(57)【要約】【課題】  焼入れ焼戻しを省略しても、高強度、高靭性を有する複雑形状の超高温熱間鍛造非調質部品を、材料歩留まりを向上させ、金型寿命を確保し得る超高温熱間鍛造方法によって提供する。【解決手段】  所定の成分を有し、ミクロ組織がフェライトとパーライトからなり、表面から厚さの１／２０までの鍛造品表層部位におけるフェライト分率Ｆｓが０．１５〜０．７、フェライト平均粒径ｄｓが５〜２０μｍであり、鍛造品厚さの中央から２／５までの鍛造品中心部位におけるフェライト分率Ｆｃが０．１〜０．６、フェライト平均粒径ｄｃが１０〜３０μｍであり、Ｆｓ／Ｆｃが１．０５〜１．４０であり、ｄｓ／ｄｃが０．８０〜０．９５であることを特徴とする超高温熱間鍛造非調質部品。【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％、
Ｓ  ：０．０２〜 ０．１０％ 、
Ｃｒ：０．１〜１．０％、
Ｖ  ：０．０３〜０．２％、
Ａｌ：０．００２〜０．０６％、
Ｎ  ：０．００３〜０．０２％
を含有し、残部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、表面から鍛造品厚さの１／２０までの鍛造品表層部位におけるフェライト分率Ｆｓが０．１５〜０．７、フェライト平均粒径ｄｓが５〜２０μｍであり、鍛造品厚さの中央から２／５までの鍛造品中心部位におけるフェライト分率Ｆｃが０．１〜０．６、フェライト平均粒径ｄｃが１０〜３０μｍであり、Ｆｓ／Ｆｃが１．０５〜１．４０であり、ｄｓ／ｄｃが０．８０〜０．９５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おいて、前記部品が、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．００３〜０．０５％、
Ｍｇ：０．０００２〜０．００５％、
Ｚｒ：０．０００２〜０．００５％
の１種または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】
鍛造品中心部位における引張強さが８００〜１０００ＭＰａであることを特徴とする請求項１または２に記載の超高温熱間鍛造非調質部品。
【請求項４】
請求項１または２に記載の成分からなる鋼材の、表面から鋼材直径の１／２０までの鋼材表層部位を１１５０〜１２５０℃未満に、鋼材直径の中央から２／５までの鋼材中心部位を固相線温度×０．９４または１２５０℃の何れか高い温度以上、固相線温度以下に加熱し、前記加熱と同じ温度範囲で超高温熱間鍛造した後、９００〜１２５０℃で対数歪みが０．２以上の仕上げ鍛造し、放冷することを特徴とする、ミクロ組織がフェライトとパーライトからなり、表面から鍛造品厚さの１／２０までの鍛造品表層部位におけるフェライト分率Ｆｓが０．１５〜０．７、フェライト平均粒径ｄｓが５〜２０μｍであり、鍛造品厚さの中央から２／５までの鍛造品中心部位におけるフェライト分率Ｆｃが０．１〜０．６、フェライト平均粒径ｄｃが１０〜３０μｍであり、Ｆｓ／Ｆｃが１．０５〜１．４０であり、ｄｓ／ｄｃが０．８０〜０．９５である超高温熱間鍛造非調質部品の製造方法。
【請求項５】
請求項１または２記載の成分からなる鋼材を、固相線温度×０．９４または１２５０℃の何れか高い温度以上、固相線温度以下に加熱し、表面から鋼材直径の１／２０までの鋼材表層部位を１１５０〜１２５０℃未満に冷却し、前記加熱と同じ温度範囲で超高温熱間鍛造した後、９００〜１２５０℃で対数歪みが０．２以上の仕上げ鍛造し、放冷することを特徴とする、ミクロ組織がフェライトとパーライトからなり、表面から鍛造品厚さの１／２０までの鍛造品表層部位におけるフェライト分率Ｆｓが０．１５〜０．７、フェライト平均粒径ｄｓが５〜２０μｍであり、鍛造品厚さの中央から２／５までの鍛造品中心部位におけるフェライト分率Ｆｃが０．１〜０．６、フェライト平均粒径ｄｃが１０〜３０μｍであり、Ｆｓ／Ｆｃが１．０５〜１．４０であり、ｄｓ／ｄｃが０．８０〜０．９５である超高温熱間鍛造非調質部品の製造方法。
【請求項６】
請求項１または２記載の成分からなる鋼材の、表面から鋼材直径の１／２０までの鋼材表層部位を１１５０〜１２５０℃未満に、鋼材直径の中央から２／５までの鋼材中心部位を固相線温度以上、液相線温度×０．９８以下に加熱し、前記加熱と同じ温度範囲で超高温熱間鍛造した後、９００〜１２５０℃で対数歪みが０．３以上の仕上げ鍛造し、放冷することを特徴とする、ミクロ組織がフェライトとパーライトからなり、表面から鍛造品厚さの１／２０までの鍛造品表層部位におけるフェライト分率Ｆｓが０．１５〜０．７、フェライト平均粒径ｄｓが５〜２０μｍであり、鍛造品厚さの中央から２／５までの鍛造品中心部位におけるフェライト分率Ｆｃが０．１〜０．６、フェライト平均粒径ｄｃが１０〜３０μｍであり、Ｆｓ／Ｆｃが１．０５〜１．４０であり、ｄｓ／ｄｃが０．８０〜０．９５である超高温熱間鍛造非調質部品の製造方法。
【請求項７】
