(57)【要約】【課題】疲労特性に優れる高強度鋼を提供する。【解決手段】本発明の高強度鋼は、Ｃが０．３８質量％以上０．４８質量％以下、Ｓｉが１．６質量％以上２．４質量％以下、Ｍｎが０．１質量％以上０．４質量％以下、Ｃｒが０．８質量％以上１．２質量％以下、Ｃｕが０．１質量％以上０．６質量％以下、Ｎｉが０．１質量％以上０．６質量％以下、Ｐ及びＳが０質量％超０．０２０質量％以下、Ａｌが０質量％超０．０４０質量％以下、Ｔｉが０．０５質量％以上０．１５質量％以下、Ｖが０．１質量％以上０．３質量％以下、Ｎが０質量％超０．００４０質量％以下、Ｏが０質量％超０．００１５質量％以下、残部が鉄及び不可避的不純物、フェライト組織の分率が１０％以下、パーライト組織のラメラ間隔が１００ｎｍ以上２５５ｎｍ以下、水素含有量が０質量ｐｐｍ超０．５質量ｐｐｍ以下である。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．３８質量％以上０．４８質量％以下、
Ｓｉ：１．６質量％以上２．４質量％以下、
Ｍｎ：０．１質量％以上０．４質量％以下、
Ｃｒ：０．８質量％以上１．２質量％以下、
Ｃｕ：０．１質量％以上０．６質量％以下、
Ｎｉ：０．１質量％以上０．６質量％以下、
Ｐ：０質量％超０．０２０質量％以下、
Ｓ：０質量％超０．０２０質量％以下、
Ａｌ：０質量％超０．０４０質量％以下、
Ｔｉ：０．０５質量％以上０．１５質量％以下、
Ｖ：０．１質量％以上０．３質量％以下、
Ｎ：０質量％超０．００４０質量％以下、及び
Ｏ：０質量％超０．００１５質量％以下
を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、
フェライト組織の分率が１０％以下、
パーライト組織のラメラ間隔が１００ｎｍ以上２５５ｎｍ以下、
水素含有量が０質量ｐｐｍ超０．５質量ｐｐｍ以下
である高強度鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度鋼に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車等の輸送機器では、軽量化、小型化、高サイクル化の観点から高強度化が進められている。また、自動車のエンジンや足回り部品等は繰り返し荷重を受けるため、高い疲労特性が要求される。疲労強度は鋼材の引張強度が高くなれば高くなることが知られているが、疲労強度の上昇は引張強度の上昇に比して小さいため、疲労限度比（疲労強度／引張強度）は高強度になるに従って低下する。このため、高強度鋼の疲労強度の向上は、低強度鋼に比べて困難である。その一方で、疲労特性に対する工業的要望は高く、このような要望に対して、様々なアプローチで疲労特性を向上させることが試みられており、引張強度を確保しつつ疲労特性の向上するための技術としては、例えば特許文献１〜６に記載のものがある。
【０００３】
特許文献１（特開２０１３−１６６９８３号公報）には、非金属介在物サイズを規定した熱間鍛造用圧延棒鋼が開示されている。しかし、この熱間鍛造用圧延棒鋼の引張強度は１１００ＭＰａ未満であり、疲労強度（疲労限度比）も決して高くはない。
【０００４】
特許文献２（特開２０１０−２７０３４６号公報）には、金属組織をフェライト、パーライト及びベイナイトとし、それらの体積分率を規定すると共にフェライト粒径を制御した熱間鍛造用非調質鋼が開示されている。しかし、この熱間鍛造用非調質鋼の引張強度は１０００ＭＰａ未満であり、疲労強度（疲労限度比）も決して高くはない。
【０００５】
特許文献３（特開２０１０−７１４３号公報）には、金属組織をフェライト及びパーライトを主体とし、旧オーステナイト粒径を細粒化した機械構造用鋼が開示されている。しかし、この機械構造用鋼の引張強度は１２００ＭＰａ未満であり、疲労強度（疲労限度比）も決して高くはない。
