(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量で，Ｃ：０．１０〜０．３０％，Ｓｉ：０．０５〜０．６０％，Ｍｎ：０．９５〜１．２５％，Ｃｒ：０．１０〜０．６０％，Ｖ：０．２０〜０．４０％を基本成分とし，Ｐ：０．０３０％以下，Ｏ：０．００３０％以下に制限し，さらに，Ｓ：０．００５〜０．１００％，Ｔｅ：０．００５〜０．０４０％，Ｐｂ：０．０３〜０．３０％，Ｂｉ：０．０３〜０．２０％，Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％から選んだ１種または２種以上を含有し，残部Ｆｅからなり，フェライト相の体積率が４０％以上であり，硬さが９０ＨＲＢ以下であることを特徴とする冷間加工性に優れた非調質鋼。
【請求項２】
重量で，Ｃ：０．１０〜０．３０％，Ｓｉ：０．０５〜０．６０％，Ｍｎ：０．９５〜１．２５％，Ｃｒ：０．１０〜０．６０％，Ｖ：０．２０〜０．４０％を基本成分とし，Ｐ：０．０３０％以下，Ｏ：０．００３０％以下に制限し，さらに，Ｓ：０．００５〜０．１００％，Ｔｅ：０．００５〜０．０４０％，Ｐｂ：０．０３〜０．３０％，Ｂｉ：０．０３〜０．２０％，Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％から選んだ１種または２種以上を含有し，残部Ｆｅからなる鋼を，最終加工温度が８００〜９５０℃となるように熱間圧延し，直ちに毎分１２０℃以下の冷却速度でＡ１点以下の温度まで連続冷却することにより，フェライト相の体積率が４０％以上であり，硬さが９０ＨＲＢ以下の冷間加工性に優れた非調質鋼を製造する方法。
【請求項３】
重量で，Ｃ：０．１０〜０．３０％，Ｓｉ：０．０５〜０．６０％，Ｍｎ：０．９５〜１．２５％，Ｃｒ：０．１０〜０．６０％，Ｖ：０．２０〜０．４０％を基本成分とし，Ｐ：０．０３０％以下，Ｏ：０．００３０％以下に制限し，さらに，Ｓ：０．００５〜０．１００％，Ｔｅ：０．００５〜０．０４０％，Ｐｂ：０．０３〜０．３０％，Ｂｉ：０．０３〜０．２０％，Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％から選んだ１種または２種以上を含有し，残部Ｆｅからなる鋼材もしくは鋼材に塑性加工や機械加工を施した中間素材を８００〜９５０℃に１０分間以上加熱したのち空気中に放置冷却することにより，フェライト相の体積率が４０％以上であり，硬さが９０ＨＲＢ以下の冷間加工性に優れた非調質鋼の製造方法。
【請求項４】
重量で，Ｃ：０．１０〜０．３０％，Ｓｉ：０．０５〜０．６０％，Ｍｎ：０．９５〜１．２５％，Ｃｒ：０．１０〜０．６０％，Ｖ：０．２０〜０．４０％を基本成分とし，Ｐ：０．０３０％以下，Ｏ：０．００３０％以下に制限し，さらに，Ｓ：０．００５〜０．１００％，Ｔｅ：０．００５〜０．０４０％，Ｐｂ：０．０３〜０．３０％，Ｂｉ：０．０３〜０．２０％，Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％から選んだ１種または２種以上を含有し，残部Ｆｅからなり，フェライト相の体積率が４０％以上であり，硬さが９０ＨＲＢ以下であることを特徴とする鋼材に冷間加工または６００℃以下の温度で温間加工を施して予備成形体を製造し，さらにこの予備成形体を１０００℃以上１２５０℃以下の温度で熱間鍛造した後，空気中に放置冷却することにより，２０〜３５ＨＲＣの硬さの非調質鋼鍛造部材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は冷間加工性に優れる非調質鋼および当該鋼材の製造方法さらには当該鋼材を用いた鍛造部材の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
