(57)【要約】本発明は、高強度及び優れた耐久性を有する自動車用部品及びその製造方法に関する。本発明の一側面による自動車用部品は、重量％で、Ｃ：０．２０〜０．５０％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．３％、Ｎ：０．０１％以下、残部のＦｅ及びその他の不可避不純物を含む組成を有し、面積比率で、焼戻しマルテンサイト：９０％以上、残留オーステナイト：４％以下、残りとしてフェライト及びベイナイト組織より選択される１種または２種が含まれた、微細組織を有することができる。【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、Ｃ：０．２０〜０．５０％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．３％、Ｎ：０．０１％以下、残部のＦｅ及びその他の不可避不純物を含む組成を有し、
面積比率で、焼戻しマルテンサイト：９０％以上、残留オーステナイト：４％以下、残りとしてフェライト及びベイナイトより選択される１種または２種を含む微細組織を有して、前記焼戻しマルテンサイト中にεカーバイドが析出物として含まれる、自動車用部品。
【請求項２】
前記組成が、重量％でＢ：０．０００５〜０．００５％をさらに含む、請求項１に記載の自動車用部品。
【請求項３】
前記組成が、重量％でＣｕ：０．０５〜０．５％及びＮｉ：０．０５〜０．５％より選択される１種または２種をさらに含む、請求項１に記載の自動車用部品。
【請求項４】
前記組成が、重量％でＮｂ：０．０１〜０．０７％及びＶ：０．０５〜０．３％より選択される１種または２種をさらに含む、請求項１に記載の自動車用部品。
【請求項５】
前記組成が、Ｍｏ／Ｐ＞１０（ここで、ＭｏとＰはそれぞれ、該当元素の含量（重量％）を意味する。）の関係を満たす、請求項１に記載の自動車用部品。
【請求項６】
前記εカーバイドは、前記焼戻しマルテンサイト中の全析出物に対する個数比率で７０％以上である、請求項１から５のいずれか一項に記載の自動車用部品。
【請求項７】
強度が１５００Ｍｐａ以上である、請求項１から５のいずれか一項に記載の自動車用部品。
【請求項８】
降伏比が０．７〜０．８５である、請求項１から４のいずれか一項に記載の自動車用部品。
【請求項９】
重量％で、Ｃ：０．２０〜０．５０％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．３％、Ｎ：０．０１％以下、残部のＦｅ及びその他の不可避不純物を含む組成を有する素材を準備する段階と、
前記素材をオーステナイトに変態される温度まで加熱する段階と、
前記加熱された素材を金型で成形するとともに冷却して中間品を得る段階と、
前記中間品を１５０〜２５０℃の温度で焼戻し熱処理する段階と、を含む、自動車用部品の製造方法。
【請求項１０】
重量％で、Ｃ：０．２０〜０．５０％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．３％、Ｎ：０．０１％以下、残部のＦｅ及びその他の不可避不純物を含む組成を有する素材を準備する段階と、
前記素材を冷間成形する段階と、
前記冷間成形された素材をオーステナイトに変態される温度まで加熱する段階と、
前記加熱された素材を冷却して中間品を得る段階と、
前記中間品を１５０〜２５０℃の温度で焼戻し熱処理する段階と、を含む、自動車用部品の製造方法。
【請求項１１】
前記組成が、重量％でＢ：０．０００５〜０．００５％をさらに含む、請求項９または１０に記載の自動車用部品の製造方法。
【請求項１２】
前記組成が、重量％でＣｕ：０．０５〜０．５％及びＮｉ：０．０５〜０．５％より選択される１種または２種をさらに含む、請求項９または１０に記載の自動車用部品の製造方法。
【請求項１３】
前記組成が、重量％でＮｂ：０．０１〜０．０７％及びＶ：０．０５〜０．３％より選択される１種または２種をさらに含む、請求項９または１０に記載の自動車用部品の製造方法。
【請求項１４】
前記組成が、Ｍｏ／Ｐ＞１０（ここで、ＭｏとＰはそれぞれ、該当元素の含量（重量％）を意味する。）の関係を満たす、請求項９または１０に記載の自動車用部品の製造方法。
【請求項１５】
前記中間品は、面積比率で、９０％以上のマルテンサイト、４％以下の残留オーステナイト、残りとしてフェライト及びベイナイトより選択される１種または２種を含む微細組織を有する、請求項９または１０に記載の自動車用部品の製造方法。
【請求項１６】
前記オーステナイトに変態される温度は８５０〜９６０℃である、請求項９または１０に記載の自動車用部品の製造方法。
【請求項１７】
前記オーステナイトに変態される温度で１００〜１０００秒間維持する、請求項９または１０に記載の自動車用部品の製造方法。
【請求項１８】
前記冷却して中間品を得る段階での冷却速度は、マルテンサイト臨界冷却速度以上である、請求項９または１０に記載の自動車用部品の製造方法。
【請求項１９】
前記冷却して中間品を得る段階での冷却停止温度は１００℃以下である、請求項１８に記載の自動車用部品の製造方法。
【請求項２０】
前記焼戻し熱処理時の維持時間が１０分以上である、請求項９または１０に記載の自動車用部品の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度及び優れた耐久性を有する自動車用部品及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車の乗員保護と環境保護という２つの課題をともに解決できる解決手段として、自動車の剛性を向上させ、車体を軽量化させることに対する関心が高まっている。例えば、自動車シャーシのスタビライザーバー、チューブラーＣＴＢＡ（Ｔｕｒｂｕｌａｒ  Ｃｏｕｐｌｅｄ  Ｔｏｒｔｉｏｎｓ  Ｂｅａｍ  Ａｘｌｅ）などは、車体の重量を支持し、走行中に持続的に疲労荷重を受ける部品であって、剛性と耐久寿命をともに確保することが望まれる。
【０００３】
