(57)【要約】【課題】約６００ＭＰａ級以上の高強度域において、伸び、及び強度−絞り特性のバランスに優れた新規な高強度鍛造部品を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ  ：０．１〜０．７％、Ｓｉ＋Ａｌ：０．５〜３％、Ｍｎ：０．５〜３％、Ｐ  ：０．１５％以下（０％を含まない）、Ｓ  ：０．０２％以下（０％を含む）を含有し、且つ、母相組織は、フェライトを全組織に対して占積率で３０％以上含有し、第２相組織は、残留オーステナイト、並びにベイナイト及び／又はマルテンサイトであり、このうち残留オーステナイトを全組織に対して下式（１）の比率で含有しており、該第２相組織の平均粒径ｄは５μｍ以下であると共に、該第２相組織中、平均粒径が（１．５×ｄ）以上の粗大な第２相組織の占める占積率は１５％以下である高強度鍛造部品である。５０×［Ｃ］＜［ＶγＲ］＜１５０×［Ｃ］  …  （１）式中、［ＶγＲ］は、全組織に対する残留オーステナイトγＲの占積率を、［Ｃ］は、鍛造部品中のＣ含有量（質量％）を意味する。【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で（以下、同じ）、
Ｃ  ：０．１〜０．６％、
Ｓｉ＋Ａｌ：０．５〜３％、
Ｍｎ：０．５〜３％、
Ｐ  ：０．１５％以下（０％を含まない）、
Ｓ  ：０．０２％以下（０％を含む）
を含有し、
母相組織は、フェライトを全組織に対して占積率で３０％以上含有し、
第２相組織は、残留オーステナイト、並びにベイナイト及び／又はマルテンサイトであり、このうち残留オーステナイトを全組織に対して下式（１）の比率で含有しており、
該第２相組織の平均粒径ｄは５μｍ以下であると共に、該第２相組織中、平均粒径が（１．５×ｄ）以上の粗大な第２相組織の占める占積率は１５％以下であることを特徴とする絞り特性に優れた高強度鍛造部品。
５０×［Ｃ］＜［ＶγＲ］＜１５０×［Ｃ］  …  （１）
式中、［ＶγＲ］は、全組織に対する残留オーステナイトγＲの占積率を、
［Ｃ］は、鍛造部品中のＣ含有量（質量％）を意味する。
【請求項２】
更に、
Ｃｒ及び／又はＭｏを合計で１％以下（０％を含まない）
を含有するものである請求項１に記載の高強度鍛造部品。
【請求項３】
更に、
Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない），及び／又は
Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）
を含有するものである請求項１または２に記載の高強度鍛造部品。
【請求項４】
更に、
Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない），
Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない），
Ｖ  ：０．１％以下（０％を含まない）
の少なくとも一種を含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の高強度鍛造部品。
【請求項５】
更に、
Ｃａ  ：０．００３％以下（０％を含まない）、及び／又は
ＲＥＭ：０．００３％以下（０％を含まない）
を含有するものである請求項１〜４のいずれかに記載の高強度鍛造部品。
【請求項６】
更に、
Ｂ：０．００３％以下（（０％を含まない）
を含有するものである請求項１〜５のいずれかに記載の高強度鍛造部品。
【請求項７】
請求項１〜６のいずれかに記載の高強度鍛造部品を製造する方法であって、
請求項１〜６のいずれかに記載の成分を満足する鋼材を（Ａｅ１点−３０℃）〜Ａｅ３点の温度で１０秒以上保持し、該温度で鍛造した後、３℃／ｓ以上の平均冷却速度で３２５〜４７５℃まで冷却し、該温度域で６０〜３６００秒保持することを特徴とする高強度鍛造部品の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、絞り特性に優れた高強度鍛造部品及びその製造方法に関し、詳細には、約６００ＭＰａ級以上の高強度域において、伸び、及び強度−絞り特性のバランスに優れた高強度鍛造部品、及びその製造方法に関するものである。本発明の「高強度鍛造部品」としては、例えばニアネットシェイプ鍛造部品等が代表的に挙げられ、一次鍛造部品のみならず、一次鍛造部品を更に鍛造（冷間、温間鍛造等）して得られる二次鍛造部品、三次鍛造部品等の精密鍛造部品；更に当該鍛造部品を複雑な形状に加工して得られる最終製品等も全て包含される。
