(57)【要約】【課題】従来の熱間鍛造部品より複雑形状な部品を製造したり、製造時の材料歩留りを向上させたりす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】所定の成分を有する鋼材を用い、フェライト分率０．１〜０．６、フェライト粒径２０〜４０μｍ、空孔率０．２〜１．０％以下、全脱炭層深さが０．０２〜０．１２ｍｍ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を超える温度とし、上限温度を液相線温度×０．９８となるように加熱し、素材表面の９０％以上が金型に接触する様に超高温熱間鍛造加工した後、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：０．５〜２．０％
Ｐ　：０．０２％以下
Ｓ　：０．０２〜　０．１０％
Ｃｒ：０．１〜１．０％
Ｖ　：０．０３〜０．３％
Ａｌ：０．００２〜０．０６％
Ｎ　：０．００３〜０．０２％
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、組織はフェライトとパーライトからなり、フェライト分率０．１〜０．６、フェライト平均粒径２０〜４０μｍ、空孔率が０．２〜１．０％以下、ＪＩＳ　Ｇ　０５８８で　規定する全脱炭層深さＤＭ−Ｔが０．０２〜０．１２ｍｍ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に記載の超高温熱間鍛造非調質部品に加えて、更に質量％で、
Ｔｉ：０．００３〜０．０５％
Ｍｇ：０．０００２〜０．００５％
Ｚｒ：０．０００２〜０．００５％
の中から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】
引張強さが８００〜１０００ＭＰａであることを特徴とする請求項１又は２記載の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項に記載の非調質部品を製造する方法であって、請求項１または２記載の成分からなる鋼材を、下限温度を固相線温度を超える温度とし、上限温度を液相線温度×０．９８となるように加熱し、前記範囲の温度域で、素材表面の９０％以上が金型に接触する様に超高温熱間鍛造加工した後、さらに加工品を９００℃以上、１２５０℃未満の温度で対数ひずみで０．３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５】
請求項１〜３の何れか１項に記載の非調質部品を製造する方法であって、請求項１または２記載の成分からなる鋼材を、下限温度を固相線温度を超える温度とし、上限温度を液相線温度×０．９８となるように加熱し、前記範囲の温度域で、素材表面の９０％以上が金型に接触する様に超高温熱間鍛造加工した後、さらに加工品を１２５０℃以上、
１４５６℃−（４４０．０℃×Ｃ％＋１２．６℃×Ｓｉ％＋１２．８℃×Ｍｎ％＋３５．３℃×Ｓ％）
以下の温度で対数ひずみで０．６以上の仕上げ鍛造を加え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】
超高温熱間鍛造加工を行った後、鍛造機の下死点において少なくとも素材表面温度が９００℃以上、１２００℃以下となるまで鍛造時最大荷重の２０〜８０％の荷重を保持することを特徴とする請求項４または５記載の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】
【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は、自動車や建設機械の足廻りに使用される部品の中で、高強度・高靭性を必要とされる熱間鍛造品において、従来の熱間鍛造部品より複雑形状な部品を製造したり、製造時の材料歩留りを向上させたり、鍛造後の焼入れ焼戻しを行うことなく高強度、高靭性を確保することを可能とした超高温熱間鍛造非調質部品とその製造方法に係るものである。
【０００２】
【従来の技術】
【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
