(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量%で、
Ｃ  ：０．０５％以下、
Ｓｉ：０．１〜２．０％、
Ｍｎ：０．１〜０．６％、
Ｐ  ：０．０１％以下、
Ｓ  ：０．００５〜０．０３％、
Ｃｕ：０．３〜２．０％、
Ｎｉ：０．３〜２．０％、
Ｎ  ：０．００１〜０．００５％、
Ｏ  ：０．００６％以下
を含有し、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００２〜０．０５％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％のうち何れか１種又は２種以上を含有し、
残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする高強度機械構造用棒鋼及び線材。
【請求項２】
さらに、質量％で
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、
Ｚｒ：０．０００１〜０．０１％
Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、
Ｔｅ：０．０００１〜０．０１％
のうち何れか１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度機械構造用棒鋼及び線材。
【請求項３】
質量%で、
Ｃ  ：０．０５％以下、
Ｓｉ：０．１〜２．０％、
Ｍｎ：０．１〜０．６％、
Ｐ  ：０．０１％以下、
Ｓ  ：０．００５〜０．０３％、
Ｃｕ：０．３〜２．０％、
Ｎｉ：０．３〜２．０％、
Ｎ  ：０．００１〜０．００５％、
Ｏ  ：０．００６％以下
を含有し、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００２〜０．０５％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％のうち何れか１種又は２種以上を含有し、
残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、引張強さが５００ＭＰａ以上であることを特徴とする高強度熱間鍛造部品。
【請求項４】
さらに、質量%で、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、
Ｚｒ：０．０００１〜０．０１％
Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、
Ｔｅ：０．０００１〜０．０１％
のうち何れか１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項３記載の高強度熱間鍛造部品。
【請求項５】
請求項１又は請求項２に記載の高強度機械構造用棒鋼又は線材を、９００℃以上に加熱し、次に熱間鍛造し、４００℃以上７００℃以下の温度に再加熱して１０分以上保持することを特徴とする請求項３又は請求項４に記載の高強度熱間鍛造部品の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車や産業機械の電装部品に使用される高強度機械構造用棒鋼及び線材に関し、熱間鍛造や切削での加工性を向上させた高強度機械構造用棒鋼及び線材、これを利用した特に磁気特性と強度を向上させた高強度熱間鍛造部品及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車や産業機械に実装される電磁ブレーキやソレノイド等、磁力を介して駆動する電装部品に用いられる鋼部材は、磁束密度や透磁率、あるいは保磁力や鉄損などの磁気特性を向上させるために、例えば、炭素含有量が０．０１％以下の低炭素鋼や、Ｓｉ含有量が１．０%以上の珪素鋼などが用いられている。
【０００３】
特に近年において、電装部品の更なる高効率化や軽量化を図る観点から、電装部品の磁気特性と機械的強度の双方を向上させる必要性が高まっていた。また電装部品は、実装すべき自動車等のスペックに応じて、より複雑形状化、大型化する傾向があるところ、かかる電装部品を構成する構造用棒鋼及び線材に対して加工性をより向上させる必要もあった。
