(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量で，Ｃ：０．０５〜０．１５％，Ｓｉ：０．０５〜０．１５％，Ｍｎ：０．０５〜０．３５％，Ｃｕ：０．７５〜１．５０％，Ｎｉ：１．５０〜３．５０％，Ａｌ：０．７５〜１．５０％を含有し，さらに，Ｓ：０．０３０〜０．０８０％，Ｔｅ：０．００５〜０．０４０％，Ｐｂ：０．０３〜０．３０％，Ｂｉ：０．０３〜０．２０％から選んだ１種または２種以上を含有し，残部実質的にＦｅからなり，熱間圧延状態の硬さが２００ＨＶ以下であることを特徴とする強度に優れた冷間鍛造用鋼。
【請求項２】
重量で，Ｃ：０．０５〜０．１５％，Ｓｉ：０．０５〜０．１５％，Ｍｎ：０．０５〜０．３５％，Ｃｕ：０．７５〜１．５０％，Ｎｉ：１．５０〜３．５０％，Ａｌ：０．７５〜１．５０％を含有し，さらに，Ｓ：０．０３０〜０．０８０％，Ｔｅ：０．００５〜０．０４０％，Ｐｂ：０．０３〜０．３０％，Ｂｉ：０．０３〜０．２０％から選んだ１種または２種以上を含有し，残部実質的にＦｅからなり，熱間圧延状態の硬さが２００ＨＶ以下である冷間鍛造用鋼に平均加工率が４０％以上の冷間鍛造を施した後，４５０℃以上５５０℃以下の温度で１２０〜３６０分間保持する熱処理を行うことを特徴とした，強度に優れた冷間鍛造部材を製造する方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は，冷間加工性に優れるとともに，形状精度や表面品位等の冷間鍛造の利点を損なうことなく，高い強度を得ることができる冷間鍛造用鋼および当該鋼材を用いた強度の高い鍛造部材の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
冷間鍛造は重量や寸法精度の向上による機械性能の向上や機械加工工程の簡略化に貢献するとともに鍛造工場の環境も熱間鍛造に比べて良好であるため，従来適用されていなかった分野であるところの機械構造用高強度鋼にも適用されることが望まれる。しかし，冷間鍛造後や機械加工後に焼入焼戻しなどの変態を伴う熱処理を行うことは熱処理ひずみや表面酸化により高精度という冷間鍛造の利点を損なうことになる。また，冷間鍛造による加工硬化やひずみ時効を利用することは，精度の点では有利であるが，十分な強度が得られない。したがって，冷間鍛造品の高強度化には限界があった。
【０００３】
一方，各種工業規格に規定されている機械構造用鋼において，規格で推奨される熱処理条件により引張強さの下限が１１００ＭＰａを超える高強度鋼はＪＩＳ−ＳＮＣＭ６１６などわずかであり，いずれも焼入焼戻しを必要とするため，最終的に機械加工仕上げが必要となる。しかも，この機械加工時の硬さが高いため，部品の製造コストに占める機械加工コストの割合が非常に高い。
【０００４】
これに対して，重量で約１８％のＮｉおよび数％のＭｏおよびＣｏを含有するマルエージング鋼は溶体化処理状態で冷間鍛造や機械加工が容易であり，変態を伴わない時効処理により１５００ＭＰａ以上の強度と高い靭性が得られるが，材料費が高いため航空機部品や工具に適用されるに留まっている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
近年の機械構造部材の軽量化および低廉化指向は自動車部品などの低コストが要求される部材において顕著である。この観点から，冷間鍛造が可能で，機械加工コストが低く，かつ強度の高い部材が望まれているが冷間鍛造性と引張強さ１１００ＭＰａ以上の高い強度を両立する低合金鋼およびそのような部材の製造方法は見出されていない。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明の発明者は冷間加工性と機械加工性を維持しつつ引張強さ１１００ＭＰａ以上の強度を実現するためには時効析出による強化が最適と考え，低合金鋼において時効析出硬化能の高い元素および時効処理条件を探索した結果，以下のようなことを見出した。
【０００７】
重量で１．５％以上のＮｉおよび０．７５％以上のＡｌを含有する低炭素鋼は，変態点以下の温度で長時間の時効処理を行えば，引張強さ１１００ＭＰａ以上の強度を得ることが可能であり，しかも，溶体化処理状態での冷間鍛造性および機械加工性が良好である。具体的には，溶体化処理状態の硬さが２００ＨＶ以下であり，時効硬化後の硬さが３５０ＨＶ以上である。したがって，時効硬化幅が１５０ＨＶ以上となる。しかも，溶体化処理は急冷の必要がなく，熱間圧延終了温度から放冷しただけでよい。
