JP6545267B2 - 熱処理鋼材、耐久性に優れた超高強度成形品及びその製造方法 - Google Patents

熱処理鋼材、耐久性に優れた超高強度成形品及びその製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、自動車用部品などに用いられる熱処理鋼材に関し、より詳細には、熱処理鋼材、それを用いた耐久性に優れた超高強度成形品、及びその製造方法に関する。
近年、自動車の搭乗者を保護するための安全法規や、地球環境を保護するための燃費規制が強化されており、これに伴い、自動車の剛性向上及び軽量化に対する関心が高まっている。
例えば、自動車のシャシーのスタビライザーバー（Ｓｔａｂｉｌｉｚｅｒ ｂａｒ）、チューブラートーションビームアクスル（Ｔｕｂｕｌａｒ ｔｏｒｓｉｏｎ 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、剛性と耐久寿命がともに要求される。
しかしながら、最近、自動車の便宜部品の適用増加に伴って車体の重量が益々増加しており、耐久性を確保するための評価条件が苛酷となっている。これに応えるべく、熱処理鋼材の適用部品においても、超高強度鋼材の適用による性能向上または軽量化が拡大している。
自動車部品用鋼板の疲労寿命は、降伏強度、伸びと密接な関係があり、熱処理鋼板の場合、熱処理過程で発生する表面脱炭や、鋼管の製造中に生じる表面スクラッチなどに影響される。
特に、強度が高くなるほどこのような因子による影響度が増加するが、このような超高強度鋼の成形における問題点を解決し、引張強度１５００ＭＰａ級以上の高強度の自動車部品を製造する方法が提案されている。
これら発明の例としては、高温で成形と金型冷却を同時に行う熱間プレス成形方法や、冷間成形を先に行ってからオーステナイト域まで加熱した後、金型でなく冷却媒質と接触させて焼入れ処理を行う後熱処理方法が挙げられる。焼入れ処理後に得られたマルテンサイト組織は、その強度は高いが、靭性が低いという問題点を有している。かかる低い靭性値を向上させるために、焼入れ処理に次いで、焼戻し熱処理を行う工法が常用化している。
上記の熱間プレス成形工法または後熱処理工法により実現可能な強度は多様であるが、２０００年代初頭には、２２ＭｎＢ５またはそれに相応するボロン添加熱処理型鋼管を用いて、引張強度１５００ＭＰａ級の自動車用部品を製造できる方法が提案された。
上記自動車用部品は、先ず、熱延または冷延コイルを用いて電気抵抗溶接（ＥＲＷ；Ｅｌｅｃｔｒｉｃ ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ ｗｅｌｄｉｎｇ）鋼管を製造した後、適正な長さに切断し、熱処理を行うことで製造される。すなわち、鋼板をスリットして製造されたＥＲＷ鋼管をＡｃ３以上のオーステナイト域まで加熱して溶体化し、次いで抽出して、冷却装置付きのプレスにより熱間で成形すると同時に、金型冷却（ｄｉｅ ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ）を行うことで製造される。場合によっては、熱間成形後に金型から取り出して冷却媒体で焼入れ熱処理を行うことで製造される場合もある。
他の方法としては、鋼板を冷間状態で部品形状に近く成形した後、同様にＡｃ３以上のオーステナイト域まで加熱して溶体化し、次いで抽出して、冷却媒体を用いて焼入れ熱処理を行うか、または金型で最終部品形状に熱間成形を行った後、冷却媒体を接触させて焼入れ熱処理を行うことで、最終的にマルテンサイト若しくはマルテンサイトとベイナイトが混在された相が形成されることにより、１５００ＭＰａ以上の超高強度部品を製造する場合がある。
尚、上記方法により焼入れ処理された部品の耐久寿命および靭性を向上させるために、焼戻し熱処理を行うようになる。
通常、焼戻し熱処理は、５００〜６００℃の範囲の温度域で行い、焼戻し後の組織は、マルテンサイトからセメンタイトが析出されたフェライトに変化しながら、引張強度が低下し、降伏比は０．９以上に増加するが、一様伸び及び全伸びは焼入れ状態に比べて向上する。
一方、自動車の車体重量が増加するに伴い、これら熱処理型鋼管部品においても上位等級（ｇｒａｄｅ）に対するニーズが増加している。
強度を高める方法として、従来のボロン添加熱処理鋼で規制する組成、すなわち、Ｍｎを１．２〜１．４％、Ｃｒを０．１〜０．３％の範囲に固定し、熱処理後の強度を考慮してＣの含量を高める場合、強度上昇自体に起因して疲労亀裂が発生するとともに、 伝播に対する敏感度が増加し得る。そのため、期待される耐久寿命、すなわち、強度上昇に比例して疲労寿命も増大するであろうという期待を満たすことができないという問題点を有している。
本発明の一側面は、耐久性に優れた超高強度成形品の製造が可能な熱処理鋼材を提供することを目的とする。
本発明の他の一側面は、耐久性に優れた超高強度成形品を提供することを目的とする。
本発明のさらに他の一側面は、耐久性に優れた超高強度成形品の製造方法を提供することを目的とする。
本発明の一側面によると、重量％で、Ｃ：０．２２〜０．４２％、Ｓｉ：０．０５〜０．３％、Ｍｎ：１．０〜１．５％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｐ：０．０１％以下（０を含む）、Ｓ：０．００５％以下、Ｍｏ：０．０５〜０．３％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｎ：０．０１％以下、残部のＦｅ、及びその他の不可避不純物を含み、上記ＭｎとＳｉが下記関係式１を満たし、上記Ｍｏ／Ｐが下記関係式２を満たす、熱処理鋼材が提供される。
