JP2023049311A - 耐疲労き裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法 - Google Patents
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
【課題】煩雑な熱処理がなく、簡便に耐疲労き裂伝播特性に優れた鋼材を得る製造方法を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０２～０．４０％、Ｓｉ：０．０１０～０．５００％、Ｍｎ：０．０５～２．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ａｌ：０．１００％以下、Ｎ：０．１０００％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有する鋼素材を、１０００～１３００℃に加熱し、９００℃以上で累積圧下率５０％以上の圧延を行った後、Ａｒ3点以上から焼入れ処理を施し、１００～４５０℃で冷却を停止する、鋼材の製造方法である。その鋼材の金属組織が、ベイナイト組織、マルテンサイト組織またはベイナイト組織とマルテンサイト組織の混合組織のうちのいずれかの組織か、あるいは、これらの金属組織内に、面積率で５０％以下のフェライト組織が存在している組織である。【選択図】図１
Description
本発明は、耐疲労き裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法に関する。より詳しくは、船舶、海洋構造物、橋梁、建設機械、建築物、タンクなど各種溶接構造物に用いられ、繰返し荷重を受けた場合でも耐疲労き裂伝播特性が向上する鋼材の製造方法に関する。
近年、船舶、海洋構造物、橋梁、建設機械、建築物、タンクなどの構造物においては、設計の合理化や鋼材重量の低減、薄肉化や溶接の省力化を目的として高強度鋼材が適用される事例が多くなってきている。加えてそれら鋼材においては、靭性や延性のみならず溶接性や構造安全性を確保するため耐疲労特性に優れていることが要求されている。
溶接構造物において、疲労破壊は、溶接止端部から疲労き裂が発生し、鋼材中を伝播して破壊するケースが多い。これは、溶接止端部がその形状的要因から応力集中部となりやすいこと、加えて溶接後に引張の残留応力が生じることなどに起因するとされている。
このため、溶接止端部からのき裂発生を抑制させる手段として、付加溶接を施すなどして形状を改善し応力集中を低減させる技術、ピーニングなどで圧縮の残留応力を導入する技術などが広く知られている。
しかしながら、多数存在する溶接止端部にこのような処理を工業的規模で施すことは、不可能に近く、コストの面でも現実的とは言いがたい。そこで、仮に疲労き裂が発生したとしてもその後の鋼材中の伝播速度を低減させることで疲労寿命を延命させることが重要であるとの認識のもと、鋼材自身の疲労き裂伝播特性を向上させることが産業界から強く要望されている。
ここで、特許文献１には、鋼の化学組成が、質量％でＣ：０．０５～０．３０％、Ｓｉ：０．０３～０．３５％、Ｃｒ：０．０５～２．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋳片または鋼片を、熱間圧延後、再加熱して焼入れ処理後、Ａｃ1変態点＋１０℃～７９０℃の２相域温度範囲に再加熱し、平均冷却速度５～６０℃／ｓで焼入れ後、４００～６５０℃で１０分以上保持して焼戻しすることを特徴とする、金属組織がビッカース硬さで８５以上１３０以下のフェライト相と、面積分率１５～８５％のビッカース硬さで３４０以上４４０以下の焼戻しマルテンサイト相の混合組織である、表面残留応力の絶対値が１５０Ｎ／ｍｍ2以下の耐疲労き裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法が開示されている。
また、特許文献２には、Ｃ：０．０４～０．３％、Ｓｉ：０．０１～２％、Ｍｎ：０．１～３％、Ａｌ：０．００１～０．１％、Ｎ：０．００１～０．０１％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、軟質相と該軟質相を網目状に囲む硬質第二相からなる二相組織を有し、該軟質相と硬質第二相とが、（１）軟質相がフェライト、焼戻しベイナイト、焼戻しマルテンサイトの１種または２種以上から構成され、かつ平均ビッカース硬さが１５０以下であること、（２）硬質第二相がベイナイト、マルテンサイト、焼戻しベイナイト、焼戻しマルテンサイトの１種または２種以上から構成され、かつ平均ビッカース硬さが２５０以上であること、（３）特定式で示される硬質第二相の粒界占有率が０．５以下であること、の条件をすべて満足した耐疲労き裂伝播特性に優れた厚鋼材が開示されている。
また、特許文献３には、鋼組成が質量％でＣ：０．０５～０．３０％、Ｓｉ：０．０３～０．３５％、Ｃｒ：０．０５～２．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．１％以下、残部がＦｅ及び不可避的不純物で、板厚方向および板長さ方向のいずれにおいても金属組織の８０％以上が、ビッカース硬さで１３０以下、アスペクト比で２．５以下のフェライト相と、面積分率が１５～８５％のビッカース硬さで３４０以上、アスペクト比で２．５以下の焼戻しマルテンサイト相の混合組織からなる、材質の異方性が小さく、耐疲労き裂伝播特性に優れた鋼材が開示されている。
また、特許文献４には、質量％で、Ｃ：０．０３～０．３０％、Ｓｉ：０．０１～０．５％、Ｍｎ：０．３～２．０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～０．１％、を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼板であって、その組織が硬質部と軟質部とからなり、この２つの部分の組織に占める割合およびビッカース硬さでの平均硬さが特定式を満たす鋼板が開示されている。
さらに、特許文献５には、質量％で、Ｃ：０．０２～０．１６％、Ｓｉ：０．０５～０．５％、Ａｌ：０．００５～０．０６０％を含有し、さらに、Ｍｎ：０．１～２．５％、Ｃｕ：０．１～２．０％、Ｎｉ：０．１～６．０％の中から選ばれる１種または２種以上を２Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｎｉの値が３．５～６．０％となるように含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼で、平均直径０．１～０．５μｍの残留オーステナイトを体積率で５～２０％含むことを特徴とする疲労き裂伝播特性および靭性に優れた厚鋼板が開示されている。
しかしながら、上記特許文献１～５に係る製造技術には、以下に示す問題点があった。
特許文献１の製造方法は、熱間圧延後、再加熱して焼入れ処理後、Ａｃ1変態点＋１０℃～７９０℃の二相域温度範囲に再加熱して平均冷却速度５～６０℃／ｓで焼入れ後、４００～６５０℃で１０分以上保持して焼戻しして製造されるが、製造方法が煩雑である。
特許文献２は、熱間圧延前の鋼片に加熱温度が１２００～１３５０℃、該温度範囲での保持時間が２～１００ｈの拡散熱処理を施した後、加熱温度がＡｃ3変態点～１２５０℃で、圧延後にＡｒ3変態点以上から４００℃以下まで５～１００℃／ｓで加速冷却する熱間圧延を施し、さらに加熱温度が（Ａｃ1変態点＋３０℃）～（Ａｃ3変態点－１０℃）で、かつ、４００℃以下まで５～１００℃／ｓで加速冷却する二相域熱処理を施すことを特徴とするが、拡散熱処理や二相域熱処理等の製造方法が煩雑である。
