the toughness. For this reason, when adding, it is made into 0.1% or less. More preferably, it is 0.05% or less.
  • V 0.1% or less
  • V is an element that precipitates as carbide or carbonitride during tempering and increases the strength of steel through precipitation strengthening. Moreover, it has the effect of refining austenite grains during rolling and improving toughness. In order to obtain the effect, 0.001% or more is preferable. However, the content exceeding 0.1% lowers the toughness. For this reason, when adding, it is made into 0.1% or less. More preferably, it is 0.05% or less.
  • Ti 0.1% or less Since Ti has the effect of refining austenite and improving toughness in the weld heat affected zone, it is added as necessary. In order to obtain the effect, 0.001% or more is preferable. However, addition exceeding 0.1% lowers toughness and leads to an increase in steel material cost. For this reason, when adding, it is made into 0.1% or less. More preferably, it is made 0.05% or less.
  • B 0.01% or less B is added as necessary because it has the effect of improving the hardenability and increasing the strength of steel when contained in a small amount. In order to acquire the effect, 0.0001% or more is preferable. However, addition of 0.01% or less reduces weldability. For this reason, when adding, it is 0.01% or less. More preferably, it is 0.005% or less.
  • Ca 0.01% or less Ca is added as necessary to improve the toughness of the base metal by controlling the form of the CaS inclusions and further to improve the toughness of the weld heat affected zone. In order to acquire the effect, 0.0001% or more is preferable. However, addition over 0.01% reduces toughness due to an increase in CaS inclusions. For this reason, when adding, it is 0.01% or less. More preferably, it is 0.009% or less.
  • REM 0.1% or less REM is an element that improves the toughness of the weld heat affected zone, and is added as necessary. In order to acquire the effect, 0.0001% or more is preferable. However, addition exceeding 0.1% causes a decrease in toughness. For this reason, when adding, it is made into 0.1% or less. More preferably, it is made 0.05% or less.
  • REM is a general term for rare earth elements such as Y and Ce, and the added amount here means the total amount of these rare earth elements.
  • the structure at the 1/4 position of the plate thickness is composed of ferrite and a hard phase, the area fraction of the hard phase is 50 to 90%, and the average aspect ratio of the ferrite grain size is 1.5. It has the above microstructure. If the area fraction of the hard phase is less than 50% or more than 90%, or the average aspect ratio of the ferrite grain size is less than 1.5, ductile cracks may occur.
  • the upper limit value of the average aspect ratio of the ferrite grain size is not particularly required, but is set to 5 or less from the capability of the rolling mill.
  • the area fraction of the hard phase is more preferably 52 to 90%, and the average aspect ratio of the ferrite particle diameter is more preferably 1.6 or more. More preferably, it is 1.7 or more.
  • the yield ratio of the base material decreases, and the stress concentration part remains in the base material or after a simulated heat cycle that simulates the weld heat affected zone.
  • the strain concentration in is relaxed. Such an effect cannot be obtained when the ferrite single phase or the hard phase single phase is used.
  • the structure of the steel plate surface (1 mm from the plate surface) is composed of ferrite and a hard phase, and the area ratio of ferrite is more than 40%, more preferably 50% or more. Further, the average aspect ratio of the ferrite grain size exceeds 2. When the ferrite area ratio is less than 40% or the average aspect ratio of the ferrite grain size is 2 or less, the ductile crack resistance in the weld heat affected zone is inferior.
  • the hard phase is bainite, martensite, or a bainite / martensite mixed structure, and includes an island-shaped martensite (MA) (MA) having an area fraction of 5% or less.
  • MA island-shaped martensite
  • FIG. 2 shows the results of investigating ductile crack initiation characteristics using a simulated heat cycle specimen (maximum heating temperature 1400 ° C.) of the weld, and as shown in FIG.
  • maximum heating temperature 1400 ° C. maximum heating temperature 1400 ° C.
  • Fig. 1 shows the specimen shape and test conditions. Clamp clamped with a single through-thickness edge notch in the thickness direction of 3 mm in the center of the reproducible heat cycle part 2 of the test material (test piece 1) to which the reproducible heat cycle was applied ) Tensile load (arrow 6) up to 0.6 mm by displacement of clip gauge 3 between knife-edge 4 which is restrained and screwed by 5 and then unloaded. The presence or absence of cracks at the notch tip was evaluated by grinding and mirror polishing to the center of the specimen width. The case where the ductile crack from the notch bottom was 50 ⁇ m or more was defined as crack initiation.
  • FIG. 4 shows the result of investigating the influence of the microstructure of the base material portion on the ductile crack initiation characteristics.
  • the area fraction of the hard phase of the base material is 50 to 90. %, And when the average aspect ratio of the ferrite is 1.5 or more, ductile cracks are not observed.
  • a test piece having a length of ⁇ 200 was taken from the center of 1/4 of the plate thickness (plate thickness of 25 mm or less is 1/2 center of the plate thickness) (FIG. 3).
  • FIG. 3 shows the test piece shape and test conditions.
  • a test piece (test piece 1) with a one-side through notch introduced in the thickness direction of 3mm in the center is restrained by a clamp 5, and the displacement of the clip gauge 3 between screwed knife edges 4 is 0.8mm.
  • the unloading was performed, and the test piece was ground and mirror-polished to the center of the width of the specimen to evaluate the presence or absence of cracks at the notch tip.
  • the case where the ductile crack from the notch bottom was 50 ⁇ m or more was defined as crack initiation.
  • the results shown in FIG. 4 show that the yield ratio (0.2% proof stress / tensile strength) is reduced and the degree of strain concentration at the notch tip is reduced by making the base material a composite structure of ferrite and hard phase. This is probably due to this.
  • the aspect ratio refers to the ferrite particle diameter in the rolling direction (long diameter) / plate thickness direction (short diameter) in the cross section parallel to the rolling direction.
  • the steel material according to the present invention can be obtained by sequentially performing a hot rolling process, a water cooling process, or a tempering process on the steel material having the above components.
