(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．２０〜０．８０質量％、Ｓｉ：０．５０質量％以下、Ｍｎ：０．４０〜１．００質量％、Ｐ：０．０５０質量％以下、Ｓ：０．０５０質量％以下、Ｖ：０．２０〜０．８０質量％、Ｎｂ：０．０２〜０．３０質量％、Ｎ：０．０１００質量％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼を用いて、
前記鋼からなる被加工材について、下記式（１）で算出されるＴＮｂＣとなるように加熱する加熱処理工程と、
前記加熱処理工程の後に、前記被加工材を、１０５０℃以上、前記加熱処理工程における前記被加工材に対する加熱温度以下として、熱間鍛造を行い、当該熱間鍛造により前記被加工材の真歪量を０．３以上とする熱間鍛造工程と、
前記熱間鍛造工程の後に、前記被加工材の高強度化させる部分について、前記熱間鍛造工程終了時の前記被加工材の温度から急冷停止温度までの平均冷却速度が、３．０℃／ｓ以上となり、急冷停止温度から４００℃までの平均冷却速度が、０．１℃／ｓ以上、１．５℃／ｓ以下となり、前記被加工材の低強度化させる部分について、前記熱間鍛造工程終了時の前記被加工材の温度から６００℃までの平均冷却速度が、１．０℃／ｓ以下となるように、前記被加工材を冷却する冷却工程と、を含み、
前記高強度化させる部分とは、降伏強度を１０００ＭＰａ以上とし、延性を２０％以上とする部分であり、前記低強度化させる部分とは、降伏強度を８００ＭＰａ以下とする部分であり、
前記急冷停止温度が５５０〜７２０℃である、ことを特徴とするフェライト−パーライト型非調質鍛造部品の製造方法。
−１４０００／（ｌｏｇ（［％Ｃ］・０．０１）−７．５８）−２７３≦ＴＮｂＣ（℃）≦−１４０００／（ｌｏｇ（［％Ｃ］・（［％Ｎｂ］−０．０１））−７．５８）−２７３・・・（１）
（ただし、前記式（１）において、［％Ｃ］、［％Ｎｂ］は、前記Ｃ、前記Ｎｂの各含有量（質量％）とする。）
【請求項２】
Ｃ：０．２０〜０．８０質量％、Ｓｉ：０．５０質量％以下、Ｍｎ：０．４０〜１．００質量％、Ｐ：０．０５０質量％以下、Ｓ：０．０５０質量％以下、Ｖ：０．２０〜０．８０質量％、Ｎｂ：０．０２〜０．３０質量％、Ｎ：０．０１００質量％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼を用いて、
前記鋼からなる被加工材について、下記式（１）で算出されるＴＮｂＣとなるように加熱する加熱処理工程と、
前記加熱処理工程の後に、前記被加工材を、１０５０℃以上、前記加熱処理工程における前記被加工材に対する加熱温度以下として、１段または２段以上の熱間鍛造を行い、当該熱間鍛造により前記被加工材の真歪量を０．３以上とする熱間鍛造工程と、
前記熱間鍛造工程の後に、前記被加工材の低強度化させる部分を断熱材で覆うとともに、前記被加工材の高強度化させる部分のみに冷却材を吹き付け、前記高強度化させる部分について、前記熱間鍛造工程終了時の前記被加工材の温度から急冷停止温度までの平均冷却速度が、３．０℃／ｓ以上となるように、前記被加工材を冷却し、
前記冷却後、前記被加工材の全体に冷却材を吹き付け、前記高強度化させる部分について、急冷停止温度から４００℃までの平均冷却速度が、０．１℃／ｓ以上、１．５℃／ｓ以下となり、かつ、前記低強度化させる部分について、前記熱間鍛造工程終了時の前記被加工材の温度から６００℃までの平均冷却速度が、１．０℃／ｓ以下となるように、前記被加工材を冷却する冷却工程と、を含み、
前記高強度化させる部分とは、降伏強度を１０００ＭＰａ以上とし、延性を２０％以上とする部分であり、前記低強度化させる部分とは、降伏強度を８００ＭＰａ以下とする部分であり、
前記急冷停止温度が５５０〜７２０℃である、ことを特徴とするフェライト−パーライト型非調質鍛造部品の製造方法。
−１４０００／（ｌｏｇ（［％Ｃ］・０．０１）−７．５８）−２７３≦ＴＮｂＣ（℃）≦−１４０００／（ｌｏｇ（［％Ｃ］・（［％Ｎｂ］−０．０１））−７．５８）−２７３・・・（１）
（ただし、前記式（１）において、［％Ｃ］、［％Ｎｂ］は、前記Ｃ、前記Ｎｂの各含有量（質量％）とする。）
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車、船舶などの輸送機のエンジンおよび足回り等に用いられるコンロッド、クランクシャフト、ハブ等の鍛造部品の製造方法に関するものであり、特に、熱間鍛造後に熱処理を行わない（非調質）鍛造部品の製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車、船舶などで用いられる部品を軽量化させるため、部品の降伏強度の向上が求められている。そして、現在、当該要求に応じるため、中炭素鋼に０．１〜０．２質量％程度のＶを含有させた鋼の適用が進んでいる。
しかし、この鋼で得られる降伏強度は８００ＭＰａ程度までであるため、一層の高強度化を目指すべく、下記のような多くの取り組みがなされている。
【０００３】
例えば、特許文献１には、Ｃを比較的低めに制御した鋼にＶを含有させ、フェライト−ベイナイト２相組織とした後、２００〜７００℃の温度で時効処理を行うことにより、降伏強度を向上させた熱間鍛造用鋼の製造方法が開示されている。
【０００４】
特許文献２には、Ｔｉ＋Ｚｒを０．０４〜１．０質量％、Ｂを０．０００５質量％以上含有させるとともに、ＴｉおよびＺｒ炭硫化物のサイズを１０μｍ以下とした鋼を、１１００℃以上の状態で熱間鍛造し、９００℃以上で熱間鍛造を終了した後、３０〜３００℃／分の冷却速度で冷却することにより、強度を向上させたマルテンサイト・ベイナイト型非調質鋼材の製造方法が開示されている。
【０００５】