従来、高強度自動車部品用鋼板の強度を高めるために、熱間プレス成形法または後熱処理法などが開発されて適用されている。熱間プレス成形法は、必ずしもこれに制限するものではないが、強度が略５００〜８００ＭＰａの範囲にある熱延または冷延コイルを、例えば、Ａｃ３以上のオーステナイト温度領域まで加熱して溶体化した後、それを加熱炉から抽出し、冷却装置付きのプレスで成形するとともに、金型冷却（焼入れ）する方法である。成形とともに冷却が行われるため、得られる部品が高い強度を有し、場合によっては１５００ＭＰａ以上の強度を有することもある。後熱処理法は、熱延または冷延コイルを常温で成形して部品形状とした後、それをＡｃ３以上のオーステナイト温度領域まで加熱して溶体化してから急冷（焼入れ）する方法であって、このような方法によっても、高い強度を有する部品を製造することができる。
【０００４】
ところが、かかる方法により鋼板を製造する場合、鋼板中にマルテンサイトを主組織とする微細構造が形成され、高い強度を有することはできるが、マルテンサイト組織が有する脆弱性により、繰り返し荷重に対する抵抗性、換言すれば、疲労特性に優れないという問題が起こり得る。特に、熱処理過程で生じる表面脱炭や、部品製造中に生じる表面スクラッチなどが疲労特性に影響することとなり、特に、強度が高くなるほどこのような因子の影響度は増加する。
【０００５】
このような問題を解決するための１つの方法として、熱間プレス成形または後熱処理法により部品を製造した後、焼戻し熱処理などを行うことで部品の疲労特性と靭性を改善させる方法が開発されている。
【０００６】
しかし、上述の過程により熱処理を行う場合には、部品の強度が減少するだけでなく、意図とは異なって、疲労特性の改善程度もあまり大きくならないという問題があった。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明の一側面によると、強度が著しく低下することなく、且つ耐久性が大幅に改善され、高い強度及び優れた疲労特性を有する部品を提供することを目的とする。
【０００８】
本発明の他の一側面によると、高い強度及び優れた耐久性を有する部品の１つの有利な製造方法を提供することを目的とする。
【０００９】
本発明のさらに他の一側面によると、強度を向上させるためにＢを必ず添加しなくても、高い強度及び優れた耐久性を有する部品及びその製造方法を提供することを目的とする。
【００１０】
本発明の課題は、上述の内容に限定されない。本発明が属する技術分野において通常の知識を有する者であれば、本明細書の全体的な内容から本発明のさらなる課題を理解するのに何の困難性もない。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明の一側面による自動車用部品は、重量％で、Ｃ：０．２０〜０．５０％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．３％、Ｎ：０．０１％以下、残部のＦｅ及びその他の不可避不純物を含む組成を有し、面積比率で、焼戻しマルテンサイト：９０％以上、残留オーステナイト：４％以下、残りとしてフェライト及びベイナイトより選択される１種または２種を含む微細組織を有し、上記焼戻しマルテンサイト中にεカーバイドが析出物として含まれることを特徴とすることができる。
【００１２】
本発明の他の一側面による自動車用部品の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．２０〜０．５０％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．３％、Ｎ：０．０１％以下、残部のＦｅ及びその他の不可避不純物を含む組成を有する素材を準備する段階と、上記素材をオーステナイトに変態される温度まで加熱する段階と、上記加熱された素材を金型で成形するとともに冷却して中間品を得る段階と、上記中間品を１５０〜２５０℃の温度で焼戻し熱処理する段階と、を含むことができる。
【００１３】
本発明のさらに他の一側面による自動車用部品の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．２０〜０．５０％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．３％、Ｎ：０．０１％以下、残部のＦｅ及びその他の不可避不純物を含む組成を有する素材を準備する段階と、上記素材を冷間成形する段階と、上記冷間成形された素材をオーステナイトに変態される温度まで加熱する段階と、上記加熱された素材を冷却して中間品を得る段階と、上記中間品を１５０〜２５０℃の温度で焼戻し熱処理する段階と、を含むことができる。
【発明の効果】
【００１４】
上述のように、本発明は、部品の内部組織を適切に制御し、形成される析出相の種類を制限することで、部品の耐久性に影響を与える降伏強度及び伸び率を適正化することができるため、強度を高く維持しながらも優れた耐久性を有する部品を提供することができる。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
以下、本発明について詳細に説明する。
【００１６】
鋼材の脆性などを改善するために、焼戻し熱処理が多く用いられている。焼戻し熱処理は一般に５００〜５５０℃の温度で行われるが、このような熱処理により、部品のマルテンサイト組織（後述の焼戻しマルテンサイト組織と区分するために、フレッシュマルテンサイト組織ともいう。本発明において特に言及しない限り、マルテンサイト組織はフレッシュマルテンサイト組織を意味する）中に固溶して存在していた炭素がセメンタイトとして析出されながらマルテンサイト組織の脆性を減少させるようになる。
【００１７】
ところが、このような場合には、部品の引張強度が著しく減少し、高強度を十分に達成することが困難となり得る。本発明者らの研究結果によると、引張強度が１５００ＭＰａ級である鋼材は、場合によっては約４００ＭＰａまで、そして２２００ＭＰａ級である鋼材は、場合によって約９００ＭＰａまで引張強度の低下が発生し得る。
【００１８】
本発明者らはこれに対して鋭意研究した結果、部品の組成、組織、析出物の種類を最適化する場合、高い強度と優れた疲労特性をともに確保することができるということを確認し、本発明を成すに至った。
【００１９】
（部品の組成）
まず、本発明の部品の組成について詳細に説明する。本発明において、各元素の含量は、特に規定しない限り重量％を意味する。
【００２０】
本発明の部品は、重量％で、Ｃ：０．２０〜０．５０％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．３％、Ｎ：０．０１％以下、残部のＦｅ及びその他の不可避不純物を含む組成を有することができる。
