【手続補正書】
【提出日】平成15年12月4日(2003.12.4)
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【発明の名称】高靱性・高耐力フェライト＋パーライト型非調質鋼鍛造品の製造方法
【特許請求の範囲】
【請求項１】重量％で
Ｃ  ：０．２０〜０．５０％
Ｓｉ：０．１０〜２．０％
Ｐ  ：≦０．０５０％
Ｖ  ：０．０８〜０．４０％
Ｍｎ：０．２〜２．０％
Ｃｒ：０．１〜１．０％
であり、必要に応じて
Ｍｏ：≦０．５０％
Ｎｉ：≦０．５０％
Ｃｕ：≦０．５０％
の１種以上又は、
Ｎｂ：０．０２〜０．１％
を含有し、且つ
Ｍｎｅｑ＝Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｃｕ＋Ｎｉ／２＋Ｖ＋１０（Ｎｂ−０．０２）で表わされるマンガン当量Ｍｎｅｑが、Ｍｎｅｑ：０．８〜２．０％であって、残部実質的にＦｅから成る合金を９５０℃以上に加熱してオーステナイト化した後、冷却を行って一旦７５０〜１０５０℃に降温させてその温度域で鍛造加工を行い、しかる後冷却を行ってフェライト＋パーライト変態させることによって降伏比７３％以上の鍛造品を得ることを特徴とする高靱性・高耐力フェライト＋パーライト型非調質鋼鍛造品の製造方法。
【請求項２】請求項１において、更に重量％で
Ａｌ：０．０１５〜０．１０％
を含むことを特徴とする高靱性・高耐力フェライト＋パーライト型非調質鋼鍛造品の製造方法。
【請求項３】請求項１，２の何れかにおいて、前記合金中に前記合金成分に加えて更にＳ，Ｐｂ，Ｂｉ，Ｔｅ，Ｃａの何れか１種若しくは２種以上を
Ｓ  ：０．０３〜０．３％
Ｐｂ：≦０．３％
Ｂｉ：≦０．１５％
Ｔｅ：≦０．０５％
Ｃａ：≦０．０５％
の範囲で含有させることを特徴とする高靱性・高耐力フェライト＋パーライト型非調質鋼鍛造品の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明はコネクティングロッド，ホイールハブ，スピンドル関連部品，サスペンション関連部品，アーム類等の自動車等の輸送機器，建設機器，産業機械等の部品に好適に適用可能な高靱性・高耐力フェライト＋パーライト型非調質鋼鍛造品の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】
フェライト＋パーライト型非調質鋼は安価であり且つ用途が広いため、最も多く使用されている鋼種の１つである。
しかしながらこの鋼種は材料特性的には強度と靱性のバランスは決して高くなく、従来にあっては強度か靱性のどちらかのみしか有効に高めることができなかったのが実情である。
【０００３】
また焼入れ−焼戻しされた材料と比較して、強度−靱性だけでなく降伏強度（降伏比）においても低く、実際の部品ないし構造物等に使用されるときには安全率を高く見積もらなければならないなどの問題があった。
【０００４】
制御圧延の分野においては、圧延の際のパス条件とか温度条件，冷却条件等を制御して緻密な組織を得、高い強度と靱性バランスを得ることは実現されている。
【０００５】
しかしながら制御圧延鋼は製造上の制約から棒状或いは板状のものしか生産できず、直接切削用の非調質鋼或いは冷間加工用鋼としてしか使用することができない。また切削或いは冷間加工が目的であるため、得られる強度は自ずと制限されてしまう。
【０００６】
従来、フェライト＋パーライト型非調質鋼を鍛造加工して上記自動車部品等の鍛造品を製造する場合、１１００〜１２００℃程度の高温で鍛造加工しているのが通常である。
【０００７】
しかしながらこの場合得られる組織は粗いものとなってしまい、靱性や降伏強度（降伏比）は大幅に低下してしまう。