特許文献３には、中炭素鋼にＶとＣａを含有させ、Ｃａ含有量が４０質量％を超える硫化物の割合、Ｃａ含有量が０．３〜４０質量％となる硫化物の割合、および、Ｃａ含有量が０．３質量％未満となる硫化物の割合を、所定の範囲とすることにより、強度を向上させた非調質鋼が開示されている。
【０００６】
特許文献４には、Ｖを０．３０質量％超、および、Ｔｉを０．００３〜０．０５０質量％含有させた鋼を、十分に高温に加熱した後、３００℃までを平均冷却速度０．０５〜２℃／ｓで冷却することにより、強度を向上させた非調質鍛造部品の製造方法が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開平７−１０９５１８号公報
【特許文献２】特開２０００−１２９３９３号公報
【特許文献３】特開平１１−３５００６５号公報
【特許文献４】特開平７−３３８６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
しかしながら、特許文献１に開示された製造方法は、熱間鍛造後に時効処理が必要となるため（非調質ではないため）、製造の工程数が増加してしまう。また、特許文献２に開示された製造方法は、マルテンサイト・ベイナイトを用いているため、遅れ破壊の懸念が生じてしまう。また、特許文献３には、実施例（Ｎｏ．８）として、Ｃ量０．４５質量％の鋼にＶ量０．３質量％を含有させた鋼の評価を行っているが、この鋼はφ２５ｍｍまで鍛造した後、空冷させただけで十分な冷却制御がなされておらず、十分な高強度化が図れていない。また、特許文献４に係る製造方法は、単調なパターンの冷却しか行っていないため、フェライトの析出強化量が適切に制御できていない。よって、析出強化量が少ないフェライトが局所的に形成されてしまい、当該フェライトが降伏を律速させてしまうため、鋼の降伏強度が十分に改善できない（最大８３ｋｇｆ／ｍｍ２）。
また、一般的に、鋼を高強度化するに従い、延性は低下してしまうが、輸送機の構成部品として用いられる熱間鍛造部品では、疲労亀裂進展防止の観点から高延性化も重要な特性として求められている。
【０００９】
さらに、被加工材を最終形状にまで作りこむには切削加工が必要となるが、切削性は強度に依存するため、切削加工の必要な部分については、高強度化されていないことが好ましい。したがって、高強度化させる部分とは別に、切削加工の必要な部分については高強度化させず、一つの部品内に強度差を付与させることが有効である。
ここで、一つの部品内に強度差を付与させる技術としては、浸炭処理、肌焼処理、窒化処理、部分焼入れなど、熱処理を用いれば実現できることは知られているが、非調質で強度差を付与できる技術については報告されていない。
【００１０】
本発明は、前記の問題に鑑みてなされたものであり、その課題は、一つの部品内に、十分な降伏強度および延性が付与された部分（高強度化させる部分）と、切削加工性を向上させるために降伏強度が抑えられた部分（低強度化させる部分）とを、非調質で形成させた鍛造部品の製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明者らは、前記課題を解決するために、以下の知見に基づき発明を完成した。
鍛造部品において高強度化を実現するためには、鋼の冷却中に変態と同時に起こる相界面析出を活用することにより、微細な析出物を均一に分散させることができ、大きな析出強化量を確保できることが知られている。ここで、本発明の目標とする降伏強度１０００ＭＰａ以上を実現するには、加熱処理工程において炭化物形成元素を多量に固溶させておき、その後の変態で析出させる必要がある。しかし、非調質鍛造部品用の鋼に使われる中炭素鋼は炭素の含有量が多く、炭化物が非常に安定に形成されるため、炭化物形成元素を多量に溶かすことが難しい。加えて、非調質鍛造部品用の鋼は、冷却中に析出物を析出させる必要があるため、変態と同時に析出できるような析出強化能力のある元素を含有させることが重要である。この様な条件を満たす元素および含有量について検討した結果、Ｖが最適であり、目標の降伏強度とするには０．２質量％以上含有させることが必要であることを見出した。
【００１２】
さらに、高強度化を実現するためには、０．２質量％以上のＶを含有させたとしても、一旦、Ｖを完全に固溶させる必要があるとともに、加熱終了後、Ｖがオーステナイト中に析出しないようにするために、転位が蓄積しない高温域で鍛造する必要があることを見出した。
一方、高強度化と高延性化を両立するには、再結晶オーステナイト粒を微細化させることが有効であるが、高温域で鍛造を行うと粗大な再結晶オーステナイト粒が形成され、延性が低下してしまう。ここで、本発明者らが検討した結果、Ｖが完全固溶するような高温域においても炭化物として析出し易いＮｂを含有させることにより、析出ＮｂＣが鍛造後の再結晶オーステナイト粒をピン止めし、延性が改善されることを見出した。また、添加Ｎｂの一部は固溶し、フェライト変態、パーライト変態時にＶと複合析出物（Ｖ，Ｎｂ）Ｃとして相界面析出して、析出強化に寄与することを見出した。
さらに、鍛造の後、再結晶オーステナイト粒が微細化し、粒界面が増加したことにより、フェライト変態、パーライト変態が高温で進行しやすくなった状態で、析出強化量の大きい、微細な（Ｖ，Ｎｂ）Ｃを相界面析出させるために、適切な冷却速度制御を行う必要があることを見出した。
【００１３】
一方、低強度化させる部分については、鍛造後、直ちに緩冷却を行うことで、オーステナイト域での粗大（Ｖ，Ｎｂ）Ｃ析出物の生成を促進させ、また、微細な再結晶オーステナイト組織を有するために、緩冷却により高温域でフェライト変態が開始し、フェライト変態に伴い相界面析出する（Ｖ，Ｎｂ）Ｃ析出物が粗大化し、その結果、降伏強度８００ＭＰａ以下のフェライト−パーライト組織を実現できることを見出した。
以上の知見から、本発明者らは以下の本発明を創出した。
【００１４】