請求項１または２記載の成分からなる鋼材を、固相線温度以上、液相線温度×０．９８以下に加熱し、表面から鋼材直径の１／２０までの鋼材表層部位を１１５０〜１２５０℃未満に冷却し、前記加熱と同じ温度範囲で超高温熱間鍛造した後、９００〜１２５０℃で対数歪みが０．３以上の仕上げ鍛造し、放冷することを特徴とする、ミクロ組織がフェライトとパーライトからなり、表面から鍛造品厚さの１／２０までの鍛造品表層部位におけるフェライト分率Ｆｓが０．１５〜０．７、フェライト平均粒径ｄｓが５〜２０μｍであり、鍛造品厚さの中央から２／５までの鍛造品中心部位におけるフェライト分率Ｆｃが０．１〜０．６、フェライト平均粒径ｄｃが１０〜３０μｍであり、Ｆｓ／Ｆｃが１．０５〜１．４０であり、ｄｓ／ｄｃが０．８０〜０．９５である超高温熱間鍛造非調質部品の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
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を、金型寿命を損なわず、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。
【背景技術】
【０００２】
従来、自動車部品、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に開示されている様に、熱間鍛造後に放冷のままで強度，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。近年、更なる製造コストの低減が要求され、熱間鍛造時の材料歩留まり向上が要望されている。
【０００３】
また、自動車の軽量化から部品の小型化が指向されており、部品の剛性を確保する必要がある。そのため、部品の形状がより複雑になり、熱間鍛造する際に既存の鍛造機では成形できないような鍛造荷重の増大を招くという問題があった。
【０００４】
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、従来の熱間鍛造温度である１１５０〜１２５０℃よりも高温に鋼材を加熱して鍛造する、超高温熱間鍛造方法が開示されている。この超高温熱間鍛造方法は、鍛造温度の下限を固相線温度よりも４５℃低い温度とし、上限を液相線温度の２０℃下とするものである。しかし、この方法では、超高温に加熱された鋼材が金型と接触し、従来の熱間鍛造と比べて金型の熱負荷が急増するため、金型寿命が低下するという問題があった。
【０００５】
超高温熱間鍛造において金型寿命を向上させる技術として、特許文献３及び４には無酸化雰囲気中で鋼材の内部を半溶融または溶湯状態とし、表層を超高温域に加熱し、変形抵抗を低減する鍛造方法が開示されている。しかし、これらは衝撃値が不十分で、靭性の更なる向上が要求されている。
【０００６】
さらに特許文献５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。
【０００７】
また、本発明者は、超高温熱間鍛造において鍛造後放冷ままでの靭性向上を目的とし、フェライト粒径を１０〜３０μｍとした非調質部品とその製造方法を特許文献６に提案したが、より一層の金型への熱負荷の低減が望ましい。
【０００８】
【特許文献１】特開平０１−１９８４５０号公報
【特許文献２】特開平０５−０１５９３５号公報
【特許文献３】特開平０６−０９９２４０号公報
【特許文献４】特開平０６−０９９２４１号公報
【特許文献５】特開２００３−１４７４８２号公報
【特許文献６】特開２００４−６００４９号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本発明は、焼入れ焼戻しを省略しても、高強度、高靭性を有する複雑形状の超高温熱間鍛造非調質部品を、材料歩留まりを向上させ、金型寿命を確保し得る超高温熱間鍛造方法によって提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明は、鋼材の成分を最適化し、鋼材表層部位の加熱温度を鋼材中心部位の温度よりも低くして超高温熱間鍛造を行い、更に仕上げ鍛造を行うことによって、金型への熱負荷を抑制し、複雑形状の成形が可能であり、高靭性を確保できるという知見に基づくものであり、その要旨は以下のとおりである。
【００１１】
（１）  質量％で、
Ｃ  ：０．１〜０．６％、          Ｓｉ：０．２〜２．０％、
Ｍｎ：０．５〜２．５％、          Ｓ  ：０．０２〜 ０．１０％ 、
Ｃｒ：０．１〜１．０％、          Ｖ  ：０．０３〜０．２％、
Ａｌ：０．００２〜０．０６％、    Ｎ  ：０．００３〜０．０２％
を含有し、残部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、表面から鍛造品厚さの１／２０までの鍛造品表層部位におけるフェライト分率Ｆｓが０．１５〜０．７、フェライト平均粒径ｄｓが５〜２０μｍであり、鍛造品厚さの中央から２／５までの鍛造品中心部位におけるフェライト分率Ｆｃが０．１〜０．６、フェライト平均粒径ｄｃが１０〜３０μｍであり、Ｆｓ／Ｆｃが１．０５〜１．４０であり、ｄｓ／ｄｃが０．８０〜０．９５であることを特徴とする、超高温熱間鍛造非調質部品。
【００１２】
（２）  （１）記載の超高温熱間鍛造非調質部品において、前記部品が、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．００３〜０．０５％、    Ｍｇ：０．０００２〜０．００５％、