特許文献３は、鋼を１２００～１３００℃で２５～６０時間保持する溶体化熱処理を施した後空冷し、１０００～１２００℃に再加熱後、圧延終了温度をＡｒ3変態点以上となる熱間圧延を行い空冷後、Ａｃ3変態点以上に再加熱保持後、空冷を行い、さらにＡｃ1変態点＋１０℃～Ａｃ3変態点－１０℃の二相域温度に再加熱し、その後５℃／ｓ以上の平均冷却速度で焼入れし、４００℃～６５０℃で焼戻すことを特徴とするが、溶体化熱処理や二相域熱処理等の製造方法が煩雑である。
特許文献４は、ｆＡ・ＨＡ－ｆＢ・ＨＢ≧－３５００の関係式を提案している。ここで、ｆＡとｆＢは、それぞれ硬質部と軟質部が組織に占める％単位での割合、ＨＡとＨＢは、それぞれ硬質部と軟質部のビッカース硬さの平均値を示している。しかし、ｆＡ・ＨＡ－ｆＢ・ＨＢと疲労き裂伝播速度は、線形関係でなく、指標としては不明確である。
さらに、特許文献５は、鋼を熱間圧延後、直接焼入れあるいは再加熱焼入れを施し、さらに引き続いて６５０℃以上、Ａｃ3点未満の温度に加熱して冷却する２相域熱処理を行うことを特徴とするが、２相域熱処理等の製造方法が煩雑である。
そこで、本発明は、上記した従来技術の問題を解決し、煩雑な熱処理がなく、簡便に耐疲労き裂伝播特性に優れた鋼材を得るための製造方法を提供することを目的とする。ここで、「鋼材」とは、鋼板、棒鋼、条鋼などを含むが、以下、「鋼板」を主体に説明する。
本発明者らは、上記課題を解決すべく以下の実験を行い、検討を重ねた。
［疲労き裂伝播速度］
実験には３種類の供試鋼（Ａ、Ｂ、Ｃ）を用いた。その化学組成を表１に示す。
実験には３種類の供試鋼（Ａ、Ｂ、Ｃ）を用いた。その化学組成を表１に示す。
供試鋼Ａは、鋼組成が０．１３％Ｃ－０．２７％Ｓｉ－１．３５％Ｍｎ－０．０１１％Ｐ－０．００５％Ｓ－０．０１％Ｎｉ－０．０６％Ｃｒ－０．０１３％Ｔｉ－０．０４５％Ａｌ－０．００３８％Ｎである鋼板（最終板厚２５ｍｍ）を用い、その鋼板を１２００℃に加熱し、９００℃以上で累積圧下率８０％の圧延を行った後、９００℃から７０℃／ｓで２００℃まで急速冷却したものである。その後、１２ｍｍに両面減厚したＣＴ試験片で応力拡大係数範囲〔ΔＫ〕と疲労き裂伝播速度〔ｄａ／ｄＮ〕の関係を調べた。供試鋼Ｂは、軟質相／硬質相分散鋼（０．１５％Ｃ－０．２５％Ｓｉ－１．５１％Ｍｎ－０．００９％Ｐ－０．００５％Ｓ－０．０７％Ｃｒ－０．０３８％Ａｌ－０．００２５％Ｎを有する鋼塊を９５０℃以上１２５０℃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、Ａｒ3点－６０℃から７３０℃以上の温度域から１０℃／ｓ以上３０℃／ｓ未満の冷却速度で加速冷却を開始後、６５０℃以下５００℃以上まで冷却して出来た鋼材）を用い、供試鋼Ｃは、従来鋼（０．１３％Ｃ－０．３３％Ｓｉ－１．４５％Ｍｎ－０．００９％Ｐ－０．００８％Ｓ－０．０５％Ｃｒ－０．０１２Ｔｉ－０．０４８％Ａｌ－０．００３９％Ｎを有する鋼塊を９５０℃以上１２５０℃以下に加熱後、９００℃以上で累積圧下率５０％以上の圧延を行い、Ａｒ3点からＡｒ3点－１００℃の温度域から加速冷却を開始後７００℃以下、５００℃以上まで冷却して出来た鋼材）を用いた。
その結果を図１に示す。図１中の□（図中では「白枠黒塗りつぶし」で表示）は、供試鋼Ａのデータであり、△は、供試鋼Ｂのデータで、○は、供試鋼Ｃである。また、図中の実線は、供試鋼Ｃのような一般的な従来鋼における応力拡大係数範囲〔ΔＫ〕に対する疲労き裂伝播速度〔ｄａ／ｄＮ〕のレベルであり、ΔＫ＝１５ＭＰａ・ｍ1/2のとき３．５０×１０-8ｍ／ｃｙｃｌｅと、ΔＫ＝２５ＭＰａ・ｍ1/2のとき１．７０×１０-7ｍ／ｃｙｃｌｅを結んだ直線である。その下にある点線は、供試鋼Ｃの疲労き裂伝播速度レベルの１／２レベルであり、ΔＫ＝１５ＭＰａ・ｍ1/2のとき１．７５×１０-8ｍ／ｃｙｃｌｅと、ΔＫ＝２５ＭＰａ・ｍ1/2のとき８．５０×１０-8ｍ／ｃｙｃｌｅを結んだ直線である。その下にある１点鎖線は、供試鋼Ｃの疲労き裂伝播速度レベルの１／５レベルであり、ΔＫ＝１５ＭＰａ・ｍ1/2のとき７．００×１０-9ｍ／ｃｙｃｌｅと、ΔＫ＝２５ＭＰａ・ｍ1/2のとき３．４０×１０-8ｍ／ｃｙｃｌｅを結んだ直線である。この実験結果から、供試鋼Ｂは、供試鋼Ｃの疲労き裂伝播速度レベルの１／２程度であるのに対し、供試鋼Ａの疲労き裂伝播速度レベルは、供試鋼Ｃの１／５程度であり、耐疲労き裂伝播特性に最も優れていることが確認された。
次に、上記の供試鋼Ａの鋼板の１／２厚さから薄膜試料を作成し、ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）で金属組織観察を行った。また、付属のエネルギー分散型Ｘ線分光器（ＥＤＸ）分析により炭化物、窒化物、炭窒化物の同定を行った。その結果の一例を図２に示す。図２では、１視野（３．８μｍ2、１００００倍）中に、２個の炭化物からなる析出物が認められた。同様の観察を視野間隔５０μｍで１０視野行った結果、６視野中（１０視野中の６０％相当）で１個以上の炭化物、窒化物または炭窒化物からなる析出物が確認された。
なお、金属組織の観察は、鋼材（鋼板）の板厚中央部（板厚１／２の位置）で採取した試験片を研磨し腐食（ナイタールエッチング）して、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）（倍率：５００倍）で組織観察を行い、撮像して画像解析装置を用いて、金属組織を判定した。その結果、上記供試鋼Ａにおいて、観察された金属組織は、ベイナイト組織であった。また、上記供試鋼Ｂは、フェライトマトリクス中に塊状のパーライト、塊状のベイナイトが生成した組織であった。さらに、上記供試鋼Ｃは、フェライトマトリクス中にバンド状のパーライトが生成した組織であった。
以上のような実験結果から、特定の組成を有する鋼材であって、その金属組織が、ベイナイト組織であり、さらに、炭化物、窒化物および炭窒化物の析出物のうち１種以上が存在する鋼材とすることで疲労き裂伝播特性が大幅に向上することを知見した。
また、同様に、マルテンサイト組織、あるいはベイナイト組織とマルテンサイト組織との混合組織であれば、さらには、それらの組織内にフェライト組織が存在している場合であっても、そのフェライト組織が面積率で５０％以下である場合の組織であって、さらに、炭化物、窒化物および炭窒化物の析出物のうち１種以上が存在する鋼材において、同様に疲労き裂伝播速度の低下が認められた。
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、本発明の要旨は、次のとおりである。
〔１〕質量％で、Ｃ：０．０２～０．４０％、Ｓｉ：０．０１０～０．５００％、Ｍｎ：０．０５～２．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ａｌ：０．１００％以下、Ｎ：０．１０００％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有する鋼素材を、１０００～１３００℃に加熱し、９００℃以上で累積圧下率５０％以上の圧延を行った後、Ａｒ3点以上から焼入れ処理を施し、１００～４５０℃で冷却を停止することを特徴とする耐疲労き裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法。
〔２〕〔１〕において、前記鋼素材の化学組成に加えて、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．０１～２．００％、Ｎｉ：０．０１～５．００％、Ｃｒ：０．０１～３．００％、Ｍｏ：０．０１～１．００％、Ｎｂ：０．００１～０．１００％、Ｖ：０．００１～０．１００％、Ｔｉ：０．００１～０．１００％、Ｂ：０．０００１～０．０１００％、ＲＥＭ：０．００１～０．１００％のうちから選ばれた１種以上を含有することを特徴とする耐疲労き裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法。
