CN105229190B - 疲劳特性优异的高强度钢材及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及板厚30mm以上的厚钢板，并提供疲劳特性优异的高强度钢材及其制造方法。一种疲劳特性优异的高强度钢材，成分组成以质量％计含有C：0.10～0.20％、Si：0.50％以下、Mn：1.0～2.0％、P：0.030％以下、S：0.0005～0.0040％、Sol.Al：0.002～0.07％、Ca：0.0005～0.0050％，其余部分由Fe和不可避免的杂质构成，金属组织是主相的铁素体以及第2相的贝氏体和伪珠光体。

Description

疲劳特性优异的高强度钢材及其制造方法
技术领域
本发明涉及板厚30mm～50mm的厚钢板，涉及适于船舶、海洋结构物、桥梁、建筑物、坦克等强烈要求结构安全性的焊接结构物的、疲劳龟裂产生和疲劳龟裂发展的抵抗性优异的高强度钢材及其制造方法。
背景技术
船舶、海洋结构物、桥梁、坦克等结构物中使用的钢材，除强度、韧性等机械性质、焊接性优异以外，对于平时工作中的重复负荷、由风、地震等引起的重复震动，必须具有结构物的结构安全性。
对于重复负荷、重复震动，要求疲劳特性优异。尤其是，为了防止部件断裂这样的最终的破坏，认为有效的是抑制钢材具有的疲劳龟裂的产生和发展。
通常的焊接结构物的情况下，焊接缝边部容易成为应力集中部，由焊接所致的拉伸残余应力也发挥作用，因此大多成为疲劳龟裂的产生源。作为其防止策略，已知对焊接缝边部进行无焊条焊接(welding without welding rod)，或通过喷丸硬化而导入压缩残余应力。
然而，焊接结构物具有大量的焊接缝边部，此外，在成本上也负担大。因此，这些方法不适合以工业规模实施，焊接结构物的耐疲劳特性的提高大多通过所使用的钢材自身的疲劳特性的提高来实现。
非专利文献1讨论了用限制了成分的钢反复进行实验室规模的特殊热处理而制造的2种钢材的疲劳龟裂传播行为。本文献中，详细地考察并描述了如下事项：对使硬质相(维氏硬度：565，相的分率：36.4％，相的平均尺寸：149μm)在软质相(维氏硬度：148)中均匀分散而成的钢材A以及以硬质相(维氏硬度：546，相的分率：39.2％)将软质相(维氏硬度：149)围成网眼状而成的钢材B的疲劳龟裂传播性进行了研究，其结果，钢材B的疲劳龟裂传播速度大幅降低。
专利文献1中记载了一种具有疲劳龟裂发展抑制效果的钢板，其特征在于，硬质部的基体和分散于该基体的软质部构成金属组织，该2部分的硬度差以维氏硬度计为150以上。
专利文献2中记载了一种疲劳强度优异的厚钢板，其特征在于，金属组织由包含铁素体和硬质第二相的组织构成，且与钢板表面平行的截面组织中的上述硬质第二相的面积分率为20～80％、维氏硬度为250～800、平均等效圆直径为10～200μm，且硬质第二相间的最大间隔为500μm以下。
专利文献3中记载了一种耐疲劳龟裂发展性优异的钢板，其特征在于，金属组织以面积率计为60～85％的贝氏体组织、合计为0～5％的马氏体组织和珠光体组织，其余部分为铁素体组织。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第2962134号公报
专利文献2：日本专利第3860763号公报
专利文献3：日本专利第4466196号公报
非专利文献
非专利文献1：H.SUZUKI AND A.J.MCEVILY:Metallurgical Transactions A,Volume 10A,P475～481,1979
发明内容
然而，非专利文献1中记载的钢需要5阶段的热处理，为了以工业产品规模进行工程生产而从成本、生产率的观点出发是不现实的。此外，与疲劳龟裂传播特性相反而延展性下降，无法将这种钢应用于结构物。
关于专利文献1、2，也在热轧前后应用热处理，因此在工程生产上的效率性的方面不优选。例如，在专利文献2中，为了提高厚壁材料的特性，实施扩散热处理-热轧-2相域热处理。
