JP2010106287A

JP2010106287A - 疲労特性に優れた高張力鋼材およびその製造方法

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Publication number: JP2010106287A
Application number: JP2008276363A
Authority: JP
Inventors: Akihide Nagao; 彰英長尾; Minoru Suwa; 稔諏訪; Nobuo Shikauchi; 伸夫鹿内
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2008-10-28
Filing date: 2008-10-28
Publication date: 2010-05-13

Abstract

【課題】引張強度が１０００ＭＰａ以上の疲労特性に優れる高張力鋼材として好適な疲労特性に優れた高張力鋼材ならびにその製造方法を提供する。
【解決手段】ラスマルテンサイト鋼中の平行に並んだ同じ晶癖面を持つラスの集団として定義されるパケットのアスペクト比が、３以上、かつ、パケット境界上におけるＰ原子の偏析量が１ｍａｓｓ％以下で、更に、セメンタイトの平均粒子径が７０ｎｍ以下で、フェライトの面積率が３％以下である鋼材。質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１〜０．８％、Ｃｒ：０．３〜１％、Ｍｎ：０．８〜２％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０００５〜０．００８％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００４％以下，更に、必要に応じて、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｗの一種または二種以上の元素を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を鋳造後、Ａｒ_３変態点以下に冷却することなく、あるいはＡｃ_３変態点以上に再加熱後、未再結晶域における圧下率が３０％以上の熱間圧延後、Ａｒ_３変態点以上から直接焼入れ、あるいは加速冷却によって３５０℃以下の温度まで冷却した後、特定条件で焼戻しを行う。
【選択図】なし

Description

本発明は、疲労特性に優れた高張力鋼材ならびにその製造方法に関し、特に引張強度が１０００ＭＰａ以上の疲労特性に優れる高張力鋼材として好適なものに関する。

近年、建設産業機械・タンク・ペンストック・ラインパイプ等の鋼材使用分野では、構造物の大型化を背景として、使用する鋼材の高強度化が指向されている。

しかし、一般的に鋼材の１０^７回あるいは１０^８回の疲労限は、引張強さが１０００ＭＰａ程度以下では、表面破壊により、疲労限が引張強さの１／２程度となり、一方、引張強さが１０００ＭＰａ程度以上では、内部破壊を生じるため、疲労限がほぼ飽和することが知られており、特に１０００ＭＰａ程度以上の高強度材の疲労寿命を長くすることが望まれてきた。

このため、非特許文献１等で、改良オースフォームの適用や微細なＶＣの析出強化の活用によって、疲労特性を改善する等、疲労特性に優れた鋼板の製造方法が提案されてきた。
蛭川寿、古谷佳之、松岡三郎：鉄と鋼，９１（２００５），３９０．

しかしながら、上記非特許文献１等に記載されている方法によっても、疲労限は、引張強さの６５％程度に留まっており、特に引張強さが１０００ＭＰａ程度以上の高いレベルで、より疲労特性に優れた高張力鋼材ならびにその製造方法が求められていた。

本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、強度が１０００ＭＰａ以上、特に１２００ＭＰａ以上で、従来の鋼材より疲労特性に優れた高張力鋼材ならびにその製造方法を提供することを目的とする。

引張強さが１０００ＭＰａ程度以上の高強度鋼では、介在物や組織割れを起点とした内部破壊が生じるため、一般的には、疲労限がほぼ５００〜７００ＭＰａに飽和することが知られている。このため、高強度鋼の疲労限を向上させる基本的な指針として、起点となる介在物の寸法を小さくすること、介在物を軟質化すること、または、母地組織の均一・微細化を図ることの３つが挙げられる。

本発明者らは、上記の観点で高強度鋼の疲労特性を向上させるために鋭意研究を重ねた結果、未再結晶域における圧延加工による結晶粒の展伸および変形帯の導入、更に不純物元素であるＰの含有量の低下によって、ラスマルテンサイト鋼の有効結晶粒として機能するパケット境界に偏析するＰ原子の偏析量が低下し、パケット境界の強度低下が抑制され、更に、セメンタイトの微細化を通じて、セメンタイトが疲労破壊の起点として作用しにくくなることによって、従来材よりも優れた疲労特性を有する高張力鋼材が得られることを見出した。

