(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  ：０．１〜０．５％、  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）を含有すると共に、  母相組織は、焼戻ベイナイトまたは焼戻マルテンサイトを全組織に対して占積率で５０％以上含有し、  第２相組織は、残留オーステナイト及びマルテンサイトを含有しており、  このうち残留オーステナイトは、全組織に対して占積率で３〜３０％含有し、且つ、  前記残留オーステナイト及びマルテンサイトのうち、アスペクト比が２以下のものが占める占積率は２５％以下を満足する高強度鍛造部品である。【選択図】  なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で（以下、同じ）、
Ｃ  ：０．１〜０．５％、
Ｓｉ＋Ａｌ：０．５〜３％、
Ｍｎ：０．５〜３％、
Ｐ  ：０．１５％以下、
Ｓ  ：０．０２％以下
を含有すると共に、
母相組織は、焼戻ベイナイトまたは焼戻マルテンサイトを全組織に対して占積率で５０％以上含有し、
第２相組織は、残留オーステナイト及びマルテンサイトを含有しており、
このうち残留オーステナイトは、全組織に対して占積率で３〜３０％含有し、且つ、
前記残留オーステナイト及びマルテンサイトのうち、アスペクト比が２以下のものが占める占積率は２５％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。
【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）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。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、絞り特性に優れた高強度鍛造部品に関し、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。
【背景技術】
【０００２】
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、コモンレール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。また、特許文献２〜５には、焼戻マルテンサイトまたは焼戻ベイナイトなどを母相組織とし、残留オーステナイトを第２相組織とするTRIP型複合組織鋼が開示されており、これらの鋼板は、強度、伸び、伸びフランジ性のいずれにも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マルテンサイトが多量に生成し、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、TRIP鋼の場合は絞り特性（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。
【特許文献１】特開平９−１０４９４７号公報（特許請求の範囲等）
【特許文献２】特開２００２−３０２７３４号公報（特許請求の範囲等）
【特許文献３】特開２００２−３０９３３４号公報（特許請求の範囲等）
【特許文献４】特開２００３−７３７７３号公報（特許請求の範囲等）
【特許文献５】特開２００２−３０２７３４号公報（特許請求の範囲等）
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
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にある。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
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  ：０．１〜０．５％、
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、焼戻ベイナイトまたは焼戻マルテンサイトを全組織に対して占積率で５０％以上含有し、
第２相組織は、残留オーステナイト及びマルテンサイトを含有しており、
このうち残留オーステナイトは、全組織に対して占積率で３〜３０％含有し、且つ、
前記残留オーステナイト及びマルテンサイトのうち、アスペクト比が２以下のものが占める占積率は２５％以下であるところに要旨を有するものである。
【００１０】
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。
【００１１】
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２５０００以上（好ましくは３００００以上）の範囲を満たしており、且つ、全伸びが２０％以上（好ましくは２５％以上）を満足するものである。
【発明の効果】
【００１２】
本発明によれば、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る。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１３】
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。
【００１４】
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」）と粗大なマルテンサイトが生成してしまい、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。
【００１５】
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、特に粗大なマルテンサイト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。
【００１６】
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。
【００１７】
まず、本発明の組織について説明する。
【００１８】
（１）焼戻ベイナイトまたは焼戻マルテンサイト：５０％以上
本発明における「焼戻ベイナイトまたは焼戻マルテンサイト」とは、転位密度が少なく軟質であり、しかも、結晶粒がラス状組織を有するものを意味する。これに対し、マルテンサイトは転位密度の多い硬質組織である点で、上記焼戻マルテンサイトとは相違し、両者は、例えば透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察などによって区別することができる。
【００１９】
この様な特徴を有する焼戻ベイナイト／焼戻マルテンサイトは、後記する通り、例えばＡｅ3点以上（γ域）より焼入れされたベイナイト／マルテンサイトを、（Ａｅ1点−３０℃）以上、（Ａｅ3点−３０℃）以下の温度で鍛造する等して得られるものである。
【００２０】
上記焼戻ベイナイトまたは焼戻マルテンサイトによる伸びフランジ性向上効果を有効に発揮させる為には、全組織に対して焼戻ベイナイトまたは焼戻マルテンサイトを占積率で５０％以上とする。尚、焼戻ベイナイトまたは焼戻マルテンサイトの占積率は、第２相組織（特にγR）とのバランスによって定められるものであり、所望の特性を発揮し得る様、適切に制御すれば良いが、好ましくは５５％以上、より好ましくは６０％以上とし、上限を、好ましくは８５％以下、より好ましくは８０％以下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（γR）及びマルテンサイト
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）及びマルテンサイト（尚、マルテンサイトはゼロであっても良い）を含有しており、更にポリゴナルフェライト、ベイナイトを含有してもよい。
【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、γRを全組織に対して３％以上（好ましくは５％以上）、３０％以下（好ましくは２０％以下、より好ましくは１５％以下）とする。