专利文献3中，以板厚比较小的15mm板厚材料为对象，不对应于板厚30mm以上的厚壁材料。为了确保厚壁材料的强度，需要添加C等的合金元素。然而，专利文献3中C量最大为0.1％，有可能在厚壁化的情况下强度不足。
此外，上述任一发明均谋求改善疲劳龟裂产生和疲劳龟裂发展中的任一者，没有进行兼具两种特性的钢板的研究。疲劳龟裂产生的抑制通过增大疲劳强度，即增大母钢板的屈服应力而提高。然而，越是高强度钢，在疲劳龟裂先端的应力集中越变大而助长疲劳龟裂发展。
因此，本发明涉及板厚30mm～50mm的厚钢板，目的在于提供疲劳龟裂产生和疲劳龟裂发展的抵抗性优异的钢材及其制造方法。
本发明的发明人等为了达成上述课题而反复进行了深入研究，对于即使是板厚30mm～50mm的厚钢板也具有优异的疲劳特性的高强度厚钢板，获得了以下见解。
1.对于板厚大于30mm的厚钢板，为了同时提高耐疲劳龟裂产生和耐疲劳龟裂发展性这两种特性，重要的是制成由主相的铁素体以及第2相的贝氏体和伪珠光体构成的混合组织。这种组织可以通过在适当的条件范围进行制造而实现。本发明中，通过含有0.10％以上的C量，可以稳定地达成由第2相的面积分率增加所致的高强度化。
2.进而，对于高强度厚壁材料，为了确保疲劳特性，利用Ca添加进行的硫化物控制有效地发挥作用。Ca通过形成CaS而固定S，生成与MnS的复合夹杂物。MnS单独存在时，在轧制时被伸长，成为破坏的起点。然而，通过将CaS制成与MnS的复合夹杂物，从而微细地分散于母相中，疲劳龟裂产生和疲劳龟裂发展的抵抗性提高。
本发明是对上述见解进一步加以研究而作出的，其主旨如下。
[1]一种疲劳特性优异的高强度钢材，成分组成以质量％计含有C：0.10～0.20％、Si：0.50％以下、Mn：1.0～2.0％、P：0.030％以下、S：0.0005～0.0040％、Sol.Al：0.002～0.07％、Ca：0.0005～0.0050％，其余部分由Fe和不可避免的杂质构成，金属组织是主相的铁素体以及第2相的贝氏体和伪珠光体。
[2]如[1]所述的疲劳特性优异的高强度钢材，其特征在于，成分组成以质量％计进一步含有选自Ti：0.003～0.03％、Nb：0.005～0.05％中的一种或二种。
[3]如[1]或[2]所述的疲劳特性优异的高强度钢材，其特征在于，成分组成以质量％计进一步含有选自Cr：0.1～0.5％、Mo：0.02～0.3％、V：0.01～0.08％、Cu：0.1～0.6％、Ni：0.1～0.5％中的一种以上。
[4]如[1]～[4]中任一项所述的疲劳特性优异的高强度钢材，其特征在于，成分组成进一步含有O：0.0040％以下，且满足下述式(1)。
0＜(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S≤0.8···(1)
其中，式(1)中的Ca、O、S表示各成分的含量(质量％)。
[5]一种疲劳特性优异的高强度钢材的制造方法，其特征在于，将具有[1]～[4]中任一项所述的成分组成的钢原材料加热至950～1250℃后，在Ar3点以上进行累积压下率50％以上的轧制，以5℃/秒以上的冷却速度从Ar3点-60℃以上的温度区域加速冷却至350℃～600℃的温度区域。
[6]如[5]所述的疲劳特性优异的高强度钢材的制造方法，其特征在于，上述冷却速度是具有上述[1]～[3]中任一项所述的成分组成的钢原材料的CCT图中的冷却曲线处于铁素体相变突出部时的冷却速度以下。
[7]如[5]或[6]所述的疲劳特性优异的高强度钢材的制造方法，其特征在于，上述加速冷却后，进一步以Ac1点以下的温度进行回火处理。
根据本发明，可得到耐疲劳龟裂产生和耐疲劳龟裂发展性优异的钢材及其制造方法。例如，即使从应力集中部、焊接部等经年地产生疲劳龟裂，也可延缓其后的传播而提高钢结构物的安全性，在产业上极其有用。