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、即ち焼入れ焼戻しして製造されていた。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で開示される様に、熱間鍛造後に放冷ままで強度，靭性を確保できる熱間鍛造用非調質鋼が開発された。ところが、さらなる製造コスト低減から、熱間鍛造時の材料歩留り向上が要望されている。さらに、自動車の軽量化から部品の小型化が指向されており、部品剛性を確保する必要からも部品形状は従来の熱間鍛造より複雑形状となり、既存の鍛造機で成形できないような鍛造荷重増大を招くことになっている。これらを解決するには、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る。これに対し、特許文献２では、従来の熱間鍛造温度より高い温度で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。従来の熱間鍛造での加熱温度が１１５０〜１２５０℃とされるのに対し、特許文献２記載の超高温熱間鍛造での加熱温度は、その低減を固相線温度の４５℃下とし、上限を液相線温度の２０℃下としている。しかし、そこまで鋼材を加熱するとオーステナイト粒が粗大化し、鍛造後放冷ままでは靭性が確保できない欠点を有する。その為、特許文献２では、超高温熱間鍛造直後に表層急冷を行うなどしている。
【０００３】
【発明が解決使用とする課題】
本発明は、高強度，高靭性を必要とされる熱間鍛造品において、従来の熱間鍛造部品より複雑形状な部品を製造したり、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、焼入れ焼戻しすることなく鍛造後の靭性劣化などの問題を解決するものである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】
（１）質量％で、
Ｃ：０．１〜０．６％、　　　　　Ｓｉ：０．２〜２．０％、
Ｍｎ：０．５〜２．０％、　　　　Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０２〜　０．１０％　、　　Ｃｒ：０．１〜１．０％、
Ｖ：０．０３〜０．３％、　　　　Ａｌ：０．００２〜０．０６％、
Ｎ：０．００３〜０．０２％
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、組織はフェライトとパーライトからなり、フェライト分率０．１〜０．６、フェライト平均粒径２０〜４０μｍ、空孔率が０．２〜１．０％以下、ＪＩＳ　Ｇ　０５８８で　規定する全脱炭層深さＤＭ−Ｔが０．０２〜０．１２ｍｍ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）記載の超高温熱間鍛造非調質部品に加えて、更に質量％で、
Ｔｉ：０．００３〜０．０５％、　Ｍｇ：０．０００２〜０．００５％、Ｚｒ：０．０００２〜０．００５％
の中から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、
（３）引張強さが８００〜１０００ＭＰａであることを特徴とする（１）又は（２）記載の超高温熱間鍛造非調質部品、
（４）（１）〜（３）の何れか１項に記載の非調質部品を製造する方法であって、（１）または（２）記載の成分からなる鋼材を、下限温度を固相線温度を超える温度とし、上限温度を液相線温度×０．９８となるように加熱し、前記範囲の温度域で、素材表面の９０％以上が金型に接触する様に超高温熱間鍛造加工した後、さらに加工品を９００℃以上、１２５０℃未満の温度で対数ひずみで０．３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、
（５）　（１）〜（３）の何れか１項に記載の非調質部品を製造する方法であって、（１）または（２）記載の成分からなる鋼材を、下限温度を固相線温度を超える温度とし、上限温度を液相線温度×０．９８となるように加熱し、前記範囲の温度域で、素材表面の９０％以上が金型に接触する様に超高温熱間鍛造加工した後、超高温熱間鍛造加工した後、さらに加工品を１２５０℃以上、
１４５６℃−（４４０．０℃×Ｃ％＋１２．６℃×Ｓｉ％＋１２．８℃×Ｍｎ％＋３５．３℃×Ｓ％）
