(57)【要約】【課題】Siを0.40〜3.00含んだ高Si鋼材から成る被鍛材を熱間鍛造するに際し、型摩耗を効果的に抑制し得て型寿命を延すことのできるSi含有鋼材の熱間鍛造方法を提供する。【解決手段】質量％でＣ：O.1O〜O.50％，Si：O.4O〜3.00％，Mn：O.10〜3.00％，Ｐ：0.030％以下，Ｓ：O.030％以下，Cu：O.01〜1.00％，Ni：0.01〜3.00％，Cr：O.10〜3.00％，Mo：O.O0〜2.00％，Ｖ：0.00〜0.50％の化学組成を有するSi含有鋼材から成る被鍛材１０に対して、表面拡大率が５以上である部分を含む形状に熱間鍛造するに際して、被鍛材１０を以下の式(１)を満たす鍛造加熱温度    1127(℃)＜鍛造加熱温度(℃)＜（1177＋[Mn]−0.5×[Cr]）(℃)・・・式(１)    （但し式中の[  ]は[  ]内の元素の含有質量％を示す）  に加熱して熱間鍛造を行う。【選択図】        図４
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で
Ｃ：O.1O〜O.50％
Si：O.4O〜3.00％
Mn：O.10〜3.00％
Ｐ：0.030％以下
Ｓ：O.030％以下
Cu：O.01〜1.00％
Ni：0.01〜3.00％
Cr：O.10〜3.00％
Mo：O.O0〜2.00％
Ｖ：0.00〜0.50％
の化学組成を有するSi含有鋼材から成る被鍛材に対して、表面拡大率が５以上である部分を含む形状に熱間鍛造するに際して、
該被鍛材を以下の式(１)を満たす鍛造加熱温度
1127(℃)＜鍛造加熱温度(℃)＜（1177＋[Mn]−0.5×[Cr]）(℃)・・・式(１)
（但し式中の[  ]は[  ]内の元素の含有質量％を示す）
に加熱して熱間鍛造を行うことを特徴とするSi含有鋼材の熱間鍛造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
この発明はSi含有鋼材の熱間鍛造方法に関し、特にSiを0.4％以上含有する高Si鋼材を熱間鍛造する際の鋼材の加熱温度の設定方法に特徴を有する鍛造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
鋼材の加工手段の１つとして、高温下で鋼材を鍛造する熱間鍛造が広く行われている。
この熱間鍛造の下では金型は苛酷な条件で使用される。熱間鍛造における金型の摩耗（以下型摩耗とすることがある）は金型寿命を決する要因であり、摩耗によって金型が早期に寿命に達すれば、必然的に金型に要するコストが高くなる。
従って金型の摩耗を抑制することは、金型コストつまりは熱間鍛造の加工コストを低減する上で極めて重要である。
【０００３】
熱間鍛造における型摩耗は様々な要因によって左右されるが、鋼材即ち被鍛材における鍛造加工後の表面積と鍛造加工前の表面積との比率である表面拡大率は重要且つ大きな要因である。
この表面拡大率が大きいと、型面に沿っての被鍛材の肉の移動量（摺動移動量）が大きく、型面に塗布されている潤滑剤が大きく引き延ばされてその効果が減少し、摩耗が増大する。特に型面に沿って膜形成している潤滑剤が膜切れを生じたりすると、そこで型摩耗が急激に助長される。
【０００４】
熱間鍛造における型摩耗は、鋼材即ち被鍛材の化学組成によっても左右される。
例えば自動車のギヤ等の材料として用いられている構造用鋼、例えばＪＩＳ  ＳＮＣ，ＳＮＣＭ，ＳＣＲ，ＳＣＭ等ではSi含有量が0.35％以下であるが、Siを0.4％以上含有した高強度の高Si鋼について本発明者らが熱間鍛造試験を行ったところ、加工条件によっては型摩耗が大となることが判明した。
【０００５】