前記課題を解決するために、本発明に係るフェライト−パーライト型非調質鍛造部品の製造方法は、Ｃ：０．２０〜０．８０質量％、Ｓｉ：０．５０質量％以下、Ｍｎ：０．４０〜１．００質量％、Ｐ：０．０５０質量％以下、Ｓ：０．０５０質量％以下、Ｖ：０．２０〜０．８０質量％、Ｎｂ：０．０２〜０．３０質量％、Ｎ：０．０１００質量％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼を用いて、前記鋼からなる被加工材について、下記式（１）で算出されるＴＮｂＣとなるように加熱する加熱処理工程と、前記加熱処理工程の後に、前記被加工材を、１０５０℃以上、前記加熱処理工程における前記被加工材に対する加熱温度以下として、熱間鍛造を行い、当該熱間鍛造により前記被加工材の真歪量を０．３以上とする熱間鍛造工程と、前記熱間鍛造工程の後に、前記被加工材の高強度化させる部分について、前記熱間鍛造工程終了時の前記被加工材の温度から急冷停止温度までの平均冷却速度が、３．０℃／ｓ以上となり、急冷停止温度から４００℃までの平均冷却速度が、０．１℃／ｓ以上、１．５℃／ｓ以下となり、前記被加工材の低強度化させる部分について、前記熱間鍛造工程終了時の前記被加工材の温度から６００℃までの平均冷却速度が、１．０℃／ｓ以下となるように、前記被加工材を冷却する冷却工程と、を含み、前記高強度化させる部分とは、降伏強度を１０００ＭＰａ以上とし、延性を２０％以上とする部分であり、前記低強度化させる部分とは、降伏強度を８００ＭＰａ以下とする部分であり、前記急冷停止温度が５５０〜７２０℃である、ことを特徴とする。
−１４０００／（ｌｏｇ（［％Ｃ］・０．０１）−７．５８）−２７３≦ＴＮｂＣ（℃）≦−１４０００／（ｌｏｇ（［％Ｃ］・（［％Ｎｂ］−０．０１））−７．５８）−２７３・・・（１）
（ただし、前記式（１）において、［％Ｃ］、［％Ｎｂ］は、前記Ｃ、前記Ｎｂの各含有量（質量％）とする。）
【００１５】
このように、本発明に係るフェライト−パーライト型非調質鍛造部品の製造方法は、Ｖを０．２０〜０．８０質量％、かつ、Ｎｂを０．０２〜０．３０質量％含有させることにより、本発明で目標とする降伏強度１０００ＭＰａ以上かつ延性２０％以上という高強度化かつ高延性化の実現を確保することができる。
【００１６】
そして、加熱処理工程において、被加工材をＴＮｂＣの範囲に加熱することにより、Ｖを完全に固溶させつつ、一部の（例えば、０．０１質量％以上の）Ｎｂを固溶させ、同時に、残りの（例えば、０．０１質量％以上の）Ｎｂを未固溶とし、鍛造時に生じる再結晶オーステナイト粒をピン止めするＮｂＣを確保することにより、高強度化・高延性化を実現することができる。
【００１７】
そして、熱間鍛造工程において、被加工材を、１０５０℃〜加熱処理工程の加熱温度以下で、真歪量が０．３以上となるように熱間鍛造を行うことにより、析出強化に寄与しない粗大な（Ｖ，Ｎｂ）Ｃの析出を抑制することができ、かつ、加熱段階から析出していたＮｂＣのピン止めによる微細再結晶オーステナイト組織が得られる。さらに、被加工材全体が１０５０℃以上の高温に加熱されているため、熱間鍛造時の変形抵抗が低減される。
【００１８】
そして、冷却工程において、高強度化させる部分については、急冷停止温度（５５０〜７２０℃）までの平均冷却速度が３．０℃／ｓ以上となるように急冷却し、急冷却終了後、４００℃までの平均冷却速度が０．１℃／ｓ以上１．５℃／ｓ以下となるように緩冷却を行うことにより、オーステナイト中での粗大な（Ｖ，Ｎｂ）Ｃの発生を抑制しつつ、フェライト−パーライト変態を低温化させることで相界面析出する（Ｖ，Ｎｂ）Ｃを微細に分散させることができ、高強度化を実現することができる。一方、低強度化させる部分については、熱間鍛造終了後、６００℃までの平均冷却速度が、１．０℃／ｓ以下となるように、緩冷却を行うことにより、オーステナイト中での粗大な（Ｖ，Ｎｂ）Ｃの発生を促進させつつ、フェライト−パーライト変態を高温化させ、かつ、６００℃以上の高温域における滞在時間を長くすることで、相界面析出する（Ｖ，Ｎｂ）Ｃを粗大かつ低密度に分散させることができ、低強度化を実現することができる。
その結果、高強度化させる部分（降伏強度：１０００ＭＰａ以上）と低強度化させる部分（降伏強度：８００ＭＰａ以下）との降伏強度の差の最大値を２００ＭＰａ以上とするとともに、高強度化させる部分の延性を２０％以上とすることができる。
【００１９】
また、本発明に係るフェライト−パーライト型非調質鍛造部品の製造方法は、Ｃ：０．２０〜０．８０質量％、Ｓｉ：０．５０質量％以下、Ｍｎ：０．４０〜１．００質量％、Ｐ：０．０５０質量％以下、Ｓ：０．０５０質量％以下、Ｖ：０．２０〜０．８０質量％、Ｎｂ：０．０２〜０．３０質量％、Ｎ：０．０１００質量％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼を用いて、前記鋼からなる被加工材について、下記式（１）で算出されるＴＮｂＣとなるように加熱する加熱処理工程と、前記加熱処理工程の後に、前記被加工材を、１０５０℃以上、前記加熱処理工程における前記被加工材に対する加熱温度以下として、１段または２段以上の熱間鍛造を行い、当該熱間鍛造により前記被加工材の真歪量を０．３以上とする熱間鍛造工程と、前記熱間鍛造工程の後に、前記被加工材の低強度化させる部分を断熱材で覆うとともに、前記被加工材の高強度化させる部分のみに冷却材を吹き付け、前記高強度化させる部分について、前記熱間鍛造工程終了時の前記被加工材の温度から急冷停止温度までの平均冷却速度が、３．０℃／ｓ以上となるように、前記被加工材を冷却し、前記冷却後、前記被加工材の全体に冷却材を吹き付け、前記高強度化させる部分について、急冷停止温度から４００℃までの平均冷却速度が、０．１℃／ｓ以上、１．５℃／ｓ以下となり、かつ、前記低強度化させる部分について、前記熱間鍛造工程終了時の前記被加工材の温度から６００℃までの平均冷却速度が、１．０℃／ｓ以下となるように、前記被加工材を冷却する冷却工程と、を含み、前記高強度化させる部分とは、降伏強度を１０００ＭＰａ以上とし、延性を２０％以上とする部分であり、前記低強度化させる部分とは、降伏強度を８００ＭＰａ以下とする部分であり、前記急冷停止温度が５５０〜７２０℃である、ことを特徴とする。