中炭素鋼にＶを添加した非調質鋼は熱間鍛造ままで焼入焼戻し材に匹敵する強度を確保できることから，機械構造部材に使用されている。一方，寸法精度や重量精度が問題となる部品に対しては重量精度の良い予備成形体を熱間で閉そく鍛造することがあるが，Ｖを添加した非調質鋼は素材硬度が高く，冷間加工で予備成形体を製造できないため，切削加工により予備成形体を製造している。
【０００３】
【発明が解決しようとする問題点】
閉そく鍛造に限らず，予備成形により重量精度の向上を図る場合，予備成形を切削加工から冷間加工に変更することは製造コストを低減するために有効である。このためには，冷間加工前の鋼材の硬さを十分に低下させておくことが必要であるが，従来のＶ添加非調質鋼においては軟化熱処理の効果が肌焼鋼や炭素鋼に比べて小さく，十分な冷間加工性が得られないという問題があった。
【０００４】
【問題点を解決するための手段】
本発明者はＶ添加非調質鋼の化学成分と各種軟化熱処理後の冷間加工性および熱間鍛造後の強度の関係を調査した結果，以下のようなことを見出した。
【０００５】
熱間鍛造後の強度を確保しつつ冷間加工素材の硬さを低下させるためには，軟化熱処理前のパーライト量を低減することが有効である。パーライト量はＣの含有量との相関が強いため，Ｃの含有量を低下させることが最も効果的であるが，冷間加工に続く熱間加工後の強度を低下させるので，この強度低下を補うことが必要である。この強度低下を補う方法としてはフェライト相を強化するＳｉ，Ｍｎ，Ｖなどの増量が考えられるが，Ｓｉ，Ｍｎなどの固溶強化元素の増量は冷間加工前の硬さを増大させるので好ましくない。一方，Ｖはその炭窒化物がフェライトに整合歪みを与えることで強化する元素であり，この炭窒化物を成長させフェライトとの整合性を失わせる熱処理を行うとフェライトの硬さを大幅に低下させることができる。この効果はフェライト相が多いほど大きく，Ｃ含有量の低減とＶ含有量の増大を組み合わせることにより，軟化熱処理後の硬さが十分に低くすなわち冷間加工による予備成形が容易で，かつ，熱間加工後の強度が十分に高い，理想的な材料が得られる。
【０００６】
フェライト硬度を効果的に低下させるには，Ａ３点付近に保持後マルテンサイト変態やベイナイト変態しない冷却速度で冷却することが必要であり，したがって好ましくは通常の焼ならしでマルテンサイト変態やベイナイト変態を起こさない組成の鋼であることが望まれる。また，この軟化熱処理は鋼材の熱間圧延において熱加工履歴を制御することすなわち制御圧延により省略することが可能であり，この場合は熱間圧延の最終加工を軟化熱処理と同じ温度域で行うことが有効である。
【０００７】
冷間加工後の予備成形体を最終形状に鍛造するには鍛造温度を１０００℃以上にすることが必要である。これは，軟化熱処理または制御圧延により格子整合性を失ったＶ炭窒化物を再固溶および再析出させるためであり，これにより熱間鍛造後の強度を確保することができる。
【０００８】