尚、本発明に対する先行技術として、下記特許文献１には「高強度鋼製粗形品およびその製造方法」についての発明が示され、そこにおいて具体例としてSiを0.52〜0.65％含有する組成の鋼材を１１５０℃に加熱した後、熱間鍛造する点が開示されている。
但しこの特許文献１には、熱間鍛造に際しての加熱温度についての記述がなされているのみで、型摩耗や、型摩耗に大きく影響する表面拡大率等に関する言及は一切なされていない。
またこの特許文献１に記載のものでは、本発明の加熱温度の上限を超えた温度である１２００℃に鋼材を加熱した上で鍛造する例も発明例として開示しており、本発明とは異なっている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開２０１０−２４５０３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明は以上のような事情を背景とし、Siを0.40〜3.00含んだ高Si鋼材から成る被鍛材を熱間鍛造するに際し、型摩耗を効果的に抑制し得て型寿命を延すことのできるSi含有鋼材の熱間鍛造方法を提供することを目的としてなされたものである。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
而して請求項１のものは、質量％でＣ：O.1O〜O.50％，Si：O.4O〜3.00％，Mn：O.10〜3.00％，Ｐ：0.030％以下，Ｓ：O.030％以下，Cu：O.01〜1.00％，Ni：0.01〜3.00％，Cr：O.10〜3.00％，Mo：O.O0〜2.00％，Ｖ：0.00〜0.50％の化学組成を有するSi含有鋼材から成る被鍛材に対して、表面拡大率が５以上である部分を含む形状に熱間鍛造するに際して、該被鍛材を以下の式(１)を満たす鍛造加熱温度
1127(℃)＜鍛造加熱温度(℃)＜（1177＋[Mn]−0.5×[Cr]）(℃)・・・式(１)
（但し式中の[  ]は[  ]内の元素の含有質量％を示す）
に加熱して熱間鍛造を行うことを特徴とする。
【０００９】
以上のように本発明は、Siを0.40〜3.00％含む上記所定組成の高Si鋼材から成る被鍛材を式(１)を満たす温度に加熱して熱間鍛造を行うものである。
本発明者らは、上記高Si鋼材から成る被鍛材に対して熱間鍛造試験を行う中で、かかる高Si鋼材では型摩耗が生じ易いこと、またその型摩耗はSiの含有量が多くなるのに伴って増大することを知得した。
更にその原因を追究する中で、金型の摩耗量を支配している最大要因が鋼材、つまり被鍛材表面に生成するスケールの量であること、そしてそのスケールの生成量を多くする要因が加熱によるスケールの溶融であり、スケールの部分的な溶融が生じると、これを境としてスケールの生成量が急激に増大し、これとともに型摩耗が顕著に増大すること、Siを含有した鋼材ではスケールの溶融が生じ易いこと、特にSi含有量が0.4％を超えた高Si鋼材ではスケールの溶融による影響が顕著に表れ、スケール生成量が急拡大すること等の事実が判明した。
以下この点を具体的に説明する。
【００１０】
通常の鋼材の場合、図１（Ｂ）のモデル図に示すように母材ＢのFe原子と雰囲気中のＯとが結合して母材Ｂ表面にFeの酸化膜FeＯを生成し、これがスケールＳとなる。
更に母材ＢのFe原子がスケール（酸化膜）Ｓを拡散移動し、これを通過して雰囲気中のＯと新たに結合することで、図１（Ｂ）中破線で示すようにスケールＳの成長即ちスケール厚みの増大が生じる。
Fe原子の拡散速度は、鍛造加熱温度が高くなるのに伴って速くなるものの、もともと固相のスケールＳ内でのFe原子の拡散速度は速いものではないから、加熱温度を高くした場合であってもスケールＳの成長速度はそれほど速くはならない。
【００１１】
