JP2014025091A - 鋼材およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】引張強度900 MPa以上と高強度で延性と衝撃特性にも優れた鋼材を提供する。
【解決手段】質量％でＣ：0.050〜0.40％、Ｓｉ：0.50〜3.0％、Ｍｎ：3.0〜8.0％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下、sol.Ａｌ：0.001〜3.0％、Ｎ：0.01％以下を含有する化学組成と、10〜40面積％のオーステナイトを含有し、オーステナイトの平均Ｃ濃度が0.30〜0.60質量％である鋼組織とを有する。この鋼材は、旧オーステナイトの平均粒径が20μｍ以下のマルテンサイト単相組織を有する鋼材に、670℃以上780℃未満かつAc₃点未満の温度域に5〜120秒間保持した後、この温度域から150℃までを5〜500℃／秒の平均冷却速度で冷却する熱処理を施すことにより製造される。
【選択図】 なし

Description

本発明は、自動車用鋼材、油井管用鋼材および建築構造用鋼材のように、延性が不可欠となる用途に好適な、超高強度鋼材およびその製造方法に関する。具体的には、本発明は、引張強度が９００ＭＰａ以上であり、優れた延性と衝撃特性を有する超高強度鋼材およびその製造方法に関する。

近年、地球環境保護の観点から、省エネルギー化に寄与する素材開発が求められている。自動車用鋼材、油井管用鋼材および建築構造用鋼材等の分野においては、鋼材の軽量化や過酷な使用環境への適用に不可欠な超高強度鋼材の需要が高まり、その適用範囲が広まっている。その結果、これらの分野に使用する超高強度鋼材においては、強度特性だけでなく、使用環境における安全性を確保すること、具体的には、鋼材の延性を高めることによって、外的な塑性変形に対する許容度を上げることが重要になっている。

例えば、自動車が構造体に衝突した場合、その衝撃を車両の対衝突用部材で緩和するためには、鋼材の引張強度が９００ＭＰａ以上であり、引張強度（ＴＳ）と全伸び（ＥＬ）との積の値（ＴＳ×ＥＬ）は２４０００ＭＰａ・％以上にならなければならない。しかし、引張強度の上昇に伴って延性は著しく低下するので、前記特性を満足し、工業的に量産できる超高強度鋼材はこれまで皆無であった。そこで、超高強度鋼材の延性を改善するために、多数の研究開発がなされ、それを実現する組織制御方法が確立しつつあるのが現状である。

例えば、特許文献１は、Ｓｉを１.２〜１.６％（本明細書では鋼の化学組成に関する％はすべて質量％である）、Ｍｎを２％前後添加し、加熱温度とオーステンパーの保持条件を最適化し、１０％前後のオーステナイトが鋼材に含有するように鋼組織を制御することによって、８０ｋｇ／ｍｍ²（７８４ＭＰａ）以上の引張強度を有し、優れた延性の鋼材が得られることを開示している。

特許文献２は、Ｃを０.１７％以上、ＳｉとＡｌの合計を１.０〜２.０％、Ｍｎを２％前後添加し、その鋼材をオーステナイトの単相温度域に加熱し、５０℃から３００℃の温度範囲に急冷、さらに再加熱し、マルテンサイトとオーステナイトの双方が鋼材に含有するように、鋼組織を制御することによって、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有し、優れた延性の鋼材が得られることを開示している。

特許文献３は、Ｃを０.１０％、Ｓｉを０.１％、Ｍｎを５％添加し、その鋼材をＡ₁点以下で熱処理することによって、引張強度と伸びの積の値が著しく高い鋼材が得られることを開示している。

