(57)【要約】【課題】優れた衝撃強度特性を持つ構造用部品について提案する。【解決手段】Ｃ：0.40〜0.50mass％、Si：0.05mass％以下、Mn：0.50〜1.2mass％、Ｐ：0.020mass％以下、Ｓ：0.002〜0.008mass％、Mo：0.30〜0.50mass％、Al：0.02〜0.05mass％、Cu：1.0mass％以下、Ti：0.015〜0.030mass％およびＢ：0.0015〜0.0030mass％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物の組成になる鋼素材を、900℃以上1050℃以下の温度域に加熱し、次いで仕上げ温度：880℃以上にて棒鋼圧延を施して、ベイナイト相の面積率が15〜30％の棒鋼を作製し、該棒鋼を、常温を含む温度域での鍛造により所望の形状に成形し、その後高周波焼入れを施す。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：0.4〜0.5mass％、
Si：0.05mass％以下、
Mn：0.5〜1.2mass％、
Ｐ：0.02mass％以下、
Ｓ：0.002〜0.008mass％、
Mo：0.3〜0.5mass％、
Al：0.02〜0.05mass％、
Cu：1.0mass％以下、
Ti：0.015〜0.030mass％および
Ｂ：0.0015〜0.0030mass％
を含有し、残部Feおよび不可避的不純物の組成になる鋼素材を、900℃以上1050℃以下の温度域に加熱し、次いで仕上げ温度：880℃以上にて棒鋼圧延を施して、ベイナイト相の面積率が15〜30％の棒鋼を作製し、該棒鋼を、常温を含む温度域での鍛造により所望の形状に成形し、その後高周波焼入れが施されてなることを特徴とする衝撃強度特性に優れた構造部品。
【請求項２】
前記高周波焼入れを施した部位における、旧オーステナイト粒の平均径が12μm以下であることを特徴とする請求項１に記載の衝撃強度特性に優れた構造部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、例えば自動車部品に適用して好適な、衝撃強度特性に優れた構造部品に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
自動車の足回り部品等に供する、条鋼を用いた製品は、例えば熱間圧延後の棒鋼等を熱間鍛造に供し、さらには冷間鍛造等を施して所定の形状に成形して製造される。その際、特に疲労破壊が問題となる部位に対しては、高周波焼入れを施すことにより表面硬化層を形成して用いられるのが一般的である。
【０００３】
近年、環境問題から自動車用部品に対する軽量化への要求が強く、かかる用途の製品については、捩りや曲げに対する静的疲労強度の一層の向上が要求されている。
従来、疲労強度の向上のためには、高価な成分元素を添加したり、介在物の最大径を小さくしたり、或いは介在物の数を減少させるのが有効であることが知られている。例えば、特許文献１には、Al、N、Ti、ZrおよびS等の各成分量を適切に調整した上で、硫化物の最大径を10μm以下、かつ清浄度を0.05％以上とすることによって、疲労強度を向上させる方法が提案されている。
【０００４】
しかしながら、この手法を用いて疲労強度の向上を図ることができるが、表面硬化層が非常に脆くなっているため、自動車用部品として要求される衝撃破壊特性までを向上することは難しいところに問題を残していた。すなわち、自動車の足回り部品には、走行中に踏み石や縁石を乗り上げた際、或いは急制動時等に、衝撃的な力が作用するため、一般的な疲労強度の向上のみならず、衝撃強度特性の向上も希求されている。
【０００５】
なお、衝撃強度特性に優れた鋼としては、マルエージ鋼が良く知られているが、この鋼は非常に高価であるとともに、衝撃強度特性を得るためには煩雑な熱処理が必要となるため、自動車の足回り部品への適用は現実的ではない。