−１４０００／（ｌｏｇ（［％Ｃ］・０．０１）−７．５８）−２７３≦ＴＮｂＣ（℃）≦−１４０００／（ｌｏｇ（［％Ｃ］・（［％Ｎｂ］−０．０１））−７．５８）−２７３・・・（１）
（ただし、前記式（１）において、［％Ｃ］、［％Ｎｂ］は、前記Ｃ、前記Ｎｂの各含有量（質量％）とする。）
【００２０】
このように、本発明に係るフェライト−パーライト型非調質鍛造部品の製造方法は、冷却工程において、低強度化させる部分を断熱材で覆った上で、高強度化させる部分に冷却材を吹き付けることで、被加工材の部位に応じた冷却制御が可能となり、一つの部品内で高強度化させる部位と低強度化させる部位が存在する鍛造部品を製造することができる。
【発明の効果】
【００２１】
本発明に係るフェライト−パーライト型非調質鍛造部品の製造方法によれば、一つの部品内に、十分な降伏強度および延性が付与された部分（高強度化させる部分）と、切削加工性を向上させるために降伏強度が抑えられた部分（低強度化させる部分）とを非調質で形成させた鍛造部品を製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【００２２】
【図１】本発明の実施形態に係るフェライト−パーライト型非調質鍛造部品の製造方法の工程を説明する模式図である。
【図２】本発明の実施形態に係るフェライト−パーライト型非調質鍛造部品の製造方法の工程における、高強度化させる部分と低強度化させる部分の熱履歴のグラフである。
【図３】実施例の引張試験を行う際の引張試験片を説明する模式図である。
【発明を実施するための形態】
【００２３】
以下、本発明に係るフェライト−パーライト型非調質鍛造部品の製造方法（以下、適宜、単に鍛造部品の製造方法という）を実施するための形態について、適宜図面を参照しながら詳細に説明する。
なお、フェライト−パーライト型とは、フェライト−パーライトを主体（例えばフェライト及びパーライトの合計が面積率で７０％以上、好ましくは８０％以上、さらに好ましくは９０％以上）とするものである。
【００２４】
［鋼］
本発明に係る鍛造部品の製造方法で用いる鋼は、Ｃ：０．２０〜０．８０質量％、Ｓｉ：０．５０質量％以下、Ｍｎ：０．４０〜１．００質量％、Ｐ：０．０５０質量％以下、Ｓ：０．０５０質量％以下、Ｖ：０．２０〜０．８０質量％、Ｎｂ：０．０２〜０．３０質量％、Ｎ：０．０１００質量％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる。
以下に、本発明に係る鍛造部品の製造方法で用いる鋼の各組成を数値限定した理由について説明する。
【００２５】
（Ｃ：０．２０〜０．８０質量％）
Ｃを０．２０質量％以上含有させると、Ｖおよび／またはＮｂと結び付き（Ｖ，Ｎｂ）Ｃを析出させ、析出強化量を高めることでフェライト−パーライトで鋼の降伏強度（ビッカース硬さ）の向上に寄与する。一方、Ｃの含有量が０．８０質量％を超えると、フェライト変態やパーライト変態が抑制されるため、ベイナイトが形成されるようになり、相界面析出が起こらなくなることで降伏強度が低下する。
したがって、Ｃの含有量は、０．２０〜０．８０質量％とする。
なお、好ましくはＣの含有量は、０．３０〜０．６０質量％、さらに好ましくは０．４０〜０．５０質量％である。
【００２６】
（Ｓｉ：０．５０質量％以下）
Ｓｉは、固溶強化で降伏強度（ビッカース硬さ）の向上に寄与するが、Ｓｉの含有量が０．５０質量％を超えると、焼入れ性が高くなり、ベイナイトが形成され降伏強度低下の要因となる。
したがって、Ｓｉの含有量は、０．５０質量％以下とする。なお、０質量％でもよい。
【００２７】
（Ｍｎ：０．４０〜１．００質量％）
Ｍｎは、固溶強化で降伏強度（ビッカース硬さ）の向上に寄与するが、Ｍｎの含有量が１．００質量％を超えると、焼入れ性が高くなり、ベイナイトが形成され降伏強度低下の要因となる。また、Ｍｎの含有量が０．４０質量％未満であると、Ｍｎの添加による降伏強度の向上の効果が得られない。
したがって、Ｍｎの含有量は、０．４０〜１．００質量％とする。
【００２８】
（Ｐ：０．０５０質量％以下）
Ｐは、鋼に不可避的に含まれるが、Ｐの含有量が０．０５０質量％を超えると、鋼を脆化させてしまう。
したがって、Ｐの含有量は、０．０５０質量％以下とする。なお、０質量％でもよい。
【００２９】
（Ｓ：０．０５０質量％以下）
Ｓは、鋼に不可避的に含まれ、Ｍｎと反応しＭｎＳを形成して切削性改善に寄与するが、Ｓの含有量が０．０５０質量％を超えると、延性を低下させてしまう。
したがって、Ｓ含有量は０．０５０質量％以下とする。なお、０質量％でもよい。
【００３０】
（Ｖ：０．２０〜０．８０質量％）
Ｖを０．２０質量％以上含有させることにより、フェライトおよびパーライト中のラメラフェライト中にＶ炭化物もしくは炭窒化物として析出することでフェライトおよびパーライトを強化し、降伏強度（ビッカース硬さ）を向上させることができる。一方、Ｖの含有量が０．８０質量％を超えると、熱間鍛造工程後の冷却工程において、フェライト変態やパーライト変態が抑制されてベイナイトが形成されるようになり、降伏強度が低下してしまう。
なお、従来からＶの添加は行われていたものの、後記する本発明に係る冷却工程のような冷却制御を行なわない場合は、フェライト−パーライト変態が抑制されてしまうことにより、ベイナイトが形成されたり、変態温度が低くなりすぎフェライト中のＶＣの相界面析出が起こりにくくなったりしてしまう。よって、逆に降伏強度の低下を招いてしまっていた。