【０００６】
特許文献４（特開２００８−１２７５９６号公報）には、フェライト中に微細なＮｂ含有析出物及びＴｉ含有析出物を有する高強度冷間鍛造用非調質鋼が開示されている。しかし、この高強度冷間鍛造用非調質鋼の引張強度は１２００ＭＰａ未満であり、疲労強度（疲労限度比）も決して高くはない。
【０００７】
特許文献５（特開２００４−２７７８４８号公報）には、金属組織をフェライト及びパーライトとし、フェライトを硬化した非調質鋼が開示されている。しかし、この非調質鋼の引張強度は１２００ＭＰａ未満であり、疲労強度（疲労限度比）も決して高くはない。
【０００８】
特許文献６（特開２００１−２６２２６７号公報）には、金属組織をフェライト及びパーライトとし、フェライト相の割合を規定すると共にフェライト粒度を微細化した非調質鋼材が開示されている。しかし、この非調質鋼材の１０５サイクルまでの疲労特性（疲労限度比）は良好なものの、それ以上のサイクル特性、例えば１０７サイクルの疲労特性は保証されていない。
【０００９】
このように、特許文献１〜６に記載の鋼材は、いずれも引張強度及び疲労特性を両立できるものではないため、引張強度及び疲労特性の両立を図るためには未だ改善の余地がある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１０】
【特許文献１】特開２０１３−１６６９８３号公報
【特許文献２】特開２０１０−２７０３４６号公報
【特許文献３】特開２０１０−７１４３号公報
【特許文献４】特開２００８−１２７５９６号公報
【特許文献５】特開２００４−２７７８４８号公報
【特許文献６】特開２００１−２６２２６７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
本発明は、上記不都合に鑑みてなされたものであり、疲労特性に優れる高強度鋼を提供することを課題とする。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本発明者は、高強度を確保しつつ疲労特性の向上を図ることを目的として鋭意研究を重ねた結果、フェライト組織とパーライト組織との強度差の低減が疲労強度向上に重要であるとの知見を得た。
【００１３】
すなわち、上記課題を解決するためになされた本発明は、Ｃ：０．３８質量％以上０．４８質量％以下、Ｓｉ：１．６質量％以上２．４質量％以下、Ｍｎ：０．１質量％以上０．４質量％以下、Ｃｒ：０．８質量％以上１．２質量％以下、Ｃｕ：０．１質量％以上０．６質量％以下、Ｎｉ：０．１質量％以上０．６質量％以下、Ｐ：０質量％超０．０２０質量％以下、Ｓ：０質量％超０．０２０質量％以下、Ａｌ：０質量％超０．０４０質量％以下、Ｔｉ：０．０５質量％以上０．１５質量％以下、Ｖ：０．１質量％以上０．３質量％以下、Ｎ：０質量％超０．００４０質量％以下、及びＯ：０質量％超０．００１５質量％以下を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、フェライト組織の分率が１０％以下、パーライト組織のラメラ間隔が１００ｎｍ以上２５５ｎｍ以下、水素含有量が０質量ｐｐｍ超０．５質量ｐｐｍ以下である。
【００１４】
本発明によれば、パーライト組織に比べて軟質で疲労ひずみが集中しやすいフェライト組織の分率が１０％以下とされており、フェライト組織への疲労ひずみが集中による疲労特性の低下を抑制できる。さらに、パーライト組織のラメラ間隔が１００ｎｍ以上２５５ｎｍ以下であることで、すなわちパーライト組織が微細であることで、パーライト組織の強度が向上し、フェライト組織との強度差を小さくできる。このようにパーライト組織とフェライト組織との強度差を小さくすることで、疲労特性が向上する。また、水素含有量を０．５質量ｐｐｍ以下とすることで、繰り返し応力が作用したときに水素が放出されることによる疲労特性の低下を抑制することができる。これらの結果、当該高強度鋼は、高強度を有すると共に疲労特性に優れる。