以下の温度で対数ひずみで０．６以上の仕上げ鍛造を加え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）超高温熱間鍛造加工を行った後、鍛造機の下死点において少なくとも材料表面温度が９００℃以上、１２００℃以下となるまで鍛造時の最大荷重の１０〜８０％の荷重を保持することを特徴とする（４）または（５）記載の超高温熱間鍛造非調質部品の製造方法にある。
【０００５】
【発明の実施の形態】
本発明の根幹をなす技術思想は以下の通りである。
【０００６】
本発明では複雑形状部品の成形、鍛造荷重の低減を目的に鍛造時の変形抵抗を低減すべく固相線を越えて加熱し、その後鍛造する。素材として鍛造後放冷ままで所定の強度、靭性が得られるように成分調整された熱間鍛造非調質鋼を用いるが、特許文献２に記載の様に単に非調質鋼を超高温熱間鍛造したままでは、必要な靭性が得られない。特に固相線温度以上に加熱すると、粒界他で溶融部が発生し、そのまま熱間鍛造すると溶融部が空孔として残るために所定の強度、靭性が確保できない。そこで空孔率が低くなるように、ほぼ密閉状態で粗成形することでこの空孔の発生を抑制する。また、熱間鍛造は通常一回の加工だけでなく、何工程かの鍛造加工を受けて所定の形状に成形される。そこで、本発明では、超高温熱間鍛造後に行なわれる仕上げ鍛造を９００℃〜１２５０℃の温度で所定の加工量行う。密閉に近い状態での超高温熱間鍛造と、所定の温度、歪みの仕上げ鍛造を行うことで鍛造後放冷ままで靭性を確保するのである。また、鍛造後の脱炭層が所定の範囲にあることで、固相線以上に加熱しても表層が脱炭しているので、表面、特に角部での溶融割れを防止することが可能となる。
【０００７】
以下に本発明を詳細に説明する。
【０００８】
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、過多に添加すると靭性が低下するため、添加量の上限を０．６％とする。
【０００９】
Ｓｉは、脱酸材として働き、固溶強化元素として使われる。０．２％未満では脱酸材としての作用が不足し、過多に添加すると必要以上に強度を上げて靭性を低下させるため添加量の上限を２．０％とする。
【００１０】
Ｍｎは、強度の調整と脱酸作用をする。０．５％未満では強度が不足し、２．０％を越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。
【００１１】
Ｐが多量にあると素材中心部で偏析が多くなり、固相線以上に加熱すると偏析部での溶融が激しく、密閉金型を用いた超高温熱間鍛造にいても大きな空孔が残留するため、その上限を０．０２％とした。下限値は特に設定しないが、０．００１％以上ないと製鋼上コストが高くなる。
【００１２】
Ｓは、被削性の向上、及び粒内変態を活用して靭性を確保するためにも不可欠な元素であり、それら効果は０．０２％より多いＳで期待される。しかし、０．１０％を越えると靭性を低下させる。
【００１３】
Ｃｒは、Ｍｎと同様に強度を補うための元素であり、その効果を得るには０．１％以上添加する必要がある。強度を補うために１．０％まで添加させることができるが、１．０％を越えると靭性を劣化させる。
【００１４】
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％以上の添加が必要である。しかし、過多に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のでその上限を０．２０％とした。
【００１５】
Ａｌは、鋼の脱酸およ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ない。一方、過多に添加すると靭性を低下させるために添加量の上限を０．０６％とする。
【００１６】
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、０．００３％未満では充分な効果が得られない。一方、過多に添加すると固溶したＮによって靭性が劣化するため、添加量の上限を０．０２％とする。
【００１７】
Ｔｉは，窒化物・炭化物を生成する。窒化物は高温まで固溶せずに残るため、加熱時のオーステナイト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して析出強化に有効である。０．００３％未満ではこれらの効果は現れず、０．０５％を越えると靱性が劣化するため、その添加量の下限を０．００３％、上限を０．０５％とする。
