JP4645461B2

JP4645461B2 - 耐延性亀裂発生特性と耐疲労亀裂伝播特性に優れた高強度鋼材およびその製造方法

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Publication number: JP4645461B2
Application number: JP2006018329A
Authority: JP
Inventors: 照輝貞末; 聡伊木; 高宏久保
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2006-01-27
Filing date: 2006-01-27
Publication date: 2011-03-09
Anticipated expiration: 2026-01-27
Also published as: JP2007197777A

Description

本発明は、耐疲労亀裂伝播特性に優れ、かつ良好な耐延性亀裂発生特性を有する引張強度５５０ＭＰａ以上の高強度鋼材およびその製造方法に関し、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好適な、繰返し荷重を受けた場合に良好な耐疲労亀裂伝播特性を示す、耐延性亀裂発生特性に優れた引張強度５５０ＭＰａ以上の構造用鋼材ならびにそ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。

それらに用いられる引張強度５５０ＭＰａ以上の高強度鋼材では、靭性や溶接性に優れていること、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る。

さらに、鋼材は加工や供用中に大きなひずみ受ける場合がある。従って、鋼材には、大ひずみ下において切欠などの応力集中部から脆性破壊が生じないこと、かつ、延性亀裂発生抵抗に優れていることが求められる。

溶接構造物において、疲労破壊は、溶接止端部から疲労亀裂が発生し、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、溶接止端部からの亀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、ショット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、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、仮に疲労亀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り、鋼材自身の疲労亀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。

高強度鋼材の疲労亀裂伝播特性の向上手法として、例えば、特許文献１には組織がフェライト、パーライト、ベイナイトの１種または２種以上で主に構成され、さらに平均存在間隔２０μｍ以下でかつ平均扁平比５以上の島状マルテンサイトが０．５〜５％の割合で存在する耐疲労亀裂伝播特性に優れた鋼板ならびにその製造方法が記載されている。

特許文献２には主としてベイナイト／マルテンサイトからなり、ラス状組織の最小短辺長が１．３μｍ以下、かつ、ベイナイトを含む場合にはその組織中にアスペクト比が５以上である島状マルテンサイトを面積率で５％未満含む鋼材ならびにその製造方法が開示されている。

特許文献３には熱間圧延後に鋼板を５００℃以下まで水冷後、Ａｃ_１点＋５０℃〜Ａｃ_３点−１０℃の二相域に再加熱して圧延することで、組織を細粒フェライトとベイナイトもしくはマルテンサイトの混合組織とし、疲労強度を向上させる技術が記載されている。
特開平６−２７１９８５号公報特開２００３−３４２６７２号公報特開平１０−１６８５４２号公報

しかしながら、上記技術には、種々の問題点が指摘され、例えば、特許文献１の場合、島状マルテンサイトを多量に含むため、これを起点とした脆性破壊が生じやすいことや耐延性亀裂発生特性に劣ることが懸念される。

特許文献２の場合、基本的にフェライトを含まない硬質層（ベイナイト／マルテンサイト）のみの鋼材であるため軟質相／硬質層を有する鋼材と比べて疲労亀裂伝播速度に劣ることや焼戻し処理を行わない場合には遅れ破壊が生じることなどが懸念される。

また、特許文献３の場合、冷却後に再加熱し圧延する製造工程が煩雑であることから、製造コストが上昇し、生産能率が低下する。

そこで、本発明はこのような従来技術の課題を解決し、耐疲労亀裂伝播特性に優れ、かつ耐延性亀裂発生特性に優れた高靭性な鋼材、及び高能率で製造する技術を提供することを目的とする。

本発明者らは、上記課題を解決すべく実験と検討を重ねた。その結果、ラス内に微細な炭化物を有するベイナイトもしくはマルテンサイトあるいはそれらの混合組織中にフェライトを分散させ、かつ、フェライト粒径と面積率を特定の範囲内とすることで優れた疲労亀裂伝播特性を示し、かつ耐延性亀裂発生特性と靭性にも優れた鋼材が得られることを見出した。