【０００２】
【従来の技術】
自動車、電機、機械等の産業用分野において、鍛造部品の使用が増加している。鍛造部品は一般に、加熱温度が異なる種々の鍛造（加工）を行なった後、焼入・焼戻等の調質処理（熱処理）をして製造されており、例えば自動車を例に挙げると、クランクシャフトやコンロッド、トランスミッションギア等には熱間鍛造部品（加熱温度１１００〜１３００℃）や温間鍛造部品（加熱温度６００〜８００℃）が；ピニオンギアや歯車、ステアリングシャフト、バルブリフター等には冷間鍛造部品（常温で加熱）が夫々、汎用されている。
【０００３】
上記鍛造部品には、高強度に加えて、優れた絞り特性も兼ね備えていることが要請されており、この様な要求特性は近年、益々、高まっている。そこで、この様な鍛造部品に用いられる鋼材としてＴＲＩＰ鋼の適用が検討されている。
【０００４】
ＴＲＩＰ鋼は、組織中に残留オーステナイト（γＲ）を生成させ、このγＲが加工変形中に変態（変態誘起塑性：ＴＲＩＰ）して延性が向上する性質を有効に利用したもので、優れた強度と延性を兼ね備えていることから、特に自動車の衝突メンバー類や足回り部材等に汎用されている。例えば特許文献１には、ポリゴナルフェライト＋ベイナイト＋残留オーステナイト組織からなるＴＲＩＰ型複合組織鋼（ＰＦ鋼）が開示されており、このＰＦ鋼は、良好な張り出し性（延性）と深絞り性を有すると共に、衝撃吸収能に優れている旨記載されている。
【０００５】
ところが上記ＴＲＩＰ鋼をそのまま、上述した方法（鍛造後、焼入・焼戻する）で鍛造すると粗大なγＲが多量に生成し、これが破壊の起点となって割れ等の弊害を招くことが本発明者らの検討結果により初めて明らかになった。この様な弊害は、ＴＲＩＰ鋼以外の鋼材を用いた場合においても見られていたものであるが、絞り特性（ＲＡ）の低下、ひいては靭性の劣化が顕著であった。
【０００６】
更に従来の方法では、鍛造処理をしてから焼入・焼戻の調質処理するという様に熱処理を２回別々に実施しており、コスト増、生産性・製造効率の低下も問題となっていた。
【０００７】
従って、加工率を高めたとしても伸び、及び強度−絞り特性のバランスに優れた新規な高強度鍛造部品の提供；及びこの様な鍛造部品を、従来の如く熱処理を２回別々に施さなくとも１回で製造することが可能な鍛造方法の提供が切望されている。
【０００８】
【特許文献１】
特開平９−１０４９４７号公報（特許請求の範囲等）
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記事情に着目してなされたものであり、その目的は、約６００ＭＰａ級以上の高強度域において、加工率を高めたとしても伸び、及び強度−絞り特性のバランスに優れた新規な高強度鍛造部品を提供すると共に、この様な鍛造部品を効率よく製造することが可能な新規な製造法を提供すること；加えて、上記高強度鍛造部品を更に鍛造して得られる超高強度鍛造部品を提供することにある。
【００１０】
【課題を解決する為の手段】
上記課題を解決し得た本発明に係る絞り特性に優れた高強度鍛造部品は、質量％で（以下、同じ）、
Ｃ  ：０．１〜０．６％、
Ｓｉ＋Ａｌ：０．５〜３％、
Ｍｎ：０．５〜３％、
Ｐ  ：０．１５％以下（０％を含まない）、
Ｓ  ：０．０２％以下（０％を含む）
を含有し、且つ、
母相組織は、フェライトを全組織に対して占積率で３０％以上含有し、
第２相組織は、残留オーステナイト、並びにベイナイト及び／又はマルテンサイトであり、このうち残留オーステナイトを全組織に対して下式（１）の比率で含有しており、
該第２相組織の平均粒径ｄは５μｍ以下であると共に、該第２相組織中、平均粒径が（１．５×ｄ）以上の粗大な第２相組織の占める占積率は１５％以下であるところに要旨を有するものである。
【００１１】
５０×［Ｃ］＜［ＶγＲ］＜１５０×［Ｃ］  …  （１）
式中、［ＶγＲ］は、全組織に対する残留オーステナイトγＲの占積率を、
［Ｃ］は、鍛造部品中のＣ含有量（質量％）を意味する。
【００１２】