【発明の効果】
【００１５】
本発明によれば、疲労特性に優れる高強度鋼を提供できる。従って、本発明は自動車のエンジンや足回り部品等の繰り返し荷重を受ける部品に好適に用いることができると共に、自動車等の輸送機器の軽量化、小型化、高サイクル化等に寄与できる。
【図面の簡単な説明】
【００１６】
【図１】疲労限を測定するためのテーパー型試験片を示す模式図である。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
以下、本発明に係る高強度鋼を詳説する。
【００１８】
［高強度鋼］
当該高強度鋼は、自動車のエンジンや足回り部品等の繰り返し荷重を受ける部品に好適に用いられるものである。この高強度鋼は、添加すべき化学元素及びその含有量を規定すると共に、フェライトとパーライトの強度差を低減したところに特徴がある。このような特徴に基づき、当該高強度鋼は高強度を有すると共に疲労特性に優れる。
【００１９】
当該高強度鋼は、フェライト組織の分率を１０％以下、パーライト組織のラメラ間隔を１００ｎｍ以上２５５ｎｍ以下とすることで、フェライト組織とパーライト組織との強度差を低減している。好ましくは、当該高強度鋼（ＴＳ）は、引張強度が１１００ＭＰａ以上１４００ＭＰａ以下であり、疲労限度比（σｗ／ＴＳ）が、０．６５以上である。
【００２０】
＜フェライト組織の分率＞
フェライト組織は、パーライト組織に比べて軟質であり、疲労ひずみが集中しやすい。本発明ではひずみ集中の回避のためフェライト組織の割合を極力低減し、その分率の上限値を１０％とする。フェライト組織の分率の上限値としては、８％が好ましく、５％がより好ましく、０％であってもよい。なお、「分率」とは面積分率を意味する。
【００２１】
＜フェライト組織及びパーライト組織の合計分率＞
当該高強度鋼は基本的にはフェライトパーライト二相組織であり、このフェライトパーライト二相組織は熱間鍛造後の冷却中に変態する。そして、当該高強度鋼のようにＴｉ元素やＶ元素を含有する場合、変態時にそれらの炭窒化物を形成し、析出強化により強度が上昇する。ベイナイトでは変態強化はするが、炭窒化物による析出強化は得られないため、フェライトパーライト二相組織とし、Ｔｉ元素やＶ元素を含有することで炭窒化物による析出強化で疲労強度が向上する。そのため、当該高強度鋼は、全面フェライトパーライト二相組織であることが理想的である。一方、鋼中には介在物や炭化物、窒化物等も含むため、全面フェライトパーライト二相組織を得ることは困難であることから、フェライト組織及びパーライト組織の合計分率は製造上制御できる事実上の上限である９５％以上とすることが好ましい。
【００２２】
＜パーライト組織のラメラ間隔＞
フェライトパーライトの相組織では、これらの組織の強度差の低減が疲労特性向上に有効である。特にフェライト組織はＶ元素やＴｉ元素の炭窒化物の微細析出により強化されるため、パーライト組織も同等程度に強化することが重要である。パーライト組織の強度はラメラ間隔に依存し、ラメラ間隔が小さいほど（パーライト組織が微細なほど）高い強度が得られる。そのため、パーライト組織のラメラ間隔は、所望とする強度（例えば引張強度で１１００ＭＰａ以上１４００ＭＰａ以下）を得るには２５５ｎｍ以下にする必要がある。一方、ラメラ間隔にばらつきがあるとパーライト組織間に強度差が生じ、ひずみ集中を助長する。よって、パーライト組織のラメラ間隔は、その下限値を１００ｎｍに制御する。パーライト組織のラメラ間隔の下限値としては、１２０ｎｍが好ましく、１４０ｎｍがより好ましい。一方、パーライト組織のラメラ間隔の上限値としては、２２０ｎｍが好ましく、１８０ｎｍがより好ましい。