特開２００４−２６９９２０号公報 特開２０１０−９０４７５号公報 特開２００３−１３８３４５号公報

上述したように、延性に優れる超高強度鋼材を提供することについて、幾つかの技術が提案されているが、次に述べるように、それらは何れも十分なものとはいえない。

特許文献１に開示された技術は、鋼材の引張強度を９００ＭＰａ以上にすることはできない。すなわち、特許文献１に開示された技術においては、鋼材に含有されるオーステナイトの安定性を高めるために、加熱中および６００℃までの冷却中に、フェライト生成を促進させる。しかし、フェライトが生成すると、鋼材の引張強度が著しく低下する。したがって、特許文献１に開示された技術は、９００ＭＰａ以上の引張強度を必要とする鋼材には適用できない。

特許文献２に開示された技術は、製造方法に対する材質安定性に欠けるので、得られた鋼材を適用した構造物の安全性が確保されない。すなわち、特許文献２に開示された技術においては、急冷以降の熱処理条件、具体的には、冷却速度、冷却停止温度（冷却を停止する温度）、再加熱条件によって、引張強度が制御される。一方、冷却速度を８℃／秒以上とし、加熱した鋼材を５０℃から３００℃の温度範囲に冷却する場合、変態発熱などによって、鋼材の温度分布が非常に大きくなり、冷却速度および冷却停止温度の制御が極めて難しい、といった不可避的な工法上の問題がある。そのため、鋼材の強度分布は極めて不均一であり、脆弱な低強度部の早期破断によって、鋼材を適用した構造物の安全性が確保されなくなる。したがって、特許文献２に開示された技術は、材質安定性に欠けるものであり、安全性を必要とする鋼材には適用できない。

特許文献３に開示された技術は、製品の衝撃特性に欠けるので、得られた鋼材を適用した構造物の安全性が確保されない。すなわち、特許文献３に開示された技術においては、Ｍｎ偏析を利用することによって、Ａ_１点以下の温度域での加熱中に多量のオーステナイトを生成させる。一方、Ａ_１点以下での加熱によって、粗大なセメンタイトが多く析出するので、局所的な応力集中が変形時に生じやすくなる。そのため、鋼材に含有されるオーステナイトは衝撃変形の初期にマルテンサイト変態し、その周辺にボイドを発生させるので、むしろ、鋼材の衝撃特性は低下する。したがって、特許文献３に開示された技術は、衝撃特性に欠け、安全性を必要とする鋼材には適用できない。

このように、９００ＭＰａ以上の引張強度を有しながら、延性に優れる超高強度鋼材を提供することについて、幾つかの技術が提案されているが、何れも材質安定性または衝撃特性に欠け、十分なものとはいえなかった。

本発明は、この問題を解決し、９００ＭＰａ以上の引張強度を有しながら、優れた延性と衝撃特性を有する超高強度鋼材とその製造方法とを提供することを目的とする。

ここで、「優れた延性」とは、引張強度と全伸びとの積の値が２４０００ＭＰａ・％以上である機械特性を有することをいう。また、「優れた衝撃特性」とは、０℃でのシャルピー試験の衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ²以上である機械特性を有することをいう。

本発明者らは、前記課題を解決するために鋭意検討を行い、鋼材の化学組成についてはＳｉとＭｎとを多量に添加し、その化学組成の鋼に対する最適な熱処理条件を適用し、さらに熱処理に供する鋼材の組織を微細なマルテンサイト単相にすることによって、従来の技術では製造することができなかった、９００ＭＰａ以上の引張強度を有しながら、優れた延性と衝撃特性とを有する超高強度鋼材を安定して製造できるという新知見を得た。
本発明はその知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。

（１）Ｃ：０.０５０％以上０.４０％以下、Ｓｉ：０.５０％以上３.０％以下、Ｍｎ：３.０％以上８.０％以下、Ｐ：０.０５％以下、Ｓ：０.０１％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：０.００１％以上３.０％以下、およびＮ：０.０１％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成と、面積％で１０％以上４０％以下のオーステナイトを含有し、前記オーステナイトの平均Ｃ濃度が質量％で０.３０％以上０.６０％以下である鋼組織と、引張強度が９００ＭＰａ以上である機械特性と、を有することを特徴とする鋼材。