前記事項を考慮し、本発明に係る鍛造部品の製造方法で用いる鋼のＶの含有量は、０．２０〜０．８０質量％とする。
なお、好ましくはＶの含有量は、０．３５〜０．８０質量％、さらに好ましくは０．４５〜０．８０質量％である。
【００３１】
（Ｎｂ：０．０２〜０．３０質量％）
Ｎｂは、フェライトおよびパーライト中のラメラフェライト中にＶとともに炭化物および炭窒化物として析出することでフェライトおよびパーライトを強化し、非調質鍛造部品の降伏強度の高強度化に寄与する元素である。また、ＮｂはＶが完全に固溶するような高温域においても一部は未固溶状態のＮｂＣとして存在する。そして、ＮｂＣがオーステナイト再結晶粒のピン止め粒子として作用し、再結晶オーステナイト組織の微細化に寄与する。その結果、高延性のフェライト−パーライト組織が得られる。
Ｎｂの含有量が０．０２質量％未満では、非調質鍛造部品において、オーステナイト粒が粗大化し、延性が低下する。一方で、Ｎｂの含有量が０．３０質量％を超えると、降伏強度および延性の向上効果が飽和する。
したがって、Ｎｂの含有量は、０．０２〜０．３０質量％とする。
なお、Ｎｂの含有量は、好ましくは０．０５〜０．２５質量％、さらに好ましくは０．１５〜０．２３質量％である。
【００３２】
（Ｎ：０．０１００質量％以下）
Ｎは、ＶまたはＮｂと高温で結合して炭窒化物を形成する元素である。Ｎ量が０．０１００質量％を超えると、粗大な炭窒化物を形成する。そして、高温域でＮと結合した分、相界面析出で微細に析出させ得るＶ、Ｎｂ量が減少するので、その分析出強化量が低下し、降伏強度が低下するようになる。
したがって、Ｎの含有量は、０．０１００質量％以下であり、好ましくは０．００９０質量％以下、さらに好ましくは０．００８０質量％以下である。なお、０質量％でもよい。
【００３３】
（不可避不純物）
不可避不純物としては、例えば、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｏ等が挙げられ、本発明の効果を妨げない範囲で含有することが許容される。
【００３４】
［被加工材］
本発明に係る鍛造部品の製造方法で用いる被加工材は、前記組成の鋼から構成される。なお、当該被加工材に対し、後記する各工程の処理を施すことにより、十分な降伏強度および延性が付与された部分（高強度化させる部分）と、切削加工性を向上させるために降伏強度が抑えられた部分（低強度化させる部分）とを形成させる。
なお、本発明に係る鍛造部品の製造方法で用いる被加工材は、例えば、鋳造、鍛造加工、押出加工等によって準備すればよい。
【００３５】
ここで、高強度化させる部分とは、降伏強度を１０００ＭＰａ以上とし、かつ、延性を２０％以上とする部分のことであり、低強度化させる部分とは、降伏強度を８００ＭＰａ以下とする部分のことである。したがって、本発明の製造方法で製造された鍛造部品は、一つの部品内の降伏強度の差の最大値が２００ＭＰａ以上となる。
【００３６】
この高強度化させる部分Ｘと、低強度化させる部分Ｙは、図１（ａ）で示しているように、被加工材に１箇所ずつ存在していてもよいし、複数個所ずつ存在していてもよい。また、どのような範囲（大きさ）で存在していてもよい。
なお、鍛造部品は、基本的に高強度化が要求されるものであるため、切削加工性を向上させる必要がある部分以外の全ての部分を、高強度化させる部分Ｘと判断してもよい。
【００３７】
次に、図１、図２を参照しつつ、本発明に係る鍛造部品の製造方法の工程について説明する。なお、本発明に係る鍛造部品の製造方法は、加熱処理工程、熱間鍛造工程、冷却工程を含む構成となっている。
【００３８】
［加熱処理工程］
加熱処理工程は、被加工材を、ＴＮｂＣの範囲となるように加熱する工程である。
ここで、ＴＮｂＣは、−１４０００／（ｌｏｇ（［％Ｃ］・０．０１）−７．５８）−２７３≦ＴＮｂＣ（℃）≦−１４０００／（ｌｏｇ（［％Ｃ］・（［％Ｎｂ］−０．０１））−７．５８）−２７３・・・（１）で表される。ただし、前記式（１）において、［％Ｃ］、［％Ｎｂ］は、前記Ｃ、前記Ｎｂの各含有量（質量％）とする。
なお、加熱処理工程は、図１の（ａ）→（ｂ）の間の一部の工程である。
【００３９】
（加熱処理の温度範囲）
加熱処理工程は、被加工材をＴＮｂＣの範囲の加熱温度で加熱処理する工程で、被加工材のＶ全量、およびＮｂの一部が固溶化する。加熱温度がＴＮｂＣの範囲の下限未満であると、Ｎｂが０．０１質量％以上固溶せず、非調質鍛造部品において、微細な（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ複合析出物が十分に生成せずに、降伏強度が低下する。加熱温度がＴＮｂＣの範囲の上限を超えると、未固溶Ｎｂが０．０１質量％以下となり、再結晶オーステナイト粒をピン止めするＮｂＣが十分に確保されず、再結晶オーステナイト粒が粗大になり延性が低下する。
また、ＴＮｂＣの範囲に加えて、加熱温度の上限は、鋼の溶融温度未満とすることが好ましく、設備の能力等から、１３００℃程度とすることがさらに好ましい。
ここで、ＴＮｂＣはＮｂＣの溶解度積（今井勇之進、庄野凱旋夫、鉄と鋼、１９６６年、ｐ.１１０）から式変形して導出した温度であり、当該温度範囲の下限未満の温度に加熱することで固溶Ｎｂが０．０１質量％以下となり、当該温度範囲の上限を超える温度に加熱することで未固溶Ｎｂが０．０１質量％以下となる。
なお、加熱処理工程での温度とは、加熱処理工程での被加工材の最高到達温度とする。
【００４０】
（加熱処理工程の具体的な手順）
加熱処理工程において、被加工材をＴＮｂＣの範囲となるように加熱するが、加熱する手段については、特に限定されず、被加工材全体を、均一に加熱できるものであればよい。
【００４１】
（加熱処理工程における熱履歴）