１１００〜１２００℃程度の高温で熱間加工したとき、加工後に再結晶が進み、その後の冷却過程で組織が粗大化してしまう。
【０００８】
これに対して鍛造加工温度を低下させた場合、微細なフェライト＋パーライト組織をより得やすくなるが、鍛造温度の低下に伴いフェライト分率が増大し硬さの低下を招いてしまう。
またＶが添加された鋼種では鍛造時の変形抵抗増加にもつながるなど様々な問題が生じる。
【０００９】
フェライト＋パーライト型非調質鋼の熱間鍛造品を高靱性化する手法として、Ｎｂ添加によりオーステナイト粒の粗大化を防止する方法、或いはＭｎ，Ｃｒ等を添加してフェライト＋パーライトスタート点の低下を図り、組織を微細化する方法が知られている。
【００１０】
また降伏強度或いは降伏比を上げるために、Ｖ添加量を０．２〜０．３％に増加した鋼種も見られるが、従来の熱間鍛造加工では組織の粗大化は免れず、本来得られるべき降伏強度は得られていない。
【００１１】
以上のように成分調整のみによる手法では得られる組織や靱性，降伏強度等に限界があり、強靭鋼レベルの強度，靱性バランスを達成することは困難である。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
本願の発明はこのような事情を背景とし、靱性，降伏強度に優れたフェライト＋パーライト型非調質鋼鍛造品を得ることを目的としてなされたものである。
而して請求項１の鍛造品の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．２０〜０．５０％，Ｓｉ：０．１０〜２．０％，Ｐ：≦０．０５０％，Ｖ：０．０８〜０．４０％，Ｍｎ：０．２〜２．０％，Ｃｒ：０．１〜１．０％であり、必要に応じてＭｏ：≦０．５０％，Ｎｉ：≦０．５０％，Ｃｕ：≦０．５０％の１種以上又は、Ｎｂ：０．０２〜０．１％を含有し、且つＭｎｅｑ＝Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｃｕ＋Ｎｉ／２＋Ｖ＋１０（Ｎｂ−０．０２）で表わされるマンガン当量Ｍｎｅｑが、Ｍｎｅｑ：０．８〜２．０％であって、残部実質的にＦｅから成る合金を９５０℃以上に加熱してオーステナイト化した後、冷却を行って一旦７５０〜１０５０℃に降温させてその温度域で鍛造加工を行い、しかる後冷却を行ってフェライト＋パーライト変態させることによって降伏比７３％以上の鍛造品を得ることを特徴とする。
【００１３】
請求項２の鍛造品の製造方法は、請求項１において、更に重量％で、Ａｌ：０．０１５〜０．１０％を含むことを特徴とする。
【００１４】
請求項３の鍛造品の製造方法は、請求項１，２の何れかにおいて、前記合金中に前記合金成分に加えて更にＳ，Ｐｂ，Ｂｉ，Ｔｅ，Ｃａの何れか１種若しくは２種以上を、Ｓ：０．０３〜０．３％，Ｐｂ：≦０．３％，Ｂｉ：≦０．１５％，Ｔｅ：≦０．０５％，Ｃａ：≦０．０５％の範囲で含有させることを特徴とする。
【００１５】
【作用及び発明の効果】
上記のように請求項１の製造方法は、焼入れ性を表わすマンガン当量を上記所定の範囲に規定するとともに、合金成分としてＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｖ必要に応じてＭｏ，Ｎｉ，Ｃｕの１種以上又は、Ｎｂを含有させ、かかる合金を９５０℃以上の高温に加熱してＶＣを固溶化させた上で、一旦先ず７５０〜１０５０℃に降温させてその温度域で鍛造加工を施し、しかる後再び冷却してフェライト＋パーライト変態させて所定の鍛造品を得ることを骨子とするもので、これにより高靱性，高降伏強度の鍛造品を得ることができる。