Ｚｒ：０．０００２〜０．００５％
の１種または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。
【００１３】
（３）  鍛造品中心部位における引張強さが８００〜１０００ＭＰａであることを特徴とする、上記（１）または（２）記載の超高温熱間鍛造非調質部品。
【００１４】
（４）  上記（１）または（２）記載の成分からなる鋼材の、表面から鋼材直径の１／２０までの鋼材表層部位を１１５０〜１２５０℃未満に、鋼材直径の中央から２／５までの鋼材中心部位を固相線温度×０．９４または１２５０℃の何れか高い温度以上、固相線温度以下に加熱し、前記加熱と同じ温度範囲で超高温熱間鍛造した後、９００〜１２５０℃で対数歪みが０．２以上の仕上げ鍛造し、放冷することを特徴とする、ミクロ組織がフェライトとパーライトからなり、表面から鍛造品厚さの１／２０までの鍛造品表層部位におけるフェライト分率Ｆｓが０．１５〜０．７、フェライト平均粒径ｄｓが５〜２０μｍであり、鍛造品厚さの中央から２／５までの鍛造品中心部位におけるフェライト分率Ｆｃが０．１〜０．６、フェライト平均粒径ｄｃが１０〜３０μｍであり、Ｆｓ／Ｆｃが１．０５〜１．４０であり、ｄｓ／ｄｃが０．８０〜０．９５である超高温熱間鍛造非調質部品の製造方法。
【００１５】
（５）  上記（１）または（２）記載の成分からなる鋼材を、固相線温度×０．９４または１２５０℃の何れか高い温度以上、固相線温度以下に加熱し、表面から鋼材直径の１／２０までの鋼材表層部位を１１５０〜１２５０℃未満に冷却し、前記加熱と同じ温度範囲で超高温熱間鍛造した後、９００〜１２５０℃で対数歪みが０．２以上の仕上げ鍛造し、放冷することを特徴とする、ミクロ組織がフェライトとパーライトからなり、表面から鍛造品厚さの１／２０までの鍛造品表層部位におけるフェライト分率Ｆｓが０．１５〜０．７、フェライト平均粒径ｄｓが５〜２０μｍであり、鍛造品厚さの中央から２／５までの鍛造品中心部位におけるフェライト分率Ｆｃが０．１〜０．６、フェライト平均粒径ｄｃが１０〜３０μｍであり、Ｆｓ／Ｆｃが１．０５〜１．４０であり、ｄｓ／ｄｃが０．８０〜０．９５である超高温熱間鍛造非調質部品の製造方法。
【００１６】
（６）  上記（１）または（２）記載の成分からなる鋼材の、表面から鋼材直径の１／２０までの鋼材表層部位を１１５０〜１２５０℃未満に、鋼材直径の中央から２／５までの鋼材中心部位を固相線温度以上、液相線温度×０．９８以下に加熱し、前記加熱と同じ温度範囲で超高温熱間鍛造した後、９００〜１２５０℃で対数歪みが０．３以上の仕上げ鍛造し、放冷することを特徴とする、ミクロ組織がフェライトとパーライトからなり、表面から鍛造品厚さの１／２０までの鍛造品表層部位におけるフェライト分率Ｆｓが０．１５〜０．７、フェライト平均粒径ｄｓが５〜２０μｍであり、鍛造品厚さの中央から２／５までの鍛造品中心部位におけるフェライト分率Ｆｃが０．１〜０．６、フェライト平均粒径ｄｃが１０〜３０μｍであり、Ｆｓ／Ｆｃが１．０５〜１．４０であり、ｄｓ／ｄｃが０．８０〜０．９５である超高温熱間鍛造非調質部品の製造方法。
【００１７】
（７）  上記（１）または（２）記載の成分からなる鋼材を、固相線温度以上、液相線温度×０．９８以下に加熱し、表面から鋼材直径の１／２０までの鋼材表層部位を１１５０〜１２５０℃未満に冷却し、前記加熱と同じ温度範囲で超高温熱間鍛造した後、９００〜１２５０℃で対数歪みが０．３以上の仕上げ鍛造し、放冷することを特徴とする、ミクロ組織がフェライトとパーライトからなり、表面から鍛造品厚さの１／２０までの鍛造品表層部位におけるフェライト分率Ｆｓが０．１５〜０．７、フェライト平均粒径ｄｓが５〜２０μｍであり、鍛造品厚さの中央から２／５までの鍛造品中心部位におけるフェライト分率Ｆｃが０．１〜０．６、フェライト平均粒径ｄｃが１０〜３０μｍであり、Ｆｓ／Ｆｃが１．０５〜１．４０であり、ｄｓ／ｄｃが０．８０〜０．９５である超高温熱間鍛造非調質部品の製造方法。
【発明の効果】
【００１８】
本発明により、従来成し得なかった複雑形状部品の加工や、高い素材歩留まりの鍛造を、従来と同等の金型金型寿命で実現できる。このことは、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、産業上の貢献が極めて大きいものである。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１９】
本発明は、鍛造後、放冷する非調質部品の高強度化、高靭性化を図るものであるが、一般的な非調質鋼を用いて超高温熱間鍛造を施しても、必要な靭性が得られない。強度及び靭性が共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、その前組織であるオーステナイト（γという）に熱間鍛造でひずみを与え、再結晶させて微細化する方法と、未再結晶温度で鍛造して再結晶による転位の減少を抑制し、転位を変態時まで残留させて核生成速度を増加させる方法がある。しかし、鍛造温度が高いと組織の微細化に限界があり、鍛造温度を低くするとフェライト分率増加による強度低下が大きく鍛造品としての強度を確保できないことが多い。
【００２０】