【０００４】
一般に鉄鋼材料の磁気特性を向上させるためには不純物元素の低減や、結晶粒径の粗大化、析出物や転位などの格子欠陥の低減が有効であることが知られている。
【０００５】
一方、鉄鋼材料の強度を高めるためには、合金元素量を増加させることによる固溶強化や、結晶粒微細化強化、転位密度を増加させることによる転位強化、析出物を微細分散させることによる析出強化等が知られている。しかし、これら高強度化を図るためのプロセスを実行した場合に、逆に磁気特性を劣化させる可能性もあることから、鋼材の高強度化を図りつつ、磁気特性を向上させるのは容易ではない。
【０００６】
また、複雑な部品形状に成型されることが多い機械構造用鋼は、優れた熱間加工性や切削性が要求される。しかしながら、磁気特性を向上させるべく高Ｓｉ化や低炭素化させた場合に、逆にこの熱間加工性や切削性が劣化してしまう。従って、この加工性と磁気特性の両立も重要な課題となる。
【０００７】
特許文献１には熱間鍛造性、磁気特性および被削性に優れた軟磁性鋼材が提案されている。この軟磁性材料は、所定サイズの硫化物を所定の密度で分散析出させることと、巨大な酸化物の発生を抑制することの有効性が反映された組成となっている。即ち、この軟磁性材料は、フェライト結晶粒内に、平均粒径が０．５〜２μｍの硫化物を１〜１０個／１００μｍ２の割合で析出させるとともに、平均粒径が１０μｍを超える酸化物を２００個／４ｇ以下とすることにより、被削性を向上させるとともに、磁気特性の低下を抑制している。
【０００８】
しかしながら、特許文献１記載の鋼材は、機械構造部品として使用するには強度が低いという問題点があった。
【０００９】
強度が高く鉄損が低い鋼線として特許文献２、及び特許文献３が提案されている。特許文献２、３記載の鋼線では、伸縮加工性を阻害せずに強度を高めることができ、かつヒステリシス損を低減すべく、ＣとＳｉの含有量を最適化するとともに、ＣをＳｉに対して所定の量以上添加し、或いはＳｉをＣに対して所定の量以上添加する。
【００１０】
しかしながら、これら特許文献２、３記載の鋼線は、用途が送電線用ケーブルのＡｌ導線を補強するために使用される鋼撚線素材であり、熱間鍛造性や切削性が低いという問題点があった。
【００１１】
以上のように、磁気特性と機械的強度、熱間鍛造性、及び切削加工性のいずれの特性も優れた機械構造用鋼を提案する必要があった。
【特許文献１】特開２００５−１１３２２２号公報
【特許文献２】特開平１０―１１０２１６号公報
【特許文献３】特開平１０−１１０２４６号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
そこで、本発明は、上述した問題点に鑑みて案出されたものであり、その目的とするところは、熱間鍛造性と切削加工性に優れた高強度機械構造用棒鋼及び線材、並びにこれを利用した優れた磁気特性と高い機械的強度を有した高強度熱間鍛造部品及びその製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
本発明者は、上記した課題を解決するために、熱間鍛造性、切削加工性、磁気特性、強度に及ぼす鋼材成分と熱履歴の影響を調査し、これらの相反する諸特性を両立するためには、下記(a)〜(d)が有効であることを見出して本発明を完成した。
(a)鋼中に特定の量のＣｕを添加し、熱間鍛造時の加熱の際にＣｕを固溶状態として、熱間鍛造や切削により部品形状に成型後、再加熱処理行い、微細なＣｕ粒子を析出させる。
(b)鋼中に特定の量のＳとＭｎを添加する。
(c)鋼中に特定の量のNと、特定の量のＡｌ，Ｔｉ、Ｚｒを添加し、AlN、TiN、ZrNなどの窒化物を析出させる。
(d)鋼中の酸素含有量を特定の量として、Ｍｇ、Ｃａ、Ｚｒ、Ｔｅを添加し、硬質でかつ粗大な酸化物の生成を抑制する。
【００１４】