【０００８】
ただし，長時間の時効処理は製造コストを上昇させるため，好ましくない。時効硬化の飽和する時効処理時間は，適量のＣｕの添加および冷間鍛造による加工ひずみの付与により顕著に短縮される。これは，ε−Ｃｕの析出および冷間鍛造による転位がＮｉＡｌの析出を促進するためであり，合金元素，冷間鍛造および時効処理の相乗効果によるものといえる。さらに冷間鍛造条件および時効処理条件について詳細に調べた結果，以下のようなことが明らかになった。
【０００９】
冷間鍛造の加工率が高いほど時効処理時間の短縮が可能であるが，平均加工率が４０％以上では飽和傾向にある。また，時効処理温度は５００℃近傍に最適値が存在するが，４５０〜５５０℃の範囲内であれば温度による強度の変化が小さい。したがって，本発明の発明鋼の時効処理時間を短縮するには，冷間鍛造の平均加工率が４０％以上必要であり，さらに４５０℃以上５５０℃以下の温度で１２０〜３６０分間の時効処理が最適である。これにより，冷間鍛造の特長を有しつつ強度の高い鍛造部材を製造することが可能になる。
【００１０】
すなわち，本発明は，重量で，Ｃ：０．０５〜０．１５％，Ｓｉ：０．０５〜０．１５％，Ｍｎ：０．０５〜０．３５％，Ｃｕ：０．７５〜１．５０％，Ｎｉ；１．５０〜３．５０％，Ａｌ：０．７５〜１．５０％を含有し，さらに，Ｓ：０．０３０〜０．０８０％，Ｔｅ：０．００５〜０．０４０％，Ｐｂ：０．０３〜０．３０％，Ｂｉ：０．０３〜０．２０％から選んだ１種または２種以上を含有し，残部実質的にＦｅからなり，熱間圧延状態の硬さが２００ＨＶ以下であることを特徴とする強度に優れた冷間鍛造用鋼を第１の発明とし，第１の発明に該当する鋼に平均加工率が４０％以上の冷間鍛造を施した後，４５０℃以上５５０℃以下の温度で１２０〜３６０分間保持する熱処理を行うことにより，強度に優れた冷間鍛造部材を製造する方法を第２の発明とする２つの発明よりなるものである。
【００１１】
本発明の請求範囲の限定理由について以下に説明する。
【００１２】
Ｃ：０．０５〜０．１５％
Ｃはパーライトを生成し冷間加工性を劣化させる元素であり，０．１５％を越えるとその影響が顕著になり，また，含有量が０．０５％未満では熱間加工性が劣化する。よって，Ｃの含有量は０．０５〜０．１５％とする。
【００１３】
Ｓｉ：０．０５〜０．１５％
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，冷間鍛造後およびそれに続く時効処理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，０．１５％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０．０５〜０．１５％とする。
【００１４】
Ｍｎ：０．０５〜０．３５％
Ｍｎは固溶強化によりフェライト相を強化する元素であるが，含有量が０．０５％未満では効果が小さく，また，０．３５％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０．０５〜０．３５％とする。
【００１５】
Ｃｕ：０．７５〜１．５０％
Ｃｕは冷間鍛造後の時効処理におけるＮｉＡｌの析出を促進する元素であり，時効処理時間の短縮に有効な元素であるが，含有量が０．７５％未満では効果が小さく，また，１．５０％を越えると熱間加工性を著しく劣化させる。よって，Ｃｕの含有量は０．７５〜１．５０％とする。
【００１６】
Ｎｉ：１．５０〜３．５０％
ＮｉはＡｌと金属間化合物を形成して，時効処理後の強度を向上する元素であるが，含有量が１．５０％未満では効果が小さく，また，３．５０％を越えると被削性が劣化するとともに材料費が高くなる。よって，Ｎｉの含有量は１．５０〜３．５０％とする。
【００１７】
Ａｌ：０．７５〜１．５０％
ＡｌはＮｉと金属間化合物を形成して，時効処理後の強度を向上する元素であるが，含有量が０．７５％未満では効果が小さく，また，１．５０％を越えると鋳造時に粗大な酸化物を生成し，圧延材の疵の原因となる。よって，Ａｌの含有量は０．７５〜１．５０％とする。
【００１８】
Ｓ：０．０３０〜０．０８０％