またそのような組織を有する鋼材は圧延、制御冷却、熱処理の各工程を高精度に制御し、かつ各工程を連続させて造りこむことによって高能率に生産できることを見出した。本発明は得られた知見を基に更に検討を加えてなされたもので、
１．質量％で、Ｃ：０．０３〜０．３０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、残部Ｆｅ及び不可避的不純物の鋼で、金属組織が、最大サイズが０．５μｍ以下のラス内炭化物もしくは窒化物または炭窒化物が存在する、ベイナイトもしくはマルテンサイトまたはそれらの混合組織で、前記金属組織中には粒径：５０μｍ以下４μｍ以上のフェライトが面積分率：１０％以上４０％以下で存在することを特徴とする耐延性亀裂発生特性と耐疲労亀裂伝播特性に優れた引張強度５５０ＭＰａ以上の高強度鋼材。
２．更に、質量％でＣｕ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：０．００５％以下の一種または二種以上を含有する１に記載の耐延性亀裂発生特性と耐疲労亀裂伝播特性に優れた引張強度５５０ＭＰａ以上の高強度鋼材。
３．１または２に記載の成分の鋼を、１０００℃以上、１３００℃以下に加熱し、Ａｒ_３点以上で累積圧下率５０％以上の圧延を行い、Ａｒ_３点からＡｒ_３−２００℃の温度範囲を冷却速度４℃／ｓ未満で５ｓ以上、３００ｓ以下に冷却後、Ｍｓ点以下までを５℃／ｓ以上の冷却速度で直接焼入れし、その後１℃／ｓ以上の昇温速度でＡｃ_１点未満まで再加熱することを特徴とする耐延性亀裂発生特性と耐疲労亀裂伝播特性に優れた引張強度５５０ＭＰａ以上の高強度鋼材の製造方法。

本発明によれば、特殊な工程や多量の合金元素の添加を必要とせずに、耐疲労亀裂伝播特性を高め、かつ、耐延性亀裂発生特性と靭性にも優れた鋼材の製造が可能で、船舶、橋梁、建築物に代表されるような溶接構造物の主要部材に対し脆性破壊を阻止し、延性亀裂発生のみならず疲労破壊の安全裕度を拡大できる鋼材が提供可能である。

また、圧延、冷却、再加熱を組み合わせた一連の加工熱処理により製造できるため、上記のような諸特性に優れる鋼材を短納期で、安価に提供することが可能で、産業上極めて有用である。

本発明に係る鋼材は化学成分、金属組織を規定する。
［化学成分］以下の説明での％は全て質量％である。
Ｃ：０．０３〜０．３０％
Ｃは強度確保のために０．０３％以上の添加が必要である。しかし、０．３０％超えの添加は溶接性を阻害する。したがって０．０３％以上０．３０％以下に限定する。好ましくは０．０５％以上０．２５％以下とする。

Ｓｉ：０．０１〜０．５０％
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０．０１％以上必要であるが、０．５０％を越えて添加すると溶接性、靭性を劣化させる。従って０．０１％以上０．５０％以下に限定する。好ましくは０．０５％以上０．４０％以下とする。

Ｍｎ：０．５〜２．０％
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０．５％以上必要であるが、２．０％を越えると溶接性が劣化する。従って０．５％以上２．０％以下に限定する。好ましくは０．５％以上１．８％以下とする。

Ｐ：０．０５％以下
Ｐは鋼の靭性を劣化させるため、その含有量はできるだけ低いことが望ましい。このため上限を０．０５％とした。好ましくは０．０３％以下とする。

Ｓ：０．０２％以下
Ｓは多量に添加すると鋼の靭性を低下させるため極力低減するのが望ましい。このため、上限を０．０２％とした。好ましくは０．０１％以下とする。

以上を本発明の基本成分とするが、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，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉ，Ｂの一種または二種以上を添加しても良い。

Ｃｕ：１．０％以下
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。しかし、その含有量が１．０％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、添加する場合はその上限を１．０％とする。好ましくは０．０５％以上０．５％以下とする。

Ｎｉ：２．０％以下
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。しかし、その添加量が２．０％を超えると溶接性を阻害する上、コストが上昇する。従って、添加する場合はその上限を２．０％とする。好ましくは０．０５％以上１．０％以下とする。

Ｃｒ：１．０％以下
Ｃｒは耐候性や強度を向上させる。しかし、その含有量が１．０％を超えると溶接性および靭性を損なう。従って、添加する場合は上限を１．０％とする。好ましくは０．０５％以上０．５％以下とする。