〔３〕〔１〕または〔２〕において、前記焼入れ処理が、Ａｒ3点以上から冷却速度５℃／ｓ以上で冷却することを特徴とする耐疲労き裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法。
〔４〕〔１〕ないし〔３〕のいずれか一つにおいて、前記鋼材は、金属組織が、ベイナイト組織、マルテンサイト組織またはベイナイト組織とマルテンサイト組織の混合組織のうちのいずれかの組織であり、さらに、炭化物、窒化物および炭窒化物の析出物のうち１種以上が存在することを特徴とする耐疲労き裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法。
〔５〕〔４〕において、前記各金属組織と面積率５０％以下のフェライト組織が存在していることを特徴とする耐疲労き裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法。
〔６〕〔１〕ないし〔５〕のいずれか一つにおいて、前記鋼材の板厚が、５～１００ｍｍであることを特徴とする耐疲労き裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法。
〔７〕〔１〕ないし〔６〕のいずれか一つにおいて、前記析出物の個数が、前記鋼材の板厚中央部で、１～１００個／３．８μｍ2であることを特徴とする耐疲労き裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法。
〔８〕〔１〕ないし〔７〕のいずれか一つにおいて、前記鋼材の疲労き裂伝播試験における応力拡大係数範囲〔ΔＫ〕が２０ＭＰａ・ｍ1/2である場合に、疲労き裂伝播速度〔ｄａ／ｄＮ〕が４．２６×１０-8ｍ／ｃｙｃｌｅ以下であることを特徴とする耐疲労き裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法。
〔１〕質量％で、Ｃ：０．０２～０．４０％、Ｓｉ：０．０１０～０．５００％、Ｍｎ：０．０５～２．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ａｌ：０．１００％以下、Ｎ：０．１０００％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有する鋼素材を、１０００～１３００℃に加熱し、９００℃以上で累積圧下率５０％以上の圧延を行った後、Ａｒ3点以上から焼入れ処理を施し、１００～４５０℃で冷却を停止することを特徴とする耐疲労き裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法。
〔２〕〔１〕において、前記鋼素材の化学組成に加えて、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．０１～２．００％、Ｎｉ：０．０１～５．００％、Ｃｒ：０．０１～３．００％、Ｍｏ：０．０１～１．００％、Ｎｂ：０．００１～０．１００％、Ｖ：０．００１～０．１００％、Ｔｉ：０．００１～０．１００％、Ｂ：０．０００１～０．０１００％、ＲＥＭ：０．００１～０．１００％のうちから選ばれた１種以上を含有することを特徴とする耐疲労き裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法。
〔３〕〔１〕または〔２〕において、前記焼入れ処理が、Ａｒ3点以上から冷却速度５℃／ｓ以上で冷却することを特徴とする耐疲労き裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法。
〔４〕〔１〕ないし〔３〕のいずれか一つにおいて、前記鋼材は、金属組織が、ベイナイト組織、マルテンサイト組織またはベイナイト組織とマルテンサイト組織の混合組織のうちのいずれかの組織であり、さらに、炭化物、窒化物および炭窒化物の析出物のうち１種以上が存在することを特徴とする耐疲労き裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法。
〔５〕〔４〕において、前記各金属組織と面積率５０％以下のフェライト組織が存在していることを特徴とする耐疲労き裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法。
〔６〕〔１〕ないし〔５〕のいずれか一つにおいて、前記鋼材の板厚が、５～１００ｍｍであることを特徴とする耐疲労き裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法。
〔７〕〔１〕ないし〔６〕のいずれか一つにおいて、前記析出物の個数が、前記鋼材の板厚中央部で、１～１００個／３．８μｍ2であることを特徴とする耐疲労き裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法。
〔８〕〔１〕ないし〔７〕のいずれか一つにおいて、前記鋼材の疲労き裂伝播試験における応力拡大係数範囲〔ΔＫ〕が２０ＭＰａ・ｍ1/2である場合に、疲労き裂伝播速度〔ｄａ／ｄＮ〕が４．２６×１０-8ｍ／ｃｙｃｌｅ以下であることを特徴とする耐疲労き裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法。
本発明によれば、簡便な製造方法で耐疲労き裂伝播特性に優れた鋼材が製造可能であり、産業上格段の効果を有する。
以下、本発明に係る実施形態について、まず、本発明の製造方法により得られる鋼材について、具体的に説明する。
［鋼材の基本化学組成］
次に、本発明に係る鋼材の基本化学組成について、説明する。なお、以下、化学組成における「％」は、「質量％」であることを意味する。
次に、本発明に係る鋼材の基本化学組成について、説明する。なお、以下、化学組成における「％」は、「質量％」であることを意味する。
［Ｃ：０．０２～０．４０％］
Ｃは、強度確保のために０．０２％以上の添加が必要である。しかし、０．４０％以上の添加は、溶接性を阻害する。したがって、０．０２～０．４０％の範囲に限定した。好ましくは、０．０２～０．３５％である。より好ましくは、０．０２～０．３３％である。さらに好ましくは、０．０２～０．３０％である。
Ｃは、強度確保のために０．０２％以上の添加が必要である。しかし、０．４０％以上の添加は、溶接性を阻害する。したがって、０．０２～０．４０％の範囲に限定した。好ましくは、０．０２～０．３５％である。より好ましくは、０．０２～０．３３％である。さらに好ましくは、０．０２～０．３０％である。
［Ｓｉ：０．０１０～０．５００％］
Ｓｉは、脱酸剤として有効であるとともに高強度化のためには０．０１０％以上必要であるが、０．５００％を越えて添加すると溶接性、靭性を劣化させる。したがって、０．０１０～０．５００％の範囲に限定した。好ましくは、０．０５０～０．４５０％である。より好ましくは、０．０５０～０．４３０％である。さらに好ましくは、０．０５０～０．４００％である。
Ｓｉは、脱酸剤として有効であるとともに高強度化のためには０．０１０％以上必要であるが、０．５００％を越えて添加すると溶接性、靭性を劣化させる。したがって、０．０１０～０．５００％の範囲に限定した。好ましくは、０．０５０～０．４５０％である。より好ましくは、０．０５０～０．４３０％である。さらに好ましくは、０．０５０～０．４００％である。
［Ｍｎ：０．０５～２．００％］
Ｍｎは、安価に焼入れ性の増加を通じて強度を高めるだけでなく、靭性向上の観点から０．０５％以上必要であるが、２．００％を越えると溶接性の劣化に繋がる。したがって、０．０５～２．００％の範囲に限定した。好ましくは、０．０５～１．９０％である。より好ましくは、０．０５～１．８５％である。さらに好ましくは、０．０５～１．８０％である。