【００１６】
尚本発明において、９５０℃以上の加熱でオーステナイト化した後の冷却手法として空冷，衝風冷却等の冷却手法を用いることができる。また同様に鍛造加工後における冷却方法として空冷，衝風冷却等の冷却手法を用いることができる。
【００１７】
上記のように本発明において高靱性，高降伏強度の鍛造品の得られる理由は以下の点にある。
本発明に従って合金中にＣ，Ｍｎ，Ｃｒと併せてＶを含有させ、これを９５０℃以上の高温に加熱したとき、ＶＣをオーステナイト組織に十分に固溶させることができる。
【００１８】
Ｖはオーステナイトへの固溶量が極めて少ないが、含有量を上記範囲としたとき、９５０℃以上の加熱によって十分にこれをオーステナイト中に固溶させることができる。
【００１９】
オーステナイト中に固溶したＶの炭化物ＶＣはそのまま冷却を行ったときには、通常オーステナイトよりも更に固溶度の低いフェライト粒内に変態とほぼ同時に析出し始める。この場合十分な組織の微細化は得られない。
【００２０】
しかるに本発明に従って加熱によりオーステナイト化した上で、一旦フェライト変態の始まる７５０℃以上の温度に降温して再結晶温度以下で塑性加工を加えると、加工誘起現象によってＶ炭化物が析出を開始する。このとき析出したＶ炭化物は、塑性加工によって導入させる転位を効果的にピンニングする。この結果フェライト変態まで高い加工歪を保つことができる。
【００２１】
而して加工歪の入ったオーステナイトから変態−析出するフェライトは極めて微細となり、靱性，降伏強度（降伏比７３％以上）の向上に大きく寄与するのである。
【００２２】
前述した通常の高温での熱間鍛造では、熱拡散や再結晶により加工による歪が消失し、得られる組織は極めて粗い組織となる。そしてこれが原因で靱性，降伏強度（降伏比）は焼準材に対し大幅に低下する。
一方鍛造温度を低下させて行くと靱性，降伏比は増加するものの、引張強度の大幅な低下を免れない。
【００２３】
本発明は、Ｖを含む鋼種を一旦ＶＣ固溶温度以上に加熱した後、７５０〜１０５０℃で鍛造することによって、ＶＣの加工誘起析出による効果を狙ったものである。
【００２４】
即ち本発明に従って鍛造加工を行った場合、鍛造温度は高くても加工誘起析出したＶＣによるピンニング効果により、導入された多量の歪が熱拡散等により消失するのが防がれ、より高い歪を保ちながらフェライト変態できるため、今までのいわゆる亜熱間鍛造で得られる組織よりも緻密な組織が得られる。
【００２５】
組織が緻密であれば降伏強度，靱性は増加し、従来の熱間鍛造材と比較にならないほどの特性が得られるのである。
但しこの効果を得るためにはＶＣを一旦固溶させることが必要であり、その温度の下限値は９５０℃である。
尚本発明において、バーニング防止のためにオーステナイト化のための加熱温度は１３００℃以下とするのが望ましい。
【００２６】
本発明ではまた、焼入れ性を表わすマンガン当量を０．８〜２．０％に規定している。これは次の理由に基づく。
フェライト結晶粒を微細化する手法として、Ｍｎ，Ｃｒ等の焼入れ性向上元素の添加量を増す方法がある。
焼入れ性向上元素の添加量を増加させると、連続冷却線図におけるフェライト変態曲線はより低温側、変態開始時間がより長時間側に移動する。そのため鍛造後のフェライト変態開始温度が低くなり、微細なフェライト粒が得られるようになる。
しかしながら焼入れ性向上元素の添加量を増やし過ぎるとベイナイトが析出し始める。
【００２７】
本発明においてマンガン当量の上限値を規定しているのは以上の理由に基づく。而して本発明において許容できるマンガン当量の上限値は２．０％であることを確認した。
【００２８】