【００２１】
Ｃ：０．２０〜０．５０％
上記Ｃは、熱間プレス成形鋼板の硬化能を高め、金型冷却または後熱処理時に強度を高める重要な元素である。疲労強度を向上させるための焼戻し処理後にも１５００ＭＰａ以上の強度を得るために、上記Ｃの含量は０．２０％以上であることができる。但し、０．５０％を超える場合には、熱延コイルの製造段階でコイルの幅及び長さ方向における材質のばらつきが増加して冷間成形性を確保することが困難になり、焼入れ熱処理後には強度が高すぎて水素遅れ破壊に敏感となるという問題がある。さらには、鋼板の製造過程または熱処理された部品の製造段階で溶接を行う場合、溶接部の周囲に応力が集中されて破壊を引き起こす可能性があるため、Ｃの含量の上限は０．４５％と定める。
【００２２】
Ｓｉ：０．５％以下
上記Ｓｉは、溶接部の品質や表面品質を決定する重要な元素である。Ｓｉの添加量が増加するほど、溶接部に酸化物が残存する可能性が高くなり、偏平（造管後に鋼管を圧着して溶接部の性能を評価する試験）や拡管時に性能を満たさない場合がある。また、Ｓｉの含量が増加すると、鋼板の表面にＳｉが濃化されながら表面にスケール性欠陥の発生をもたらす可能性がある。したがって、本発明では、Ｓｉの含量を厳格に制御する必要があり、このような理由から、本発明においてＳｉは０．５％以下に制御する必要がある。より厳格には、０．５％未満に制御することが好ましい。本発明において、Ｓｉは添加しないほど有利な不純元素であるため、その含量の下限は特に制限する必要がない。但し、生産工程の負荷を考慮すると、その含量を０．００５％以上と定めてもよい。
【００２３】
Ｍｎ：１．０〜２．０％
上記Ｍｎは、Ｃとともに熱間プレス成形用鋼板の硬化能を向上させ、金型冷却または後熱処理後の強度を決定するのに重要な元素である。また、熱間プレス成形または後熱処理時、加熱後に急冷（焼入れ）が開始される前の空冷中に、鋼板の表面温度の低下によってフェライトの生成を遅延させる効果を有する。このような理由から、Ｍｎの含量の下限値を１．０％と定めることができる。反対にＭｎの含量が増加すると、強度の向上や変態遅延には有利であるが、熱処理された部品の曲げ性が低下するため、その上限値を２．０％に規制する。
【００２４】
Ａｌ：０．０１〜０．１％
上記Ａｌは、脱酸剤として用いられる代表的な元素であって、このような役割を果たすために、通常０．０１％以上含まれることができる。但し、Ａｌの含量が過多である場合には、連続鋳造工程中にＮと反応してＡｌＮが析出され、表面欠陥やコーナークラックが誘発されるだけでなく、ＥＲＷ鋼管の製造時に溶接部に過多な酸化物が残存するため、その含量を０．１％以下に制限してもよい。
【００２５】
Ｐ：０．０１％以下
上記Ｐは、一種の不純物として不可避に含有される成分であり、熱間プレス成形または後熱処理後の部品の強度向上に殆ど寄与しない元素である。また、オーステナイトの溶体化のための加熱段階で粒界に偏析されると衝撃エネルギーや疲労特性を劣化させるため、本発明では、その含量を０．０１％以下に制限する。本発明の一形態では、Ｐの含量を０．００７％以下に制限してもよい。上述のように、本発明において、Ｐは添加しないほど有利な不純元素であるため、その下限値は０％と定めてもよい。
【００２６】
Ｓ：０．００３％以下
上記Ｓは、鋼中の不純物元素であって、Ｍｎと結合して延伸された硫化物を形成し得る。この場合、金型冷却（熱間プレス成形）または後熱処理後に得られる部品の靭性を劣化させる元素であるため、その含量を０．００３％以下にすることが好ましい。本発明の一形態では、Ｓの含量を０．００２％以下に制限してもよい。
【００２７】
Ｔｉ：０．０１〜０．１％
上記Ｔｉは、ＴｉＮ、ＴｉＣ、またはＴｉＭｏＣ析出物を形成させ、熱間プレス成形または後熱処理工程の加熱過程でオーステナイト結晶粒の成長を抑える効果がある。また、鋼中に存在するＢがＮと反応してＢＮを形成すると、固溶された有効Ｂの含量が減少して焼入れ性が低下するが、この際、Ｔｉを添加すると、Ｎと反応してＴｉＮを形成することでＮを消尽させるため、有効Ｂの含量を増加させる効果がある。その結果、熱間プレス成形または後熱処理工程後の安定的な強度向上に寄与することができる。このような理由から、Ｔｉは０．０１％以上含まれることができる。Ｔｉを０．１％まで添加する場合にその効果を十分に得ることができ、それ以上の含量では強度向上の効果などが大きくない。したがって、本発明の一形態によると、上記Ｔｉを０．１％以下に制限することができる。
【００２８】
Ｃｒ：０．０５〜０．５％
上記Ｃｒは、熱間プレス成形用鋼板の硬化能を向上させ、熱間プレス成形または後熱処理後の強度増加に寄与する重要な元素である。また、急冷過程でマルテンサイト組織が容易に得られるように臨界冷却速度に影響を与え、熱間プレス成形工程でＡ３温度を低下させるのに寄与する元素である。Ａ３温度が低くなるとフェライト変態を遅延させることができる。このような理由から、本発明において、Ｃｒは０．０５％以下添加される。但し、Ｃｒの含量が過多である場合には溶接性が低下するため、本発明の一形態によると、上記Ｃｒの含量を０．５％以下に制限してもよい。
【００２９】
Ｍｏ：０．０５〜０．３％
上記Ｍｏは、熱間プレス成形用鋼板の焼入れ性を向上させ、焼入れ強度の安定化に寄与する元素である。さらに、熱間圧延及び冷間圧延時の焼鈍工程と、熱間プレス成形または後熱処理時の加熱段階で、オーステナイト温度領域を低い温度側に拡大させ、鋼中のＰ偏析を緩和させるのに効果的な元素である。したがって、本発明においてＭｏは０．０５％以上添加される。但し、Ｍｏの含量が過多である場合には、強度の向上には有利であるが、その添加量に比べて強度向上の効果が減少されて非経済的であるため、本発明の一形態では、上限値を０．３％に制限してもよい。
【００３０】
Ｎ：０．０１％以下
上記Ｎは、一種の不純物として不可避に含有される成分である。上記Ｎは、連続鋳造工程中にＡｌＮなどの析出を引き起こし、表面欠陥や連鋳鋳片のコーナークラックなどを助長する。また、ＮはＴｉと反応してＴｉＮ析出物を形成するが、このような析出物は、拡散性水素の吸蔵源として作用するため、その含量を最小化する必要がある。このような理由から、本発明ではＮの含量を０．０１％以下に制限することができる。
【００３１】
