(57)【要約】      （修正有）【課題】鍛造温度や鍛造加工率等に依らず、化学組成の成分添加量及び熱処理条件を制御することによって高焼入れ性、高切欠き疲労強度を有する低合金ＴＲＩＰ型焼鈍マルテンサイト鋼（ＴＡＭ鋼）からなる高強度鋼製加工品の提供。【解決手段】Ｃ：０．１〜０．７％、Ｓｉ：２．５％以下、Ｍｎ：０．５〜２％、Ａｌ：１．５％以下、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの内１種類又は２種類以上を合計で０．０１〜０．３％、Ｃｒ：２．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉを合計で２．０％以下、Ｂ：０．００５％以下を含有し、残留オーステナイトの炭素濃度が０．７〜１．５ｍａｓｓ％であり、下記式により規定される、炭素当量（Ｃｅｑ）からＣ量を除いた値（Ｃｅｑ＊）が０．３％以上０．６％未満で、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする。Ｃｅｑ＊＝Ｃｅｑ−Ｃ＝Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４【選択図】図１
2011084813.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．１〜０．７％、Ｓｉ：２．５％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：０．５〜２％、Ａｌ：１．５％以下、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの内１種類又は２種類以上を合計で０．０１〜０．３％、Ｃｒ：２．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉを合計で２．０％以下、Ｂ：０．００５％以下、を含有し、かつ残留オーステナイトの炭素濃度が０．７〜１．５ｍａｓｓ％であり、さらに、下記式により規定される、炭素当量（Ｃｅｑ）からＣ量を除いた値（Ｃｅｑ＊）が０．３％以上０．６％未満（好ましくは０．３％以上０．４％未満）で、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする切欠き疲労強度に優れた高強度鋼製加工品。
記
Ｃｅｑ＊＝Ｃｅｑ−Ｃ＝Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４
【請求項２】
前記加工品が鍛造品である請求項１に記載の切欠き疲労強度に優れた高強度鋼製加工品。
【請求項３】
前記加工品が高圧燃料配管である請求項１又は２に記載の切欠き疲労強度に優れた高強度鋼製加工品。
【請求項４】
前記高圧燃料配管がディーゼルエンジン用燃料噴射管、又は、ディーゼルエンジン用コモンレールである切欠き疲労強度に優れた請求項３に記載の高強度鋼製加工品。
【請求項５】
請求項１〜４のいずれかに記載の高強度鋼製加工品を製造する方法であって、請求項１に記載の成分組成を満たす鋼材を使用し、該鋼材をＡｃ３点以上の温度域で所定時間保持し、該温度域で塑性加工を施した後、所定の平均冷却速度でＭｆ点以下まで冷却し、次いで該鋼材を７６０〜８２０℃に加熱し、該温度域で５００〜２０００秒保持し、さらに所定の平均冷却速度で３５０〜４００℃まで冷却し、該温度域で１００〜５０００秒保持する工程を含むことを特徴とする切欠き疲労強度に優れた高強度鋼製加工品の製造方法。
【請求項６】
請求項３に記載の高圧燃料配管を製造する方法であって、請求項１に記載の成分組成を満たす鋼材を使用し、該鋼材をＡｃ３点以上の温度域で所定時間保持し、該温度域で塑性加工を施した後、所定の平均冷却速度でＭｆ点以下まで冷却し、次いで該鋼材を７６０〜８２０℃に加熱し、該温度域で５００〜２０００秒保持し、さらに所定の平均冷却速度で３５０〜４００℃まで冷却し、該温度域で１００〜５０００秒保持する工程を経た後、常温まで冷却し、その後、ガンドリル加工方法による管軸方向の穿孔加工、伸管加工、切断加工、端末加工、及び、機械加工を行うことを特徴とする切欠き疲労強度に優れた高強度鋼製加工品の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、切欠き疲労強度に優れた高強度鋼製加工品及びその製造方法に係り、より詳しくは、残留オーステナイト（γR)の変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）を利用した低合金ＴＲＩＰ型焼鈍マルテンサイト鋼（ＴＡＭ鋼）からなる高強度鋼製加工品、高強度鍛造品及びその製造方法に関する。