上記の高強度鍛造部品において、更にＣｒ及び／又はＭｏを合計で１％以下（０％を含まない）含有するもの；Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない），及び／又はＣｕ：０．５％以下（０％を含まない）を含有するもの；；Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない），Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない），Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）の少なくとも一種を含有するもの；Ｃａ：０．００３％以下（０％を含まない）、及び／又はＲＥＭ：０．００３％以下（０％を含まない）を含有するもの；Ｂ：０．００３％以下（（０％を含まない）を含有するものはいずれも、本発明の好ましい態様である。
【００１３】
また、上記課題を解決し得た前述した高強度鍛造部品を製造する方法は、上述したいずれかの成分を満足する鋼材を（Ａｅ１点−３０℃）〜Ａｅ３点の温度で１０秒以上保持し、該温度で鍛造した後、３℃／ｓ以上の平均冷却速度で３２５〜４７５℃まで冷却し、該温度域で６０〜３６００秒保持するところに要旨を有するものである。
【００１４】
ここで、本発明で目標とする機械的特性は、約６００ＭＰａ級以上の高強度域を満足すると共に、加工率を７０％まで高めたとしても引張強度ＴＳ（ＭＰａ）と絞り特性ＲＡ（％）の積（ＴＳ×ＲＡ）が２００００以上（好ましくは２５０００以上）の範囲を満たしており、且つ、全伸びが５％以上（好ましくは１０％以上）を満足するものである。
【００１５】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、「従来の鍛造部品は、伸びが悪く、その後の加工が困難である他、強度−絞り特性のバランスに劣っていること；更に従来の方法は、鍛造処理と、焼入・焼戻の調質処理という２回の熱処理を別々に実施しており、コスト高や生産性・製造効率の低下を招いている」という問題を回避するに当たり、特に、ＴＲＩＰ鋼に着目して鋭意検討してきた。ＴＲＩＰ鋼は前述した通り、γＲの生成により強度−延性（特に全伸び）のバランスに優れており、この様なγＲ由来の優れた特性をうまく応用すれば所望の鍛造部品が得られるのではないかと考えたからである。
【００１６】
ところが従来法を含めて種々の基礎実験を行なったところ、ＴＲＩＰ鋼をそのまま鍛造すると、強度−絞り特性のバランスに優れた高強度鍛造部品は得られないことが、本発明者らの検討結果により明らかになった。詳細は後記する実施例に示す通りであるが、例えば従来の如く鍛造と焼入・焼戻の調質処理を別々に実施して製造する（後記する実施例の「製法Ａ」）と粗大なγＲが生成してしまい、加工率が５０％と高くなると絞り特性も低下してしまうことが分かった。また、従来法とは異なり、鍛造した後に２相域温度でオーステンパ処理する方法も試みた（後記する実施例の「製法Ｂ」）が、従来法に比べて絞り特性は若干向上するものの、未だ不充分であることが判明した。また、上記方法にしても従来法と同様、熱処理を２回実施する為、生産性の低下等の弊害は依然として解決されていない。
【００１７】
以上の基礎実験を踏まえたうえで、本発明者らはＴＲＩＰ鋼におけるγＲ由来の優れた特性を鍛造部品に有効に発揮させるべく、特に粗大なγＲの生成防止という観点から更に検討を重ねてきた。その結果、概ね二相域温度にて焼鈍と鍛造の両方を行なった後、所定温度でオーステンパ処理するという独自の熱処理を採用すれば所期の目的が見事に達成されることを見出し、本発明を完成した。
【００１８】
以下、本発明の高強度鍛造部品を構成する各要件について説明する。
【００１９】
まず、本発明の組織について説明する。
【００２０】
（１）母相組織：フェライト（３０％以上）
本発明における「フェライト」とは、ポリゴナルフェライト、即ち、転位密度の少ないフェライトを意味する。特に本発明の如く約６００ＭＰａ級以上の高強度域における特性改善を目指す場合、フェライトは伸び特性の向上に寄与する組織として重要である。この様なフェライトによる作用を有効に発揮させる為には、全組織に対するフェライトの占積率を３０％以上（好ましくは４０％以上、より好ましくは５０％以上）とする。但し、８０％を超えると必要な強度を確保するのが困難となる他、フェライトと第２相（後記する）の界面より多くのボイドが発生し、絞り特性が劣化する為、その上限を８０％（好ましくは７０％、より好ましくは６０％）とすることが推奨される。