［関係式１］
Ｍｎ／Ｓｉ≧５
［関係式２］
Ｍｏ／Ｐ≧１５
上記鋼材は、Ｎｂ：０．０１〜０．０７％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、及びＮｉ：０．０５〜１．０％からなる群から選択される１種または２種以上をさらに含むことができる。
上記鋼材は、フェライト及びパーライトを含む微細組織、またはフェライト、パーライト及びベイナイトを含む微細組織を有することができる。
上記鋼材は、熱延鋼板、酸洗鋼板及び冷延鋼板からなる群から選択される１種の鋼板であることができる。
また、上記鋼材は鋼管であることができる。
本発明の他の一側面によると、重量％で、Ｃ：０．２２〜０．４２％、Ｓｉ：０．０５〜０．３％、Ｍｎ：１．０〜１．５％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｐ：０．０１％以下（０を含む）、Ｓ：０．００５％以下、Ｍｏ：０．０５〜０．３％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｎ：０．０１％以下、残部のＦｅ、及びその他の不可避不純物を含み、上記ＭｎとＳｉが下記関係式１を満たし、上記Ｍｏ／Ｐが下記関係式２を満たし、微細組織が焼戻しマルテンサイトを主相とする、耐久性に優れた超高強度成形品が提供される。
［関係式１］
Ｍｎ／Ｓｉ≧５
［関係式２］
Ｍｏ／Ｐ≧１５
本発明の他の一側面によると、上記の鋼材を準備する段階と、上記鋼材を成形して成形品を得る段階と、上記成形品を焼戻し処理する段階と、を含む、耐久性に優れた超高強度成形品の製造方法が提供される。
上記成形品を得る段階は、鋼材を加熱した後、金型で熱間成形と冷却を同時に施すことで行われることができる。
上記成形品を得る段階は、鋼材を加熱した後、熱間成形してから、冷却媒体を用いて冷却することで行われることができる。
上記成形品を得る段階は、鋼材を冷間成形した後、オーステナイト域温度に加熱して維持してから、冷却媒体を用いて冷却することで行われることができる。
さらに、上記の課題の解決手段は、本発明の特徴を全て列挙したものではない。本発明の様々な特徴とそれによる利点および効果は、下記の具体的な実施形態を参照してより詳細に理解されることができる。
本発明によると、耐久性に優れた超高強度成形品の製造が可能な熱処理鋼材及びそれを用いた耐久性に優れた超高強度成形品を提供することができるため、自動車のシャシーや車体に用いられる熱処理型部品の軽量化および耐久寿命の向上に寄与することができる。
以下、本発明について詳細に説明する。
通常、１５００ＭＰａ級の熱処理型鋼材の化学組成は、２２ＭｎＢ５に相応する成分の鋼を用い、それ以上の熱処理強度を得るには、炭素量を高めて、例えば、２５ＭｎＢ５、３４ＭｎＢ５などのようなボロン添加熱処理鋼材を用いれば可能である。
上記ボロン添加熱処理鋼材は、０．２〜０．４％のＳｉ、１．２〜１．４％のＭｎ、０．０１〜０．０２％のＰ、０．００５％未満のＳを含有している。
しかし、上記ボロン添加熱処理鋼材を用いて製造された超高強度成形品は、強度が増加するに伴ってＰ、Ｓなどの不純物偏析の影響が増大し、焼戻し熱処理により得られる組織が最適化されていない場合、耐久性に劣るという欠点がある。
そこで、本発明者らは、ボロン添加熱処理鋼材を用いて製造された超高強度成形品の耐久性を改善するために研究及び実験を行い、その結果に基づいて本発明を提案するに至った。
すなわち、本発明は、耐久性に優れた超高強度成形品を得るために、鋼の組成及び製造条件を適切に制御したものであって、特に、１）熱処理過程でオーステナイト粒界に偏析されて曲げ性や疲労特性を低下させるＰの含有をできるだけ抑制するとともに、Ｍｏ／Ｐの比を制御し、２）Ｍｎ/Ｓｉの比を制御することで鋼管の溶接部における酸化物の形成を抑制し、３）優れた耐久性を付与する最適の焼戻し条件を導出したものである。
以下、本発明の一側面による成形用鋼材について詳細に説明する。
本発明の一側面による、疲労特性に優れた熱処理鋼材は、重量％で、Ｃ：０．２２〜０．４２％、Ｓｉ：０．０５〜０．３％、Ｍｎ：１．０〜１．５％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｐ：０．０１％以下（０を含む）、Ｓ：０．００５％以下、Ｍｏ：０．０５〜０．３％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｎ：０．０１％以下、残部のＦｅ、及びその他の不可避不純物を含み、上記ＭｎとＳｉが下記関係式１を満たし、上記Ｍｏ／Ｐが下記関係式２を満たす。
［関係式１］
Ｍｎ／Ｓｉ≧５
［関係式２］
Ｍｏ／Ｐ≧１５
先ず、本発明の鋼材の化学成分の限定理由について説明する。
Ｃ：０．２２〜０．４２％
上記Ｃは、成形用鋼板において硬化能を高め、金型冷却または焼入れ熱処理後の強度を決定する最も重要な元素である。Ｃの含量が０．２２％未満であると、１５００Ｍｐａ以上の強度を確保することが困難であり、Ｃの含量が０．４２％を超えると、強度が過度に高くなり、熱間プレス成形用鋼管を製造する際に溶接部の周りに応力が集中され、亀裂を引き起こす可能性が高くなるため、０．４２％以下に限定することが好ましい。
焼入れ及び焼戻し熱処理後の引張強度が１５００Ｍｐａ級である場合、Ｃの含量は０．２３〜０．２７％に、１８００ＭＰａ級である場合、Ｃの含量は０．３３〜０．３７％に、２０００Ｍｐａ級である場合、Ｃの含量は０．３８〜０．４２％に限定することができる。
