(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．２０〜０．３０質量％、Ｓｉ：０．０３〜１．５０質量％、Ｍｎ：０．３０〜１．００質量％、Ｃｒ：０．３０〜２．５０質量％、Ａｌ：０．０２５〜０．１００質量％、Ｎ：０．０１２０〜０．０１８０質量％、Ｎｂ：０．０５〜０．１０質量％、Ｍｏ：０〜０．８０質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼材から、浸炭用鍛造材を製造する方法であって、
前記鋼材を加熱温度１３００℃以上に加熱し、Ｎｂを固溶させた後に圧延する圧延工程と、
前記圧延工程後の鋼材を加熱温度９５０〜１０５０℃の範囲の加熱条件で加熱する加熱工程と、
前記加熱工程後の加熱された状態の鋼材を、９５０〜１０４０℃の範囲の加熱条件で熱間鍛造する鍛造工程と、
前記鍛造工程後の冷却途中において、９５０〜９７０℃の温度範囲の通過時間が１分以上となる条件で、前記鋼材を冷却または保持することにより、鋼中にＮｂ炭窒化物を析出させるＮｂ析出工程と、
前記Ｎｂ析出工程後の冷却途中において、７３０〜８７０℃の温度範囲の通過時間が１０分以上となる条件で、前記鋼材を冷却または保持することにより、鋼中にフェライト相を析出させるフェライト析出工程と、
前記フェライト析出工程後の鋼材を、室温まで冷却する冷却工程と、を含むことを特徴とする浸炭用鍛造材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は鋼材から熱間鍛造により鍛造材を製造する方法に係り、高温条件下で減圧浸炭処理に好適な浸炭用鍛造材の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来から、自動車等、建設車両、建設機器等に使用される歯車やシャフト等の鋼材からなる動力伝達部材は、耐摩耗性と高靭性が同時に要求されるため、鋼材を熱間鍛造して、鍛造材とした後、浸炭処理が施されている。一方、従来の浸炭処理は、非常に長時間の処理を必要としていた。そのため、処理コスト低減の観点から浸炭温度を高温化する処理が検討されてきた。しかし、処理温度を高温化すると、結晶粒の異常粒成長が生じやすくなるため、それを防止するための各種製造方法が提案されている。
【０００３】
このような浸炭用鍛造材の製造方法として、たとえば特許文献１には、Ｃ：０．１〜０．３５質量％、Ｓｉ：０．０５〜０．５質量％、Ｍｎ：０．２〜２．０質量％、ＴｉまたはＮｂの１種又は２種：０．１〜０．３質量％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼材を素材とし、熱間鍛造時に加熱温度を１２００℃以上とし、熱間鍛造後７８０℃以上の温度で５分以上の冷却時間を確保した後、７８０〜５００℃を２℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で冷却する浸炭用鍛造材の製造方法が提案されている。
【０００４】
この製造方法により得られた浸炭用鍛造材によれば、１０５０℃程度の高い温度で浸炭処理を行ったとしても、Ｎｂ炭窒化物による粒成長のピン止め効果が発現されるので、結晶粒の異常粒成長を抑制することができる。これにより、得られた鍛造材（浸炭材）の強度低下、および熱処理ひずみのバラツキを抑制することができる。
【０００５】