  • the hot rolling re-heating is performed to 1000 ° C. or higher, and rolling is performed in a temperature range of 900 ° C. or higher so that the rolling reduction is 50% or higher and the rolling finishing temperature is Ar 3 points to Ar 3 ⁇ 50 ° C.
  • a more preferable rolling finishing temperature is less than Ar 3 points to Ar 3 -40 ° C.
  • the cumulative rolling reduction at 900 ° C. or higher is less than 50%, desired strength and toughness cannot be ensured.
  • the rolling finishing temperature exceeds the Ar 3 point, the ferrite aspect ratio is not 1.5 or more. If finish rolling temperature falls below the Ar 3 -50 ° C., the fraction of hard phase obtained by the subsequent water cooling is not more than 50%.
  • water cooling starts at Ar 3 ⁇ 10 ° C. to Ar 3 ⁇ 70 ° C., and ends at 500 ° C. or less.
  • the water cooling start temperature exceeds Ar 3 ⁇ 10 ° C., it becomes a ferrite (hard phase exceeding 90% in area fraction) with an area fraction below 10%.
  • the water cooling start temperature is lower than Ar 3 -70 ° C. or immediately after hot rolling (within 300 seconds)
  • ferrite with an area fraction exceeding 50% (in area fraction) In the hard phase (less than 50%) and the present invention, pearlite that is not desired to precipitate is precipitated, and the desired characteristics cannot be satisfied.
  • a tempering treatment can be further performed at less than Ac 1 point.
  • the toughness and ductility can be improved and adjusted to the desired strength and toughness.
  • the tempering temperature exceeds 1 point of Ac, a large amount of island martensite is generated, and the toughness is lowered.
  • Ar 3 points and Ac 1 point can be calculated by the following formula based on the content (% by mass) of each component.
  • the present invention will be described in more detail based on examples.
  • the steel materials having the components shown in Table 1 were hot-rolled under the conditions shown in Table 2 to obtain steel plates having a thickness of 12 to 100 mm.
  • the obtained steel sheet was subjected to a structure observation, a tensile test, a toughness test, a ductile crack generation test after a reproducible thermal cycle, and a ductile crack generation test of the base material.
  • the test method was as follows (1) to (5).
  • a one-side through notch was introduced in the thickness direction of 3 mm in the center of the reproduction heat cycle portion.
  • the notch machining was performed by electric discharge machining and the notch tip radius was set to 0.1 mm.
  • the left and right ends of the test piece were gripped with a restrained length of 50 mm, and a tensile load was applied.
  • the displacement between the knife edges attached by screwing in the vicinity of the notch was measured with a clip gauge, and after the tension loading to 0.6 mm by the clip gauge displacement, the load was removed. Thereafter, the test was cut to the center of the width and mirror-polished, and the state of crack generation at the bottom of the notch was examined with a microscope of magnification x50.
  • the definition of ductile crack initiation was defined as when the ductile crack extended from the notch bottom by 50 ⁇ m or more.
  • the displacement between the knife edges attached by screwing in the vicinity of the notch was measured with a clip gauge, and after the tension loading to 0.8 mm by the clip gauge displacement, the load was removed. Thereafter, the test was cut to the center of the width and mirror-polished, and the state of crack generation at the bottom of the notch was examined with a microscope of magnification x50.
  • the definition of ductile crack initiation was defined as when the ductile crack extended from the notch bottom by 50 ⁇ m or more.
  • Table 3 shows the experimental results obtained for the test pieces to which the reproducible thermal cycle was applied.
  • the components specified in the present invention No. produced by the production method. 1-No.
  • Each of the 10 steel plates has the prescribed structure of the present invention. And while having the outstanding intensity
  • No. C is less than the lower limit of the range of the present invention.
  • No. 11 steel plate (steel type K *) has low tensile strength.
  • steel type L * has low toughness and is inferior in ductile crack initiation characteristics in the weld heat affected zone.
  • the reheating temperature of the slab is lower than that of the present invention, and the cumulative rolling reduction of 900 ° C. or more falls outside the scope of the present invention.
  • No. 13 steel sheet has low toughness.
  • the rolling finish temperature and the water cooling start temperature exceed the range of the present invention.
  • the steel plate No. 14 does not form ferrite and does not have the structure defined by the present invention, and is inferior in the ductile crack initiation characteristics of the weld heat affected zone.
  • the water cooling start temperature falls below the range of the present invention.
  • Table 4 shows the experimental results obtained for the base metal part.
  • the components specified in the present invention No. produced by the production method. 18 ⁇ No.
  • the 27 steel plates all have the prescribed structure of the present invention. And while having the outstanding intensity
  • No. C is less than the lower limit of the range of the present invention.
  • 28 steel plates (steel type W *) have low tensile strength.
  • 29 steel plate (steel type X *) has low toughness.
  • the reheating temperature of the slab is below the range of the present invention, and the cumulative rolling reduction of 900 ° C.
  • the 30 steel plate has low toughness.
  • the rolling finish temperature and the water cooling start temperature exceed the range of the present invention.
  • the steel plate No. 31 does not form ferrite and does not have the structure defined by the present invention, and is inferior in ductile crack resistance.
  • the water cooling start temperature falls below the range of the present invention.
  • No. 32 steel plate and water cooling stop temperature No. exceeding the range of the present invention.
  • the steel plate No. 33 has a hard phase fraction and an average aspect ratio of ferrite that are not specified in the present invention, and both have low tensile strength and inferior ductility cracking characteristics. No. with tempering temperature exceeding the value of the present invention.
  • the steel plate No. 34 has low toughness because a large amount of island-like martensite is generated, and is inferior in ductile crack resistance.