（２）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、Ｔｉ：１.０％以下、Ｎｂ：１.０％以下、Ｖ：１.０％以下、Ｃｒ：１.０％以下、Ｍｏ：１.０％以下、Ｃｕ：１.０％以下およびＮｉ：１.０％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有する、上記（１）に記載の鋼材。

（３）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ：０.０１％以下、Ｍｇ：０.０１％以下、ＲＥＭ：０.０１％以下、Ｚｒ：０.０１％以下およびＢ：０.０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有する、上記（１）または（２）に記載の鋼材。

（３）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、Ｂｉ：０.０１％以下を含有する、上記（１）から（３）のいずれかに記載の鋼材。

（４）上記（１）から（４）のいずれかに記載の化学組成と、旧オーステナイトの平均粒径が２０μｍ以下であるとともにマルテンサイト単相である鋼組織とを有する鋼材に、６７０℃以上７８０℃未満かつＡｃ₃点未満の温度域に５秒間以上１２０秒間以下保持し、次いで、前記温度域から１５０℃までを５℃／秒以上５００℃／秒以下の平均冷却速度で冷却する熱処理を施すことを特徴とする鋼材の製造方法。

本発明によって、引張強度が９００ＭＰａ以上と高強度であるにもかかわらず、延性と衝撃特性にも優れる超高強度鋼材を製造することが可能になる。本発明に係る超高強度鋼材は、産業上、特に、自動車分野およびエネルギー分野、さらには、建築分野において、広範に使用することが可能である。

以下、本発明についてより具体的に説明する。
１．化学組成
本発明に係る鋼材の化学組成は次の通りである。上述したように、各元素の含有量を表す「％」は質量％である。

（Ｃ：０.０５０％以上０.４０％以下）
Ｃは強度上昇および延性向上に寄与する元素であり、鋼材の引張強度を９００ＭＰａ以上、さらに、鋼材の引張強度と伸びの積の値を２４０００ＭＰａ・％以上にするために、０.０５０％以上含有させる。Ｃ含有量を０.０８０％以上にすると、引張強度が１０００ＭＰａ以上になる。したがって、Ｃ含有量は０.０８０％以上とすることが好ましい。しかし、０.４０％を超えてＣを含有させると、衝撃特性が劣化する。このため、Ｃ含有量は０.４０％以下とする。好ましくは、０.２５％以下である。

（Ｓｉ：０.５０％以上３.０％以下）
Ｓｉは延性向上に寄与する元素であり、鋼材の引張強度と全伸びとの積の値を２４０００ＭＰａ・％以上にするために、０.５０％以上含有させる。Ｓｉ含有量を１.０％以上にすると、溶接性が向上する。したがって、Ｓｉ含有量は１.０％以上とすることが好ましい。しかし、３.０％を超えてＳｉを含有させると、衝撃特性が劣化する。このため、Ｓｉ含有量は３.０％以下とする。

（Ｍｎ：３.０％以上８.０％以下）
Ｍｎは強度上昇および延性向上に寄与する元素であり、鋼材の引張強度を９００ＭＰａ以上、さらに、鋼材の引張強度と全伸びとの積の値を２４０００ＭＰａ・％以上にするために、３.０％以上含有させる。なお、Ｃ含有量が０.４０％以下の場合において、Ｍｎ含有量を４.０％以上にすると、引張強度が１０００ＭＰａ以上になる。したがって、Ｍｎ含有量は４.０％以上とすることが好ましい。しかし、８.０％を超えてＭｎを含有させると、転炉における精錬、鋳造が著しく困難になる。このため、Ｍｎ含有量は８.０％以下とする。好ましくは、６.５％以下である。

（Ｐ：０.０５％以下）
Ｐは不純物として含有される元素であるが、強度上昇に寄与する元素でもあるので、積極的に含有させてもよい。しかし、０.０５％を超えてＰを含有させると、鋳造が著しく困難になる。このため、Ｐ含有量は０.０５％以下とする。好ましくは、０.０２％以下である。