また、処理温度を高める試み以外に、減圧された炉内に炭化水素ガスを導入することによる減圧浸炭法を適用することと組み合わせて処理時間を短縮する試みも検討されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開２００５−２５６１４２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら、特許文献１に係る製造方法を含め、一般的によく行われている熱間鍛造は、変形抵抗や加工しやすさ等を考慮して１２００℃前後の温度で行うことが普通である。特許文献１においても、熱間鍛造前の加熱を１２００℃以上の条件で行っているため、熱間鍛造時に鋼材のオーステナイト結晶粒がより粗大になってしまう。オーステナイト結晶粒が大きくなると、その後、オーステナイト結晶粒の粒界に析出するフェライト相の析出サイト数が少なくなり、パーライト相の進展領域が大きくなる。これにより、鋼材にパーライト相の割合が増加し、鋼材にベイナイト相が析出しやすくなる。このような結果、浸炭用鍛造材の硬さが高くなり、浸炭処理前に浸炭用鍛造材を所望の寸法に加工しようとしても、その被削性などの加工性が低下する傾向となる。
【０００８】
本発明は、このような点を鑑みてなされたものであり、その目的とするところは、高温条件下で減圧浸炭処理を実施した場合でも異常粒成長を防止する効果を維持しつつ、浸炭処理前の浸炭用鍛造材の加工性を向上させることができる、浸炭用鍛造材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】
【０００９】
前記課題を鑑みて、浸炭用鍛造材の製造方法は、Ｃ：０．２０〜０．３０質量％、Ｓｉ：０．０３〜１．５０質量％、Ｍｎ：０．３０〜１．００質量％、Ｃｒ：０．３０〜２．５０質量％、Ａｌ：０．０２５〜０．１００質量％、Ｎ：０．０１２０〜０．０１８０質量％、Ｎｂ：０．０５〜０．１０質量％、Ｍｏ：０〜０．８０質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼材から、浸炭用鍛造材を製造する方法であって、前記鋼材を加熱温度１３００℃以上に加熱し、Ｎｂを固溶させた後に圧延する圧延工程と、前記圧延工程後の鋼材を加熱温度９５０〜１０５０℃の範囲の加熱条件で加熱する加熱工程と、前記加熱工程後の加熱された状態の鋼材を、９５０〜１０４０℃の範囲の加熱条件で熱間鍛造する鍛造工程と、前記鍛造工程後の冷却途中において、９５０〜９７０℃の温度範囲の通過時間が１分以上となる条件で、前記鋼材を冷却または保持することにより、鋼中にＮｂ炭窒化物を析出させるＮｂ析出工程と、前記Ｎｂ析出工程後の冷却途中において、７３０〜８７０℃の温度範囲の通過時間が１０分以上となる条件で、前記鋼材を冷却または保持することにより、鋼中にフェライト相を析出させるフェライト析出工程と、前記フェライト析出工程後の鋼材を、室温まで冷却する冷却工程と、を含むことを特徴とする。
【００１０】
本発明ではまず、圧延前の加熱時に、鋼材を１３００℃以上に加熱することにより、鋼中にＮｂを十分に固溶した状態とする。これにより、その後のＮｂ析出工程において、オーステナイト結晶粒内およびその粒界に、Ｎｂ炭窒化物を微細かつ多量に分散析出させた状態とすることができる。このような結果、得られた浸炭用鍛造材に対して、１１００℃程度の高温で減圧浸炭処理を行ったとしても、Ｎｂ炭窒化物によるピン止め効果により、オーステナイト結晶粒の異常な粒成長（粗大化）を抑制することができる。これにより、得られた鍛造材（浸炭材）の強度低下、および熱処理ひずみのバラツキを抑制することができる。
【００１１】
なお、Ｎｂを十分に固溶させるのに必要な１３００℃以上の加熱時間は、鋼材のサイズ・加熱炉の仕様・能力によって多少変化するので、条件は事前に加熱テストを行う等により、十分にＮｂが固溶できる範囲でできるだけ短い時間を設定すると、生産性の点から有利である。
【００１２】
また、本発明では、通常の熱間鍛造が１２００℃程度で行われるのと比較して、低めに設定し、その結果鍛造後の鋼材のオーステナイト結晶粒の微細化を図っている。その結果、フェライト析出工程において、オーステナイト結晶粒の粒界に析出するフェライト相の析出サイト数を増加させ、パーライト相の進展領域を制限することができる。これにより、冷却後に得られる鋼材のフェライト相の割合を高め、かつ、鍛造温度が高い場合と比較してパーライト相が増加するのを抑えることができ、得られた浸炭用鍛造材の硬さを、低くすることができる。この結果、浸炭処理前の浸炭用鍛造材の被削性などの加工性を向上させることができる。