Ｍｎは、安価に焼入れ性の増加を通じて強度を高めるだけでなく、靭性向上の観点から０．０５％以上必要であるが、２．００％を越えると溶接性の劣化に繋がる。したがって、０．０５～２．００％の範囲に限定した。好ましくは、０．０５～１．９０％である。より好ましくは、０．０５～１．８５％である。さらに好ましくは、０．０５～１．８０％である。
［Ｐ：０．０５０％以下］
Ｐは、不純物で靭性を劣化させるため、その含有量は少ないほど良く、製造コスト上、０．０５０％以下の範囲に限定する。好ましくは、０．０４０％以下である。より好ましくは、０．０３０％以下である。さらに好ましくは、０．０２０％以下である。
Ｐは、不純物で靭性を劣化させるため、その含有量は少ないほど良く、製造コスト上、０．０５０％以下の範囲に限定する。好ましくは、０．０４０％以下である。より好ましくは、０．０３０％以下である。さらに好ましくは、０．０２０％以下である。
［Ｓ：０．０５０％以下］
Ｓは、不純物で靭性を劣化させるため、その含有量は少ないほど良く、製造コスト上、０．０５０％以下の範囲に限定する。好ましくは、０．０４０％以下である。より好ましくは、０．０３０％以下である。さらに好ましくは、０．０２０％以下である。
Ｓは、不純物で靭性を劣化させるため、その含有量は少ないほど良く、製造コスト上、０．０５０％以下の範囲に限定する。好ましくは、０．０４０％以下である。より好ましくは、０．０３０％以下である。さらに好ましくは、０．０２０％以下である。
［Ａｌ：０．１００％以下］
Ａｌは、脱酸剤として作用し、高張力鋼の溶鋼脱酸プロセスにおいてもっとも汎用的に使われる。また、鋼中のＮをＡｌＮとして固定し母材の靭性向上に寄与する。一方、０．１００％を超える添加は、母材の靭性が低下するとともに、溶接時に溶接金属部に混入して靭性を劣化させる。このためＡｌは、０．１００％以下に限定する。好ましくは、０．０８０％以下である。より好ましくは、０．０７０％以下である。さらに好ましくは、０．０６０％以下である。
Ａｌは、脱酸剤として作用し、高張力鋼の溶鋼脱酸プロセスにおいてもっとも汎用的に使われる。また、鋼中のＮをＡｌＮとして固定し母材の靭性向上に寄与する。一方、０．１００％を超える添加は、母材の靭性が低下するとともに、溶接時に溶接金属部に混入して靭性を劣化させる。このためＡｌは、０．１００％以下に限定する。好ましくは、０．０８０％以下である。より好ましくは、０．０７０％以下である。さらに好ましくは、０．０６０％以下である。
［Ｎ：０．１０００％以下］
Ｎは、固溶状態では延性、靭性に悪影響を及ぼすために好ましくないが、Ｖ、ＡｌやＴｉと結びついてオーステナイト粒微細化や析出強化に有効に働くため、微量であれば機械的特性向上に有効である。しかし、過剰に含有すると固溶Ｎが増加し延性や靱性に悪影響を及ぼす可能性があるので、Ｎは、０．１０００％以下の範囲に限定する。好ましくは、０．０９００％以下である。より好ましくは、０．０８００％以下である。さらに好ましくは、０．０７００％以下である。
Ｎは、固溶状態では延性、靭性に悪影響を及ぼすために好ましくないが、Ｖ、ＡｌやＴｉと結びついてオーステナイト粒微細化や析出強化に有効に働くため、微量であれば機械的特性向上に有効である。しかし、過剰に含有すると固溶Ｎが増加し延性や靱性に悪影響を及ぼす可能性があるので、Ｎは、０．１０００％以下の範囲に限定する。好ましくは、０．０９００％以下である。より好ましくは、０．０８００％以下である。さらに好ましくは、０．０７００％以下である。
［鋼材の任意的選択化学組成］
上述した化学組成が本発明の鋼材の基本化学組成であり、本発明では、この基本化学組成に加えてさらに、任意的選択化学組成として、必要に応じて、強度、靭性や溶接性等の調整、耐候性の付与などを目的として、Ｃｕ：０．０１～２．００％、Ｎｉ：０．０１～５．００％、Ｃｒ：０．０１～３．００％、Ｍｏ：０．０１～１．００％、Ｎｂ：０．００１～０．１００％、Ｖ：０．００１～０．１００％、Ｔｉ：０．００１～０．１００％、Ｂ：０．０００１～０．０１００％、ＲＥＭ：０．００１～０．１００％のうちから選ばれた１種以上を選択して含有することができる。
上述した化学組成が本発明の鋼材の基本化学組成であり、本発明では、この基本化学組成に加えてさらに、任意的選択化学組成として、必要に応じて、強度、靭性や溶接性等の調整、耐候性の付与などを目的として、Ｃｕ：０．０１～２．００％、Ｎｉ：０．０１～５．００％、Ｃｒ：０．０１～３．００％、Ｍｏ：０．０１～１．００％、Ｎｂ：０．００１～０．１００％、Ｖ：０．００１～０．１００％、Ｔｉ：０．００１～０．１００％、Ｂ：０．０００１～０．０１００％、ＲＥＭ：０．００１～０．１００％のうちから選ばれた１種以上を選択して含有することができる。
［Ｃｕ：０．０１～２．００％］
Ｃｕは、固溶による強度上昇効果をもたらすとともに耐候性を向上させる。このため下限を０．０１％とするのが好ましい。しかし、その含有量が２．００％を超えると、溶接性を損なうとともに鋼材製造時に疵が生じやすくなる。従って、含有する場合は、０．０１～２．００％とするのが好ましい。より好ましくは、０．０１～１．５０％である。さらに好ましくは、
０．０１～１．００％である。
Ｃｕは、固溶による強度上昇効果をもたらすとともに耐候性を向上させる。このため下限を０．０１％とするのが好ましい。しかし、その含有量が２．００％を超えると、溶接性を損なうとともに鋼材製造時に疵が生じやすくなる。従って、含有する場合は、０．０１～２．００％とするのが好ましい。より好ましくは、０．０１～１．５０％である。さらに好ましくは、
０．０１～１．００％である。
［Ｎｉ：０．０１～５．００％］
Ｎｉは、低温靭性を向上させるとともに耐候性やＣｕを添加した場合に生ずる熱間脆性の改善に有効である。このため下限を０．０１％とするのが好ましい。しかし、その含有量が５．００％を超えると溶接性を阻害する上、コスト上昇に繋がる。従って、含有する場合は、０．０１～５．００％とするのが好ましい。より好ましくは、０．０１～４．００％である。さらに好ましくは、０．０１～３．００％である。
Ｎｉは、低温靭性を向上させるとともに耐候性やＣｕを添加した場合に生ずる熱間脆性の改善に有効である。このため下限を０．０１％とするのが好ましい。しかし、その含有量が５．００％を超えると溶接性を阻害する上、コスト上昇に繋がる。従って、含有する場合は、０．０１～５．００％とするのが好ましい。より好ましくは、０．０１～４．００％である。さらに好ましくは、０．０１～３．００％である。
［Ｃｒ：０．０１～３．００％］
Ｃｒは、耐候性や強度を向上させる。このため０．０１％を添加の下限とするのが好ましい。しかし、その含有量が３．００％を超えると溶接性および靭性を損なう。従って、含有する場合は、０．０１～３．００％とするのが好ましい。より好ましくは、０．０１～２．５０％である。さらに好ましくは、０．０１～２．００％である。
Ｃｒは、耐候性や強度を向上させる。このため０．０１％を添加の下限とするのが好ましい。しかし、その含有量が３．００％を超えると溶接性および靭性を損なう。従って、含有する場合は、０．０１～３．００％とするのが好ましい。より好ましくは、０．０１～２．５０％である。さらに好ましくは、０．０１～２．００％である。
［Ｍｏ：０．０１～１．００％］
Ｍｏは、強度を上昇させるために０．０１％以上含有してもよい。しかし、その含有量が１．００％を超えると、溶接性および靭性の劣化が生じる。従って、含有する場合は、０．０１～１．００％とするのが好ましい。より好ましくは、０．０１～０．９０％である。さらに好ましくは、０．０１～０．８０％である。
Ｍｏは、強度を上昇させるために０．０１％以上含有してもよい。しかし、その含有量が１．００％を超えると、溶接性および靭性の劣化が生じる。従って、含有する場合は、０．０１～１．００％とするのが好ましい。より好ましくは、０．０１～０．９０％である。さらに好ましくは、０．０１～０．８０％である。