即ち、請求項１に係る高強度機械構造用棒鋼及び線材は、質量%で、Ｃ  ：０．０５％以下、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：０．１〜０．６％、Ｐ  ：０．０１％以下、Ｓ  ：０．００５〜０．０３％、Ｃｕ：０．３〜２．０％、Ｎｉ：０．３〜２．０％、Ｎ  ：０．００１〜０．００５％、Ｏ  ：０．００６％以下を含有し、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００２〜０．０５％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％のうち何れか１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする。
【００１５】
また、請求項２に係る高強度機械構造用棒鋼及び線材は、請求項１に記載の高強度機械構造用棒鋼及び線材において、さらに、質量％で、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、Ｚｒ：０．０００１〜０．０１％、Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、Ｔｅ：０．０００１〜０．０１％のうち何れか１種又は２種以上を含有することを特徴とする。
【００１６】
また、請求項３に係る高強度熱間鍛造部品は、質量%で、Ｃ  ：０．０５％以下、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：０．１〜０．６％、Ｐ  ：０．０１％以下、Ｓ  ：０．００５〜０．０３％、Ｃｕ：０．３〜２．０％、Ｎｉ：０．３〜２．０％、Ｎ  ：０．００１〜０．００５％、Ｏ  ：０．００６％以下を含有し、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００２〜０．０５％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％のうち何れか１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、引張強さが５００ＭＰａ以上であることを特徴とする。
【００１７】
また、請求項４に係る高強度熱間鍛造部品は、さらに、質量%で、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、Ｚｒ：０．０００１〜０．０１％、Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、Ｔｅ：０．０００１〜０．０１％のうち何れか１種または２種以上を含有することを特徴とする。
【００１８】
また請求項５に係る高強度熱間鍛造部品の製造方法は、請求項３又は請求項４に記載の高強度熱間鍛造部品の製造方法において、請求項１又は請求項２に記載の高強度機械構造用棒鋼又は線材を、９００℃以上に加熱し、次に熱間鍛造し、４００℃以上７００℃以下の温度に再加熱して１０分以上保持することを特徴とする。
【発明の効果】
【００１９】
本発明によれば、熱間鍛造性と切削加工性に優れ、かつ優れた磁気特性と高い強度をもつ鋼製部品に用いられる機械構造用棒鋼及び線材、及び磁気特性に優れた高強度熱間鍛造部品を提供可能であり、電装機械部品の高効率化や軽量化に寄与し、産業上極めて大きな効果を有する。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２０】
以下、本発明を実施するための最良の形態として、磁気特性に優れた高強度機械構造用棒鋼及び線材、並びにその製造方法につき、詳細に説明をする。以下、組成における質量％は、単に％と記載する。
【００２１】
先ず、本発明を適用した高強度機械構造用棒鋼及び線材では、磁気特性、機械的強度、熱間鍛造性、切削加工性を向上させるべく、以下のコンセプトに基づいて材料設計を行った。
一般に、機械構造用鋼は、複雑な形状に加工されるため、成型時には軟質で加工性に優れ、最終部品では強度を確保する必要がある。因みに、鋼の強化機構としてよく知られている固溶強化、結晶粒微細化強化、転位強化、析出強化は、一般に磁束密度や透磁率などの磁気特性を劣化させる特徴があることが知られている。本発明者は、構造用電装部品として必要な強度、磁気特性を満たすには、これらの強化機構のうち特に析出強化に着目して、各種析出物の強化能と磁気特性を調査した。鉄鋼材料の析出強化に有効な粒子として炭化物や金属間化合物などが知られているが、Ｃｕを析出強化粒子として利用した場合、セメンタイトの分散強化や転位強化などの他の強化手段と比較して透磁率や磁束密度の低下が顕著に少ないことを見出した。また、この強度と磁気特性を両立するためには、熱間鍛造の加熱の際に、９００℃以上に加熱しＣｕを完全固溶させること、及び鍛造や切削にて成型した後、４００〜７００℃に再加熱することが有効であるとの知見を得た。