そこで、本発明者は、熱間鍛造が何工程かの鍛造加工により所定の形状に成形されることに注目した。即ち、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、最後の仕上げ鍛造において強度及び靭性を付与するための鍛造加工を９００〜１２５０℃の温度で行うことにより、従来の熱間鍛造より複雑形状の成形が可能であり、高靭性を確保できることを見出した。
【００２１】
さらに、超高温熱間鍛造時の金型の熱負荷を従来の熱間鍛造と同等にする方法について検討を行った。その結果、鋼材の表面から鋼材直径の１／２０までの鋼材表層部位を、従来の熱間鍛造温度である１１５０〜１２５０℃未満の範囲とし、かつ鋼材直径の中央から２／５までの鋼材中心部位を、超高温熱間鍛造温度である１２５０℃以上に加熱することが有効であることがわかった。これにより、成形性が超高温熱間鍛造と同等であり、金型への熱負荷を従来の熱間鍛造と同等にすることに成功した。さらに、仕上げ鍛造を９００℃以上とすることにより、変形抵抗の急激な増加を抑制し、金型寿命の低下を防止した。
【００２２】
以下に本発明を詳細に説明する。
【００２３】
Ｃは、鋼の強化に有効な元素であるが、Ｃの添加量は、０．１％未満では充分な強度が得られず、一方０．６％超では靭性が低下する。そのため、Ｃの添加量を０．１〜０．６％の範囲とした。
【００２４】
Ｓｉは、脱酸剤であり、固溶強化元素として有効である。Ｓｉの添加量は０．２％未満では脱酸剤としての効果が不十分であり、２．０％超では強度が高くなり過ぎて靭性を低下させる。従って、Ｓｉの添加量を０．２〜２．０％の範囲とした。
【００２５】
Ｍｎは、脱酸剤であり、また、強度を調整するために有効な元素である。Ｍｎの添加量が０．５％未満では強度が不足し、２．５％を超えると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％の範囲とした。
【００２６】
Ｓは、被削性を向上させるのに不可欠な元素であるが、その効果はＳ量が０．０２％未満では不十分であり、一方、Ｓ量を０．１０％超とすると靭性を低下させる。従って、Ｓ量を０．０２〜０．１０％の範囲とした。
【００２７】
Ｃｒは、強度を上昇させる元素であり、その効果はＣｒの添加量が０．１％未満では不十分であり、１．０％超では靭性が低下する。従って、Ｃｒの添加量を０．１〜１．０％の範囲とした。
【００２８】
Ｖは、固溶強化、析出強化により靭性を向上させる。この効果を得るには０．０３％以上のＶを添加することが必要である。しかし、０．２％超を添加しても効果の向上が小さく、むしろ靭性を低下させる。従って、Ｖの添加量を０．０３〜０．２％の範囲とした。
【００２９】
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り、本発明において、フェライト平均粒径を制御するために、Ａｌ量の最適化は極めて重要である。Ａｌの添加による結晶粒の微細化の効果は、０．００２％未満では不十分であり、一方、０．０６％超のＡｌを添加すると靭性が低下する。従って、Ａｌの添加量を０．００２〜０．０６％の範囲とした。
【００３０】
Ｎは、Ｖ炭窒化物を生成し、析出強化のために必要な元素であるが、Ｎの添加量が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％の範囲とした。
【００３１】
更に、必要に応じてＴｉ、Ｍｇ、Ｚｒの１種または２種を添加しても良い。これらの元素の添加により、結晶粒径を微細化し、フェライト平均粒径をより好ましい範囲に制御することが可能になる。
【００３２】
Ｔｉは、窒化物及び炭化物を生成する。Ｔｉの窒化物は加熱時に高温まで固溶せずに残るため、加熱時のオーステナイトの粗大化の防止に有効である。また、Ｔｉの炭化物は微細に分散するため、析出強化に有効である。これらの効果は、Ｔｉの添加量が０．００３％未満では顕著ではなく、０．０５％を超えると靱性がやや低下するため、その添加量を０．００３〜０．０５％の範囲とすることが好ましい。
【００３３】
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効果を持つ元素である。また、これらの酸化物はＭｎＳの析出核になるため被削性も向上する。Ｍｇ及びＺｒの添加量は、いずれも０．０００２％未満ではその効果が小さく、０．００５％を超えると、靱性がやや低下する。従って、Ｍｇ及びＺｒの添加量は、０．０００２〜０．００５％の範囲とすることが好ましい。
【００３４】
次に本発明の超高温熱間鍛造非調質部品のミクロ組織について説明する。
【００３５】
本発明の超高温熱間鍛造非調質部品は、高強度、高靭性を得られるフェライト及びパーライトからなるミクロ組織（フェライト・パーライト組織という）を有するものである。
【００３６】
鍛造品の表面から鍛造品厚さの１／２０までの鍛造品表層部位において、フェライト分率Ｆｓを０．１５〜０．７とし、平均粒径ｄｓを５〜２０μｍとした。これは、鋼材の表面から鋼材直径の１／２０までの鋼材表層部位の加熱温度、超高温熱間鍛造温度を１１５０〜１２５０℃未満としたことによって得られるミクロ組織を規定したものである。鍛造品表層部位におけるフェライト分率Ｆｓが０．１５未満であること、平均粒径ｄｓが２０μｍ超であることは、超高温熱間鍛造時の鋼材表層部位の加熱温度及び鍛造温度が１２５０℃以上であることを意味するものであり、金型寿命が低下する。一方、鍛造品表層部位におけるフェライト分率Ｆｓが０．７超であること、平均粒径ｄｓが５μｍ未満であることは、超高温熱間鍛造時の鋼材表層部位の加熱温度及び鍛造温度が１１５０℃未満であることを意味するものであり、鍛造時の変形抵抗が大きくなる。