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，０．０３０％未満では効果が小さく，０．０８０％を越えると冷間加工性および強度が劣化する。よって，Ｓの含有量は０．０３０〜０．０８０％とする。
【００１９】
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。
【００２０】
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％を越えると強度が劣化する。よって，Ｐｂの含有量は０．０３〜０．３０％とする。
【００２１】
Ｂｉ：０．０３〜０．２０％
Ｂ１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。
【００２２】
平均加工率：４０％以上
冷間鍛造における加工率が高いほど時効析出が促進され，時効処理時間を短縮することができるが，平均加工率が４０％未満では十分な強度が得られず，また，鍛造品の部位による時効処理後の硬さの差が大きくなる。よって，冷間鍛造の平均加工率は４０％以上とする。
【００２３】
時効処理温度：４５０〜５５０℃
時効処理温度は時効処理後の強度に対して，５００℃近傍に最適値が存在するが，４５０〜５５０℃の範囲内であれば温度による強度の変化が小さい。よって，時効処理温度は４５０〜５５０℃とする。
【００２４】
時効処理時間：１２０〜３６０分間
時効処理時間が１２０分未満では十分な硬化が得られず，３６０分を超えると過時効状態となり，時効硬化幅が低下するとともに処理費用が高くなる。よって，時効処理時間は１２０〜３６０分間とする。
【００２５】
【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２５ｍｍの丸棒を製造した。
【００２６】
【表１】
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【００２７】
表１において，発明鋼１〜５については，圧延材を直径２０ｍｍ長さ１００ｍｍに機械加工した後，軸に垂直な方向すなわち直径方向に５０％の圧縮率の冷間鍛造を無潤滑で行った。この冷間鍛造材に表２に示す条件で時効処理を行った後，軸心部から，試験部直径３ｍｍの引張試験片および引張圧縮疲労試験片を機械加工により採取し強度を評価した。比較鋼ＡはＪＩＳ−ＳＮＣＭ４３９であり，１２００℃で同様の形状に熱間鍛造した後，８２０℃に１時間保持後油冷の焼入れおよび５００℃に１時間保持後空冷の焼戻しを行い，軸心部から試験片を採取した。また，冷間加工性を評価するため，圧延材から直径２０ｍｍ長さ３０ｍｍの円柱形機械加工品を採取し，軸方向に種々の圧縮率で冷間鍛造を行い，円筒面を倍率２０倍の実体顕微鏡で観察して割れの有無を判定した。
【００２８】
引張強さ，１０７回引張圧縮疲れ強さおよび割れ発生限界圧縮率を表２に示す。
【００２９】
【表２】
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【００３０】
表２において発明例１〜５はそれぞれ本発明の請求項第１項に該当する発明鋼１〜５を本発明の請求項第２項に該当する条件で冷間鍛造および時効処理を行ったものであり，時効処理後の硬さが３５０ＨＶ以上，引張強さが１１００ＭＰａ以上，疲れ強さが６００ＭＰａ以上であり，いずれの評価項目においてもＳＮＣＭ４３９を焼入焼戻しした比較例１と同等以上の強度が得られている。また，発明例の圧延状態の硬さは２００ＨＶ以下であり，限界圧縮率はいずれも７０％以上であり，良好な冷間鍛造性が得られている。なお，割れ発生限界圧縮率は圧延材の冷間鍛造において割れ発生確率が５％となる圧縮率を採用した。
【００３１】
すなわち，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２項に該当する方法で冷間加工および時効処理することにより，良好な冷間鍛造性および高い強度の両立を実現することが可能である。
【００３２】
【発明の効果】
以上のように本発明によれば，従来困難であった１１００ＭＰａ以上の引張強さに相当する強度と冷間鍛造による高い形状精度および高品位な表面肌を有する機械構造部材を安価に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。