【００２３】
＜水素含有量＞
水素は、鋼の水素脆化を引き起こすため製鋼プロセスで極力低減されるが、製鋼プロセスでは完全な除去はできない。そのため、水素は製鋼プロセスの後工程で鋼から大気中に自然放出される。しかし、一部の水素は金属組織の欠陥や介在物等にトラップされ、放出されず残存する。通常、トラップされた水素は悪影響が無いとされているが、疲労のような繰返し応力（歪エネルギ）が作用する場合、強固にトラップされた水素（特に介在物にトラップされた水素）がトラップサイトから放出され、引張強度や疲労強度等の機械的特性を劣化させる悪影響を及ぼす。そのため、疲労向上のためには水素含有量は極微量に管理する必要があり、当該高強度鋼では水素含有量が０．５質量ｐｐｍ以下とされる。水素含有量の上限値としては、０．３５質量ｐｐｍが好ましく、０．２質量ｐｐｍがより好ましい。但し、水素含有量の下限値は０質量ｐｐｍ超とされる。なお、水素含有量は、昇温分析法により測定した値である。また、水素含有量は、製鋼プロセスで、例えば真空脱ガス処理等の脱水素処理により０．５質量ｐｐｍ以下となるように管理され、製鋼プロセスの後工程においても自然放出されて低減する。
【００２４】
＜引張強度（ＴＳ）＞
当該高強度鋼の引張強度（ＴＳ）としては、上述のように９５０ＭＰａ以上１３００ＭＰａ以下が好ましい。当該高強度鋼の引張強度（ＴＳ）の下限値としては、１０００ＭＰａがより好ましく、１０５０ＭＰａがさらに好ましい。一方、当該高強度鋼の引張強度（ＴＳ）の上限値としては、１２７５ＭＰａがより好ましく、１２５０ＭＰａがさらに好ましい。当該高強度鋼の引張強度（ＴＳ）が上記範囲であることで、当該高強度鋼は自動車のエンジンや足回り部品等の繰り返し荷重を受ける部品に好適に用いることができると共に自動車等の輸送機器の軽量化、小型化、高サイクル化等に寄与できる。なお、引張強度（ＴＳ）は、ＪＩＳ−Ｚ２２４１：２０１１に準じて常温にて測定した値である。
【００２５】
＜疲労限度比（σｗ／ＴＳ）＞
当該高強度鋼の疲労限度比（σｗ／ＴＳ）としては、上述のように０．６５以上が好ましい。このように疲労限度比（σｗ／ＴＳ）が上記範囲であることで、当該高強度鋼は自動車のエンジンや足回り部品等の繰り返し荷重を受ける部品に好適に用いることができると共に自動車等の輸送機器の軽量化、小型化、高サイクル化等に寄与できる。ここで、疲労限度比（σｗ／ＴＳ）は、サイクル数１０７回を上限として回転曲げ試験を行ったときの疲労限（σｗ）を、引張強度（ＴＳ）で除した値である。なお、疲労限（σｗ）の下限値としては、６５０ＭＰａが好ましく、６６０ＭＰａがより好ましく、６７０ＭＰａがさらに好ましい。疲労限（σｗ）を上記範囲とすることで、疲労強度を十分に確保しつつ疲労特性を向上させることができる。
【００２６】
＜化学元素及びその含有量＞
当該高強度鋼は、以下の化学元素を所定範囲で含有する。
【００２７】
Ｃ：０．３８質量％以上０．４８質量％以下
Ｓｉ：１．６質量％以上２．４質量％以下
Ｍｎ：０．１質量％以上０．４質量％以下
Ｃｒ：０．８質量％以上１．２質量％以下
Ｃｕ：０．１質量％以上０．６質量％以下
Ｎｉ：０．１質量％以上０．６質量％以下
Ｐ：０質量％超０．０２０質量％以下
Ｓ：０質量％超０．０２０質量％以下
Ａｌ：０質量％超０．０４０質量％以下
Ｔｉ：０．０５質量％以上０．１５質量％以下
Ｖ：０．１質量％以上０．３質量％以下
Ｎ：０質量％超０．００４０質量％以下
Ｏ：０質量％超０．００１５質量％以下
残部：鉄及び不可避的不純物
【００２８】
（Ｃ（炭素）元素の含有量）