【００２２】
また、透磁率や磁束密度は不純物元素を含有すると顕著に低下するため、従来、磁気特性が要求される鋼はＳなどの切削性に有効な元素も極力低減する必要があった。しかしながら、この切削加工性は、複雑形状に加工されることが多い機械構造用鋼には欠かせない特性の１つである。切削加工性と磁気特性を両立するためには、ＳとＭｎの添加が有効であることを見出した。
【００２３】
結晶粒径の粗大化は、透磁率の向上、保磁力や鉄損の低減に有効であることから、一般に磁気特性が要求される鋼は、ピン止め粒子となって結晶粒を細粒化する窒化物、炭化物などの生成を抑制させる必要がある。しかしながら、機械構造部品は強度や衝撃特性に加えて、成型時の加工性の確保が必要であることから、結晶粒径の著しい粗大化は望ましくない。このため、磁気特性と強度、衝撃特性、及び加工性の両立を達成するためには、N含有量と窒化物の形態の制御が有効であることを見出した。即ち、ＡｌＮ、あるいはＴｉＮ、あるいはＺｒＮの形態で窒化物を析出させ、固溶Ｎを極力低減することが有効である。
【００２４】
また、優れた磁気特性を有しつつ、更に切削加工性を向上させるためには酸化物の制御が必要である。一般に磁気特性を向上させるには、炭素濃度の低減が有効であるが、低炭素化は鋼中のフリー酸素濃度を増加させ、酸化物の量が増加する。鋼中の硬質でかつ粗大な酸化物は切削工具の磨耗を促進し切削加工性を低下させる。これを解決するため、Ｍｇ、Ｃａ、Ｚｒ、Ｔｅの１種または２種以上を添加させることにより、酸化物形態をＡｌ２Ｏ３から、Ｍｇ、Ｃａ、Ｚｒ、Ｔｅなどを含んだ複合酸化物の形態とすることにより、酸化物の硬さとサイズを低下させることが可能となり、切削加工性と磁気特性が両立可能であることを見出した。
【００２５】
次に、本発明を適用した高強度機械構造用棒鋼及び線材の化学成分を限定した理由について説明をする。
【００２６】
Ｃは、鋼の焼き入れ性と強度の制御に有効な元素であり、添加量を低減するほど強度は低下し、延性は向上する。Ｃは、０．０５％を超えて含有させると磁気時効を起こし、磁気特性を劣化させるため、０．０５％以下に制限した。下限は特に限定しない。
【００２７】
Ｓｉは、鋼の固有抵抗を高めて渦電流を減らすことにより、透磁率や鉄損を改善する。このＳｉは、母材の強度上昇に寄与する元素であり、さらに脱酸元素としても有効である。このＳｉを２．０％を超えて含有させると、熱間変形抵抗が増加し、熱間鍛造の際の金型負荷が増大し、切削加工性が劣化するとともに、磁束密度の低下も著しくなる。従って、Ｓｉの上限を２．０％とした。一方、磁束密度の面からはＳｉ含有量の低減が有効であるが、０．１％未満では脱酸効果が低下し、粗大な酸化物が生成し破壊特性や切削加工性が低下するため、下限を０．１％とした。
【００２８】
Ｍｎは、母材の強度を上昇させるとともに、Ｓによる熱間割れを防止し、さらに結晶粒を微細化する有用な元素である。また、ＭｎＳを生成することにより被削性を向上させる。またＭｎは、Ｓｉと同様に固有抵抗を高め渦電流損失を低減させ、または硫化物を粗大化させ結晶粒成長を促進することで鉄損を低減させる目的においても添加される。Ｍｎの含有量が０．１％未満では、ＦｅＳが生成し、熱間鍛造性を劣化させるため下限を０．１％とした。また、このＭｎを過剰に添加すると磁束密度を低下させ、ひいては鋼棒全体の磁気特性を劣化させるため上限を０．６％とした。なお、上述したＦｅＳの生成を防止するためには、ＭｎとＳの添加量の比、Ｍｎ/Ｓが２０以上となるようにＭｎとＳの添加量を調整することが望ましい。
【００２９】
Ｐは、鋼中に不可避不純物として含有する元素であり、意図的に添加する元素ではない。このＰは、粒界に偏析して衝撃特性を劣化させるとともに、鍛造性や磁気特性も劣化させるため、０．０１％以下に制限した。下限は特に限定しない。
【００３０】