【発明の効果】
【００１３】
本発明によれば、浸炭処理前に浸炭用鍛造材の加工性を向上させることができ、たとえば１０５０〜１１００℃程度の高温条件下で減圧浸炭処理を行った場合でも結晶粒の異常粒成長を防止することができる。この結果、浸炭処理時間を大幅に短縮させることができ、コスト低減に寄与できる。
【図面の簡単な説明】
【００１４】
【図１】本実施形態に係る浸炭用鍛造材の製造方法の各工程を説明するための図である。
【図２】（ａ）は、フェライト相の析出を示した図であり、（ｂ）は、フェライト相を起点としたパーライト相の進展を説明するための図である。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
以下の本発明の実施形態に係る鋼材の製造方法を以下に説明する。
【００１６】
１．鋼材の各成分およびその含有率について
本実施形態に係る製造方法に用いる鋼材として、Ｃ：０．２０〜０．３０質量％、Ｓｉ：０．０３〜１．５０質量％、Ｍｎ：０．３０〜１．００質量％、Ｃｒ：０．３０〜２．５０質量％、Ａｌ：０．０２５〜０．１００質量％、Ｎ：０．０１２０〜０．０１８０質量％、Ｎｂ：０．０５〜０．１０質量％、Ｍｏ：０〜０．８０質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼材を準備する。ここで、以下に各元素とその含有率に関して詳述する。
【００１７】
＜Ｃ（炭素）：０．２０〜０．３０質量％＞
Ｃは、浸炭処理によって強化することができない内部の強度（内部硬さ）を確保する元素であり、この効果を得るには、０．２０質量％以上含有させる必要がある。しかし、多量に含有させると内部の靭性が劣化し、さらには本発明を適用しても硬さが２００Ｈｖ超となり、十分な被削性を確保することが困難となるため、上限を０．３０質量％に規定した。
【００１８】
＜Ｓｉ（珪素）：０．０３〜１．５０質量％＞
Ｓｉは、鋼の製造時に脱酸するための元素であり、この効果を得るには、０．０３質量％以上の含有が必要である。しかしながら、Ｓｉを過剰に含有させると靭性の低下、加工性の低下、および浸炭性の低下による浸炭処理後の表面Ｃ濃度の低下等を招くため、上限を１．５０質量％に規定した。
【００１９】
＜Ｍｎ（マンガン）：０．３０〜１．００質量％＞
Ｍｎは、焼入性を高め、部品の内部まで強度を確保する元素であり、この効果を得るには、０．３０質量％以上含有する必要がある。しかしながら、多量に含有させると、浸炭焼入後における残留オーステナイトが増加して、浸炭処理後の硬さが低下し、内部の靭性が劣化するとともに、被削性が低下する原因となるので、上限を１．００質量％に規定した。
【００２０】
＜Ｃｒ（クロム）：０．３０〜２．５０質量％＞
Ｃｒは、焼入性を向上させ内部まで強度を確保するのに必要な元素であり、その効果を得るためには、０．３０質量％以上の含有が必要である。しかしながら、多量に含有させると靭性が劣化するとともに被削性が低下する原因となり、また、浸炭処理時に炭化物が生成して強度が低下する原因となるので、上限を２．５０質量％に規定した。
【００２１】
＜Ａｌ（アルミニウム）：０．０２５〜０．１００質量％＞
Ａｌは、Ｓｉと同様に脱酸に必要な元素であるとともに、ＡｌＮとして存在し、ピン止め効果（ピンニング効果）により、結晶粒が異常成長することを抑制し、浸炭処理後の結晶粒の粗大化を抑制する元素である。この効果を得るために必要なＡｌＮ量を確保するためには、０．０２５質量％以上のＡｌを含有させる必要がある。一方、Ａｌ含有率がある程度高くなると、ピン止め効果が飽和して異常粒成長防止効果は向上せず、その一方で鋼材中に生成されるＡｌ酸化物系介在物が増加して、強度や被削性が損なわれるため、Ａｌ含有率の上限は０．１００質量％とする。