加熱処理工程における熱履歴は、図２の時間ｔ０→ｔ２に示すとおりである。
時間ｔ０→ｔ１において、被加工材の温度をＴ０→Ｔ１まで上昇させるが、この間の加熱速度については、加熱手段の性能によるものであり、特に限定されない。しかし、図２に示すとおり、略均一の加熱速度で加熱するのが好ましい。なお、Ｔ１は、ＴＮｂＣの範囲である。
時間ｔ１→ｔ２の加熱保持時間については、特に限定されないが、製造時の安定性、生産性の観点から、６０秒以上、１時間以下が好ましい。
また、時間ｔ０→ｔ１の加熱時間についても、特に限定されないが、Ｖ、Ｎｂの固溶量、設備の能力等から、６０秒〜１時間が好ましい。
【００４２】
［熱間鍛造工程］
熱間鍛造工程は、加熱処理工程の後に、被加工材を、１０５０℃以上、加熱処理工程における被加工材に対する加熱温度以下として、熱間鍛造を行い、当該熱間鍛造により前記被加工材の真歪量を０．３以上とする工程である。
なお、熱間鍛造工程は、図１の（ａ）→（ｂ）の間の一部の工程である。
【００４３】
（熱間鍛造の温度範囲）
熱間鍛造工程において、被加工材を、１０５０℃以上、加熱処理工程における被加工材に対する加熱温度以下として、熱間鍛造を行う。
熱間鍛造を行う直前に、被加工材の温度が、１０５０℃以上、加熱処理工程における被加工材に対する加熱温度以下となっていれば、熱間鍛造中の温度は特に限定されない。しかし、熱間鍛造を行う処理の間、被加工材の温度が１０５０℃以上、加熱処理工程における被加工材に対する加熱温度以下となっていることが好ましい。
ここで、１０５０℃以上と規定したのは、熱間鍛造にともなうオーステナイト中での粗大な（Ｖ，Ｎｂ）Ｃの析出を防止するためである。さらに、１０５０℃以上の高温域で熱間鍛造を行うことにより、熱間鍛造時の変形抵抗が低下する。熱間鍛造温度が１０５０℃未満となると、熱間鍛造時にオーステナイト中で粗大な（Ｖ，Ｎｂ）Ｃが析出する結果、フェライト変態時にフェライト中に相界面析出により生成する微細な（Ｖ，Ｎｂ）Ｃが減少し、高強度化させる部分Ｘにおいて、降伏強度が１０００ＭＰａ未満となる。
【００４４】
（真歪量）
熱間鍛造の温度範囲に加えて被加工材の真歪量が０．３以上と規定したのは、熱間鍛造時のオーステナイト粒の再結晶を促進し、ＮｂＣのピン止めにより、微細な再結晶オーステナイト粒を得て、延性を改善するからである。そして、真歪量が０．３未満となると、熱間鍛造時にオーステナイト粒が再結晶せず、延性が低下するからである。好ましくは真歪量が０．４以上となるような熱間鍛造、さらに好ましくは真歪量が０．５以上となるような熱間鍛造を行う。そして、真歪量は、熱間鍛造時の変形抵抗が高くなりすぎないよう、５．０以下であることが好ましい。
なお、真歪量は、ｌｎ［（熱間鍛造前の被加工材の断面積）／（熱間鍛造後の被加工材の断面積）］で計算された歪量である。
【００４５】
（熱間鍛造工程の具体的な手順）  
次に、熱間鍛造工程の具体的な手順を説明する。
加熱処理工程後、被加工材の温度が、１０５０℃以上、加熱処理工程における被加工材に対する加熱温度以下となるまで冷却する。ここでの冷却方法については、特に限定されない。
その後、被加工材に対し、熱間鍛造を行うが、熱間鍛造の装置、熱間鍛造の方法等については、特に限定されず、従来の装置を用いて従来の方法により行えばよい。また、熱間鍛造の回数についても、特に限定されず、１段または２段以上であればよい。
【００４６】
（熱間鍛造工程における熱履歴）
熱間鍛造工程の熱履歴は、図２の時間ｔ２→ｔ４に示すとおりである。
時間ｔ２→ｔ３において、被加工材の温度をＴ１→Ｔ２まで下げるが、この間の平均冷却速度については、特に限定されない。しかし、図２に示すとおり、略均一の冷却速度で冷却するのが好ましい。また、時間ｔ３→ｔ４の鍛造時間についても、特に限定されない。
なお、Ｔ２は、１０５０℃以上、加熱処理工程における被加工材に対する加熱温度以下である。
【００４７】
［冷却工程］
冷却工程は、熱間鍛造工程の後に行う工程であり、被加工材の高強度化させる部分Ｘについて、熱間鍛造工程終了時の被加工材の温度から急冷停止温度までの平均冷却速度が、３．０℃／ｓ以上となり、急冷停止温度から４００℃までの平均冷却速度が、０．１℃／ｓ以上、１．５℃／ｓ以下となり、被加工材の低強度化させる部分Ｙについて、熱間鍛造工程終了時の被加工材の温度から６００℃までの平均冷却速度が、１．０℃／ｓ以下となるように、被加工材を冷却する工程である。
ここで、急冷停止温度とは、被加工材の高強度化させる部分Ｘに対する急冷を停止させる温度であり、５５０〜７２０℃である。
なお、冷却工程は、図１の（ｂ）→（ｄ）で表わされる。
【００４８】
（高強度化させる部分の冷却速度）
高強度化させる部分Ｘについて、熱間鍛造工程終了時の被加工材の温度から急冷停止温度（５５０〜７２０℃）までの平均冷却速度が、３．０℃／ｓ以上となるように冷却する。
ここで、フェライト変態、パーライト変態時に相界面析出させることにより高強度化を達成するためには、オーステナイト域での（Ｖ，Ｎｂ）Ｃの析出を防止する必要がある。しかし、本発明では、熱間鍛造の際に微細な再結晶オーステナイト粒が生じているため、粒界面が増加し、オーステナイト域での析出が起こりやすくなっている。よって、オーステナイト域での析出を防止するためにオーステナイト域での冷却速度を速くする必要がある。したがって、本発明で使用する鋼のフェライト変態開始温度である７２０℃以下までの平均冷却速度を３．０℃／ｓ以上とした。好ましくは５．０℃／ｓ以上である。ただし、３．０℃／ｓ以上の速度で低温域まで急冷しすぎると、フェライト−パーライト変態ができずに、ベイナイトが形成されるようになるため、当該速度での冷却は、５５０℃以上までとした。
【００４９】
また、高強度化させる部分Ｘについて、急冷停止温度（５５０〜７２０℃）から４００℃までの平均冷却速度が、０．１℃／ｓ以上、１．５℃／ｓ以下となるように冷却する。