その他にも、本発明の部品には、焼入れ性を高めるためにＢを下記に制限する範囲でさらに添加してもよい。但し、本発明の部品は、後述のように組織及び析出物を適切な範囲に制御することができるため、Ｂの添加が必須ではないが、Ｂを添加することで強度をさらに安定的に確保することができるという利点がある。
【００３２】
Ｂ：０．０００５〜０．００５％
上記Ｂは、熱間プレス成形用鋼板の硬化能（焼入れ性）の増加に非常に有利な元素である。特に、極微量を添加しても熱間プレス成形の金型冷却または後熱処理時の強度増加に大きく寄与することができるため、上述の本発明の部品組成に加えてさらに含まれることができる。但し、添加量の増加に従い、その添加量に対する焼入れ性の増加効果が鈍くなり、連続鋳造スラブのコーナー部における欠陥の発生を助長することがある。このような点を考慮して、本発明において上記Ｂの含量は、０．０００５〜０．００５％と定めることができる。
【００３３】
また、本発明の部品は、鋼板中に、ＣｕとＮｉより選択される１種または２種を以下の含量範囲でさらに含んでもよい。
【００３４】
Ｃｕ：０．０５〜０．５％
上記Ｃｕは、鋼の耐食性の向上に寄与する元素である。また、Ｃｕは、熱間プレス成形または後熱処理後の靭性を増加させるために焼戻し（テンパリング）処理を行う場合、過飽和された銅がεカーバイドとして析出されながら時効硬化効果を発揮する。このような理由から、本発明において、Ｃｕは０．０５％以上の含量で添加されることが有利である。Ｃｕの含量が過多である場合には、鋼板の製造工程で表面欠陥が誘発され、耐食性の点で添加量に比べて非経済的であるため、上限値を０．５％に規制する。
【００３５】
Ｎｉ：０．０５〜０．５％
上記Ｎｉは、耐食性の向上に有利である。また、Ｎｉは、熱間プレス成形または後熱処理後の部品の強度及び靭性の向上に有効であるだけでなく、焼入れ性の向上にも寄与し、Ｃｕの添加による赤熱脆性感受性を低減するのに効果的である。また、熱間圧延及び冷間圧延時の焼鈍工程、そして熱間プレス成形工程の加熱段階でオーステナイト温度域を低い温度側に拡大させる効果があるため、工程の可変性を広げるのに効果的である。したがって、本発明の一形態では、上記Ｎｉは０．０５％以下添加されることができる。但し、Ｎｉの含量が過多である場合には、それ以上の効果上昇を期待しにくいだけでなく、経済的に有利ではない。したがって、本発明の一形態では、上記Ｎｉの含量を０．５％以下に制限することができる。
【００３６】
その他にも、本発明の部品は、ＮｂとＶより選択される１種または２種をさらに含んでもよい。
【００３７】
Ｎｂ：０．０１〜０．０７％
上記Ｎｂは、鋼の結晶粒の微細化に有効な元素である。Ｎｂは、熱間圧延の加熱工程でオーステナイト結晶粒の成長を抑えるだけでなく、熱間圧延段階で未再結晶温度を上昇させることで、最終組織の微細化に大きく寄与する。このように微細化された組織は、後続の熱間プレス成形または後熱処理工程で結晶粒の微細化を誘発し、Ｐのような不純物を分散させるのに効果的である。したがって、本発明の一形態では、Ｎｂは０．０１％以上添加されることができる。但し、その添加量が０．０７％以上であると、連続鋳造時にスラブの割れに敏感となり、熱間圧延または冷間圧延鋼板の材質異方性を増大させるため好ましくない。したがって、Ｎｂの含量の上限は、０．０７％と定めることができる。
【００３８】
Ｖ：０．０５〜０．３％
上記Ｖは、鋼の結晶粒の微細化及び水素遅れ破壊の防止に有効な元素である。すなわち、熱間圧延の加熱工程でオーステナイト結晶粒が成長することを抑えるだけでなく、熱間圧延段階で未再結晶温度を上昇させることで、最終組織の微細化に寄与する。このように微細化された組織は、後続工程の熱間成形工程での結晶粒の微細化を誘発し、Ｐのような不純物を分散させるのに効果的である。また、焼入れされた熱処理組織中に析出物として存在する場合、鋼中の水素がトラップされて水素遅れ破壊を抑えることができる。したがって、本発明の一形態では、上記Ｖは０．０５％以上添加されることができる。その添加量が０．３％以上添加されると、連続鋳造時にスラブの割れに敏感になるため、Ｖを０．３％以下に制限することができる。
【００３９】
上述の添加成分を除いた残りの成分は実質的にＦｅである。但し、鋼板の製造過程で不可避に含まれる不純物まで除くという意味ではないという点に留意する必要がある。本発明が属する技術分野における通常の技術者であれば、不可避不純物の種類と含量範囲を理解するのに何の困難もない。
【００４０】
さらに、本発明の発明者らは、自動車用部品の耐久性を向上させるために様々な因子を検討した結果、オーステナイトの溶体化段階（熱間プレス成形または後熱処理の加熱段階）での粒界偏析を抑えることが重要であるということを見出した。すなわち、上述のように、本発明において、Ｐは不可避に鋼材中に含まれざるを得ない。上述のＰは、オーステナイトの溶体化段階で結晶粒界に析出されて粒界破壊を助長するため、粒界偏析をできるだけ抑える必要性がある。本発明者らの研究結果によると、鋼材に含まれるＭｏが、Ｐの粒界偏析の抑制に特に有効であり、このような効果を得るためには、上記ＭｏがＭｏ／Ｐ＞１０の関係を満たすように添加されることが有利である（但し、ここで、Ｍｏ、Ｐはそれぞれ、該当元素の含量（重量％）を意味する）。したがって、本発明の一形態によると、Ｍｏ／Ｐ＞１０と規定することができる。
【００４１】
（部品の微細組織及び析出物の制御）
また、本発明の発明者らは、部品の耐久性を確保するためには、疲労特性と伸び率をともに確保する必要性があるということを見出した。すなわち、本発明者らは、自動車用熱処理部品を製作した後、耐久試験で加えられる疲労応力特性を注意深く研究した結果、降伏強度以上の繰り返し応力が加えられる条件下では伸び率が耐久性に大きい影響を与える一方で、降伏強度より低い繰り返し応力が加えられる条件下では、降伏強度が耐久寿命を支配することを見出した。したがって、本発明では降伏強度と伸び率を適切に制御する必要性があるが、そのためには、微細組織を適切に制御しなければならないだけでなく、部品中に形成される析出物の種類を特別に制御する必要性がある。
【００４２】
「部品の微細組織」
本発明の部品は、上述の組成を有するとともに、焼戻しマルテンサイトを主に含み、その他の少量のベイナイトとフェライトを含む微細組織を有することができる。以下、本発明の鋼材の組織について説明する。各組織の比率は面積比率を意味する。
【００４３】
焼戻しマルテンサイト：９０％以上