本発明は，重量で，Ｃ：０．１０〜０．３０％，Ｓｉ：０．０５〜０．６０％，Ｍｎ：０．９５〜１．２５％，Ｃｒ：０．１０〜０．６０％，Ｖ：０．２０〜０．４０％を基本成分とし，Ｐ：０．０３０％以下，Ｏ：０．００３０％以下に制限し，これにさらに，Ｓ：０．００５〜０．１００％，Ｔｅ：０．００５〜０．０４０％，Ｐｂ：０．０３〜０．３０％，Ｂｉ：０．０３〜０．２０％，Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％から選んだ１種または２種以上を含有し，フェライト相の体積率が４０％以上であり，硬さが９０ＨＲＢ以下である冷間加工性に優れた非調質鋼を第１の発明とし，化学成分が第１の発明に相当する鋼を最終加工温度が８００〜９５０℃となるように熱間圧延後直ちに毎分１２０℃以下の冷却速度でＡ１点以下の温度まで連続冷却することにより冷間加工性に優れた非調質鋼を製造する方法を第２の発明とし，化学成分が第１の発明に相当する鋼材または鋼材に塑性加工や機械加工を施した中間素材を８００〜９５０℃に１０分間以上加熱したのち空気中で放冷することにより，フェライト相の体積率が４０％以上であり，硬さが９０ＨＲＢ以下の冷間加工性に優れた非調質鋼を製造する方法を第３の発明とし，第１の発明に相当する鋼材に冷間加工または６００℃以下の温度で温間加工を施して予備成形体を製造し，この予備成形体を１０００℃以上１２５０℃以下の温度で熱間鍛造した後，空気中に放冷することにより，２０〜３５ＨＲＣの硬さの鍛造部材を製造する方法を第４の発明とする４つの発明よりなるものである。
【０００９】
本発明の請求範囲の限定理由について以下に説明する。
【００１０】
Ｃ：０．１０〜０．３０％
Ｃは鋼の強度を向上する元素であり，含有量が０．１０％未満では熱間鍛造後の強度が不足する。一方，Ｃはパーライトを生成し冷間加工性を劣化させるとともに軟化熱処理性を阻害する元素であり，０．３０％を越えるとその影響が顕著になる。よって，Ｃの含有量は０．１０〜０．３０％とする。
【００１１】
Ｓｉ：０．０５〜０．６０％
Ｓｉは固溶強化によりフェライト相を強化する元素であり，熱間鍛造後の鋼の強度を向上する効果を有するが，含有量が０．０５％未満では効果が小さく，また，０．６０％を越えるとフェライトの延性を低下させ冷間加工性が劣化する。よって，Ｓｉの含有量は０．０５〜０．６０％とする。
【００１２】
Ｍｎ：０．９５〜１．２５％
Ｍｎは固溶強化によりフェライト相を強化するとともにパーライトの靭性を向上することにより熱間鍛造後の鋼の疲労強度および靭性を向上する元素であるが，含有量が０．９５％未満では効果が小さく，また，１．２５％を越えるとフェライトの加工硬化を助長するため冷間加工性が劣化する。よって，Ｍｎの含有量は０．９５〜１．２５％とする。
【００１３】
Ｃｒ：０．１０〜０．６０％
Ｃｒはパーライトの靭性を向上することにより熱間鍛造後の鋼の疲労強度および靭性を向上するとともに，冷間加工における変形能を向上する元素であるが，含有量が０．１０％未満では効果が小さく，また，０．６０％を越えるとパーライト量を増加させ冷間加工における変形抵抗を上昇させる。よって，Ｃｒの含有量は０．１０〜０．６０％とする。
【００１４】
Ｖ：０．２０〜０．４０％
Ｖは析出硬化によりフェライト相の強度を向上することにより熱間鍛造後の鋼の強度を向上する元素であるが，本発明の鋼材は軟化熱処理後の冷間加工性を向上するためにＣの含有量を０．３０％以下とし，また，フェライト量を４０％以上としているため，Ｖの含有量が０．２０％未満では熱間鍛造後の強度が不足する。また，Ｖの含有量が０．４０％を越えると軟化熱処理や制御圧延後の硬さが十分に低下しないため，冷間加工性が劣化する。よって，Ｖの含有量は０．２０〜０．４０％とする。
【００１５】
Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは冷間加工における変形能を低下させる元素であり，含有量が０．０３０％を越えると冷間加工における割れ発生頻度が増大する。よって，Ｐの含有量は０．０３０％以下とする。
【００１６】
Ｏ：０．００３０％以下
Ｏ（酸素）は鋼中で酸化物系介在物を形成する元素であり，その含有量が０．００３０％を越えると酸化物の最大寸法および数が増大し，冷間加工における割れの発生頻度を増大させる。よって，Ｏの含有量は０．００３０％以下とする。
【００１７】
Ｓ：０．００５〜０．１００％
Ｓは被削性を改善する元素であり，必要に応じて添加されるが，０．００５％未満では効果が小さく，０．１００％を越えると冷間加工性および疲労強度が劣化する。よって，Ｓの含有量は０．００５〜０．１００％とする。
【００１８】
Ｔｅ：０．００５〜０．０４０％
Ｔｅは硫化物を球状化することにより被削性および冷間加工性を改善する元素であり，必要に応じて添加されるが，０．００５％未満では効果が小さく，０．０４０％を越えると熱間加工性を害する。よってＴｅの含有量は０．００５〜０．０４０％とする。
【００１９】
Ｐｂ：０．０３〜０．３０％
Ｐｂは鋼の被削性を改善する元素であり，必要に応じて添加されるが，０．０３％未満では効果小さく，また，０．３０％を越えると疲労強度が劣化する。よって，Ｐｂの含有量は０．０３〜０．３０％とする。
【００２０】
Ｂｉ：０．０３〜０．２０％
Ｂｉは切削加工時の切屑破砕性を向上する元素であり，必要に応じて添加されるが，０．０３％未満では効果が小さく，また，０．２０％を越えると熱間加工性が劣化する。よって，Ｂｉの含有量は０．０３〜０．２０％とする。
【００２１】
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％
Ｃａは酸化物の組成を制御することにより被削性を改善する元素であり，必要に応じて添加されるが，０．０００５％未満では効果が小さく，また，０．００５０％を越えると硬質のＣａＳが生成して被削性が劣化する。よって，Ｃａの含有量は０．０００５〜０．００５０％とする。
【００２２】
フェライト相の体積率：４０％以上
フェライト相の体積率は軟化熱処理や熱間鍛造の前後でほとんど変化しないが，４０％未満では軟化熱処理や制御圧延により冷間加工前の硬さを十分に低下させることができない。よって，フェライト相の体積率は４０％以上とする。
【００２３】
冷間加工前の硬さ：９０ＨＲＢ以下
冷間加工前の硬さは冷間加工における変形抵抗や変形能に影響し，９０ＨＲＢを越えると冷間加工性が劣化する。よって，冷間加工前の硬さは９０ＨＲＢ以下とする。
【００２４】
熱間圧延の最終加工温度：８００〜９５０℃
熱間圧延後の冷却速度：毎分１２０℃以下（Ａ１点以下の温度まで）
冷間加工性に優れた鋼材を得るためには８００〜９５０℃においてＶの炭窒化物を十分に成長させる必要がある。したがって，冷間加工性に優れた鋼材を圧延ままで得るためには，この温度域を徐冷することが必要であり，また，Ｖ炭窒化物の析出を促進するためには加工歪みを導入することが有効である。熱間圧延の最終加工温度が８００℃未満ではＶの炭窒化物の析出および成長が最終加工以前に行われるため十分な制御ができず安定した硬さが得られない。また，９５０℃を越えるとＶ炭窒化物が十分成長するまでに長時間の制御冷却を行う必要があり経済的でない。よって，熱間圧延の最終加工温度は８００〜９５０℃とし，圧延後の冷却速度は毎分１２０℃以下とする。
【００２５】
軟化熱処理における保持温度：８００〜９５０℃
軟化熱処理における保持時間：１０分間以上