本発明はまた、鍛造品の降伏比が７３％以上、望ましくは７５％以上となるように合金の組成及び加熱・加工条件を制御するもので、かかる本発明によれば、鍛造品を小型化，軽量化することができ、適用可能な製品の用途が広がる効果が得られる。
【００２９】
上記合金成分に加えてＮｂを０．０２〜０．１％の範囲で含有させ、オーステナイト状態から降温後の鍛造加工を７５０〜１１００℃の温度領域で行ってもよい。
【００３０】
本発明に従ってＮｂを合金中に含有させた場合、Ｎｂが高温で安定な複炭・窒化物を作るためオーステナイト粒の粗大化を防止し、より微細なフェライト＋パーライト組織が得られやすくなる。
【００３１】
またＮｂを固溶させた後７５０〜１１００℃で鍛造した場合、Ｖと同様の理由で加工誘起されたＮｂ（Ｃ，Ｎ）が析出し、転位の増加を促し、拡散による消失を防ぐことができる。
【００３２】
尚、Ｎｂは一旦固溶することによって活性化エネルギーの増加や再結晶温度の上昇効果も得られるので、微細結晶粒が得られる有効鍛造温度域が拡大する。
【００３３】
Ｖを添加せずにＮｂを単独で添加した場合であっても高温側での鍛造時の組織粗大化を防ぐことができるが、低温側での鍛造後の組織はＶのみを添加した場合よりもむしろ粗い。従ってＮｂの最も有効的な利用はＶとの複合添加である。
【００３４】
次に請求項２の製造方法は、上記Ｖ，Ｎｂに加えて更にＡｌを：０．０１５〜０．１０％の範囲で含有させるものである。この請求項２に従ってＡｌを更に合金中に含有させた場合、Ｎｂに加えてＡｌが高温で安定な複炭・窒化物を作るため、オーステナイト粒の粗大化を更に効果的に防止し、また微細なフェライト＋パーライト組織が得られやすくなる。
【００３５】
またＡｌを含有させた場合、鍛造加工時に加工誘起された（Ｎｂ，Ａｌ）（Ｃ，Ｎ）が析出し、転位の増加を促し、拡散による消失を更に効果的に防ぐことができる。
【００３６】
次に請求項３の製造方法では、上記成分に加えて快削成分Ｓ，Ｐｂ，Ｂｉ，Ｔｅ，Ｃａの何れか１種若しくは２種以上をＳ：０．０３〜０．３％，Ｐｂ：≦０．３％，Ｂｉ：≦０．１５％，Ｔｅ：≦０．０５％，Ｃａ：≦０．０５％の範囲で含有させることができる。
これら成分を含有させることによって被削性を効果的に高めることができる。
【００３７】
次に本発明における各化学成分の限定理由を以下に詳述する。
Ｃ：０．２０〜０．５０％
Ｃはその添加量によって硬さを決定するものである。本発明では高強度，高靱性を得るためにその添加量を０．２０〜０．５０％とする。
【００３８】
Ｓｉ：０．１０〜２．０％
Ｓｉは固溶強化によって強度を高める作用があるが、同時に鍛造時の変形抵抗をも高めてしまうため０．１０〜２．０％とする。
【００３９】
Ｐ：≦０．０５０％
Ｐは粒界偏析の原因となる元素であり、上限を抑える必要がある。故にその添加量を０．０５０％以下とする。
【００４０】
Ｖ：０．０８〜０．４０％
Ｖは鍛造時にＶ炭化物が加工誘起析出することによって結晶粒を微細化する働きがある。但しＶは固溶度が低いため０．０８〜０．４０％の範囲に規定する。
【００４１】
Ｍｎ：０．２〜２．０％
Ｃｒ：０．１〜１．０％
Ｍｎ，Ｃｒはフェライト＋パーライトスタート点の低下を図るために必要であり、上記添加量を必要とする。
【００４２】
Ｍｏ：≦０．５０％
Ｎｉ：≦０．５０％
Ｃｕ：≦０．５０％
Ｍｏ，Ｎｉ，Ｃｕは必要に応じて添加する元素であり、連続冷却曲線図におけるフェライトノーズを長時間側或いは低温側に移動させる作用があるため、上記範囲で更に添加することが望ましい。
【００４３】
Ｎｂ：０．０２〜０．１％
ＮｂもＶと同様の理由から上限を０．１％に規定する。
一方Ｎｂを積極的に利用するときは０．０２％以上添加する。