本発明は、以上に示した知見に基づき、更に検討を加えてなされたものであって、以下の疲労特性に優れた高張力鋼材ならびにその製造方法を提供する。
１．ラスマルテンサイト鋼中の平行に並んだ同じ晶癖面を持つラスの集団として定義されるパケットのアスペクト比が、３以上、かつ、パケット境界上におけるＰ原子の偏析量が１ｍａｓｓ％以下で、更に、セメンタイトの平均粒子径が７０ｎｍ以下で、フェライトの面積率が３％以下であることを特徴とする、疲労特性に優れた高張力鋼材。
２．鋼組成が、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１〜０．８％、Ｃｒ：０．３〜１％、Ｍｎ：０．８〜２％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０００５〜０．００８％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００４％以下の元素を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする１に記載の疲労特性に優れた高張力鋼材。
３．更に、鋼組成が、質量％で、Ｍｏ：１％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｃｕ：２％以下、Ｎｉ：６％以下、Ｗ：２％以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする、２に記載の疲労特性に優れた高張力鋼材。
４．更に、鋼組成が、質量％で、Ｂ：０．００３％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下（注：ＲＥＭとはＲａｒｅＥａｒｔｈＭｅｔａｌの略、希土類金属）、Ｍｇ：０．０１％以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする、２または３に記載の疲労特性に優れた高張力鋼材。
５．２乃至４のいずれか一つに記載の鋼組成を有する鋼を鋳造後、Ａｒ_３変態点以下に冷却することなく、あるいはＡｃ_３変態点以上に再加熱後、未再結晶域における圧下率が３０％以上の熱間圧延によって所定の板厚とし、引続きＡｒ_３変態点以上から直接焼入れ、あるいは加速冷却によって３５０℃以下の温度まで冷却した後、圧延機および直接焼入れ装置もしくは加速冷却装置と同一の製造ライン上に直結して設置された加熱装置を用いて、３７０℃から所定の焼戻し温度までの板厚中心部の平均昇温速度を１℃／ｓ以上として、板厚中心部の最高到達温度を４００℃以上Ａｃ_１変態点以下に焼戻すことを特徴とする疲労特性に優れた高張力鋼材の製造方法。
６．更に、焼戻し開始温度から３７０℃までの板厚中心部の平均昇温速度が２℃／ｓ以上であることを特徴とする、５に記載の疲労特性に優れた高張力鋼材の製造方法。

本発明によれば、引張強度が１０００ＭＰａ以上、特に１２００ＭＰａ以上の、疲労特性に極めて優れた高張力鋼材およびその製造方法が得られ、産業上極めて有用である。

本発明におけるミクロ組織の限定理由について述べる。
本発明に係る高張力鋼材はラスマルテンサイト鋼であって、ミクロ組織中で平行に並んだ同じ晶癖面を持つラスの集団として定義されるパケットのアスペクト比を、３以上、好ましくは４以上とする。

アスペクト比を３以上とすることによって、焼戻し処理時にパケット境界に偏析するＰ等の粒界偏析量を低減させ、疲労特性を向上させる。好ましくは４以上である。

パケットのアスペクト比は、例えば、ＥＢＳＰ（ＥｌｅｃｔｒｏｎＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒｉｎｇＰａｔｔｅｒｎ；電子後方散乱パターン）法による結晶方位測定結果からパケット粒を同定し、画像解析にて、２０個以上のパケットのアスペクト比を求め、単純平均値とする。

パケット境界上におけるＰ原子の偏析量を１ｍａｓｓ％以下、好ましくは０．６ｍａｓｓ％とする。パケット境界上におけるＰ原子の偏析量を１ｍａｓｓ％以下とすることによって、パケット境界の強度低下を抑制し、疲労特性を向上させる。

パケット境界上のＰ原子の偏析量は、例えば、オージェ電子分光分析によって１５点以上のパケット境界を分析し、Ｆｅのオージェピーク強度に対する各元素のピーク強度比の単純平均値を求めた上で、濃度既知の試料で測定したＦｅに対するＰの相対感度係数を用いて、算出する。