  • Test piece 2 Reproduction thermal cycle part 3: Clip gauge 4: Knife edge 5: Clamp 6: Tensile load

Abstract

本発明は構造安全性が求められる、パイプライン、橋梁、建築物などの溶接構造物に用いて、好適な鋼材およびその製造方法に係わり、特に、溶接熱影響部および母材部の耐延性き裂発生特性の改善に関する。 具体的には、質量％で、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％以下を含み、必要に応じて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％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、板厚の１／４位置のミクロ組織がフェライトと硬質相からなり、硬質相の面積分率が５０～９０％で、かつ、フェライトの平均アスペクト比が１.５以上である鋼材。

Description

溶接熱影響部および母材部の耐延性き裂発生特性に優れた鋼材およびその製造方法
　本発明は構造安全性が求められる、パイプライン（ｐｉｐｅｌｉｎｅ）、橋梁、建築物（ａｒｃｈｉｔｅｃｔｕｒａｌ　ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）などの溶接構造物（ｗｅｌｄｅｄ　ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）に用いて、好適な鋼材およびその製造方法に係わり、特に、溶接熱影響部（ｗｅｌｄｅｄ　ｈｅａｔ　ａｆｆｅｃｔｅｄ　ｚｏｎｅ）および母材部の耐延性き裂発生特性（ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ　ｏｆ　ｄｕｃｔｉｌｅ　ｃｒａｃｋ　ｉｎｉｔｉａｔｉｏｎ）に優れたものに関する。具体的には、溶接熱影響部および母材部の耐延性き裂発生特性に優れるとともに、引張強度：ＴＳで４９０ＭＰａ以上の強度と、シャルピー衝撃試験（Ｃｈａｒｐｙ　ｉｍｐａｃｔ　ｔｅｓｔ）（ＪＩＳ　Ｚ　２２４２の規定に準拠）の延性／脆性破面遷移温度（ｄｕｃｔｉｌｅ−ｂｒｉｔｔｌｅ　ｆｒａｃｔｕｒｅ　ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ　ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）：ｖＴｒｓが０℃以下の高靱性を有する構造用鋼材を対象とする。
　パイプライン、橋梁、建築物などの溶接構造物は、地震などの大きな外的負荷（ｅｘｔｅｒｎａｌ　ｌｏａｄ）に曝された場合、溶接止端部（ｗｅｌｄ　ｔｏｅ）などの応力集中部位（ｓｔｒｅｓｓ　ｃｏｎｃｅｎｔｒａｔｉｏｎ　ｚｏｎｅ）において、延性き裂（ｄｕｃｔｉｌｅ　ｃｒａｃｋ）が発生し、発生した延性き裂がトリガー（ｔｒｉｇｇｅｒ）となり、脆性破壊（ｂｒｉｔｔｌｅ　ｆｒａｃｔｕｒｅ）が生じて構造物の破損（ｂｒｅａｋ）、破壊（ｆｒａｃｔｕｒｅ）に至る場合のあることが知られている。
　このような、溶接構造物の破損、破壊を回避するためには、それらを構成する鋼材が耐延性き裂発生特性に優れていることが重要である。
　特許文献１には、鋼材表面部のミクロ組織（ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）が、フェライト分率（ｆｅｒｒｉｔｅ　ａｒｅａ　ｆｒａｃｔｉｏｎ）が１０~４０％、ベイナイト（ｂａｉｎｉｔｅ）の分率が５０％以上で、平均粒径（ａｖｅｒａｇｅ　ｇｒａｉｎ　ｓｉｚｅ）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が記載されている。
　特許文献２には、ミクロ組織が実質的にフェライト組織、パーライト組織（ｐｅａｒｌｉｔｅ　ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）およびベイナイト組織から構成されている鋼板であって、鋼板の両表面部および板厚方向の中心部の３層に分けたとき、それぞれが特定のミクロ組織を有しているアレスト特性（ａｒｒｅｓｔｒａｂｉｌｉｔｙ）および耐延性き裂破壊特性（ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ　ｏｆ　ｄｕｃｔｉｌｅ　ｆｒａｃｔｕｒｅ）に優れた鋼板が記載されている。
　鋼板の両表面部は板厚の各５％以上にわたって、円相当粒径：７μｍ以下、アスペクト比（ａｓｐｅｃｔ　ｒａｔｉｏ）：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、鋼板の板厚方向の中心部は板厚の５０％以上にわたって、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。
　すなわち、特許文献２の技術は、鋼板の板表面から板厚方向に向けて、アスペクト比の異なるフェライト粒からなるフェライト・パーライト組織を有する層が三層存在している鋼板であり、更に軟質相である当該フェライト・パーライト組織中に硬質相であるベイナイト組織を適切に分散させたものである。このうち鋼板の両表面部には各々、アスペクト比の大きな加工フェライト粒を積極的に形成させるとともに、ベイナイト組織を適切に分散させることによりアレスト特性を高め、一方、鋼板の中央部は均一な等軸フェライト粒組織に制御するとともに、ベイナイト組織を抑制することにより常温時の延性破壊に対して重要な伸び特性を向上させるものであり、この鋼板の両表面部及び中央部を上記三層構造に制御することにより、「アレスト特性」と「延性破壊特性」という相反する特性を両方満足させる技術である。
　また、特許文献３の技術も、特許文献２の技術と同様に、フェライトーパーライト鋼の鋼板表層部に加工フェライト粒を形成させると共に、鋼板内部のミクロ組織を均一な等軸フェライト粒にする技術である。