附图说明
图1是表示钢原材料的CCT图(连续冷却相变图)的示意图。
具体实施方式
对本发明的成分组成、制造条件和金属组织的规定详细地进行说明。
1.关于成分组成
以下，对本发明的成分组成进行说明。另外，成分组成中的％全部设为质量％。
C：0.10～0.20％
对于C，为了得到作为结构用钢所需的强度，需要0.10％以上的含量。然而，若含有量大于0.20％，则会损害焊接性，因此C量设为0.10～0.20％的范围。优选为0.10～0.18％的范围。更优选为0.11～0.17％的范围。
Si：0.50％以下
Si是作为脱氧元素有益的元素，通过含有0.01％以上而发挥其效果。然而，若含有量大于0.50％，则母材和焊接热影响部的韧性显著下降，并且焊接性显著下降。因此，Si量设为0.50％以下。优选为0.05～0.40％的范围。
Mn：1.0～2.0％
Mn是从确保母材强度的观点出发添加的。然而，含有量小于1.0％时其效果不充分。此外，若含有量大于2.0％，则过量地提高淬透性，使热影响部的韧性显著下降。因此，Mn量设为1.0～2.0％的范围。优选为1.0～1.8％的范围。更优选为1.0～1.6％的范围。
P：0.030％以下
P若含有量大于0.030％，则使母材和热影响部的韧性显著下降。因此，P量设为0.030％以下。优选为0.02％以下。
S：0.0005～0.0040％
对于S，为了生成所需的CaS或MnS，需要0.0005％以上，若含有量大于0.0040％，则使母材的韧性变差。因此，S量设为0.0005～0.0040％的范围。优选为0.001～0.0035％的范围。更优选为0.001～0.0030％的范围。
Sol.Al：0.002～0.07％
Sol.Al在钢的脱氧方面需要0.002％以上，优选含有0.01％以上。然而，若含有量大于0.07％，则使母材的韧性下降。因此，Sol.Al量设为0.002～0.07％的范围。优选为0.005～0.07％的范围。更优选为0.01～0.06％的范围。
Ca：0.0005～0.0050％
Ca通过形成CaS而化学固定S，生成与MnS的复合夹杂物。MnS单独存在时，在轧制时被伸长，成为破坏的起点。然而，通过制成与MnS的复合夹杂物，从而微细地分散于母相中，疲劳龟裂产生和疲劳龟裂发展的抵抗性提高。为了发挥这种效果，需要至少含有0.0005％以上。然而，即使含有量大于0.0050％，效果也会饱和。因此，Ca量设为0.0005～0.0050％的范围。优选为0.001～0.0040％的范围。更优选为0.001～0.0030％的范围。
以上是本发明的基本化学成分，其余部分由Fe和不可避免的杂质构成。进而，以提高强度、韧性为目的，也可以含有选自Ti、Nb中的一种以上作为选择元素。
Ti：0.003～0.03％
为了进一步提高韧性，可以含有Ti。Ti在轧制前的加热时生成TiN，使奥氏体粒径微细化，使韧性提高。其含量小于0.003％时其效果不充分，即使含有量大于0.03％，效果也会饱和。因此，含有Ti时，Ti量优选设为0.003～0.03％的范围。
Nb：0.005～0.05％
为了提高强度，可以含有Nb。其含量小于0.005％时其效果不充分，若大于0.05％，则会使韧性下降。因此，含有Nb时，其量优选设为0.005～0.05％的范围。更优选为0.003～0.030％的范围。
进而，以提高强度为目的，本发明的高强度钢材除上述组成以外，也可以含有选自Cr、Mo、V、Cu、Ni中的一种以上作为选择元素。
Cr：0.1～0.5％
Cr小于0.1％时其效果不充分，若含有量大于0.5％，则焊接性下降。因此，含有Cr时，Cr量优选设为0.1～0.5％的范围。更优选为0.1～0.4％的范围。
Mo：0.02～0.3％
Mo小于0.02％时其效果不充分，若含有量大于0.3％，则焊接性显著下降。因此，含有Mo时，Mo量优选设为0.02～0.3％的范围。更优选为0.02～0.20％的范围。