【００１８】
ＭｇおよびＺｒはともに酸化物や硫化物、あるいは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。いずれも、０．０００２％未満ではその効果はなく、０．００５％を越えると、靱性が劣化するため、添加量の上限を０．００５％とする。
【００１９】
鍛造後の冷却速度によって組織はフェライト＋パーライト、ベイナイト、マルテンサイトに区別できるが鍛造後放冷ままで高強度、高靭性を得られる組織として本発明ではフェライト＋パーライト組織とした。
【００２０】
フェライト分率が多いほど靭性は向上するが、０．６を越えたフェライト分率は強度低下を招く。また、フェライト分率が低いと靭性が低いことからその分率を０．１〜０．６とした。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。
【００２１】
フェライト平均粒径は、仕上げ温度を低くし、強加工をした方が小さくできるが、これは結果として金型負荷の急増を招き、機械的性質の向上のために必要以上に粒径の目標を小さくすると鍛造自体が困難となる。従って、フェライト平均粒径は実際に製造可能なレベルを考えて、その下限を２０μｍに設定した。またフェライト平均粒径が４０μｍを越えると靭性劣化を招くため、フェライトの平均粒径を２０〜４０μｍとした。フェライト平均粒径の制御には、鋼材に添加するＡｌ量の最適化とともに，Ｔｉ，Ｍｇ，Ｚｒ等の添加が重要である。また、鋼材成分のみならず超高温鍛造後に行う仕上げ鍛造が必要であり鍛造温度，加工量の制御が重要である。特にフェライト平均粒径を小さくするには仕上げ鍛造条件として、後述する様に９００〜１２５０℃の温度域で対数ひずみ０．３以上の加工を行うこと必要となる。なお、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、切断法により求めた値と定義する。
【００２２】
超高温熱間鍛造は変形抵抗を極限まで低減して素材流動を向上させることにあり、素材は半溶融域まで加熱される。加熱時に結晶粒界などは一部溶融し、その後の鍛造においてもこの溶融部は空孔として残留する。空孔が素材体積の１．０％より多い空孔率で存在すると靭性が確保できない。また、空孔率を０．２％より少なくしても靭性確保への効果が小さい。空孔の発生を抑制するには超高温熱間鍛造時に素材と金型が充分に接触することにより、静水圧条件下で鍛造されることが重要となる。その為には、後述するように素材表面の９０％以上を金型と接触させることで空孔率は１．０％以下となる。なお、空孔率も光学顕微鏡により鍛造後の素材断面を２００〜５００倍で５〜１０視野観察し、全視野に対する空孔の占める割合から求めた値と定義する。
【００２３】
さらに、鍛造後の全脱炭層深さＤＭ−Ｔであるが、０．１２ｍｍを越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、表面強度が重要となる。脱炭は超高温熱間鍛造の加熱段階で発生するが、全脱炭層深さが０．０２ｍｍより少なくなるような高速加熱では、加熱時に素材表面、特に熱集中を受ける角部等で溶融割れが発生するからである。全脱炭層深さを０．１２ｍｍ以下にするには、高周波などによる急速加熱が必要となる。加熱装置にもよるが、周波数等を制御する、或いは加熱装置の中を移動する素材の送り速度を制御する等の素材加熱時間を制御することで全脱炭層深さを制御することが可能となる。
【００２４】
引張強さは、鍛造品の軽量化の点で下限を８００ＭＰａに限定した。一方、１０００ＭＰａを越えると、靭性が著しく低下し、切削寿命および金型寿命も著しく低下するため、上限を１０００ＭＰａ以下にした。
【００２５】
次に、製造方法について述べる。
【００２６】
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、固相線温度を超える温度を下限とした。固相線温度以下の温度では高い密閉度の金型を用いた場合において、材料流動が十分でなくなる場合があるからである。上限温度を液相線温度×０．９８とするのは、この温度を越えると結晶粒界などに溶融部が発生し、その後に鍛造を行っても溶融部は空孔として残留し、鍛造品として靭性劣化を招くからである。