Ｓｉ：０．０５〜０．３％
上記Ｓｉは、成形用鋼板の硬化能を向上するよりは、成形用鋼管を製造する際にＭｎとともに溶接部の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って、偏平や拡管時の性能を満たすことができないことがある。Ｓｉの含量が低いほど有利であるが、不純物として存在する最小量である０．０５％以上に規制し、Ｓｉの含量が０．３％を超えると、溶接部の品質が不安定になる恐れがある。したがって、Ｓｉ含量の上限値は０．３％に制限することが好ましく、０．１０〜０．２５％に限定することがより好ましい。
Ｍｎ：１．０〜１．５％
上記Ｍｎは、Ｃとともに成形用鋼板の硬化能を向上させ、金型冷却または焼入れ熱処理後の強度を決定するにおいてＣの次に重要な元素である。しかし、電気抵抗溶接法により成形用鋼管を製造する場合、鋼管の溶接品質はＳｉとＭｎの重量比に依存するため、Ｍｎの含量が低くなると、溶接部における溶融体の流動性が増加して酸化物の排除が容易であるが、熱処理後の強度が減少するため、下限値を１．０％に規制し、逆にＭｎの含量が増加すると、強度の上昇には有利であるが、溶接部における溶融体の流動性が減少して酸化物が溶接部に残存する可能性が高くなり、熱処理後の曲げ性が低下する。したがって、その上限値は１．５％に限定することが好ましく、１．１〜１．４％に限定することがより好ましい。
関係式１：Ｍｎ／Ｓｉ≧５．０
電気抵抗溶接法により成形用鋼管を製造する場合、鋼管の溶接品質はＳｉとＭｎの含量比に依存する。Ｓｉの含量が高くなってＭｎ/Ｓｉの比が５未満になると、酸化物が排除されずに溶接部に残存する可能性が高くなり、鋼管製造後の偏平試験で性能が低下するため、５．０以上に規制することが好ましい。
Ａｌ：０．０１〜０．１％
上記Ａｌは、脱酸剤の役割をする元素である。
上記Ａｌの添加量が０．０１％未満であると十分な脱酸効果が得られないため、上記Ａｌは０．０１％以上添加することが好ましい。一方、過剰に添加すると、連続鋳造工程中にＡｌがＮと析出物を形成して表面欠陥を誘発するだけでなく、電気抵抗溶接法により鋼管を製造する際に溶接部に過多な酸化物を残存させるため、０．１％以下に制限することが好ましく、０．０２〜０．０６％に限定することがより好ましい。
Ｐ：０．０１％以下（０を含む）
上記Ｐは、不純物として不可避に含有される元素であって、成形後の強度に殆ど影響しない元素である。しかし、成形前の溶体化加熱工程または成形後の加熱工程でオーステナイト粒界に偏析されて曲げ性や疲労特性を低下させるため、本発明ではＰ含量の上限を０．０１％に限定し、好ましくは０．００８％未満に制御し、より好ましくは０．００６％未満に制御する。
Ｓ：０．００５％以下
上記Ｓは、鋼中の不純物元素であって、Ｍｎと結合して伸びた硫化物で存在する場合、鋼管を製造する際に溶接隣接部の表面から内側に形成されるメタルフローに沿って亀裂が生じやすいか、鋼板状態では冷却または焼入れ熱処理後の鋼板の靭性を劣化させる元素であるため、０．００５％以下に制限することが好ましい。より好ましくは０．００３％以下に制限し、さらに好ましくは０．００２％以下に制限する。
Ｍｏ：０．０５〜０．３％
上記Ｍｏは、Ｃｒとともに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、及び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、鋼中のＰの偏析を緩和させるのに効果的な元素である。
Ｍｏの含量が０．０５％未満である場合には、十分な焼入れ性の向上やオーステナイト温度域の拡大が期待できず、Ｍｏの含量が０．３％を超える場合には、逆に強度上昇には有利であるが、添加量に比べて強度上昇の効果が減少し非経済的であるため、その上限値は０．３％に制限することが好ましい。
Ｍｏ／Ｐの比≧１５．０
上記Ｍｏ／Ｐの比は、成形用鋼管を製造した後、部品に熱間成形を行う時における加熱工程または成形後の加熱工程で、オーステナイトの結晶粒界のＰの偏析に影響を与える。
不純物であるＰの含量を低めることが重要であるが、Ｍｏを添加すると、結晶粒界の偏析が緩和される効果がある。
上記効果を得るために、上記Ｍｏ／Ｐの比を１５．０以上に設定することが好ましく、Ｍｏ／Ｐの比は高いほど有利であるが、その上限は、効果及び経済的な点を考慮して決定することができる。
Ｔｉ：０．０１〜０．１％
上記Ｔｉは、成形工程の加熱過程または成形後の加熱工程で、ＴｉＮ、ＴｉＣまたはＴｉＭｏＣ析出物によるオーステナイト結晶粒の成長を抑制する効果があり、また、他の側面では、鋼中のＴｉＮ析出が十分であると、オーステナイト組織の焼入れ性の向上に寄与する有効Ｂ量を増加させる効果を誘発し、金型冷却または焼入れ熱処理後の強度を安定して向上させるのに有効な元素である。
Ｔｉの添加量が０．０１％未満であると、十分な組織微細化や強度向上が期待できず、Ｔｉの含量が０．１％を超えると、添加量に比べて強度上昇の効果が減少する。したがって、Ｔｉの含量の上限値は０．１％に制限することが好ましく、０．０２〜０．０６％に限定することがより好ましい。
Ｃｒ：０．０５〜０．５％
上記Ｃｒは、Ｍｎ、Ｃとともに成形用鋼板の硬化能を向上させ、金型冷却または焼入れ熱処理後の強度増加に寄与する重要な元素である。
マルテンサイト組織の制御過程で、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するとともに、熱間プレス成形工程でＡ３温度を低下させるのにも寄与する元素である。