本発明では、セメンタイトの平均粒子径を７０ｎｍ以下、好ましくは６０ｎｍ以下とする。セメンタイトの平均粒子径を７０ｎｍ以下とすると、疲労の内部破壊の起点として作用しにくくなり、疲労特性を向上させる。

セメンタイトの平均粒子径は、例えば、抽出レプリカ法にて作製した試料をＴＥＭ観察し、写真撮影を行い、画像解析にて、５０点以上のセメンタイトの平均粒子径を求め、単純平均値とする。

更に、本発明では、フェライトの面積分率を３％以下とする。不均一組織は疲労の内部破壊の起点として作用して、疲労特性を劣化させる要因となるが、不均一組織がラスマルテンサイト組織を主体とする組織の場合、フェライトの面積分率を３％以下とすることによって、内部破壊の起点として作用しにくくなり、疲労特性の劣化を抑制する。

フェライトの面積分率は、例えば、ナイタルエッチングにて現出した組織を光学顕微鏡にて写真撮影し、画像解析にて、２０個以上の旧オーステナイト粒中のフェライトの面積分率を求め、単純平均値とする。

上述のミクロ組織を備えた高張力鋼材として好ましい成分組成と製造条件は以下のとおりである。
［成分組成］化学成分組成を示す％は、何れも質量％である。

Ｃ：０．０２〜０．２５％
Ｃは、強度を確保するために含有するが、０．０２％未満ではその効果が不十分であり、一方、０．２５％を超えると母材および溶接熱影響部の靭性が劣化するとともに、溶接性が著しく劣化する。従って、Ｃ含有量を０．０２〜０．２５％に限定する。

Ｓｉ：０．０１〜０．８％
Ｓｉは、製鋼段階の脱酸材および強度向上元素として含有するが、０．０１％未満ではその効果が不十分であり、一方、０．８％を超えると粒界が脆化し、低温靭性を劣化させる。従って、Ｓｉ含有量を０．０１〜０．８％に限定する。

Ｃｒ：０．３〜１％
Ｃｒは、セメンタイト中に分配し、セメンタイトの成長速度を低下させる効果を有する。含有量が０．３％未満ではその効果が不十分であり、セメンタイトが粗大化するため疲労特性が劣化する。一方、１％を超えて含有すると溶接性が劣化する。したがって、Ｃｒ含有量を０．３〜１％に限定する。

Ｍｎ：０．８〜２％
Ｍｎは、セメンタイト中に分配し、セメンタイトの成長速度を低下させる効果を有する。含有量が０．８％未満ではその効果が不十分であり、セメンタイトが粗大化するため疲労特性が劣化する。一方、２％を超えて含有すると、Ｍｎ偏析部が硬化し、靭性が劣化する。したがって、Ｍｎ含有量を０．８〜２％に限定する。

Ａｌ：０．００５〜０．１％
Ａｌは、脱酸材として添加されると同時に、結晶粒径の微細化にも効果があるが、０．００５％未満の場合にはその効果が十分でなく、一方、０．１％を超えて含有すると、鋼板の表面疵が発生し易くなる。従って、Ａｌ含有量を０．００５〜０．１％に限定する。

Ｎ：０．０００５〜０．００８％
Ｎは、Ｔｉなどと窒化物を形成することによって組織を微細化し、母材ならびに溶接熱影響部の靭性を向上させる効果を有するために添加する。０．０００５％未満の添加では組織の微細化効果が充分にもたらされず、一方、０．００８％を超える添加は固溶Ｎ量が増加するために母材および溶接熱影響部の靭性を損なう。従って、Ｎ含有量を０．０００５〜０．００８％に限定する。

Ｃａ：０．０００５〜０．００５％
Ｃａは、圧延によって展伸しやすい介在物であるＭｎＳの代わりに、圧延により展伸しにくい球状介在物であるＣａＳへと、硫化物系介在物の形態を制御するために添加する。含有量が０．０００５％未満では目的とする介在物の形態制御が不十分であり、疲労特性が劣化する。一方、０．００５％を超えて含有すると清浄度が低下するため、靭性などの材質が劣化する。したがって、Ｃｒ含有量を０．０００５〜０．００５％に限定する。