V：0.01～0.08％
V小于0.01％时其效果不充分，若含有量大于0.08％，则韧性显著下降。因此，含有V时，V量优选设为0.01～0.08％的范围。更优选为0.01～0.07％的范围。
Cu：0.1～0.6％
Cu小于0.1％时其效果不充分，若含有量大于0.6％，则Cu开裂的可能性提高。因此，含有Cu时，Cu量优选设为0.1～0.6％的范围。更优选为0.1～0.3％的范围。
Ni：0.1～0.5％
Ni的含量小于0.1％时其效果不充分，若含有量大于0.5％，则钢材成本的上升显著。因此，含有Ni时，Ni量优选设为0.1～0.5％的范围。更优选为0.1～0.4％的范围。
本发明的高强度钢材除上述成分组成以外，优选将O设为0.0040％以下。
O：0.0040％以下
若O含有量大于0.0040％，则韧性变差，因此设为0.0040％以下。
本发明的高强度钢材优选进一步满足下述式(1)。
0＜(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S≤0.8···(1)
其中，式中的Ca、O、S表示各成分的含量(质量％)。
Ca、O和S需要以上述式(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S满足大于0且为0.8以下的关系的方式含有。这种情况下，成为在CaS上析出有MnS的复合硫化物的形态。MnS单独存在时，在轧制时被伸长，成为破坏的起点。然而，通过将CaS制成与MnS的复合夹杂物，从而微细分散于母相中，抑制疲劳龟裂的产生。若(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S的值大于0.8，则MnS未生成，O和S以Ca系硫氧化物的形式全部结晶。因此，其尺寸变得粗大，母相/夹杂物界面的应力集中变大而难以确保疲劳强度。(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S为0以下时，CaS不结晶，因此S以MnS单独的形态析出，该MnS因钢板制造时的轧制而被伸长，未维持微细分散。因此，(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S设为大于0且为0.8以下的范围。
2.关于金属组织
为了实现拉伸强度510MPa以上的高强度化，金属组织实质上设为铁素体与贝氏体和伪珠光体的混合组织。实质上铁素体与贝氏体和伪珠光体的混合组织是如下组织：它们的合计的面积分率为95％以上，作为其余部分，以面积分率计含有5％以下的马氏体、岛状马氏体、残留奥氏体等中的1种或2种以上。
另外，主相是以面积分率计大于50％的组织，主相的铁素体优选铁素体的面积分率为55％以上。此外，第2相是面积分率小于50％的组织。
对于板厚30mm～50mm的厚壁材料，为了实现高强度化和疲劳特性的提高，优选将作为第2相的贝氏体和伪珠光体合计以面积分率计分散15％以上。通过使以面积分率计15％以上，可期待母材的强度、疲劳强度的提高。另外，伪珠光体是相对于碳化物和铁素体相分散成层状的珠光体(薄层状珠光体)，薄层形状瓦解而碳化物弯曲，或分散成块状的以块状碳化物作为主体的组织，有时也包含一部分薄层状碳化物(相对于碳化物总量以面积分率计为40％以下)。认为碳化物的形态为块状时，相对于薄层状的情况，在母相/第2相界面的应力集中下降，疲劳龟裂产生被抑制，疲劳强度提高。
3.关于制造方法
优选将具有上述组成的钢以转炉、电炉等熔炼机构通过常法进行熔炼，以连续铸造法或铸锭～开坯法等通过常法制成钢坯等钢原材料。另外，对于熔炼方法、铸造法，不限定于上述方法。另外，从经济性的观点出发，优选进行利用转炉法的制钢工艺和利用连续铸造工艺的钢片的铸造。其后，轧制成性能所需的形状。以下示出本发明的制造条件。