Ｓは、ＭｎＳなどの硫化物系介在物を形成し、切削加工性を向上させる。含有量が０．００５％未満では硫化物の量が不足し、切削加工性が劣化するため下限を０．００５％とした。また、０．０３％を超えて添加すると磁気特性や靭性が低下するため、上限を０．０３％とした。
【００３１】
Ｃｕは、焼入れ性の向上に有効であり、またパーライト組織中のフェライトに固溶し、固溶強化によりパーライト組織の硬度（強度）や疲労強度を向上させる元素である。また、Ｃｕは、時効熱処理により、金属Ｃｕを微細析出して強度の向上に有効な元素であり、微細組織の形成の促進や延性の劣化を防止した析出強化を実現することが可能となる。Ｃｕは、機械構造部品として必要な強度を得るために０．３％以上の添加が必要であり、また２．０％を超えて添加すると熱間加工性や磁気特性が低下する。このため、Ｃｕの下限を０．３％とし、上限を２．０％とした。
【００３２】
Ｎｉは、焼入れ性の向上や低温靭性の向上に有効な元素である。また、このＮｉは、Ｃｕによる熱延時の表面荒れ（Ｃｕヘゲ）を有効に防止すべく添加される。この様な表面疵の防止効果を発現させるには、Ｃｕ含有量にもよるが、０．３％以上のＮｉを含有させればよいという知見が得られているため、下限を０．３％とした。また、２．０％を超えて添加すると、磁気特性が劣化するため上限を２．０％とした。
【００３３】
Ｎは、窒化物形成元素であるＡｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ等と窒化物ＡｌＮ、ＴｉＮ、ＮｂＮを形成してオーステナイト粒の粗大化の抑制し、ひいては、加工性や衝撃特性を向上させる。このＮでは、含有量が０．００１％未満では十分な量の窒化物が生成せず、粗大粒が生成し機械構造部品としての加工性や衝撃特性が低下するため、下限を０．００１％とした。また、このＮにおいて、０．００５％を超えて添加すると磁気特性を劣化するため、上限を０．００５％とした。
【００３４】
Ｏは、ＡｌやＴｉなどの脱酸元素と結合し酸化物を形成する。Oの含有量が０．００６％を超えると粗大でかつ硬質な酸化物を形成し切削加工性を劣化させるとともに、衝撃特性や疲労特性などの破壊特性を劣化させるため０．００６以下に制限した。O含有量の低減は切削加工性や破壊特性に有効であるため、下限は特に限定しない。
【００３５】
Ａｌ，Ｔｉ、Ｎｂは、1種または２種以上を添加する。これらの元素は窒化物を生成させ結晶粒径を制御し、機械構造部品として必要な靭性を得るため、及び鋼中の固溶Ｎ量を低減して磁気特性を向上させるために添加する。
【００３６】
Ａｌは、強力な脱酸元素であり、脱酸と鋼の清浄化に寄与するとともに、ＡｌＮを析出させ固溶Ｎを固定し、磁気特性を向上させる。また、このＡｌは、加熱時におけるオーステナイト粒成長を抑制することによって結晶粒径を微細化する上でも有用な元素である。このＡｌの含有量が０．００５％未満では固溶Ｎの低減が不十分であり、磁気特性が劣化するとともにＡｌＮの量も不足し結晶粒が粗大化し加工性や衝撃特性が低下するため下限を０．００５％とした。また０．１％を超えて添加すると切削加工性が劣化するため、上限を０．１％とした。
【００３７】
Ｔi は、Ｃや不可避不純物として混入する固溶Ｎとの親和力が強く、これらと結合してＴｉＣ、ＴｉＮを作り出す。これらＴｉＣ、ＴｉＮは、結晶粒径の粗大化を抑制し、組織の微細化を図る。Ｔｉの含有量が０．００２％未満では固溶Ｎの低減が不十分であり、磁気特性が劣化するとともにＴｉＮの量も不足し結晶粒径が粗大化し加工性や衝撃特性が低下するため下限を０．００２％とした。また０．０５％以上添加するとＴｉＣが析出し磁気特性を劣化させるため上限を０．０５％とした。
【００３８】
Ｎｂは、その含有量が０．００５％未満では固溶Ｎの低減が不十分であり、磁気特性が劣化するとともにＮｂＮの量も不足し結晶粒径が粗大化し加工性や衝撃特性が低下するため下限を０．００５％とした。また０．1％以上添加するとＮｂＣが析出し磁気特性を劣化させるため上限を０．1％とした。
【００３９】
本願発明鋼は、ＭｎとＳを添加することにより優れた切削加工性を有しているが、さらに切削加工性を向上させる必要がある場合には、特定の量のＭｇ、Ｚｒ、Ｃａ、Ｔｅの１種または２種以上を添加するようにしてもよい。一般に、炭素含有量が低い鋼では、鋼中の酸素濃度が高くなり酸化物の量が増加する。Ａｌ２Ｏ３などの硬質でサイズの大きい酸化物は切削加工性を劣化させるため、これらの強脱酸元素を添加することで軟質な複合酸化物に改質され、また酸化物のサイズを微細化することにより切削加工性が向上する。