Ｐ：０．０２％以下
不純物元素であるＰは、焼戻し処理時にパケット境界等の結晶粒界に偏析しやすく、０．０２％を超えると隣接結晶粒の接合強度を低下させ、疲労特性や低温靭性、耐遅れ破壊特性などを劣化させる。従って、Ｐ含有量を０．０２％以下に限定する。
Ｓ：０．００４％以下
不純物元素であるＳは、非金属介在物であるＭｎＳを生成しやすく、０．００４％を超えると、介在物の量が多くなり、内部破壊の起点として作用し、疲労特性を劣化させる。従って、Ｓ含有量を０．００４％以下に限定する。

本発明では、所望する特性に応じて更に以下の成分を含有することができる。

Ｍｏ：１％以下
Ｍｏは、焼入れ性および強度を向上する作用を有するが、１％を超える添加は経済性が劣る。従って、Ｍｏを添加する場合には、その含有量を１％以下に限定する。ただし、Ｍｏは焼戻し軟化抵抗を大きくする作用を有し、強度を１０００ＭＰａ以上確保するために０．２％以上添加することが好ましい。

Ｎｂ：０．１％以下
Ｎｂは、マイクロアロイング元素として強度を向上させると同時に、未再結晶域の上限温度を高温側にシフトさせることによって、比較的高温の圧延でも未再結晶域圧延を行うことを可能にするが、０．１％を越える添加は溶接熱影響部の靭性を劣化させる。従って、Ｎｂを添加する場合には、その含有量を０．１％以下に限定する。

Ｖ：０．５％以下
Ｖは、マイクロアロイング元素として強度を向上させるが、０．５％を超える添加は溶接熱影響部の靭性を劣化させる。従って、Ｖを添加する場合には、その含有量を０．５％以下に限定する。

Ｔｉ：０．１％以下
Ｔｉは、圧延加熱時あるいは溶接時にＴｉＮを生成し、オーステナイト粒の成長を抑制し、母材ならびに溶接熱影響部の靭性を向上させるが、０．１％を超える添加は溶接熱影響部の靭性を劣化させる。従って、Ｔｉを添加する場合には、その含有量を０．１％以下に限定する。

Ｃｕ：２％以下
Ｃｕは、固溶強化および析出強化により強度を向上する作用を有している。しかしながら、Ｃｕ含有量が２％を超えると、鋼片加熱時や溶接時に熱間での割れを生じやすくする。従って、Ｃｕを添加する場合には、その含有量を２％以下に限定する。

Ｎｉ：６％以下
Ｎｉは、靭性および焼入れ性を向上する作用を有している。しかしながら、Ｎｉ含有量が６％を超えると、経済性が劣る。従って、Ｎｉを添加する場合には、その含有量を６％以下に限定する。

Ｗ：２％以下
Ｗは、強度を向上する作用を有している。しかしながら、２％を超えると、溶接性が劣化する。従って、Ｗを添加する場合は、その含有量を２％以下に限定する。

Ｂ：０．００３％以下
Ｂは、焼入れ性を向上する作用を有している。しかしながら、０．００３％を超えると、靭性を劣化させる。従って、Ｂを添加する場合には、その含有量を０．００３％以下に限定する。

ＲＥＭ：０．０２％以下
ＲＥＭは、鋼中でＲＥＭ（Ｏ、Ｓ）として硫化物を生成することによって結晶粒界の固溶Ｓ量を低減して耐ＳＲ割れ特性を改善する。しかしながら、０．０２％を超える添加は、沈殿晶帯にＲＥＭ硫化物が著しく集積し、材質の劣化を招く。従って、ＲＥＭを添加する場合には、その添加量を０．０２％以下に限定する。

Ｍｇ：０．０１％以下
Ｍｇは、溶銑脱硫材として使用する場合がある。しかしながら、０．０１％を超える添加は、清浄度の低下を招く。従って、Ｍｇを添加する場合には、その添加量を０．０１％以下に限定する。