【００３７】
ここで、鍛造品が図２に示すような複雑な形状である場合、ミクロ組織の観察は、Ａ−Ａ’断面、Ｂ−Ｂ’断面のように、図１に示した素材からの断面形状の変化が大きい部位で行うことが好ましい。この場合、鍛造品厚さは、Ａ−Ａ’断面におけるｔf1、ｔf2、Ｂ−Ｂ’断面におけるｔf3で示される鍛造品の厚さをいう。
【００３８】
フェライト分率は、鋼材のＣ量、Ｓｉ量を適正に添加することで制御が可能となる。なお、フェライト分率は、光学顕微鏡により２００〜５００倍で３〜５視野観察し、フェライトとパーライトのコントラストを二値化して解析システムでその分率を算定した値と定義する。フェライト平均粒径は光学顕微鏡により２００〜５００倍で３〜５視野観察し、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５２に準拠して、切断法により求めた値と定義する。
【００３９】
鍛造品厚さの中央から２／５までの鍛造品中心部位におけるミクロ組織は、本発明の鍛造品の強度及び靭性を確保するために重要である。鍛造品中心部位におけるフェライト分率Ｆｃは、０．１〜０．６の範囲とした。これは、フェライト分率Ｆｃが０．１未満では靭性が低下し、０．６超では強度が低下するためである。また、鍛造品中心部位におけるフェライト平均粒径ｄｃを１０〜３０μｍとした。これは、鍛造品中心部位におけるフェライト平均粒径ｄｃが３０μｍを超えると靭性劣化を招くため、上限を３０μｍ以下とするものである。なお鍛造品中心部位の組織を微細化するには、仕上げ温度を低くし、強加工することが必要であるが、フェライト平均粒径ｄｃを１０μｍよりも小さくするには、現状の技術では、金型負荷が増大して鍛造自体が困難となる。従って、鍛造品中心部位におけるフェライト平均粒径ｄｃの下限は、実際に製造可能なレベルを考慮して、１０μｍ以上とした。
【００４０】
また、本発明の超高温熱間鍛造非調質部品は、鋼材表層部位の温度を鋼材中心部位よりも低くして超高温熱間鍛造を行い、製造するものであるため、鍛造品表層部位と鍛造品中心部位のフェライト分率及びフェライト粒径が異なる。フェライト分率は、加熱温度及び鍛造温度が高いと低下するものであるため、鍛造品表層部位と鍛造品中心部位のフェライト分率の比Ｆｓ／Ｆｃは、１．０５〜１．４０となる。一方、平均フェライト粒径は、加熱温度及び鍛造温度が高いと大きくなるものであるため、平均フェライト粒径の比ｄｓ／ｄｃは０．８０〜０．９５となる。
【００４１】
なお、鍛造品表層部位と鍛造品中心部位の間は、超高温熱間鍛造の際に温度勾配を有するため、ミクロ組織も変化しており、明確に規定することが困難である。また、鍛造品表層部位と同等のミクロ組織を有する部位が、鍛造品の表面から鍛造品厚さの１／２０の範囲を超えていても、鍛造品中心部位のミクロ組織が本発明の範囲であれば良い。また、鍛造品中心部位と同等のミクロ組織を有する部位が、鍛造品厚さの中央から２／５までの範囲を超えていても、鍛造品表層部位のミクロ組織が本発明の範囲であれば良い。
【００４２】
鍛造品厚さの中央から２／５までの鍛造品中心部位における引張強さは、鍛造品の軽量化のために、下限を８００ＭＰａ以上とすることが好ましい。一方、１０００ＭＰａを超えると、靭性が低下し、切削寿命及び金型寿命を損なうことがあるため、上限を１０００ＭＰａ以下とすることが好ましい。
【００４３】
次に、製造方法について述べる。本発明の超高温熱間鍛造非調質部品の製造方法は、粗鍛造後、仕上げ鍛造し、放冷するものであるが、結晶粒径の微細化には、超高温熱間鍛造後に行う仕上げ鍛造の鍛造温度及び加工量を制御することが極めて重要である。
【００４４】
鋼材を加熱する際、超高温熱間鍛造時の金型の熱負荷を従来の熱間鍛造と同等にするため、鋼材の表面から鋼材直径の１／２０までの鋼材表層部位の加熱温度を、１１５０〜１２５０℃未満の範囲とする。この理由は、鋼材表層部位の加熱温度が１１５０℃未満では鍛造温度が低く、材料流動が十分に行われないためであり、１２５０℃以上では、金型への熱負荷が大きいためである。
【００４５】
また、超高温熱間鍛造によって変形抵抗を低減させるために、鋼材直径の中央から２／５までの鋼材中心部位を、下限温度を固相線温度×０．９４または１２５０℃の何れか高い方とし、上限温度を固相線温度とする温度範囲（固相超高温温度範囲という。）に加熱する。この理由は、鋼材中心部位の加熱温度が、この範囲よりも低いと変形抵抗の低下が不十分で、材料流動が十分に行われず、固相線を超える温度に加熱すると結晶粒界などが溶融し、鍛造時にこの溶融部分が空孔化して鍛造品の破壊の起点となり、靭性が劣化するためである。
【００４６】
