(57)【要約】本発明は、熱間鍛造にて成型後の制御冷却により、その後の再加熱して焼入れ焼戻しの調質処理を行わずとも、鋼の主体組織がマルテンサイトとなり、高強度・高靱性で、かつ被削性に優れた鋼部品が得られる熱間鍛造用非調質鋼、および同鋼からなる熱間鍛造非調質鋼部品を提供するもので、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．２０％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．１％、Ｓ：０．００５〜０．８０％、Ｃｒ：０．１０〜１．５０％、Ａｌ：０．１超〜０．２０％、Ｎ：０．００２０〜０．００８０％を含有し、残部が実質的にＦｅおよび不可避不純物からなることを特徴とするマルテンサイト型熱間鍛造用非調質鋼、および、これらの鋼からなり、該部品の一部または全部における全断面の鋼組織が実質的に有効結晶粒径が１５μｍ以下のマルテンサイト組織であることを特徴とする熱間鍛造非調質鋼部品、である。
2009057731.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．１０〜０．２０％、
Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、
Ｍｎ：１．０〜３．０％、
Ｐ：０００１〜０．１％、
Ｓ：０．００５〜０．８％、
Ｃｒ：０．１０〜１．５０％、
Ａｌ：０．１超〜０．２０％、
Ｎ：０．００２０〜０．００８０％
を含有し、残部が実質的にＦｅおよび不可避不純物からなることを特徴とするマルテンサイト型熱間鍛造用非調質鋼。
【請求項２】
さらに、質量％で、
Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
を含有することを特徴とする請求項１記載のマルテンサイト型熱間鍛造用非調質鋼。
【請求項３】
さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．０５〜０．３０％、
Ｖ：０．０５〜０．３０％、
Ｍｏ：０．０５〜１．０％
のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載のマルテンサイト型熱間鍛造用非調質鋼。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれか１項に記載のマルテンサイト型熱間鍛造用非調質鋼からなる熱間鍛造非調質鋼部品であって、該部品の一部または全部における全断面の鋼組織が実質的に有効結晶粒径：１５μｍ以下のマルテンサイト組織であることを特徴とする熱間鍛造非調質鋼部品。
【請求項５】
請求項４記載の部品であって、該部品の一部または全部における全断面の鋼組織が実質的に有効結晶粒径：１５μｍ以下のマルテンサイト組織である部位の鋼中の固溶Ａｌが０．０５〜０．１８質量％であることを特徴とする熱間鍛造非調質鋼部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車や産業機械などの機械部品に加工される鋼のうち、特に熱間鍛造にて成型後の制御冷却により主体組織がマルテンサイトとなり、熱間鍛造後に焼入れ焼戻しの調質処理を施さなくとも、強度・靱性に加え被削性を向上させたマルテンサイト型熱間鍛造用非調質鋼、及び、その鋼からなる熱間鍛造非調質鋼部品に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来より、自動車や産業機械などの機械部品の多くは、一般に中炭素鋼又は低炭素鋼からなる素材棒鋼から部品形状に熱間鍛造した後、再加熱し、焼入れ焼戻しの調質処理を施すことによって、高強度および高靭性を付与してきた。
しかし、この調質処理には多大な熱エネルギーが必要になると共に、処理工程が増加し、仕掛品の増大等のため、部品製造コストのうちで調質コストの占める割合が大きくなる。このため、このような構造部品を製造する上で製造工程を簡略化させ、調質コストを低減させるため、焼入れ焼戻しの調質処理を省略した熱間鍛造用非調質鋼が開発されてきた。