　すなわち、特許文献３には圧延条件を厳格に制御して鋼板表層部を特定のミクロ組織とした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記載されている。
　具体的には、圧延途中の厚みをｔとしたとき、板厚方向の両表面から０．０５ｔ以上０．１５ｔ以下の表層領域（ｓｕｒｆａｃｅ　ｌａｙｅｒ　ｚｏｎｅ）に対して、Ａｒ３変態点以上９００℃以下の未再結晶温度域（ｎｏｎ　ｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎ　ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ　ｚｏｎｅ）においてε≧０．５となる相当塑性ひずみ（ｅｑｕｉｖａｌｅｎｔ　ｐｌａｓｔｉｃ　ｓｔｒａｉｎ）εを付与する。
　その後、前記表層領域の残留累積の相当塑性ひずみ量（ｒｅｓｉｄｕａｌ　ａｎｄ　ｃｕｍｕｌａｔｉｖｅ　ｅｑｕｉｖａｌｅｎｔ　ｐｌａｓｔｉｃ　ｓｔｒａｉｎ）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、次いで圧延を再開する。
　再開した圧延においては、前記内部領域に対して０．３５≦εｒ＜０．５５の残留累積相当塑性ひずみεｒを付与し、Ａｒ３変態点以上にて圧延を完了させると共に、加工発熱（ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ　ｈｅａｔ）および内部顕熱（ｉｎｔｅｒｎａｌ　ｓｅｎｓｉｂｌｅ　ｈｅａｔ）によって前記表層領域をＡｒ３変態点以下まで複熱（ｒｅｃｕｐｅｒａｔｅ）させ、その後平均冷却速度が１~１０℃／ｓとなるように冷却を行う。
　また、特許文献１~３の技術は、いずれもオーステナイトの未再結晶域（細粒化温度域）で圧延あるいは、圧延仕上げ温度Ａｒ３以上で圧延することで、オーステナイト中に微細なサブグレインを形成させ、変態後の組織を微細化する技術に関するものである。
特開２００８−２０２１１９号公報 特開２０００−３２８１７７号公報 特開２００３−２２１６１９号公報
　しかしながら、特許文献１~３の技術は、溶接などによって表層部組織が溶接熱影響部へと変化した場合には、耐延性き裂発生の効果が失われることが懸念される。
　また、特許文献１の実施例に記載の加熱炉から抽出されたスラブ表面の処理に使用されるスケールブレーカー（ｓｃａｌｅ　ｂｒｅａｋｅｒ）や特許文献２の実施例に記載の細粒化温度域での圧延工程と設定した温度域での圧延工程という、２段階にわたる圧延、さらには特許文献３のような表層の組織と鋼板内部の組織を作り分けるための多岐にわたる圧延や温度制御は、いずれも製造工程が煩雑である。
　そこで、本発明は、かかる従来技術の問題に鑑み、簡易な方法で、溶接熱影響部および母材部において耐延性き裂発生特性に優れた鋼材、およびその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、上記目的を達成するために、溶接熱影響部の耐延性き裂発生特性に優れた母材組織について鋭意研究を行い、鋼板の板厚方向の平均的な組織を呈する板厚の１／４位置において、母材組織を、フェライトの平均アスペクト比と硬質相（ｈａｒｄ　ｐｈａｓｅ）の面積分率を規定したフェライトと硬質相とした場合、溶接熱影響部においても耐延性き裂発生特性に優れること、また、そのような鋼材は母材部の耐延性き裂発生特性にも優れていること、さらに当該ミクロ組織を備えた鋼板の製造条件を見出した。
　本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものであり、すなわち、
（１）　質量％で、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％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、板厚の１／４位置のミクロ組織がフェライトと硬質相からなり、前記硬質相の面積分率が５０~９０％で、かつ、前記フェライトの平均アスペクト比が１．５以上であることを特徴とする溶接熱影響部および母材部の耐延性き裂発生特性に優れた鋼材。
（２）成分組成に、更に、質量％で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％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）に記載の溶接熱影響部および母材部の耐延性き裂発生特性に優れた鋼材。
（３）上記（１）または（２）において、鋼板表面の組織が、フェライトと硬質相からなり、フェライトの面積率が、４０％を超え、かつ、フェライト粒径の平均アスペクト比が、２を超えることを特徴とする溶接熱影響部および母材部の耐延性き裂発生特性に優れた鋼材。
（４）（１）または（２）に記載の成分を有する鋼素材を１０００℃以上に再加熱し、９００℃以上の温度域での圧下率が５０％以上で圧延仕上げ温度がＡｒ３点~Ａｒ３−５０℃となる圧延を施した後、Ａｒ３−１０℃~Ａｒ３−７０℃で水冷を開始し、５００℃以下で水冷を終了することを特徴とする溶接熱影響部および母材部の耐延性き裂発生特性に優れた鋼材の製造方法。
（５）水冷を行った後、更に、最高加熱温度Ａｃ１点未満で焼戻し処理を行うことを特徴とする（４）に記載の溶接熱影響部および母材部の耐延性き裂発生特性に優れた鋼材の製造方法。
　本発明によれば、例えば地震等による大きな変形が鋼構造物に生じたとしても、溶接止端部など応力集中部からの延性き裂の発生を抑制でき、鋼構造物の倒壊や破損を防止できる溶接熱影響部および母材部の延性き裂発生を抑制できる鋼材を、容易にしかも安定して大量生産でき、産業上、格段の効果を奏する。