これは、本発明ではＶ、Ｎｂ添加により特にパーライト変態が遅延されるため、平均冷却速度が１．５℃／ｓを超えるとベイナイトやマルテンサイトが形成されてしまうからである。一方、平均冷却速度が０．１℃／ｓ未満となると、フェライト−パーライト変態が高温化し、変態と同時に起こる相界面析出により形成される（Ｖ，Ｎｂ）Ｃが粗大化して析出強化量が低下するため、強度を確保することができなくなるからである。
【００５０】
なお、急冷停止温度は、前記したように、高強度化させる部分Ｘについて、オーステナイト中に（Ｖ，Ｎｂ）Ｃが析出するのを抑制するため、７２０℃以下にする必要がある。一方、急冷停止温度が５５０℃未満となると、その後、徐冷してもフェライト−パーライト変態ができなくなる。よって、急冷停止温度は、５５０〜７２０℃とした。急冷停止温度の好ましい範囲は５６０〜６７０℃、さらに好ましい範囲は５７０〜６５０℃である。
【００５１】
（低強度化させる部分の冷却速度）
低強度化させる部分Ｙについて、熱間鍛造工程終了時の被加工材の温度から６００℃までの平均冷却速度が、１．０℃／ｓ以下となるように冷却する。
これは、熱間鍛造後、１．０℃／ｓ以下で冷却すると、フェライト変態開始前にオーステナイト域で粗大な（Ｖ，Ｎｂ）Ｃが析出することにより、Ｖ、Ｎｂの相界面析出量が減少し、析出強化量が低下するためである。また、１．０℃／ｓ以下で冷却するとフェライト変態が開始する温度が高温化する。一般に、析出強化元素を本発明量程度添加した鋼を１０５０℃以上で熱間鍛造し、フェライト−パーライト組織となる範囲の速度で冷却すると、ある程度の析出強化が起こり、降伏強度８００ＭＰａを超えてしまうが、本発明では、特にＮｂＣのピン止め効果により再結晶オーステナイト粒が微細化した結果、オーステナイト粒界面が増加し、フェライト変態が促進される。フェライト変態温度が高いと相界面析出が起こる際の（Ｖ，Ｎｂ）Ｃの析出駆動力が低下するので核生成する（Ｖ，Ｎｂ）Ｃサイズが粗大になったり、相界面析出自体が起こらなくなったりして析出強化量が小さなフェライトが形成される。好ましい平均冷却速度は０．８℃／ｓ以下、さらに好ましい平均冷却速度は０．５℃／ｓ以下である。なお、生産性の低下を防止するため、０．０１℃／ｓ以上であることが好ましい。
【００５２】
（冷却工程の具体的な手順）
被加工材の高強度化させる部分Ｘと低強度化させる部分Ｙとを、異なる平均速度で冷却する必要があるため、高強度化させる部分Ｘのみに冷却材を吹き付けられるように低強度化させる部分Ｙを断熱材（ガラスウール等）で覆う。その後、高強度化させる部分Ｘにのみ冷却材を吹き付ける（図１の（ｃ−１）等）。
なお、高強度化させる部分Ｘと低強度化させる部分Ｙとを、異なる平均速度で冷却できればよいため、前記方法のみに限定されることはなく、例えば、仕切り板等で冷却材が低強度化させる部分Ｙに当たらないようにするといった構成でもよい。
【００５３】
被加工材の高強度化させる部分Ｘが急冷停止温度（５５０〜７２０℃）となった後も、高強度化させる部分Ｘと低強度化させる部分Ｙとを、異なる平均速度で冷却する。ただし、急冷停止温度（５５０〜７２０℃）までの手順と比べて、冷却材の吹き付ける流量を少なくする等により、高強度化させる部分Ｘの冷却速度を遅くする。
【００５４】
冷却方法については、特に限定されないが、所定の速度範囲内で冷却する必要があるため、単位時間あたりに同量の冷却材を吹き付ける方法が好ましい。また、冷却材については、冷却効果を有する圧縮ガス（空気、Ｎ２ガス、アルゴンガス、ミスト等）が好ましい。
【００５５】
（冷却工程における熱履歴）
冷却工程の熱履歴は、図２の時間ｔ４以降に示すとおりである。
時間ｔ４→ｔ５の高強度化させる部分Ｘの平均冷却速度については、３．０℃／ｓ以上で、時間ｔ５→ｔ６の高強度化させる部分Ｘの平均冷却速度については、０．１℃／ｓ以上、１．５℃／ｓ以下である。そして、Ｔ３は、５５０〜７２０℃（急冷停止温度）であり、Ｔ４は、４００℃である。
時間ｔ４以降（６００℃まで）の低強度化させる部分Ｙの平均冷却速度については、１．０℃／ｓ以下である。
なお、時間ｔ４以降の冷却速度については、本発明では平均値で規定しているが、図２に示しているように、略一定速度で冷却されることが好ましい。
【００５６】
なお、本発明に係る鍛造部品の製造方法は、加熱処理工程、熱間鍛造工程、冷却工程以外の工程、例えば、加熱処理工程の前に被加工材を所定形状に整える工程や、冷却工程の後に被加工材を放冷する工程等、を含む構成となっていてもよい。
【００５７】
以上、本発明の実施形態について説明したが、本発明は前記実施形態に限定されず、特許請求の範囲に記載した本発明の要旨を逸脱しない範囲で適宜設計変更可能である。
【実施例】
【００５８】
次に、本発明に係る鍛造部品の製造方法について、本発明の効果を確認した実施例（供試材Ｎｏ．２〜５、１９、２０）を、本発明の要件を満たさない比較例（供試材Ｎｏ．１、６〜１８）と対比して具体的に説明する。
【００５９】
［供試材の作製］
表１に示す化学成分組成からなる円柱状（φ４０．０ｍｍ×６０ｍｍ）を呈する鋼を、全体が均一な温度となるように均一加熱した。
その後、供試材がφ２０．０ｍｍの円柱状を呈するように熱間押出（熱間鍛造）を行った。なお、熱間鍛造前に、一部の供試材については、空冷もしくは強制冷却により、表２の熱間鍛造温度まで冷却している。
熱間鍛造後、図１の（ｃ−１）、（ｃ−２）、（ｃ−３）、（ｃ−４）、（ｃ−５）に示すような圧縮ガスおよび水を用いて冷却する方法、並びに、（ｃ−６）に示すようなガラスウールで構成された断熱材で供試材を覆うことで徐冷する方法、および、（ｃ−７）に示すように浸漬により水冷する方法を用いて、表２に示す平均冷却速度により供試材を冷却した。
なお、各条件の詳細な設定温度、時間等は表２に示した。