【特許文献１】特開平11−302778号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
本発明は、上記の現状が抱える問題に鑑み開発されたものであり、優れた衝撃強度特性を持つ構造用部品について提案することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
さて、発明者らは上記の目的を達成すべく鋭意検討を重ねた結果、以下に述べる知見を得るに到った。
（i）棒鋼に圧延する際の仕上げ温度を880℃未満とした場合には、得られる棒鋼の鋼組織がベイナイト、フェライト及びパーライトが延ばされたバンド組織を呈するため、最終的に高周波焼入れを施す箇所の焼入れ性にばらつきが生じてしまい、衝撃特性の向上が望めなくなる。
【０００８】
（ii）さらに、棒鋼圧延の温度が高温になるに従い、圧延により得られた棒鋼の旧オーステナイト粒の径が大きくなる。旧オーステナイト粒径が大きい鋼素材に対して高周波焼入れを施しても、高周波焼入れを施した部位の旧オーステナイト粒の微細化は望めなくなるため、最終製品の衝撃強度の向上も達成できない。
【０００９】
(iii）また、圧延後の組織のベイナイト面積率が30％を超える場合、冷間鍛造に耐え切れず割れが生ずることになる。一方、ベイナイト面積率が15％未満である場合には、高周波焼入れする部位の焼入れ性にばらつきが生じる。
【００１０】
（iv）従って、成分組成の調整とともに、上記の条件に従って圧延を施して得た棒鋼を用いて、該棒鋼を、常温を含む温度域での鍛造により所望の形状に成形し、さらに、高周波焼入れを施すことによって、衝撃強度の向上が達成できる。
【００１１】
本発明は、以上の知見に立脚するものであり、本発明の要旨構成は次の通りである。
（1）Ｃ：0.40〜0.50mass％、
Si：0.05mass％以下、
Mn：0.50〜1.2mass％、
Ｐ：0.020mass％以下、
Ｓ：0.002〜0.008mass％、
Mo：0.30〜0.50mass％、
Al：0.02〜0.05mass％、
Cu：1.0mass％以下、
Ti：0.015〜0.030mass％および
Ｂ：0.0015〜0.0030mass％
を含有し、残部Feおよび不可避的不純物の組成になる鋼素材を、900℃以上1050℃以下の温度域に加熱し、次いで仕上げ温度：880℃以上にて棒鋼圧延を施して、ベイナイト相の面積率が15〜30％の棒鋼を作製し、該棒鋼を、常温を含む温度域での鍛造により所望の形状に成形し、その後高周波焼入れが施されてなることを特徴とする衝撃強度特性に優れた構造部品。
【００１２】
（2）前記高周波焼入れを施した部位における、旧オーステナイト粒の平均径が12μm以下であることを特徴とする前記（1）に記載の衝撃強度特性に優れた構造部品。
【発明の効果】
【００１３】
本発明によれば、優れた衝撃強度特性を持つ構造部品を安定して容易に製造することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１４】
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明において鋼の成分組成を限定した理由について説明する。
Ｃ：0.4〜0.5mass％
Ｃは、鋼の強度確保に必要な元素であり、また、焼入れ性への影響も大きく、焼入れ硬化層の硬さおよび深さを高めて疲労強度の向上にも寄与する。そのため、0.4mass％以上含有させるものとする。一方、Ｃを0.5mass％を超えて含有させると、鍛造性や被削性が劣化して、冷間鍛造時に割れが生じたり切削加工時の工具寿命が短くなるという不利が生じる。したがって、Ｃ量は0.4〜0.5mass％の範囲とする。
【００１５】
Si：0.05mass％以下
