(57)【要約】【課題】複雑形状部品の製造、製造時の材料歩留まりを向上させるための超高温熱間鍛造において、鍛造後の靭性劣化などの問題を解決するものである。【解決手段】所定の成分からなり、ミクロ組織がフェライトとパーライトからなり、フェライトとパーライトとの平均結晶粒径が１０μｍ未満、ＪＩＳ  Ｇ  ０５８８で  規定する全脱炭層深さＤＭ−Ｔが０．０２〜０．０６ｍｍ、引張強さが８００〜１３００ＭＰａ、降伏比が０．７〜０．９５であることを特徴とする超高温熱間鍛造非調質部品。下限温度を固相線温度［℃］×０．９４又は１２５０℃の何れか高い方とし、上限温度を固相線温度［℃］×０．９８とする範囲に加熱し、前記範囲の温度域で超高温熱間鍛造加工した後、さらに加工品を７００〜８００℃未満で、対数ひずみが０．５以上の仕上げ鍛造を加えた後放冷することを特徴とする製造方法。【選択図】      なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．１〜０．６％、
Ｓｉ：０．２〜２．０％、
Ｍｎ：０．５〜２．５％、
Ａｌ：０．００２〜０．０６％、
Ｎ  ：０．００３〜０．０２％
を含有し、更に
Ｖ  ：０．０５〜０．５％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１％
の１種又は２種を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、ミクロ組織がフェライトとパーライトからなり、フェライト粒径とパーライト粒径の平均結晶粒径が１０μｍ未満、ＪＩＳ  Ｇ  ０５８８で  規定する全脱炭層深さＤＭ−Ｔが０．０２〜０．０６ｍｍ、引張強さが８００〜１３００ＭＰａ、降伏比が０．７〜０．９５であることを特徴とする超高温熱間鍛造非調質部品。
【請求項２】
請求項１記載の超高温熱間鍛造非調質部品に加えてさらに、質量％で、
Ｍｇ：０．０００２〜０．００５％、
Ｚｒ：０．０００２〜０．００５％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする超高温熱間鍛造非調質部品。
【請求項３】
請求項１または２に記載の超高温熱間鍛造非調質部品に加えてさらに、質量％で、
Ｃｒ：０．１〜３％、
Ｎｉ：０．１〜３％、
Ｍｏ：０．１〜３％、
Ｔｉ：０．００３〜０．０５％、
Ｂ  ：０．０００５〜０．００５％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする超高温熱間鍛造非調質部品。
【請求項４】
請求項１〜３の何れか１項に記載の超高温熱間鍛造非調質部品に加えてさらに、質量％で、
Ｓ  ：０．０２〜０．１０％、
Ｐｂ：０．０３〜０．３％、
Ｃａ：０．００１〜０．０５％、
Ｂｉ：０．０３〜０．３％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする超高温熱間鍛造非調質部品。
【請求項５】
請求項１〜４の何れか１項に記載の超高温熱間鍛造非調質部品を製造する方法であって、請求項１〜４の何れか１項に記載の成分からなる鋼材を、下限温度を固相線温度［℃］×０．９４又は１２５０℃の何れか高い方とし、上限温度を固相線温度［℃］×０．９８とする範囲に加熱し、前記範囲の温度域で超高温熱間鍛造加工した後、さらに、加工品を７００〜８００℃未満で、対数ひずみが０．５以上の仕上げ鍛造を加えた後、放冷することを特徴とする超高温熱間鍛造非調質部品の製造方法。
【請求項６】
仕上げ鍛造後、５００〜Ａｒ３点［℃］の温度域を下記（１）式で示した冷却速度ＣＲ［℃／ｓ］で冷却することを特徴とする請求項５記載の超高温熱間鍛造非調質部品の製造方法。
０．１≦ＣＲ≦（２．５ε＋１）        ・・・・・（１）