（Ｓ：０.０１％以下）
Ｓは不純物として不可避的に含有され、衝撃特性を著しく劣化させる元素である。このため、Ｓ含有量は０.０１％以下とする。好ましくは、０.００５％以下である。さらに好ましくは、０.００１５％以下である。

（ｓｏｌ.Ａｌ：０.００１％以上３.０％以下）
Ａｌは鋼を脱酸する作用を有する元素であり、鋼材を健全化するために、ｓｏｌ.Ａｌは０.００１％以上含有させる。好ましくは、０.０１０％以上である。一方、ｓｏｌ.Ａｌ含有量が３.０％を超えると、鋳造が著しく困難になる。このため、ｓｏｌ.Ａｌ含有量は３.０％以下とする。好ましくは１.２％以下である。

（Ｎ：０.０１％以下）
Ｎは不純物として不可避的に含有され、耐時効性を著しく劣化させる元素である。このため、Ｎ含有量は０.０１％以下とする。好ましくは、０.００６％以下である。さらに好ましくは、０.００３％以下である。

（Ｔｉ：１.０％以下、Ｎｂ：１.０％以下、Ｖ：１.０％以下、Ｃｒ：１.０％以下、Ｍｏ：１.０％以下、Ｃｕ：１.０％以下およびＮｉ：１.０％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上）
これらの元素は鋼材の強度を安定して確保するために効果のある元素である。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかし、いずれも１.０％を超えて含有させると、熱間加工が困難になる。このため、含有させる場合の各元素の含有量はそれぞれ前記のとおりとする。なお、前記作用による効果をより確実に得るには、Ｔｉ：０.００３％以上、Ｎｂ：０.００３％以上、Ｖ：０.００３％以上、Ｃｒ：０.０１％以上、Ｍｏ：０.０１％以上、Ｃｕ：０.０１％以上およびＮｉ：０.０１％以上の少なくとも一つを満足させることが好ましい。

（Ｃａ：０.０１％以下、Ｍｇ：０.０１％以下、ＲＥＭ：０.０１％以下、Ｚｒ：０.０１％以下およびＢ：０.０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上）
これらの元素は低温靭性を高める作用を有する元素である。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかし、いずれも０.０１％を超えて含有させると、表面性状が劣化する。このため、含有させる場合の各元素の含有量はそれぞれ前記のとおりとする。なお、前記作用による効果をより確実に得るには、これらの元素の少なくとも一つの含有量を０.０００３％以上とすることが好ましい。ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、前記ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加される。

（Ｂｉ：０.０１％以下）
Ｂｉは、Ｍｎの偏析を低減し、機械特性の異方性を緩和する元素である。したがって、Ｂｉを含有させてもよい。しかし、０.０１％を超える量でＢｉを含有させると、熱間加工が困難になる。このため、含有させる場合のＢｉ含有量は０.０１％以下とする。なお、前記作用による効果をより確実に得るには、Ｂｉ含有量を０.０００３％以上とすることが好ましい。

２．鋼組織
本発明に係る鋼材は、前記化学組成に加えて、面積％で１０％以上４０％以下のオーステナイトを含有し、前記オーステナイトの平均Ｃ濃度が質量％で０.３０％以上０.６０％以下である鋼組織を有する。この鋼組織は、前述した化学組成の鋼材に後述する製造方法を適用することにより得ることができる。

（オーステナイトの面積率：１０％以上４０％以下）
前記化学組成を有する鋼材のオーステナイト面積率が１０％以上であると、９００ＭＰａ以上の引張強度を有しながら、鋼材の延性は著しく向上する。オーステナイト面積率が１０％未満では延性向上が不十分である。したがって、オーステナイト面積率は１０％以上とする。一方、オーステナイトの面積率が４０％を超えると、耐遅れ破壊特性が劣化する。このため、オーステナイトの面積率は４０％以下とする。