Ｍｏ：１．０％以下
Ｍｏは強度を上昇させる。しかし、その含有量が１．０％を超えると溶接性および靭性の劣化が生じる。従って、添加する場合はその上限を１．０％とする。好ましくは０．０５％以上０．５％以下とする。

Ｎｂ：０．１％以下
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、析出を通じた高強度化をもたらす働きを有する。しかし、０．１％以上添加すると靭性が劣化する。従って添加する場合は０．１％以下に限定する。好ましくは０．０１％以上０．０５％以下とする。

Ｖ：０．１％以下
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。しかし、０．１％超えの添加は溶接性および靭性の低下を招く。従って添加する場合は０．１％以下に限定する。好ましくは０．０１％以上０．０７％以下とする。

Ｔｉ：０．１％以下
Ｔｉは強度上昇と溶接部靭性を改善する。しかし、その含有量が０．１％を超えるとコスト上昇を招く傾向にある。従って添加する場合は上限を０．１％とする。好ましくは０．０１％以上０．０５％以下とする。

Ｂ：０．００５％以下
Ｂは焼入れ性を高め強度上昇に寄与する。しかし、０．００５％を超えて添加すると溶接性を害する。従って上限を０．００５％とする。好ましくは０．０００５％以上０．００３％以下とする。

［金属組織］
本発明に係る耐疲労亀裂伝播特性および耐延性亀裂発生特性に優れた高強度鋼材は金属組織が、ベイナイトもしくはマルテンサイトまたはそれらの混合組織であって、当該金属組織中に粒径：５０μｍ以下４μｍ以上のフェライトが面積分率：１０％以上４０％以下で存在し、且つ最大サイズが０．５μｍ以下のラス内炭化物もしくは窒化物または炭窒化物が存在することを特徴とする。

ベイナイトもしくはマルテンサイトまたはそれらの混合組織中の、面積分率：１０％以上４０％以下の粒径：５０μｍ以下４μｍ以上のフェライト
ベイナイトもしくはマルテンサイトまたはそれらの混合組織とすることにより高強度化が達成され、さらに、それらの組織中にフェライトを生成させることで、疲労亀裂進展速度はフェライトとの界面で局所的な低下を見せるようになり耐疲労亀裂伝播特性が向上する。

そして、フェライト粒径と面積分率をそれぞれ５０μｍ以下４μｍ以上、１０％以上４０％以下とすることで耐疲労亀裂伝播特性は飛躍的に向上する。フェライト面積分率はより好ましくは１０％以上３０％以下である。

最大サイズが０．５μｍ以下の、ラス内炭化物もしくは窒化物または炭窒化物
上記規定のフェライトを備えたベイナイトもしくはマルテンサイトまたはそれらの混合組織中に最大サイズで０．５μｍ以下の微細な炭化物もしくは窒化物または炭窒化物を生成させることで、高い耐疲労亀裂伝播特性を維持しつつ、耐延性亀裂発生特性と靭性が向上する。最大径ラス内に炭化物もしくは窒化物または炭窒化物が存在しない場合やそれらが最大サイズで０．５μｍを超える場合、耐延性亀裂発生特性や靭性が低下する。なお、炭化物もしくは窒化物または炭窒化物サイズは楕円形を仮定した時の長軸方向の全長を言う。

図１に、フェライトとベイナイトもしくはマルテンサイトあるいはそれらの混合組織で、最大サイズが０．５μｍ以下のラス内の炭化物もしくは窒化物または炭窒化物が存在する金属組織において、フェライトの粒径と面積率を変化させて引張強度で５５０ＭＰａ以上とした鋼材について疲労亀裂伝播特性と延性亀裂発生特性を調べた結果を示す。試験材は後述する表１のＡで示す成分の鋼を、種々の条件で製造した。

図１より、高い強度を有しつつ、耐疲労亀裂伝播特性と耐延性亀裂発生特性に優れる鋼とするため、粒径：５０μｍ以下４μｍ以上のフェライトで、当該フェライトの面積分率を１０％以上４０％以下とする。

高い強度の鋼において、耐延性亀裂発生特性と耐疲労亀裂伝播特性を向上させる特異なフェライト粒径と面積率の範囲が存在する理由は、フェライト粒径および面積率がそれぞれ４μｍ未満、１０％未満では、変形能の少ない硬質相が多くなるために延性亀裂発生抵抗に劣ること、さらには、疲労亀裂が硬質相内を優先的に伝播するために、フェライト界面での伝播速度遅延効果が期待できず、一方、フェライト粒径および面積率がそれぞれ５０μｍ超え、４０％超えると、高い強度が得られなくなるとともに、疲労亀裂がフェライト内を優先的に伝播し易くなって硬質相界面での伝播速度遅延効果が期待できないためと推察される。