Ｃ元素は、鉄鋼材料を高強度化するものである。このＣ元素は、パーライト組織中で主にセメンタイトとして存在し、Ｃ元素量の増加に伴いフェライト分率が低下し、パーライト分率が増加する。当該高強度鋼において所望とする引張強度を得るため、当該高強度鋼にはＣ元素を０．３８質量％以上含有させる必要があり、その含有量の下限値としては０．４０質量％が好ましく、０．４２質量％がより好ましい。一方、当該高強度鋼におけるＣ元素含有量が過剰になると、残留オーステナイト量が多くなりすぎ疲労特性が劣化する。そのため、当該高強度鋼におけるＣ元素の含有量の上限値は０．４８質量％とされ、好ましくは０．４６質量％、より好ましくは０．４４質量％とされる。
【００２９】
（Ｓｉ（ケイ素）元素の含有量）
Ｓｉ元素は、マトリックスの固溶強化のために有用な元素である。このＳｉ元素は、フェライト組織とパーライト組織との強度差を低減することで局所的なひずみ集中を軽減し、疲労特性の向上に寄与する。このような作用を発揮させるためには、当該高強度鋼にＳｉ元素を１．６質量％以上含有させる必要があり、その含有量の下限値としては１．７質量％が好ましく、１．８質量％がより好ましい。一方、Ｓｉ元素はフェライト生成元素であるため、Ｓｉ元素の含有量が過剰になるとフェライト量が過剰になり、疲労特性が低下するため、当該高強度鋼におけるＳｉ元素の含有量の上限値は２．４質量％とされ、好ましくは２．２質量％、より好ましくは２．０質量％とされる。このようなＳｉ元素の含有量は、先行技術文献として記載した特許文献１〜６よりも多い。
【００３０】
（Ｍｎ（マンガン）元素の含有量）
Ｍｎ元素は、有害元素であるＳ元素をＭｎ化合物として固定することで害を軽減する。また、Ｍｎ元素は、焼入れ性（変態の冷却速度依存性）を向上させるために有用な元素である。これら効果を得るためには、当該高強度鋼においてＭｎ元素が少なくとも０．１質量％必要である。当該高強度鋼におけるＭｎ元素の含有量の下限値としては、０．１５質量％が好ましく、０．２質量％がより好ましい。一方、Ｍｎ元素が過剰であると、凝固偏析により金属組織や材質の不均一性を招き、このような悪影響は高強度鋼ほど顕著になる。従って、当該高強度鋼におけるＭｎ元素の含有量の上限値は０．４質量％以下とされ、好ましくは０．３５質量％、より好ましくは０．３質量％とされる。このようなＭｎ元素の含有量は、先行技術文献として記載した特許文献１〜６よりも多い。
【００３１】
（Ｃｒ（クロム）元素の含有量）
Ｃｒ元素は、焼入れ性向上させフェライト分率の低下に有効である。このような作用を発揮させるためには、Ｃｒ元素を０．８質量％以上含有させる必要があり、その含有量の下限値としては０．９質量％が好ましく、１．０質量％がより好ましい。一方、Ｃｒ元素はセメンタイトに固溶するが、セメンタイトへのＣｒ固溶量が高くなりすぎるとセメンタイトの硬化を招き、疲労特性を劣化させる。従って、当該高強度鋼におけるＣｒ元素の含有量は１．２質量％以下とされ、好ましくは１．１質量％以下、より好ましくは１．０質量％以下とされる。
【００３２】
（Ｃｕ（銅）元素の含有量）
Ｃｕ元素は、焼入れ性を向上させるためフェライト分率低減に有効であり、セメンタイトに固溶しない元素であるためセメンタイトの硬化による特性劣化させない。これらの効果を得るためには、当該高強度鋼においてＣｕ元素が０．１質量％以上必要であり、その含有量の下限値としては０．１５質量％が好ましく、０．２質量％がより好ましい。一方、Ｃｕ元素の過剰添加はベイナイトやマルテンサイト等の組織生成を助長するため、Ｃｕ元素の含有量の上限値は０．６質量％とされ、好ましくは０．５質量％、より好ましくは０．４質量％とされる。
【００３３】
（Ｎｉ（ニッケル）元素の含有量）