一方Si含有の鋼材の場合、図１（Ａ）のモデル図に示すように加熱温度を高くすると、Si含有によってスケールＳが部分的に溶融し易くなり、特にSi含有量が0.4％を超えて高含有量になると、ある温度を境としてスケールＳの部分的な溶融現象が顕著となり、これとともにスケールＳの生成量が急拡大すること、そしてこれとともに型摩耗も急激に増大することが判明した。
【００１２】
このようにスケールＳの溶融によってスケールＳの生成量及びこれに伴って型摩耗が急激に増大するのは、スケールＳの溶融部分Ｌ、即ち液相中においては母材ＢからのFe原子の拡散移動速度、つまりスケールＳの通過速度が速くなり、母材ＢからのFe原子が速やかにＯと結合して新たにスケールＳを生成することによるものと考えられる。
【００１３】
上記式(１)における右辺の（1177＋[Mn]−0.5×[Cr]）（以下式Ａとすることがある）はスケールＳの溶融温度を表すものであり、式(１)は熱間鍛造に際して被鍛材の鍛造加熱温度をスケールＳの溶融温度よりも低くすべきことを表している。
【００１４】
熱間鍛造における金型の摩耗量を支配する他の要因として、前述したように表面拡大率の問題がある。
表面拡大率が小さければ、たとえ高Si鋼材であってスケールを生成し易いものであっても、型面に沿った被鍛材の肉の摺動移動量が少ないために型摩耗が大きな問題とはならない。
本発明者らは、表面拡大率が５以上であること、Si含有量が0.4％以上であること、鍛造加熱温度が式(１)の右辺（Ａ式）を超える温度であること、の条件が揃ったときに型摩耗が顕著に生じる事実を突き止め、その知見に基づいて本発明を完成した。
【００１５】
以上は型摩耗に対するスケールの影響の問題であるが、熱間鍛造における型摩耗は、このようなスケールによるものとは別に、鍛造時の被鍛材の変形抵抗によっても左右される。具体的には、加熱温度が低下すれば被鍛材の変形抵抗は大きくなり、これに伴って金型の摩耗量は増大する。
そこで本発明では、熱間鍛造に際して被鍛材の加熱温度を１１２７℃よりも高い温度とする。加熱温度がこれよりも低くなると、変形抵抗の増大によって型摩耗が大となってしまう。
【００１６】
次に本発明の対象となる高Si鋼における各化学成分の限定理由を以下に説明する。
Ｃ：0.10〜0.50％
Ｃは機械部品として強度を得る上で必要な元素であり、含有量が0.10％を下回ると必要な強度が得られなくなるため、0.10％以上含有させる。一方0.50％を超えると加工性、特に被削性が低くなって部品の成形に不利になるため、上限値を0.50％とする。
【００１７】
Si：0.40〜3.00％
Siは、鋼の溶製時に脱酸剤として添加されるだけでなく、基地に固溶して強度と高めるので、強度を得る上で有用な元素である。Siの下限を0.40％としたのは、これよりも含有量が少ないと耐焼付性・耐かじり性が低下し、強度が低下することによる。一方、Siの上限を3.00％としたのは、Siが多すぎると加工性、特に被削性が劣化するためである。
【００１８】
Mn：0.10〜3.00％
Mnは脱酸剤として鋼の溶製時に添加される。
但し、その含有量が3.00％を超えて過剰であると加工性特に被削性を劣化させる。そこで本発明ではMn含有量を0.10〜3.00％とする。
【００１９】
Ｐ：0.030％以下
Ｓ：0.030％以下
これらは不純物であって、脆化を招くなど、部品の機械的性質にとって好ましくない成分であるから、その量は低い方がよい。上記の値は、ともに許容限度である。
【００２０】
Cu：0.01〜1.00％
Cuは、後述するNi，Crと共に、引張強度、耐衝撃値及び疲労強度を向上させる元素である。Cuの下限を0.01％としたのは、これよりも含有量が少ないと焼入性が低下し、強度が低下することによる。一方、Cuの上限を1.00％としたのは、Cuが多すぎると加工性、特に被削性が劣化するためである。
【００２１】
Ni：0.01〜3.00％