【００２１】
（２）第２相組織：残留オーステナイト、並びにベイナイト及び／又はマルテンサイト
本発明では、上述した母相組織を有すると共に、第２相組織として、残留オーステナイト（γＲ）、並びにベイナイト及び／又はマルテンサイトを含有する。
【００２２】
（２−１）γＲ
γＲは前述した通り、特に全伸びの向上に有用である。この様な作用を有効に発揮させる為には、後記する（２−Ａ）の要件を満足することが必要である。
【００２３】
上記γＲ中のＣ濃度（ＣγＲ）は０．８％以上であることが推奨される。このＣγＲはＴＲＩＰの特性に大きく影響し、０．８％以上に制御すると、特に伸び等の向上に有効である。好ましくは１％以上、より好ましくは１．２％以上である。尚、上記ＣγＲの含有量は多い程好ましいが、実操業上、調整可能な上限は、概ね１．６％と考えられる。
【００２４】
（２−２）ベイナイト及び／又はマルテンサイト（０％を含む）
更に第２相組織には、本発明の作用を損なわない範囲で、他の異種組織として、ベイナイト及び／又はマルテンサイトを含有する（０％を含む）。これらは本発明の製造過程で必然的に残存し得るものであるが、少なければ少ない程、好ましい。好ましくはベイナイト及び／又はマルテンサイトを合計で４０％以下、より好ましくは合計で３０％以下とする。
【００２５】
更に上記第２相組織は、下記（２−Ａ）〜（２−Ｃ）の要件を満足するものである。
【００２６】
（２−Ａ）５０×［Ｃ］＜［ＶγＲ］＜１５０×［Ｃ］  …  （１）
式中、［ＶγＲ］は、全組織に対するγＲの占積率を、
［Ｃ］は、上記鍛造部品中のＣ含有量（質量％）を意味する。
【００２７】
後記する通り、本発明におけるＣ含有量は０．１〜０．６％と広い範囲を包含している。従って、γＲによる優れた作用を有効に発揮させる為には、Ｃ含有量との関係で適宜、適切に定めることが必要であるという観点から、上式（１）を定めた。
【００２８】
まず、［ＶγＲ］の下限は５０×［Ｃ］とする。５０×［Ｃ］以下では、所望の伸び、及び絞り特性が得られない。好ましくは６０×［Ｃ］以上、より好ましくは７０×［Ｃ］以上である。
【００２９】
一方、上記［ＶγＲ］の上限は１５０未満とする。１５０×［Ｃ］以上では、γＲが多量に生成してしまい、当該γＲ中のＣ濃度が少なくなって不安定なγＲとなるからである。好ましくは１４０×［Ｃ］以下、より好ましくは１３０×［Ｃ］以下である。
【００３０】
（２−Ｂ）第２相組織の平均粒径ｄ≦５μｍ以下
γＲを含む第２相組織の平均粒径ｄは５μｍ以下とする。粗大な第２相組織が生成すると割れの発生起点となり、加工率を高めたときに所望の強度−絞り特性が得られないからである。上記平均粒径ｄは小さければ小さい程よく、好ましくは４μｍ以下、より好ましくは３μｍ以下に制御することが推奨される。
【００３１】
（２−Ｃ）該第２相組織中、平均粒径が（１．５×ｄ）以上の粗大な第２相組織の占める占積率≦１５％
上式（２−Ｃ）の意味するところは、前記（２−Ｂ）の要件を満足する第２相組織全体に占める、粗大な第２相組織［第２相組織のなかで、平均粒径ｄの１．５倍以上の粗大な平均粒径を有する第２相組織；以下、単に「粗大な第２相組織」と呼ぶ場合がある］の比率（面積比）が１５％以下に抑制されていること；裏返せば、本発明では第２相組織中、当該「粗大な第相組織」を除いた「微細な第２相組織」の占積率が８５％超と大きくなっており、これにより、優れた強度−絞り特性のバランスを確保することができる。前述した通り、ＴＲＩＰ鋼を従来の方法で鍛造しても所望の強度−絞り特性は得られないが、これは粗大なγＲが多く生成していることに起因しており、本発明では粗大なγＲの生成を抑制する為に、独自の熱処理［概ね二相域温度にて焼鈍及び鍛造を施した後、所定温度でオーステンパ処理する］を行っている。
【００３２】
第２相組織全体に占める、粗大な第２相組織の比率は、小さければ小さい程よく、好ましくは１０％以下、より好ましくは５％以下である。
【００３３】
次に、本発明の鍛造部品を構成する基本成分について説明する。以下、化学成分の単位はすべて質量％である。
【００３４】
Ｃ：０．１〜０．６％