［製造条件］
本発明に係る高張力鋼材は、熱間圧延およびその後の冷却、熱処理条件の調整により鋼板、形鋼および棒鋼など種々の形状で上記ミクロ組織を備えた鋼材とすることが可能である。製造条件における温度規定は鋼材中心部のものとし、鋼板は板厚中心、形鋼は本発明に係る特性を付与する部位の板厚中心、棒鋼では径方向の中心とする。但し、中心部近傍はほぼ同様の温度履歴となるので、中心そのものに限定するものではない。

鋳造条件
本発明は、いかなる鋳造条件で製造された鋼材についても有効であるので、特に鋳造条件を限定する必要はない。溶鋼から鋳片を製造する方法や、鋳片を圧延して鋼片を製造する方法は特に規定しない。転炉法・電気炉法等で溶製された鋼や、連続鋳造・造塊法等で製造されたスラブが利用できる。

熱間圧延条件
鋳片を圧延して鋼片を製造する際、Ａｒ_３変態点以下に冷却することなく、そのまま熱間圧延を開始しても、一度冷却した鋳片をＡｃ_３変態点以上に再加熱した後に熱間圧延を開始しても良い。

熱間圧延は、未再結晶域における圧下率を３０％以上、好ましくは４０％以上とし、Ａｒ_３変態点以上で圧延を終了するものとする。圧下率３０％以上の未再結晶域圧延を行うことによって、熱間圧延時にパケットを展伸させる共に変形帯を導入し、焼戻し処理時にパケットに偏析するＰの粒界偏析量を低減させる。

本発明ではＡｒ_３変態点（℃）およびＡｃ_３変態点（℃）を求める式は特に規定しないが、例えばＡｒ_３＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ、Ａｃ_３＝８５４−１８０Ｃ＋４４Ｓｉ−１４Ｍｎ−１７．８Ｎｉ−１．７Ｃｒとする。式において各元素は鋼中含有量（ｍａｓｓ％）とする。

直接焼入れあるいは加速冷却
熱間圧延終了後、母材強度および母材靭性を確保するため、Ａｒ_３変態点以上の温度から３５０℃以下の温度まで強制冷却を行い、オーステナイトからマルテンサイトもしくはベイナイトへの変態を完了させ、母材を強靱化する。冷却速度は１℃／ｓ以上、好ましくは２℃／ｓ以上とする。

焼戻し
強制冷却後、板厚中心部の最高到達温度が４００℃以上Ａｃ_１変態点以下となるように焼戻す。焼戻しのための加熱は、板厚中心部での温度が３７０℃からＡｃ_１変態点以下の所定の焼戻し温度まで、板厚中心部での平均昇温速度を１℃／ｓ以上、好ましくは２℃／ｓ以上として行う。以下、単に焼戻し温度と記載する場合は、焼戻し熱処理における最高到達温度のことを示すものとする。

焼戻し時に生成するセメンタイトは３７０℃以上から生じ、その生成・成長挙動には焼戻し時の昇温速度が影響を及ぼす。本発明では４００℃以上Ａｃ_１変態点以下の所定の温度で焼戻しを行った後のミクロ組織におけるセメンタイトを微細分散化するため、３７０℃からの平均昇温速度を１℃／ｓ以上、好ましくは２℃／ｓ以上とする。Ａｃ_１変態点を越えて加熱すると一部オーステナイト変態を生じるためＡｃ_１変態点以下とする。

焼戻し開始温度から３７０℃までは、Ｐの粒界偏析が生じやすく、この温度域を高速で昇温させることによって、Ｐの粒界偏析量をより低減して疲労強度の一層の向上が可能となるため、好ましくは焼戻し開始温度から３７０℃までの板厚中心部の平均昇温速度を２℃／ｓ以上、好ましくは３℃／ｓ以上とする。