［Ｎｂ：０．００１～０．１００％］
Ｎｂは、圧延時のオーステナイト再結晶を抑制し細粒化を図ると同時に、析出により高強度化をもたらす働きを有するため０．００１％以上含有してもよい。しかし、０．１００％を超えて含有すると靭性が劣化する。従って、含有する場合は、０．００１～０．１００％とするのが好ましい。より好ましくは０．００１～０．０９０％である。さらに好ましくは、０．００１～０．０８０％である。
Ｎｂは、圧延時のオーステナイト再結晶を抑制し細粒化を図ると同時に、析出により高強度化をもたらす働きを有するため０．００１％以上含有してもよい。しかし、０．１００％を超えて含有すると靭性が劣化する。従って、含有する場合は、０．００１～０．１００％とするのが好ましい。より好ましくは０．００１～０．０９０％である。さらに好ましくは、０．００１～０．０８０％である。
［Ｖ：０．００１～０．１００％］
ＶもＮｂと同様、析出により高強度化をもたらす働きを有するため０．００１％以上含有してもよい。しかし、０．１００％を超えて含有すると、溶接性および靭性の低下を招く。従って、含有する場合は、０．００１～０．１００％とするのが好ましい。より好ましくは、０．００１～０．０９０％である。さらに好ましくは、０．００１～０．０８０％である。
ＶもＮｂと同様、析出により高強度化をもたらす働きを有するため０．００１％以上含有してもよい。しかし、０．１００％を超えて含有すると、溶接性および靭性の低下を招く。従って、含有する場合は、０．００１～０．１００％とするのが好ましい。より好ましくは、０．００１～０．０９０％である。さらに好ましくは、０．００１～０．０８０％である。
［Ｔｉ：０．００１～０．１００％］
Ｔｉは、強度上昇と溶接部靭性を改善するために０．００１％以上含有してもよい。しかし、その含有量が０．１００％を超えるとコスト上昇を招く傾向にある。従って、含有する場合は、０．００１～０．１００％とするのが好ましい。より好ましくは、０．００１～０．０９０％である。さらに好ましくは、０．００１～０．０８０％である。
Ｔｉは、強度上昇と溶接部靭性を改善するために０．００１％以上含有してもよい。しかし、その含有量が０．１００％を超えるとコスト上昇を招く傾向にある。従って、含有する場合は、０．００１～０．１００％とするのが好ましい。より好ましくは、０．００１～０．０９０％である。さらに好ましくは、０．００１～０．０８０％である。
［Ｂ：０．０００１～０．０１００％］
Ｂは、焼入れ性を高め強度上昇に寄与するために０．０００１％以上含有してもよい。しかし、０．０１００％を超えて含有すると溶接性を害する。従って、含有する場合は、０．０００１～０．０１００％とするのが好ましい。より好ましくは、０．０００１～０．００９０％である。さらに好ましくは、０．０００１～０．００８０％である。
Ｂは、焼入れ性を高め強度上昇に寄与するために０．０００１％以上含有してもよい。しかし、０．０１００％を超えて含有すると溶接性を害する。従って、含有する場合は、０．０００１～０．０１００％とするのが好ましい。より好ましくは、０．０００１～０．００９０％である。さらに好ましくは、０．０００１～０．００８０％である。
［ＲＥＭ：０．００１～０．１００％］
ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅなどの希土類元素をいう。微量添加の際は、ＨＡＺ靭性の向上に寄与するため０．００１％以上含有してもよい。しかし、０．１００％を超えて含有すると溶接性を害する。従って、ＲＥＭを含有する場合には、０．００１～０．１００％とするのが好ましい。より好ましくは、０．００１～０．０９０％である。さらに好ましくは、０．００１～０．０８０％である。
ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅなどの希土類元素をいう。微量添加の際は、ＨＡＺ靭性の向上に寄与するため０．００１％以上含有してもよい。しかし、０．１００％を超えて含有すると溶接性を害する。従って、ＲＥＭを含有する場合には、０．００１～０．１００％とするのが好ましい。より好ましくは、０．００１～０．０９０％である。さらに好ましくは、０．００１～０．０８０％である。
［残部化学組成］
上記した化学組成以外の残部化学組成は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。この不可避的不純物元素としては、Ｏ（酸素）、Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｃａ、Ｍｇなどが例示でき、合計で０．１０％以下であれば許容できる。また、前述の基本化学組成および任意的選択化学組成を満足する限り、これら以外の不可避的不純物元素が含有されることを妨げるものではなく、そのような実施態様も本発明の技術的範囲に含まれる。
上記した化学組成以外の残部化学組成は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。この不可避的不純物元素としては、Ｏ（酸素）、Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｃａ、Ｍｇなどが例示でき、合計で０．１０％以下であれば許容できる。また、前述の基本化学組成および任意的選択化学組成を満足する限り、これら以外の不可避的不純物元素が含有されることを妨げるものではなく、そのような実施態様も本発明の技術的範囲に含まれる。
［鋼材の金属組織］
本発明では、前述の化学組成を有する鋼材を後述する製造方法によって、耐疲労き裂伝播特性に優れた鋼材とする。この得られた鋼材の板厚中央部の金属組織は、その化学組成が異なることで、また、鋼材の板厚に応じて冷却速度が変化することで、焼入れ処理などの熱処理条件によって、次のような金属組織を有することが分かった。その組織とは、ベイナイト組織、マルテンサイト組織またはベイナイト組織とマルテンサイト組織の混合組織のうちのいずれかの組織であり、また、それらの金属組織の組織内に、面積率５０％以下のフェライト組織が存在している場合もある。すなわち、以下の金属組織を有するものである。
（ａ）ベイナイト組織
（ｂ）マルテンサイト組織
（ｃ）ベイナイト組織およびマルテンサイト組織の混合組織
（ｄ）面積率５０％以下のフェライト組織とベイナイト組織
（ｅ）面積率５０％以下のフェライト組織とマルテンサイト組織
（ｆ）面積率５０％以下のフェライト組織、ベイナイト組織およびマルテンサイト組織の混合組織
なお、これらの金属組織は、前述したように、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）（倍率：５００倍）を用いた組織観察によって判定することができる。
本発明では、前述の化学組成を有する鋼材を後述する製造方法によって、耐疲労き裂伝播特性に優れた鋼材とする。この得られた鋼材の板厚中央部の金属組織は、その化学組成が異なることで、また、鋼材の板厚に応じて冷却速度が変化することで、焼入れ処理などの熱処理条件によって、次のような金属組織を有することが分かった。その組織とは、ベイナイト組織、マルテンサイト組織またはベイナイト組織とマルテンサイト組織の混合組織のうちのいずれかの組織であり、また、それらの金属組織の組織内に、面積率５０％以下のフェライト組織が存在している場合もある。すなわち、以下の金属組織を有するものである。
（ａ）ベイナイト組織
（ｂ）マルテンサイト組織
（ｃ）ベイナイト組織およびマルテンサイト組織の混合組織
（ｄ）面積率５０％以下のフェライト組織とベイナイト組織
（ｅ）面積率５０％以下のフェライト組織とマルテンサイト組織
（ｆ）面積率５０％以下のフェライト組織、ベイナイト組織およびマルテンサイト組織の混合組織