Ｃは高強度を確保し、且つ、γＲを確保するために必須の元素である。詳細には、γ相中に充分なＣ量を含み、室温でも所望のγ相を残留させる為に重要な元素であり、伸び特性を高めるのに有用である。特にＣ量を０．２５％以上添加するとγＲ量が増加し、更にγＲへのＣ濃縮が高くなるので、極めて高い伸びが得られる。但し、０．６％を超えて添加すると、その効果が飽和するのみならず、鋳造中への中心偏析などによる欠陥などが見られる。
【００３５】
Ｓｉ＋Ａｌ：０．５〜３％
Ｓｉ及びＡｌは、γＲが分解して炭化物が生成するのを有効に抑える元素である。特にＳｉは、固溶強化元素としても有用である。この様な作用を有効に発揮させる為には、Ｓｉ及びＡｌを合計で０．５％以上添加することが必要である。好ましくは０．７％以上、より好ましくは１％以上である。但し、上記元素を合計で、３％を超えて添加しても上記効果は飽和してしまい、経済的に無駄である他、多量に添加すると、熱間脆性を起こす為、その上限を３％とする。好ましくは２．５％以下、より好ましくは２％以下である。
【００３６】
Ｍｎ：０．５〜３％
Ｍｎは、γを安定化し、所望のγＲを得る為に必要な元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には、０．５％以上添加することが必要である。好ましくは０．７％以上、より好ましくは１％以上である。但し、３％を超えて添加すると、鋳片割れが生じる等の悪影響が見られる。好ましくは２．５％以下、より好ましくは２％以下である。
【００３７】
Ｐ：０．１５％以下（０％を含まない）
Ｐは、所望のγＲを確保するのに有効な元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には、０．０３％以上（より好ましくは０．０５％以上）添加することが推奨される。但し、０．１５％を超えて添加すると二次加工性が劣化する。より好ましくは０．１％以下である。
【００３８】
Ｓ：０．０２％以下（０％を含む）
ＳはＭｎＳ等の硫化物系介在物を形成し、割れの起点となって加工性を劣化させる元素である。好ましくは０．０２％以下、より好ましくは０．０１５％以下である。尚、Ｓの低減化による加工性劣化の抑制作用は、Ｓを０．００３％以下まで低減すると飽和してしまい、逆にＳを低減する為のコストが高くつくことを考慮すると、下限は０．００３％超、より好ましくは０．００５％以上にすることが推奨される。
【００３９】
本発明は上記成分を基本的に含有し、残部：実質的に鉄及び不純物であるが、その他、本発明の作用を損なわない範囲で、以下の許容成分を添加することができる。
【００４０】
Ｍｏ：１％以下（０％を含まない），Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない），Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない），Ｃｒ：１％以下（０％を含まない）の少なくとも一種
これらの元素は、鋼の強化元素として有用であると共に、γＲの安定化や所定量の確保に有効な元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には、Ｍｏ：０．０５％以上（より好ましくは０．１％以上）、Ｎｉ：０．０５％以上（より好ましくは０．１％以上）、Ｃｕ：０．０５％以上（より好ましくは０．１％以上）、Ｃｒ：０．０５％以上（より好ましくは０．１％以上）を、夫々添加することが推奨される。但し、Ｍｏ及びＣｒは１％、Ｎｉ及びＣｕは０．５％を超えて添加しても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄である。より好ましくはＭｏ：０．８％以下、Ｎｉ：０．４％以下、Ｃｕ：０．４％以下、Ｃｒ：０．８％以下である。
【００４１】
Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない），Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない），Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）の少なくとも一種