非調質鋼を用いた熱間鍛造部品は、一度１２００℃以上に加熱し、１０００〜１２００℃程度の高温で鍛造していた。しかしながら、１２００℃以上で加熱することによってオーステナイト粒は粗大化し、１０００〜１２００℃の高温で鍛造することによって加工後に再結晶が進み、冷却過程で得られるフェライト−パーライト組織は粗くなり、そのために非調質鋼を用いた熱間鍛造非調質部品は、調質処理を施した鋼部品と比較すると一般に耐力比、衝撃値が小さくなる。
これらの問題点を解決するために、特開昭５５−８２７４９号公報では、機械構造用鋼のＭｎ量を高め、更にＶを少量添加することにより、また特開昭５５−８２７５０号公報では、機械構造用鋼に少量のＶを添加することにより、更に特開昭５６−１６９７２３号公報では、成分系の制御に加えて、鍛造後の冷却過程において１０００〜５５０℃の間での温度範囲を０．７℃／ｓｅｃ以下の速度で冷却することにより、ＭｎＳを核とする粒内フェライトを多量分散し、その結果細粒化した組織となり、靱性や疲労特性が向上することが記載されている。しかしながら、これらの方法で得られるフェライト−パーライト組織は依然として粗く、組織微細化による衝撃値や強度の増加量は小さいのが現状である。
最近、地球環境保護のため、自動車の低燃費化がますます求められており、自動車の低燃費化を達成するための有効な手段の一つは車両の軽量化であり、部品強度向上による部品の小型化が指向されている。しかし、現行のフェライト−パーライト型非調質鋼の強度の限界は１０００ＭＰａ程度であり、最近の高強度・高靱性の要求には対応できなくなってきている。
一方、１０００ＭＰａ以上の強さと高い靱性を両立させるためには、炭化物が微細分散するマルテンサイト組織あるいはベイナイト組織とすることが必要である。
熱間鍛造ままで、マルテンサイトあるいはベイナイト組織とする非調質鋼がこれまでに多くの技術が提案されている。例えば、特開平１−１２９９５３号公報では、比較的低炭素量の０．０４〜０．２０％とすることによりＭｓ点を高めてセルフテンパーの効果を狙い、またＴｉ、Ｂなどの元素を添加して焼入れ性を大きくし、かつ鍛造後急冷する方法でマルテンサイトまたはベイナイト組織、あるいはマルテンサイトとベイナイトの混合組織とすることにより、高強度とともに、良好な靱性が得られることが記載されている。また特開昭６３−１３０７４９号公報では、Ｔｉ、Ｂを添加しないでＮを高め、Ａｒ３点以上から急冷することが記載されている。
しかしながら、これら特開平１−１２９９５３号公報、特開昭６３−１３０７４９号公報に開示されている高強度材では、Ｃａ、ＴｅやＢｉ等の被削性向上元素を添加したとしても被削性向上の効果は小さい。
さらに、特開２０００−１２９３９３号公報では、適正量のＭｎとＣｕとを複合添加することにより、高い降伏強度および良好な靱性が得られ、適正量のＴｉとＺｒを添加し、Ｔｉ炭硫化物やＺｒ炭硫化物を微細分散することにより、ＭｎＳの生成量を減少させ、ひいては鋼材の被削性が向上するという知見が開示されている。しかしながら、Ｔｉ炭硫化物やＺｒ炭硫化物は硬質なので切削時に工具損傷の原因となり、工具摩耗を促進する場合がある。いずれによっても高強度・高靱性であり、かつ被削性に優れた鋼および機械部品を得ることは容易ではない。
【発明の開示】
【０００３】
近年、車両軽量化による燃費向上の要請から、自動車用熱間鍛造非調質鋼部品のさらなる高強度化が求められている。これら非調質鋼部品の高強度化に伴う問題は、上述したように靭性および被削性の低下であるが、上述した従来の技術では、強度・靱性等の機械的性質に加え、被削性を共に向上させるのは容易ではなかった。
そこで、本発明は、これらの問題を解決するため、熱間鍛造にて成型後の制御冷却により、その後再加熱して焼入れ焼戻しの調質処理を行わずとも、鋼の主体組織がマルテンサイトとなり、強度・靱性等の機械的性質に加え、被削性を共に向上させた熱間鍛造用非調質鋼、及び同鋼からなる熱間鍛造非調質鋼部品を提供することを目的とする。