なお、これらの金属組織は、前述したように、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）（倍率：５００倍）を用いた組織観察によって判定することができる。
上述の各組織は、前述したように、化学組成、冷却速度、焼入れ処理などの熱処理条件などを調整して得ることができる。
具体的には、冷却速度が大きい（５０℃／ｓ以上）と、マルテンサイト組織になり易く、冷却速度が小さい（１０℃／ｓ以上）と、ベイナイト組織になり易い。冷却速度がさらに小さい（５℃／ｓ以下）と、ベイナイト組織またはマルテンサイト組織、あるいはベイナイト組織とマルテンサイト組織のマトリクス中にフェライト組織が混入するようになる。すなわち上記の熱処理により前述の（ａ）～（ｆ）の組織を得ることができる。
［金属組織中の析出物］
前述のＴＥＭによる金属組織観察において、金属組織中に炭化物、窒化物および炭窒化物の析出物のうちの１種以上が存在することが重要であることが分かった。具体的には、金属組織観察において、析出物の個数が、鋼材の板厚中央部で、１～１００個／３．８μｍ2であることにより、耐疲労き裂伝播特性に優れた鋼材が得られる。すなわち、鋼材の板厚中央部での金属組織観察において、１つの測定視野が３．８μｍ2であって、その視野を５０μｍ間隔で１０視野観察し、それらの各視野のどこかに（１視野以上に）上記析出物の個数が１～１００個／３．８μｍ2であることが好ましい。
前述のＴＥＭによる金属組織観察において、金属組織中に炭化物、窒化物および炭窒化物の析出物のうちの１種以上が存在することが重要であることが分かった。具体的には、金属組織観察において、析出物の個数が、鋼材の板厚中央部で、１～１００個／３．８μｍ2であることにより、耐疲労き裂伝播特性に優れた鋼材が得られる。すなわち、鋼材の板厚中央部での金属組織観察において、１つの測定視野が３．８μｍ2であって、その視野を５０μｍ間隔で１０視野観察し、それらの各視野のどこかに（１視野以上に）上記析出物の個数が１～１００個／３．８μｍ2であることが好ましい。
上記の析出物とは、鋼材の基本化学組成中のＦｅ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌなどの炭化物、窒化物または炭窒化物、さらに、任意的選択化学組成であるＣｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉなどの炭化物や窒化物または炭窒化物である。これらの金属組織中の析出物は、図２に示した例のように、大小の微粒子状に点在しており、そのサイズは、約１０～５００ｎｍである。
なお、これらの析出物は、鋼材（鋼板）の板厚中央部から１ｍｍの薄片を切り出し、切り出した薄片を両面から研磨して５０μｍ厚に減厚後、ディスクパンチで３ｍｍφに打ち抜き、ディスクを電解研磨法により薄片化し、メタノールで洗浄後、ろ紙上で乾燥してＴＥＭ用観察試料とし、ＴＥＭ観察（１００００倍）することにより確認することができる。さらに、付属のエネルギー分散型Ｘ線分光器（ＥＤＸ）分析により炭化物、窒化物、炭窒化物の同定を行った。ここで、炭化物、窒化物、炭窒化物を同定する方法としては、上記のＥＤＸ分析法などが挙げられ、この方法によると、炭化物では、ＦｅとＣのピークが現れ、窒化物では、ＦｅとＮのピークが現れ、炭窒化物ではＦｅとＣとＮのピークが現れる。
［鋼材の製造方法］
本発明に係る鋼材の製造方法は、前述の組成となるように調整した鋼素材を、１０００～１３００℃に加熱し、９００℃以上で累積圧下率５０％以上の圧延を行った後、Ａｒ3点以上から焼入れ処理を施し、１００～４５０℃で冷却を停止することを特徴とする。ここで、温度は、鋼素材（鋼材）の板厚中央部の温度とした。これにより、鋼材の板厚中央部の組織は、板厚に応じて冷却速度を調整し、前述した金属組織および金属組織内に析出物が得られる。そして、このような金属組織を有する鋼材の場合に、後述するように耐疲労き裂伝播特性が向上することが確認された。このような効果は、鋼材の板厚が、５～１００ｍｍの範囲で確認している。
本発明に係る鋼材の製造方法は、前述の組成となるように調整した鋼素材を、１０００～１３００℃に加熱し、９００℃以上で累積圧下率５０％以上の圧延を行った後、Ａｒ3点以上から焼入れ処理を施し、１００～４５０℃で冷却を停止することを特徴とする。ここで、温度は、鋼素材（鋼材）の板厚中央部の温度とした。これにより、鋼材の板厚中央部の組織は、板厚に応じて冷却速度を調整し、前述した金属組織および金属組織内に析出物が得られる。そして、このような金属組織を有する鋼材の場合に、後述するように耐疲労き裂伝播特性が向上することが確認された。このような効果は、鋼材の板厚が、５～１００ｍｍの範囲で確認している。
さらに、本発明の鋼材の製造方法における個々の工程について詳しく説明する。
［加熱温度：１０００～１３００℃］
鋼素材の加熱温度を１０００℃未満にするとその後の圧延温度が確保できない。また、１３００℃を超える温度にすると鋼の結晶粒が粗大化するので靭性の確保が困難となる。したがって、加熱温度を１０００～１３００℃に規定した。好ましくは、１０００～１２５０℃であり、より好ましくは、１０００～１２００℃である。また、加熱時間としては、鋼素材の板厚により適宜調整するが、１時間～２４時間の範囲が好ましい。より好ましくは、１時間～１２時間である。
鋼素材の加熱温度を１０００℃未満にするとその後の圧延温度が確保できない。また、１３００℃を超える温度にすると鋼の結晶粒が粗大化するので靭性の確保が困難となる。したがって、加熱温度を１０００～１３００℃に規定した。好ましくは、１０００～１２５０℃であり、より好ましくは、１０００～１２００℃である。また、加熱時間としては、鋼素材の板厚により適宜調整するが、１時間～２４時間の範囲が好ましい。より好ましくは、１時間～１２時間である。
［９００℃以上の累積圧下率：５０％以上］
圧延によってオーステナイト粒を微細化させて靭性向上を図るために、９００℃以上の累積圧下率が５０％以上の圧延を行う。好ましくは、５２％以上である。より好ましくは、５５％以上である。９００℃以上の温度であれば、オーステナイト再結晶域あるいはオーステナイト未再結晶域のどちらでも構わない。ただし、オーステナイト未再結晶域での過度の圧下は、機械的特性に対して異方性が生じることから、オーステナイト未再結晶域での累積圧下率は、５０％以下とすることが望ましい。
圧延によってオーステナイト粒を微細化させて靭性向上を図るために、９００℃以上の累積圧下率が５０％以上の圧延を行う。好ましくは、５２％以上である。より好ましくは、５５％以上である。９００℃以上の温度であれば、オーステナイト再結晶域あるいはオーステナイト未再結晶域のどちらでも構わない。ただし、オーステナイト未再結晶域での過度の圧下は、機械的特性に対して異方性が生じることから、オーステナイト未再結晶域での累積圧下率は、５０％以下とすることが望ましい。
［焼入れ処理］
圧延後、Ａｒ3点以上からの焼入れ処理は、鋼材をベイナイト組織あるいはマルテンサイト組織あるいはそれらの混合組織とするためである。具体的な処理内容は、Ａｒ3点以上から冷却速度５℃／ｓ以上で冷却することが好ましく、後述する冷却停止温度まで冷却する。冷却開始温度がＡｒ3点を下回るとフェライトが過度に生成するために所望の疲労き裂伝播速度が得られない。したがって、冷却開始温度は、Ａｒ3点以上とした。冷却速度が５℃／ｓを下回ると過度にフェライトが生成するために所望の疲労き裂伝播速度が得られない。したがって、冷却速度は、５℃／ｓ以上とした。好ましくは、６℃／ｓ以上である。
なお、上記のＡｒ3点は、鋼材の組成％によって次式（１）にて計算できる。
Ａｒ3＝９１０－３１０×Ｃ－８０×Ｍｎ－２０×Ｃｕ－１５×Ｃｒ－５５×Ｎｉ－８０×Ｍｏ ・・・・ （１）
なお、含有されていない場合は０とする。