これらの元素は、析出強化及び組織微細化効果があり、高強度化に有用な元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には、Ｔｉ：０．０１％以上（より好ましくは０．０２％以上）、Ｎｂ：０．０１％以上（より好ましくは０．０２％以上）、Ｖ：０．０１％以上（より好ましくは０．０２％以上）を、夫々添加することが推奨される。但し、いずれの元素も０．１％を超えて添加すると上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄である。より好ましくはＴｉ：０．０８％以下、Ｎｂ：０．０８％以下、Ｖ：０．０８％以下である。
【００４２】
Ｃａ及び／又はＲＥＭ：０．００３％以下（０％を含まない）
Ｃａ及びＲＥＭ（希土類元素）は、鋼中硫化物の形態を制御し、加工性向上に有効な元素である。ここで、本発明に用いられる希土類元素としては、Ｓｃ、Ｙ、ランタノイド等が挙げられる。上記作用を有効に発揮させる為には、夫々、０．０００３％以上（より好ましくは０．０００５％以上）添加することが推奨される。但し、３０ｐｐｍを超えて添加しても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄である。より好ましくは０．００２５％以下である。
【００４３】
Ｂ：０．００３％以下（０％を含まない）
Ｂは焼入性を向上し、微量で強度を高める作用がある。この様な作用を有効に発揮させる為には０．０００５％以上添加することが推奨される。しかしながら、過剰に添加すると粒界が脆化し、鋳造や圧延等の処理により割れが生じる為、その上限を０．００３％とする。より好ましくは０．００２％以下である。
【００４４】
次に、本発明の鍛造部品を製造する方法について説明する。
【００４５】
本発明の製造方法は、上記成分を満足する鋼材を（Ａｅ１点−３０℃）〜Ａｅ３点の温度で１０秒以上保持し、該温度で鍛造した（概ね二相域温度での焼鈍・鍛造）後、３℃／ｓ以上の平均冷却速度で３２５〜４７５℃まで冷却し、該温度域で６０〜３６００秒保持（オーステンパ処理）するものである。この様に本発明は、概ね二相域温度にて焼鈍と鍛造を同時に行なう独自の熱処理を採用したところに最大の特徴があり、これにより、コストの削減を図ると共に、強度−絞り特性のバランスを向上させることができる。
【００４６】
以下、各工程について順次説明する。このうち本発明法を特徴付ける「二相域温度での焼鈍と鍛造→所定温度でのオーステンパ処理」については、これらの工程の概略を示す図１を参照しつつ説明する。
【００４７】
まず、上述した成分を満足する鋼材を、（Ａｅ１点−３０℃）〜Ａｅ３点の温度（図１中、Ｔ１）で１０秒以上（図１中、ｔ１）保持（均熱）し、該温度で鍛造する。この様に加熱温度を概ね二相域温度とすることによりフェライトが生成し、且つ、所望の微細な第２相組織が得られる。勿論、この方法に限定されず、Ａｅ３点以上の温度で均熱した後、冷却する過程で（Ａｅ１点−３０℃）〜Ａｅ３点を経由することにより所望のフェライトを生成させてもよい。
【００４８】
このうち上記加熱温度Ｔ１は、加工率（圧下率と同義）、及びそれに伴う発熱量によっても変化するが、一般に加工率が大きいときは、二相域温度の下限（Ａｅ１点）よりも低い方が微細な第２相組織が生成され易いことから、その下限を（Ａｅ１点−３０℃）と定めた。一方、加熱温度がＡｅ３点を超えると、所望のフェライトが得られない。本発明における加熱温度は、二相域温度の下限にできるだけ近い程好ましく、鋼中成分によって適宜適切な範囲に制御される。
【００４９】
また、加熱時間ｔ１（均熱時間）は、１０秒以上（好ましくは３０秒以上）とする。これにより、均一な組織が得られる。尚、その上限は特に限定されないが、生産性等を考慮すると６００秒以下に制御することが推奨される。
次に上記温度で鍛造する。この鍛造温度は、上述した加熱温度と全く同じである必要はなく、本発明の範囲内［（Ａｅ１点−３０℃）〜Ａｅ３点］であれば変更可能である。具体的には上記範囲の温度に加熱した金型でプレス（鍛造）すればよい。
【００５０】
ここで鍛造量（加工量）の下限は１０％とすることが推奨される。加工量が少ないと第２相組織が微細化せず、所望の特性が得られないからである。好ましくは２０％以上、より好ましくは３０％以上である。尚、その上限は特に限定されないが、加工量が大きくなると加工性が低下する他、プレス機の容量を大きくする必要があり、製造規模が大きくなり過ぎること、更に部品に加工したときに割れが生じ易い等の不具合が発生する。かかる点を考慮すれば概ね、その上限を１５０％、より好ましくは１２０％とすることが推奨される。