従来の焼入れ焼戻しの調質処理を行わず、熱間鍛造成型後の制御冷却により主体組織をマルテンサイトとし、マルテンサイト型非調質鋼の高靭性化、かつ良好な被削性を達成するため、本発明者らは最適な鋼成分および組織について種々検討を重ねた結果、鋼成分において特にＡｌを通常の熱間鍛造用鋼のＡｌ量より多く添加し、Ｎを通常の熱間鍛造用鋼のＮ量より少なく添加することによる下記の知見を得て、マルテンサイト型非調質鋼において、冷却速度の広い範囲で、強度・靱性等の機械的性質に加え、被削性を共に向上させることを見出した。
１）固溶Ａｌ量が増加することにより、高強度であると共に、高被削性を得ることができる。
２）固溶Ａｌ量が増加することにより、破壊の単位である有効結晶粒の粗大化を抑制して高靱性を確保し、冷却速度が遅い場合でも、冷却中にＡｌ窒化物が均一に微細析出し、有効結晶粒の粗大化を抑制し、高強度であると共に、高靱性を確保することができる。
本発明は、これら知見に基づいてなされたもので、高強度・高靭性で、かつ被削性を向上させたマルテンサイト型熱間鍛造用非調質鋼、及びその鋼からなる熱間鍛造非調質鋼部品であって、その要旨は以下のとおりである。
（１）  質量％で、Ｃ：０．１０〜０．２０％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．１％、Ｓ：０．００５〜０．８％、Ｃｒ：０．１０〜１．５０％、Ａｌ：０．１超〜０．２０％、Ｎ：０．００２０〜０．００８０％を含有し、残部が実質的にＦｅおよび不可避不純物からなることを特徴とするマルテンサイト型熱間鍛造用非調質鋼。
（２）  さらに、質量％で、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％を含有することを特徴とする（１）に記載のマルテンサイト型熱間鍛造用非調質鋼。
（３）  さらに、質量％で、Ｎｂ：０．０５〜０．３０％、Ｖ：０．０５〜０．３０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）記載のマルテンサイト型熱間鍛造用非調質鋼。
（４）  （１）〜（３）のいずれかに記載のマルテンサイト型熱間鍛造用非調質鋼からなる熱間鍛造非調質鋼部品であって、該部品の一部または全部における全断面の鋼組織が実質的に、有効結晶粒径：１５μｍ以下のマルテンサイト組織であることを特徴とする熱間鍛造非調質鋼部品。
（５）  （４）記載の部品であって、該部品の一部または全部における全断面の鋼組織が実質的に、有効結晶粒径：１５μｍ以下のマルテンサイト組織である部位の鋼中の固溶Ａｌが０．０５〜０．１８質量％であることを特徴とする熱間鍛造非調質鋼部品。
【図面の簡単な説明】
【０００４】
図１は、表３の本発明例Ｎｏ．１〜１６と比較例Ｎｏ．１９〜２３の引張強度と被削性との関係を示す図である。
【発明を実施するための最良の形態】
【０００５】
本発明は、熱間鍛造後の制御冷却によりマルテンサイト組織となることを期待するものであり、特に鋼成分として、Ａｌは、通常の非調質鋼より多めの０．１超〜０．２０％を添加することにより、破壊の単位である有効結晶粒の粗大化を抑制して高靭性を確保し、さらにＮは、通常の非調質鋼より低目の０．００２０〜０．００８０％を含有させることにより、固溶Ａｌ量が増加して被削性を向上させることを技術的特徴としている。
さらに、本発明は、上述したような鋼成分とした上で、熱間鍛造後の制御冷却により、実質的に有効結晶粒径が１５μｍ以下を有するマルテンサイト組織を得て、しかも焼入れ焼戻しの調質処理を行わずに、高強度・高靭性で、かつ被削性を向上させた熱間鍛造用非調質鋼部品を得るものである。
まず、請求項１〜３で規定している鋼の合金成分の限定理由について以下に説明する。
本発明を適用した、請求項１に記載しているマルテンサイト型熱間鍛造用非調質鋼は比較的小型ないし肉厚が薄くて焼きが十分入る部品、あるいは内部硬さが表面部ほど必要でない部品に適当であり、例えば自動車のエンジン等に使用されるクランクシャフトや、コンロッド、或いは自動車の足廻り等に使用されるナックル等の構造部品へ適用する際に特に好適である。