【０００２】
なお、本発明の「高強度鍛造品」としては、例えば、ニアネットシェイプ鍛造品等が代表的に挙げられ、一次鍛造品のみならず、一次鍛造品を更に鍛造（冷間、温間鍛造等）して得られる二次鍛造品、三次鍛造品等の精密鍛造品、更に当該鍛造品を複雑な形状に加工して得られる最終製品、ディーゼルエンジンに搭載される蓄圧式燃料噴射システム用コモンレール、燃料噴射管等も全て包含される。
【背景技術】
【０００３】
自動車、電機、機械等の産業用技術分野における鍛造品は一般に、加熱温度が異なる種々の鍛造（加工）を行った後、焼入れ・焼戻し等の調質処理（熱処理）をして製造されており、例えば自動車を例に挙げると、クランクシャフト、コンロッド、トランスミッションギア、ディーゼルエンジンに搭載される蓄圧式燃料噴射システム用コモンレール等には、熱間鍛造品（加圧温度１１００〜１３００℃）や温間鍛造品（加圧温度６００〜８００℃）が、ピニオンギア、歯車、ステアリングシャフト、バルブリフター等には、冷間鍛造品（常温で加圧）がそれぞれ汎用されている。
【０００４】
近年、自動車の車体の軽量化と衝突安全性を確保するため、残留オーステナイトの変態誘起塑性を伴う成形可能な超高強度低合金ＴＲＩＰ鋼（ＴＢＦ鋼）の適用が検討されている。
例えば、特許文献１には、概ねフェライトとオーステナイトの２相域温度にて焼鈍と鍛造の両方を行った後、所定温度でオーステンパ処理するという独自の熱処理を採用することによって、引張強度が６００ＭＰａ級以上の高強度域において、伸び及び強度−絞り特性のバランスに優れた高強度鍛造品の製造方法に関する技術が、又、特許文献２には、焼戻しベイナイト又はマルテンサイトを作り分けた後、概ねフェライトとオーステナイトの２相域温度で焼鈍と鍛造の両方を行い、その後、所定温度でオーステンパ処理する方法を採用することにより、伸び、及び、強度−絞り特性のバランスに優れた高強度鍛造品を製造し得る技術が、更に、特許文献３には、２相域の温度範囲に加熱した後、該２相域で鍛造加工を行い、その後、規定のオーステンパ処理を施すことで、鍛造加工時の温度を低下できると共に、優れた伸びフランジ性と加工性を備えた高強度鍛造品を製造し得る技術が、開示されている。
【０００５】
しかしながら、これらの方法で得られる鍛造品を製造する場合、以下に記載する問題が発生する可能性がある。
鍛造品は、その加工率に応じて発熱するため、鍛造時の部品温度が部位によって変化する場合がある。例えば、高温（Ａｃ３点付近）で鍛造を行った場合には、加工率が高いと発熱量も大きくなり、オーステナイト同士の合体・成長が発生するため、熱処理後に粗大な残留オーステナイトが生成し、衝撃特性を劣化させることが考えられる（高温鍛造時の問題点）。一方、低温側（Ａｃ１点付近）で鍛造を行った場合には、加工率が低いと十分な発熱量が確保できないので、不安定な残留オーステナイトが大量に生成し、熱処理後、破壊の起点となる硬質なマルテンサイトが生成して衝撃特性を劣化させることが考えられる（低温鍛造時の問題点）。従って、鍛造品の温度や加工率が異なると、部分的に粗大な残留オーステナイトや不安定なオーステナイトが発生し易く、鍛造品全体として安定かつ優れた耐衝撃特性を得ることが難しい。
【０００６】
一方、特許文献４には、熱延鋼材作製時にＮｂ、Ｔｉ、Ｖの内の一種類あるいは２種類以上の添加、及び適量のＡｌ添加を行い、概ねフェライトとオーステナイトの２相域温度で焼鈍と鍛造の両方を行った後、所定温度でオーステンパ処理するという熱処理を採用することにより、鍛造温度、及び鍛造加工率に依らず強度−延性バランスに優れると共に、引張強度も６００ＭＰａ以上の、耐衝撃特性に優れた鋼製高強度加工品、高圧燃料配管（特に、高強度かつ耐衝撃特性に優れた、ディーゼルエンジン用燃料噴射管及びディーゼルエンジン用コモンレール等）を製造し得る技術が開示されている。