圧延後、Ａｒ3点以上からの焼入れ処理は、鋼材をベイナイト組織あるいはマルテンサイト組織あるいはそれらの混合組織とするためである。具体的な処理内容は、Ａｒ3点以上から冷却速度５℃／ｓ以上で冷却することが好ましく、後述する冷却停止温度まで冷却する。冷却開始温度がＡｒ3点を下回るとフェライトが過度に生成するために所望の疲労き裂伝播速度が得られない。したがって、冷却開始温度は、Ａｒ3点以上とした。冷却速度が５℃／ｓを下回ると過度にフェライトが生成するために所望の疲労き裂伝播速度が得られない。したがって、冷却速度は、５℃／ｓ以上とした。好ましくは、６℃／ｓ以上である。
なお、上記のＡｒ3点は、鋼材の組成％によって次式（１）にて計算できる。
Ａｒ3＝９１０－３１０×Ｃ－８０×Ｍｎ－２０×Ｃｕ－１５×Ｃｒ－５５×Ｎｉ－８０×Ｍｏ ・・・・ （１）
なお、含有されていない場合は０とする。
また、焼入れ処理方法としては、ラボ実験の場合は、ラボ圧延で、加熱・圧延された鋼材を噴流水冷却し、後述する温度まで水冷途中停止することにより所望の金属（ミクロ）組織が得られる。なお、実機スケールの場合は、噴流水冷却やラミナー冷却などで冷却することにより、所望の金属（ミクロ）組織が得られる。
［冷却停止温度］
上記焼入れ処理を行い、冷却される過程において、１００～４５０℃で冷却を停止することにより、ベイナイト組織またはマルテンサイト組織、あるいはベイナイト組織とマルテンサイト組織の混合組織になり、前述した炭化物、窒化物または炭窒化物である析出物が発現する。
上記焼入れ処理を行い、冷却される過程において、１００～４５０℃で冷却を停止することにより、ベイナイト組織またはマルテンサイト組織、あるいはベイナイト組織とマルテンサイト組織の混合組織になり、前述した炭化物、窒化物または炭窒化物である析出物が発現する。
上記の冷却を停止する温度である冷却停止温度が１００℃以上でないと炭化物、窒化物および炭窒化物のうちのいずれかが析出せず、４５０℃を超えると強度低下が生ずる。したがって、冷却停止温度は、１００～４５０℃が好ましい。１００～４５０℃の範囲の温度に制御するには、ＴＭＣＰ制御冷却（焼入れ水冷途中停止）などにより行われる。
［冷却速度］
冷却速度が５０℃／ｓより早く冷却停止温度が１００℃～２００℃では、マルテンサイト組織となりやすい。冷却速度が１０℃／ｓ以上で冷却停止温度が２００℃～４５０℃では、ベイナイト組織となりやすい。冷却速度が４０℃／ｓ以上で冷却停止温度が１５０℃～３５０℃では、ベイナイト組織とマルテンサイト組織の混合組織となりやすい。冷却速度が５℃／ｓになると、ベイナイト組織またはマルテンサイト組織、あるいはベイナイト組織とマルテンサイト組織の混合組織中にフェライト組織が析出するようになる。したがって、冷却速度の下限値は、５℃／ｓとすることが好ましい。
冷却速度が５０℃／ｓより早く冷却停止温度が１００℃～２００℃では、マルテンサイト組織となりやすい。冷却速度が１０℃／ｓ以上で冷却停止温度が２００℃～４５０℃では、ベイナイト組織となりやすい。冷却速度が４０℃／ｓ以上で冷却停止温度が１５０℃～３５０℃では、ベイナイト組織とマルテンサイト組織の混合組織となりやすい。冷却速度が５℃／ｓになると、ベイナイト組織またはマルテンサイト組織、あるいはベイナイト組織とマルテンサイト組織の混合組織中にフェライト組織が析出するようになる。したがって、冷却速度の下限値は、５℃／ｓとすることが好ましい。
［耐疲労き裂伝播特性］
鋼材の耐疲労き裂伝播特性は、ＡＳＴＭ Ｅ６４７の規格に準拠した疲労き裂伝播試験により、応力拡大係数範囲〔ΔＫ〕と疲労き裂伝播速度〔ｄａ／ｄＮ〕を求めて評価している。この応力拡大係数範囲〔ΔＫ〕とは、ΔＫ＝Ｋｍａｘ－Ｋｍｉｎであり、応力拡大係数の最大値と最小値の差を表している。また、疲労き裂伝播速度〔ｄａ／ｄＮ〕は、応力波形で１サイクルのときの疲労き裂進展量［ｍ／ｃｙｃｌｅ］であり、特に、ΔＫの中間領域（およそΔＫ＝約１０ＭＰａ・ｍ1/2からΔＫ＝約７０ＭＰａ・ｍ1/2）においては、パリス則と呼ばれるｄａ／ｄＮ＝ＣΔＫm（Ｃ、ｍは定数）という線形の関係式が成立する。
鋼材の耐疲労き裂伝播特性は、ＡＳＴＭ Ｅ６４７の規格に準拠した疲労き裂伝播試験により、応力拡大係数範囲〔ΔＫ〕と疲労き裂伝播速度〔ｄａ／ｄＮ〕を求めて評価している。この応力拡大係数範囲〔ΔＫ〕とは、ΔＫ＝Ｋｍａｘ－Ｋｍｉｎであり、応力拡大係数の最大値と最小値の差を表している。また、疲労き裂伝播速度〔ｄａ／ｄＮ〕は、応力波形で１サイクルのときの疲労き裂進展量［ｍ／ｃｙｃｌｅ］であり、特に、ΔＫの中間領域（およそΔＫ＝約１０ＭＰａ・ｍ1/2からΔＫ＝約７０ＭＰａ・ｍ1/2）においては、パリス則と呼ばれるｄａ／ｄＮ＝ＣΔＫm（Ｃ、ｍは定数）という線形の関係式が成立する。
ここで、本発明において、耐疲労き裂伝播特性に優れた鋼材としては、応力拡大係数範囲〔ΔＫ〕が２０ＭＰａ・ｍ1/2である場合に、疲労き裂伝播速度が４．２６×１０-8ｍ／ｃｙｃｌｅ以下となるものをいう。
［鋼材の機械的特性］
本発明の鋼材の機械的特性の目標値は、引張試験における降伏応力〔ＹＳ〕≧４００ＭＰａ、引張強さ〔ＴＳ〕≧５００ＭＰａ、シャルピー衝撃試験における試験温度：０℃における吸収エネルギー〔VＥ0〕≧２７Ｊ、耐疲労き裂伝播試験における応力拡大係数範囲〔ΔＫ〕が２０ＭＰａ・ｍ1/2の時の疲労き裂伝播速度〔ｄａ／ｄＮ〕≦４．２６×１０-8［ｍ／ｃｙｃｌｅ］とした。
本発明の鋼材の機械的特性の目標値は、引張試験における降伏応力〔ＹＳ〕≧４００ＭＰａ、引張強さ〔ＴＳ〕≧５００ＭＰａ、シャルピー衝撃試験における試験温度：０℃における吸収エネルギー〔VＥ0〕≧２７Ｊ、耐疲労き裂伝播試験における応力拡大係数範囲〔ΔＫ〕が２０ＭＰａ・ｍ1/2の時の疲労き裂伝播速度〔ｄａ／ｄＮ〕≦４．２６×１０-8［ｍ／ｃｙｃｌｅ］とした。
表２に示すＡ～Ｚの鋼組成を有する２６種類の鋼を用意し、表３に示す試験片（板Ｎｏ．１～３３）を、それぞれ表３に示す製造条件（加熱・圧延処理し、焼入れ処理し、冷却を停止）により処理した。
上記の処理をした鋼材（鋼板）の板厚中央部から１ｍｍの薄片を切り出し、切り出した薄片を両面から研磨して５０μｍ厚に減厚後、ディスクパンチで３ｍｍφに打ち抜き、ディスクを電解研磨法により薄片化し、メタノールで洗浄後、ろ紙上で乾燥してＴＥＭ用観察試料とし、ＴＥＭ観察（１００００倍）を５０μｍピッチで１０視野行った。さらに付属のエネルギー分散型Ｘ線分光器（ＥＤＸ）分析により炭化物、窒化物、炭窒化物の同定を行った。
ＴＥＭによる金属組織観察（１視野あたり３．８μｍ2）により、１０視野（視野間隔：５０μｍ）を観察し、その中の炭化物等の析出物を観察した結果を表４に示す。本発明例となる試験片はいずれも、その金属組織中に析出物が１種以上存在していたが、比較例の試験片・板Ｎｏ．２４、３１～３３では、析出物が全く確認できなかった。
次に、引張試験は、ＡＳＴＭ－Ｆ（６φ×２４ＧＬ）丸棒試験片を板厚中央、圧延直角方向から採取し試験に供した。シャルピー衝撃試験は、フルサイズの試験片を板厚中央、圧延方向から３本採取し、試験温度０℃で試験に供した。疲労き裂伝播速度は、板厚１２ｍｍに両面減厚したＣＴ試験片をＲ比０．１、正弦波、１０Ｈｚにて疲労き裂伝播試験を行った。この時のＹＳ［ＭＰａ］、ＴＳ［ＭＰａ］、VＥ0［Ｊ］、ΔＫ＝２０ＭＰａ・ｍ1/2の時の疲労き裂伝播速度〔ｄａ／ｄＮ〕［ｍ／ｃｙｃｌｅ］を表４に示す。ミクロ観察は、板厚１／２位置でナイタルエッチングしてＳＥＭ観察で行った。ＴＥＭ観察は、上述のように板厚１／２位置から薄膜を採取し行った。
［鋼材の機械的特性］
得られた試験片から、ＪＩＳ Ｚ ２２４１、２２４２の規定に準拠して、引張試験片（平行部径６ｍｍφ）およびシャルピー衝撃試験片（Ｖノッチ）を採取し、引張試験、衝撃試験を実施した。