また請求項２で規定しているマルテンサイト型熱間鍛造用非調質鋼は比較的大型ないし十分な焼入れ性を必要とする部品に適用できる。請求項３で規定しているマルテンサイト型熱間鍛造用非調質鋼は請求項１、２で製造された鋼よりもさらに高強度・高靱性を必要とする部品に適用できる。
〔請求項１で規定の成分〕
Ｃ：０．１０〜０．２０％
Ｃは、鋼の焼き入れ性とマルテンサイト鋼及び部品の強度を決定する最も基本的な元素である。鋼及び部品として十分な強度を得るために下限を０．１０％、好ましくは下限を０．１４％とする。一方、Ｍｓ点を高めて鍛造焼入れ過程で自己焼戻しを得るために、上限を０．２０％とする。また０．２０％超では、靱性が低下する点も、Ｃの上限を０．２０％とした理由である。
Ｓｉ：０．１０〜０．５０％
Ｓｉは、固溶強化による材料強度確保のため、また脱酸元素として有効な元素であるが、０．１０％未満ではその効果は発現せず、また十分な予備脱酸を行うことができない。このため、Ｓｉの下限を０．１０％とした。一方、０．５０％超では、硬質酸化物を生じて靱性および被削性を低下するなどの弊害も生じる。このため、Ｓｉの上限を０．５０％とした。
Ｍｎ：１．０〜３．０％
Ｍｎは、固溶強化により鋼を強化するとともに、焼入れ性を高める元素であり、さらにマルテンサイトの生成を促進する上で有効な元素である。このＭｎが１．０％未満では、所期のマルテンサイト組織を得ることができないため、下限を１．０％とする。また、このＭｎは、Ｓによる熱間脆性を防止する有用元素であり、鋼中のＳを硫化物として固定、分散させるために必要であるが、Ｍｎ量が大きくなると素地の硬さが大きくなり靱性や被削性を低下するので、上限を３．０％とする。
Ｐ：０．００１〜０．１％
Ｐは、鋼素地の硬さが大きくなり、脆化させることで被削性向上に効果がある元素であるが、０．００１％未満では前述の効果が十分得られず、また０．１％超では鋼素地の硬さが大きくなりすぎて却って靭性を劣化させるので上限を０．１％とする。
Ｓ：０．００５〜０．８％
ＳはＭｎＳを形成し、被削性を向上する元素であるが、０．００５％未満では十分な効果は得られない。一方、Ｍｎ量にも依存するが、０．８％超では、ＭｎＳが粗大化し、これに伴ってＭｎＳには鍛造時の異方性が生じるために、機械的性質の異方性が大きくなり、場合によっては割れの起点となって加工性を劣化させる。このため、Ｓの含有量を、０．００５〜０．８％とした。
Ｃｒ：０．１０〜１．５０％
Ｃｒは焼入れ性を高め、また強度及び靭性を向上させる元素であり、０．１０％未満ではその効果は得られない。また１．５％超では、その効果が飽和するばかりか、Ｃｒ炭化物を生成し、逆に靱性が低下すると共に被削性も低下する。。このため、Ｃｒの含有量を０．１０〜１．５０％とした。
Ａｌ：０．１超〜０．２０％
Ａｌは脱酸に有効な元素であり、また高温時のオーステナイト中またはマルテンサイト中に固溶および窒化物として存在し、破壊の単位である有効結晶粒の粗大化を抑制し、高靭性を維持する。さらに、鋼中の固溶Ａｌは被削性を向上させる効果がある。これら効果を十分に発揮するには、０．１％超の添加が必要である。しかし、過剰に添加すると硬質酸化物を形成し、かえって靭性および被削性の低下を招く。このため、Ａｌの含有量を０．１超〜０．２０％とした。
Ｎ：０．００２０〜０．００８０％
Ｎは各種元素と窒化物を形成し、有効結晶粒の粗大化を抑制し高靱性を維持する効果がある。この十分な効果を得るために、下限０．００２０％とする。しかし、このＮを過剰に添加すると、ＡｌＮが多量に析出してＡｌＮが粗大化すると共に、固溶Ａｌが減少する。従って、上限０．００８０％とする。好ましくは０．００６０％以下であり、さらに好ましくは０．００５０％以下である。
〔請求項２で規定の成分〕
Ｂ：０．０００５〜０．００５０％
Ｂは鋼中に固溶Ｂとして存在すると、焼入れ性向上の効果を高め、また靭性を向上させる効果もある。それらの効果を発揮するためには０．０００５％以上必要であるが、０．００５０％超では、その効果も飽和し、靱性を低下させる。このため、Ｂの含有量は０．０００５〜０．００５０％とした。