ここで、εは、仕上げ鍛造の加工率の対数ひずみである。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車、建設機械等の部品に好適な、高強度、高靭性を有する超高温熱間鍛造非調質部品及び該部品を材料歩留まりを向上させ、鍛造後の焼入れ焼戻しを行うことなく製造する方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来、自動車部品や建設機械部品の中で高強度、高靭性を必要とする熱間鍛造部品は、熱間鍛造後に調質、即ち焼入れ焼戻しを行って製造されていた。しかし、製造コストに占める調質コストが大きいことから非調質化が進められ、特許文献１に開示されているように、熱間鍛造後に放冷ままで強度及び靭性を確保できる熱間鍛造用非調質鋼が開発されてきた。最近、さらなる製造コスト低減から、熱間鍛造時の材料歩留まり向上が要望されている。また、自動車の軽量化の観点から部品の小型化が要求され、部品の剛性を確保するために複雑な形状となり、鍛造荷重の増大を招いている。
【０００３】
このような問題を解決するには、熱間鍛造時の鋼材の変形抵抗を低減することが必要であり、特許文献２には、従来の熱間鍛造の温度範囲である１１５０〜１２５０℃よりも高温に鋼材を加熱して熱間鍛造する、超高温熱間鍛造方法が開示されている。この方法は、加熱温度の下限を固相線温度よりも４５℃程度低くし、上限を液相線温度よりも２０℃低くするものであるが、加熱温度が高いためにオーステナイト粒が粗大化し、鍛造後、非調質化すると靭性が確保できないという問題があった。
【０００４】
また、成分及び製造方法の最適化によって靭性を向上させた非調質鋼として、特許文献３には析出硬化型元素の添加量を少なくした鋼が、特許文献４には炭素量を下げて高Ｍｎ化した鋼が、特許文献５には析出物の種類を制御した鋼が、特許文献６には制御冷却によって結晶粒を微細化した鋼が開示されている。しかし、これらの何れの方法によっても強度及び靭性に優れる非調質熱間鍛造部品を得ることは容易ではない。一方、特許文献７には、８００〜１１００℃で鍛造を行い、フェライト結晶粒の微細化によって強度、靭性を向上させる方法が開示されている。しかし、この温度域では加工温度の低下とともにフェライト分率が増加して強度が低下するという問題があった。
【０００５】
さらに特許文献８には、７００〜８００℃の温度で鍛造することによって、フェライト及びパーライトの平均結晶粒径が１０μｍ以下の強度、靭性が優れた非調質鍛造品及びその製造方法が提案されている。しかし、７００〜８００℃の温度での鍛造で複雑な形状を有する鍛造品を製造するには鍛造荷重が非常に大きく、鍛造機及び金型への負荷が大きいと考えられる。
【０００６】
【特許文献１】
特開平１−１９８４５０号公報
【特許文献２】
特開平５−１５９３５号公報
【特許文献３】
特開昭５５−８２７５０号公報
【特許文献４】
特開昭５４−１２１２２５号公報
【特許文献５】
特開昭５６−３８４４８号公報
【特許文献６】
特開昭５６−１６９７２３号公報
【特許文献７】
特開平１０−１９５５３０号公報
【特許文献８】
特開２００３−１４７４８２号公報
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、複雑形状の部品の製造が可能であり、製造時の材料歩留まりを向上させ得る超高温熱間鍛造において、焼入れ焼戻しを省略しても、ミクロ組織の微細化により高強度及び高靭性を有する超高温熱間鍛造非調質部品並びにその製造方法を提供するものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明は上記の課題を鑑みてなされたものであり、その要旨は以下の通りである。
（１）  質量％において、
Ｃ  ：０．１〜０．６％、            Ｓｉ：０．２〜２．０％、
Ｍｎ：０．５〜２．５％、            Ａｌ：０．００２〜０．０６％、
Ｎ  ：０．００３〜０．０２％
を含有し、更に
Ｖ：０．０５〜０．５％、            Ｎｂ：０．００５〜０．１％
の１種又は２種を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、ミクロ組織がフェライトとパーライトからなり、フェライト粒径とパーライト粒径の平均結晶粒径が１０μｍ未満、ＪＩＳ  Ｇ  ０５８８で  規定する全脱炭層深さＤＭ−Ｔが０．０２〜０．０６ｍｍ、引張強さが８００〜１３００ＭＰａ、降伏比が０．７〜０．９５であることを特徴とする超高温熱間鍛造非調質部品。
（２）  （１）に記載の超高温熱間鍛造非調質部品に加えてさらに、質量％で、Ｍｇ：０．０００２〜０．００５％、  Ｚｒ：０．０００２〜０．００５％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする超高温熱間鍛造非調質部品。