【００２７】
固相線温度、液相線温度は、鉄と鋼７３巻４号Ｓ１９６頁１９８７年に記載される析出物の凝固過程を観察するのに用いられる一方向凝固実験によって推定される。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、その後急冷する。急冷した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、液相線温度を推定した。なお、一方向凝固実験（ｕｎｉｄｉｒｅｃｔｉｏｎａｌ　Ｓｏｌｉｄｉｆｉｃａｔｉｏｎ　ｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔ）の詳細は、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　Ｉｎｓｕｔｉｔｕｔｅ　ｏｆ　Ｊａｐａｎ）、日本鉄鋼協会、１９８４年１１月、２４巻、１１号、ｐ．８７５、８７６に記載されている。
【００２８】
超高温熱間鍛造は、加熱と同じ温度域で行う。温度範囲の限定理由は加熱温度の限定理由と全く同一であり、固相線温度以下の温度では密閉度の高い金型での加工の場合、金型内に十分に素材が充満せず複雑形状部品へ成形できない可能性があるからである。また、液相線温度×０．９８より高い温度で鍛造するには、鍛造前に行われる素材加熱をそれ以上の温度で行う必要があり、加熱時に発生する溶融部が鍛造後も空孔となって残留し、靭性劣化を招くからである。また、高周波加熱コイル内での加工するなどの様に、加熱しつつ鍛造を行うとしても、鍛造時の加工発熱より素材温度は液相線温度×０．９８より高くなり、靭性低下を招くことになる。
【００２９】
固相線温度を超えるような半溶融状態まで加熱すると、素材内で溶融部が生じ空孔となる。そこで超高温熱間鍛造において密閉金型、或いは半密閉金型等を利用するなどして高い静水圧条件下で鍛造することで空孔を潰す、或いは空孔を小さくする。特に素材表面の９０％以上が金型に接触する様に超高温熱間鍛造しないと、空孔が十分に潰れなく、鍛造品としての靭性が低くなる。なお、高い密閉度の金型で超高温熱間鍛造成形する方が空孔は小さくなるが、同時に鍛造荷重が急増するので、金型との接触率は９８％以下が望ましい。さらに、超高温熱間鍛造を密閉，或いは半密閉状態で成形することで、鍛造時に発生するバリが少なくなり、材料歩留り向上にもつながる。なお、密閉度の高い金型を使うのでなく、鍛造機のラムの下死点を下げるなどしても素材と金型との接触率を上げて高い静水圧状態にでき靭性向上を図ることも可能である。
【００３０】
超高温熱間鍛造で粗成形した後に仕上げ鍛造を行う。この仕上げ鍛造は、製品形状を所定の形状にすると共に、靭性を確保するために行われる。そして対数ひずみで０．３以上の加工を行わないと靭性付与の効果が小さい。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ひずみで０．５〜２．０位が望ましい。なお、実際の歪は部位により一様でなく、不均一な歪分布となるが、優れた靱性を確保できる範囲を明確にするためには、決められた式で加工度の大小を表現する必要がある。そこで、本発明では鍛造時の対数ひずみは加工前後素材形状から算出し、据込み部分であれば、対数ひずみはｌｎ（加工前の素材高さ／加工後の素材高さ）で求め、押出し部分の対数ひずみはｌｎ（加工前の素材断面積／加工後の素材断面積）で求めるというようにした。この式により求めた値が、０．３以上であれば優れた靱性を確保することができる。
【００３１】
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くなる。靭性を向上させるには低温で加工することによってフェライト分率を上げることが望ましいが、９００℃より低い温度では変形抵抗が急増するため金型寿命の低下を招く。
また、対数ひずみで０．６以上の加工を行う場合には、仕上鍛造を１２５０℃以上としても靭性を確保することができる。この場合、仕上げ鍛造温度の上限は、１４５６−（４４０．０×Ｃ％＋１２．６×Ｓｉ％＋１２．８×Ｍｎ％＋３５．３×Ｓ％）以下とすれば良く、鍛造荷重の更なる低減が可能である。