Ｍｇは、ＭｇＯやＭｇＡｌ２Ｏ４などの酸化物を形成する。これらのＭｇ系酸化物は、高温状態でも非常に安定であり、熱間鍛造の際の結晶粒の粗大化を抑制する。即ち、結晶粒を微細化させることにより、鋼の強度及び靭性向上に寄与する。また、これらのＭｇ系酸化物は、Ａｌ２Ｏ３等、他の酸化物と比べ、極めて微細なサイズとなるため、切削加工の際に工具磨耗を改善する効果がある。Ｍｇの含有量が０．０００１％未満では効果がなく、０．０１％を超えて添加すると粗大な酸化物が生成し加工性及び疲労強度が低下する。このため、このＭｇの下限を０．０００１％とし、上限を０．０１％とした。
【００４０】
Ｚｒは、ＣａＯやＴｉ２Ｏ３などの酸化物を微細化させることにより、切削加工性や母材の靭性を向上させる効果がある。ただし、Ｚｒの添加量が０．０００１％未満では、切削加工性や靭性向上の効果が認められず、０．０１％を越えて添加すると粗大な（Ｚｒ，Ｘ）ＳやＺｒ（ＣＮ）を形成し、Ｚｒによる酸化物や硫化物の微細化効果が減少するだけでなく破壊特性を劣化させる。このため、このＺｒの下限を０．０００１％とし、上限を０．０１％とした。
【００４１】
Ｃａは、ＣａＯやＡｌ、Ｓｉ、Ｍｎなどとの複合酸化物を生成する。これらの酸化物は軟質なため被削性を向上させる。０．０００１％未満ではその効果は顕著ではなく、０．０１％以上添加すると粗大な酸化物を生成し破壊特性を劣化させる。このため、このＣａの下限を０．０００１％とし、上限を０．０１％とした。
【００４２】
ＴｅもＣａと同様に軟質酸化物を生成し、被削性を向上させる。０．０００１％未満では効果がなく、０．０１％を超えると熱間圧延の際の表面傷の原因となったり、衝撃特性を劣化させる。このため、このＴｅの下限を０．０００１％とし、上限を０．０１％とした。
【００４３】
なお、本発明を適用した高強度機械構造用棒鋼及び線材において、残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物からなる。
【００４４】
棒鋼及び線材の製造は通常の方法で行えばよい。例えば、高炉-転炉法に基づいて、高炉で鉄鉱石をコークスで還元、溶解して銑鉄を作り、転炉で酸素を吹き込み成分調整して粗鋼を作り、これを熱間圧延することにより製造してもよい。また、電気炉法に基づいて鉄スクラップを電気炉の中で電力を用いて溶かして粗鋼を作り、これを熱間圧延することにより製造してもよい。さらに、真空溶解炉などで鋼を溶製し、これを熱間圧延することにより製造するようにしてもよい。熱間圧延素材のビレットは、連続鋳造で製造してもよく、或いは鋼塊に鋳造してから分塊圧延で製造してもよい。ちなみに棒鋼、線材への加工は熱間鍛造で行ってもよい。
【００４５】
次に、本発明の高強度熱間鍛造部品において引張強さを５００ＭＰａ以上に限定した理由を説明する。
【００４６】
本発明の熱間鍛造部品は機械構造用途に使用できる強度をもつ必要がある。一例としてJIS  G  3123には機械構造用に用いられるみがき棒鋼の強度を規定しているが、径５から２０mmのサイズのSGD400-Dでは引張強さ５００〜８５０ＭＰａと規定されている。このため、高強度機械構造用途に使用するためには、引張強さは５００ＭＰａ以上が必要となるところ、本発明を適用した熱間鍛造部品の引張強さの下限を５００ＭＰａとした。なお、本発明はみがき棒鋼に限定するものではない。
【００４７】
次に、本発明の高強度熱間鍛造部品の製造方法について詳細に説明をする。
【００４８】
熱間鍛造部品の製造は、棒鋼、または線材を９００℃以上に加熱して熱間鍛造する。加熱温度が９００℃未満であると熱間変形抵抗が増加し金型寿命が低下するだけでなく、未溶解のＣｕが残存し析出強化が不十分となり強度が低下するため、下限温度を９００℃とすることで、Ｃｕを完全固溶させることとした。
【００４９】