焼戻し時の昇温過程は、所定の平均昇温速度が得られれば良く、直線的な温度履歴を取っても、途中温度で滞留するような温度履歴を取っても良く、特に規定しない。

焼戻し温度における保持時間は、生産性や析出物の粗大化に起因する耐遅れ破壊特性の劣化を防止すべく、６０ｓ以下とすることが望ましい。

焼戻し後の冷却速度については、冷却中における析出物の粗大化を防止すべく、焼戻し温度〜２００℃までの平均冷却速度を０．０５℃／ｓ以上とすることが望ましい。

以上の条件によって、疲労破壊の起点として作用するセメンタイトが微細分散化するため、優れた疲労特性が得られる。

なお、焼戻し時の加熱方式は、所要の昇温速度が達成されれば、誘導加熱、通電加熱、赤外線輻射加熱、雰囲気加熱等のいずれの方式でも良い。

焼戻し装置として、圧延機および直接焼入れ装置もしくは加速冷却装置と同一の製造ライン上に直結して設置された加熱装置を用いて行うと、圧延・焼入れ処理から焼戻し処理までに要する時間が短縮し、生産性が向上する。

表１に示す化学成分の鋼Ａ〜Ｑを溶製してスラブに鋳造し、加熱炉で加熱後、熱間圧延を行い鋼板とした。圧延後、引続き直接焼入れし、次いで、ソレノイド型誘導加熱装置を用いて種々の条件で焼戻し処理を行った。

板厚中心部の平均昇温速度は、鋼板の通板速度によって管理した。なお、焼戻し温度にて保持する場合には、鋼板を往復させて加熱することによって、±５℃の範囲内で保持を行った。

また、加熱後の冷却は空冷とした。焼戻し温度や焼入れ温度などの板厚中心部における温度は、放射温度計による表面の逐次における温度測定結果から、伝熱計算によって求めた。

表２、３に鋼板製造条件、パケット粒のアスペクト比、パケット境界におけるＰ原子の偏析量、セメンタイトの平均粒子径、フェライトの面積分率を、表４、５に得られた鋼板の降伏強度、引張強度、１０^７回疲労強度、引張強度に対する１０^７回疲労強度の比、疲労破壊起点を示す。

パケットのアスペクト比は、ＥＢＳＰ法による結晶方位測定結果からパケット粒を同定し、画像解析にて、約３０個のパケットのアスペクト比の平均値とした。

パケット境界上のＰ原子の偏析量は、オージェ電子分光分析によって約２０点のパケット境界を分析し、Ｆｅのオージェピーク強度に対する各元素のピーク強度比の単純平均値を求めた上で、濃度既知の試料で測定したＦｅに対するＰの相対感度係数を用いて、算出した。

セメンタイトの平均粒子径は、抽出レプリカ法にて作製した試料をＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）観察し、写真撮影を行い、画像解析によって得られた、約７０点のセメンタイトの平均粒子径の平均値とした。

フェライトの面積分率は、ナイタルエッチングにて現出した組織を光学顕微鏡にて写真撮影し、画像解析にて、約３０個の旧オーステナイト粒中のフェライトの面積分率の平均値とした。

降伏強度および引張強度は、ＪＩＳＺ２２０１（１９８０）に準拠して全厚引張試験片により求めた。疲労特性は、最小部直径４ｍｍの試験片を用いて、応力比Ｒ＝−１で、室温大気中にて、回転曲げ疲労試験に供することによって評価し、１０^７回のサイクルにて破断する強度を１０^７回疲労強度とした。

疲労特性の目標（本発明範囲）は、引張強度に対する１０^７回疲労強度の比が、引張強度が１５００ＭＰａ未満の場合に関しては、０．６５以上、１５００ＭＰａ以上の場合に関しては、０．５０以上とした。

表３に示した鋼板Ｎｏ．２０〜２２は、パケット粒のアスペクト比、パケット境界上のＰの偏析量、およびセメンタイトの平均粒子径に及ぼす未再結晶域圧下率の影響を調査した結果で、未再結晶圧下率が２５％以下の場合、パケット粒のアスペクト比、パケット境界上のＰの偏析量、セメンタイトの平均粒子径の少なくとも２つの項目が本発明範囲から外れる。

また、鋼板Ｎｏ．２３〜３６は、直接焼入れ開始温度、直接焼入れ停止温度、焼戻し温度、３７０℃から焼戻し温度までの板厚中心部の平均昇温速度がミクロ組織に及ぼす影響を調査した結果で、フェライトの面積率、またはセメンタイトの平均粒子径が本発明範囲から外れている場合を示す。