（３）  （１）または（２）に記載の超高温熱間鍛造非調質部品に加えてさらに、質量％で、
Ｃｒ：０．１〜３％、                Ｎｉ：０．１〜３％、
Ｍｏ：０．１〜３％、                Ｔｉ：０．００３〜０．０５％、
Ｂ：０．０００５〜０．００５％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする超高温熱間鍛造非調質部品。
（４）  （１）〜（３）の何れか１項に記載の超高温熱間鍛造非調質部品に加えてさらに、質量％で、
Ｓ  ：０．０２〜０．１％、          Ｐｂ：０．０３〜０．３％、
Ｃａ：０．００１〜０．０５％、      Ｂｉ：０．０３〜０．３％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする超高温熱間鍛造非調質部品。
（５）  （１）〜（４）の何れか１項に記載の超高温熱間鍛造非調質部品を製造する方法であって、（１）〜（４）の何れか１項に記載の成分からなる鋼材を、下限温度を固相線温度［℃］×０．９４又は１２５０℃の何れか高い方とし、上限温度を固相線温度［℃］×０．９８とする範囲に加熱し、前記範囲の温度域で超高温熱間鍛造加工した後、さらに、加工品を７００〜８００℃未満で、対数ひずみが０．５以上の仕上げ鍛造を加えた後、放冷することを特徴とする超高温熱間鍛造非調質部品の製造方法。
（６）  仕上げ鍛造後、５００〜Ａｒ３点［℃］の温度域を下記（１）式で示した冷却速度ＣＲ［℃／ｓ］で冷却することを特徴とする（５）記載の超高温熱間鍛造非調質部品の製造方法。
【０００９】
０．１≦ＣＲ≦（２．５ε＋１）        ・・・・・（１）
ここで、εは、仕上げ鍛造の加工率の対数ひずみである。
【００１０】
【発明の実施の形態】
本発明では鍛造後、放冷ままで高強度、高靭性を得ることを目的とするが、一般的な非調質鋼を用いて超高温鍛造を行っても、必要な靭性が得られない。強度及び靭性に優れる鍛造品を得るには金属組織を微細にすれば良いが、これには、再結晶温度以上の温度域（再結晶温度域という）でオーステナイト（γという）に熱間鍛造でひずみを与えて再結晶により微細化する方法及び、再結晶温度未満の温度域（未再結晶温度域という）で鍛造して再結晶による転位の減少を抑制し、変態温度以下まで転位を残留させて、変態の核生成速度を増加させる方法がある。
【００１１】
しかし、再結晶温度域での鍛造は組織の微細化に限界があり、より一層の微細化を図るために、例えば８００〜１１００℃で鍛造を行うと、フェライト分率が増加して強度が大きく低下し、鍛造品としての強度を確保できないことが多い。
一方、未再結晶温度域で熱間鍛造するには素材の加熱温度が低く、鍛造荷重が急増するために、所定の形状に成形できないという問題がある。
【００１２】
そこで、本発明者は、熱間鍛造によって所定の形状に成形する際、複数の工程で加工されることに注目し、粗成形を超高温熱間鍛造で行って、ほぼ製品形状を作り上げ、最後の仕上げ鍛造を未再結晶温度域で行って強度及び靭性を付与する方法を指向した。さらに、未再結晶温度域での鍛造を８００℃未満で行えば、結晶粒が十分に微細化し、鍛造後の強度及び靭性の向上が可能であることを見出した。
【００１３】
未再結晶温度域で仕上げ鍛造を行うことにより、結晶粒径を微細化できる理由は、以下のように考えられる。通常、再結晶オーステナイト（再結晶γという）では再結晶により粒内の転位密度は減少している。このため、ほとんどのフェライト変態はオーステナイト結晶粒界（γ粒界という）を基点として始まる。また、再結晶γのγ粒界において、粒界単位面積値当たりのフェライト変態核生成数はほぼ一定値をとる。従って、γ粒界の面積が増加すると、即ち鍛造前の結晶粒径を微細化することにより、変態後のミクロ組織は微細になる。
【００１４】
一方、未再結晶オーステナイト（未再結晶γという）では、再結晶が十分に進行していないため、粒内の転位密度が高く、粒界のみならず粒内からもフェライト変態が開始する。さらに粒界にも鍛造加工の影響が残っており、粒界単位面積当たりの変態核生成数も再結晶γと比べて多い。このため未再結晶γからは、鍛造前の結晶粒径が粗大であっても微細な変態組織が得られる。
【００１５】