本発明では、主な微細組織として、マルテンサイトではなく焼戻しマルテンサイトを含むことができる。上記焼戻しマルテンサイトは、鋼材の伸び率を向上させて耐久性を向上させるのに有利である。このような効果を得るために、焼戻しマルテンサイトは面積比率で９０％以上含まれることができる（１００％も含むことを意味する）。
【００４４】
残留オーステナイト：４％以下
マルテンサイトはオーステナイトから変態されるものであって、できるだけ全量がマルテンサイトに変態されることが好ましいため、残留オーステナイト量が多いことは好ましくない。したがって、本発明では、その比率を４％以下に制限し、一形態では２％以下に制限してもよい。
【００４５】
上述の組織以外の残りの組織は、フェライト及びベイナイトより選択される１種、または２種であり、その他の不純組織が含まれてもよい。中でも、フェライトは面積比率で５％未満含まれることができる。以下、各組織について簡単に説明する。
【００４６】
フェライト：５％未満
本発明において、部品のフェライトの比率は５％未満である。フェライト組織は部品の強度を減少させるなどの問題があるため、その比率を５％未満に制御する必要がある。
【００４７】
ベイナイト以外のその他の不純組織
上述の組織以外に、ベイナイトやその他の不純組織が含まれることができる。これらの不純組織は部品の強度を弱化させ得るため、その含量を制限することが好ましく、より具体的には、上記フェライト、残留オーステナイトと合わせて１０％以下に制限することができる。
【００４８】
上述の条件を満たす本発明の部品は超高強度部品であって、引張強度が１５００ＭＰａ以上の超高強度を有することができる。本発明の部品は、強度が高いほど有利であるため、強度の上限を特に制限する必要はないが、一形態によると１５００〜２２００ＭＰａ程度の強度を有してもよい。
【００４９】
「析出物の条件」
本発明では、焼戻しマルテンサイト中にεカーバイドが主な析出物として析出される。通常の高温焼戻しが適用される場合にはセメンタイト系（Ｆｅ３Ｃ）の析出物が主に析出されるのに対し、本発明では、焼戻しマルテンサイト中にεカーバイドが、焼戻しマルテンサイト中における全析出物の面積に対して８０％以上の面積比率で析出される。セメンタイト系の析出物が析出されると、鋼材の引張強度及び降伏強度が減少するだけでなく、引張強度の減少幅がさらに大きくり、結果的に低い強度はもちろん、疲労特性などの耐久性も減少する問題が発生する。しかし、本発明のように、εカーバイド析出物が形成されると、引張強度の減少が最小化され、且つ降伏強度が増加することができるため、耐久性の確保に効果的である。本発明の一形態によると、上記εカーバイドは、個数比率で全析出物中に７０％以上を占めることができる。
【００５０】
（部品の降伏比）
本発明による部品は、降伏比が０．７〜０．８５であることができる。すなわち、降伏比が低い場合には、降伏強度が不足して疲労特性の改善に不利となるため、部品の降伏比は０．７２以上であることが有利である。但し、降伏比が高くなると、本発明の条件を有する部品の場合は、降伏強度が増加して降伏比が高くなるのではなく、引張強度の減少幅が大きくなって降伏比が高くなる現象が生じるため、降伏比を０．８２以下に制御することが好ましい。
【００５１】
（部品の製造方法）
以下、本発明の部品の製造方法について説明する。
【００５２】
本発明の部品は、熱間プレス成形または成形後の後熱処理により製造されることができる。必ずしもこれに制限するものではないが、本発明の部品を製造する方法として一形態による方法を提案すると、次のとおりである。
【００５３】
本発明の部品の製造方法は、上述の組成を有する鋼板または鋼管のような素材を熱間加熱した後、上記加熱された素材を金型で成形するとともに冷却（焼入れ）する方法、または素材の冷間成形を先に行った後、加熱してから冷却（焼入れ）を行う方法のいずれを用いてもよい。この際、各方法での加熱条件と冷却条件は、次のように制限することができる。
【００５４】
加熱温度：８５０〜９６０℃
部品の最終組織が９０％以上の焼戻しマルテンサイトからなるようにするためには、素材が完全にオーステナイトに変態される温度まで加熱する必要がある。このような理由から、本発明の一形態において、上記加熱温度は８５０℃以上であることができる。但し、加熱温度が高過ぎると、オーステナイトの結晶粒が粗大化して結局、部品の結晶粒まで粗大化し、Ｐなどの偏析が過多になる恐れがあるため、加熱温度は９６０℃以下にすることができる。
【００５５】
加熱温度での維持時間：１００〜１０００秒
上記加熱温度でオーステナイトに十分に変態されるようにするためには、少なくとも１００秒以上維持することが有利である。但し、維持時間が長過ぎる場合には、結晶粒が粗大化し得るだけでなく、加熱に必要なエネルギーコストが増加するため、本発明の一形態によると、上記維持時間は１０００秒以下と定めることができる。
【００５６】
冷却速度：マルテンサイトの臨界冷却速度以上
冷却によってマルテンサイト組織（フレッシュマルテンサイト組織）が形成されなければならないため、上記冷却速度は、少なくともマルテンサイトが生成される臨界冷却速度以上にする必要がある。上記臨界冷却速度は、部品の組成に影響されるものであり、通常の技術者であれば、簡単な試験によって特定組成の部品の上記臨界冷却速度を求める上で特に困難性がない。冷却速度が速いほど、マルテンサイト組織の形成に有利であるため、冷却速度の上限を特に定める必要はない。但し、冷却速度を増加させ続けても強度増加の効果が大きくない点や、冷却設備の冷却能力などのような現実的な冷却速度を考慮すると、上記冷却速度は３００℃／秒以下と定めることができる。
【００５７】
冷却停止温度：１００℃以下
十分にマルテンサイトに変態されるようにするためには、上記冷却停止温度は１００℃以下にすることが有利である。冷却停止温度の下限は特に定める必要がないが、用いる冷媒の温度または常温までと定めることができる。
【００５８】
このような冷却過程により得られた部品は、面積比率で、９０％以上のマルテンサイト、５％未満のフェライト、４％以下の残留オーステナイトを含む微細組織を有することができる。但し、このような微細組織は最終部品の微細組織ではなく中間品の微細組織であって、本発明では、中間品に対して追加的な焼戻し処理を行うことで、強度と耐久性を兼ね備えた部品を提供することができる。
【００５９】
焼戻し処理：１５０〜２５０℃で１０分以上維持