固相線温度は、松宮（Matsumiya）、他４名「連続鋳造スラブにおける偏析の数値解析(Mathematical Analysis of Segregations in Continuously-cast Slabs) 」、日本鉄鋼協会論文集（Transactions of The Iron and Steel Institute of Japan）、日本鉄鋼協会、１９８４年１１月、２４巻、１１号、ｐ．８７５、８７６に記載の、合金の凝固過程の観察に用いられる一方向凝固実験（unidirectional Solidification experiment）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、棒材の内部組織観察から棒材各位置での温度と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。
【００４７】
更に変形抵抗を低減させるために、鋼材直径の中央から２／５までの鋼材中心部位を固相線温度以上、液相線温度×０．９８以下（半溶融超高温温度範囲という）に加熱することも可能である。この場合、結晶粒界などが溶融し、鍛造時にこの溶融部分が空孔化して鍛造品の破壊の起点となり、靭性が劣化することが懸念されるが、後述するように仕上げ鍛造の加工度を調整することで、靱性確保は可能である。加熱温度を１１５０〜１２５０℃未満に規定する鋼材表層部位を、鋼材の表面から鋼材直径の１／２０までとする理由は、この範囲よりも狭いと鋼材中心部からの熱が鍛造時に金型に伝わり、金型の熱負荷を従来の熱間鍛造と同等にすることができないためである。加熱温度が１１５０〜１２５０℃未満である部位は、鋼材の表面から鋼材直径の１／２０を超えても構わないが、鋼材中心部位の加熱温度は、固相線温度×０．９４または１２５０℃の何れか高い方から、固相線温度までの範囲内であることが必要である。
【００４８】
固相超高温温度範囲あるいは半溶融超高温温度範囲に加熱する部位を、鋼材直径の中央から２／５までの鋼材中心部位とする理由は、この範囲よりも狭いと変形抵抗が高くなり、材料流動が十分に行われず、この範囲よりも広いと鋼材表層部位の温度が高くなり、鍛造時の金型の熱負荷が大きくなるためである。固相超高温温度範囲あるいは半溶融超高温温度範囲となる部位が、鋼材直径の中央から２／５の範囲を超えても構わないが、鋼材表層部位の温度は、１１５０〜１２５０℃未満であることが必要である。なお、鋼材表層部位と鋼材中心部位の間には、加熱条件に応じた温度勾配が生じている。
【００４９】
鋼材の表面から鋼材直径の１／２０までの鋼材表層部位を１１５０℃以上１２５０℃未満の温度範囲に、鋼材直径の中央から２／５までの鋼材中心部位を固相超高温温度範囲あるいは半溶融超高温温度範囲に加熱する方法として、例えば、高周波電源の周波数制御、出力制御、鋼材移動装置の移動速度制御により調整することができる。高周波加熱炉に取り付けた冷却ノズルを介して、空気、窒素、アルゴンなどの気体を鋼材の表面に吹きつけても良い。
【００５０】
また、鋼材の表面から鋼材直径の１／２０までの鋼材表層部位を１１５０〜１２５０℃未満の温度範囲に、鋼材直径の中央から２／５までの鋼材中心部位を超高温温度範囲あるいは半溶融温度範囲とするために、鋼材全体を固相超高温温度範囲あるいは半溶融超高温温度範囲に加熱した後、空気、窒素、アルゴンなどの気体あるいは水などの液体を吹きつけ、鋼材の表面を冷却することも可能である。
【００５１】
超高温熱間鍛造は、加熱と同じ温度域で行う。これは、加熱温度を規定した理由と同様である。加熱及び鍛造における温度を制御するには、予め熱電対を設置した鋼材を、温度を測定しながら加熱、冷却及び鍛造し、適正な条件を求めれば良い。
【００５２】
超高温熱間鍛造で粗成形した後に仕上げ鍛造を行う。仕上げ鍛造を１２５０℃以下で行うのは、これより高い温度では鍛造後のオーステナイト粒が大きく、靭性が低下するためである。また、靭性を向上させるには低温で加工してフェライト分率を上げることが好ましいが、９００℃より低い温度では変形抵抗が急増して金型寿命の低下を招くため、下限を９００℃以上とすることが必要である。
【００５３】
仕上げ鍛造は、製品形状を所定の形状にすると共に、本発明では靭性付与を目的としている。固相超高温温度範囲に加熱した場合は、対数歪みが０．２未満では、靭性付与の効果が小さい。従って、加工率の下限は、対数歪みで０．２以上とした。一方、半溶融超高温温度範囲に加熱した場合には、結晶粒界などが溶融したことに起因する空孔を極力低減し靱性を確保するため、仕上げ鍛造において対数歪みで０．３以上の加工率を付与することが必要である。なお、超高温熱間鍛造でほぼ製品形状に成形することから仕上げ鍛造での加工率は対数歪みで０．５〜２．０程度が好ましい。
【００５４】
鍛造時の対数歪みは加工前後素材形状から算出し、据込み部分であれば、対数歪みはｌｎ（加工前の素材高さ／加工後の素材高さ）で求められる。また、押出し部分の対数歪みはｌｎ（加工前の素材断面積／加工後の素材断面積）で求められる。
【００５５】
例えば、図２に示した形状の超高温熱間鍛造非調質部品を製造する場合、Ａ−Ａ’断面およびＢ−Ｂ’断面の仕上げ鍛造前の形状を例えば図３に示したものとする。この場合、Ａ−Ａ’断面に相当する部位での仕上げ鍛造での対数歪みは、ｌｎ（ｔr1／ｔf1）、ｌｎ（ｔr2／ｔf2）の何れかである。また、Ｂ−Ｂ’断面に相当する部位での仕上げ鍛造での対数歪みは、ｌｎ（ｔr3／ｔf3）等で求められる。
【００５６】