この特許文献４に開示されている発明は、前記特許文献１〜３に開示されている技術では得られない格別の効果を奏する点で優れ、その超高強度低合金ＴＲＩＰ鋼（ＴＢＦ鋼）は自動車の車体の軽量化と衝突安全性の確保により大きく寄与し得ることが期待される。しかしながら、この超高強度低合金ＴＲＩＰ鋼（ＴＢＦ鋼）は、微粒状ベイナイトフェライトとポリゴナルフェライトが、マトリックスの中で、ベイナイトフェライトのラス構造と共に共存することから、更なる高い降伏強度と引張強度を達成するための完全なＴＢＦ鋼を得るためには、高い焼入れ性が必要である。これまで、この高い焼入れ性を有する超高強度低合金ＴＲＩＰ鋼（ＴＢＦ鋼）は、研究段階の状況にあるのが現状である。
【０００７】
一方、残留オーステナイト（γR)の変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）を利用した低合金ＴＲＩＰ型焼鈍マルテンサイト鋼（ＴＡＭ鋼）は、優れた冷間鍛造性に加え、高い疲労強度を有するため、ディーゼルエンジンに搭載される蓄圧式燃料噴射システム用コモンレール、燃料噴射管等の各種自動車部品への適用が期待できる。しかし、これを可能にするには、ＴＡＭ鋼の焼入れ性を高めることに加え、切欠き疲労強度を改善することが必要である。しかしながら、この高焼入れ性、高切欠き疲労強度を有するＴＡＭ鋼は未開発の状況にある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開２００４−２９２８７６号公報
【特許文献２】特開２００５−１２０３９７号公報
【特許文献３】特開２００４−２８５４３０号公報
【特許文献４】特開２００７−２３１３５３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、鍛造温度や鍛造加工率等に依らず、化学組成の成分添加量及び熱処理条件を制御することによって高焼入れ性、高切欠き疲労強度を有する低合金ＴＲＩＰ型焼鈍マルテンサイト鋼（ＴＡＭ鋼）からなる高強度鋼製加工品及びその製造方法を提供することを目的とするものである。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明者らは、鍛造温度や鍛造加工率等に依らず、化学組成の成分添加量及び熱処理条件を制御することによって高焼入れ性、高切欠き疲労強度及び高遅れ破壊強度を有する低合金ＴＲＩＰ型焼鈍マルテンサイト鋼（ＴＡＭ鋼）からなる高強度鋼製加工品の実現と、これらの製造方法を確立すべく、ＣｒとＭｏの複合添加又はＢ添加により焼入れ性を改善したＴＡＭ鋼を試作し、その切欠き疲労特性を調査した。
その結果、Ｓｉ−Ｍｎ系ＴＡＭ鋼において、残留オーステナイトの炭素濃度、及び、修正炭素濃度（炭素当量（Ｃｅｑ）からＣ量を除いた値（Ｃｅｑ＊））を適正値に保ち、焼鈍後、オーステンパ処理を施すことによって高切欠き疲労強度を有する低合金ＴＲＩＰ型焼鈍マルテンサイト鋼（ＴＡＭ鋼）が得られることを見出した。
【００１１】
すなわち、本発明に係る切欠き疲労強度に優れた高強度鋼製加工品は、Ｃ：０．１〜０．７％、Ｓｉ：２．５％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：０．５〜２％、Ａｌ：１．５％以下、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの内１種類又は２種類以上を合計で０．０１〜０．３％、Ｃｒ：２．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉを合計で２．０％以下、Ｂ：０．００５％以下、を含有し、かつ残留オーステナイトの炭素濃度が０．７〜１．５ｍａｓｓ％であり、さらに、下記式１により規定される、炭素当量（Ｃｅｑ）からＣ量を除いた値（Ｃｅｑ＊）が０．３％以上０．６％未満（好ましくは０．３％以上０．４％未満）で、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とするものである。
【００１２】
［式１］
Ｃｅｑ＊＝Ｃｅｑ−Ｃ＝Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４