本発明では、焼戻し熱処理の温度を２５０℃以下に制限する。その理由は、焼戻し処理時に、マルテンサイト中に固溶されていた炭素が析出されながら炭化物が形成されるが、焼戻し処理温度が高い場合にはセメンタイトなどのカーバイドまたはソルバイトのような組織が形成され、降伏強度と引張強度がともに減少するだけでなく、中でも引張強度が大幅に減少するため、高強度及び優れた耐久性を有する部品を得ることができないためである。本発明では、焼戻し処理温度を２５０℃以下に制限することで、εカーバイド系析出物を形成することができ、引張強度の減少を最小化しながら、高い降伏強度及び伸び率を得ることができるため、優れた耐久性を確保することができる。但し、このような焼戻し処理の効果を得るためには、上記焼戻し処理温度は１５０℃以上であることができる。
【００６０】
この際、十分な焼戻し処理による効果を得るためには、上記焼戻し処理時間は１０分以上であることができる。焼戻し処理時間の上限を特に定める必要はない。但し、焼戻し処理時間が長くなっても、それ以上の効果上昇は期待しにくい上、エネルギーコストが上昇する。したがって、上記焼戻し処理時間は６０分以下と定めることができる。
【００６１】
（素材の製造方法）
以下では、熱間プレス成形または後熱処理過程により部品として加工される素材を製造する、１つの例示的な方法について説明する。本発明の素材は、熱間圧延または熱間圧延後の追加的な冷間圧延過程により製造されることができ、各過程は次のとおりである。但し、後述の鋼板の製造方法は例示に過ぎず、必ずしもこれに制限されるものではないという点に留意する必要がある。
【００６２】
「熱間圧延」
鋼スラブを１１５０〜１３００℃で加熱する段階
上述の組成を有する鋼スラブを１１５０〜１３００℃の温度範囲で加熱する必要がある。すなわち、スラブ中の偏析を溶解させて組成を均一化させ、且つスラブが圧延に適した加工性を有するようにするために、上記加熱温度は１１５０℃以上であることが有利である。但し、スラブの加熱温度が高すぎる場合には、エネルギーコストが上昇するだけでなく、結晶粒が粗大化し、スラブの表面に溶解が起こったり酸化スケールが過多に発生したりする恐れがあるため、上記スラブの加熱温度は１３００℃以下に制限されることができる。
【００６３】
Ａｒ３以上の温度で熱間仕上げ圧延する段階
フェライトが形成された領域で熱間圧延する場合には、変形抵抗が不均一となって圧延通板性が悪くなり、また、フェライト相に応力が集中されると板破断の可能性が高くなるため、フェライト相が形成されないＡｒ３以上の温度で熱間仕上げ圧延する必要がある。但し、温度が高すぎる場合には、砂状スケールなどの表面欠陥が生じる恐れがある。したがって、一形態では、上記熱間仕上げ圧延の温度を９５０℃以下に制限することができる。
【００６４】
６００〜７００℃で巻き取る段階
熱間圧延後、ランアウトテーブルで冷却して巻き取ることができる。この際、熱延鋼板の幅方向における材質のばらつきを低減し、且つ後続の冷延鋼板の圧延通板性を向上するために、鋼板中にマルテンサイトのような低温組織が含まれないように巻取温度を制御することが好ましい。すなわち、本発明の鋼板を製造するためには、６００〜７００℃の温度で巻き取ることが好ましい。上記巻取温度が６００℃未満である場合には、熱延コイルのエッジ部にマルテンサイトのような低温組織が形成され、熱延鋼板の強度が著しく上昇するという問題がある。特に、コイルの幅方向に過冷されると、材質のばらつきが増加して後続の冷延工程で圧延通板性が低下し、厚さの制御が困難となる。また、本発明の一部の形態において強化元素であるＣが０．４５％を超えて含まれ、得られる熱処理前鋼板の強度が高すぎて冷間成形が困難である場合には、上記巻取温度を６３０℃以上にすることで、鋼板の強度が８００ＭＰａ以下になるように制御することもできる。これに対し、７００℃を超える場合には、鋼板の表面に内部酸化が助長され、上記内部酸化物を酸洗工程により除去する場合には、隙間が形成されて最終部品における鋼管の偏平性能が劣化する場合があるため、上限値を規制する。
【００６５】
上記鋼板は、そのまま熱間プレス成形または後熱処理に用いてもよいが、鋼板を適切なサイズにスリッティングしてＥＲＷ鋼管を製造し、それを熱間プレス成形または後熱処理に用いてもよい。
【００６６】
このように、本発明では、熱間圧延された鋼板または鋼管などの素材を、熱間プレス成形または後熱処理工程に直ちに投入することができる。但し、場合によっては、上記熱間圧延された鋼板を追加的に冷間圧延して用いてもよいため、以下では追加の工程についても詳細に説明する。
【００６７】
本発明では、まず、熱間圧延により製造された熱延鋼板の表面を酸洗して除去した後、冷間圧延を行い、上記冷間圧延された鋼板（フルハード材）を焼鈍及び過時効することで冷延鋼板を得る。この際、焼鈍工程での焼鈍温度は７５０〜８５０℃の範囲である。焼鈍温度が７５０℃未満である場合には、再結晶が十分ではないことがあり、８５０℃を超える場合には、結晶粒が粗大化するだけでなく、焼鈍加熱原単位が上昇するという問題があるため、温度を制限する。引き続き、過時効帯での過時効温度を４００〜６００℃の範囲に制御することで、最終組織が、フェライト基地にパーライトまたはベイナイトが一部含まれた組織で構成されるようにする。これは、冷延鋼板の強度として、熱延鋼板と同様に、８００ＭＰａ以下の引張強度を得るためである。
【００６８】
上記鋼板は、そのまま熱間プレス成形または後熱処理に用いてもよいが、鋼板を適切なサイズにスリッティングしてＥＲＷ鋼管を製造し、それを熱間プレス成形または後熱処理に用いてもよい。
【実施例】
【００６９】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。但し、下記の実施例は、本発明を例示してより詳細に説明するためのものにすぎず、本発明の権利範囲を限定するためのものではないという点に留意する必要がある。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載の事項と、それから合理的に類推される事項によって決定されるためである。
【００７０】
（実施例）
「実施例１」
表１に示した組成の鋼スラブを用いて熱間圧延を行った。表１において、＊印の成分に限ってｐｐｍ単位で示し、残りの成分は重量％単位で示した（他の表も同一）。
【００７１】
【表１】
2019504201.tif 000002
【００７２】