【００２２】
＜Ｎ（窒素）：０．０１２０〜０．０１８０質量％＞
Ｎは上述の通り、ＡｌやＮｂと結合し、ＡｌＮおよびＮｂ炭窒化物となって鋼中に存在し、浸炭処理時に起きる結晶粒の異常成長を防止する元素である。この効果を十分に得るためには、０．０１２０質量％以上のＮを含有させる必要がある。しかしながら、ＡｌＮやＮｂ炭窒化物の析出量には適量があり、Ｎが多過ぎても異常粒成長防止効果が飽和する一方でＡｌ２Ｏ３等の非金属介在物が増加して、かえって疲労強度低下を招くおそれがあるため、上限を０．０１８０質量％に規定した。
【００２３】
＜Ｎｂ（ニオブ）：０．０５〜０．１０質量％＞
Ｎｂは、本発明において最も重要な元素であり、Ｎｂ析出工程以降、Ｎｂ炭窒化物となって鋼中に存在し、高温での浸炭処理における結晶粒の異常成長を防止する元素である。Ｎｂの含有率が低い場合、特に１０５０℃以上の浸炭処理では浸炭処理前に析出していた炭窒化物の一部が固溶し、ピン止め効果に寄与するＮｂ炭窒化物の量が不足して異常粒成長防止効果が十分に得られなくなるので、下限を０．０５質量％とした。一方、多量に含有させると、１３００℃以上の加熱で固溶し難くなるので、上限を０．１０質量％に規定した。
【００２４】
＜Ｍｏ（モリブデン）：０〜０．８０質量％＞
Ｍｏは任意元素であって必ずしも含有させる必要はない。一方、Ｍｏは焼入性向上に有効であるため、鍛造部品の大きさに応じて必要な焼入れ性を確保するために含有することができる。しかしながら、Ｍｏは、添加するために必要な合金鉄の価格が高騰することがあるとともに、他の元素と比べ比較的高価な元素であるため、必要な焼入性を確保できることを条件に添加量は少量とすることが望ましい。また、Ｍｏ含有率が高くなりすぎると靭性および被削性の低下を招くおそれがあるため、Ｍｏを含有させる場合の上限は０．８０質量％とする。
【００２５】
その他、以下の元素を不可避不純物として含有してもよいが多量に含有することは好ましくない。以下詳細に説明する。
【００２６】
＜Ｐ（リン）：０．０３質量％以下＞
Ｐは製造時に混入が避けられない不純物であり、これが過多に含有すると、粒界の強度を低下させ、疲労特性を悪化させる原因となる。従って、本発明では、これを極力低減することが好ましく、その上限を０．０３質量％とするのが好ましい。
【００２７】
＜Ｓ（硫黄）：０．０２５質量％以下＞
ＳはＰと同様に製造時に少量の混入が避けられない不純物であり、例えばＭｎＳ等のような硫化物系介在物となって存在している。しかし、この介在物は、疲労破壊の起点となったり、耐ピッチング性を低下させたり、鋼材の異方性が大きくなる原因となる元素である。従って、本発明では、これを極力低減することが好ましく、その上限を０．０２５質量％とするのが好ましい。
【００２８】
２．鋼材の製造方法について
上述した鋼材を素材として、図１を参照しながら、浸炭用鍛造材の製造方法を説明する。
【００２９】
２−１．圧延工程について
まず、圧延工程前の加熱の際に、上述した成分となるように鋳造された鋼材を、１３００℃以上に加熱した後、鋼材を熱間圧延する。１３００℃以上に加熱し、Ｎｂを固溶させる時間は、鋼材のサイズ・加熱炉の仕様・能力によって多少変化するため、前記したとおり、事前にテストする等し、最適条件を定めれば良い。この加熱により、オーステナイト相に変態させ、変態させたオーステナイト相からなる鉄基地にＮｂが、十分に固溶した状態とすることができる。
【００３０】
これにより、その後のＮｂ析出工程において、Ｎｂ炭窒化物を、オーステナイト結晶粒内およびその粒界に微細かつ多量に析出させた状態とすることができる。この結果、浸炭処理時に、鋼材を１０５０℃以上の高温に加熱したときに、析出したＮｂ炭窒化物によりピン止め効果を十分に発現し、鋼材の結晶粒の異常粒成長を抑制することができる。
【００３１】