【００４４】
Ｍｎｅｑ（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｃｕ＋Ｎｉ／２＋Ｖ＋１０（Ｎｂ−０．０２））で０．８〜２．０％
上記式に含まれる元素は連続冷却線図におけるフェライトノーズを長時間側或いは低温側に移動させる作用があるため、フェライト変態開始温度を下げ、フェライト粒の微細化に効果がある。
しかしこれらの元素を添加しすぎるとベイナイトが生成し、様々な弊害が出てしまうため、総添加量をマンガン当量（Ｍｎｅｑ）に換算して０．８％以上、２．０％以下に規定する。
【００４５】
Ａｌ：０．０１５〜０．１０％
ＡｌはＮｂとともにＮと結合して安定な窒化物を形成し、結晶粒の粗大化を防止する。しかし添加量が多くなると鍛造性を悪化させるため添加量を０．０１５〜０．１０％とする。
【００４６】
Ｓ  ：０．０３〜０．３％
Ｐｂ：≦０．３％
Ｂｉ：≦０．１５％
Ｔｅ：≦０．０５％
Ｃａ：≦０．０５％
Ｓ，Ｐｂ，Ｂｉ，Ｔｅ，Ｃａ等の元素は被削性を高める作用があるが、鍛造性を阻害する元素でもある。従って本発明では添加量をそれぞれ上記のように規定する。
【００４７】
【実施例】
次に本発明の実施例を以下に詳述する。
［実施例１］
表１に示す化学組成の合金を図１に示すプロセス１，プロセス２に従って処理し、各種試験を行った。
尚、鍛造は前方押出法により減面率６０％で２４ｍｍφ×４８ｍｍＬの試験片に加工形成した。
【００４８】
【表１】
1998235447.tif 000001
【００４９】
図２は焼入れ性向上元素の添加量をマンガン当量（Ｍｎｅｑ）に換算して、マンガン当量とフェライト粒度番号との関係を、また図３はマンガン当量と冷却後硬さとの関係をそれぞれ示したものである。
尚、これらは何れも図１（Ａ）のプロセス１に従って鍛造した結果である（加熱温度：１０５０℃，鍛造温度：９００℃）。
これらの結果から、微細なフェライト＋パーライト組織を得るためにはマンガン当量を０．８％以上とすることが必要であることが分かる。
【００５０】
この結果によれば、マンガン当量の増加に伴って結晶粒度は高くなっている。但しマンガン当量が２．０％を超えるとベイナイトの析出により硬さが上昇し始める（図３参照）。完全にフェライト＋パーライト組織にするためにはマンガン当量の上限を２．０％に規定しなければならない。
【００５１】
次に表３は鋼種Ａ，Ｄ，Ｈ，Ｉ，Ｊ，Ｋ，Ｌ，Ｍ，Ｎについて、各種鍛造温度で鍛造加工を行った場合の降伏強度，引張強度，降伏比，衝撃値特性をそれぞれ表わしている。
【００５２】
【表３】
1998235447.tif 000002
【表４】
1998235447.tif 000003
【００５３】
図４はこの結果に基づき、Ｎｂを添加せずＶを単独で添加した場合のＶ添加量及び鍛造温度と降伏比との関係を表わしている。
この結果に示しているように、Ｖを０．０８〜０．４０％の範囲で添加したＶ添加鋼（表１中Ｄ，Ｈ，Ｉ，Ｊ）は本発明の鍛造温度７５０〜１０５０℃の範囲内、具体的には８００，９００℃，１０００℃において非常に高い降伏比（７５％以上）が得られている。
【００５４】
但し降伏比の最大値はＶが０．３％のときでそれ以上添加した場合、降伏比は低下傾向となる。
また何れの鋼種においても、鍛造温度が１１００℃以上になると降伏比は極端に低下する。
【００５５】
次に図５は、ＮｂとＶとを複合添加した場合（表１中Ｌ，Ｍ，Ｎ）のＶ添加量及び鍛造温度と降伏比との関係を表わしている。
図５の結果に表われているように、ＮｂとＶとを複合添加したものは、Ｖを単独で添加したものに比べて１１００℃の高温で鍛造加工を行った場合でも高い降伏比が得られている。但し更に高温の１２００℃で鍛造を行った場合、十分な降伏比は得られていない。