溶接熱影響部の延性き裂発生試験方法を示す図である。 １４００℃再現熱サイクル材の延性き裂発生に及ぼす硬質相の面積分率ならびにフェライトの平均アスペクト比の影響を示す図である。 母材部の延性き裂発生試験方法を示す図である。 母材部の延性き裂発生に及ぼす硬質相の面積分率ならびにフェライトの平均アスペクト比の影響を示す図である。
　本発明では、成分組成とミクロ組織を規定する。成分組成の説明において特に断らない限り質量％は、単に％で表す。
［成分組成］
Ｃ：０．０２~０．２％
　Ｃは鋼の強度を増加させる作用を有する元素であり、本発明では特に硬質相の生成に寄与する。このような効果を得るためには０．０２％以上の含有を必要とする。一方、０．２％を超えて含有すると、延性（ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ）や曲げ加工性（ｂｅｎｄｉｎｇ　ｗｏｒｋａｂｉｌｉｔｙ）を低下させるとともに、溶接性（ｗｅｌｄａｂｉｌｉｔｙ）が低下する。このため、Ｃは０．０２~０．２％の範囲に限定した。より好ましくは、０．０２~０．１８％である。
　Ｓｉ：０．０１~０．５％
　Ｓｉは脱酸剤として作用するとともに、固溶して鋼の強度を向上させる作用を有する。このような効果を得るためには０．０１％以上の含有を必要とする。一方、０．５％を超える含有は、靱性を低下させるとともに溶接性を低下させる。このため、Ｓｉは０．０１~０．５％の範囲に限定した。より好ましくは０．０１~０．４％である。
　Ｍｎ：０．１~２．５％
　Ｍｎは焼き入れ性の向上を通じて、鋼の強度を増加させるとともに、靱性を向上させる作用を有する。このような効果を得るためには、０．１％以上の含有を必要とする。一方、２．５％を超える含有は溶接性を低下させる。このため、Ｍｎは０．１~２．５％の範囲に限定した。より好ましくは０．５~２．０％である。
　Ｐ：０．０５％以下
　Ｐは靱性の劣化に繋がるため、できるだけ低減することが好ましいが、０．０５％までは許容できる。このため、Ｐは０．０５％以下に限定した。より好ましくは、０．０４％以下である。
　Ｓ：０．０５％以下
　Ｓは鋼中では介在物として存在し、延性、靱性を劣化させるため、できるだけ低減することが望ましいが、０．０５％までは許容できる。このため、Ｓは０．０５％以下に限定した。より好ましくは、０．０４％以下である。
　Ａｌ：０．１％以下
　Ａｌは脱酸剤として作用するとともに、結晶粒の微細化にも寄与する元素であるが、０．１％を超える過剰の含有は靱性の低下に繋がる。このため、Ａｌは０．１％以下に限定した。より好ましくは０．０５％以下である。
　Ｎ：０．０１％以下
　ＮはＣと同様に固溶強化により鋼の強度を増加させる元素であるが、過剰の含有は靱性の低下に繋がるため、Ｎは０．０１％以下に限定した。より好ましくは０．００５％以下である。
　上記した成分が基本成分であるが、本発明ではさらに、所望する特性に応じて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％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有しても良い。
　Ｃｕ：０．０１~２％
　Ｃｕは焼き入れ性の増加や固溶を通じて鋼の強度を増加させる作用を有する元素である。このような効果を確保するためには０．０１％以上の含有を必要とする。一方、２％を超える含有は、溶接性が低下するとともに、鋼材製造時に疵が生じやすくなる。このため、添加する場合には０．０１~２％の範囲とする。より好ましくは、０．０１~１％である。
　Ｎｉ：０．０１~５％
　Ｎｉは低温靱性の向上、焼入れ性の増加、Ｃｕ含有時にＣｕの熱間脆性の防止に寄与するため、必要に応じて添加する。このような効果は０．０１％以上の添加で認められるが、５％以上の添加は鋼材コストの低下を招くとともに、溶接性が低下する。このため、添加する場合には０．０１~５％の範囲とする。より好ましくは、０．０１~４．５％である。
　Ｃｒ：０．０１~３％
　Ｃｒは焼き入れ性の向上や焼戻し軟化抵抗の増加を通じて、鋼材の強度を増加させるために必要に応じて添加する。このような効果は０．０１％以上の含有で認められる。一方、３％を超える添加は溶接性と靱性を低下させる。このため、添加する場合には０．０１~３％の範囲とする。より好ましくは０．０１~２．５％の範囲とする。
　Ｍｏ：０．０１~２％
　Ｍｏは焼き入れ性の向上や焼戻し軟化抵抗の増加を通じて、鋼材の強度を増加させるために必要に応じて添加する。このような効果は０．０１％以上の含有で認められる。一方、２％を超える添加は溶接性や靱性を低下させる。このため、添加する場合には０．０１~２％の範囲とする。より好ましくは０．０１~１％の範囲とする。
　Ｎｂ：０．１％以下
　Ｎｂは焼戻し時に炭化物（ｃａｒｂｉｄｅ）や炭窒化物（ｃａｒｂｏｎｉｔｒｉｄｅ）として析出し、析出強化（ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎ　ｓｔｒｅｎｇｔｈｅｎｉｎｇ）を通じて鋼の強度を増加させる元素である。また、Ｎｂは圧延時にオーステナイト粒を微細化させて靱性を向上させる効果も有する。その効果を得るためには、０．００１％以上が好ましい。しかし、０．１％を超える含有は靱性を低下させる。このため、添加する場合には０．１％以下とする。より好ましくは０．０５％以下である。
　Ｖ：０．１％以下
　Ｖは焼戻し時に炭化物や炭窒化物として析出し、析出強化を通じて鋼の強度を増加させる元素である。また、圧延時にオーステナイト粒を微細化させて靱性を向上させる効果も有する。その効果を得るためには、０．００１％以上が好ましい。しかし、０．１％を超える含有は靱性を低下させる。このため、添加する場合には０．１％以下とする。より好ましくは０．０５％以下である。
　Ｔｉ：０．１％以下
　Ｔｉは溶接熱影響部においてオーステナイトを微細化させ靱性を向上させる効果を有するため、必要に応じて添加する。その効果を得るためには、０．００１％以上が好ましい。しかし、０．１％を超える添加は靱性を低下させるとともに、鋼材コストの高騰に繋がる。このため、添加する場合には０．１％以下とする。より好ましくは０．０５％以下とする。