ここで、圧延工程における加熱温度が１３００℃未満である場合または加熱時間が充分でない場合には、鋼材のオーステナイト相にＮｂが十分に固溶しないことがあり、一部のＮｂ炭窒化物が残存することがある。通常、残ったＮｂ炭窒化物は析出工程後においても粗大となったままの状態で残存し、このような粗大なＮｂ炭窒化物はピン止め効果に寄与しない。この結果、折角添加したＮｂの効果が十分に得られず、結果的に鋼材を１０５０℃以上の高温で浸炭処理したときに、結晶粒の異常粒成長を防止できなくなる。
【００３２】
２−２．加熱工程について
次に、圧延工程後、一旦室温まで冷却した鋼材を、再度、加熱温度９５０〜１０５０℃の範囲の加熱条件で加熱する。
【００３３】
ここで、加熱工程における加熱温度が９５０℃未満である場合には、後工程の鍛造が、変形抵抗が高くなって難しくなる。一方、加熱工程における加熱温度が１０５０℃を超えると、オーステナイト結晶粒が大きくなり、前記したとおり、鍛造し冷却した後に得られる加工性が低下する。
【００３４】
２−３．鍛造工程について
次に、加熱工程後の加熱された状態の鋼材を、引き続き、加熱温度９５０〜１０４０℃の範囲の加熱条件で熱間鍛造する。これにより、加熱工程時から続くオーステナイト相の再結晶（結晶粒の微細化）に加え、鍛造工程における加工ひずみの導入により、オーステナイト結晶粒の微細化が促進される。
【００３５】
このように加熱工程から鍛造工程までの一連の工程により、オーステナイト結晶粒は従来の１２００℃程度で熱間鍛造する場合と比較してより微細な状態となり、その後の冷却工程まで、変態に拘わらず微細粒の状態が維持される。これにより、図２（ａ）および（ｂ）に示すように、後述するフェライト析出工程において、オーステナイト結晶粒の粒界に析出するフェライト相の析出サイト数を増加させ、その後の、フェライト相を起点としたパーライト相の進展領域を制限することができる。
【００３６】
このような結果、後述する冷却工程後において得られる鋼材のフェライト相の割合を高め、かつ、パーライト相の析出量の増加を抑えることができる。また、パーライト変態の進展速度を高めたため、ベイナイト相などが析出し難い。
【００３７】
ここで、鍛造工程における加熱温度が９５０℃未満である場合には、鋼材の変形抵抗が高くなり、鍛造し難くなる。一方、鍛造工程における加熱温度が１０４０℃を超えた場合には、熱間鍛造によりオーステナイト結晶粒の微細化が十分促進されなくなるおそれがある。
【００３８】
２−４．Ｎｂ析出工程について
次に、鍛造工程後の鋼材を、引き続き冷却する際に、９５０〜９７０℃の温度域での通過時間を１分以上確保することにより、鋼材のオーステナイト結晶粒およびその粒界にＮｂ炭窒化物を析出させる。これにより、微細化されたオーステナイト結晶粒内およびその粒界にＮｂ炭窒化物を微細かつ多量に析出させ、浸炭処理時にオーステナイト結晶粒の異常粒成長を抑えることができる。
【００３９】
ここで、Ｎｂ析出工程において、９５０〜９７０℃の温度域における通過時間が１分未満である場合は、析出に必要な時間が確保できず、Ｎｂ炭窒化物が十分に析出しない。また、他の温度域、特に９５０℃未満で冷却速度調整を行った場合は、９５０〜９７０℃の温度域で冷却速度調整を行う場合に比べ効率的にＮｂ析出を行うことができない。なお、冷却速度調整を行わない場合は、通常、鍛造後にこの温度域は数秒で通過してしまうこととなる。
【００４０】
９５０〜９７０℃の温度域にて冷却速度調整を行わず、この温度域を数秒で通過させてしまった場合には、Ｎｂがオーステナイト相に固溶したままとなるため、フェライト析出工程後の冷却時に、フェライト相を起点としたパーライト変態の進展が遅くなり、ベイナイト相が生成され易くなる。これにより、得られた鋼材（浸炭用鍛造材）の硬さが高くなり、浸炭用鍛造材の被削性が低下するおそれがある。さらに、浸炭用鍛造材の浸炭処理時には、Ｎｂ炭窒化物が十分に析出していないため、Ｎｂ炭窒化物によるピン止め効果が十分に発現されず、浸炭用鍛造材の結晶粒は、粗大粒と微細粒が混合した混合粒になる可能性が高くなる。