【００１３】
本発明に係る前記高強度鋼製加工品としては、ニアネットシェイプ鍛造品等の一次鍛造品のみならず、一次鍛造品を更に鍛造（冷間、温間鍛造等）して得られる二次鍛造品、三次鍛造品等の精密鍛造品、更に当該鍛造品を複雑な形状に加工して得られる最終製品の他、ディーゼルエンジンに搭載される蓄圧式燃料噴射システム用コモンレール、燃料噴射管等の高圧燃料配管が挙げられる。
【００１４】
本発明に係る高強度鋼製加工品を製造する方法は、前記成分組成を満たす鋼材を使用し、該鋼材をＡｃ３点以上の温度域で所定時間保持し、該温度域で塑性加工を施した後、所定の平均冷却速度（１０〜５０℃／ｓ）でＭｆ点以下まで冷却し、次いで該鋼材を７６０〜８２０℃に加熱し、該温度域で５００〜２０００秒（好ましくは７５０〜１５００秒）保持し、さらに所定の平均冷却速度（２〜２０℃／ｓ）で３５０〜４００℃まで冷却し、該温度域で１００〜５０００秒（好ましくは５００〜１５００秒）保持する工程を含むことを特徴とするものである。
【００１５】
又、本発明は、前記高圧燃料配管を製造する方法として、前記成分組成を満たす鋼材を使用し、該鋼材をＡｃ３点以上の温度域で所定時間保持し、該温度域で塑性加工を施した後、所定の平均冷却速度（１０〜５０℃／ｓ）でＭｆ点以下まで冷却し、次いで該鋼材を７６０〜８２０℃に加熱し、該温度域で５００〜２０００秒（好ましくは７５０〜１５００秒）保持し、さらに所定の平均冷却速度（２〜２０℃／ｓ）で３５０〜４００℃まで冷却し、該温度域で１００〜５０００秒（好ましくは５００〜１５００秒）保持する工程を経た後、常温まで冷却し、その後、ガンドリル加工方法による管軸方向の穿孔加工、管軸方向に圧延する伸管加工、切断加工、端末加工、及び、機械加工を行うことを特徴とするものである。
【発明の効果】
【００１６】
本発明は、ＣｒとＭｏの複合添加又はＢ添加により焼入れ性を改善し、かつ残留オーステナイトの炭素濃度を０．７〜１．５ｍａｓｓ％に保ち、Ｃ量を除いた炭素当量を適正値に設定した鋼材を用い、焼鈍後、オーステンパ処理を施すことにより、加熱温度や、加工率（鍛造加工率や圧延加工率等）等によらず、高温鍛造時や低温鍛造時の問題がなく、高切欠き疲労強度を有する低合金ＴＲＩＰ型焼鈍マルテンサイト鋼（ＴＡＭ鋼）からなる高強度鋼製加工品を提供できる。
【図面の簡単な説明】
【００１７】
【図１】本発明の実施例１におけるＴＡＭ鋼とＴＢＦ鋼のそれぞれの降伏強度と、平滑材及び切欠き材の疲労強度の関係を示す図である。
【図２】同じく本発明の実施例１におけるＴＡＭ鋼とＴＢＦ鋼のそれぞれの降伏強度と、切欠き疲労強度比（ＦＬＮ／ＦＬ）及び切欠き感受性ｑの関係を示す図である。
【図３】同じく本発明の実施例１におけるＴＡＭ鋼とＴＢＦ鋼のそれぞれの硬度と、平滑材及び切欠き材の疲労強度の関係を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
本発明において、残留オーステナイトの炭素濃度を０．７〜１．５ｍａｓｓ％に規定したのは、０．７ｍａｓｓ％未満では安定性が低く、疲労変形の初期に残留オーステナイトが変態してしまい、他方、１．５ｍａｓｓ％を超えることは化学組成の点で困難であるためである。
【００１９】
又、本発明において、前記式１により規定されるＣ量を除いた炭素当量の値（Ｃｅｑ＊）を、０．３％以上０．６％未満（好ましくは０．３％以上０．４％未満）に限定したのは、焼入れ性を高めるためである。即ち、Ｃ量を除いた炭素当量の値（Ｃｅｑ＊）が０．３％未満では結晶粒の微細化を十分にはかることができず、他方、０．６％以上では、焼入れ性が過大となって、降伏応力と引張強さが過度に高くなり、靭性の改善効果が得られないためである。なおここで、炭素当量として、Ｃ量を除いた炭素当量の値（Ｃｅｑ＊）としたのは、残留オーステナイトの炭素濃度にはＣが影響しないためである。
【００２０】
本発明において、前記焼入れ性及び切欠き疲労強度を改善するためには、その他の成分を下記の通り制御する必要がある。
【００２１】
・Ｃ：０．１〜０．７％