　Ｂ：０．０１％以下
　Ｂは少量の含有で焼入れ性を向上させ、鋼の強度を増加させる効果を有するため必要に応じて添加する。その効果を得るためには、０．０００１％以上が好ましい。しかし、０．０１％以下の添加は溶接性を低下させる。このため、添加する場合には０．０１％以下とする。より好ましくは０．００５％以下とする。
　Ｃａ：０．０１％以下
　ＣａはＣａＳ介在物の形態制御により母材靱性を向上させ、さらには溶接熱影響部の靱性を向上させるため必要に応じて添加する。その効果を得るためには、０．０００１％以上が好ましい。しかし、０．０１％を超える添加はＣａＳ介在物の増加により靱性を低下させる。このため、添加する場合には０．０１％以下とする。より好ましくは、０．００９％以下である。
　ＲＥＭ：０．１％以下
　ＲＥＭは、溶接熱影響部の靱性を向上させる元素であり、必要に応じて添加する。その効果を得るためには、０．０００１％以上が好ましい。しかし、０．１％を超える添加は靱性の低下を招く。このため、添加する場合には０．１％以下とする。より好ましくは０．０５％以下とする。
　なお、ＲＥＭは希土類元素であるＹ、Ｃｅ等の総称で、ここで言う添加量はこれら希土類元素の総量を意味する。
［ミクロ組織］
　本発明に係る鋼材は、板厚の１／４位置の組織がフェライトと硬質相からなり、硬質相の面積分率が５０~９０％で、かつ、フェライト粒径の平均アスペクト比が１．５以上のミクロ組織を備える。硬質相の面積分率が５０％未満あるいは、９０％超えあるいは、フェライト粒径の平均アスペクト比が１．５未満の範囲では、延性き裂の発生が生じる恐れがある。
　なお、フェライト粒径の平均アスペクト比の上限値は、特に、規定する必要が無いが、圧延機の能力等から５以下とする。また、硬質相の面積分率は、より好ましくは５２~９０％、フェライト粒径の平均アスペクト比は、より好ましくは、１．６以上である。さらに好ましくは、１．７以上である。
　フェライトと硬質相からなる二相の混合組織では、母材の降伏比が低下し、母材のまま、あるいは溶接熱影響部をシミュレートした再現熱サイクル（ｓｉｍｕｌａｔｅｄ　ｈｅａｔ　ｃｙｃｌｅ）後においても応力集中部におけるひずみ集中（ｓｔｒａｉｎ　ｃｏｎｃｅｎｔｒａｔｉｏｎ）が緩和される。このような効果はフェライト単相あるいは硬質相単相である場合には得られない。
　また、本発明に係る鋼材は、鋼板表面（板表面から１ｍｍ）の組織が、フェライトと硬質相からなり、フェライトの面積率が、４０％を超え、さらに好ましくは、５０％以上である。また、フェライト粒径の平均アスペクト比は、２を超える。フェライトの面積率が、４０％未満あるいは、フェライト粒径の平均アスペクト比は、２以下では、溶接熱影響部における耐延性き裂発生特性に劣る。
　本発明において、硬質相はベイナイト、マルテンサイト、あるいはベイナイト／マルテンサイト混合組織で、面積分率にして５％以下の島状マルテンサイト（ｉｓｌａｎｄ　ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ，Ｍ−Ａ　ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）（ＭＡ）を含むものとする。
　図２は、溶接部の再現熱サイクル試験片（ｓｉｍｕｌａｔｅｄ　ｈｅａｔ　ｃｙｃｌｅ　ｓｐｅｃｉｍｅｎ）（最高加熱温度１４００℃）を用いて、耐延性き裂発生特性を調査した結果を示し、図２に示されるように、母材の硬質相の面積分率が５０~９０％であり、かつ、フェライトの平均アスペクト比が１．５以上の場合において、再現熱サイクル後も延性き裂の発生が認められない。
　図２に示した結果は、本発明範囲内の組成の鋼を種々の製造方法で作製してミクロ組織を変化させた鋼材から、１２ｍｍ厚さ（＝板厚方向）×１２ｍｍ幅×２００長さの試験片を板厚の１／４中心（板厚２５ｍｍ以下は板厚の１／２中心）から採取し、グリーブル試験機（Ｇｌｅｅｂｌｅ　ｔｅｓｔｅｒ）により溶接部の再現熱サイクル（最高加熱温度までの到達時間：６ｓ、最高加熱温度から室温までの冷却速度：４０℃／ｓ）を付与して供試材として得られた。
　図１に、試験片形状および試験条件を示す。再現熱サイクルを付与した供試材（試験片１）の再現熱サイクル部２の中央に長さ３ｍｍの板厚方向へ片側貫通ノッチ（ｓｉｎｇｌｅ　ｔｈｒｏｕｇｈ−ｔｈｉｃｋｎｅｓｓ　ｅｄｇｅ　ｎｏｔｃｈ）を導入したものをクランプ（ｃｌａｍｐ）５で拘束し、ネジ止めしたナイフエッジ（ｋｎｉｆｅ−ｅｄｇｅ）４間のクリップゲージ（ｃｌｉｐ　ｇａｇｅ）３の変位で０．６ｍｍまで引張載荷（ｔｅｎｓｉｌｅ　ｌｏａｄ）（矢印６）した後、除荷し、試験片幅中央部まで削り込み・鏡面研磨してノッチ先端でのき裂発生の有無を評価した。ノッチ底からの延性き裂が５０μｍ以上である場合をき裂発生と定義した。
　図２に示す結果は、母材をフェライトと硬質相との複合組織とすることで、再現熱サイクル後の組織においても降伏比（０．２％耐力／引張強度）が低下し、ノッチ先端部におけるひずみ集中の度合いが減少したことにより生じたものと考えられる。
　また、このような優れた特性は再現熱サイクルを付与していない母材部においても共通して認められた。
　すなわち、図４は、耐延性き裂発生特性に及ぼす母材部のミクロ組織の影響を調査した結果を示し、図４に示されるように、母材の硬質相の面積分率が５０~９０％であり、かつ、フェライトの平均アスペクト比が１．５以上の場合において、延性き裂の発生が認められない。
　図４に示した母材部の結果は、本発明範囲内の組成の鋼を種々の製造方法で作製してミクロ組織を変化させた鋼材から、１２ｍｍ厚さ（＝板厚方向）×１２ｍｍ幅×２００長さの試験片を板厚の１／４中心（板厚２５ｍｍ以下は板厚の１／２中心）から採取して行った（図３）。