上記の効果を得るために、上記Ｃｒは０．０５％以上添加されることが好ましい。一方、Ｃｒの含量が０．５％を超えると、成形品の組み立て工程で要求される焼入れ性を過度に増加させ、溶接性を劣化させる。したがって、Ｃｒの含量は０．５％未満に限定することが好ましく、０．１〜０．４％に限定することがより好ましい。
Ｂ：０．０００５〜０．００５％
上記Ｂは、成形用鋼板の硬化能の増加に非常に有用な元素であって、極微量を添加しても、金型冷却または焼入れ熱処理後の強度の増加に大きく寄与する。
上記Ｂが０．０００５％未満添加される場合には添加の効果が得られないため、上記Ｂの含量は０．０００５％以上に制限することが好ましい。
一方、Ｂが０．００５％を超えて添加される場合には添加の効果が飽和されるため、Ｂの含量は０．００５％以下に制限することが好ましく、０．００１〜０．００４％に限定することがより好ましい。
Ｎ：０．０１％以下
上記Ｎは、不純物として不可避に含有される成分であって、連続鋳造工程中にＡｌＮなどの析出を促進し、連鋳鋳片の角の亀裂を誘発する。これに対し、ＴｉＮなどの析出物を形成して拡散性水素の吸蔵源として作用することが知られており、析出量を適切に制御すると、耐水素遅れ割れ特性を改善することもできる。したがって、Ｎの含量の上限は０．０１％に制限することが好ましく、０．０７％未満に限定することがより好ましい。
上記のように組成される鋼に、特性改善のために、Ｎｂ：０．０１〜０．０７％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、及びＮｉ：０．０５〜１．０％からなる群から選択される１種または２種以上をさらに添加することができる。
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。
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制するだけでなく、熱間圧延段階で未再結晶域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のような不純物の分散に効果的である。
上記Ｎｂが０．０１％未満で添加される場合には添加の効果が得られないため、上記Ｎｂの含量は０．０１％以上に制限することが好ましい。
一方、Ｎｂが０．０７％を超えて添加される場合には、連続鋳造時にスラブ亀裂に敏感になり、また、熱延または冷間圧延鋼板の材質異方性を増大させる。したがって、Ｎｂ含量は０．０７％以下に制限することが好ましく、０．０２〜０．０５％に限定することがより好ましい。
Ｃｕ：０．０５〜１．０％
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、成形後の靭性の増加のために焼戻しを行う場合、過飽和された銅がε炭化物（ｅｐｓｉｌｏｎ ｃａｒｂｉｄｅ）として析出されながら時効硬化効果を発揮する元素である。
Ｃｕの含量が０．０５％未満である場合には、その添加の効果が期待できないため、その下限値を０．０５％に制限することが好ましい。
一方、過剰に添加される場合には、鋼板の製造工程で表面欠陥を誘発し、耐食性の点で添加量に比べて非経済的であるため、上限値は１．０％に制限することが好ましく、０．２〜０．８％に限定することがより好ましい。
Ｎｉ：０．０５〜１．０％
上記Ｎｉは、成形用鋼板の強度及び靭性の向上に有効であるだけでなく、焼入れ性を増加させる効果があり、Ｃｕの単独添加時に引き起こされる赤熱脆性の感受性の低減に効果的である。
また、熱間圧延及び冷間圧延時の焼鈍工程、及び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り、例えば、プロセスウインドウを広げるのに効果的である。
上記Ｎｉの含量が０．０５％未満である場合には、添加の効果が期待できず、その含量が１．０％を超える場合には、逆に焼入れ性の改善や強度の上昇には有利であるが、添加量に比べて焼入れ性の向上効果が減少し非経済的であるため、上限値は１．０％に制限することが好ましく、０．１〜０．５％に限定することがより好ましい。
上記鋼材は、素材状態、すなわち、熱処理前にフェライト及びパーライトを含む微細組織、またはフェライト、パーライト及びベイナイトを含む微細組織を有することができる。
上記鋼材は、熱延鋼板、酸洗鋼板及び冷延鋼板からなる群から選択される１種の鋼板であることができる。
また、上記鋼材は鋼管であることができる。
以下、上記の疲労特性に優れた熱処理鋼材を用いて成形品を製造する方法について説明する。
本発明の他の一側面による成形品の製造方法は、上記鋼材を準備する段階と、上記鋼材を成形して成形品を得る段階と、上記成形品を焼戻し処理する段階と、を含む。
上記鋼材は、熱延鋼板、酸洗鋼板及び冷延鋼板からなる群から選択される１種の鋼板、または鋼管であることができる。
上記成形品を得る段階は、次のように行われることができる。
１）上記成形品を得る段階は、鋼材を加熱した後、金型で熱間成形と冷却を同時に施すことで行われることができる。
上記熱間成形は、例えば、熱間プレス成形であることができる。
２）また、上記成形品を得る段階は、鋼材を加熱した後、熱間成形してから、冷却媒体を用いて冷却することで行われることができる。
上記熱間成形は、例えば、熱間プレス成形であることができる。
上記冷却媒体を用いた冷却としては、例えば、水冷、または油冷が挙げられる。