Ｖ炭窒化物により析出硬化しているかまたは冷間加工によって加工硬化している鋼材または中間素材を再加熱することにより軟化することが可能であるが，８００℃未満の温度では効果がなく，また，９５０℃を越えるとＶの再固溶および再析出により十分な軟化が得られない。また，保持時間が１０分間未満では安定した軟化が得られない。よって，軟化熱処理における保持温度は８００〜９５０℃とし，保持時間は１０分間以上とする。
【００２６】
予備成形の温度：６００℃以下
予備成形は冷間で行うことが望ましいが，変形抵抗が高く加工機の能力が不足する場合は温間加工でも行うことが可能である。この場合，加工温度が６００℃を越えると加工精度が低下するとともに型寿命が劣化する。よって，予備成形時の加熱温度は６００℃以下とする。
【００２７】
熱間鍛造の加熱温度：１０００〜１２５０℃
熱間鍛造の加熱温度は部材の最終的な強度に影響を与える。熱間鍛造時の加熱温度が１０００℃未満では，Ｖの炭窒化物の再固溶が不十分となり熱間鍛造後の強度が不足する。また，１２５０℃を越えると表面肌が荒れ，寸法精度が劣化する。よって，熱間鍛造時の加熱温度は１０００〜１２５０℃とする。
【００２８】
【実施例】
以下に実施例を挙げて本発明を説明する。表１に示す化学組成の鋼をアーク炉で溶製後，熱間圧延により直径４０ｍｍの丸棒を製造した。表１においてＤ１およびＤ２は本発明に関わる鋼種である。Ｒ３はＪＩＳ−Ｓ４０ＶＣ相当の非調質鋼に被削性を向上する元素であるＳ，ＰｂおよびＣａを複合添加した汎用非調質快削鋼であり，比較のために使用した。
【００２９】
【表１】
0003622188.tif 000002
【００３０】
熱間圧延においては最終加工温度およびその後の冷却速度を本発明の請求項第２項の請求範囲内に制御したものと，この範囲外にあるものを同一鋳片より製造し，後者の一部については軟化熱処理を追加した。いずれの場合も直径３８ｍｍ長さ４０ｍｍに機械加工し，無潤滑で軸方向に７５％の圧縮率の冷間鍛造を行った。この冷間鍛造材をさらに軸方向に５０％の熱間鍛造を行い，直径１０５ｍｍ厚さ５ｍｍの円盤形状とし，空気中で放置冷却した。圧延条件，軟化熱処理条件および熱間鍛造条件は表２に示すように変化させた。
【００３１】
【表２】
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【００３２】
表２において，実施例１および実施例２はＤ１鋼の熱間圧延材に本発明の請求項第３項に該当する方法により軟化熱処理を行い，冷間鍛造後に本発明の請求項第４項に該当する方法で熱間鍛造を行ったものであり，実施例３はＤ２鋼の熱間圧延材に本発明の請求項第３項に該当する方法により軟化熱処理を行い，冷間鍛造後に本発明の請求項第４項に該当する方法で熱間鍛造を行ったものである。また，実施例４はＤ１鋼を本発明の請求項第２項に該当する方法で熱間圧延し，冷間鍛造後に本発明の請求項第４項に該当する方法で熱間鍛造を行ったものであり，実施例５および実施例６はＤ２鋼を本発明の請求項第２項に該当する方法で熱間圧延し，冷間鍛造後に本発明の請求項第４項に該当する方法で熱間鍛造を行ったものである。また，表２において，比較例Ａ〜Ｄは汎用非調質快削鋼であるＲ３鋼を使用した。このうち比較例Ａは最終加工温度が本発明の請求項第２項の請求範囲より高い通常の熱間圧延材である。比較例Ｂは熱間圧延材に本発明の請求項第３項の請求範囲に該当する温度で軟化熱処理を行ったものである。比較例Ｃは本発明の請求項第３項の請求範囲より低い温度で軟化熱処理を行ったものであり，この処理は一般に低温焼なましと呼ばれている熱処理である。