更に、未再結晶γからの変態によって得られるミクロ組織は、鍛造後の冷却速度によってフェライトとパーライトからなる組織（フェライト＋パーライトという）、ベイナイト、マルテンサイトに大別できるが、これらの混合組織になると靭性が著しく低下する。そのため、鍛造後の冷速制御によりミクロ組織をフェライト＋パーライトとすることが必要である。一般的に、ミクロ組織がフェライト＋パーライトからなる熱間鍛造非調質鋼では、フェライトよりパーライトの方が遙かに粒径が粗大であり、破壊の抵抗となるのは微細なフェライトである。しかし、本発明ではフェライトとパーライトの粒径が同等の微細な変態組織が得られる。
【００１６】
即ち、微細なフェライトとパーライトが均一に分布した組織形態となるため、パーライトも破壊の抵抗となり強度及び靭性に優れた鋼となる。
【００１７】
以下に本発明を詳細に説明する。
【００１８】
Ｃは、鋼を強化するのに有効な元素であるが、０．１％未満では充分な強度が得られない。一方、０．６％超を添加すると靭性が低下する。そのため、Ｃの添加量を０．１〜０．６％とした。
【００１９】
Ｓｉは、脱酸材として有効であり、かつ固溶強化元素としても有効である。Ｓｉの添加量が０．２％未満では脱酸材としての作用が不足し、２．０％超を添加すると必要以上に強度を上げて靭性を低下させる。従って、Ｓｉの添加量を０．２〜２．０％とした。
【００２０】
Ｍｎは、脱酸元素及び強化元素として有効であるが、Ｍｎ添加量が０．５％未満では強度が不足し、２．５％超では靭性が低下するとともに、熱間圧延時に割れが生じて製造が困難となる。従って、Ｍｎの添加量を０．５〜２．５％とした。
【００２１】
Ａｌは、鋼の脱酸及び結晶粒の微細化のために有効な元素であるが、０．００２％未満ではその効果が不十分である。一方、０．０６％超を添加すると靭性を低下させる。従って、Ａｌの添加量を０．００２〜０．０６％とした。
【００２２】
Ｎは、Ｖ窒化物を生成し、析出強化させるために必要な元素であるが、０．００３％未満では充分な効果が得られない。一方、０．０２％超を添加すると固溶したＮによって靭性が劣化する。従って、Ｎの添加量を０．００３〜０．０２％とした。
【００２３】
更に、Ｖ、Ｎｂの１種又は２種を含有する。
【００２４】
Ｖは、固溶原子が転位の回復及び再結晶を遅らせる効果がある。即ち、未再結晶温度を高温側に広げ、未再結晶鍛造を容易にする元素である。また、Ｖの添加により、未再結晶域での鍛造後、転位密度の高い部分にＶの炭窒化物が微細に析出し、強度が上昇する。これらの効果を得るには０．０５％以上の添加が好ましい。しかし、０．５％超を添加しても効果の向上が小さく、むしろ靭性をやや低下させるので、Ｖ添加量を０．０５〜０．５％とすることが好ましい。
【００２５】
ＮｂもＶと同様に未再結晶鍛造を容易にし、析出強化のために必要な元素であり、０．００５％以上の添加が好ましいが、０．１％超を添加すると靭性がやや低下する。そのため、Ｎｂ添加量を０．００５〜０．１％とすることが好ましい。
【００２６】
更に、必要に応じて、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｂ、Ｓ、Ｐｂ、Ｃａ、Ｂｉの１種又は２種以上を含有しても良い。
【００２７】
Ｍｇ及びＺｒはともに酸化物や硫化物、これらの複合物を形成し、加熱時のオーステナイトの粗大化を抑制する元素である。さらに、８００℃未満の鍛造においては、フェライト変態時の粒成長も抑制する効果もあり組織微細化に極めて有効である。Ｍｇ及びＺｒの添加量は、何れも０．０００２％未満ではその効果は小さく、０．００５％超では靱性がやや低下する。従って、Ｍｇ及びＺｒの添加量を０．０００２〜０．００５％とすることが好ましい。
【００２８】
Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏは何れも強度を増大させる元素である。Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏは、何れも０．１％未満では強度の上昇が小さく、３％超の添加により靭性がやや低下する。そのため、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏの添加量を、それぞれ０．１〜３％とすることが好ましい。