Ｃは高強度を確保し、かつ、残留オーステナイトを確保するために必須の元素である。より詳しくは、オーステナイト中のＣを確保し、室温でも安定した残留オーステナイトを残存させて、延性及び耐衝撃特性を高めるのに有効であるが、０．１％未満ではその効果が十分に得られず、他方、添加量を増すと残留オーステナイト量が増加して高い延性及び耐衝撃特性が得られる。しかし、０．７％を超えると、その効果が飽和するのみならず、中心偏析等による欠陥等が発生し、耐衝撃特性を劣化するため、上限を０．７％に限定した。
【００２２】
・Ｓｉ：２．５％以下（０％を含まない）
Ｓｉは酸化物生成元素であるので、過剰に含まれると耐衝撃特性を劣化させるため添加量を２．５％以下とした。
【００２３】
・Ｍｎ：０．５〜２％
Ｍｎは、オーステナイトを安定化し、規定量の残留オーステナイトを得るために必要な元素である。この様な作用を有効に発揮させるためには、０．５％以上（好ましくは０．７％以上、より好ましくは１％以上）添加することが必要である。しかし、過剰に添加すると、鋳片割れが生じるなどの悪影響が出るので、２％以下とした。
【００２４】
・Ａｌ：１．５％以下
ＡｌはＳｉと同様に炭化物の析出を抑制する元素であるが、ＡｌはＳｉよりもフェライト安定能が強いので、Ａｌ添加の場合には変態開始がＳｉ添加の場合よりも速くなり、極短時間の保持（鍛造等）においてもオーステナイト中にＣが濃化されやすい。そのため、Ａｌ添加を行った場合には、オーステナイトをより安定化させることができ、結果として生成したオーステナイトのＣ濃度分布が高濃度側にシフトする上、生成する残留オーステナイト量が多くなって、高い衝撃特性を示すようになる。しかしながら、１．５％を超える添加は、鋼のＡｃ３変態点を上昇させ、実操業上好ましくないので、上限を１．５％に規定した。
【００２５】
又、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉは、鋼の強化元素として有用であると共に、残留オーステナイト（γR)の安定化や所定量の確保に有効な元素であるのみならず、鋼の焼入れ性の向上にも有効な元素であるが、焼入れ性の向上効果を十分に発揮させるためにはＣｒ：２．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下を合計で２．０％以下含有させる必要がある。その理由は、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉの合計含有量が２．０％を超えると焼入れ性は高くなるが、残留オーステナイトの炭素濃度が０．７ｍａｓｓ％より低くなり、不安定となるためである。
【００２６】
一方、Ｂは、Ｃｒ、Ｍｏ等と同様に鋼の焼入れ性の向上に有効な元素であるが、必ずしも必須成分とするものではない。本発明では、焼入れ性及び切欠き疲労強度をさらに改善するためにＢを０．００５％以下添加することとした。Ｂは、Ｃｒ、Ｍｏ等と同様に鋼の焼入れ性の向上に有効な元素であるが、残留オーステナイトの炭素濃度を低くしない効果がある。又、切欠き疲労強度を低下させずに焼入れ性を高め、コストを低く抑えるためには、０．００５％以下が好ましい。なお、Ｂは他の添加成分と異なり、結晶粒内に入らず粒界に偏析するため、Ｂ添加のものは他の成分の添加のものより圧延等の加工性に優れている。
【００２７】
なお、鋼材にＮｂ、Ｔｉ、Ｖの内１種類又は２種類以上を合計で０．０１〜０．３％含有させるのは、オーステナイト単相域及び概ねフェライトとオーステナイトの２相域温度で焼鈍、更には鍛造等の塑性加工の両方を行った後、所定温度で焼戻し処理を施すことにより、母相組織が焼戻しラス状マルテンサイト（ＡＭ）を７５ｖｏｌ％以上と、第２相組織が残留オーステナイト（ＲＡ）を５〜２５ｖｏｌ％、フェライト、焼鈍ベイナイト、マルテンサイトを合計で５ｖｏｌ％以下の金属組織、ひいては所望の特性を容易に確保するためである。
ここで、母相組織を焼戻しラス状マルテンサイト（ＡＭ）が７５ｖｏｌ％以上としたのは、高強度を有するマルテンサイト鋼にＴＲＩＰ効果を付加したＴＲＩＰ型焼鈍マルテンサイト鋼を得るためである。
又、第２相組織を残留オーステナイト（ＲＡ）が５〜２５ｖｏｌ％以上、フェライト、焼鈍ベイナイト、マルテンサイトが合計で５ｖｏｌ％以下としたのは、以下に記載する理由による。