尚、本発明では上述した金属組織に、不可避的に少量の他の組織が混在することは許容する。

本発明の鋼材は上記成分を有する鋼を、１０００℃以上１３００℃以下に加熱し、Ａｒ_３点以上で累積圧下率５０％以上の圧延を行い、Ａｒ_３点からＡｒ_３−２００℃の温度範囲において冷却速度で４℃／ｓ未満で５ｓ以上３００ｓ以下冷却後、Ｍｓ点以下まで５℃／ｓ以上の冷却速度で直接焼入れし、その後１℃／ｓ以上の昇温速度でＡｃ_１点未満まで再加熱することによって得られる。なお、上記温度は鋼材表面温度とし、冷却速度は鋼材の厚さ方向での平均値とする。

加熱温度：１０００℃以上１３００℃以下
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。

Ａｒ_３点以上で累積圧下率５０％以上
Ａｒ_３点以上で累積圧下率５０％以上の圧延を行うことにより旧オーステナイト粒を微細化させて靭性を向上させるとともに、この後に続く冷却過程でのフェライト生成を促進する。Ａｒ_３点未満の圧延ではフェライトが過度に生成し、累積圧下率が５０％未満では旧オーステナイト粒の微細化が達成されない。

Ａｒ_３点からＡｒ_３−２００℃の温度範囲において冷却速度で４℃／ｓ未満で５ｓ以上３００ｓ以下冷却
冷却中にフェライトを生成させる手段として、Ａｒ_３〜Ａｒ_３−２００℃の温度範囲で冷却速度４℃／ｓ未満となる工程を５ｓ以上設ける。温度がＡｒ_３点を超える場合あるいはＡｒ_３点−２００℃を下回る場合にはフェライトが生成しない。

また、その温度域においても冷却速度が４℃／ｓ未満であり、かつその冷却時間が５ｓ以上でないと耐疲労亀裂伝播特性と耐延性亀裂発生特性を向上させるための十分なフェライト量（面積分率１０％以上）が得られない。

一方、上記のフェライト生成時間が３００ｓを超える場合、製造能率の低下とともに面積分率４０％を超える過度のフェライト生成により疲労特性および強度が低下する。より好ましくは上記冷却時間を５ｓ以上２００ｓ以下である。

上記冷却過程後、Ｍｓ点以下まで５℃／ｓ以上の冷却速度で直接焼入れし、その後１℃／ｓ以上の昇温速度でＡｃ_１点未満まで再加熱
本構成は、上記冷却過程後でフェライト変態が完了しないうちに、残りの未変態オーステナイトをベイナイト、マルテンサイト、あるいはそれらの混合組織とし、かつ、それらのラス中に微細な炭化物、窒化物、あるいは炭窒化物を生成させるため規定する。

冷却速度が５℃／ｓ未満ではフェライトやパ―ライトが生成するため、５℃／ｓ以上とする。また、Ｍｓ点以下まで冷却し、未変態オーステナイトをベイナイト、マルテンサイト、あるいはそれらの混合組織とすることで高強度化が図れる。

さらには、その後に、１℃／ｓ以上の昇温速度でＡｃ_１点未満まで急速に再加熱を行うことでラス中に微細な炭化物、窒化物、あるいは炭窒化物を生成させることができ、高い耐疲労亀裂伝播特性を有しつつ耐延性亀裂発生特性と靭性が向上する。

昇温速度が１℃／ｓを下回る場合、炭化物、窒化物、あるいは炭窒化物が粗大となること、Ａｃ_１点以上に再加熱すると島状マルテンサイトが生成されることでそれぞれ靭性や耐延性亀裂発生特性が低下する。

昇温速度はより好ましくは３℃／ｓ以上である。なお、Ａｒ_３点、Ｍｓ点、Ａｃ_１点は例えば、Ａｒ_３（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ、Ｍｓ（℃）＝５１７−３００Ｃ−３３Ｍｎ−２２Ｃｒ−１７Ｎｉ−１１Ｍｏ−１１Ｓｉ、Ａｃ_１（℃）＝７２３−１４Ｍｎ＋２２Ｓｉ−１４．４Ｎｉ＋２３．３Ｃｒ（但し、元素記号は鋼材中の各元素の質量％での含有量を表す）で表される関係式により鋼材の成分組成に基づいて導くことが出来る。