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％
Ｔｉは、不可避的不純物として混入するＮと結合することで、Ｔｉ窒化物を形成し、これによってＢＮの析出を抑制して固溶Ｂを増大させ、ＢがＢＮとなってＢの焼入れ性向上効果が消失するのを防止し、Ｂによる焼入れ性向上の効果を向上させることができる。またＴｉ窒化物を形成し、有効結晶粒の粗大化を抑制し高靱性を維持する効果がある。これら効果を発揮するためには０．００５％以上必要である。しかし、０．０３０％超では、粗大なＴｉ窒化物が形成し、かえって靱性を低下し、また被削性も低下する。このため、Ｔｉの含有量は、０．００５〜０．０３０％とした。
〔請求項３で規定の成分〕
Ｎｂ：０．０５〜０．３０％
ＮｂはＮｂ炭窒化物を形成し、有効結晶粒の粗大化を抑制し、高靱性、高強度を維持する効果がある。また高温で鋼中に固溶し、焼入れ性を増大させる。これら効果を得るには、０．０５％以上必要である。しかし、０．３０％超では粗大なＮｂ炭窒化物が形成し、却って靱性を低下する。このため、Ｎｂの含有量は、０．０５〜０．３０％とした。
Ｖ：０．０５〜０．３０％
ＶはＮｂと同様にＶ炭窒化物を形成し、有効結晶粒の粗大化を抑制し高靱性を維持する効果がある。また高温で鋼中に固溶し、焼入れ性を増大させる。これら効果を得るには、０．０５％以上必要である。しかし、０．３０％超では粗大なＶ炭窒化物が形成し、却って靱性を低下する・このため、Ｖの含有量は、０．０５〜０．３０％とした。
Ｍｏ：０．０５〜１．０％
Ｍｏは焼入れ性向上に寄与するとともに、炭化物による粒界強度の低下を有効に阻止する元素である。０．０５％未満ではその効果は認められず、１．０％超を添加してもその効果が飽和する。このため、Ｍｏの含有量は、０．０５〜１．０％とした。
また、本発明で規定した上記鋼成分の他、本発明の効果を損なわない範囲で、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｐｂ、Ｓｂ、ＲＥＭ等を含有させることができる。
〔請求項４の限定理由〕
次に、請求項４に記載している熱間鍛造非調質鋼部品の特徴において、部品によっては、部品内で高い強度、靭性に必要な部位と必要でない部位が存在する部品や、部品全体が高い強度、靭性を必要とする部品がある。本発明は、部品の一部または全部の高い強度、靭性が必要な部位における全断面の鋼組織を、実質的に有効結晶粒径が１５μｍ以下のマルテンサイト組織とするものである。部品の一部または全部の高い強度、靭性が必要な部位における上記の限定理由について以下に説明する。
請求項１〜３に記載しているマルテンサイト型熱間鍛造用非調質鋼を用いて、熱間鍛造後、冷却する際、鍛造部品の肉厚や合金元素の添加量に応じて、水冷、油冷、空冷、あるいはこれらに相当する冷却能を有する冷却媒体で冷却し、鋼組織が、実質的に、有効結晶粒径１５μｍ以下のセルフテンパーしたマルテンサイト組織となる。その鋼組織がマルテンサイト組織以外である場合、靭性が著しく低下する。ここで実質的にマルテンサイト組織とは、面積率で９５％以上がマルテンサイト組織である場合をいい、残部はベイナイト、パーライト、残留オーステナイト等で、特に限定するものではない。
ここで、有効結晶粒径とは、シャルピー試験後の脆性破面を観察し、擬劈開ないしは劈開によって形成された一つの平らな脆性破面の平均長さである。鋼組織を有効結晶粒径が１５μｍ以下のマルテンサイト組織とするのは、１１００ＭＰａ以上の強さと高靭性を両立させるためである。
鋼組織を実質的に、有効結晶粒径が１５μｍ以下のマルテンサイト組織とするには、前述の通り熱間鍛造後の冷却時の冷却速度を鋼成分や鍛造部品の肉厚によって水冷、油冷、空冷の手段を適宜選択しうる。例えば、鋼成分が焼入れ性を向上させる元素が少ない請求項１を満足するマルテンサイト型熱間鍛造用非調質鋼であり、鍛造部品の肉厚が４０ｍｍ以上と厚い場合は、水冷を選択し、鋼成分が焼入れ性を向上させる元素が多い請求項２と３とを同時に満足するマルテンサイト型熱間鍛造用非調質鋼であり、鍛造部品の肉厚が２０ｍｍ以下と薄い場合は、水冷、油冷、空冷のいずれを選択してもよく、予め実験により適正条件を求めておくことができる。