熱間圧延時に、上述の組成の鋼スラブは１２００±２０℃の範囲で１８０分間加熱して均質化処理し、粗圧延を経た後、引き続き、８８０±２０℃の範囲を目標として熱間圧延を仕上げた。その後、６５０±１５℃の温度で巻き取ることで、厚さ３．０ｍｍの熱延鋼板を製造した。上記熱延鋼板を酸洗した後、９３０±１０℃の温度で６分（３６０秒）間加熱した。その後、マルテンサイト臨界冷却速度よりも高い６０〜８０℃／秒の冷却速度で、２０〜３０℃に維持された冷却水槽に沈積させて３０℃以下に急冷させた後、表２に記載の温度で３０分間焼戻し熱処理することで部品を製造した。部品を製造するためには、高温でまたは加熱前の冷間で成形する段階が含まれるが、成形過程は部品の物性変化に特に影響を与えないため、通常の成形過程を省略した後、熱間プレス成形または後熱処理過程を模擬して得られた部品の物性を試験することが一般的である。得られた部品に対して、引張試験及び低サイクル疲労寿命を評価した。引張試験はＪＩＳ５試験片を用いて行い、低サイクル試験は、平衡部の長さが１５±０．０１ｍｍ、平衡部の幅が１２．５±０．０１ｍｍである試験片を製作し、Ｒ＝−１、△／２＝±０．５％の変形率の制御条件で行った。上述の試験結果を表２に示した。表２において、ＹＳは降伏強度を、ＴＳは引張強度を、ＥＬは伸び率を、Ｕ−ＥＬは一様伸びを、Ｔ−Ｅｌは全伸びを意味する。表２において、例えば、１−２は、発明鋼１の２番目の実施例を意味する。また、表２において、品種を示すＰＯは、熱間圧延及び酸洗を施した鋼板を対象としたことを意味する。
【００７３】
【表２】
2019504201.tif 000003
【００７４】
表２から分かるように、焼入れ後に焼戻し温度が上昇すると、引張強度は連続して低下し、降伏強度は、焼入れ直後に比べて上昇し、焼戻し温度が２５０℃付近において最大値を示した後、引張強度と同様に連続して低下した。一様伸びは、２２０℃付近で最大値を示した後に急激に減少し、３３０℃で最低値を示してから再び徐々に増加した。このような引張性質の変化について、降伏強度×一様伸びのバランスを比較すると、２５０℃を境界として急激に低下する様相を示すが、このような結果は、低サイクル疲労寿命の変化と略一致するものである。反対に、１５０℃焼戻しと焼入れ状態での疲労寿命を比較すると、焼入れ状態に比べて１５０℃焼戻し熱処理の場合が、より良好であることが分かる。
【００７５】
以上の実施例から、焼入れ後に焼戻し温度が２５０℃を超えると、一様伸び及び全伸びが低下、降伏強度×一様伸びの値も減少しており、このような変化は低サイクル疲労寿命と一致した。したがって、焼入れ後の焼戻し熱処理を１５０〜２５０℃の温度範囲で行うと、既存の５００〜５５０℃の焼戻し熱処理条件に比べてさらに優れた疲労特性が得られることが分かる。
【００７６】
表３に、各製造方法により得られた部品の組織を検討した結果を示した。
【００７７】
【表３】
2019504201.tif 000004
【００７８】
上述のように、発明例と比較例の微細組織は、いずれも本発明の条件を満たしていた。しかし、内部に形成された析出物を検討した結果、本発明の条件により製造された発明例は、個数比率で析出物中の９０％以上がεカーバイドとして存在していたが、比較例は、形成された析出物が殆どセメンタイトであって、本発明の析出物の条件を満たしていないことが確認できた。このような析出物の違いは、降伏強度、引張強度、及び伸び率の挙動に大きな差をもたらし、その結果、低サイクル疲労寿命にも影響を与えるものと判断される。
【００７９】
「実施例２」
表４に示したような発明鋼２及び３の組成を有する鋼スラブを用いて熱間圧延を行った後、酸洗処理した。ここで、発明鋼２は焼戻し後の引張強度１５００ＭＰａ級に該当し、発明鋼３は焼戻し後の引張強度２０００ＭＰａ級に該当する。
【００８０】
【表４】
2019504201.tif 000005
【００８１】
発明鋼２に対しては、熱間圧延時に、上述の組成のスラブを１２００±２０℃の範囲で１８０分間加熱して均質化処理し、粗圧延を経た後、引き続き８９０±２０℃の範囲を目標として熱間圧延を仕上げた。その後、表５に記載の温度で巻き取って厚さ３．０ｍｍの熱延鋼板を製造し、酸洗して熱延鋼板を得た。発明鋼３に対しては、発明鋼２と同様の過程により熱間圧延及び酸洗した後、冷間圧延を行った。その後、８００±１０℃の温度で焼鈍熱処理し、過時効帯で４３０±１０℃の温度で過時効処理を行って冷延鋼板を得た。上記熱延鋼板である発明鋼２に対しては、９３０℃で７分間、冷延鋼板である発明鋼３に対しては８８０℃で６分間加熱した後、マルテンサイト臨界冷却速度よりも速い５０℃／秒の冷却速度で２０〜３０℃まで急冷させた後、表２に記載の温度で３０分間焼戻し熱処理した。熱処理された鋼板に対して、引張試験及び低サイクル疲労試験を行った。引張試験はＪＩＳ５試験片を用いて行い、低サイクル試験は、平衡部の長さが１５±０．０１ｍｍ、平衡部の幅が１２．５±０．０１ｍｍである試験片を製作し、Ｒ＝−１、△ε／２＝±０．５％の変形率の制御条件で行い、上述の試験結果を表５に示した。表５において、ＹＳは降伏強度、ＴＳは引張強度、ＥＬは伸び率、Ｕ−ＥＬは一様伸び、Ｔ−Ｅｌは全伸びを意味する。また、表５において、品種を示すＰＯは、熱間圧延及び酸洗を施した鋼板を対象としたということを意味し、ＣＲは冷間圧延及び焼鈍した鋼板を意味する。表５において、例えば、２−２は発明鋼２を用いて実験した２番目の例を示す。
【００８２】
表５から分かるように、既存の焼戻し温度条件である５００℃で得られる降伏強度の範囲は９６０〜１１８０Ｍｐａ、引張強度は１０３０〜１２９０Ｍｐａ、降伏比は０．９１であったが、焼戻し温度が２５０℃である場合には、降伏強度の範囲が１２７０〜１６３０Ｍｐａ、引張強度の範囲が１６０５〜１９６０Ｍｐａ、降伏比が０．７９〜０．８３であることが確認された。すなわち、焼入れ状態の降伏及び引張強度は、炭素の含量によって明らかな差を示すが、焼戻し温度が上昇すると、その差が著しく減少して、炭素の含量が変化しても降伏及び引張強度の差は大きくない。また、焼戻し温度が１６０℃、２２０℃になると、降伏比はそれぞれ０．７３、０．８１程度となり、本発明の範囲内に制御されるものと評価された。
【００８３】
発明鋼２の焼戻し後の材質を比較すると、これもまた２５０℃を境界として降伏強度×一様伸びの値と低サイクル疲労寿命が大きく変化された。焼戻し温度が２５０℃以上である３３０℃（２−３）、５５０℃（２−４）で熱処理した場合に比べて、低温焼戻し熱処理を適用した２−１、２−２の降伏強度×一様伸びの値がさらに優れており、低サイクル疲労寿命もさらに優れていた。