上記鋼材は、オーステナイト域温度に加熱した後、抽出して熱間成形してから、水冷または油冷するか、または熱間成形工程で温度が低下する場合には再加熱して水冷または油冷することができる。
３）また、上記成形品を得る段階は、鋼材を冷間成形した後、オーステナイト域温度に加熱して維持してから、冷却媒体を用いて冷却することで行われることができる。
上記冷間成形は、例えば、冷間プレス成形であることができる。
上記冷却媒体を用いた冷却としては、例えば、水冷、または油冷が挙げられる。
上記鋼材を冷間成形した後、成形された成形品をオーステナイト域温度に加熱して維持してから、抽出して水冷または油冷することができる。
上記の金型で熱間成形と冷却を同時に施す方法と、熱間成形後に冷却媒体を用いて冷却する方法では、鋼材を、例えば、８５０〜９５０℃の温度で加熱し、１００〜１０００秒間維持することができる。
上記の金型で熱間成形と冷却を同時に施す方法では、上記のように加熱及び維持された鋼材を抽出し、準備された金型で熱間成形を行った後、金型で直接冷却し、例えば、マルテンサイト臨界冷却速度〜３００℃／秒の冷却速度で２００℃以下に冷却することができる。
一方、上記の熱間成形後に冷却媒体を用いて冷却する方法では、上記のように加熱及び維持された鋼材を抽出し、熱間成形を行った後、水冷または油冷により冷却し、例えば、マルテンサイト臨界冷却速度〜３００℃／秒の冷却速度で２００℃以下に冷却することができる。
また、冷間成形後に熱処理を行う方法では、例えば、成形品を高周波誘導加熱もしくはバッチ（ｂａｔｃｈ）熱処理炉で、例えば、８５０〜９５０℃の温度範囲で加熱し、１００秒〜１０００秒間維持した後、適切な冷却媒体を用いてマルテンサイト臨界冷却速度〜３００℃／秒の冷却速度で、２００℃以下に冷却することができる。
上記加熱温度が８５０℃未満である場合には、加熱炉から鋼材を抽出して熱間成形を行う間に温度が低下し、これによって鋼材の表面からフェライト変態が進行するため、全厚さにわたってマルテンサイトが十分に生成されず、目標とする強度を確保することが困難であり得る。
一方、加熱温度が９５０℃を超える場合には、オーステナイト結晶粒の粗大化を誘発し、加熱原単位の増加によって製造コストが上昇し、表面脱炭が加速化され、最終熱処理後の耐久性を低下させる恐れがある。
したがって、上記鋼材の加熱温度は８５０〜９５０℃に設定することが好ましい。
上記熱間成形後の冷却速度は、マルテンサイトを主相とする最終組織が得られるように設定することが好ましく、そのためには、マルテンサイト臨界冷却速度よりも速く設定することが好ましい。すなわち、冷却速度の下限は、マルテンサイト臨界冷却速度に制限することが好ましい。
一方、冷却速度が速すぎる場合には、強度増加が飽和され、冷却速度の増加のための冷却設備が追加され得るため、冷却速度の上限は３００℃／秒に制限することが好ましい。
上記冷却時、２００℃を超える温度で冷却が終了される場合には、マルテンサイト変態が完了されないため目的とするマルテンサイト組織が得られず、結果として、目標とする強度を確保することが困難であり得る。
次に、上記のように製造された成形品を焼戻し処理する。
上記のように製造された成形品は、マルテンサイト組織を主相とするものであって、焼戻し熱処理により成形品に靭性が付与され、焼戻し条件によって成形品の耐久性が決定される。
焼戻し条件のうち、特に重要な因子は焼戻し温度である。
本発明者らは、焼戻し温度の変化による伸びの変化を観察した。その結果、焼戻し温度の増加につれて伸びも増加し、ある時点からは、焼戻し温度が上昇しても伸びが増加せずに却って低下する現象が観察された。
この際、伸びがピーク（ｐｅａｋ）を示す焼戻し温度、すなわち、Ｔｔｅｍｐｅｒｉｎｇで焼戻し熱処理された場合に耐久寿命が著しく向上し、このＴｔｅｍｐｅｒｉｎｇ温度は、下記関係式３のように、炭素の含量と相関関係があることが分かった。
［関係式３］
Ｔｔｅｍｐｅｒｉｎｇ（℃）＝１１１＊［Ｃ］−０．６３３
したがって、本発明では、上記のように製造された成形品を、下記関係式４を満たす焼戻し温度（Ｔｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）で１５〜６０分間維持することで焼戻し処理する。
［関係式４］
焼戻し温度（℃）＝Ｔｔｅｍｐｅｒｉｎｇ（℃）±３０［ここで、Ｔｔｅｍｐｅｒｉｎｇ（℃）＝１１１＊［Ｃ］−０．６３３］
上記のように成形品を焼戻し処理することで、靭性及び耐久性に優れた成形品を得ることができる。
上記のような焼戻し後の成形品の組織は、焼戻しマルテンサイト単相からなるか、または、焼戻しマルテンサイト分率が９０％以上であり、残りのフェライト、ベイナイト及び残留オーステナイトの１種または２種以上を含むものからなることができる。
上記のように製造された成形品は、１５００ＭＰａ以上の引張強度を有することができる。
例えば、上記成形品は、１６００Ｍｐａ以上の引張強度を有することができる。
上記成形品は、０．７〜０．９の降伏比を有することができる。
通常、焼入れ処理を行って得られたマルテンサイト主相の組織は、引張強度が高く、その代わりに伸びが低く、降伏比は０．７以下であるという特徴を有する。一方、従来の焼戻し処理条件である５００〜６００℃で処理すると、降伏及び引張強度は著しく低下するが、その代わりに伸びが上昇し、降伏比は０．９以上に変化する。
そこで、本発明者らは、焼入れ後に焼戻し温度を変化させながら引張特性及び低周波疲労特性を評価した結果、独特の現象を確認した。