上記のような一連の冷却は例えば、圧延終了後に、１．水冷→徐冷→水冷、２．水冷→放冷→水冷、３．徐冷→水冷、４．放冷→水冷などの工程で行えばよく、Ａｒ_３点〜Ａｒ_３−２００℃の間で徐冷、放冷期間を設けることでフェライトを導入し、その後、水冷を行って残部をベイナイト、マルテンサイト、あるいはそれらの混合組織とすれば良い。

図２に板厚２５ｍｍｔの鋼材を上記２の方法で８００℃から冷却して６５０−６４０℃で放冷期間を設けた後、再び１００℃まで冷却し、すぐに５００℃まで再加熱して、再び放冷したときの板厚内平均温度と時間を（ａ）に、得られる組織の模式図を（ｂ）に示す（試験材は後述の実施例Ｎｏ．１の鋼板を用いた）。所望の組織が一連の工程で、かつ、非常に短時間（冷却開始から再加熱終了まで１００ｓ未満）で得られている。

なお、本製造法で加速冷却と再加熱を上述の図２のように最も効率的に行う場合には、加速冷却装置と加熱装置は同一ライン上にレイアウトされていることが好ましい。また、加熱装置と加速冷却装置との距離が離れている場合には通常のオフラインＴｅｍｐｅｒを施しても特性上は差し支えない。加熱方式は昇温速度が達成されれば誘導加熱、雰囲気加熱などどのようなものでも良く特に規定しない。

また、再加熱は、所望の強度・靭性が得られる範囲内で、目標温度での等温保持を行っても行わなくても良く、さらに再加熱後には炉冷／放冷／急冷のいずれを選択しても良く特に規定しない。

表１に示す組成を有する鋼片から表２に示す条件により板厚１２〜１００ｍｍの鋼板を製造した。得られた鋼板について、下記に示す手順にて、組織観察、引張強度、靭性、耐延性亀裂発生特性、曲げ性、疲労亀裂伝播速度を調査した。

組織観察は板厚／４位置から採取した試料を研磨した。ミクロ組織観察は２％ナイタール腐食液によりエッチングした面について、光学顕微鏡観察により組織、フェライトの面積分率ならびにフェライトの粒径を測定した。

フェライト面積分率、フェライト粒径は１試料について５視野を測定し、その平均値とした。また、同一の採取位置から電解研磨により薄膜を採取し、ＴＥＭ観察によりラス内における最大の炭化物、窒化物、あるいは炭窒化物のサイズを測定した。

強度は圧延方向に直角方向に採取したＪＩＳＺ２２０１１Ａ号の全厚試験片（板厚５０ｍｍ以上は板厚／４位置でのＪＩＳＺ２２０１４号丸棒試験片）により評価した。

靭性は板厚／４位置（板厚２５ｍｍ未満は板厚／２位置）で圧延方向と平行方向に採取したＪＩＳＺ２２０２のＶノッチシャルピー衝撃試験片により評価した。

耐延性亀裂発生特性は図3に示す板厚中央部−圧延直角方向から採取した0.25mmの切欠を有する丸棒引張試験にて調査し、切欠底より0.1mmの延性亀裂が発生する時の標点間（26mm）での平均ひずみを求めた。

曲げ性は150mm幅の広幅試験にて全厚（板厚50mm超えは50mmまで片面減厚）の表曲げ試験により実施した。

疲労亀裂伝播速度は圧延直角方向に亀裂が進展するＬ−Ｔ方向に全厚（板厚２５ｍｍを超えるものは２５ｍｍｔまで片面減厚）のＣＴ試験を採取し、応力比０．１、周波数２０Ｈｚ、室温大気中でＡＳＴＭＥ６４７に準拠して行った。

本発明において、強度はＴＳで５５０ＭＰａ以上、靭性はシャルピー衝撃試験での延性／脆性破面遷移温度が−３０℃以下、延性亀裂発生特性は平均ひずみ２．０％以上で延性亀裂が発生すること、曲げ加工性は曲げ半径＝試験片厚にて割れが生じないこと、疲労亀裂伝播特性は大気中において△Ｋ＝２０ＭＰａ√ｍのときの疲労亀裂伝播速度が５．０×１０^−８ｍ／ｃｙｃｌｅ以下であった場合を合格とした。