【００２９】
Ｔｉは，窒化物及び炭化物を生成する元素である。Ｔｉの窒化物は加熱時に高温まで固溶せずに残るため、超高温鍛造においてオーステナイトの粗大化を防止するのに有効である。また炭化物は微細に分散するため析出強化に有効である。
【００３０】
Ｔｉ添加量が０．００３％未満ではこれらの効果が小さく、０．０５％超の添加により靱性がやや低下する。そのため、Ｔｉ添加量を０．００３〜０．０５％とすることが好ましい。
【００３１】
Ｂは焼入れ性を増加して強度を増し、さらに粗大なフェライトの生成を防止して組織の微細化を促進するのに有効な元素である。Ｂ添加量が０．０００５％未満ではこれらの効果が顕著ではなく、０．００５％超では靭性がやや低下する。そのために、Ｂの添加量を０．０００５〜０．００５％とすることが好ましい。
【００３２】
Ｓ、Ｐｂ、Ｃａ、Ｂｉは、何れも被削性を向上させる元素であるが、過小の添加ではその効果が小さく、過剰に添加すると靭性がやや低下する。そのため、Ｓ添加量は０．０２〜０．１％に、Ｐｂ添加量は０．０３〜０．３％に、Ｃａ添加量は０．００１〜０．０５％に、Ｂｉ添加量は０．０３〜０．３とすることが好ましい。
【００３３】
次に本発明の組織形態について述べる。
【００３４】
本発明鋼は、フェライトとパーライトの結晶粒径がともに微細なミクロ組織を有する。本発明においては、フェライト粒径とパーライト粒径の平均結晶粒径を１０μｍ未満に微細化すると、強度、靭性、降伏比、伸びが顕著に向上し、平均結晶粒径が５μｍ以下であれば一層の効果が得られるため好ましい。また、フェライト粒径とパーライト粒径の平均結晶粒径の下限は特に定めないが、鍛造コストの面から２μｍ以上とすることが好ましい。
【００３５】
なお、本発明におけるフェライト粒径とパーライト粒径の平均結晶粒径は、脱炭層を除いた位置から試験片を採取し、光学顕微鏡又は走査型電子顕微鏡により２００〜１０００倍で３〜５視野観察し、１視野ごとのフェライト粒径及びパーライト粒径をＪＩＳ  Ｇ  ０５５２に準拠して切断法により求め、３〜５視野の単純平均値をそれぞれ、フェライト平均粒径、パーライト平均粒径とし、（２）式により定義される面積平均値で定義した。
【００３６】
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また、（２）式のフェライト分率は、３〜５視野の２００〜５００倍の光学顕微鏡組織写真を用いて、フェライトとパーライトのコントラストを二値化し、解析システムで算定することができる。この（２）式により、例えばフェライト平均粒径が６μｍ、パーライト平均粒径が１２μｍ、フェライト分率が０．３８の場合、平均結晶粒径は９．７μｍとなる。
【００３７】
鍛造後の全脱炭層深さＤＭ−Ｔは、ＪＩＳ  Ｇ  ０５８８で  規定するものであるが、０．０６ｍｍを超える脱炭層は鍛造品強度を著しく低下させる。特にシャフト部を有する熱間鍛造品では、捻り変形を受けることが多く表面の強度が重要となる。脱炭は超高温熱間鍛造の加熱により発生し、加熱温度と保持時間に依存するが、全脱炭層深さが０．０２ｍｍより少なくなるような短時間加熱では、加熱時に素材表面、特に熱集中を受ける素材角部等で溶融割れが発生する。従って、ＪＩＳ  Ｇ  ０５８８で  規定する全脱炭層深さＤＭ−Ｔは、０．０２〜０．０６ｍｍの範囲とした。
【００３８】
引張強さは、８００ＭＰａ未満では鍛造品の軽量化の効果が不十分であり、１３００ＭＰａを超えると靭性が著しく低下し、切削寿命及び金型寿命も著しく低下する。そのため、引張強さを８００〜１３００ＭＰａの範囲とした。引張強さは、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１の３号又は４号試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠して引張試験を行って求めれば良い。なお、試験片は脱炭層を除く部分から採取する必要があり、偏析部などを避けるためには、素材の直径又は板厚の１／４部に相当する、製品の厚み又は幅の１／４部から採取することが好ましい。
【００３９】
引張試験により測定した０．２％耐力と引張強さの比である降伏比は、疲労強度向上のため０．７を下限とした。一方、降伏比を０．９５超に上げても疲労強度向上は飽和するので、上限を０．９５とした。