　図３に、試験片形状および試験条件を示す。供試材（試験片１）の中央に長さ３ｍｍの板厚方向へ片側貫通ノッチを導入したものをクランプ５で拘束し、ネジ止めしたナイフエッジ４間のクリップゲージ３の変位で０．８ｍｍまで引張載荷（矢印６）した後、除荷し、試験片幅中央部まで削り込み・鏡面研磨してノッチ先端でのき裂発生の有無を評価した。ノッチ底からの延性き裂が５０μｍ以上である場合をき裂発生と定義した。
　図４に示す結果は、母材をフェライトと硬質相との複合組織とすることで、降伏比（０．２％耐力／引張強度）が低下し、ノッチ先端部におけるひずみ集中の度合いが減少したことによるものと考えられる。
　また、フェライトの平均アスペクト比を大きくすること、すなわち、特定の集合組織が発達したことで、母材まま、および再現熱サイクル後においても、すべり面（ｓｌｉｐ　ｐｌａｎｅ）がき裂発生方向に対して大きく傾いていたことも要因の一つと考えられる。アスペクト比は、圧延方向に平行な断面において、圧延方向のフェライト粒径（長径）／板厚方向（短径）のフェライト粒径を指すものとする。
　なお、再現熱サイクルの最高加熱温度が、７６０℃、９００℃、１２００℃の場合も図２と同様の結果が得られた。
　本発明に係る鋼材は、上記成分の鋼素材に、熱間圧延工程、水冷工程、あるいはさらに焼戻し工程を順次施すことにより得られる。
　熱間圧延は、１０００℃以上に再加熱し、９００℃以上の温度域で圧下率が５０％以上で圧延仕上げ温度がＡｒ３点~Ａｒ３−５０℃となるような圧延を施す。より好ましい圧延仕上げ温度は、Ａｒ３点未満~Ａｒ３−４０℃である。この圧延仕上温度範囲にすることで、圧延中に生成するフェライトに加工ひずみを加えることができ、フェライトのアスペクト比を高めることが、できる。再加熱温度が１０００℃を下回る場合、鋼素材に所望の累積圧下率を付与する熱間圧延を施すことができなくなる。
　また、９００℃以上での累積圧下率が５０％を下回る場合、所望の強度、靱性が確保できなくなる。圧延仕上げ温度がＡｒ３点を超える場合、フェライトのアスペクト比が１．５以上とならない。圧延仕上げ温度がＡｒ３−５０℃を下回る場合、その後の水冷により得られる硬質相の分率が５０％以上とならない。
　水冷工程は熱間圧延後、直ちに、Ａｒ３−１０℃~Ａｒ３−７０℃で水冷を開始し、５００℃以下で水冷を終了する。水冷開始温度が、Ａｒ３−１０℃を上回る場合には面積分率で１０％を下回るフェライト（面積分率で９０％を超える硬質相）となる。また、水冷開始温度が、Ａｒ３−７０℃を下回る場合や熱間圧延後、直ちに（３００秒以内）、水冷を開始しない場合、には面積分率で５０％を上回るフェライト（面積分率で５０％に満たない硬質相）や本願発明では、析出させたくないパーライトが析出することとなり、所望の特性を満足できない。
　上記した冷却を施した後、さらに、Ａｃ１点未満で焼戻し処理を施すことができる。焼戻し処理を施すことにより靱性、延性が向上し、所望の強度や靱性に調整することができる。焼戻し温度がＡｃ１点を超える場合、島状マルテンサイトが大量に生成し、靱性が低下する。
　なお、Ａｒ３点、Ａｃ１点は、各成分の含有量（質量％）に基づいて、次式にて算出できる。
　Ａｒ３（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ
Ａｃ１（℃）＝７２３−１４Ｍｎ＋２２Ｓｉ−１４．４Ｎｉ＋２３．３Ｃｒ
　以下、実施例に基づいてさらに本発明を詳細に説明する。
　表１に示す成分の鋼素材に、表２に示す条件で熱間圧延を施し、板厚１２~１００ｍｍの鋼板とした。
　得られた鋼板について、組織観察、引張試験、靱性試験、再現熱サイクル後の延性き裂発生試験、母材の延性き裂発生試験を実施した。試験方法はつぎの（１）~（５）の通りとした。
（１）組織観察
　得られた鋼板から、圧延方向に平行な断面において試験片を採取し、鏡面研磨、ナイタルエッチ後に、板厚の１／４位置および表面下１ｍｍの組織観察を行った。観察は各々視野数：２０視野で行った。面積分率はフェライトと硬質相を２値化し、倍率×２００で求めた。フェライトの平均アスペクト比は、倍率×４００でその視野にある個々のフェライトの圧延方向の長さと板厚方向の長さを求め、圧延方向の長さ／板厚方向の長さを求めて、それらの平均値として求めた。
（２）引張試験
　得られた鋼板から、ＪＩＳ　Ｚ　２２０１（１９９８）の規定に準拠して、引張方向が鋼板の圧延方向と直角方向になるように、全厚のＪＩＳ　５号試験片を採取した。引張試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（１９９８）に準拠して行い、０．２％耐力（σ０．２）、引張強度（ＴＳ）を求め、静的な引張特性を評価した。
（３）靱性試験
　得られた鋼板から、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２（２００５）の規定に準拠して、長手方向が圧延方向と平行方向となるようにＶノッチ試験片を採取し、延性／脆性破面遷移温度を求め、靱性を評価した。試験片は、板厚が２０ｍｍ以上の場合は板厚の１／４位置、板厚が２０ｍｍ未満の場合は板厚の１／２位置を中心となるように採取した。
（４）再現熱サイクル後の延性き裂発生試験
　得られた鋼板から、板厚の１／４中心（板厚２５ｍｍ以下は板厚の１／２中心）で、１２ｍｍ厚さ（＝板厚方向＝ｔ）×１２ｍｍ幅、全長２００ｍｍの試験片を採取した。この試験片に、グリーブル試験機を用い、最高加熱温度を７６０℃、９００℃、１２００℃、１４００℃とする溶接熱影響部の再現熱サイクルを付与した（最高加熱温度までの到達時間：６ｓ、最高加熱温度から室温までの冷却速度：４０℃／ｓ）。
　その後、図１に示すように、再現熱サイクル部中央に長さ３ｍｍの板厚方向へ片側貫通ノッチを導入した。ノッチ加工は放電加工により実施し、ノッチ先端半径は０．１ｍｍとした。