（オーステナイトの平均Ｃ濃度：０.３０質量％以上０.６０質量％以下）
前記化学組成を有する鋼材のオーステナイト中の平均Ｃ濃度が０.３０質量％以上であると、鋼材の衝撃特性が向上する。この平均Ｃ濃度が０.３０質量％未満では、衝撃特性の向上は不十分となる。したがって、オーステナイトの平均Ｃ濃度は０.３０質量％以上とする。一方、このＣ濃度が０.６０質量％超でも、ＴＲＩＰ現象に伴い生成するマルテンサイトが硬質になり、マイクロクラックがその近傍に発生しやすくなるので、衝撃特性が劣化する。このため、オーステナイトの平均Ｃ濃度は０.６０質量％以下とする。

３．製造方法
本発明に係る鋼材の好ましい製造方法について次に説明する。

前述したように、９００ＭＰａ以上の引張強度を有する超高強度鋼材に、優れた延性と衝撃特性を付与するためには、熱処理後の鋼組織について、面積％でオーステナイトを１０％以上４０％以下とし、さらに質量％でオーステナイトの平均Ｃ濃度を０.３０％以上０.６０％以下とすることが肝要である。このような鋼組織にするために、前記化学組成を有し、旧オーステナイトの平均粒径が２０μｍ以下であるとともにマルテンサイト単相である鋼組織を有する鋼材を素材として用い、この鋼材に６７０℃以上７８０℃未満かつＡｃ₃点未満の温度域に５秒間以上１２０秒間以下保持し、次いで前記温度域から１５０℃までを５℃／秒以上５００℃／秒以下の平均冷却速度で冷却する熱処理を施す。

（熱処理に供する鋼材の鋼組織）
熱処理に供する鋼材には、上述した鋼材の化学組成を有し、旧オーステナイトの平均粒径が２０μｍ以下であるとともにマルテンサイト単相である鋼組織を有する鋼材を用いる。そのような鋼組織を有する鋼材を、後述する条件で熱処理することにより、引張強度が９００ＭＰａ以上の高強度を維持しながら、延性と衝撃特性に優れる、所望の超高強度鋼材が得られる。

なお、熱処理に供する前記鋼組織を有する鋼材は、例えば、８５０℃以下で熱間加工し、２０℃／秒以上で室温まで急冷するか、または、冷間加工後にオーステナイト単相になる温度に加熱し、２０℃／秒以上で室温まで急冷することにより製造できる。また、旧オーステナイトの平均粒径が２０μｍ以下であれば、その鋼材を焼戻してもよい。

（加熱条件：６７０℃以上７８０℃未満かつＡｃ₃点未満の温度域に５秒間以上１２０秒間以下保持）
前記鋼組織を有する鋼材の加熱は、６７０℃以上７８０℃未満、かつ下記実験式（ｉ）により規定されるオーステナイト単相になるＡｃ₃点（℃）未満の温度域に、５秒間以上１２０秒間以下保持することにより行う。

Ａｃ₃＝910−203×(Ｃ^0.5)−15.2×Ni＋44.7×Si＋104×Ｖ＋31.5×Mo−30×Mn−
11×Cr−20×Cu＋700×Ｐ＋400×Al＋50×Ti ・・・ （ｉ）
前記式中における各元素記号は、鋼材の化学組成におけるその元素の含有量（単位：質量％）を示す。