【００４０】
次に、製造方法について述べる。
【００４１】
本発明の超高温熱間鍛造非調質部品の製造方法は、超高温鍛造後、仕上げ鍛造を行うことを特徴とし、超高温鍛造後、そのまま未再結晶温度域に冷却して仕上げ鍛造を行うことが好ましい。超高温鍛造後、室温まで冷却して未再結晶温度域に加熱し、仕上げ鍛造を行っても良い。なお、超高温熱間鍛造後に未再結晶温度域で鍛造するだけでなく、超高温熱間鍛造と通常の熱間鍛造とを組み合わせて鍛造品形状をほぼ成形し、最後に未再結晶温度域での仕上げ鍛造を行うことも可能である。
【００４２】
鋼材の加熱温度は、超高温熱間鍛造によって変形抵抗を低減させるために、固相線温度×０．９４又は１２５０℃の何れか高い方を下限とした。これは、充分に変形抵抗を低くし、材料流動を十分に行うためである。下限温度より低温では、鍛造を行う際の成形時の荷重が高く、複雑形状部品の成形が難しく、又、材料歩留まりが低下する。一方、上限温度を固相線温度×０．９８とするのは、これを超える温度では超高温鍛造後の結晶粒が粗大化し、その後に仕上げ鍛造を加えても平均結晶粒径を１０μｍ未満にできないからである。
【００４３】
固相線温度は、澤井隆、他３名、「ニッケル基超合金のミクロ偏析生成挙動の解析」、鉄と鋼、日本鉄鋼協会、１９８７年発行、第７３巻、第４号、ｐ．１９６に記載の、析出物の凝固過程の観察に用いられる一方向凝固実験によって測定することができる。これは、高周波加熱とカーボンサセプターを用いて炉内に温度勾配を持たせ、その炉内で棒材を加熱し、その後急冷し、棒材のミクロ組織観察により棒材の各位置での温度とミクロ組織を対応させて、素材の固相線温度を推定する方法である。
【００４４】
超高温熱間鍛造は、加熱と同じ温度域で行う。この理由は鋼材の加熱温度の上限及び下限温度を規定した理由と同様である。なお、上限温度の近傍で超高温鍛造した場合、加工発熱により素材温度が固相線温度を超え、鍛造後に粒界部などが溶融して超高温鍛造後にボイドが残留する可能性が考えられる。これを回避するためには、超高温鍛造の加工を対数ひずみで０．３以下とすることが好ましい。
【００４５】
超高温熱間鍛造で粗成形した後に、製品形状を所定の形状にすると共に、強度、靭性、降伏比付与を目的とし、未再結晶温度域での仕上げ鍛造を行う。
【００４６】
仕上げ鍛造時の温度は、８００℃以上で鍛造を行って結晶粒を微細化しても、微細化による強度向上効果よりフェライト分率増加による強度低下の方が大きく、所定の強度を得られない。従って、本発明では強度低下の効果が生じないように８００℃未満で仕上げ鍛造を行うこととする。また、７００℃未満の鍛造では鍛造前にフェライトが生成し、生成したフェライトに鍛造を加えると加工フェライトとなって靭性を劣化させる。また、７００℃未満での鍛造は成形荷重も非常に高くなる。以上のことから、超高温熱間鍛造後行う未再結晶温度域での仕上げ鍛造は、７００〜８００℃未満で行うこととした。
【００４７】
本発明の仕上げ鍛造による組織微細化の効果は、未再結晶γからのフェライト変態の核生成に依存するため、未再結晶温度域で与えるひずみ量の影響が大きい。仕上げ鍛造の加工率εは、対数ひずみで０．５未満では組織微細化が不十分であるため、仕上げ鍛造の加工率εの下限を対数ひずみで０．５以上とする。仕上げ鍛造の加工率εの上限は規定しないが、鍛造金型負荷の観点から、上限を対数ひずみで３程度とすることが好ましい。なお、ここでの対数ひずみは素材の高さ変化、或いは断面積変化から（３）式、又は（４）式から算出されるものとする。
【００４８】
仕上げ鍛造の加工率ε＝ｌｎ（鍛造前の素材高さ／鍛造後の素材高さ）    ・・・（３）
仕上げ鍛造の加工率ε＝ｌｎ（鍛造前の素材断面積／鍛造後の素材断面積）・・・（４）
未再結晶γからの変態は、核生成速度が増大しているために、ミクロ組織と温度及び時間の関係を表す図（Ｔｉｍｅ−Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ−Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ線図、Ｔ−Ｔ−Ｔ線図という）における最短時間、いわゆるＴ−Ｔ−Ｔノ−ズが短時間側にシフトし、フェライトが生成しやすくなっている。
【００４９】