Ｎ元素は、Ｃｕ元素と同様に焼入れ性を向上させるためフェライト分率低減に有効であり、セメンタイトに固溶しない元素であるためセメンタイトの硬化による特性劣化させない。これらの効果を得るためには、当該高強度鋼においてＮｉ元素が０．１質量％以上必要であり、その含有量の下限値としては０．１５質量％が好ましく、０．２質量％がより好ましい。一方、Ｃｕ元素の過剰添加はベイナイトやマルテンサイト等の組織生成を助長するため、Ｎｉ元素の含有量の上限値は０．６質量％であり、０．５質量％が好ましく、０．４質量％がより好ましい。
【００３４】
（Ｐ（リン）元素の含有量）
Ｐ元素は、偏析部での靭性や加工性を低下させるため０．０２０質量％以下とされる。Ｐ元素の含有量の上限値としては、０．０１５質量％が好ましく、０．０１０質量％がより好ましい。但し、Ｐ元素の含有量の下限値は０質量ｐｐｍ超とされる。
【００３５】
（Ｓ（硫黄）元素の含有量）
Ｓ元素は、Ｐ元素と同様に偏析部での靭性や加工性を低下させるため０．０２０質量％以下とされ、その含有量の上限値は０．０１５質量％が好ましく、０．０１０質量％がより好ましい。但し、Ｓ元素の含有量の下限値は０質量ｐｐｍ超とされる。
【００３６】
（Ａｌ（アルミニウム）元素の含有量）
Ａｌ元素は、脱酸元素として使用され酸化物として鋼中に含まれる。しかし、Ａｌ酸化物は疲労破壊の起点となる可能性があるため、Ａｌ元素の含有量は０．０４０質量％以下とされる。Ａｌ元素の含有量の上限値としては、０．０３５質量％が好ましく、０．０３０質量％がより好ましい。但し、Ａｌ元素の含有量の下限値は０質量ｐｐｍ超とされる。
【００３７】
（Ｔｉ（チタン）元素の含有量）
Ｔｉ元素は、炭窒化物を形成し組織微細化や炭窒化物の析出を強化させ、疲労特性向上に寄与するものであり、その炭窒化物が水素原子を補足することで水素原子の放出による機械的特性の劣化等の悪影響を低減する。これらの効果を得るために当該高強度鋼におけるＴｉ元素の含有量は０．０５質量％以上とされる。Ｔｉ元素の含有量の下限値としては、０．０６質量％が好ましく、０．０７質量％がより好ましい。一方、当該高強度鋼へのＴｉ元素の過剰添加は粗大な炭窒化物の形成を助長し、疲労破壊の起点となる。よって、当該高強度鋼におけるＴｉ元素の上限値は、０．１５質量％とされる。Ｔｉ元素の含有量の上限値としては、０．１２質量％が好ましく、０．１０質量％がより好ましい。
【００３８】
（Ｖ（バナジウム）元素の含有量）
Ｖ元素は、Ｔｉ元素と同様に、炭窒化物を形成し組織微細化や炭窒化物の析出を強化させ、疲労特性向上に寄与するものであり、その炭窒化物が水素原子を補足することで水素原子の放出による機械的特性の劣化等の悪影響を低減する。これらの効果を得るために当該高強度鋼におけるＶ元素の含有量は０．１質量％以上とされる。Ｖ元素の含有量の下限値としては、０．１２質量％が好ましく、０．１５質量％がより好ましい。一方、当該高強度鋼へのＶ元素の過剰添加は粗大な炭窒化物の形成を助長し、疲労破壊の起点となる。よって、当該高強度鋼におけるＶ元素の上限値は、０．３質量％とされる。Ｖ元素の含有量の上限値としては、０．２５質量％が好ましく、０．２質量％がより好ましい。
【００３９】
（Ｎ（窒素）元素の含有量）
Ｎ元素は、不可避的に含まれ、Ｔｉ元素及びＶ元素と窒化物を形成する。Ｎ元素の増加は粗大な窒化物形成を助長し、疲労特性を劣化させる。よって、当該高強度鋼におけるＮ元素の含有量の上限値は０．００４０質量％とされ、好ましくは０．００３０質量％、より好ましくは０．００２５質量％とされる。但し、Ｎ元素の含有量の下限値は０質量ｐｐｍ超とされる。
【００４０】
（Ｏ（酸素）元素の含有量）