［請求項５の限定理由］
請求項５に記載している熱間鍛造非調質鋼部品の特徴の限定理由について説明する。
本発明における熱間鍛造非調質鋼部品においては、質量％で、固溶Ａｌ：０．０５〜０．１８％を含有させることで鋼素地を脆化させ、被削性を向上させることができる。しかし、０．０５％未満では上記効果を十分得ることができない。一方、固溶Ａｌ量は鋼中のＡｌ量、Ｎ量や加熱温度などで決定されるが、０．１８％超を固溶することはできない。固溶Ａｌ量を０．０５％以上にするには、熱間鍛造前の加熱温度を１１５０℃以上、好ましくは１２００℃以上、さらに好ましくは１２５０℃以上にする必要がある。
なお、固溶Ａｌ量を上記のようにする部位は、部品内で少なくとも、熱間鍛造し、冷却して鋼組織が実質的に、有効結晶粒径が１５μｍ以下のマルテンサイト組織である部位であるが、他の部位が上述した固溶Ａｌ量であってもよい。
本発明を実施例によって以下に詳述する。
【実施例１】
【０００６】
表１に示す化学成分を有する鋼１５０ｋｇを真空溶解炉で溶製後、熱間圧延により直径５０ｍｍの棒鋼とした後、鋼中の固溶Ａｌ量を確保するため、加熱温度を１２５０℃として熱間鍛造し、直径が２０ｍｍの円柱状に鍛伸し、本発明例Ｎｏ．１３、Ｎｏ．１４、比較例Ｎｏ．２２、Ｎｏ．２３を除いて残りすべてにつき、直ちに２５℃の水を用いて冷却し、本発明例Ｎｏ．１３、Ｎｏ．１４、比較例Ｎｏ．２２、Ｎｏ．２３について、直ちに１００℃の油（ＪＩＳ１種１号）を用いて冷却した。即ち、このＮｏ．１３、Ｎｏ．１４、Ｎｏ．２２、Ｎｏ．２３については冷却速度を遅くしている。そして、この本発明例および比較例の鋼材について、引張試験、衝撃試験、被削性試験を行い、その特性を評価した。なお、表１の下線部は本発明で規定した成分の範囲外条件である。
ちなみに、Ｎｏ．１７、１８は、Ｃの含有量を、Ｎｏ．１９、２０、２２、２３は、Ａｌの含有量を、Ｎｏ．２１は、Ｎの含有量を、Ｎｏ．２４については、Ｓｉの含有量を、Ｎｏ．２５、２６については、Ｍｎの含有量を、Ｎｏ．２７については、Ｃｒの含有量を、Ｎｏ．２８については、Ｔｉ，Ｂの含有量を、Ｎｏ．２９については、Ｐの含有量を、それぞれ本発明において規定した範囲から逸脱させている。
【表１】
2009057731.tif 000003
引張試験は、直径２０ｍｍの丸棒からＪＩＳ３号試験片を切り出し、引張強度を評価した。また、衝撃試験片は鍛伸方向にＪＩＳ３号試験片を切り出し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２に規定されている方法で、室温におけるシャルピー衝撃試験を実施した。その際、評価指標として単位面積あたりの吸収エネルギーを採用した。
有効結晶粒径は、シャルピー衝撃試験後の脆性破面の長手方向断面を顕微鏡で観察し、擬劈開ないしは劈開によって形成された直線的な脆性破面の長さを２０点測定し平均したものである。
被削性評価の指標としては、ドリル穿孔試験では累積穴深さ１０００ｍｍまで切削可能な最大切削速度ＶＬ１０００（ｍ／ｍｉｎ）を採用した。ここでいうＶＬ１０００とは、１０００ｍｍ長の孔あけが可能なドリルの切削速度で、数値が大きいほど被削性は良好であることを示す。ドリル穿孔試験条件は表２に示す。
鋼組織は光学顕微鏡または走査型顕微鏡によって観察した。Ｍは主体組織がマルテンサイト組織を示す。Ｂは主体組織がベイナイト組織を示す。マルテンサイト面積率は全組織中のマルテンサイトの面積率であり、直径２０ｍｍの丸棒の径方向断面を顕微鏡で観察し、撮影した組織写真を画像処理して判定した。鋼中固溶Ａｌは、鋼中全Ａｌ量からＡｌ窒化物として存在するＡｌ量を差し引いた量とした。Ａｌ窒化物として存在するＡｌ量は非水溶媒電解液による定電位電解腐食法のＳＰＥＥＤ法と０．１μｍのフィルターにより電解抽出した残渣をＩＣＰ発光分析装置により測定した。