本発明の高強度鋼製加工品は、母相組織として前記焼戻しラス状マルテンサイト（ＡＭ）を７５ｖｏｌ％以上を有すると共に、第２相組織として残留オーステナイト（ＲＡ）、フェライト、焼鈍ベイナイト、マルテンサイトを金属組織として含む。この第２相組織の中で、残留オーステナイトは全伸びの向上に有効であり、又、塑性誘起マルテンサイト変態によるき裂抵抗となることで耐衝撃特性の向上にも有効であるが、該残留オーステナイトが５ｖｏｌ％未満ではＴＲＩＰ効果が有効に発揮されず、他方、２５ｖｏｌ％を超えると残留オーステナイト中のＣ濃度が低くなり、不安定な残留オーステナイトとなり前記効果を十分発揮することができないため、残留オーステナイトを５〜２５ｖｏｌ％とした。又、フェライト、焼鈍ベイナイト、マルテンサイト合計で５ｖｏｌ％以下としたのは、高い引張強度を確保するためである。
【００２８】
次に、本発明の高強度鋼製加工品の製造方法は、上記成分組成を満たす鋼材を使用し、該鋼材をＡｃ３点以上の温度域で所定時間保持し、該温度域で塑性加工を施した後、所定の平均冷却速度（１０〜５０℃／ｓ）でＭｆ点以下まで冷却し、次いで該鋼材を７６０〜８２０℃に加熱し、該温度域で５００〜２０００秒（好ましくは７５０〜１５００秒）保持し、さらに所定の平均冷却速度（２〜２０℃／ｓ）で３５０〜４００℃まで冷却し、該温度域で１００〜５０００秒（好ましくは５００〜１５００秒）保持する工程を含むことを特徴とするものであるが、該熱処理条件を規定したのは以下に示す理由による。
【００２９】
まず、鋼材をＡｃ３点以上の温度域で所定時間保持するのは、加熱温度を概ね２相域〜オーステナイト単相域温度とすることにより微細なマルテンサイト及び第２相組織を得ることができるからである。なお、加熱温度がＡｃ３点未満では、微細なマルテンサイト及び第２相組織が満足に析出しないためである。又、上記温度域での保持時間としては、加熱手段に例えば高周波加熱を採用した場合には瞬時にＡｃ３点以上の温度域に保持できるので、通常は１秒以上である。なお、その上限は特に限定されないが、生産性を考慮すると約３０分程度である。
【００３０】
上記塑性加工としては、鍛造加工、押出加工、穿孔加工、又はロール成形による伸管加工が挙げられるが、これらの加工における条件は、特に限定されず、通常行われている方法で行えばよい。
【００３１】
次に、本発明では上記塑性加工後、所定の平均冷却速度、好ましくは１０〜５０℃／ｓの平均冷却速度でＭｆ点以下まで冷却して焼入れするが、好ましい平均冷却速度を１０℃／ｓ〜５０℃／ｓとしたのは、パーライトの生成を抑制するためである。又、焼戻し条件として、７６０〜８２０℃に加熱するのは、７６０℃未満では二相組織とならず、他方、８２０℃を超える温度では残留オーステナイトの体積率と炭素濃度が低くなるためである。さらに、前記７６０〜８２０℃の温度域に保持する時間を５００〜２０００秒、好ましくは７５０〜１５００秒としたのは、保持時間が５００秒未満では残留オーステナイトへの炭素濃化が十分に生じず、他方、２０００秒を超えると残留オーステナイトがセメンタイトとフェライトに分解してしまうためである。さらに又、前記７６０〜８２０℃の温度域に保持後、所定の平均冷却速度、好ましくは２〜２０℃／ｓの平均冷却速度で３５０〜４００℃まで冷却し、該温度域で１００〜５０００秒、好ましくは５００〜１５００秒保持するのは、保持時間が１００秒未満では残留オーステナイトの炭素濃度が低く、５０００秒を超えると残留オーステナイトが分解し、セメンタイトが析出するとともに、残留オーステナイトの体積率が低下するためである。
【００３２】
本発明は、上記製造条件を採用して、例えばコモンレールや噴射管等の高圧燃料配管を製造する方法も規定する。
コモンレールや噴射管等の高圧燃料配管を製造する方法しては、前記成分組成を満たす鋼材を使用し、該鋼材をＡｃ３点以上の温度域で所定時間保持し、該温度域で塑性加工を施した後、所定の平均冷却速度（１０〜５０℃／ｓ）でＭｆ点以下まで冷却し、次いで該鋼材を７６０〜８２０℃に加熱し、該温度域で５００〜２０００秒（好ましくは７５０〜１５００秒）保持し、さらに所定の平均冷却速度（２〜２０℃／ｓ）で３５０〜４００℃まで冷却し、該温度域で１００〜５０００秒（好ましくは５００〜１５００秒）保持する工程を経た後、常温まで冷却し、その後、ガンドリル加工方法による管軸方向の穿孔加工、伸管加工、切断加工、端末加工、及び、機械加工を行う方法を採用することができる。