【００５１】
次に、３℃／ｓ以上の平均冷却速度（図１中、ＣＲ）で３２５〜４７５℃（図１中、Ｔ２）まで冷却し、当該温度域で６０〜３６００秒（図１中、ｔ２）保持（オーステンパ処理）する。このオーステナイト処理は、所定量のγＲを生成させる為に重要である。
【００５２】
ここで、上記平均冷却速度ＣＲは３℃／ｓ以上とする。加熱後の平均冷却速度を上記の如く制御することにより、パーライトの生成を抑制することができる。好ましくは５℃／ｓ以上、より好ましくは１０℃／ｓ以上である。尚、平均冷却速度の上限は特に限定されず、大きければ大きい程良いが、実操業レベルとの関係で、適切に制御することが推奨される。
【００５３】
上記平均冷却速度で３２５〜４７５℃まで冷却し、該温度域で６０〜３６００秒保持（オーステンパ処理）する。これにより、所定量のγＲが生成すると共に、γＲへのＣ濃縮を、多量に且つ極めて短時間に得ることができる。
【００５４】
まず、オーステンパ温度（Ｔ２）を３２５〜４７５℃とする。オーステンパ温度が３２５℃を下回ると炭素の拡散速度が遅い為、所定量のγＲが得られない。好ましくは３５０℃以上である。また、その上限は４７５℃とする。上記温度を超えると炭化物が析出する他、オーステナイト（γ）中に炭素が充分濃化せず、所定量のγＲが得られない。好ましくは４５０℃以下である。
【００５５】
また、オーステンパ時間（ｔ２）は６０〜３６００秒とする。６０秒よりも短いと炭素の濃化が不充分で所定量のγＲが生成しない。好ましくは１００秒以上である。但し、３６００秒を超えると、生成したγＲが分解してしまう。好ましくは３０００秒以下である。
【００５６】
上記の如くオーステンパ処理した後、冷却する。冷却に当たっては、γＲの分解を避ける為、オーステンパ温度以上に加熱しない様に留意しつつ、速やかに冷却することが推奨される。
【００５７】
以下実施例に基づいて本発明を詳述する。ただし、下記実施例は本発明を制限するものではなく、前・後記の趣旨を逸脱しない範囲で変更実施することは全て本発明の技術範囲に包含される。
【００５８】
【実施例】
以下の実施例では、成分組成及び鍛造条件を種々変化させたときの機械的特性に及ぼす影響について検討した。
【００５９】
まず、表１に記載の成分組成からなるＮｏ．１〜１２の供試鋼（表中の単位は質量％であり、残部：鉄及び不可避不純物である）を用いて直径１３ｍｍの熱延丸棒鋼を作製した後、１０ｍｍ×１０ｍｍ×８０ｍｍの鍛造用試験片に機械加工し、下記Ａ〜Ｃの熱処理を施して各鍛造材を得た。参考までに表１に、供試鋼におけるＡｅ１及びＡｅ３点を併記する。
【００６０】
［Ａ（従来法）］
９００℃（Ａｅ３点以上）に加熱した金型で鍛造（加工率Ｒ＝５０％の圧縮鍛造歪みを付与）→１０℃／ｓの平均冷却速度で冷却→焼戻（５００℃で１０分間）
［Ｂ（比較法）］
９００℃（Ａｅ３点以上）に加熱した金型で鍛造（加工率Ｒ＝５０％の圧縮鍛造歪みを付与）→１０℃／ｓの冷却速度で冷却→７６０℃で１分間加熱→１０℃／ｓの平均冷却速度で冷却→オーステンパ処理（４００℃で３００秒間保持）
［Ｃ（本発明法）］
各供試鋼の種類に応じて（Ａｅ＋１０℃）の温度で２０分間加熱→Ａｅ１点の温度に加熱した金型で鍛造（加工率Ｒ＝１０〜７０％の圧縮鍛造歪みを付与）→１０℃／ｓの平均冷却速度で冷却→オーステンパ処理（４００℃で３００秒間保持）
この様にして得られた各鍛造材につき、引張強度（ＴＳ）、絞り特性（ＲＡ）、各組織の占積率（面積率）、並びに第２相組織の平均粒径及び該第２相組織に占める粗大な第２相組織の占積率（表２中、Ｖ＊で表す）を下記要領で夫々測定した。
【００６１】
［引張強度の測定］
上記鍛造材の１／４厚さよりＪＩＳ４Ｂ号試験片（ゲージ長さ２０ｍｍ、平行部長さ２２ｍｍ、幅６ｍｍ、厚さ１．２ｍｍ）を切り出し、２０℃、クロスヘッド速度１ｍｍ／ｍｉｎにて引張試験を行なった。
【００６２】
［絞り特性の測定］
破断した試験片（引張強度測定用に加工した試験片）の破面をつき合わせて破断部中央の板厚と幅を測定し、試験片破断後における断面積Ｓを測定する。当該断面積Ｓと試験前の原断面積Ｓ０との差（Ｓ０−Ｓ）を、Ｓ０で割った百分率［（Ｓ０−Ｓ）／Ｓ０×１００（％）］を算出し、絞り特性を評価した。
【００６３】
［組織の観察］