すなわち、焼戻し温度が増加すると、降伏強度が増加し、２００〜３００℃の範囲でピークを示した後、直線状に低下した。また、引張強度は、焼戻し処理温度が上昇するにつれて減少し続けた。伸び、特に、一様伸びは、焼戻し温度が２５０℃以上になると急激に低下し、４００℃以上では再び上昇した。
一方、微細組織の側面では、焼入れ熱処理によってマルテンサイト組織に固溶していた炭素は、焼戻し熱処理を行うと存在状態が変わる。すなわち、焼戻し温度が低い場合にはε炭化物として存在するが、焼戻し温度が高くなるについれてそれら炭化物がセメンタイトに変化する。かかるセメンタイトの析出は、降伏及び引張強度の低下現象を裏付けるものである。
一方、焼戻し温度毎に、変形率制御下の低サイクル疲労試験（Δε／２＝±０．５％）を行って疲労寿命を評価した結果、２００〜２５０℃の焼戻し温度域で疲労寿命が高くなってピークを示し、それより焼戻し温度が高くなると、疲労寿命が却って低下することを確認した。換言すれば、焼入れ後の焼戻し熱処理によって降伏強度が上昇し降伏比が０．７〜０．９範囲にあり、且つ伸び、特に一様伸びが低下しない条件下で、低サイクル疲労寿命が著しく上昇する現象があることが分かった。
上記成形品は、優れた低サイクル疲労寿命を有する。
好ましくは、上記成形品の低サイクル疲労寿命は５，０００サイクル（ｃｙｃｌｅ）以上（ここで、サイクル数は、Δε／２＝±０．５％変形率付加条件下で破断に至るサイクル数を意味する）である。
以下、本発明の成形品の出発素材である熱処理鋼材を製造する方法の好ましい例について説明する。
上記鋼材は、熱延鋼板、酸洗鋼板及び冷延鋼板からなる群から選択される１種の鋼板であることができ、本発明が好ましく適用され得る鋼板の製造方法の一例について説明する。
上記熱延鋼板は、上記の本発明の鋼材組成を有する鋼スラブを１１５０〜１３００℃で加熱する段階と、上記加熱されたスラブを粗圧延及び熱間圧延して鋼板を製造する段階と、上記製造された鋼板を５００〜７００℃の温度範囲で巻き取る段階と、を経て製造されることができる。
上記鋼スラブを１１５０〜１３００℃の温度範囲で加熱することで、スラブの組織を均質にし、ニオブ、チタンなどの炭窒化析出物が一部固溶することもあるが、依然としてスラブ粒成長を抑制して結晶粒が過度に成長することを防止することができる。
上記熱間圧延は、Ａｒ３以上の温度で熱間仕上圧延を行うことが好ましい。
上記熱間仕上圧延の温度がＡｒ３未満であると、オーステナイト中の一部が既にフェライトに変態された２相域（フェライトとオーステナイトが共存する領域）で熱間圧延を行う場合、変形抵抗が不均一となって圧延通板性が悪くなり、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。
一方、熱間仕上圧延温度が高すぎると、砂状スケールなどの表面欠陥が発生するため、例えば、９５０℃以下に制限することが好ましい。
また、熱間圧延後にランアウトテーブルで冷却して巻き取るに当たって、熱延鋼板の幅方向の材質偏差を低減し、後続の冷延鋼板の製造時に圧延通板性を向上させるために、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き取り温度を制御することが好ましい。
上記巻き取り温度が５００℃未満である場合には、マルテンサイトのような低温組織の形成によって熱延鋼板の強度が著しく上昇し、特に、コイル幅方向に過冷されると材質偏差が増加して、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り得る。
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誘発され、上記内部酸化物を酸洗工程によって除去する際に隙間が生じてノッチを提供することがあり、最終部品で鋼管の偏平または拡管性能を劣化させる恐れがあるため、巻き取り温度の上限は７００℃に制限することが好ましい。
上記熱間圧延された鋼板を冷間圧延することで冷延鋼板を製造して適用してもよい。この際、冷間圧延は特に制限されず、冷間圧下率は４０〜７０％の範囲で行うことができる。
上記冷延鋼板の製造方法の一例としては、本発明の熱延鋼板の製造方法により製造された熱延鋼板の表面酸化物を酸洗して除去した後、冷間圧延を行い、冷間圧延された鋼板（フルハード材）を連続焼鈍する。
焼鈍工程での焼鈍温度は７５０〜８５０℃であることができる。
焼鈍温度が７５０℃未満であると再結晶が十分ではなく、８５０℃を超えると、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恐れがある。
焼鈍後の過時効処理では、過時効帯の温度を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とができる。
これは、熱延鋼板と同様に、８００Ｍｐａ以下の冷延鋼板の引張強度を得るためである。
一方、本発明の成形品の出発素材の１つである鋼管の製造方法は特に限定されない。
上記鋼管は、上記の本発明の鋼板を用いて電気抵抗溶接法（ＥＲＷ）により製造されることができる。この際、電気抵抗溶接の条件は特に限定されない。
本発明では、鋼管の口径を縮小させるために、または中空管の直進性を確保するために、引抜き工程を行うことができる。この引抜き工程の前処理として、電気抵抗溶接管の溶接部の硬度を低めるとともに、引抜きに適した組織とするために、鋼管を５００℃〜Ａｃ１の温度範囲で加熱した後、空冷を行うことが必要である。引抜き率は、最初外径に対する引抜き後の最終状態の外径の差をパーセント（％）で示したものであって、４０％を超える場合には変形量が過多であって引抜き欠陥が発生し得るため、１０〜３５％の範囲が好ましい。