本発明において、仕上げ鍛造後の部品の歪みが最小となる部位の対数歪みは、固相超高温温度範囲に加熱した場合には０．２以上、半溶融超高温温度範囲に加熱した場合には０．３以上であることが好ましいが、部品の用途に応じて靭性が要求される特定の部位における対数歪みがそれら以上であれば良い。
【実施例１】
【００５７】
表１に示す化学成分の鋼を溶解、鋳造した後、φ６０に圧延して供試材とした。なお表１には、参考として燐（Ｐ）の成分と、固相線温度（ＴS）及び液相線温度ＴLも併記した。固相線温度及び液相線温度は、圧延材からφ１５×２５０ｍｍの棒状素材を切り出し、一方向凝固試験を行って推定した。
【００５８】
圧延材を６０ｍｍ長さに切断し、φ６０×６０ｍｍの試験片を採取した。この試験片を表２、表３（表２のつづき）に示す条件で加熱、超高温熱間鍛造し、仕上鍛造を行い、放冷した。なお、加熱温度及び仕上げ鍛造温度は、予め試料の表面から３ｍｍ、６ｍｍの位置及び試料の直径中央に取り付けた熱電対によって測定した。鋼材の表面から３ｍｍの位置は、表面から鋼材直径の１／２０の位置に相当し、表面から６ｍｍの位置は、鋼材直径の中央から２／５の位置に相当する。また表面の温度は放射温度計によって測定した。
【００５９】
加熱は、周波数を３〜５ＫＨｚとした高周波加熱で行い、高周波加熱炉に取り付けた冷却ノズルから、窒素ガスを２ｋｇｆ／ｃｍ2の圧力で試料の表面に吹きつけた。鍛造は油圧サーボ機構を有する圧縮試験機にて、ラム速度２００ｍｍ／ｓで実施した。超高温熱間鍛造はφ６０×６０ｍｍの試料を横置きし、平坦な圧盤を用いて約３０ｍｍ高さまで鍛造を行った。
【００６０】
加工前の高さ６０ｍｍの素材を３０ｍｍに加工することで圧縮率は５０％となり、対数歪みはｌｎ（加工前の素材高さ／加工後の素材高さ）で算出され、この場合の対数歪みは０．７（＝ｌｎ（６０／３０））となる。また、超高温熱間鍛造後にさらに仕上げ鍛造を行うが、例えば、超高温熱間鍛造で高さ３０ｍｍとした素材をさらに１６ｍｍに加工する場合、仕上げ鍛造での対数歪みは０．６（＝ｌｎ（３０／１６））となる。
【００６１】
鍛造後の製品の表面、表面から鍛造品厚さの１／２０の部位、鍛造品厚さの中央から２／５の部位及び鍛造品中心部から試料を採取し、鏡面研磨し、エッチングを行い、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５２に準拠してフェライト分率、フェライト平均粒径を測定した。また、鍛造品厚さの１／４の部位からＪＩＳ  Ｚ  ２２０１に準拠して引張試験片を、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０２に準拠してＵノッチ衝撃試験片を採取した。引張試験及びシャルピー衝撃試験は、それぞれＪＩＳ  Ｚ  ２２４１及びＪＩＳ  Ｚ  ２２４２に準拠して行った。なお、引張試験は常温で、シャルピー衝撃試験は−５０℃で行った。
【００６２】
表２、表３（表２のつづき）に試験条件を示す。Ｎｏ．１〜１７は、鋼材中心部位を固相超高温温度範囲に加熱した場合の本発明例であり、Ｎｏ．１８〜３４は、鋼材中心部位を半溶融超高温温度範囲に加熱した場合の本発明例である。また、Ｎｏ．３５〜４９は、鋼材中心部位を固相超高温温度範囲に加熱した場合の比較例であり、Ｎｏ．５０〜６４は、鋼材中心部位を半溶融超高温温度範囲に加熱した場合の比較例である。
【００６３】
表４、表５（表４のつづき）に試験結果を示すが、Ｎｏ．１〜３４は衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ2以上と良好であり、引張強さも８００〜１０００ＭＰａである。一方、Ｎｏ．３５〜４４、５０〜５９は、成分が本発明の範囲外であるＲ〜ＡＡの鋼種を用いた比較例であり、いずれも衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ2に達していない。Ｓが本発明の範囲よりも多いＮｏ．３９、５４、Ｖを添加していないＮｏ．４４，５９は、引張強さが８００ＭＰａに達していない。
【００６４】
また、Ｎｏ．４５、６０は仕上げ鍛造前温度が本発明の範囲よりも低いため、フェライト分率が本発明の範囲よりも高くなり引張強さが低い。Ｎｏ．４６、６１さらに仕上げ鍛造温度が低いものであるが、この場合はフェライト粒径が本発明の範囲よりも小さくなり、引張強さが１０００ＭＰａを超えた。なお、Ｎｏ．４６では、仕上げ鍛造時の荷重が約３０００ＫＮであった。これは、Ｎｏ．１〜１７での仕上げ鍛造荷重の約７００ＫＮに対し、４倍以上の高い荷重である。Ｎｏ．４７、６２は仕上げ鍛造時の温度が高く、Ｎｏ．４８、６３は仕上げ鍛造時の加工が小さいため、何れも靭性が低い。Ｎｏ．４９、６４は、加熱時に試料の一部が溶融し内部に空孔が生じたが、仕上鍛造でのひずみが本発明の範囲より小さいため、鍛造後の靭性が低い。
【００６５】
【表１】
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【００６６】
【表２】
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【００６７】
【表３】
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【００６８】