冷却後に必要に応じて切削加工や、冷間鍛造、引き抜き、転造などの冷間加工を行い、部品形状に加工する。その後、再加熱して時効処理を行う。加熱温度が４００℃未満ではＣｕの析出が不十分となり、強度が不足する。また７００℃を超えると過時効となり強度が低下する。また加熱保持時間が１０分未満の場合には、析出強化の効果が不十分であり強度が低くなるため、再加熱処理の条件を、４００℃以上７００℃以下の温度にて１０分以上保持することとした。
【００５０】
以上の製造方法により、Ｃｕを析出強化粒子として有効に作用させることが可能となり、透磁率や磁束密度の低下を防止しつつ、析出強化させることが可能となり、高強度熱間鍛造部品の引張強さを５００ＭＰａ以上とすることができる。
【実施例】
【００５１】
表１に記載の成分からなる供試鋼を、φ４０に熱間圧延して棒鋼を製造した。
【００５２】
【表１】
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【００５３】
鋼種１〜１７は、本発明を適用した高強度機械構造用棒鋼の例である。鋼種１〜９は、請求項１に記載の化学成分からなる高強度機械構造用棒鋼を、また鋼種１０〜１７は、請求項２に記載の化学成分からなる高強度機械構造用棒鋼を示している。また、鋼種１８は、Ｃの含有率を、また鋼種１９はＳｉとＳの含有率を、また鋼種２０、２１は、Ｍｎの含有率を、また鋼種２２、２３は、Ｓの含有率を、本発明において限定した化学成分から逸脱させている。また、鋼種２４、２５はＣｕ並びにＮｉの含有率を、鋼種２６はＮの含有率を、鋼種２７はＯの含有率を、さらに鋼種２８はＡｌ、Ｔｉ、Ｎｂの含有率を、鋼種２９は、Ｃ、Ｍｎ、Ｐの含有率を、本発明において限定した化学成分から逸脱させている。
【００５４】
各圧延材から熱間加工性を評価する目的で、熱間据え込み試験片を作製し、熱間変形抵抗、及び熱間延性の評価に供した。また、圧延材を１２５０℃に加熱してφ２０に熱間鍛造した。熱間鍛造材よりドリル試験片を作製し切削試験に供した。さらに一部の鋼種は熱間鍛造材を６００℃に３０分間加熱し、磁気特性および引張強さの評価に供した。
【００５５】
熱間変形抵抗と熱間延性の評価には直径２０ｍｍ高さ３０ｍｍの据え込み試験片を作製し、所定の温度まで加熱し、所定の圧縮率になるまで加工し、熱間変形抵抗を評価した。熱間延性は加熱温度を９５０℃として、割れが発生するまで圧縮率を増加し、割れが発生した圧縮率を熱間限界ひずみとして評価した。熱間据え込み試験では、圧縮率が約８０〜８５％程度で評価限界となるため、今回は８３％まで加工して割れない場合には熱間延性が優れると判定した。
【００５６】
切削加工性はト゛リル穿孔試験で評価した。φ３のドリルを使用して種々の切削速度で折損するまで加工して、累積穴深さ１０００ｍｍまで切削可能な最高速度をVL１０００として評価した。
【００５７】
磁気特性は外径φ１６、内径φ１０、厚み３ｍｍのリング型試験片を作製し、５０００A/ｍの磁界印加の時の磁束密度Ｂ50と最大透磁率を評価した。
【００５８】
表２は、加熱温度１０００℃、圧縮率５０％の条件で測定した熱間変形抵抗、加熱温度９５０℃にて測定した熱間限界歪み、鍛造後のサンプルを用いて評価したＶＬ１０００を示す。
【００５９】
【表２】
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【００６０】
熱間変形抵抗は合金元素含有量が高い鋼種で劣化する傾向が認められるが、Ｓｉ含有量が本願発明の範囲を超える鋼種１９では著しく増加する。
熱間限界歪みは本願発明の範囲内である鋼種１から鋼種１７はいずれも８３％以上であるのに対して、Ｓｉの含有量が本願発明の範囲を超える鋼種１９、Ｍｎの含有量が本願発明範囲に未満である鋼種２０、Ｓの含有量が本願発明範囲を超える鋼種２３、Ｃｕ及びＮｉの含有量が本願発明範囲を超える鋼種２５、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂの含有量が本願発明範囲を超える鋼種２８は、いずれも７７％未満の加工で割れの発生が認められた。
【００６１】
ドリル寿命はＳ含有量が本願発明の下限に満たない鋼種１９、及び鋼種２２では著しく劣り、ドリル穿孔試験開始直後にドリルが折損し、ＶＬ１０００は測定不能であった。またO含有量が本願発明を超える鋼種２７、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂの含有量が外れる鋼種２８も、切削加工性が著しく低かった。