保持温度が６７０℃未満では、熱処理後の鋼材に含有されるオーステナイトの平均Ｃ濃度が過大となり、衝撃特性が劣化するだけでなく、熱処理後の鋼材において、９００ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。したがって、保持温度は、６７０℃以上とする。一方、保持温度が７８０℃以上、または、Ａｃ₃点以上になると、熱処理後の鋼材に適量のオーステナイトが含有されず、延性の劣化が顕著になる。したがって、保持温度は７８０℃未満かつＡｃ₃点未満とする。一方、保持時間が５秒間未満では、鋼材の温度分布が残存し、熱処理後の引張強度を安定して確保することが困難となる。したがって、保持時間は５秒間以上とする。一方、保持時間が１２０秒間超では、熱処理後の鋼材に含有されるオーステナイトの平均Ｃ濃度が過小となり、衝撃特性が劣化する。したがって、保持時間は１２０秒以下とする。なお、６７０℃以上７８０℃未満かつＡｃ₃点未満の温度域に５秒間以上１２０秒間以下の保持までの加熱に際しては、平均加熱速度を０.２℃／秒以上１００℃／秒以下とすることが好ましい。平均加熱速度が０.２℃／秒より遅いと、生産性が低下する。一方、通常の炉を用いた場合、平均加熱速度が１００℃／秒より速いと、保持温度の制御が困難となる。ただし、高周波加熱等によって１００℃／秒を上回る昇温速度で加熱した場合には、前記の効果を得ることができる。

（加熱時の保持温度域から１５０℃までの平均冷却速度：５℃／秒以上５００℃／秒以下）
上述した加熱保持の後、次いで、加熱時の保持温度域から１５０℃までを５℃／秒以上５００℃／秒以下の平均冷却速度で冷却する。前記平均冷却速度が５℃／秒未満では、軟質なフェライトやパーライトが過度に生成し、熱処理後の強度で９００ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。したがって、前記平均冷却速度は５℃／秒以上とする。一方、前記平均冷却速度が５００℃／秒超では、焼割れが発生しやすくなる。したがって、前記平均冷却速度は５００℃／秒以下とする。

上述した本発明に係る製造方法により、面積％で１０％以上４０％以下のオーステナイトを含有し、上記オーステナイトの平均Ｃ濃度が質量％で０.３０％以上０.６０％以下である鋼組織を有し、引張強度が９００ＭＰａ以上である機械特性を有する、延性と衝撃特性に優れる超高強度鋼材を製造することが可能になる。

表１に示す化学組成と表２に示す鋼組織とを有する鋼材を表３に示す条件で熱処理に供した。

使用した鋼材は、実験室にて溶製したスラブを熱間加工して製造したものである。鋼材を、厚さ３ｍｍ、幅１００ｍｍ、長さ２００ｍｍの寸法に切断し、表３の条件にて加熱および冷却した。熱電対を鋼材表面に貼付し、熱処理中の温度測定を行った。表３に示した平均加熱速度は室温から加熱温度までの温度域における値、加熱時間は加熱温度に保持した時間、平均冷却速度は６７０℃から１５０℃までの温度域における値である。熱処理に供する前の鋼材の鋼組織、熱処理で得られた鋼材の鋼組織および機械的性質について、次に説明するように、金属組織観察、Ｘ線回折測定、引張試験、およびシャルピー試験により調査した。以上の試験結果は表４にまとめて示す。

（熱処理に供する鋼材の鋼組織）
熱処理に供する鋼材の断面を電子顕微鏡で観察、撮影し、合計０.０４ｍｍ²の領域を解析することによって、鋼組織を同定するとともに、旧オーステナイト粒径を測定した。

（熱処理した鋼材におけるオーステナイトの面積率）
熱処理した各鋼材から幅２５ｍｍ、長さ２５ｍｍの試験片を切り出し、この試験片に化学研磨を施して０.３ｍｍ減厚し、化学研磨後の試験片の表面に対してＸ線回折を３回実施し、得られたプロファイルを解析し、それぞれを平均してオーステナイトの面積率を算出した。

（熱処理した鋼材におけるオーステナイトの平均Ｃ濃度）
Ｘ線回折で得られた前記プロファイルを解析し、オーステナイトの格子定数（ａ：単位はÅ）を算出し、下記（ｉｉ）式に基づき、オーステナイトの平均Ｃ濃度（ｃ：単位は質量％）を決定した。

ｃ＝（ａ−３.５７２）／０.０３３ ・・・ （ｉｉ）
（引張試験）
熱処理した各鋼材から、厚さ２.０ｍｍのＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＴＳ（引張強度）およびＥＬ（全伸び）を測定した。