本发明中规定的钢的温度条件是指钢片或钢板板厚方向的平均温度。板厚方向的平均温度是由板厚、表面温度和冷却条件等通过模拟计算等求出。例如，通过使用差分法计算板厚方向的温度分布，可以求出板厚方向的平均温度。
(1)加热温度：950～1250℃
进行热轧时，需要使钢片完全地奥氏体化，因此将加热温度设为950℃以上。另一方面，若将钢片加热至大于1250℃的温度，则奥氏体粒开始粗大化，对韧性造成不良影响，因此加热温度设为950～1250℃的范围。从韧性的观点出发，优选的加热温度的范围为1000℃～1100℃。
(2)在Ar3点以上的累积压下率：50％以上
轧制中，为了将晶粒维持为微细而使韧性提高，在Ar3点以上的温度区域导入加工形变。对于累积压下率，通过设为50％以上，相变后的铁素体晶粒充分微细化而实现韧性提高。因此，将轧制中的累积压下率在Ar3点以上设为50％以上。应予说明，Ar3点通过下述式(2)求出。
Ar3＝910-310[％C]-80[％Mn]-20[％Cu]-55[％Ni]-15[％Cr]-80[％Mo](2)
这里，各元素符号是指各元素的含量(质量％)，不含有的情况设为0。
热轧温度低于铁素体相变开始温度时，压下过程中生成铁素体而强度下降，因此热轧结束温度至少设为Ar3点以上。
(3)冷却开始温度：Ar3点-60℃以上
若冷却开始温度过低，则在加速冷却的前阶段铁素体生成量变高，强度下降。因此，从Ar3-60℃以上的温度开始冷却。
(4)冷却速度：5℃/秒以上
热轧后继续实施加速冷却。通过将冷却速度设为5℃/秒以上，组织没有粗大化，可得到细粒组织，可得到作为目标的优异的强度、韧性和疲劳特性。冷却速度小于5℃/秒时，组织粗大化，并且铁素体分率变大，无法得到作为目标的母材强度、疲劳强度、耐疲劳龟裂发展性。此外，作为冷却速度的上限，优选为具有上述成分组成的钢原材料的CCT图中的冷却曲线处于铁素体相变突出部时的冷却速度以下。冷却速度大于处于铁素体相变突出部的冷却速度时，贝氏体分率变高，无法得到作为目标的耐疲劳龟裂发展性、母材的延展性和韧性。为了得到所需的组织，在该冷却速度范围内板厚优选为30mm～50mm。
另外，CCT图(连续冷却相变图)通过以下通常的方法制成：从具有上述成分组成的钢材采集多个φ8×12mm的圆柱形样品，在热加工再现试验装置中以与轧制对应的加工和各种冷却速度下的冷却模式进行加工热处理，同时测定试验片的膨胀而调查相变温度。求出如图1所示的通过所得的CCT图的铁素体相变突出部(发生铁素体相变的区域中冷却速度最快的一侧)的恒定冷却速度的曲线(CCT图由于横轴(时间)为对数，因此成为曲线)的冷却速度。本发明中，以5℃/秒以上且为CCT图中的冷却曲线处于铁素体相变突出部时的冷却速度以下的冷却速度进行冷却，从而生成伪珠光体，疲劳强度提高。
(5)冷却停止温度：600～350℃
通过将冷却停止温度设为350℃～600℃，可以形成通过热轧和随后的冷却得到的所需的组织。若冷却停止温度高于600℃，则贝氏体、伪珠光体的分散量变得不充分，若低于350℃，则难以确保延展性·韧性。作为冷却停止温度，进一步优选为400℃～550℃。
(6)回火温度：Ac1点以下
需要进行钢材的形状修正或延展性、韧性的提高时，可以在加速冷却后以小于Ac1点进行回火。若回火温度大于Ac1点，则生成岛状马氏体，韧性变差。另外，Ac1点通过下述式(3)求出。
Ac1＝723-11[％Mn]+29[％Si]-17[％Ni]+17[％Cr] (3)
这里，各元素符号是指各元素的含量(质量％)，不含有的情况设为0。
实施例1
对于表1所示的成分组成的钢片，在表2所示的制造条件下制作板厚30～50mm的供试钢，调查所得的钢板的金属组织观察、机械性质和疲劳强度、疲劳龟裂发展特性。另外，CCT图(连续冷却相变图)中的冷却曲线处于铁素体相变突出部时的冷却速度是通过以下通常的方法制成而求出：从具有表1所示的成分组成的钢材采集多个φ10×12mm的圆柱形样品，在热加工再现试验装置中以与轧制对应的加工和各种冷却速度下的冷却模式进行加工热处理，同时测定试验片的膨胀而调查相变温度。