　試験は、試験片の左右両端部を拘束長さ５０ｍｍでグリップし、引張載荷を与えた。試験中は、ノッチ近傍にネジ止めにて取り付けたナイフエッジ間の変位をクリップゲージにて計測し、クリップゲージ変位で０．６ｍｍまで引張載荷した後、除荷した。その後、試験を幅中央まで削り込んで鏡面研磨し、ノッチ底におけるき裂発生状況を倍率×５０の顕微鏡で調べた。延性き裂発生の定義は、ノッチ底から延性き裂が５０μｍ以上伸展している時とした。
（５）母材の延性き裂発生試験
　得られた鋼板から、板厚の１／４中心（板厚２５ｍｍ以下は板厚の１／２中心）で、１２ｍｍ厚さ（＝板厚方向＝ｔ）×１２ｍｍ幅、全長２００ｍｍの試験片を採取した。
　得られた試験片に、図３に示すように、試験片中央に長さ３ｍｍの板厚方向へ片側貫通ノッチを導入した。ノッチ加工は放電加工により実施し、ノッチ先端半径は０．１ｍｍとした。
試験は、試験片の左右両端部を拘束長さ５０ｍｍでグリップし、引張載荷を与えた。試験中は、ノッチ近傍にネジ止めにて取り付けたナイフエッジ間の変位をクリップゲージにて計測し、クリップゲージ変位で０．８ｍｍまで引張載荷した後、除荷した。その後、試験を幅中央まで削り込んで鏡面研磨し、ノッチ底におけるき裂発生状況を倍率×５０の顕微鏡で調べた。延性き裂発生の定義は、ノッチ底から延性き裂が５０μｍ以上伸展している時とした。
　再現熱サイクルを付与した試験片に関し、得られた実験結果を表３に示す。本発明で規定した成分、製造方法で作製したＮｏ．１~Ｎｏ．１０の鋼板はいずれも本発明の規定の組織となっている。そして、優れた強度と靱性を有しているとともに、溶接熱影響部の耐延性き裂発生特性に優れていることがわかる。
　一方、Ｃが本発明の範囲の下限に満たないＮｏ．１１の鋼板（鋼種Ｋ＊）は低引張強度である。また、Ｃ、Ｐ、Ｓが本発明の範囲の上限を超えるＮｏ．１２の鋼板（鋼種Ｌ＊）は靱性が低く、溶接熱影響部の延性き裂発生特性に劣る。
　スラブの再加熱温度が本発明を下回り、かつ、９００℃以上の累積圧下率が本発明の範囲から外れるＮｏ．１３の鋼板は靱性が低い。圧延仕上げ温度および水冷開始温度が本発明の範囲を上回るＮｏ．１４の鋼板はフェライトが生成せずに本発明が規定する組織とはならず、溶接熱影響部の耐延性き裂発生特性に劣る。
　水冷開始温度が本発明の範囲を下回るＮｏ．１５の鋼板ならびに水冷停止温度が本発明の範囲を上回るＮｏ．１６の鋼板は硬質相分率、フェライトの平均アスペクト比が本発明に規定の値とならず、ともに低引張強度であるとともに、溶接熱影響部の耐延性き裂発生特性に劣る。焼戻し温度が本発明の範囲を超えるＮｏ．１７の鋼板は島状マルテンサイトが大量に生成したため低靱性であり、溶接熱影響部の耐延性き裂発生特性に劣る。
　母材部に関し、得られた実験結果を表４に示す。本発明で規定した成分、製造方法で作製したＮｏ．１８~Ｎｏ．２７の鋼板はいずれも本発明の規定の組織となっている。そして、優れた強度と靱性を有しているとともに、耐延性き裂発生特性に優れていることが認められる。
　一方、Ｃが本発明の範囲の下限に満たないＮｏ．２８の鋼板（鋼種Ｗ＊）は低引張強度である。また、Ｃ、Ｐ、Ｓが本発明の範囲の上限を超えるＮｏ．２９の鋼板（鋼種Ｘ＊）は靱性が低い。スラブの再加熱温度が本発明の範囲を下回り、かつ、９００℃以上の累積圧下率が本発明の範囲にみたないＮｏ．３０の鋼板は靱性が低い。
　圧延仕上げ温度および水冷開始温度が本発明の範囲を上回るＮｏ．３１の鋼板はフェライトが生成せずに本発明が規定する組織とはならず、耐延性き裂発生特性に劣る。
　水冷開始温度が本発明の範囲を下回るＮｏ．３２の鋼板ならびに水冷停止温度が本発明の範囲を上回るＮｏ．３３の鋼板は硬質相分率、フェライトの平均アスペクト比が本発明に規定の値とならず、ともに低引張強度であるとともに、耐延性き裂発生特性に劣る。焼戻し温度が本発明値を超えるＮｏ．３４の鋼板は島状マルテンサイトが大量に生成したため低靱性であり、耐延性き裂発生特性に劣る。
　１：試験片
　２：再現熱サイクル部
　３：クリップゲージ
　４：ナイフエッジ
　５：クランプ
　６：引張載荷
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004

Claims (5)

  1. 　質量％で、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％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、板厚の１／４位置のミクロ組織がフェライトと硬質相からなり、前記硬質相の面積分率が５０~９０％で、かつ、前記フェライトの平均アスペクト比が１．５以上であることを特徴とする溶接熱影響部および母材部の耐延性き裂発生特性に優れた鋼材。
  2. 　成分組成に、更に、質量％で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％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の溶接熱影響部および母材部の耐延性き裂発生特性に優れた鋼材。
  3. 　請求項１または２において、鋼板表面の組織が、フェライトと硬質相からなり、前記フェライトの面積率が、４０％を超え、かつ、前記フェライト粒径の平均アスペクト比が、２を超える溶接熱影響部および母材部の耐延性き裂発生特性に優れた鋼材。
  4. 　請求項１または２に記載の成分を有する鋼素材を１０００℃以上に再加熱し、９００℃以上の温度域での圧下率が５０％以上で圧延仕上げ温度がＡｒ３点~Ａｒ３−５０℃となる圧延を施した後、Ａｒ３−１０℃~Ａｒ３−７０℃で水冷を開始し、５００℃以下で水冷を終了することを特徴とする溶接熱影響部および母材部の耐延性き裂発生特性に優れた鋼材の製造方法。
  5. 　水冷を行った後、更に、最高加熱温度Ａｃ１点未満で焼戻し処理を行うことを特徴とする請求項４に記載の溶接熱影響部および母材部の耐延性き裂発生特性に優れた鋼材の製造方法。
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