Niは、前述したCu、後述するCrと共に、引張強度、耐衝撃値及び疲労強度を向上させる元素である。Niの下限を0.01％としたのは、Ni含有量がこれよりも少ないと焼入性が低下し、強度が低下するためである。一方、Niの上限を3.00％としたのは、Niが多すぎると加工性、特に被削性が劣化するためである。
【００２２】
Cr：0.01〜3.00％
Crは、前述するCu，Niと共に、引張強度、耐衝撃値及び疲労強度を向上させる元素である。加工性特に被削性の観点から、本発明では含有量を3.00％以下に規制する。但し含有量が少なすぎると焼入れ性が低くなって、製品の機械的特性が不満足になるので含有量を0.01％以上とする。
【００２３】
Mo：0.00〜2.00％
Moは任意成分としてのもので、強度を高めるのに有用な元素である。但し多量になると鋼の加工性を悪くするので2.00％以下の含有量とする。
【００２４】
Ｖ：0.00〜0.50％
Ｖは任意成分としてのもので、炭化物を形成し、耐摩耗性を向上させる。但し多量になると鋼の加工性が悪化するので、0.50％以下の含有量とする。
【発明の効果】
【００２５】
以上のような本発明の熱間鍛造方法によれば、Siを0.40〜3.00含んだ高Si鋼材から成る被鍛材を熱間鍛造するに際し、型摩耗を抑制し得て型寿命を効果的に延命することができる。
【図面の簡単な説明】
【００２６】
【図１】被鍛材表面のスケール成長を模式的に表した説明図である。
【図２】熱間鍛造試験の説明図である。
【図３】熱間鍛造試験に用いた金型を拡大して示した図である。
【図４】鍛造加熱温度と摩耗量の関係を表した図である。
【図５】鍛造加熱温度とスケール量の関係を表した図である。
【実施例】
【００２７】
次に本発明の実施例を以下に詳述する。
表１に示す化学組成の鋼材（表１中残部はFe）を真空溶製し、図２（Ａ）に示す試験片を作製して、これを被鍛材１０とした。
被鍛材１０のサイズ，形状は直径がφ３０ｍｍ，高さが８０ｍｍの円柱形状である。
そしてこの被鍛材１０に対して、以下のようにして熱間鍛造を行った。
図３はその際に用いた金型の形状、寸法を示している。
【００２８】
同図に示しているように、ここでは金型１２として図中上下の軸方向に対称形状をなす上型１２-１と下型１２-２とを用いた。
これら上型１２-１，下型１２-２は、何れも軸方向に対称形状をなす凹部１４-１，１４-２を有している。凹部１４-１，１４-２の深さは何れも３０ｍｍで、側周面は角度２°のテーパ形状をなしている。
尚金型の材質はＪＩＳ  ＳＫＤ６１（ＨＲＣ５０相当）である。
【００２９】
熱間鍛造では、先ず被鍛材１０をインダクションヒータにて加熱し、１０秒で表１に示す鍛造加熱温度まで昇温させた。
一方金型１２は、予め１７０〜２００℃に加熱（予熱）しておくとともに型面に潤滑剤をスプレー塗布しておき（潤滑剤としては白色系・日華化学F-500（濃度４％）を用いた）、そして被鍛材１０に対して昇温後５．５〜５．７秒後に金型１２を用いて熱間鍛造を実施した。熱間鍛造は、終止温度９５０℃以上で行った。
【００３０】
熱間鍛造では、被鍛材１０の略上半部，下半部をそれぞれ上型１２-１，下型１２-２の凹部１４-１，１４-２内に挿入して保持させた状態で、軸方向寸法が６２ｍｍとなるまで軸方向に圧縮変形させ、これと同時に全体を軸直角方向に拡大変形させて、一部を上型１２-１の下端面１６-１と、下側１２-２の上端面１６-２との間の間隙にはみ出させ、その間隙部分において円環状の鍔部１８を成形した。
この熱間鍛造では、鍔部１８の付根部近傍部１８ａ（図２（Ｂ）参照）での表面拡大率が最大で、７であった。
尚、表面拡大率は有限要素法により計算で求めることができる。ここではＳＦＴＣ社（米国）の有限要素法解析コード「ＤＥＦＯＲＭ-２Ｄ」を用いた。
【００３１】