[表1]
[表2]
组织观察是使用研磨从任意的位置采集的试样而成的样品，在利用3％硝酸乙醇腐蚀液蚀刻过的轧制方向截面(L截面)的板厚1/4位置实施。此外，通过光学显微镜观察测定铁素体、贝氏体、伪珠光体的面积率。这些值是对1个样品以5个视野实施，以在它们的总视野的平均值的形式求出。
拉伸特性是使用在轧制方向和直角方向(C方向)采集的总厚×标点间距离200mm的试验片(NKV1号试验片)，按照NK船级K篇的规定实施拉伸试验，求出拉伸特性。
韧性是将2mmV形缺口夏比冲击试验片(NKV4号试验片)从板厚1/4位置与轧制方向平行地采集，按照NK船级K篇的规定实施夏比冲击试验，用在试验温度-40℃下的3个的平均值(vE-40(J))进行评价。
疲劳强度是使用φ12mm×标点间距离24mm的圆棒拉伸试验片，以反复100万次应力负荷时的值进行评价。对于试验片，按照JIS Z2273，板厚50mm材料从板厚1/4位置采集，板厚30mm材料从板厚1/2位置采集。
疲劳龟裂发展特性是按照ASTM E647，使用板厚25mm的CT试验片以龟裂向C方向发展时的疲劳龟裂发展试验进行调查。对于试验片，板厚50mm材料从板厚1/4位置采集，板厚30mm材料从板厚1/2位置采集。试验条件是在应力比0.1、室温大气中进行，评价在应力放大系数范围(ΔK)内25MPa·m1/2时的疲劳龟裂发展速度。
将试验结果示于表3。
[表3]
试验结果是以屈服应力YS：390N/mm2以上、拉伸强度TS：510N/mm2以上、伸长率：19％以上、vE-40：100J以上、疲劳强度：340Mpa以上、疲劳龟裂发展速度：1.0×10-7(m/循环)以下作为合格与否的判定基准。
由表3确认，作为本发明例的No.1-1～8-1均是屈服应力YS为390N/mm2以上、拉伸强度TS为510N/mm2以上，具有优异的母材特性。此外，本发明钢的疲劳强度为340MPa以上，疲劳龟裂发展速度为1.0×10-7(m/循环)以下，疲劳特性也优异。另一方面，作为化学成分、制造条件偏离本发明的范围的比较例的No.9-1～12-1，上述中的任一种以上的特性差。
实施例2
对于表4所示的成分组成的钢片，在表5所示的制造条件下制作板厚30～50mm的供试钢，调查所得的钢板的金属组织观察、机械性质和疲劳强度、疲劳龟裂发展特性。另外，CCT图(连续冷却相变图)中的冷却曲线处于铁素体相变突出部时的冷却速度是通过以下通常的方法制成而求出：从具有表4所示的成分组成的钢材采集多个φ10×12mm的圆柱形样品，在热加工再现试验装置中以与轧制对应的加工和各种冷却速度下的冷却模式进行加工热处理，同时测定试验片的膨胀而调查相变温度。
[表4]
[表5]
组织观察是使用研磨从任意的位置采集的试样而成的样品，在利用3％硝酸乙醇腐蚀液蚀刻过的轧制方向截面(L截面)的板厚1/4位置实施。此外，通过光学显微镜观察测定铁素体、贝氏体、伪珠光体的面积率。这些值是对1个样品以5个视野实施，以在它们的总视野的平均值的形式求出。
拉伸特性是使用在轧制方向和直角方向(C方向)采集的总厚×标点间距离200mm的试验片(NKV1号试验片)，按照NK船级K篇的规定实施拉伸试验，求出拉伸特性。
韧性是将2mmV形缺口夏比冲击试验片(NKV4号试验片)从板厚1/4位置与轧制方向平行地采集，按照NK船级K篇的规定实施夏比冲击试验，用在试验温度-40℃下的3个的平均值(vE-40(J))进行评价。
疲劳强度是使用φ12mm×标点间距离24mm的圆棒拉伸试验片，以反复100万次应力负荷时的值进行评价。对于试验片，按照JIS Z2273，板厚50mm材料从板厚1/4位置采集，板厚30mm材料从板厚1/2位置采集。