【００２３】
ここで上記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）マルテンサイト、ポリゴナルフェライト、ベイナイト（いずれも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、マルテンサイト、ポリゴナルフェライト、ベイナイトを含有してもよい（いずれの組織も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。好ましくはこれらを合計で４０％以下、より好ましくは合計で３０％以下、更に好ましくは合計で１０％以下とする。
【００２５】
更に本発明では、上記第２相組織のうち、γR及びマルテンサイトについては、アスペクト比（長軸／短軸の比率）が２以下であるγR及びマルテンサイトの占める占積率を２５％以下とする。この様に本発明では、第２相組織を構成するγR及びマルテンサイトのうち、アスペクト比が２以下の比較的円形に近い形態のものが２５％以下に抑制されている；換言すれば、アスペクト比が２超の比較的展伸された形態のものが７５％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理由は、粗大なマルテンサイトが多く生成していることに起因しているが、本発明では粗大なマルテンサイト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）を施しており、これにより、γR及びマルテンサイトの多くを、アスペクト比が２超の比較的展伸された形態としている。
【００２６】
尚、γR及びマルテンサイトのうち、アスペクト比が２以下であるγR及びマルテンサイトの占める面積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。
【００２７】
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。
【００２８】
Ｃ：０．１〜０．５％
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Ｃ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。但し、０．５％を超えて添加すると、鋳造時の加工発熱の影響などにより２相域鍛造を行うことが困難となり、所望の組織が得られ難くなる。
【００２９】
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。
【００３０】
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、Ｍｎは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。
【００３１】
Ｐ：０．１５％以下
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、Ｐを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。
【００３２】
Ｓ：０．０２％以下
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なることを考慮すると、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。
【００３３】
本発明は上記成分を基本成分として含有するものであるが、その他、本発明の作用を損なわない範囲で、以下の成分を添加することができる。
【００３４】
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を安定化させて所定量の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、特に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。
【００３５】
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、特に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。
【００３６】
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、０．００３％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。
【００３７】
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、特にＢを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。
【００３８】
本発明の鋼中成分は、上述した基本成分、及び必要に応じて上述した選択成分を含有し、更に本発明の作用を損なわない範囲で他の許容成分を含有してもよく、残部は実質的に鉄及び不可避的不純物である。
【００３９】
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。
【００４０】
本発明の製造方法は、上記成分を満足し、且つ、ベイナイト組織（焼戻されていないベイナイト組織；焼入れベイナイト組織）又はマルテンサイト組織（焼戻されていないマルテンサイト組織；焼入れマルテンサイト組織）が導入された鋼材を、（Ａｅ1点−３０℃）〜（Ａｅ3点−３０℃）の温度で１０秒以上保持し、該温度で鍛造した後、３℃／秒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。
【００４１】
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。
【００４２】
まず、ベイナイト組織又はマルテンサイト組織が導入された鋼材を製造するが、これは、常法に従って得ることができる。例えばオーステナイト領域に加熱・保持した鋼材（例えば、Ａｅ3点以上の温度で１０秒以上保持した鋼材）を、ベイナイト組織の場合は、Ｍs点以上Ｂs点以下の温度まで急冷した後に恒温変態させることによって導入することができ、一方、マルテンサイト組織は、上記鋼材をＭs点以下の温度まで急冷することによって導入することができる。なお、パーライト組織は本発明にとっては望ましくないため、パーライト変態領域を避けるように、冷却パターンを設定するが、冷却速度は、例えば１０℃／秒以上（好ましくは２０℃／秒以上）とすることが推奨される。実操業を考慮すると、ベイナイト組織やマルテンサイト組織の導入は、熱間圧延後の冷却過程で行うのが効率的である。或いは、熱延終了後に、例えば１０℃／秒以上の冷却速度で急冷し、極低温（例えば室温〜５００℃）で巻取りするなどしてベイナイト組織またはマルテンサイト組織としてもよい。
【００４３】
次いで、上記ベイナイト組織またはマルテンサイト組織が導入された鋼材を、（Ａｅ1点−３０℃）〜（Ａｅ3点−３０℃）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制御することで、所望の第２相組織が得られる。
【００４４】
このうち上記加熱温度Ｔ１は、加工率（圧下率と同義）、及びそれに伴う加工発熱量（加工率にもよるが、概ね３０℃以下）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、アスペクト比の大きい第２相組織（γR及びマルテンサイト）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Ｔ１の上限は、加工発熱も含めて考慮した場合、（Ａｅ3点−３０℃）を超えると所望の組織が得られないため、その上限を（Ａｅ3点−３０℃）とした。
【００４５】
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。
【００４６】