Ｏ元素は、酸化物として不可避的に存在するが、粗大酸化物や過剰量の酸化物は疲労特性を劣化させるため制御が必要である。当該高強度鋼では、Ｏ元素の含有量を０．００１５質量％以下とすることで、疲労特性の劣化を回避する。当該高強度鋼におけるＯ元素の含有量の上限値としては、０．００１２質量％が好ましく、０．００１０質量％がより好ましく、０．０００７質量％がさらに好ましい。但し、Ｏ元素の含有量の下限値は０質量ｐｐｍ超とされる。
【００４１】
（残部）
以上が本発明で規定する含有元素であって、残部は鉄及び不可避的不純物である。不可避的不純物としては、例えば原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれるＳｎ、Ａｓ、Ｐｂ等が挙げられるが、これらの元素に限定されるものではない。
【００４２】
＜高強度鋼の製造方法＞
本発明の高強度鋼は、上記化学成分量を満たす鋼材を鍛造工程及び冷却工程を含む製造プロセスによって、フェライト／パーライト組織の高強度を有する疲労特性に優れるものとして得ることができる。このプロセスは、例えば予備熱処理工程、仕上げ鍛造工程及び冷却工程を含む非調質プロセスである。非調質プロセスでは焼入れ工程及び焼戻し工程が省略されるため、省エネルギ及び低コスト化を実現できる。
【００４３】
（予備熱処理工程）
予備熱処理工程は水素を低減する工程である。この予備熱処理工程は、鋼を６００℃以上８００℃以下で加熱した状態で、０．５時間以上３時間以下保持するにより水素を低減することができる。水素低減には予備処理は０．５時間以上必要である。予備処理が長時間なほど水素が低減されるが、脱炭や生産性の問題があるため、上限を設けるのであれば３時間とする。
【００４４】
（仕上げ鍛造工程）
この仕上げ鍛造工程は、鋼材を１２００℃以上１３００℃以下で加熱した後、鍛造を行う熱間鍛造として行われる。鍛造温度は、旧オーステナイト粒径への影響を通じて焼入れ性（変態の冷却速度依存性）に影響を与えることから、８００℃以上９５０℃以下が好ましい。鍛造温度の下限値としては８５０℃がより好ましく、上限値としては９００℃がより好ましい。
【００４５】
（冷却工程）
冷却工程は、熱間鍛造後の冷却によりベイナイト組織とすると共に、残留オーステナイトの生成を制御するために行う。この冷却工程は、例えば冷却速度を１０℃／ｓ以上８０℃／ｓ以下として５００℃以上８００℃以下まで急冷した後、この温度で５００秒以上１５００秒以下の間、等温保持することで行われる。このように急冷後に等温保持することで、フェライト組織の分率が１０％以下で、フェライト組織及びパーライト組織の合計分率が９５％以上であるフェライトパーライトの２相組織を有する高強度鋼が得られる。冷却速度の下限値としては２０℃／ｓがより好ましく、３０℃／ｓがさらに好ましい。一方、冷却速度の上限値としては７５℃／ｓがより好ましく、７０℃／ｓがさらに好ましい。また、等温保持温度の下限値としては５５０℃がより好ましく、６００℃がさらに好ましい。一方、等温保持温度の上限値としては７５０℃がより好ましく、７００℃がさらに好ましい。等温保持時間の下限値としては、５５０秒がより好ましく、６００秒がさらに好ましい。一方、等温保持時間としては１３００秒がより好ましく、１２００秒がさらに好ましい。
【実施例】
【００４６】
次に、実施例により本発明を具体的に説明するが、本発明は下記実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲で適宜変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【００４７】
＜試験片＞
下記表１に示す化学成分組成の直径が１４ｃｍの丸棒を表２に示すプロセスにより高強度化し丸棒試験片（１４Ａ号試験片）を作成した。各丸棒試験片については以下の評価を行った。
【００４８】
【表１】
2018059159.tif 000002