【００３３】
上記製造方法に用いる鋼材としては、ビレットや熱延丸棒等が挙げられるが、これらは常法通りに目的成分を満足する鋼を溶製し、スラブとした後、熱間のまま加工するか、又は一旦室温まで冷却したものを再度加熱した後に熱間加工を行って得られたものを用いればよい。
【実施例】
【００３４】
以下、実施例に基づいて本発明をより具体的に説明する。ただし、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、趣旨を逸脱しない範囲で変更・実施することは、全て本発明の技術的範囲に含まれる。
【実施例１】
【００３５】
供試鋼には、表１に記載の成分組成からなる鋼種Ｎｏ．１、２、３、４、５、６、７（表中の単位は質量％であり、残部Ｆｅ及び不可避的不純物）からなるビレットをそれぞれ１２５０℃域まで再加熱後、熱間圧延を行い、酸洗後、機械加工して、直径１３ｍｍの４種類の丸棒鋼を用いた。鋼種Ｎｏ．１、２は基本鋼であり、鋼種Ｎｏ．３〜７には焼入れ性を改善するため、それぞれＣｒ、Ｃｒ−Ｍｏ、Ｂが選択的に添加されている。これらの熱延丸棒鋼から、引張試験用（平行部直径５ｍｍ）と疲労試験用（平行部直径３ｍｍ）の平滑材と切欠き材（応力集中Ｋｔ＝１．７）を加工し、母相をマルテンサイトとした後、７８０℃で１２００秒のα＋γ域焼鈍後、４００℃で１０００秒のオーステンパ処理を施してＴＡＭ鋼を製造した。又、比較のため、同じ熱延丸棒鋼を用いてＴＲＩＰ型ベイニティックフェライト（ＴＢＦ鋼）を製造した（オーステンパ処理条件：４００℃、１０００秒）。
本実施例における鋼種Ｎｏ．１〜７からなるＴＡＭ鋼とＴＢＦ鋼の引張特性と切欠き疲労強度特性及び切欠き感受性ｑの関係、硬度と切欠き疲労強度特性の関係をそれぞれ下記要領で調査し、その結果を表２及び表３と、図１〜図３にそれぞれ示す。
【００３６】
・引張特性：
引張試験は前記引張試験片を用い、試験機にはハードタイプ万能試験機（株式会社島津製作製  島津オートグラフ  ＡＧ−１０ＴＤ）を使用し、初期降伏挙動（０．２％耐力）を詳細に調査するため試験片平行部にひずみゲージ（ゲージ長さ１０ｍｍ、共和電業株式会社製）を貼付した。試験温度は２５℃、クロスヘッド速度は１ｍｍ／ｍｉｎとした。その結果を表２に示す。
・切欠き疲労強度特性：
疲労試験は前記疲労試験片を用い、試験機には多軸式荷重疲労試験機（東京衡機製造所株式会社製  ＰＭＦ−１０）を使用し、試験温度２５℃、応力比Ｒ＝０．１の引張−引張、周波数８０Ｈｚとした。その結果を図１〜図３に示す。
【００３７】
これらの結果より、以下のように考察することができる。
・ＴＡＭ鋼とＴＢＦ鋼の比較：
(1).ＴＡＭ鋼とＴＢＦ鋼において、平滑材の疲労限（ＦＬ）は共に降伏強度（ＹＳ）の増加に伴い増加したが、切欠き材の疲労限（ＦＬＮ）は降伏強度の増加に伴い減少した（図１）。
(2).ＴＡＭ鋼とＴＢＦ鋼の疲労限の切欠き感受性ｑを比較したところ、それぞれ０．２４〜０．５４、０．５１〜１．０６の範囲にあり、ＴＡＭ鋼はＴＢＦ鋼に比較して疲労限の切欠き感受性ｑが低いことが認められた（表２、図２）。なお、切欠き感受性ｑは下記式２により求めた値である。その際、応力集中係数については１．７を使用した。
【００３８】
［式２］
ｑ＝Ｋｆ−１／Ｋｔ−１
Ｋｔ：応力集中係数
Ｋｆ：疲労切欠き係数（＝ＦＬ／ＦＬＮ）
【００３９】
・ＴＡＭ鋼の切欠き疲労強度に及ぼす合金元素の影響：
(1).ＴＡＭ鋼に限れば、特に鋼種Ｎｏ．５と鋼種Ｎｏ．６の材料はＢの添加により鋼種Ｎｏ．１（基本鋼）及び鋼種Ｎｏ．２（基本鋼）より高い降伏強度を示した。又、これに起因して、鋼種Ｎｏ．１及び鋼種Ｎｏ．２の材料よりも高い平滑疲労限と切欠き疲労限を示した（図１）。しかし、切欠き疲労強度比（ＦＬＮ／ＦＬ）は鋼種Ｎｏ．１及び鋼種Ｎｏ．２の材料より低く、疲労限の切欠き感受性ｑの値は鋼種Ｎｏ．１及び鋼種Ｎｏ．２の材料より高い値を示した。
(2).ＴＡＭ鋼において、鋼種Ｎｏ．５及び鋼種Ｎｏ．６の材料では、鋼種Ｎｏ．１及び鋼種Ｎｏ．２の材料より残留オーステナイトの体積率が高いが、その炭素濃度は低い（表３）。したがって、残留オーステナイトの安定性の低下が疲労限の切欠き感受性ｑを高くした一つの要因と考えられる。