【００４１】
また、Ｎｂを析出させるための冷却速度調整を９７０℃を超える温度で行った場合には、Ｎｂを析出させることはできるが、温度が高いため、析出したＮｂ炭窒化物の成長が早く、微細ではなく粗大化し易くなる。この結果、得られた浸炭用鍛造材の浸炭処理時には、Ｎｂ炭窒化物が微細かつ多量に析出した状態とはならず、Ｎｂ炭窒化物によるピン止め効果をより効果的に発現することができない。ここで、Ｎｂ析出工程における冷却速度の調整は、９５０〜９７０℃の温度域で徐冷することにより、通過時間を１分以上としても良いし、前記温度域内の特定の温度で一時的に温度を一定に保持するようにして、結果的に通過時間が１分以上になるようにしても良い。いずれの方法によっても、Ｎｂが析出する十分な時間を確保することができるからである。
【００４２】
２−５．フェライト析出工程について
次に、Ｎｂ析出工程後の鋼材を、引き続き冷却し、７３０〜８７０℃の温度域における通過時間を１０分以上確保することにより、鋼材にフェライト相（初析フェライト相）を析出させる。ここで言う１０分以上とは、７３０〜８７０℃の範囲の特定の温度で鋼材を保持しても良いし、前記温度域を徐冷することにより通過時間が１０分以上となるように冷却してもよい。その結果、図２（ａ）に示すように、オーステナイト結晶粒の粒界にフェライト相が析出する。
【００４３】
上述したように、オーステナイト結晶粒が微細粒に維持されているので、フェライト析出工程時のフェライト相の析出サイト数は通常の１２００℃程度の温度で加熱、鍛造した鋼材よりも多い。その結果、フェライト析出工程後の冷却工程時に、図２（ｂ）に示すように、フェライト相を起点としてパーライト変態が進展しても、鋼材の組織にパーライト相が多量析出することを抑制できたり、ベイナイト相が析出することを防止できたりする。この結果、得られた鋼材（浸炭用鋼材）の硬さをこれまでのものよりも低くし、浸炭処理前に被削性の高い浸炭用鍛造材を得ることができる。
【００４４】
ここで、７３０〜８７０℃の温度範囲は、フェライト相が析出する温度領域であり、通過時間が１０分未満である場合には、フェライト相の析出時間が短くなり、フェライト相の割合が少なくなる傾向となる。その結果、フェライト析出工程後、室温まで冷却した後に得られる鋼材のパーライト相の割合が増加するおそれがあるだけでなく、フェライト相を起点としたパーライト変態の進展が遅くなり、ベイナイト相が生成されることもある。これにより、得られた鋼材（浸炭用鍛造材）の硬さが高くなり、浸炭用鍛造材の被削性が低下するおそれがある。
【００４５】
２−６．冷却工程について
次に、フェライト析出工程後の加熱された鋼材を、室温まで冷却する。これにより、図２（ｂ）に示すように、フェライト相を起点としてパーライト変態が進展し、微細粒のフェライト相およびパーライト相からなる、浸炭用鍛造材を得ることができる。ここで、冷却工程における冷却条件を特に指定していないのは、徐冷、空冷、放冷、加速空冷（ファン冷却）等、通常の鍛造工場で実施できるどのような条件で行っても同様の効果が得られるからである。なお、図１に示すように、６２０〜７００℃の温度範囲で鋼材の温度を一定時間保持し、パーライト相への変態を促してもよい。
【００４６】
２−７．浸炭工程について
冷却工程後の浸炭用鍛造材から、製造する部品の形状に合わせて切削加工などの機械加工が行われる。本実施形態では、鋼材の被削性は、これまでのものより優れているので、特に焼鈍等の熱処理をすることなく、容易に加工することができる。そして、機械加工後の鋼材に対して浸炭処理を行う。
【００４７】
浸炭工程では、鋼材の浸炭処理を高温条件下で減圧浸炭法により行う。具体的には、１０５０℃以上（具体的には、１１００℃程度）の高温に鋼材（浸炭用熱間鍛造部品）を加熱し、減圧された炉内にアセチレンガスなどの炭化水素ガスを導入することにより、鋼材を浸炭処理する。この際、浸炭ガスを炉内に導入して所定の浸炭圧力まで高め、かつ維持する工程（浸炭期）と、炉内から浸炭ガスを排気して、処理品表面より内部に炭素を拡散させていく工程（拡散期）とを交互に繰り返して処理を行うパルス浸炭法により行うことが好ましい。