【表４】
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【００６９】
【表５】
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【実施例２】
【００７０】
表１の鋼種Ｃの圧延材からφ６０×６０ｍｍの試料を採取し供試材とした。加熱は、周波数を３〜５ＫＨｚとした高周波加熱で行い、高周波加熱炉に取り付けた冷却ノズルから、窒素ガスを１〜４ｋｇｆ／ｃｍ2の圧力で試料の表面に吹きつけた。加熱条件を表６に示す。超高温熱間鍛造には油圧サーボ機構を有する圧縮試験機を用い、φ６０×６０ｍｍの試料を横置きし、平坦な圧盤にて２１ｍｍ高さまで、ラム速度２００ｍｍ／ｓで鍛造した。超高温熱間鍛造での対数歪みは１．０５である。仕上げ鍛造には別の圧縮試験機を用い、９００〜１２５０℃の範囲内で、平坦な圧盤にて１２ｍｍ高さまで圧縮した。仕上鍛造での対数歪みは０．５６である。
【００７１】
各加熱条件に対し、超高温熱間鍛造の開始から、次の超高温熱間鍛造の開始までのサイクルタイムを８〜１２ｓとし、連続１００個の鍛造を実施し、金型負荷の評価として、超高温熱間鍛造時の荷重及び金型の温度を測定した。金型の温度は、金型の中心部の表面から１ｍｍ下に熱電対を取り付けて測温した。また、一部の水準について、サイクルタイム８〜１２ｓで連続１０００個の鍛造を行い、金型の摩耗量を評価した。摩耗量の測定には三次元形状測定器を用い、圧盤の中心を含む断面形状を測定し、供試材と未接触部との差の最大値を摩耗量とした。
【００７２】
Ｎｏ．６５〜６７は、鋼材中心部位を固相超高温温度範囲に加熱した本発明例、Ｎｏ．６８〜７０は鋼材中心部位を半溶融超高温温度範囲に加熱した本発明例である。超高温熱間鍛造時の荷重はＮｏ．６５〜６７では７０３〜７３９ｋＮ、Ｎｏ．６８〜８０では５９４〜６４６ｋＮであり、連続１００個鍛造時の荒鍛造金型表面温度はいずれも４００℃未満であった。
【００７３】
一方、Ｎｏ．７１は鋼材中心部位を固相超高温温度範囲に加熱し、鋼材表層部の温度が本発明の範囲より低い例であり、超高温熱間鍛造時の荷重は９１９ｋＮと、Ｎｏ．６５〜６７の本発明例より大きい。また、Ｎｏ．８０は鋼材中心部位を半溶融超高温温度範囲に加熱し、鋼材表層部の温度が本発明の範囲より低い例であり、超高温熱間鍛造時の荷重は８０７ｋＮと、Ｎｏ．６８〜７０の本発明例より大きい。
【００７４】
Ｎｏ．７２〜７４、８１〜８３は、表面の温度は１１５０〜１２５０℃未満を満たすが、表面から鋼材直径の１／２０の部位での温度は１２５０℃を超えており、１１５０〜１２５０℃未満に加熱する表層の部位が本発明の範囲よりも狭いため、連続１００個成形時の金型の表面温度が４００℃を超えた。
【００７５】
Ｎｏ．７５〜７７は、固相超高温温度範囲に加熱する鋼材の中心の部位が、本発明の範囲よりも狭い例であり、超高温熱間鍛造時の荷重が７８２〜８５９ｋＮと、Ｎｏ．６５〜６７の本発明例より大きい。また、Ｎｏ．８４〜８６は、半溶融超高温温度範囲に加熱する鋼材の中心の部位が、本発明の範囲よりも狭い例であり、超高温熱間鍛造時の荷重が６６８〜６７５ｋＮと、Ｎｏ．６８〜７０の本発明例より大きい。
【００７６】
Ｎｏ．７８、８７は表面からの冷却を行わなかった例であり、連続１００個成形時の金型の表面温度が４７０℃以上と高かった。
【００７７】
Ｎｏ．６６、６９、７３、８２は、連続１０００個鍛造し、金型の摩耗量を評価した。加熱条件が本発明の範囲内であるＮｏ．６６、６９での摩耗量が５０μｍ以下であるのに対し、１１５０〜１２５０℃未満に加熱する表層の部位が本発明の範囲よりも狭いＮｏ．７３、８２は、金型温度が高くなり、摩耗量は７０μｍ以上であった。
【００７８】
なお、Ｎｏ．７９は、鋼材全体をほぼ均一に加熱した従来の熱間鍛造を行ったものであり、金型の摩耗量は本発明と同等であるが、同様に超高温熱間鍛造時の荷重が９３８ｋＮであり、本発明例のＮｏ．６６よりも３０％以上高くなっている。
【００７９】
【表６】
2004360070.tif 000007
【図面の簡単な説明】
【００８０】
【図１】鍛造に用いる鋼材形状の一例を示す図である。
【図２】仕上げ鍛造、トリミング後の形状の一例を示す図である。
【図３】超高温熱間鍛造後の断面形状の一例を示す図である。
【符号の説明】
【００８１】
１…鋼材平面
２…鋼材側面図
３…鍛造品平面図
４…鍛造品側面図
５…Ａ−Ａ’断面における鍛造品の立面図
６…Ｂ−Ｂ’断面における鍛造品の立面図
７…Ａ−Ａ’断面における超高温熱間鍛造後の立面図
８…Ｂ−Ｂ’断面における超高温熱間鍛造後の立面図
ｔf1…Ａ−Ａ’断面における鍛造品厚さの測定箇所例
ｔf2…Ａ−Ａ’断面における鍛造品厚さの測定箇所例
ｔf3…Ｂ−Ｂ’断面における鍛造品厚さの測定箇所例
ｔr1…Ａ−Ａ’断面における仕上げ鍛造前の厚さの測定箇所例
ｔr2…Ａ−Ａ’断面における仕上げ鍛造前の厚さの測定箇所例
ｔr3…Ｂ−Ｂ’断面における仕上げ鍛造前の厚さの測定箇所例
【図１】
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【図２】
2004360070.tif 000009
【図３】
2004360070.tif 000010