【００６０】
［測定方法］
作製した鍛造部品の降伏強度および延性（全伸び）を以下のように評価した。
鍛造部品の高強度化させる部分Ｘと、低強度化させる部分Ｙそれぞれより、長さ方向と平行に微小引張試験片を作製した。サイズは図３に示すサブサイズの引張試験片とした。それぞれ引張試験を行い、降伏強度および全伸びを測定した。その結果を表２に示す。
【００６１】
［評価方法］
評価方法については、高強度化させる部分Ｘ（表２では、高強度部と記載）の降伏強度が１０００ＭＰａ以上であり、延性（全伸び）が２０％以上、かつ、低強度化させる部分Ｙ（表２では、低強度部と記載）の降伏強度が８００ＭＰａ以下の場合を効果ありと評価し、それ以外の場合を効果なしと評価した。
なお、表２の加熱温度とは、図２のＴ１（ｔ１→ｔ２）であり、表２の均一加熱時間とは図２のｔ１→ｔ２である。
【００６２】
【表１】
0005639494.tif 000002
【００６３】
【表２】
0005639494.tif 000003
【００６４】
（Ｖ含有量、Ｎｂ含有量による評価）
表１に示すように、鋼種ＡのＶ含有量（０．１０質量％）は、本発明が規定するＶ含有量の下限値（０．２０質量％）よりも少なかった。よって、鋼種Ａからなる供試材Ｎｏ．１は、高強度化させる部分の降伏強度が、８１３ＭＰａとなり、１０００ＭＰａを下回る結果となった。
また、表１に示すように、鋼種ＤのＶ含有量（１．００質量％）は、本発明が規定するＶ含有量の上限値（０．８０質量％）よりも多かった。よって、鋼種Ｄからなる供試材Ｎｏ．１７は、高強度化させる部分の降伏強度が、８１０ＭＰａとなり、１０００ＭＰａを下回るとともに、高強度化させる部分の延性（全伸び）が１９％となり、２０％を下回る結果となった。
さらに、表１に示すように、鋼種ＥのＮｂ含有量（０質量％）は、本発明が規定するＮｂ含有量の下限値（０．０２質量％）よりも少なかった。よって、鋼種Ｅからなる供試材Ｎｏ．１８は、高強度化させる部分の降伏強度が、９７９ＭＰａとなり、１０００ＭＰａを下回るとともに、高強度化させる部分の延性（全伸び）が１８％となり、２０％を下回る結果となった。
【００６５】
（加熱処理工程による評価）
供試材Ｎｏ．６は、加熱処理工程において、供試材の均一加熱温度を１０７０℃とし、ＴＮｂＣの下限よりも低かった。よって、高強度化させる部分の降伏強度が、８７２ＭＰａとなり、１０００ＭＰａを下回る結果となった。
供試材Ｎｏ．７は、加熱処理工程において、供試材の均一加熱温度を１３５０℃とし、ＴＮｂＣの上限よりも高かった。よって、高強度化させる部分の延性（全伸び）が１４％となり、２０％を下回る結果となった。
【００６６】
（熱間鍛造工程による評価）
供試材Ｎｏ．８は、熱間鍛造工程において、供試材の熱間鍛造温度を９００℃とし、１０５０℃よりも低かった。よって、高強度化させる部分の降伏強度が、８６９ＭＰａとなり、１０００ＭＰａを下回る結果となった。
供試材Ｎｏ．９は、熱間鍛造工程において、供試材の真歪量を０．２とし、０．３よりも低かった。よって、高強度化させる部分の衝撃値が延性（全伸び）が１３％となり、２０％を下回る結果となった。
【００６７】
（冷却工程による評価）
供試材Ｎｏ．１０は、冷却工程において、高強度化させる部分Ｘの急冷停止温度までの平均冷却速度を１．２℃／ｓとし、３．０℃／ｓよりも遅かった。よって、高強度化させる部分Ｘの降伏強度が、８７８ＭＰａとなり、１０００ＭＰａを下回る結果となった。
供試材Ｎｏ．１１は、冷却工程において、低強度化させる部分Ｙの６００℃までの平均冷却速度を３．０℃／ｓとし、１．０℃／ｓよりも速かった。よって、低強度化させる部分Ｙの降伏強度が、８６０ＭＰａとなり、８００ＭＰａを上回る結果となった。
供試材Ｎｏ．１２は、冷却工程において、急冷停止温度を７５０℃とし、７２０℃よりも高かった。よって、高強度化させる部分Ｘの降伏強度が、８０８ＭＰａとなり、１０００ＭＰａを下回る結果となった。
供試材Ｎｏ．１３は、冷却工程において、急冷停止温度を５００℃とし、５５０℃よりも低かった。よって、高強度化させる部分Ｘの降伏強度が、８５６ＭＰａとなり、１０００ＭＰａを下回り、高強度化させる部分Ｘの延性（全伸び）が１５％となり、２０％を下回る結果となった。
供試材Ｎｏ．１４は、冷却工程において、高強度化させる部分Ｘの４００℃までの冷却速度を２．０℃／ｓとし、１．５℃／ｓよりも速かった。よって、高強度化させる部分Ｘの降伏強度が、８１０ＭＰａとなり、１０００ＭＰａを下回る結果となった。
供試材Ｎｏ．１５は、冷却工程において、高強度化させる部分Ｘの４００℃までの冷却速度を０．０８℃／ｓとし、０．１℃／ｓよりも遅かった。よって、高強度化させる部分Ｘの降伏強度が、８９９ＭＰａとなり、１０００ＭＰａを下回る結果となった。
供試材Ｎｏ．１６は、冷却工程において、急冷停止温度を設定せず、浸漬により水冷する方法（ｃ−７）により一気に冷却した。よって、高強度化させる部分Ｘの降伏強度が、９７７ＭＰａとなり、１０００ＭＰａを下回り、低強度化させる部分Ｙの降伏強度が、９６９ＭＰａとなり、８００ＭＰａを上回り、高強度化させる部分の延性（全伸び）が６％となり、２０％を下回る結果となった。
【００６８】
以上の結果より、本発明に係る鍛造部品の製造方法によると、一つの部品内に、１０００ＭＰａ以上という十分な降伏強度と、延性（全伸び）が２０％以上という十分な延性とが付与された部分（高強度化させる部分）と、８００ＭＰａ以下に降伏強度が抑えられた切削加工性が向上された部分（低強度化させる部分）とを非調質で形成させることができることがわかった。
【図１】
0005639494.tif 000004
【図２】
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【図３】
0005639494.tif 000006