（衝撃特性）
熱処理した鋼材の厚みが１.２ｍｍとなるように機械加工し、Ｖノッチ試験片を作製した。その試験片を４枚積層してねじ止めした後、シャルピー衝撃試験に供した。衝撃特性は、０℃での衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ²以上となる場合を良好、それ未満である場合を不良とした。

表４に示すように、本発明に従った供試材Ｎｏ．１、３、４、８、１０、１２、１４、１８、２０、２３および２４は、９００ＭＰａ以上の引張強度を有するとともに、引張強度と全伸びとの積（ＴＳ×ＥＬ）の値が２４０００ＭＰａ・％以上と延性に優れ、さらに、０℃でのシャルピー試験の衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ²以上と衝撃特性も良好であった。特に、供試材Ｎｏ.４、１０、１２、１４、１８、２３および２４は、Ｃ含有量とＭｎ含有量が好ましい範囲にあり、引張強度が１０００ＭＰａ以上と非常に高くなった。

一方、供試材Ｎｏ.２は、熱処理に供する鋼組織が不適切であったため、熱処理後のオーステナイト面積率が低すぎ、延性が低かった。供試材Ｎｏ.５は、熱処理に供する鋼組織が不適切で、熱処理後のオーステナイトＣ濃度が高く、衝撃特性が悪かった。供試材Ｎｏ.６および２２は、化学組成が不適切で延性が悪く、目標とする引張強度も得られなかった。供試材Ｎｏ.７、１１および１７は、化学組成が不適切で、衝撃特性が悪かった。供試材Ｎｏ.９は、熱処理後の冷却速度が低すぎ、必要な引張強度が得られなかった。供試材Ｎｏ.１３および１５は、熱処理温度が高すぎ、所望の組織が得られないため、延性が悪かった。供試材Ｎｏ.１６は、化学組成が不適切で延性が悪かった。供試材Ｎｏ.１９は、熱処理温度が低すぎ、所望の組織が得られないため、衝撃特性が悪く、必要な引張強度が得られなかった。供試材Ｎｏ.２１は、熱処理の保持時間が長すぎ、所望の組織が得られないため、衝撃特性が悪かった。

Claims (5)

1. 質量％で、Ｃ：０.０５０％以上０.４０％以下、Ｓｉ：０.５０％以上３.０％以下、Ｍｎ：３.０％以上８.０％以下、Ｐ：０.０５％以下、Ｓ：０.０１％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：０.００１％以上３.０％以下、およびＮ：０.０１％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成と、面積％で１０％以上４０％以下のオーステナイトを含有し、前記オーステナイトの平均Ｃ濃度が質量％で０.３０％以上０.６０％以下である鋼組織と、引張強度が９００ＭＰａ以上である機械特性と、を有することを特徴とする鋼材。
2. 前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：１.０％以下、Ｎｂ：１.０％以下、Ｖ：１.０％以下、Ｃｒ：１.０％以下、Ｍｏ：１.０％以下、Ｃｕ：１.０％以下およびＮｉ：１.０％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有する、請求項１に記載の鋼材。
3. 前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０.０１％以下、Ｍｇ：０.０１％以下、ＲＥＭ：０.０１％以下、Ｚｒ：０.０１％以下およびＢ：０.０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有する、請求項１または請求項２に記載の鋼材。
4. 前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｂｉ：０.０１％以下を含有する、請求項１から請求項３のいずれかに記載の鋼材。
5. 請求項１から請求項４のいずれかに記載の化学組成と、旧オーステナイトの平均粒径が２０μｍ以下であるとともにマルテンサイト単相である鋼組織とを有する鋼材に、６７０℃以上７８０℃未満かつＡｃ₃点未満の温度域に５秒間以上１２０秒間以下保持し、次いで、前記温度域から１５０℃までを５℃／秒以上５００℃／秒以下の平均冷却速度で冷却する熱処理を施すことを特徴とする鋼材の製造方法。