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過ぎず、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べきである。これは、本発明の権利範囲が特許請求の範囲に記載の事項とそれら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。
（実施例１）
下記表１の組成を有する鋼スラブを用いて熱間圧延を行うことで熱延鋼板を得た後、酸洗処理した。
上記熱間圧延では、鋼スラブを１２００±３０℃の範囲で１８０分間加熱して均質化処理した後、粗圧延及び仕上圧延を行ってから、下記表２の巻き取り温度で巻き取ることで、厚さ４．５ｍｍの熱延鋼板を製造した。
上記酸洗処理された熱延鋼板に電気抵抗溶接を適用することで、外径２８ｍｍの鋼管を製造した。
電縫鋼管の溶接部の品質は、偏平試験によって溶接ラインを３時方向に置いて圧着した時に、溶接部の亀裂発生有無で評価し、その結果を下記表２に示した。下記表２において、「Ｏ」は亀裂が発生しなかったことを示し、「Ｘ」は溶接部に亀裂が発生したことを示す。
上記偏平試験を通過した条件に対して、新たに試験片（鋼板）を準備し、圧延方向に平行にＪＩＳ５号引張試験片（平行部の幅２５ｍｍ、ゲージ長（Ｇａｕｇｅ ｌｅｎｇｔｈ）２５ｍｍ）と、低サイクル疲労試験片（平行部の幅１２．５ｍｍ、ゲージ長２５ｍｍ）を製作した。
製作された試験片を９００℃で７分間維持した後、２０℃を維持している水槽に沈めて焼入れ処理を行った。
焼入れされた試験片は、炭素含量群を基準として、下記表２のように２００〜３３０℃の温度で１時間熱処理を行った後、引張特性と疲労特性を評価した。疲労寿命は、変位量Δε／２＝±０．５％を三角波形（ｔｒｉａｎｇｕｌａｒ ｗａｖｅ ｆｏｒｍ）の形態で０．２Ｈｚの変形速度条件で評価した。
また、下記表２に、熱延鋼板の引張特性を示した。
下記表２において、ＹＳ、ＴＳ、Ｅｌはそれぞれ降伏強度、引張強度及び伸びを示し、疲労寿命は、Δε／２＝±０．５％変形率付加条件下で破断に至るサイクル数で示した。
Figure 0006545267
Figure 0006545267
Figure 0006545267
Figure 0006545267
上記表１及び２に示したように、焼戻し後の引張強度レベルは、主に炭素量に依存し、１４３０〜２０７０Ｍｐａの範囲を示していることが分かる。
上記試験片Ｎｏ．８の場合、Ｃの含量が低いため、焼戻し後の引張強度が１４３０Ｍｐａと低く、炭素量が０．４％である試験片Ｎｏ．１０の場合、焼戻し後の引張強度が２０７０Ｍｐａと高い値を示すことが分かる。
一方、Ｓｉが高くてＭｎ／Ｓｉの比が５以下である試験片Ｎｏ．４、９、１１及び１２の場合、鋼管の偏平試験で亀裂が発生したが、炭素含量が高くてもＭｎ／Ｓｉの比を満たす場合には溶接部の亀裂が発生しないことが分かる。
上記のように、焼入れされた状態で焼戻し熱処理を行うと１５００Ｍｐａ以上の引張強度が得られるが、試験片Ｎｏ．８の場合は、Ｃの含量が低いため、１５００Ｍｐａ以下の引張強度が得られることが分かる。そして、上記表１及び２から分かるように、焼戻し熱処理後の低サイクル疲労寿命は、Ｍｏ／Ｐの比によって異なる結果が得られた。すなわち、Ｍｏ／Ｐの比が低い場合、例えば、試験片Ｎｏ．１及び１１の場合、疲労寿命が５５００サイクル未満と低いのに対し、Ｍｏ／Ｐの比が１５以上である場合には、疲労寿命が６０００サイクルを超えることが分かる。
（実施例２）
下記表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。
上記熱間圧延では、鋼スラブを１２００±２０℃の範囲で１８０分間加熱して均質化処理した後、粗圧延及び仕上圧延を行ってから、下記表４の巻き取り温度で巻き取ることで、厚さ３．０ｍｍの熱延鋼板を製造した。
下記表３において、Ｔｔｅｍｐｅｒｉｎｇ（℃）は下記関係式３によって求めた温度である。
［関係式３］
Ｔｔｅｍｐｅｒｉｎｇ（℃）＝１１１＊［Ｃ］−０．６３３
上記のように酸洗処理された熱延鋼板を焼入れ及び焼戻し熱処理した。
焼入れ前の加熱では９３０℃で６分間加熱し、焼入れは２０℃に維持される水槽に沈めることで行った。
焼戻し熱処理は、２００〜５００℃の範囲で３０〜６０分間熱処理して焼戻した後、引張特性と疲労寿命を評価し、その結果を下記表４に示した。ここで、引張特性と疲労寿命は、実施例１と同様の方法により評価した。
また、下記表４に、熱延鋼板の引張特性も示した。
下記表４において、ＹＳ、ＴＳ、Ｅｌはそれぞれ降伏強度、引張強度及び伸びを示し、疲労寿命は、Δε／２＝±０．５％変形率付加条件下で破断に至るサイクル数で示した。
Figure 0006545267
Figure 0006545267
上記表４において、Ｎｏ．２-０、５-０、１０-０は、９３０℃で６分間加熱した後、２０℃に維持される水槽に沈めて焼入れ処理したものであって、焼戻し処理を行っていないものであり、表４から分かるように、Ｎｏ．２-０、５-０、１０-０の焼入れ後の降伏比は何れも０．６付近であり、疲労寿命は２００、２２０、２４０、２５０℃の焼戻し温度条件での結果に比べてより低いレベルであることが分かる。
一方、上記表３及び４に示したように、下記関係式４を満たす焼戻し温度域で熱処理された場合、降伏強度が高く、降伏比が０．７〜０．９範囲内である際に、疲労寿命にも優れることが分かる。
［関係式４］