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−３０℃）］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。
【００４７】
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。
【００４８】
次に、３℃／秒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。このオーステンパ処理は、所定量のγRを生成させる為に重要である。
【００４９】
ここで、上記平均冷却速度ＣＲは３℃／秒以上とする。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℃／秒以上、より好ましくは１０℃／秒以上である。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。
【００５０】
上記平均冷却速度で３２５〜４７５℃（好ましくは３５０℃以上、４５０℃以下）まで冷却し、該温度域（Ｔ２）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。
【００５１】
尚、オーステンパ温度（Ｔ２）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。
【００５２】
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。
【００５３】
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。
【００５４】
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。
【実施例】
【００５５】
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。
【００５６】
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。
【００５７】
［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℃／秒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℃／秒の冷却速度で冷却→７６０℃（但し、鋼種Ｎｏ.１２は７３０℃とする）で１分間加熱→１０℃／秒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）］
９００℃（Ａｅ3点以上）に加熱、１分間保持→１０℃／秒の平均冷却速度で冷却→４００℃で５分間保持して冷却（ベイナイト組織を導入する場合は４００℃まで冷却し、マルテンサイト組織を導入する場合は室温まで冷却する）→７５０℃（但し、鋼５は７４０℃、鋼１１及び１２は７００℃とする）の温度に加熱し、６０秒間保持した後、金型で鍛造（加工率Ｒ＝１０〜７０％の圧縮鍛造歪みを付与）→１０℃／秒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）、並びに、残留オーステナイト及びマルテンサイトのうち、アスペクト比が２以下のものが占める比率（表２中、Ｖ＊で表す）を下記要領で夫々測定した。
【００５８】
［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。
【００５９】
［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。
【００６０】
［組織の観察］
各鍛造材中の組織の面積率（焼戻マルテンサイト、焼戻ベイナイト、及びポリゴナルフェライト）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。
【００６１】
尚、γRは、飽和磁化測定法によって体積率（％）を測定した［特開２００３−９０８２５号公報、R＆D神戸製鋼技報／Vol.52, No.3 (Dec. 2002)を参照］。これは、上述したＳＥＭ観察ではγRとマルテンサイトを区別することが困難な為である。尚、この飽和磁化測定法によれば、γRは体積率で算出されることになるが、当該γRの体積率は、実質的に面積率と同じであると考えられる為、本発明では、γRの体積率をγRの面積率とみなしている。
【００６２】
また、各鍛造材中のマルテンサイト組織は、ＳＥＭ観察によって算出された「γRとマルテンサイトの合計面積率」から、飽和磁化測定法によって算出された「γRの体積率（＝γRの面積率）」を差し引くことによって求めた。
【００６３】
この様にして、各鍛造材中の母相組織（焼戻マルテンサイト／焼戻ベイナイト）及び第２相組織（γR、マルテンサイト、ポリゴナルフェライト）を算出し、これらの組織を合計して１００面積％とならない場合は、残りの組織（即ち、上述したＳＥＭ観察若しくは飽和磁化測定法によっても分離して解析できない組織）を「ベイナイト組織」と判定することにした。
【００６４】
［残留オーステナイト（γR）及びマルテンサイトのアスペクト比等］
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γR及びマルテンサイトの合計面積(1)を求めると共に、各組織のアスペクト比を画像処理によって求める。
【００６５】
次に、アスペクト比２以下のγR及びマルテンサイトの合計面積(2)を同様に算出する。この様にして測定した(2)を上記(1)で割った百分率［(2)／(1)×１００（％）］を求め、Ｖ＊（γR及びマルテンサイトのうち、アスペクト比が２以下のものが占める比率）とする。
【００６６】
これらの結果を表２に示す。
【００６７】
【表１】
2005120397.tif 000002
【００６８】
【表２】
2005120397.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.４、７〜１３、１６、２０〜２４、及び２６はいずれも、本発明の範囲を満足する鋼種を用い、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り、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が得られない為に伸び、及び強度−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、アスペクト比が２未満のγR及びマルテンサイトの占める比率が多くなる為に強度−絞り特性のバランスが低下した。
【００７７】
No.１７〜１９はＣ量が多い鋼種No.５を使用した例であり、いずれも強度は高いものの、伸びが低い。特に従来法Ａで製造したＮo.１７は絞り特性が低く、強度−絞り特性のバランスが著しく低下している。また、比較法Ｂで製造したＮｏ.１８及び本発明法Ｃで製造したＮｏ.１９はいずれも、γRの上限（３０％）を超えており、絞りが低下した。その理由は、鋼種Ｎｏ.５は表１にも示す通り、Ａｅ1点（＝７５１℃）とＡｅ3点（＝７７５℃）との差が２４℃しかない為、Ｎｏ.１８の様に２相域温度でオーステンパ処理する比較法（Ｂ法）を施したとしても、或いは、Ｎｏ.１９の様に所定温度［（Ａｅ1点−３０℃）以上、（Ａｅ3点−３０℃）以下の温度］で鍛造するＣ法（本発明法）を施したとしても、現実には加工発熱により、Ａｅ3点を超えてしまっていることが考えられる。
【００７８】
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、アスペクト比が２超の比較的展伸された形態のγR及びマルテンサイトが多く生成しているのに対し、比較例No.６ではアスペクト比が２未満の塊状γR及びマルテンサイトが多く観察された。また、従来例No.５では、粗大なマルテンサイトが生成した。
【図面の簡単な説明】
【００７９】
【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】
2005120397.tif 000004
【図２】
2005120397.tif 000005