このため、ミクロ組織をフェライト＋パーライトとするには、Ａｒ３点［℃］以下５００℃以上の温度域で、（１）式に示した冷却速度ＣＲ［℃／ｓ］で冷却することが好ましい。
【００５０】
０．１≦ＣＲ≦（２．５ε＋１）        ・・・・・（１）
ここで、εは７００〜８００℃未満の温度域で鍛造を行った際の対数ひずみである。
【００５１】
なお、Ａｒ３点は、下記（５）式により求めた値とする。
【００５２】
Ａｒ３＝８６８−３９６Ｃ＋２４．６Ｓｉ−５８．７Ｍｎ−５０Ｎｉ
−３５Ｃｕ＋１９０Ｖ                  ・・・・・（５）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｖは、質量％で表したＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｖの含有量であり、選択元素であるＶを含有しない場合は、Ｖを０として計算する。なお、Ａｒ３点は、昇温及び降温による形状の変化を測定し、冷却時に線膨張率が変化し始める温度として求めても良い。
【００５３】
冷却速度が０．１℃／秒より遅いと、充分な核生成速度を得られずフェライトがやや粗大化する。一方、冷却速度が（２．５ε＋１）℃／ｓを超えると、ベイナイト又はマルテンサイトを生じて、靭性が劣化することがあるためである。また、冷却制御温度域をＡｒ３点以下としたのは、Ａｒ３点以下でフェライト変態が始まるためであり、５００℃以上とするのは、この温度ではすでにミクロ組織がフェライト＋パーライトに変態しているからである。
【００５４】
【実施例】
（実施例１）
表１のＡ〜Ｗに示す化学成分を有する鋼材を用いて本発明例と比較例の実験を行った。鋼種Ａ〜Ｑが本発明例の対象鋼種であり、鋼種Ｒ〜Ｖが比較例に用いられた鋼種である。なお表１には、参考としてＰの含有量と、固相線温度Ｔｓ［℃］、及び未再結晶上限温度［℃］を併記した。固相線温度はφ１５×２５０ｍｍの棒状素材を用いた一方向凝固試験から推定した温度である。未再結晶上限温度は、再結晶が生じない上限の温度であり、下記（６）式によって求めた値である。下記（６）式は、温度制御機能と圧縮加工機能を有する加工フォーマスター試験機を用いて、Ｖ，Ｎｂ含有成分の鋼について加工焼入れ試験を行い、組織観察を行った結果、再結晶が生じない上限の温度をＶ量及びＮｂ量で回帰分析して得られた実験式である。なお、（６）式は加工度の影響を表す項を除いた簡易式であり、Ｖ及びＮｂは、質量％で表した含有量である。
【００５５】
未再結晶上限温度＝８１９＋６１（（Ｖ）＋１０（Ｎｂ））０．２      ・・・（６）
表１に示した鋼種のφ７０×６０ｍｍの素材を、表２の加熱温度Ｔｋ［℃］に高周波で加熱し、約３０秒間保持した後、超高温熱間鍛造を行った。素材の表面温度を放射温度計によって測定した。加熱時の周波数は３〜５ＫＨｚであり、加熱速度は、室温から１２５０℃までを５℃／ｓ、その後加熱温度までを１℃／ｓとした。高周波加熱後、試料を鍛造機まで移動する間に素材の温度が低下したため、鍛造直前温度Ｔｔ［℃］を表２に示した。
【００５６】
超高温熱間鍛造は、油圧サーボ機構を有する圧縮試験機にて、φ７０×６０ｍｍの試料を横置きし、平坦な圧盤を用いて、圧縮ラム速度を２００ｍｍ／ｓとして行った。超高温熱間鍛造の鍛造前後の高さの変化から求めた加工率は、対数ひずみにして約０．５であった。超高温鍛造後、８００℃未満に冷却して、仕上げ鍛造を行ったが、この際にも仕上げ鍛造直前の素材の表面温度を放射温度計にて測温し、表２の仕上げ鍛造条件の鍛造前温度として示した。
【００５７】
仕上げ鍛造後は室温まで放冷し、鍛造品の高さ方向のほぼ中央部を垂直に切断し、全断面を鏡面研磨し、エッチングを行い、フェライト及びパーライトの平均粒径をＪＩＳ  Ｇ  ０５５２に準拠して、全脱炭層深さをＪＩＳ  Ｇ  ０５８８に準拠して測定した。なお、試料断面において、製品厚及び製品幅の１／４の部位の平均粒径を測定するために、中心部の１０ｍｍ角の範囲は平均粒径測定から除いた。脱炭層深さは光学顕微鏡での倍率を２００〜５００倍として、読み取り寸法を付した接眼鏡を用いて脱炭層深さを１０カ所測定し、最大、最小を除く８カ所の平均値とした。
【００５８】