【００４９】
【表２】
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【００５０】
［評価方法］
下記手順に従い、フェライト分率、パーライト組織のラメラ間隔、鋼中の水素含有量、引張強度及び疲労特性を評価した。評価結果は表３に示した。
【００５１】
＜フェライト分率の測定＞
フェライト分率は、ナイタールエッチングした試験片について、光学顕微鏡にて４００倍の倍率で金属組織を３視野観察し、点算法にてそれぞれの視野にて測定したフェライト分率を平均することで算出した。
【００５２】
＜パーライト組織のラメラ間隔の測定＞
パーライト組織のラメラ間隔は、ピクラールエッチング試験片について、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて３０００倍〜５０００倍の倍率で金属組織を３視野観察し、観察視野からラメラ間隔の狭いパーライトを選んで２か所ずつ測定し、それらの平均とした算出した。
【００５３】
＜水素含有量の測定＞
水素含有量は、鋼中水素量は下記の通り測定した。まず、鋼材から小片サンプルを採取し、大気圧イオン化質量分析計（ＡＰＩ−ＭＳ）を用いて、アルゴン流中（１ａｔｍ（１０００ｍｌ／ｍｉｎ））にてサンプルを室温から７２０℃まで１２℃／ｍｉｎで加熱し、放出される水素量の積算値を測定した。
【００５４】
＜引張強度＞
引張強度（ＴＳ）は、丸棒試験片を用いて、ＪＩＳ−Ｚ２２４１：２０１１に準じて常温にて測定した。ひずみ速度は１０−３ｓ−１とした。
【００５５】
＜疲労特性＞
疲労特性は、疲労限（σｗ）を引張強度（ＴＳ）で除することで算出した。疲労限（σｗ）は、山本金属製作所製の４連式回転曲げ疲労試験機を用いて疲労試験を実施することで測定した。具体的には、鋼材から図１に示すテーパー型試験片を切削加工し、テーパー部を＃１８０〜２０００までのエメリー紙で研磨した後、更に１〜１５μｍのダイヤモンドペーストを用いて研磨し、鏡面に仕上げた。サイクル数１０７回を上限としてこの試験片に対し回転曲げ疲労試験を行い、この時の応力で疲労限（σｗ）を評価した。
【００５６】
【表３】
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【００５７】
表３に示すように、実施例１〜１９の試験片は、所定の化学組成を有し、フェライト組織の分率が１０％以下、パーライト組織のラメラ間隔が１００ｎｍ以上２５５ｎｍ以下、水素含有量が０質量ｐｐｍ超０．５質量ｐｐｍ以下であることで、引張強度が９５０ＭＰａ以上１３００ＭＰａ以下という高強度を有し、疲労限度比（σｗ／ＴＳ）が、０．６５以上であるという優れた疲労特性を発揮することが確認できた。
【００５８】
これに対し、本発明で規定する組成を満たさない比較例７〜２２（鋼種Ｎｏ．Ｂ１〜Ｂ１６）は、疲労限度比（σｗ／ＴＳ）が０．６５未満であり疲労特性を満たすものではなかった。また、実施例１〜１９と同様に本発明で規定する組成を満たす場合であっても、比較例１〜６はフェライト組織の分率、パーライト組織のラメラ間隔、水素含有量及び引張強度のうちの少なくとも１つを満たさないばかりか、比較例１〜６の全ての疲労限度比（σｗ／ＴＳ）が０．６５未満であり疲労特性を満たすものではなかった。
【産業上の利用可能性】
【００５９】
以上のように、本発明の高強度鋼は、高強度を有すると共に疲労特性に優れる。従って、本発明の高強度鋼は、自動車のエンジンや足回り部品等の繰り返し荷重を受ける部品に好適に用いることができると共に自動車等の輸送機器の軽量化、小型化、高サイクル化等に寄与できる。
【図１】
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