【００４８】
本実施形態では、鋼材の結晶粒を微細化した状態で、Ｎｂ炭窒化物を微細かつ多量に析出させたので、これらによるピン止め効果により、１０５０℃以上の高温条件下で浸炭処理を行った場合でも鋼材のオーステナイト結晶粒は、粗大化することなく、微細な結晶粒を維持することができる。これにより、機械強度に優れた鍛造部品を得ることができる。
【実施例】
【００４９】
以下、実施例により、本発明をより具体的に説明する。
【００５０】
［実施例１］
上記減圧高温浸炭処理用の鍛造部品及びその製造方法にかかる実施例について説明する。本例では、まず、成分が変化した場合の影響を把握するため、表１に示すごとく、化学成分が異なる複数種類の鋼材（試料Ｎｏ．１〜１０）を準備し、直径：高さ＝１：１．５の円柱状試験片を用意し、後述の条件で据込み加工を行い、加工後試験片の硬さおよびその後実施される減圧高温浸炭処理による結晶粒粗大化の有無を評価した。硬さは全ての試験片の高さ方向中央の側面の同じ位置で測定した。
【００５１】
【表１】
0006401143.tif 000002
【００５２】
各試験片は、次のようにして作製した。まず、表１に示された化学成分を有する鋼材を電気炉で溶解し、鋳造により準備した。その鋼材を、１３００℃に加熱した状態で鍛伸し、試験片用母材を作製した。その後、機械加工して円柱状試験片を準備した。なお、鍛伸時における加熱は、Ｎｂを十分に固溶させるために前記温度にて６０分間加熱保持されるように実施した。ここで鍛伸は、実生産における圧延工程に相当するものである。
【００５３】
次に熱間鍛造を実験による評価する手法としては、据込み加工を選択した。具体的には前記試験片を、１０００℃まで加熱した後、そのまま１０００℃で据込み加工（圧縮率６０％）した後、前記据込み加工後の冷却途中において、９５０℃で１分間保持し、その後の冷却途中において、７３０℃で１０分保持し、その後６８０℃で３０分間保持し、その後室温まで冷却した。これまでの工程を、各化学成分毎に作製した据込み試験片に対して２回実施し、一方は硬さ測定に、もう一方は減圧浸炭処理に用いた。減圧浸炭処理は１１００℃の浸炭温度で行った。そして、浸炭処理後の金属組織を観察してその品質を評価した。
【００５４】
減圧浸炭処理は、浸炭期の炉内圧力が１５０Ｐａとなる減圧雰囲気下で、浸炭期と拡散期とを合わせておよそ５分間で処理を行った。雰囲気ガスにはアセチレンガスを用い、浸炭処理はパルス浸炭法により行った。また、浸炭処理後は窒素ガスを用いたガス冷却法により焼入れ処理を実施した。ここまで処理した据込み加工後の試験片を、試験片中心を含む面で切断し、切断面の金属組織を顕微鏡で観察した。
【００５５】
評価結果を表２に示す。表２から知られるがごとく、化学成分が適切な試料（試料Ｎｏ．１〜６）については、一般的に被削性が良好と言われる２００Ｈｖ以下の硬さが得られ、結晶粒も微細となっている。その一方で、Ｃが上限を外れた試料（試料Ｎｏ．７）については、２００Ｈｖ超となり、被削性の低下が懸念される。また、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒが本発明の範囲をはずれた試験片の結果については、本実施例には記載していないが、既に成分限定理由において記載しているように、Ｓｉについては、上限を外れた場合、浸炭性が低下し、表面Ｃ濃度が従来の浸炭部品よりも低くなり、浸炭後の表面硬さが低下する傾向がみられた。また、Ｍｎについては、上限を外れた試料については、浸炭処理後の残留オーステナイト量が増加し、浸炭後の表面硬さが低くなる傾向が確認され、Ｃｒについては、上限を外れた試料については、浸炭部に炭化物が増加していることが観察された。炭化物の存在は、強度に悪影響を及ぼすおそれがあり、浸炭用鍛造材としては好ましくないと判断される。Ａｌ，Ｎ及びＮｂのうち少なくとも１つの成分が限定範囲の下限値を下回る試料（試料Ｎｏ．８〜１０）は、浸炭処理後の試験片に結晶粒が異常粒成長した粗大粒が観察面の一部に認められた。