各鍛造材中の組織の占積率（面積率）は、鍛造材をナイタールで腐食し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ：倍率１０００倍若しくは２０００倍）観察により組織を同定した後、測定した。尚、γＲは、鍛造材の１／４の厚さまで研削した後、化学研磨してからＸ線回折法により測定した（ＩＳＩＪ  Ｉｎｔ．Ｖｏｌ．３３．（１９３３），Ｎｏ．７，Ｐ．７７６）。
【００６４】
［第２相組織の平均粒径等］
まず、鍛造部品をレペラー腐食し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ：倍率１０００倍）で観察した組織写真を２枚準備する。夫々の写真から、５０μｍ×５０μｍの領域を任意に選択し、切り出す。切り出した２枚の写真について、総面積（５０μｍ×５０μｍ×２）に占める第２相組織（γＲ、並びにベイナイト及び／又はマルテンサイト）の合計面積▲１▼を求めると共に、第２相組織の平均粒径ｄを画像処理によって求める。
【００６５】
次に、第２相組織中の粗大な第２相組織（平均粒径が、第２相組織の平均粒径ｄの１．５倍以上であるもの）の総面積▲２▼を同様に算出する。上記▲１▼及び▲２▼より、第２相組織に占める粗大な第２相組織の占積率を求める。
【００６６】
これらの結果を表２に示す。
【００６７】
【表１】
2004292876.tif 000002
【００６８】
【表２】
2004292876.tif 000003
【００６９】
これらの結果より、以下の様に考察することができる（以下のＮｏ．はすべて、表２中のＮｏ．を意味する）。
【００７０】
まず、Ｎｏ．７〜１３、１６、１９〜２６はいずれも、本発明の範囲を満足する鋼種（表１のＮｏ．２〜１０及び１２）を用い、本発明で規定する製法Ｃによって所定の組織を備えた鍛造部品を製造した例であるが、鍛造と熱処理を別々に２回実施しなくとも、同時に実施するだけで伸び、及び強度−絞り特性のバランスに優れた高強度鍛造部品が得られた。
【００７１】
このうちＮｏ．７〜１３は、本発明で規定する成分組成を満足する鋼種Ｎｏ．３を用い、加工率を１０〜７０％の範囲で種々変化させながら本発明法Ｃで製造した例であるが、加工率が７０％と高くなっても、伸び、及び強度−絞り特性のバランスに優れている。
【００７２】
これに対し、本発明で特定する要件のいずれかを満足しない下記例は夫々、以下の不具合を有している。
【００７３】
まず、Ｎｏ．１はＣ量が少ない鋼種Ｎｏ．１を使用した例であり、所望のγＲが得られず、強度が低下した。
【００７４】
Ｎｏ．２５はＳｉ量が少ない鋼種Ｎｏ．１１を使用した例であり、所望のγＲが得られない為に伸び特性、及び強度−絞り特性のバランスが低下した。
【００７５】
Ｎｏ．２、５、１４及び１７は、本発明で規定する成分組成の鋼種を用い、従来法Ａで鍛造した例であるが、所望のγＲが得られない為に強度−絞り特性のバランスが低下した。
【００７６】
Ｎｏ．３、６、１５、及び１８は、本発明の成分組成を満足する各鋼種を用い、比較法Ｂで製造した例であるが、粗大な第２相組織が生成する為に強度−絞り特性のバランスが低下した。
【００７７】
参考までに図２の（ａ）〜（ｃ）に、本発明例（Ｎｏ．７）、従来例（Ｎｏ．５）、及び比較例（Ｎｏ．６）のＳＥＭ写真（Ｎｏ．５の倍率は１０００倍、Ｎｏ．６及び７の倍率は２０００倍）を夫々、示す。上記写真より、本発明の要件を全て満足するＮｏ．７では、微細な第２相組織が得られているのに対し、本発明の要件を満足しないＮｏ．５及び６では、粗大な第２相組織が生成することが分かる。
【００７８】
【発明の効果】
本発明は上記の様に構成されているので、約６００ＭＰａ級以上の高強度域において、加工率を高めたとしても伸び、及び強度−絞り特性のバランスに優れた高強度鍛造部品を、従来の如く熱処理を２回別々に施さなくとも１回のみで効率よく製造することができた。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の熱処理工程を説明した概略図である。
【図２】実施例におけるＮｏ．７（本発明例；２０００倍）、Ｎｏ．５（従来例；１０００倍）、及びＮｏ．６（比較例；２０００倍）のＳＥＭ写真である。
【図１】
2004292876.tif 000004
【図２】
2004292876.tif 000005