比較例Ｄは本発明の請求項第２項に該当する方法で熱間圧延時の最終加工温度およびその後の冷却速度を制御したものである。比較例Ｅ〜ＪはＤ１鋼またはＤ２鋼を使用しているものの製造条件が本発明の請求項第２項，第３項または第４項の請求範囲を逸脱するものである。このうち比較例ＥおよびＦは熱間圧延時の最終加工温度および冷却速度が本発明の請求範囲外にあり，比較例ＧおよびＨは軟化熱処理温度が本発明の請求範囲外にあり，さらに，比較例ＩおよびＪは熱間鍛造温度が本発明の請求範囲外にある。
【００３３】
以上のような実施例および比較例について，冷間加工性および熱間鍛造後の強度を評価した。すなわち冷間鍛造前の硬さおよびフェライト面積率を測定し，冷間鍛造時の最大荷重を測定するとともに冷間鍛造後の割れの発生率を調べた。さらに円盤形状の熱間鍛造材の中心部より直径方向を軸とする引張試験片および引張圧縮試験片を採取した。冷間鍛造前の硬さ，フェライト面積率，冷間鍛造時の変形抵抗，割れ発生率，熱間鍛造材の硬さ，引張強さおよび引張圧縮疲れ限度を表３に示す。変形抵抗は冷間鍛造時の最大荷重を鍛造後の面積で除した値である。
【００３４】
【表３】
0003622188.tif 000004
【００３５】
表３において発明例１〜６の冷間鍛造前の硬さはいずれも８５ＨＲＢ以下であり，また，フェライト面積率は５０％以上であり，いずれも本発明の請求範囲に該当する。これに対し，比較例Ａ〜Ｈの冷間鍛造前の硬さはいずれも９３ＨＲＢ以上である。冷間鍛造時の変形抵抗においても硬さと同様の傾向にあり，比較例Ａ〜Ｈの変形抵抗がいずれも１０００ＭＰａ以上であるのに対し，発明例の変形抵抗はいずれも１０００ＭＰａ未満である。また，冷間鍛造時の割れ発生率も比較例Ａ〜Ｈがいずれも８０％以上であるのに対し，発明例１〜６はいずれも５％以下である。比較例Ｂ，ＣおよびＤはＲ３鋼にそれぞれ，本発明の請求項第３項に該当する軟化熱処理，一般的な低温焼なまし処理，本発明の請求項第２項に該当する制御圧延を行ったものであるが，冷間鍛造前の硬さが顕著に低下しないため，発明例に比べて変形抵抗が大きく，割れ発生率も高い。また，比較例Ｅ〜ＨはＤ１鋼またはＤ２鋼を使用しているが，圧延条件および軟化熱処理条件においてそれぞれ本発明の請求項第２項および第３項の請求範囲を逸脱しているため，硬さが本発明の請求範囲より高く，十分な冷間加工性が得られていない。以上の実施例および比較例はいずれも，本発明の請求項第４項に該当する温度で熱間鍛造されているため，熱間鍛造後の硬さも同項に規定する範囲内であり，発明例の引張強さおよび疲れ限度も汎用非調質鋼であるＲ３鋼を使用した比較例Ａ〜Ｅと同等以上である。これに対し，比較例ＩおよびＪは鋼材の化学成分，熱間圧延条件および軟化熱処理条件は本発明の請求範囲に該当するものの，熱間鍛造温度が本発明の請求項第４項の請求範囲より低く，Ｖの再固溶が不十分なため，硬さ，引張強さおよび疲れ限度が汎用非調質鋼を使用した比較例に対して低い。
【００３６】
すなわち，本発明の目的であるところの冷間加工性と熱間鍛造後の強度の両立を実現するためには，本発明の請求項第２項または第３項に該当する方法により，本発明の請求項第１項を満足する鋼材を製造し，この鋼材を本発明の請求項第４項に該当する方法で冷間加工および熱間鍛造することが必要である。
【００３７】
【発明の効果】
以上のように本発明によれば，従来の非調質鋼において困難であった冷間加工性と熱間鍛造後の強度の両立が可能である。これにより，冷間加工により熱間閉塞鍛造の予備成形体を製造することが可能となり，産業上の利点は極めて大きい。