【００３２】
仕上げ鍛造を所定の温度で行うためには、超高温熱間鍛造した後に素材温度が下がるまでの時間を必要とする場合があり、仕上げ鍛造するまでの間に熱ひずみによって製品の形状精度が悪化する。そこで超高温熱間鍛造加工を行った後に形状を凍結しておくことで製品精度が向上される。鍛造機の下死点で素材の表面温度が９００〜１２００℃となるまで保持する。表面温度が１２００℃以下となるまで荷重保持するのは熱ひずみを小さくするためである。なお、好ましくは１０００℃以下となるまで荷重保持することが望ましい。なお、下限の温度を９００℃以上とするのは、９００℃より低くなると次の仕上げ鍛造で鍛造荷重が急増し、金型寿命が低下するからである。また、保持荷重を鍛造時の最大荷重の２０％以上とするのは、これ未満では熱ひずみの抑制が不十分であるからである。なお、保持荷重が大きくなると金型寿命へ影響するため、その上限は最大荷重の８０％以下とする。なお、鍛造機の下死点で荷重保持することに代えて、水などで表層冷却することも可能である。
【００３３】
なお、本発明において、超高温熱間鍛造とは、下限温度を固相線温度を超える温度とし、上限温度を液相線温度×０．９８とする範囲の温度域で行う鍛造をいう。
【００３４】
【実施例】
表１のＡ〜ＡＡ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〜ＡＡが比較例に用いられた鋼種である。同表には、固相線温度（ＴＳ）、液相線温度（ＴＬ）も併記するが、これらの温度はφ１５×２５０ｍｍの棒状素材を用いて一方向凝固試験から推定した値である。
【００３５】
表２は、表１に示した鋼種を用いて超高温熱間鍛造−仕上げ鍛造した後の強度，靭性を調べた結果を示す。実験はφ６０×４５ｍｍの素材を所定の温度に高周波で加熱した。加熱時の周波数は３〜５ＫＨｚであり、室温から１２５０℃までを５℃／秒の速度で加熱し、その後は１℃／秒で所定の温度まで加熱した。所定の温度になってからは約３０秒間保持し、その後鍛造に供した。高周波加熱後に鍛造機まで試料を移動するため素材温度が低下する。そこで加熱温度をＴＫ（℃）、鍛造直前温度をＴｔ（℃）とし、固相線温度との比、液相線温度との比も表２に示す。なお、鍛造直前温度Ｔｔは、素材表面を放射温度計で測温した結果である。
【００３６】
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で圧縮試験を行った。超高温熱間鍛造はφ６０×４５ｍｍの試料を横置きし、４４ｍｍ（幅）×６０ｍｍ（長さ）×１８ｍｍ（高さ）の工具で素材高さが約３０ｍｍとなるまで上下から半密閉加工した。また、ラムの変位量を変えることにより、素材と金型との接触率を種々変化させた。超高温熱間鍛造後にさらに仕上げ鍛造を行うが、仕上げ鍛造は超高温熱間鍛造に用いた圧縮機に隣接した油圧サーボ機構を有する別の圧縮試験機を用いてラム速度２００ｍｍ／ｓで行った。なお、仕上げ鍛造は、超高温熱間鍛造で素材高さ３０ｍｍまで加工された試料を、高さ１４ｍｍ〜２２ｍｍへ加工した。超高温熱間鍛造終了後、仕上げ鍛造を行うまで試料を搬送する時間が必要であり、その時間を調整することで所定の温度域で仕上げ鍛造を行うようにした。そして仕上げ鍛造直前の素材表面温度も放射温度計を用いて測温した。仕上げ鍛造は上下とも平滑な圧盤を用いて圧縮加工を行い、鍛造後は放冷し、その後フェライト分率、フェライト平均粒径、全脱炭層深さ、空孔率を測定した。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。　鍛造後の試料から試験片を採取して引張試験、シャルピー衝撃試験を行ったが、引張強さは常温で、衝撃試験は−５０℃で行った。超高温熱間鍛造、仕上げ鍛造での対数ひずみであるが、超高温熱間鍛造では直径６０ｍｍの素材を高さ３０ｍｍまで加工することから対数ひずみは０．６９（＝ｌｎ（６０／３０））、仕上げ鍛造は、例えば、素材高さ２１．５ｍｍまで加工する場合に対数ひずみ０．３３（＝ｌｎ（３０／２１．５））となる。
【００３７】