表３に試験結果を示す。本発明に規定の成分および製造法を採用し、本発明に規定のミクロ組織を有するＮｏ．１〜Ｎｏ．８の鋼板は、優れた耐疲労亀裂伝播特性と耐延性亀裂発生特性を有しており、しかも高い強度、靭性、曲げ加工性をも兼ね備えていることがわかる。

これに対し、Ｐ、Ｓが本発明範囲を超えるＮｏ．９の鋼板は本発明に規定の製造方法と組織としても低い靭性を示し、延性亀裂発生特性と曲げ加工性に劣る。また、Ａｒ_３点以上の累積圧下率が本発明下限に満たないＮｏ．１０の鋼板は、フェライトの面積率とフェライト粒径が本発明の下限値に満たず、疲労亀裂伝播速度が高く、靭性、耐延性亀裂発生特性、曲げ加工性に劣る。

Ａｒ_３〜Ａｒ_３−２００℃の温度範囲で４℃／ｓ未満の放冷や徐冷工程を５ｓ以上設けなかったＮｏ．１１、Ｎｏ．１２の鋼板は、組織中にフェライトが導入出来ておらず、耐疲労亀裂伝播特性、耐延性亀裂発生特性、曲げ加工性に劣る。

水冷を行わなかったＮｏ．１３の鋼板はフェライト・パーライト組織となり、かつ、フェライトの面積率と粒径が本発明の上限値を超えている。このため、低強度であり、靭性と耐疲労亀裂伝播特性に劣る。Ｍｓ点以下まで冷却後に再加熱を行わなかったＮｏ．１４の鋼板はラス内に炭化物が生成されておらず、低靭性であり、耐延性亀裂発生特性、曲げ加工性に劣る。

再加熱時の温度がＡｃ_１点を超えるＮｏ．１５の鋼板はラス内に炭化物がなく（島状マルテンサイトが生成）、低靭性であり、耐延性亀裂発生特性、曲げ加工性に劣る。再加熱時の昇温速度が本発明の下限を下回るＮｏ．１６の鋼板は、ラス内炭化物のサイズが本発明の上限を超えるため、低靭性であり、耐疲労亀裂伝播特性が劣る。

ベイナイト、マルテンサイト、あるいはそれらの混合組織中に粒径と面積率を変化させてフェライトを導入した場合の曲げ加工性と耐疲労亀裂伝播特性との関係圧延後に水冷、放冷、水冷、再加熱を行った場合の板厚平均温度と時間の関係ならびにその各工程により得られるミクロ組織の模式図延性亀裂発生特性の評価試験（切欠丸棒引張試験）

Claims

質量％で、Ｃ：０．０３〜０．３０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、残部Ｆｅ及び不可避的不純物の鋼で、金属組織が、最大サイズが０．５μｍ以下のラス内炭化物もしくは窒化物または炭窒化物が存在する、ベイナイトもしくはマルテンサイトまたはそれらの混合組織で、前記金属組織中には粒径：５０μｍ以下４μｍ以上のフェライトが面積分率：１０％以上４０％以下で存在することを特徴とする耐延性亀裂発生特性と耐疲労亀裂伝播特性に優れた引張強度５５０ＭＰａ以上の高強度鋼材。
更に、質量％でＣｕ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：０．００５％以下の一種または二種以上を含有する請求項１に記載の耐延性亀裂発生特性と耐疲労亀裂伝播特性に優れた引張強度５５０ＭＰａ以上の高強度鋼材。
請求項１または２に記載の成分の鋼を、１０００℃以上、１３００℃以下に加熱し、Ａｒ_３点以上で累積圧下率５０％以上の圧延を行い、Ａｒ_３点からＡｒ_３−２００℃の温度範囲を冷却速度４℃／ｓ未満で５ｓ以上、３００ｓ以下に冷却後、Ｍｓ点以下までを５℃／ｓ以上の冷却速度で直接焼入れし、その後１℃／ｓ以上の昇温速度でＡｃ_１点未満まで再加熱することを特徴とする耐延性亀裂発生特性と耐疲労亀裂伝播特性に優れた引張強度５５０ＭＰａ以上の高強度鋼材の製造方法。