【００６２】
表３は熱間鍛造後に、６００℃にて３０分、再加熱した後の、引張強さ、最大磁束密度、最大透磁率を示す。
【００６３】
【表３】
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【００６４】
引張強さはＣｕの含有量が本願発明の下限未満である鋼種２１、及び鋼種２４では著しく低く、５００ＭＰａに満たない。かかる鋼種２１、２４では、Ｃｕの析出量が不十分であるため、微細組織の形成の促進や延性の劣化を抑制した析出強化が実現できず、本発明における課題の１つである機械的特性が得られなくなることを意味している。
【００６５】
最大磁束密度は合金元素量が高い鋼種では劣化する傾向が認められ、Ｃ含有量が本願発明の上限を超える鋼種１８では、磁気時効を起こし、磁気特性を劣化していることが示されている。また鋼種２９では、磁気時効に加えて、過剰なＭｎの含有量に基づく磁束密度の低下、過剰なＰの含有量に基づく磁気特性の劣化により、最大磁束密度が１．５８（Ｔ）と低くなる。さらに、Ｃｕ及びＮｉの含有量が本願発明の範囲を超える鋼種２５においても、磁気特性が劣化し、最大磁束密度が１．５３（Ｔ）と低くなる。なお、切削加工性、及び強度が著しく低い鋼種１９、鋼種２１、鋼種２２、鋼種２４は測定対象から除外した。
【００６６】
最大透磁率はＣ含有量が本願発明の上限を超える鋼２９、Ｎ含有量が本願発明の上限を超える鋼種２６は著しく低い。
【００６７】
表４は、本発明を適用した熱間鍛造部品の製造方法に関する実施例である。
【００６８】
【表４】
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【００６９】
この熱間鍛造部品の化学成分は、上述した高強度機械構造用棒鋼と同一である。φ４０の熱間圧延材を表４記載の各熱間鍛造温度でφ２０に熱間鍛造して、その後、表中に記載の再加熱温度、再加熱保持時間で再加熱し、引張強さ、最大磁束密度、最大透磁率を測定した。この製造方法に関する実験的検討においては、鋼種２、１０、１３の化学成分からなる鋼を利用し、鋼種２については、Ｎｏ１〜Ｎｏ３に示す製造条件で、また、鋼種１０については、Ｎｏ４〜Ｎｏ７に示す製造条件で、さらに鋼種１３については、Ｎｏ８〜Ｎｏ１０に示す製造条件で製造する。ちなみに、Ｎｏ１〜Ｎｏ３に示す製造条件では、再加熱保持時間を、それぞれ３分、１０分、３０分と互いに異ならせ、Ｎｏ４〜Ｎｏ７に示す製造条件では、再加熱温度を３００、４００、７００、８００℃と異ならせている。さらに、Ｎｏ８〜Ｎｏ１０では、熱間鍛造温度を１２５０℃、９００℃、７００℃と互いに異ならせている。
【００７０】
製造した鋼の各種特性を測定した結果、再加熱保持時間が本願発明の下限未満であるＮｏ１では引張強さが低下していることが示されている。また再加熱温度が本願発明の下限未満であるNo４、及び上限を超えるNo.７では引張強さが低く、いずれも５００ＭＰａ未満であり、さらに熱間鍛造温度が本願発明の下限未満であるNo１０でも引張強さが低くなることが示されている。
【００７１】
即ち、上述した測定結果から、鋼の強度と磁気特性を両立するためには、９００℃以上に加熱し、次に熱間鍛造し、４００℃以上７００℃以下の温度に再加熱して１０分以上保持することが有効であることが分かった。
【００７２】
表５は鋼種９を用いて種々の温度で熱間変形抵抗を測定した結果を示している。この表５に示されている熱間変形抵抗は、直径２０ｍｍ高さ３０ｍｍの圧縮試験片を所定の温度に加熱し５０％圧縮したときの値である。加熱温度は、Ｎｏ１１に示す条件では、加熱温度を１０００℃とし、Ｎｏ１２に示す条件では、加熱温度を９００℃とし、さらにＮｏ１３に示す条件では、加熱温度を８００℃としている。その結果、本願発明下限未満であるNo１３では急激に変形抵抗が増加することがわかる。
【００７３】
【表５】
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【００７４】
以上のより本願発明の成分範囲を満たす鋼は熱間鍛造性及び切削加工性に優れ、かつ熱処理後には高い強度と優れた磁気特性を有し、従来、困難であった加工性と強度、及び磁気特性の両立が可能である。