以上の熱間鍛造において、被鍛材１０を変形させる際の最大荷重を測定し（測定は昭和測器社製のロードセルを用いた）、これを試験片１０の横断面の面積で除して変形抵抗を求めた。その値が表１に併せて示してある。
また鍛造前後の金型１２の重量測定により、金型１２の摩耗量を測定した。結果が同様に表１に示してある。
【００３２】
尚、金型１２の最大摩耗個所は、図２（Ｃ）に示すように鍔部１８の付根近傍部１８ａに対応した部位２０であり、測定した摩耗量は実質的にこの部位２０の摩耗によるものである。
他方、これとは別に被鍛材１０を加熱した後鍛造加工せずに取り出し、重量増加分を測定することで、生成したスケール量を求めた。結果が表１に示してある。
【００３３】
【表１】
2015139812.tif 000003
【００３４】
図４は、表１の結果を横軸に鍛造加熱温度を、縦軸に摩耗量をとって、それらの関係を表したものである。
また図５は、同じく表１の結果を横軸に鍛造加熱温度を、縦軸にスケール量をとって、それらの関係を表したものである。
図４から、実施例１〜５の鋼種及び比較例６の鋼種の何れも、熱間鍛造の際の鍛造加熱温度が１１２７℃を下回ると摩耗量が増大することが見て取れる。このときの摩耗量の増大は被鍛材１０の変形抵抗の増大に基づくものである。
【００３５】
一方、Si含有量が0.18％で本発明の下限値よりも低い比較例６の鋼種では、鍛造加熱温度が本発明で規定する上限温度（式(１)中の右辺の式Ａの値）である１１７７．７℃を大幅に超えた高い温度１２１０℃であっても、摩耗量は殆ど増大していないのに対して、Si含有量が本発明の下限値である0.4％よりも多く、本発明の範囲内にある実施例１〜５の鋼種では、鍛造加熱温度がそれぞれの上限温度を超えることによって摩耗量が急激に増大していること、その増大量はSiの含有量が多くなるのに伴って拡大していること等が見て取れる。
前述したように、鍛造加熱温度における上限温度はスケールが溶融する温度である。つまりこの溶融温度を鍛造加熱温度が超えることで、摩耗量が急激に拡大していることが見て取れる。
【００３６】
他方、鍛造加熱温度とスケール量との関係を表した図５を見ると、Si含有量が下限値の0.40％よりも多い本発明の実施例１〜５の鋼種においては、鍛造加熱温度がそれぞれの上限温度を超えると、スケール量が急激に増大していることが見て取れる。
またスケール量の増大挙動と、図４の摩耗量の増大挙動とは、図４と図５との比較から分かるように酷似しており、このことから金型の摩耗量は、被鍛材１０に生成したスケールの量によって支配されていることが理解できる。
【００３７】
換言すれば、熱間鍛造における鍛造加熱温度を、式(１)における右辺の式Ａ（1177＋[Mn]−0.5×[Cr]）で表されるスケールの溶融温度以下とすることで、スケールの生成量を少なく抑えることができ、またこれによって金型の摩耗を小さく抑制できること、特に表面拡大率５以上で型面に沿った被鍛材の肉の摺動移動量が大きい場合であっても金型の摩耗を小さく抑制できることが理解できる。
【００３８】
以上本発明の実施形態を詳述したがこれはあくまで一例示であり、本発明はその趣旨を逸脱しない範囲において種々変更を加えた態様で実施可能である。
【符号の説明】
【００３９】
１０  被鍛材
１２  金型
１２-１  上型
１２-２  下型
１４-１，１４-２  凹部
１６-１  下端面
１６-２  上端面
１８  鍔部
２０  部位
【図１】
2015139812.tif 000004
【図２】
2015139812.tif 000005
【図３】
2015139812.tif 000006
【図４】
2015139812.tif 000007
【図５】
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