【００８４】
発明鋼３も同様に、２５０℃を境界として降伏強度×一様伸びの値と低サイクル疲労寿命が大きく変化された。焼戻し温度が２５０℃を超える３３０℃（３−３）、５５０℃（３−４）で熱処理した場合に比べて、低温焼戻し熱処理を適用した３−１、３−２の降伏強度×一様伸びの値がさらに優れており、低サイクル疲労寿命もさらに優れていた。
【００８５】
一方、２００〜２５０℃の焼戻し温度区間での発明鋼２と発明鋼３の疲労寿命を比較すると、炭素の含量が高いほど降伏強度及び引張強度が高く、その区間での降伏強度×一様伸びの値も増加されたが、このような結果は、強度の上昇にしたがって低サイクル疲労特性が向上する結果と一致する。
【００８６】
【表５】
2019504201.tif 000006
【００８７】
表６に、各製造方法により得られた部品の組織を検討した結果を示した。
【００８８】
【表６】
2019504201.tif 000007
【００８９】
上述のように、発明例と比較例の微細組織は、いずれも本発明の条件を満たしていた。しかし、内部に形成された析出物を検討した結果、本発明の条件により製造された発明例は、個数比率で析出物中の９０％以上がεカーバイドとして存在していたが、比較例は、形成された析出物が殆どセメンタイトであって、本発明の析出物条件を満たしていないことが確認できた。このような析出物の違いは、降伏強度、引張強度、及び伸び率の挙動に大きな差をもたらし、その結果、低サイクル疲労寿命にも影響を与えるものと判断される。
【００９０】
「実施例３」
表７に示した組成の鋼スラブを用いて熱間圧延を行った後、酸洗処理した。
【００９１】
【表７】
2019504201.tif 000008
【００９２】
熱間圧延時に、上述の組成のスラブを１２００±３０℃の範囲で１８０分間加熱して均質化処理した。次に、粗圧延を経た後、引き続き８７０±２０℃の範囲を目標として熱間圧延を仕上げた。その後、６２０〜６９０℃の温度で巻き取ることで、厚さ３．０ｍｍの熱延鋼板を製造した。上記熱延鋼板を酸洗して最終熱延鋼板を得た。この際、最終厚さは３．０ｍｍであった。表２の比較鋼２のＣＲ材の場合は、上記熱延鋼板に対して５０％冷間圧延を行って１．５ｍｍの厚さとした後、７９０±１０℃の温度で焼鈍熱処理を行い、４３０±１０℃で過時効熱処理を行うことで最終冷延鋼板を得た。上記で得られた熱延鋼板または冷延鋼板を、８８０〜９６０℃の温度範囲で加熱して５〜７分維持した後、マルテンサイト臨界冷却速度よりも速い６０〜８０℃／秒の冷却速度で、３０℃以下で急冷した。上記急冷された部品に対して、表８に記載の焼戻し温度で１時間熱処理を行った後、引張性質及び疲労寿命を評価し、それを表８に示した。引張試験では、ＡＳＴＭ３７０に従って引張試験片を製造し、疲労試験では砂時計型の低サイクル疲労試験片を製作した。実施例１または実施例２と同様の方式により引張試験及び疲労寿命を評価した。
【００９３】
【表８】
2019504201.tif 000009
【００９４】
表８に示したように、焼戻し後の強度水準は主に炭素量に依存し、１４４４〜２２１２Ｍｐａの範囲の引張強度が得られた。比較鋼７は、Ｃの含量が低いため１４５０Ｍｐａ程度の焼戻し強度が得られ、強度水準が十分ではない結果を示した。これに対し、発明鋼１５は、本発明の組成を満たすが、Ｃが０．４６％とやや高かった場合であって、巻取温度がやや低いため、素材強度が８００ＭＰａを超えるように鋼管を成形することが困難であった。すなわち、焼戻し強度は２１００Ｍｐａと優れるが、素材状態の強度が９２０Ｍｐａ水準と過度に高く、幅方向における材質のばらつきも大きいため、自動車部品を製造するためのブランキングや冷間成形後の焼入れ処理には適していなかった。このように素材強度が８００Ｍｐａ級を超える場合は、Ｍｎの含量が多すぎる比較鋼１、Ｍｏが０．３８％含有された比較鋼５でも確認され、硬化能元素であるＭｎとＭｏの成分の上限値は、これらの実施例を基準として定められた。しかし、Ｍｎの含量が比較鋼６のように少なすぎると、焼戻し熱処理後の強度が１４９０Ｍｐａ程度と低下する結果がもたらされた。その理由は、鋼管の製造や冷間成形を行った後に焼入れする際には、成形性が確保されるべきであるが、一般に引張強度が８００Ｍｐａを超える場合には、伸び率の低下によって成形が困難となるためである。但し、比較鋼８は、Ｃの含量が本発明の請求項で規定する範囲を満たすが、やや高い方に属するため、このような場合は、巻取温度をやや高く制御することで素材の引張強度を減少させる方式により成形に用いることができる。これを確認するために、比較鋼８と類似の組成を有し、Ｃの含量が０．４９％とやや高い発明鋼１６に対して、巻取温度を６９０℃にして熱延鋼板を製造し酸洗した後、得られた鋼板の引張強度を分析した結果、７８１Ｍｐａと冷間成形に適する値を示した。しかし、Ｃの含量をさらに高めて０．５３％のＣを含む比較鋼８は、発明鋼１６と同様に６９０℃で巻き取って熱延鋼板を製造したにもかかわらず、鋼板の引張強度が８５１Ｍｐａと成形に適していなかった。したがって、本発明において、適したＣの含量は０．５０％以下であることが確認できた。
【００９５】
一方、本発明において、オーステナイトの溶体化処理時に結晶粒界に濃化されるＰ偏析は、疲労寿命を低下させるだけでなく、衝撃エネルギーも減少させるため問題となる。したがって、鋼中のＰの含量を低く制御する必要があり、Ｍｏを添加して粒界におけるＰの濃化度を低めることも効果的であるため、Ｍｏ／Ｐの比を規制する必要がある。比較鋼３と比較鋼４は、Ｐの含量が高くてＭｏ／Ｐの比が１０未満である場合である。そして、比較鋼２は、Ｍｏの添加量が低くてＭｏ／Ｐの比も１０未満である場合である。これらの３つの場合を、類似の炭素含量を有する発明鋼４、発明鋼７、発明鋼８、及び発明鋼９〜１４と比較すると、降伏強度×一様伸びのバランスが低く、疲労寿命も低い水準であることが分かる。
【００９６】
比較鋼４、発明鋼８、比較鋼５、発明鋼１１は、それぞれＮｂ、Ｖ、Ｃｕ、Ｃｕ−Ｎｉを添加した成分系に対して引張性質及び疲労寿命を評価した結果であるが、低温焼戻しを行う際に良好な疲労特性が得られることを示している。
【国際調査報告】
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