Siは、鍛造性および被削性が著しく低下する成分であり、特に、含有量が0.05mass％を超えると、冷間鍛造性が著しく劣化する。したがって、Siは、鍛造性劣化の抑止の観点から0.05mass％を上限とする。なお、本発明では、後述するように、ベイナイト組織を生成させることおよび、高周波焼入れ時のオーステナイト粒成長を抑制すること、が重要である。Siは、ベイナイト組織の生成および高周波焼入れ性を高めるのに有用であるとともに、高周波焼入れ加熱時にオーステナイト粒成長を抑制する上でも有用であるため、本来は積極的に添加したい元素である。しかし、冷間鍛造性を考慮してSiを低減することから、本発明では、後述するMnおよびMoの成分調整により、ベイナイト組織の生成および高周波焼入れ性の向上を図っている。
【００１６】
Ｐ：0.02mass％以下
Ｐは、オーステナイトの粒界に偏析し、粒界強度を低下させて疲労強度を低下させる。また、焼き割れを助長する弊害もある。したがって、Ｐの含有量は、極力低減することが望ましいが、0.02mass％までは許容されるため、上限を0.02mass％とした。
【００１７】
Ｓ：0.002〜0.008mass％
Ｓは、鋼中でMnSを形成し被削性を向上させる有用元素であるが、一方で、オーステナイト粒界に偏析し、粒界強度を低下させ疲労強度を劣化させる弊害がある。よって、被削性を考慮して、その下限を0.002mass％とし、疲労強度劣化防止の観点からその上限を0.008mass％とする。
【００１８】
Mn：0.5〜1.2mass％
Mnは、ベイナイト組織の生成に有用であるとともに、強度の向上に有効に寄与する元素であるが、その含有量が0.5mass％に満たないと、その効果が十分でない。一方、1.2mass％を超えると、高周波焼入れ後の残留オーステナイトが増加し、かえって表面硬度が低下し、ひいては疲労強度の劣化を招くため、1.2mass％を上限とする。
【００１９】
Mo：0.3〜0.5mass％
Moは、焼入れ性を向上させ、ベイナイト組織の生成を促進するのに有用な元素である。また、高周波焼入れ時におけるオーステナイト粒の成長を抑制する上でも有用な元素である。加えて、Moは、炭化物の生成を抑制し、炭化物による粒界強度の低下を有効に阻止する元素でもある。このように、Moは、本発明において重要な元素であり、上述したようにSiの含有量の上限を0.05mass％とする場合は、Mo添加量を0.3mass％以上としないと、後述する所望の量のベイナイト組織を生成させられず、さらに、オーステナイト粒成長抑制作用を十分に発現させることもできない。一方、Mo含有量が0.5mass％を超えても、その効果は飽和し、むしろコスト上昇を招くとともに、変形抵抗を増大させて鍛造金型の寿命を大幅に低下させることにもなるため、その含有量は0.3〜0.5mass％の範囲とする。
【００２０】
Ti：0.015〜0.030mass％
Tiは、不可避的不純物として混入するＮと結合することによって、ＢがBNとなってＢの焼入れ性向上作用が消失することを防止し、Ｂの焼入れ性向上作用を十分に発揮させる上で有用である。また、TiNのピンニング効果により、結晶粒を微細化する効果も有する。これらの効果を十分に発現させるためには、Tiは0.015mass％以上を必要とする。一方、Ti含有量が0.030mass％を超えても、結晶粒微細化効果が飽和するだけでなく、TiNが多量に形成され、これが疲労破壊の起点となって疲労強度が低下する。したがって、Ti含有量は、0.015〜0.030mass％の範囲とする。
【００２１】
Al：0.02〜0.05mass％
Alは、鋼の脱酸剤として作用する他、高周波焼入れ時におけるオーステナイト粒の成長を抑制して、硬化層の疲労強度を高める効果も有する。しかし、その含有量が0.02mass％に満たないと、添加効果に乏しく、一方0.05mass％を超えると疲労強度の低下を招くため、0.02〜0.05mass％の範囲とする。
【００２２】
Cu：1.0mass％以下
Cuは、固溶強化および析出硬化によって強度を向上させる有用元素であり、また、焼入れ性の向上にも寄与するため、好ましくは0.03mass％以上で添加する。しかし、その含有量が1.0mass％を超えると、鍛造時に表面疵が多発するようになることから、その含有量は1.0mass％を上限とする。なお、好ましくは0.5mass％以下である。