焼戻し温度（℃）＝Ｔｔｅｍｐｅｒｉｎｇ（℃）±３０［ここで、Ｔｔｅｍｐｅｒｉｎｇ（℃）＝１１１＊［Ｃ］−０．６３３］
上記関係式４を外れる条件で焼戻し処理する場合には、疲労寿命が５０００サイクル以下に著しく減少することが分かる。特に、試験片Ｎｏ．２‐３及び２‐４の場合、伸びが高くても、疲労寿命が５０００サイクル以下に著しく減少することが分かる。

Claims (8)

  1. 重量％で、Ｃ：０．２２〜０．４２％、Ｓｉ：０．０５〜０．３％、Ｍｎ：１．０〜１．５％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｐ：０．０１％以下（０を含む）、Ｓ：０．００５％以下、Ｍｏ：０．０５〜０．３％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｎ：０．０１％以下、残部のＦｅ、及びその他の不可避不純物からなり、前記ＭｎとＳｉが下記関係式１を満たし、前記Ｍｏ／Ｐが下記関係式２を満たす、熱処理鋼材を準備する段階と、
    前記鋼材を成形して成形品を得る段階と、
    前記成形品を焼戻し処理する段階と、を含み、
    前記成形品を得る段階は、下記（ａ）から（ｃ）のいずれかの方法で行われ、
    前記焼戻し処理後の成形品は、低サイクル疲労寿命が５，０００サイクル以上（ここで、サイクル数は、±０．５％変形率付加条件下で破断に至るサイクル数を意味する）であり、引張強度が１５００ＭＰａ以上である、
    耐久性に優れた超高強度成形品の製造方法。
    ［関係式１］
    Ｍｎ／Ｓｉ≧５
    ［関係式２］
    Ｍｏ／Ｐ≧１５
    （ａ）鋼材を加熱した後、金型で熱間成形と冷却を同時に施すことで行われ、前記熱間成形前の加熱工程では、鋼材を８５０〜９５０℃の温度で加熱して１００〜１０００秒間維持し、また、前記熱間成形後の冷却工程では、マルテンサイト臨界冷却速度〜３００℃／秒の冷却速度で２００℃以下に冷却する方法。
    （ｂ）鋼材を加熱した後、熱間成形してから、冷却媒体を用いて冷却することで行われ、前記熱間成形前の加熱工程では、鋼材を８５０〜９５０℃の温度で加熱して１００〜１０００秒間維持し、また、前記熱間成形後の冷却工程では、マルテンサイト臨界冷却速度〜３００℃／秒の冷却速度で２００℃以下に冷却する方法。
    （ｃ）鋼材を冷間成形した後、オーステナイト域温度に加熱して維持してから、冷却媒体を用いて冷却することで行われ、前記加熱、維持及び冷却は、８５０〜９５０℃の温度範囲で加熱して１００秒〜１０００秒間維持した後、マルテンサイト臨界冷却速度〜３００℃／秒の冷却速度で、２００℃以下に冷却する方法。
  2. 前記鋼材は、Ｎｂ：０．０１〜０．０７％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、及びＮｉ：０．０５〜１．０％からなる群から選択される１種または２種以上をさらに含む、請求項１に記載の耐久性に優れた超高強度成形品の製造方法。
  3. 前記鋼材は、熱延鋼板、酸洗鋼板及び冷延鋼板からなる群から選択される１種の鋼板であることを特徴とする、請求項１に記載の耐久性に優れた超高強度成形品の製造方法。
  4. 前記鋼材は鋼管であることを特徴とする、請求項１に記載の耐久性に優れた超高強度成形品の製造方法。
  5. 前記成形品の焼戻し処理は、下記関係式４を満たす焼戻し温度（Ｔｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）で１５〜６０分間維持することで行われることを特徴とする、請求項１から４の何れか一項に記載の耐久性に優れた超高強度成形品の製造方法。
    ［関係式４］
    焼戻し温度（℃）＝Ｔｔｅｍｐｅｒｉｎｇ（℃）±３０［ここで、Ｔｔｅｍｐｅｒｉｎｇ（℃）＝１１１＊［Ｃ］−０．６３３］
  6. 重量％で、Ｃ：０．２２〜０．４２％、Ｓｉ：０．０５〜０．３％、Ｍｎ：１．０〜１．５％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｐ：０．０１％以下（０を含む）、Ｓ：０．００５％以下、Ｍｏ：０．０５〜０．３％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｎ：０．０１％以下、残部のＦｅ、及びその他の不可避不純物からなり、前記ＭｎとＳｉが下記関係式１を満たし、前記Ｍｏ／Ｐが下記関係式２を満たし、微細組織は、焼戻しマルテンサイト単相からなるか、または焼戻しマルテンサイト分率が９０％以上であり、残りのフェライト、ベイナイト及び残留オーステナイトのうち１種または２種以上を含むものからなり、
    低サイクル疲労寿命は５，０００サイクル以上（ここで、サイクル数は、±０．５％変形率付加条件下で破断に至るサイクル数を意味する）であり、引張強度は１５００ＭＰａ以上である、
    耐久性に優れた超高強度成形品。
    ［関係式１］
    Ｍｎ／Ｓｉ≧５
    ［関係式２］
    Ｍｏ／Ｐ≧１５
  7. Ｎｂ：０．０１〜０．０７％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、及びＮｉ：０．０５〜１．０％からなる群から選択される１種または２種以上をさらに含む、請求項６に記載の耐久性に優れた超高強度成形品。
  8. ０．７〜０．９の降伏比を有することを特徴とする、請求項６に記載の耐久性に優れた超高強度成形品。
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