得られた試験片から、ＪＩＳ Ｚ ２２４１、２２４２の規定に準拠して、引張試験片（平行部径６ｍｍφ）およびシャルピー衝撃試験片（Ｖノッチ）を採取し、引張試験、衝撃試験を実施した。
引張試験は、降伏点が出る場合には上降伏点、降伏点が出ない場合は０．２％耐力として得られた値を試験片のＹＳとし、応力ひずみ曲線で最大の値を引張応力として得られた値をＴＳとした。
また、シャルピー衝撃試験は、各３本実施し、試験温度：０℃における吸収エネルギーVＥ0を求め、その平均値を試験片の値とした。
得られた結果を表５に示す。
本発明で規定する鋼材化学組成を有し、本発明で規定する鋼材の製造方法で作成した試験片の板Ｎｏ．１～２２は、ＹＳが４００ＭＰａ以上、ＴＳが５００ＭＰａ以上、VＥ0が２７Ｊ以上、ΔＫ＝２０ＭＰａ・ｍ1/2の時の疲労き裂伝播速度〔ｄａ／ｄＮ〕が４．２６×１０-8［ｍ／ｃｙｃｌｅ］以下であり、耐疲労き裂伝播速度に優れた鋼板が得られた。また、この時、表４に示すように金属組織観察で析出物が１種以上存在していた。また、金属組織は、表３に示すように、ベイナイト組織、マルテンサイト組織またはベイナイト組織とマルテンサイト組織の混合組織のうちのいずれかの組織か、あるいは、これらの金属組織内に、面積率で５０％以下のフェライト組織が存在している組織であった。
しかしながら、板Ｎｏ．２３の鋼板は、Ｃが本発明の規定値を上回るため、シャルピー衝撃試験値が２７Ｊを下回った。板Ｎｏ．２４の鋼板は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎが本発明の規定値を下回るため、金属組織観察で１０視野のいずれの視野にも炭化物等の析出物が認められなかった。この結果、ＹＳ、ＴＳが本発明の目標値を下回り、シャルピー衝撃試験値が本発明の目標値を下回り、ΔＫ＝２０ＭＰａ・ｍ1/2の時の疲労き裂伝播速度が４．２６×１０-8［ｍ／ｃｙｃｌｅ］を上回り、耐疲労き裂伝播特性が劣っていた。板Ｎｏ．２５の鋼板は、Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ａｌが本発明の規定値を上回るため、シャルピー衝撃試験値が本発明の目標値を下回った。板Ｎｏ．２６の鋼板は、Ｓｉ、Ｍｎが本発明の規定値を上回るため、シャルピー衝撃試験値が本発明の目標値を下回った。板Ｎｏ．２７の鋼板は、加熱温度が本発明の規定値を上回るため、シャルピー衝撃試験値が本発明の目標値を下回った。板Ｎｏ．２８の鋼板は、加熱温度が本発明の規定値を下回ったため、９００℃以上の累積圧下率が十分に得られなかった。この結果、シャルピー衝撃試験値が本発明の目標値を下回った。板Ｎｏ．２９の鋼板は、９００℃以上の累積圧下率が本発明の規定値を下回ったため、シャルピー衝撃試験値が本発明の目標値を下回った。板Ｎｏ．３０の鋼板は、冷却開始温度がＡｒ3点を下回ったため、金属組織が面積率で５０％を超えるフェライト組織が存在するベイナイト組織となった。この結果、ＹＳ、ＴＳが本発明の目標値を下回り、ΔＫ＝２０ＭＰａ・ｍ1/2の時の疲労き裂伝播速度が４．２６×１０-8［ｍ／ｃｙｃｌｅ］を上回り、耐疲労き裂伝播特性に劣っていた。板Ｎｏ．３１の鋼板は、冷却速度が本発明の規定値を下回ったため、金属組織が面積率で５０％を超えるフェライト組織が存在するパーライト組織となり、ＹＳ、ＴＳが本発明の目標値を下回って、金属組織観察で１０視野のいずれの視野にも炭化物等の析出物が認められなかった。この結果、ΔＫ＝２０ＭＰａ・ｍ1/2の時の疲労き裂伝播速度が４．２６×１０-8［ｍ／ｃｙｃｌｅ］を上回り、耐疲労き裂伝播特性に劣っていた。板Ｎｏ．３２の鋼板は、冷却停止温度が本発明の規定値を上回ったため、金属組織が面積率で５０％を超えるフェライト組織が存在するパーライト組織となり、ＹＳ、ＴＳが本発明の目標値を下回って、金属組織観察で１０視野のいずれの視野にも炭化物等の析出物が認められなかった。この結果、ΔＫ＝２０ＭＰａ・ｍ1/2の時の疲労き裂伝播速度が４．２６×１０-8［ｍ／ｃｙｃｌｅ］を上回り、耐疲労き裂伝播特性に劣っていた。板Ｎｏ．３３の鋼板は、冷却停止温度が本発明の規定値を下回ったため、金属組織観察で１０視野のいずれの視野にも炭化物等の析出物が認められなかった。この結果、シャルピー衝撃試験値が本発明の目標値を下回り、ΔＫ＝２０ＭＰａ・ｍ1/2の時の疲労き裂伝播速度が４．２６×１０-8［ｍ／ｃｙｃｌｅ］を上回り、耐疲労き裂伝播特性に劣っていた。
Claims (8)
- 質量％で、Ｃ：０．０２～０．４０％、Ｓｉ：０．０１０～０．５００％、Ｍｎ：０．０５～２．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ａｌ：０．１００％以下、Ｎ：０．１０００％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有する鋼素材を、１０００～１３００℃に加熱し、９００℃以上で累積圧下率５０％以上の圧延を行った後、Ａｒ3点以上から焼入れ処理を施し、１００～４５０℃で冷却を停止することを特徴とする耐疲労き裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法。
- 前記鋼素材の化学組成に加えて、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．０１～２．００％、Ｎｉ：０．０１～５．００％、Ｃｒ：０．０１～３．００％、Ｍｏ：０．０１～１．００％、Ｎｂ：０．００１～０．１００％、Ｖ：０．００１～０．１００％、Ｔｉ：０．００１～０．１００％、Ｂ：０．０００１～０．０１００％、ＲＥＭ：０．００１～０．１００％のうちから選ばれた１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の耐疲労き裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法。
- 前記焼入れ処理が、Ａｒ3点以上から冷却速度５℃／ｓ以上で冷却することを特徴とする請求項１または２に記載の耐疲労き裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法。
- 前記鋼材は、金属組織が、ベイナイト組織、マルテンサイト組織またはベイナイト組織とマルテンサイト組織の混合組織のうちのいずれかの組織であり、さらに、炭化物、窒化物および炭窒化物の析出物のうち１種以上が存在することを特徴とする請求項１ないし３のいずれか一項に記載の耐疲労き裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法。
- 前記各金属組織と面積率５０％以下のフェライト組織が存在していることを特徴とする請求項４に記載の耐疲労き裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法。
- 前記鋼材の板厚が、５～１００ｍｍであることを特徴とする請求項１ないし５のいずれか一項に記載の耐疲労き裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法。
- 前記析出物の個数が、前記鋼材の板厚中央部で、１～１００個／３．８μｍ2であることを特徴とする請求項１ないし６のいずれか一項に記載の耐疲労き裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法。
- 前記鋼材の疲労き裂伝播試験における応力拡大係数範囲〔ΔＫ〕が２０ＭＰａ・ｍ1/2である場合に、疲労き裂伝播速度〔ｄａ／ｄＮ〕が、４．２６×１０-8ｍ／ｃｙｃｌｅ以下であることを特徴とする請求項１ないし７のいずれか一項に記載の耐疲労き裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法。
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