また、これら引張試験、衝撃試験、被削性評価結果を表３に示す。表３の評価結果内の横線はドリル穿孔試験において切削速度１ｍ／ｍｉｎ．で累積穴深さ１０００ｍｍまで切削できなかったことを表す。
図１は、表３の本発明例Ｎｏ．１〜１６と比較例Ｎｏ．１９〜２３を横軸に引張強度、縦軸にＶＬ１０００の結果をプロットしたものである。
【表２】
2009057731.tif 000004
【表３】
2009057731.tif 000005
上記表３に示すＮｏ．１〜１６は本発明例、Ｎｏ．１７〜２９は比較例である。表３に示すように、本発明例Ｎｏ．１〜１６の鋼材では、評価指標である引張強度、吸収エネルギーおよびＶＬ１０００のすべてにおいて良好な値を示し、比較例と比較しても、何れも同レベルの強度で見たときの被削性が、また同レベルの被削性で見たときの強度が優れており、強度・靱性等の機械的性質に加え、被削性を共に向上させることができることが明らかとなった。
その一方で、比較例Ｎｏ．１７〜２９の鋼材では、評価指標３つのうちの少なくとも１つ以上の特性が、本発明例の鋼材と比較して劣っていた。具体的には、比較例Ｎｏ．１７は、本発明で必須元素であるＣを必要量含んでいないため、強度が本発明材より劣っていた。また、比較例Ｎｏ．１８は、本発明で必須元素であるＣを過剰に添加しているため、強度が本発明材より高く、靱性とともに被削性が極端に劣っていた。
比較例Ｎｏ．１９、２２、２３は、本発明で必須元素であるＡｌを必要量含んでいないため、比較例Ｎｏ．２１は、Ｎを過剰に添加したため、いずれも固溶Ａｌ量が０．０５質量％より少なく、また、比較例Ｎｏ．２０は本発明で必須元素であるＡｌを過剰に添加したため硬質酸化物が増え、いずれも、図１に示すように、同レベルの引張強度で見たときに、ＶＬ１０００が本発明鋼材より極端に劣っていた。
中でもＮｏ．２２、２３はいずれも組織は面積率９５％以上のマルテンサイト組織であるが、冷却速度が遅く、Ａｌ窒化物による有効結晶粒の粗大化抑制効果が得られず、有効結晶粒径が何れも１５μｍを超えているために規定を外れ、靱性が本発明材より劣っていた。その一方で、このＮｏ．２２、Ｎｏ．２３とＴｉ、Ｂの含有量をほぼ同一条件下でコントロールした本発明例Ｎｏ．１３、１４は冷却速度が遅いにもかかわらず、Ａｌ窒化物による有効結晶粒の粗大化抑制効果が得られ、有効結晶粒が１５μｍ以下で高靭性を確保している。
比較例Ｎｏ．２４は、本発明必須元素のＳｉを過剰に添加しているため、強度が本発明材より高く、靱性とともに被削性が極端に劣っていた。
比較例Ｎｏ．２５は本発明必須元素のＭｎを必要量含んでいないため、焼入れ性が低下し、主体組織がベイナイトとなり、靱性が本発明材より極端に劣っていた。
比較例Ｎｏ．２６〜２９は本発明で必須元素であるＭｎ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｂ、Ｐを過剰に添加しているため、靱性または被削性が極端に劣っていた。
【産業上の利用可能性】
【０００７】
本発明を適用したマルテンサイト型熱間鍛造用非調質鋼及び熱間鍛造非調質鋼部品は、鋼成分として、Ａｌを、通常の非調質鋼より多めの０．１超〜０．２０％を添加し、Ｎを通常の非調質鋼より低目の０．００２０〜０．００８０％を含有させていることから、強度・靱性等の機械的性質に加え、被削性を共に向上させることができ、高強度、高靭性を必要とする自動車、産業機械等の機械部品に加工される鋼、および同鋼からなる機械部品として用いることができる効果を奏する。特に本発明では、熱間鍛造にて成型後の制御冷却により、その後再加熱して焼入れ焼戻しの調質処理を行わずとも、鋼の主体組織をマルテンサイト化させることができることから、調質コストを低減させることが可能となる。
【図１】
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【国際調査報告】
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