表２に種々の条件で鍛造実験した結果を示す。表２中の超高温熱間鍛造では素材と金型の接触率は全て９０〜９２％で行い、仕上げ鍛造後の空孔率は０．３〜０．８％と本願発明の範囲内であった。本発明例１〜１７は引張強さが約８００〜１０００ＭＰａであり、衝撃値も２０Ｊ／ｃｍ２以上となっている。一方、比較例１〜１０は表１の比較例Ｒ〜ＡＡの鋼種を用いた場合であり、いずれも衝撃値が１５Ｊ／ｃｍ２より小さい。比較例１１は仕上げ鍛造前温度が８６７℃と低いため、フェライト分率が高くなり、強度が低い。比較例１２はさらに仕上げ鍛造前温度が低い場合であり、この様な低い温度で仕上げ鍛造するとフェライト粒径が所定より小さくなり、本発明に比べ高強度を得ることができるが、仕上げ鍛造時の荷重が約３０００ＫＮ以上と高く、金型、鍛造機への負担が急増することとなる。後に示す表３から分かるように、本発明例での仕上げ鍛造荷重は７００〜８００ＫＮであり、比較例１２では４倍近くの荷重増となった。比較例１３は仕上げ鍛造前の素材温度が高く、かつ加工の対数ひずみが０．６未満の場合であり、比較例１４は仕上げ鍛造時の加工が小さい場合である。いずれの場合も鍛造後の靭性が低かった。比較例１５は加熱後の保持温度時間を５分間と長くした場合であり、この場合は脱炭層が深く強度が低かった。
【００３８】
表３は、超高温熱間鍛造時の加熱温度、加熱保持時間，鍛造前温度，金型と素材の接触率などの加工条件を種々変えた場合である。本発明例では超高温熱間鍛造時に半密閉状態で加工するため荷重は２８００〜３０００ＫＮである。仕上げ鍛造時は上下工具とも平らな圧盤で圧縮していおり、金型の素材に対する密閉度が低いことからその鍛造荷重は８００ＫＮより小さい。比較例１６は、超高温熱間鍛造時の素材と金型との接触率を８５％としたが、密閉度が小さいために超高温熱間鍛造時に空孔が十分に潰れなく、鍛造後の空孔率も大きく、その為に靭性も低い。比較例１７は加熱温度が高くて加熱中に試料の一部が溶け出したために鍛造金型へ試料を搬送できなかった。その為、加熱温度以外は表中に”−”を記入した。比較例１８は所定の温度に加熱するものの、加熱保持終了から鍛造開始までの時間を長くすることで鍛造直前温度を低くした場合であるが、結果的には加熱時間が長いことととなり、脱炭層が厚くなるとともに、超高温熱間鍛造荷重は３０００ＫＮを越えて高くなり、金型寿命の低下を招くことになる。比較例１９は加熱温度が低い場合であるが、超高温熱間鍛造直前温度も低くなり、鍛造荷重は３０００ＫＮを越えている。比較例２０は仕上げ鍛造時の加工量が小さい場合であるが、空孔が潰れないため空孔率も高く、鍛造後の強度、靭性が低くなっている。比較例２１は表２比較例１５と同様に加熱時の保持時間を３００秒と長くした場合であり、鍛造後の全脱炭層深さが深く、引張強さがでなかった。比較例２２は脱炭層深さを浅くするため、所定の温度に加熱した後に３０秒の保持を行わず超高温熱間鍛造を行った場合である。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素材の中心部まで加熱されておらず、鍛造荷重も３０００ＫＮを越えた。
【００３９】
表４は、前記（５）に係る発明の効果を確認するため、超高温熱間鍛造後に圧縮機のラムで所定の荷重を保持した場合である。いずれの場合も所定の条件で１０個の試料を鍛造して仕上げ鍛造後の鍛造品の高さを測定した。１０個中の最大値の高さと最小高さの差を同表のＨｂで示している。なお、加熱温度，鍛造前温度，荷重などは１０個中の一つの試料において測定した結果である。本発明例のＨｂは０．３４〜０．３９ｍｍであった。一方、参考例１は保持荷重が小さく、参考例２は保持温度が高い場合であり、Ｈｂは０．８３ｍｍ以上と前記（５）の条件を満たす本発明例より鍛造後試料の高さのバラツキが多かった。なお、参考例３は保持温度が低い場合であり、Ｈｂは小さいものの、保持温度が低く、その為に仕上げ鍛造時の鍛造前温度も低くなり、仕上げ鍛造時の荷重が５０％近く高くなってしまい金型寿命を悪化させてしまう。
【００４０】
表５は前記（４）に係る発明の効果を確認するために、鍛造歩留りを検討すべく図１の様な部品形状に鍛造を行った。鍛造機は一般のクランクプレスを用い、加熱は高周波炉にて行った。同表に示すサイズの丸棒を用い、超高温熱間鍛造後、仕上げ鍛造を行い、図１の形状にトリミングを行った。トリミング後の鍛造品の重量を量ることにより、鍛造前素材との重量比から材料歩留りを求めた。超高温熱間鍛造での素材と金型との接触率は、鍛造機ラムの下死点と金型を上下させることで調整した。鍛造品のアーム部から引張試験片，衝撃試験片を採取し、引張試験は室温で御、衝撃試験は−５０℃で行った。アーム部の加工量であるが、アーム部は超高温熱間鍛造において直径５２〜５８ｍｍの素材を高さ３３ｍｍまで加工した。その後、仕上げ鍛造で１８ｍｍにしており、仕上げ鍛造での対数ひずみは０．６（＝ｌｎ（３３／１８））となる。