【００５６】
【表２】
0006401143.tif 000003
※粒度番号で、粗大化していない部分の結晶粒に比べ、３番以上粗大化した結晶粒の存在の有無
【００５７】
［実施例２］
本例では、表１に示した鋼材のうち、試料Ｎｏ．１の鋼材を用い、実施例１と同形状の円柱状試験片を複数準備し、表３に示す製造条件で実験を行い、実施例１と同様に硬さおよびその後実施される減圧高温浸炭処理による異常粒成長の有無を評価した。
【００５８】
【表３】
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【００５９】
なお、表３には記載していないが、フェライト析出工程後は、実施例１と同様、６８０℃で３０分間保持し、その後室温まで冷却した。減圧浸炭処理についても実施例１と同様、１１００℃の浸炭温度で行った。
【００６０】
評価結果を表４に示す。表４に示す粗大粒の定義は表２と同じである。ここで、試料Ｎｏ．５は、加熱工程で９５０℃に加熱した後に温度低下をさせずに９５０℃で据込みを実施し、そのままの温度でＮｂ析出保持工程を実施した例である。表４から知られるがごとく、適切な条件で評価を行った試験Ｎｏ．１〜６については、一般的に被削性が良好と言われる２００Ｈｖ以下の硬さを満足しており、結晶粒も微細で粗大粒も確認されなかった。
【００６１】
【表４】
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【００６２】
これに対し、試験Ｎｏ．７の加工後の据込み試験片については、硬さが２００Ｈｖ以下を達成しているものの、減圧浸炭後の結晶粒に粗大粒が観察された。これは、鍛伸時の加熱温度が１３００℃未達であったため、Ｎｂの固溶が不十分となり、一部のＮｂ炭窒化物が固溶しないまま残存し、Ｎｂ析出工程後においてもＮｂが粗大なＮｂ炭窒化物として存在し、添加したＮｂがピン止め効果に十分に寄与しなかったため、結果として耐結晶粒粗大化特性が低下したためと考えられる。
【００６３】
試験Ｎｏ．８〜１０については、加熱工程時の温度または据込み加工時の温度が高すぎたため、オーステナイト結晶粒が微細とならず、結果としてフェライト相の析出サイト数の増加が生じなかったので、硬さが２００Ｈｖを超えたと考えられる。
【００６４】
試験Ｎｏ．１１および１２については、据込み加工後の試験片の硬さが２００Ｈｖを超え、かつ、減圧浸炭後の結晶粒も粗大粒の存在が確認される結果となった。このうち、硬さが高めとなったのは、Ｎｂ析出工程が不適切であったために、Ｎｂが十分に微細かつ多量に析出されないままオーステナイト相に固溶した状態で冷却されたため、パーライト変態の進展が遅くなった結果と推定される。また、結晶粒については、Ｎｂを微細かつ多量に析出させることができなかった結果、結晶粒の異常粒成長が生じたものと考えられる。
【００６５】
また、試験片Ｎｏ．１３は、フェライト析出工程の冷却速度が速すぎて、７３０〜８７０℃の温度範囲の通過時間が１０分未満となった例であるが、フェライト析出工程の通過時間が短いためにフェライト相の割合が低下して、硬さが上昇したものである。
【００６６】
以上、本発明の実施形態について詳述したが、本発明は、前記の実施形態に限定されるものではなく、特許請求の範囲に記載された本発明の精神を逸脱しない範囲で、種々の設計変更を行うことができるものである。
【図１】
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【図２】
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