疲劳龟裂发展特性是按照ASTM E647，使用板厚25mm的CT试验片以龟裂向C方向发展时的疲劳龟裂发展试验进行调查。对于试验片，板厚50mm材料从板厚1/4位置采集，板厚30mm材料从板厚1/2位置采集。试验条件是在应力比0.1、室温大气中进行，评价在应力放大系数范围(ΔK)内25MPa·m1/2时的疲劳龟裂发展速度。
将试验结果示于表6。
[表6]
试验结果是以屈服应力YS：390N/mm2以上、拉伸强度TS：510N/mm2以上、伸长率：19％以上、vE-40：100J以上、疲劳强度：340Mpa以上、疲劳龟裂发展速度：8.5×10-8(m/cycle)以下作为合格与否的判定基准。
由表6确认，作为本发明例的No.1-2～8-2均是屈服应力YS为390N/mm2以上、拉伸强度TS为510N/mm2以上，具有优异的母材特性。此外，本发明钢的疲劳强度为340MPa以上，疲劳龟裂发展速度为8.5×10-8(m/循环)以下，疲劳特性也优异。可以说通过式(1)大于0且为0.8以下，可得到耐疲劳龟裂发展性更加优异的高强度钢材。另一方面，作为化学成分、制造条件偏离本发明范围的比较例的No.9-2～16-2，上述中的任一种以上的特性差。

Claims (8)

1.一种疲劳特性优异的高强度钢材，板厚为30mm～50mm，以质量％计，成分组成含有C：0.10～0.20％、Si：0.50％以下、Mn：1.0～2.0％、P：0.030％以下、S：0.0005～0.0040％、Sol.Al：0.002～0.07％、Ca：0.0005～0.0050％，其余部分由Fe和不可避免的杂质构成，金属组织是主相的铁素体以及第2相的贝氏体和伪珠光体，主相的铁素体的面积分率为55％以上，第2相的贝氏体和伪珠光体的合计的面积分率为15％以上，
疲劳龟裂发展速度为1.0×10-7m/循环以下。
2.如权利要求1所述的疲劳特性优异的高强度钢材，其特征在于，以质量％计，成分组成进一步含有选自Ti：0.003～0.03％、Nb：0.005～0.05％中的一种或二种。
3.如权利要求1或2所述的疲劳特性优异的高强度钢材，其特征在于，以质量％计，成分组成进一步含有选自Cr：0.1～0.5％、Mo：0.02～0.3％、V：0.01～0.08％、Cu：0.1～0.6％、Ni：0.1～0.5％中的一种以上。
4.如权利要求1或2所述的疲劳特性优异的高强度钢材，其特征在于，以质量％计，成分组成进一步含有O：0.0040％以下，且满足下述式(1)，
0＜(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S≤0.8···(1)，
其中，式(1)中的Ca、O、S表示各成分的含量，其中，各成分的含量以质量％计。
5.如权利要求3所述的疲劳特性优异的高强度钢材，其特征在于，以质量％计，成分组成进一步含有O：0.0040％以下，且满足下述式(1)，
0＜(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S≤0.8···(1)，
其中，式(1)中的Ca、O、S表示各成分的含量，其中，各成分的含量以质量％计。
6.一种疲劳特性优异的权利要求1～5中任一项所述的高强度钢材的制造方法，其特征在于，将具有权利要求1～5中任一项所述的成分组成的钢原材料加热至950～1250℃后，在Ar3点以上进行累积压下率为50％以上的轧制，将热轧结束温度设为Ar3点以上，以5℃/秒以上的冷却速度从Ar3点-60℃以上的温度区域加速冷却至350℃～600℃的温度区域。
7.如权利要求6所述的疲劳特性优异的高强度钢材的制造方法，其特征在于，所述冷却速度是具有所述权利要求1～5中任一项所述的成分组成的钢原材料的CCT图中的冷却曲线处于铁素体相变突出部时的冷却速度以下。
8.如权利要求6或7所述的疲劳特性优异的高强度钢材的制造方法，其特征在于，所述加速冷却后，进一步以Ac1点以下的温度进行回火处理。
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