【００２３】
Ｂ：0.0015〜0.0030mass％
Ｂは、微量の添加によって焼入れ性を高めて強度を向上させる有用な元素である。また、粒界に優先的に偏析して、粒界におけるＰおよびＳの濃度を低減し、粒界強度を向上させて疲労特性を向上させる作用もある。このため、本発明ではＢを積極的に添加するが、その含有量が0.0015mass％に満たないとその添加効果に乏しく、一方0.0030mass％を超えて添加してもその効果は飽和し、むしろコストの上昇を招くことから、0.0015〜0.0030mass％の範囲とする。
なお、以上で説明した元素以外の残部組成は、Feおよび不可避的不純物である。
【００２４】
次に、本発明では、上記した成分組成になる鋼素材を、圧延により棒鋼とする。この圧延に際し、鋼素材を900℃以上1050℃以下の温度域に加熱する。この加熱温度を1050℃以下とすることによって、棒鋼圧延時のオーステナイト粒の粒成長を抑制し、これにより高周波焼入れ後の硬化層の旧オーステナイト粒径を微細化することが可能となる。
【００２５】
一方、加熱温度の下限を900℃とするのは、後述するように棒銅圧延の仕上げ温度を880℃以上とするためである。
【００２６】
また、棒鋼に圧延する際の仕上げ温度を、880℃以上とすることにより、ベイナイト、フェライト及びパーライト組織がバンド組織化することを抑制し、高周波焼入れ時の焼入れ性を均一に確保する。
【００２７】
かような棒鋼圧延を経て得られる棒鋼の組織は、ベイナイト組織を面積率で15〜30％含む組織とする必要がある。すなわち、ベイナイト組織分率が15％未満であると、フェライト＋パーライト組織が主体となるため、焼入れ性が確保できない。また、ベイナイト組織分率が30％を超えると、後述する冷間鍛造で割れが生じ易くなる。よって、ベイナイト組織分率は15〜30％とする。
【００２８】
なお、バンド組織化を抑制しベイナイト組織分率を15〜30％とするためには、上述した所定の成分組成を有する鋼素材を、仕上げ温度：880℃以上で圧延して棒鋼とし５℃/ｓ以下の冷却速度とすることが好適である。
【００２９】
上記の条件にしたがった棒鋼圧延により得られた棒鋼を、常温を含む温度域での鍛造、すなわち少なくとも冷間鍛造を含む鍛造により所望の形状に成形する。ここで、常温を含む温度域で鍛造を行うのは、後に続く高周波焼入れ後の硬化層の旧オーステナイト粒径を安定的に細粒化するのに好適であるからである。
【００３０】
以上、好適成分組成範囲、好適棒鋼圧延温度範囲、及び好適組織状態について説明したが、本発明では、上記の要件に加えて、さらに、高周波焼き入れ後の硬化層の旧オーステナイト粒径を調整することが好ましい。
【００３１】
すなわち、本発明では、高周波焼入れを施す前の組織形態として、上述の如くベイナイト組織を残留させておくことで焼入れ性を確保するが、さらに、高周波焼き入れ後の硬化層の平均旧オーステナイト粒径を12μm以下とすることが好ましい。というのは、焼入れ硬化層の平均旧オーステナイト粒径が12μmを超えると、十分な粒界強度が得られず、衝撃強度の大幅な上昇が難しいからである。
【００３２】
ここで、焼入れ硬化層の旧オーステナイト粒径の測定は、高周波焼き入れ後の部品の硬化層における厚み方向断面を、旧オーステナイト粒が現出するようにエッチングし、光学顕微鏡により硬化層の旧オーステナイト粒径に応じて400倍（１視野の面積0.25mm×0.225mm）から1000倍（１視野の面積0.10mm×0.09mm）で観察し、画像解析装置により平均粒径を測定することにより行う。
【００３３】
なお、焼入れ硬化層の旧オーステナイト粒径を12μm以下とするには、常温での鍛造率（板厚減少率、減面率）を５％以上とし、高周波焼入れ加熱時の加熱温度をＡｃ３＋２５０℃とすることが有効である。
【実施例】
【００３４】