表２と同条件で超高温鍛造及び仕上げ鍛造を行った試料の鍛造品幅の１／４の部位から、引張試験片としてＪＩＳ  Ｚ  ２２０１の平行部直径１０ｍｍの３号試験片、シャルピー衝撃試験片としてＪＩＳ  Ｚ  ２２０２のＵノッチ試験片を採取した。Ｕノッチの形状は２ｍｍ、試験片の試験幅は５ｍｍとした。引張試験は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠して行い、シャルピー衝撃試験はＪＩＳ  Ｚ  ２２４２に準拠し、−５０℃で行った。表２に引張強さ、衝撃値、降伏比を示すが衝撃値は−５０℃での吸収エネルギーである。
【００５９】
表２においてＮｏ．１〜１８は本発明の範囲であり、引張強さが約８００〜１０００ＭＰａであり、衝撃値も８０Ｊ／ｃｍ２以上となっている。Ｎｏ．１８は、仕上げ鍛造後の冷却速度が好ましい範囲よりも速いため、同成分のＣ鋼を用いたＮｏ．３に比べて、衝撃値がやや低い。一方、Ｎｏ．１９〜２３は、成分が本発明の範囲外である、表１のＲ〜Ｖの鋼種を用いた比較例であるが、何れも衝撃値が５０Ｊ／ｃｍ２に達していない。
【００６０】
Ｎｏ．２４は、仕上げ鍛造前温度が本発明の範囲よりも高いため、フェライト分率が高くなり、引張強さが低下し、Ｎｏ．２５は、仕上げ鍛造前温度が本発明の範囲よりも低いため、フェライトが加工硬化しているため、シャルピー衝撃値が低い。また、Ｎｏ．２６は、超高温鍛造時の加熱温度及び鍛造前温度が本発明の範囲よりも高く、所定の仕上げ鍛造を行っても結晶粒径が大きく、シャルピー衝撃値が低い。Ｎｏ．２７は仕上げ鍛造を行わなかった場合で、結晶粒が非常に大きく、シャルピー衝撃値が低い。
【００６１】
Ｎｏ．２８は、仕上げ鍛造時のひずみが、本発明の範囲よりも小さいため、結晶粒径が大きく、引張強さ及びシャルピー衝撃値が低下している。Ｎｏ．２９は、超高温鍛造の加熱後の保持温度時間を５分間と長くした場合であり、脱炭増が深く、引張強さ及びシャルピー衝撃値が低い。
（実施例２）
表１のＡ〜Ｃ、ＬおよびＯ鋼を用いて、表３に示した条件で超高温熱間鍛造及び仕上げ鍛造を、実施例１と同様にして行った。超高温熱間鍛造の加熱温度、鍛造前温度、加工ひずみ、仕上げ鍛造の鍛造前温度、加工ひずみ、全脱炭層深さ、平均結晶粒、引張強さ、衝撃値、降伏比は、実施例１と同様にして測定した。超高温熱間鍛造及び仕上げ鍛造の鍛造荷重は、圧縮試験機のロードセルによって測定した。なお、超高温熱間鍛造及び仕上げ鍛造の鍛造荷重は、高いと金型寿命の低下を招くことになり極力低いことが好ましい。
【００６２】
試験結果を表３に示すが、Ｎｏ．３１〜３５は本発明の範囲内であり、超高温熱間鍛造時の荷重は約４００ＫＮ以下、仕上げ鍛造時では２０００ＫＮ前後である。一方、Ｎｏ．３６は超高温鍛造時の加熱温度が（５）発明の範囲よりも低く、Ｎｏ．３７は超高温熱間鍛造において、加熱後、鍛造までの時間を長くして、超高温熱間鍛造直前温度を（５）発明の範囲よりも低くした場合である。Ｎｏ．３６及びＮｏ．３７は、何れも組織、平均結晶粒径、全脱炭層深さ、引張強さ、降伏比が、それぞれ（１）発明及び（３）発明の範囲であるものの、鍛造荷重が５００ＫＮ以上であり、本発明の範囲内で製造したＮｏ．３１〜３５よりも高い。また、Ｎｏ．３８は、仕上げ鍛造時直前温度が本発明の範囲よりも低い場合であるが、このときの仕上げ鍛造荷重は３０００ＫＮであり、本発明の範囲内で製造したＮｏ．３１〜３５よりも１０００ＫＮ以上高くなっている。
【００６３】
Ｎｏ．３９は、脱炭層を浅くするために所定の温度に加熱した後の３０秒保持を行わず、加熱後直ぐに超高温熱間鍛造を行った場合であるが、熱間鍛造時の荷重が８１６ＫＮと本発明での超高温熱間鍛造時の荷重より高くなった。これは、温度測定は試料の表面で行っており、表面温度は所定の温度に達しているものの、温度保持を行わないため中心部の素材は所定の温度にまで加熱されていないためと考えられる。
【００６４】
【表１】
2004346415.tif 000003
【００６５】
【表２】
2004346415.tif 000004
【００６６】
【表３】
2004346415.tif 000005
【００６７】
【発明の効果】
本発明により鋼材の成形性が著しく向上し、従来成し得なかった複雑形状部品の加工が可能になり、また歩留まりを高めることができる。従って、部品の軽量化を実現するとともに、従来より高い生産性、安いコストでの製造を実現できることになり、機械部品の製造における貢献が極めて高い。