【００４１】
通常の熱間鍛造に相当する実験が比較例２３である。φ５８×１７７ｍｍの素材を用い接触率９２．５％で行うことで未成形部が発生しないように加工でき、その時の材料歩留りは６１％であった。次に超高温熱間鍛造での実験が本発明例２８，本発明例２９である。本発明例２８は比較例２３よりも小さいサイズの試験片を用いて接触率９４．１％で未成形部無く加工できた。比較例２５の熱間鍛造は加熱温度が低いため材料流動が悪く、金型フラッシュ部から十分にバリを出さないと接触率を確保できない。一方本発明例では、材料流動が良いことからバリを出さなくても接触率を確保でき、その結果バリの量が少ない本発明例での材料歩留りが格段に向上した。本発明例２９は、鍛造機ラムの下死点を調整して接触率を向上させた場合であるが、材料歩留りも８８％まで向上できている。以上から本発明により、従来の熱間鍛造より高い材料歩留りで鍛造できることが分かり、安い製造コストで製造できることになる。
表６は前記（５）に係る発明の効果を確認するため、仕上鍛造温度を１２５０℃以上、１４５６℃−（４４０．０℃×Ｃ％＋１２．６℃×Ｓｉ％＋１２．８℃×Ｍｎ％＋３５．３℃×Ｓ％）以下とし、対数ひずみで０．６以上の加工を行った場合の比較である。表１に示した成分からなり、φ６０×４５ｍｍの試料を用い、素材と金型の接触率が９０〜９２％となるような半密閉での超高温鍛造を施した。その後所定の仕上鍛造温度にて所定のひずみまで仕上げ鍛造を施した。
本発明例３０〜４３ではいずれも、鍛造後の−５０℃での衝撃値も２０Ｊ／ｃｍ２以上となっている。一方、比較例２４〜３０は表１の比較例Ｓ〜ＡＡ鋼を用いた場合であり、いずれも、鍛造後の−５０℃での衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ２に達していない。表１の本発明例Ａ、Ｂを用いた場合でも、比較例３１は仕上鍛造での温度が高いため、また比較例３２は仕上鍛造でのひずみが小さいため、鍛造後の−５０℃での衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ２に達していない。
参考例４〜６は仕上鍛造温度を前記（４）の条件としたものである。仕上げ鍛造の対数ひずみを同等とした例、例えば参考例４，５と本発明例３０〜３６、参考例６と本発明例３７〜４３を比較すると、本発明例には大幅な荷重低減効果が認められる。
【００４２】
【表１】
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【００４３】
【表２】
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【００４４】
【表３】
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【００４５】
【表４】
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【００４６】
【表５】
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【００４７】
【表６】
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【００４８】
【発明の効果】
本発明により鋼材の成形性が著しく高まることにより、従来成し得なかった複雑形状部品の加工や、高い材料歩留りで加工できる。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、機械部品の製造において多大の効果をもたらすものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】鍛造実験における鍛造品形状と概略寸法を示す図。
【図１】
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