表１に示す成分組成になる鋼素材を、150kgづつ溶製し、これらを表２に示す条件にて35mmφの棒鋼圧延し、表２に示す鋼組織を有する棒状体を得た。鋼組織については、得られた棒状体の断面を光学顕微鏡により観察し、存在する相の確認を行うとともに、整粒であるかバンド状組織（圧延方向に２粒径以上伸展した結晶粒）を有するものか、を確認した。
【００３５】
次いで、得られた棒状体を、32mmφになるまでピーリング加工し、常温で減面率28.8％の冷間伸線に供することで冷間鍛造性を評価するとともに、ドリル穿孔性試験に供した。ドリル穿孔試験は、まず、伸線後の棒状体から32mmφ×18mmの試験片を採取し、４mmφのストレートドリルにて、回転数1500rpm、送り0.1mm／revおよび穴開け深さ12mmの条件の下、無潤滑にてドリルが折損するまでに穿孔した総長さをもって評価した。表３に、冷間伸線による鍛造性の評価結果およびドリル穿孔試験結果を示す。
【００３６】
さらに、伸線した上記棒状体を、周波数3.7kHzおよび出力100kWの高周波焼き入れ装置にて、素材中心までHv500以上となるように高周波焼き入れした後、170℃×30minの焼戻しを行い、表２に示す鋼組織に調整した。ここで、焼戻し後の鋼組織は、旧オーステナイト粒が現出するようにエッチングした後、光学顕微鏡により観察し、旧オーステナイト粒の平均径を求めるとともに、粒度分布状態を評価した。
【００３７】
ここで、粒度分布状態は、最大粒径が最小粒径の２倍未満である場合を整粒、２倍以上である場合を混粒として評価した。
【００３８】
そして、焼戻し後の棒状体から試験片を採取し、衝撃試験に供した。衝撃試験は、２mmＵノッチ形状の評価試験片を採取し、常温での衝撃強度を評価するとともに、図１に示す形状の  ＫＩｃ評価試験片を採取し、ノッチ底に疲労亀裂を導入した後、常温での衝撃強度を評価した。
表３に、この衝撃試験結果を併記する。
【００３９】
【表１】
2008266736.tif 000002
【００４０】
【表２】
2008266736.tif 000003
【００４１】
【表３】
2008266736.tif 000004
【００４２】
表１〜３から、成分組成、棒鋼圧延条件、組織および硬化層旧オーステナイト粒径のいずれもが本発明の範囲を満たす場合には、鍛造性、被削性、衝撃特性の全てに優れていることが判る。
【００４３】
一方、Ｃ含有量が本発明の範囲を超える鋼Ｄを用いたNo.５は、伸線時に割れが生じており冷間鍛造性に劣る結果となり、さらに衝撃強度も低い値を示している。
【００４４】
また、棒鋼圧延時の仕上温度が835℃と本発明の下限温度を下回るNo.６は、棒鋼圧延後の組織にバンド状組織が認められ、冷間鍛造性および被削性に劣るとともに、さらに高周波焼入れ後の平均旧オーステナイト粒径が大きく、かつ混粒となっているため、衝撃強度も低い値を示している。
【００４５】
Si含有量が高い鋼Ｅを用いたNo.７および、Mn含有量が高い鋼Ｆを用いたNo.8は、被削性が劣っている。
【００４６】
鋼Ｉを用いたNo.９は、Si含有量が高いために被削性が劣るとともに、Mo、TiおよびＢの含有量が低いために、棒鋼圧延後の鋼組織中にベイナイトが生成しておらず、高周波焼入れ後の旧オーステナイト粒径が大きくなっており、衝撃強度も低い値を示している。
【００４７】
No.10は、棒鋼圧延を行う際の加熱温度が本発明範囲よりも高いため、高周波焼入れ後の旧オーステナイト粒径が大きくなっており、衝撃強度が低い。
【００４８】
棒鋼圧延時の仕上温度が870℃と本発明の下限温度を下回るNo.11は、棒鋼圧延後の組織にバンド状組織が認められ、冷間鍛造性および被削性に劣るとともに、高周波焼入れ後の平均旧オーステナイト粒径が大きく、かつ混粒となっているため、衝撃強度も低い値を示している。
【００４９】
Ｓ含有量が高い鋼Ｇを用いたNo.12は、冷間鍛造性が劣るとともに、衝撃強度も低い。
Mo含有量が低い鋼Ｈを用いたNo.13は、高周波焼入れ後の旧オーステナイト粒径が大きくなっており、衝撃強度が低い。
【図面の簡単な説明】
【００５０】
【図１】衝撃試験片（KIc評価試験片）の形状を示す図である。
【図１】
2008266736.tif 000005