【００５６】
以上から分かるように本発明においてＶを単独で添加した場合、鍛造温度の望ましい上限値は１０５０℃であり、またＮｂとＶとを複合添加した場合、鍛造温度の望ましい上限値は１１００℃である。
【００５７】
尚、図４及び図５において鍛造温度が１０００℃以下の場合には図１（Ａ）のプロセス１に従って処理を行った。また鍛造温度が１０００℃を超える場合については図１（Ｂ）のプロセス２に従って処理を行った。
【００５８】
次に快削成分の添加による影響を見るため、表２に示す化学組成の合金を図１（Ａ）のプロセス１に従って処理し、引張試験及びシャルピー衝撃試験を実施した。
快削成分の添加量（Ｓ＋Ｐｂ＋２×Ｂｉ量）と降伏比の関係が図６に、また快削成分の添加量と衝撃値との関係が図７にそれぞれ示してある。
【００５９】
【表２】
1998235447.tif 000004
【００６０】
これらの結果から、快削成分を通常レベルで添加しても降伏比及び衝撃値に対してそれほど大きな影響はなく、従って鋼の特性を特に損なわないで快削成分の添加により被削性を効果的に高め得ることが分かる。
【００６１】
［実施例２］
次に表４に示す試作条件の下で、図８に示す自動車エンジン用コネクティングロッド１０を試作した。尚コネクティングロッド１０のＩ−断面形状は、引張試験片（３ｍｍφ×３０ｍｍ（平行部）つかみ部Ｍ５）及び衝撃試験片が取り出せるように、Ｒ部を実際の形状よりも小さくし、厚みが５ｍｍ以上となるようにした。
【００６２】
【表５】
1998235447.tif 000005
【００６３】
引張試験及び衝撃試験の結果を図９及び図１０に示している。これらの図の結果から、鋼種Ｈを鍛造開始温度９００℃で鍛造した水準（１）は、通常の熱間鍛造を行う他水準のものと比較して明らかに降伏強度（降伏比），靱性において優れていること、また水準（１）のものは衝撃値が目標値５０Ｊ・ｃｍ−２以上であるのに対し、水準（２）及び水準（３）のものは衝撃値が５０Ｊ・ｃｍ−２以下となっていることが分かる。
【００６４】
降伏強度，靱性が高ければ自ずと疲労強度も高くなり、コネクティングロッドのみならずその他の部品の軽量化，小型化に大きく寄与することができる。
【００６５】
以上本発明の実施例を詳述したがこれはあくまで一例示であり、本発明はその主旨を逸脱しない範囲において種々変更を加えた態様で実施可能である。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の実施例において採用した鍛造品の製造プロセスのパターン例を示す図である。
【図２】本発明の実施例において得られたマンガン当量とフェライト粒度番号との関係を表わす図である。
【図３】本発明の実施例において得られたマンガン当量と硬さとの関係を表わす図である。
【図４】本発明の実施例において得られたＶ添加量及び鍛造温度と降伏比との関係を表わす図である。
【図５】本発明の実施例において得られたＮｂとＶとを複合添加した場合のＶ添加量及び鍛造温度と降伏比との関係を表わす図である。
【図６】快削成分の添加による降伏比への影響を表わす図である。
【図７】快削成分の添加による靱性への影響を表わす図である。
【図８】本発明の他の実施例において試作したコネクティングロッド（コンロッド）の形状を示す図である。
【図９】図８のコネクティングロッドから採取した試料について引張試験を行った結果を表わす図である。
【図１０】図８のコネクティングロッドから採取した試料について行った衝撃値の結果を表わす図である。
【符号の説明】
１０  コネクティングロッド