表２に示した鋼板Ｎｏ．１〜１９は、ミクロ組織の規定が本発明を満足し、表４に示すように良好な疲労特性が得られている。

焼戻し開始温度〜３７０℃までの板厚中心部の平均昇温速度のみが異なる鋼板Ｎｏ．５と鋼板Ｎｏ．６、および鋼板Ｎｏ．１１と鋼板Ｎｏ．１２とを比較すると、焼戻し開始温度〜３７０℃までの板厚中心部の平均昇温速度が２℃／ｓ以上の鋼板Ｎｏ．５、１１は、それぞれ鋼板Ｎｏ．６、１２よりも、パケット境界上のＰの偏析量およびセメンタイトの平均粒子径が小さく、優れた疲労特性を有していることが分かる。

一方、表５に示す鋼板Ｎｏ．２０〜４０は、疲労特性が上記目標範囲を満足しない比較例である。

鋼板Ｎｏ．２０〜２２は、表３に示すように、未再結晶域圧下率が２５％以下で、セメンタイトの平均粒子径が本発明範囲外で疲労特性が目標値に達していない。

鋼板Ｎｏ．２３〜２５は、表３に示すように直接焼入れ開始温度がＡｒ_３点以下で低く、フェライトの面積率が過剰で本発明範囲外で疲労特性が目標値に達していない。

鋼板Ｎｏ．２６、２７は、表３に示すように直接焼入れ停止温度が４００℃以上と高く、フェライトの面積率が過剰で本発明範囲外で疲労特性が目標値に達していない。

鋼板Ｎｏ．２８〜３０は、表３に示すように焼戻し温度がＡｃ_１変態点以上で高くて、フェライトの面積率が過剰で本発明範囲外で疲労特性が目標値に達していない。

鋼板Ｎｏ．３１〜３６は、表３に示すように３７０℃〜焼戻し温度までの板厚中心部の平均昇温速度が１℃／ｓ以下と低く、セメンタイトの平均粒子径が大きくて本発明範囲から外れて疲労特性が目標値に達していない。

Claims

ラスマルテンサイト鋼中の平行に並んだ同じ晶癖面を持つラスの集団として定義されるパケットのアスペクト比が、３以上、かつ、パケット境界上におけるＰ原子の偏析量が１ｍａｓｓ％以下で、更に、セメンタイトの平均粒子径が７０ｎｍ以下で、フェライトの面積率が３％以下であることを特徴とする、疲労特性に優れた高張力鋼材。
鋼組成が、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１〜０．８％、Ｃｒ：０．３〜１％、Ｍｎ：０．８〜２％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０００５〜０．００８％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００４％以下の元素を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする請求項１に記載の疲労特性に優れた高張力鋼材。
更に、鋼組成が、質量％で、Ｍｏ：１％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｃｕ：２％以下、Ｎｉ：６％以下、Ｗ：２％以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする、請求項２に記載の疲労特性に優れた高張力鋼材。
更に、鋼組成が、質量％で、Ｂ：０．００３％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下（注：ＲＥＭとはＲａｒｅＥａｒｔｈＭｅｔａｌの略、希土類金属）、Ｍｇ：０．０１％以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする、請求項２または３に記載の疲労特性に優れた高張力鋼材。
請求項２乃至４のいずれか一つに記載の鋼組成を有する鋼を鋳造後、Ａｒ_３変態点以下に冷却することなく、あるいはＡｃ_３変態点以上に再加熱後、未再結晶域における圧下率が３０％以上の熱間圧延によって所定の板厚とし、引続きＡｒ_３変態点以上から直接焼入れ、あるいは加速冷却によって３５０℃以下の温度まで冷却した後、圧延機および直接焼入れ装置もしくは加速冷却装置と同一の製造ライン上に直結して設置された加熱装置を用いて、３７０℃から所定の焼戻し温度までの板厚中心部の平均昇温速度を１℃／ｓ以上として、板厚中心部の最高到達温度を４００℃以上Ａｃ_１変態点以下に焼戻すことを特徴とする疲労特性に優れた高張力鋼材の製造方法。
更に、焼戻し開始温度から３７０℃までの板厚中心部の平均昇温速度が２℃／ｓ以上であることを特徴とする、請求項５に記載の疲労特性に優れた高張力鋼材の製造方法。