(3).ＴＡＭ鋼において、平滑試験片の疲労限（ＦＬ）はＴＢＦ鋼より低いが、切欠きを有する試験片の疲労限（ＦＬＮ）は、ＴＢＦ鋼と同程度を示した（図３）。
・ＴＡＭ鋼の金属組織：
(1).Ｂを添加したＴＡＭ鋼では、母相を焼鈍マルテンサイトとし、第２層をフィルム状残留オーステナイトγR とした微細・均一な組織が得られた。一方、Ｂを添加せず、Ｃｒ又はＣｒ−Ｍｏを添加したＴＡＭ鋼では、第２層の一部がブロック状となっていることが確認された。
【００４０】
【表１】
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【００４１】
【表２】
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【００４２】
【表３】
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【実施例２】
【００４３】
表１の鋼種Ｎｏ．４からなるビレットを１２５０℃の温度に再加熱後、熱間圧延を行い、酸洗後、当該温度域で鍛造加工を施した後、該鋼材を１５０℃以下まで冷却し、母相をマルテンサイトとした後、該鋼材を７８０℃で１２００秒の焼鈍処理後、４００℃で１０００秒のオーステンパ処理を施し、常温まで冷却した後、得られたＴＡＭ鋼の鋼材に、ガンドリル加工、切断加工、及び、機械加工等を施してディーゼルエンジン用コモンレールを得た。
【実施例３】
【００４４】
表１の鋼種Ｎｏ．５からなるビレットを１２５０℃の温度に再加熱後、熱間圧延を行い、酸洗後、当該温度域で塑性加工を施した後、該鋼材を１５０℃以下まで冷却し、母相をマルテンサイトとした後、該鋼材を７８０℃で１２００秒の焼鈍処理後、４００℃で１０００秒のオーステンパ処理を施し、常温まで冷却した後、得られたＴＡＭ鋼の鋼材に、ガンドリル加工、伸管加工、切断加工、端末加工、及び、機械加工等を施してディーゼルエンジン用高圧燃料噴射管を得た。
【実施例４】
【００４５】
表１の鋼種Ｎｏ．６からなるビレットを１２５０℃の温度に再加熱後、熱間圧延を行い、酸洗後、当該温度域で鍛造加工を施した後、該鋼材を１５０℃以下まで冷却し、母相をマルテンサイトとした後、該鋼材を８００℃で１０００秒の焼鈍処理後、３８０℃で１０００秒のオーステンパ処理を施し、常温まで冷却した後、得られたＴＡＭ鋼の鋼材に、ガンドリル加工、切断加工、及び、機械加工等を施してディーゼルエンジン用コモンレールを得た。
【実施例５】
【００４６】
表１の鋼種Ｎｏ．７からなるビレットを１２５０℃の温度に再加熱後、熱間圧延を行い、酸洗後、当該温度域で塑性加工を施した後、該鋼材を１５０℃以下まで冷却し、母相をマルテンサイトとした後、該鋼材を８００℃で１０００秒の焼鈍処理後、３８０℃で１０００秒のオーステンパ処理を施し、常温まで冷却した後、得られたＴＡＭ鋼の鋼材に、ガンドリル加工、伸管加工、切断加工、端末加工、及び、機械加工等を施してディーゼルエンジン用高圧燃料噴射管を得た。
【００４７】
上記実施例２、４のディーゼルエンジン用コモンレール、実施例３、５のディーゼルエンジン用高圧燃料噴射管は、いずれも高強度でありながら高切欠き疲労強度を得ることができ、部品の小型・軽量化がはかられることが確認された。
【産業上の利用可能性】
【００４８】
本発明は、ＣｒとＭｏの複合添加又はＢ添加により焼入れ性を改善し、かつ残留オーステナイトの炭素濃度を０．７〜１．５ｍａｓｓ％に保ち、Ｃ量を除いた炭素当量を適正値に設定した鋼材を用い、焼鈍後、オーステンパ処理を施すことにより、加熱温度や、加工率（鍛造加工率や圧延加工率等）等によらず、高温鍛造時や低温鍛造時の問題がなく、高切欠き疲労強度を有する低合金ＴＲＩＰ型焼鈍マルテンサイト鋼（ＴＡＭ鋼）からなる高強度鋼製加工品を提供できるので、ディーゼルエンジン用コモンレールや高圧噴射管等の各種自動車部品への適用がより一層期待できる。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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