(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％でC：0.1〜0.6％，Si：0.03〜0.6％，Mn：0.1〜1.0％，Cr：0.1〜1.5％，Mo：0.01〜0.5％，Ni：0.01〜3％，Al：0.01〜0.5％，N：0.003〜0.03％を含有した鋼材を200℃以上820℃以下の温度で且つひずみ0.3以上で鍛造加工し、その後690℃以上750℃以下の温度で焼きなましすることを特徴とする素材を製造する方法であり、冷間鍛造加工において変形抵抗が小さく、高い変形能を有し、冷間鍛造性に優れた特性を有する素材の製造方法。
【請求項２】
請求項１の各成分に加えて更に質量％でTi：0.001〜0.01％，B：0.0005〜0.0020％，Nb：0.01〜0.09％の１種若しくは２種以上を含有した鋼材を200℃以上820℃以下の温度で且つひずみ0.3以上で鍛造加工し、その後690℃以上750℃以下の温度で焼きなましすることを特徴とする素材を製造する方法であり、冷間鍛造加工において変形抵抗が小さく、高い変形能を有し、冷間鍛造性に優れた特性を有する素材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
この発明は冷間鍛造加工の際の変形抵抗が小さく、高い変形能を有する冷間鍛造性に優れた素材の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
例えば機械構造部品を製造するに際して、従来にあっては鋼材を熱間鍛造加工（例えば加熱温度は1000〜1200℃）した後、球状化焼きなまし（ＳＡ）処理を施し、しかる後冷間鍛造加工して最終製品に近い形状に成形しておき、その後機械加工により仕上げ加工を施して製品としていた。
ここで球状化焼きなまし処理は、パーライトのラメラー組織中の炭化物（セメンタイト）を球状化してこれを細かく分散させるもので、その熱処理のためには長い時間を要する。
ところが従来にあっては通常の球状化焼きなまし処理によっては炭化物が十分に球状化及び分散せず、そのため冷間鍛造加工を高い加工率で行った場合等には加工割れを起こし易い問題が生じていた。
【０００３】
冷間鍛造加工時にこのような割れが起こるのは、炭化物が十分に球状化せずにパーライトのラメラーが残り、その細長い大きなラメラーにひずみが集中してこれが割れの起点となることによる。
その対策として、球状化焼きなまし処理の際の徐冷時の冷却速度を遅くするなどによって対応しているが、この場合球状化焼きなまし処理に要する時間が更に長時間となり、このことが製造コストを高める大きな要因となっていた。
【０００４】
本発明はこのような課題を解決するために案出されたものである。
尚本発明に対する先行技術として下記特許文献１に開示されたものがある。
但しこの特許文献１に開示のものは熱間鍛造温度が８００℃以上等製造条件が異なり、本発明のような組織を得ることはできない。
【０００５】
【特許文献１】特開平６−２９９２４１号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
本発明は以上のような事情を背景とし、焼きなまし処理に要する熱処理時間を簡略化ないし短縮化し得てコストを低減でき、しかも冷間鍛造加工時の変形能力の高い、冷間鍛造性に優れた素材の製造方法を提供することを目的としてなされたものである。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
而して請求項１の製造方法は、質量％でC：0.1〜0.6％，Si：0.03〜0.6％，Mn：0.1〜1.0％，Cr：0.1〜1.5％，Mo：0.01〜0.5％，Ni：0.01〜3％，Al：0.01〜0.5％，N：0.003〜0.03％を含有した鋼材を200℃以上820℃以下の温度で且つひずみ0.3以上で鍛造加工し、その後690℃以上750℃以下の温度で焼きなましすることを特徴とする。
【０００９】
請求項２の製造方法は、請求項１の各成分に加えて更に質量％でTi：0.001〜0.01％，B：0.0005〜0.0020％，Nb：0.01〜0.09％の１種若しくは２種以上を含有した鋼材を200℃以上820℃以下の温度で且つひずみ0.3以上で鍛造加工し、その後690℃以上750℃以下の温度で焼きなましすることを特徴とする。
【発明の作用・効果】
【００１０】
以上のように本発明はC：0.1〜0.6％含有した鋼材を200℃以上820℃以下の温度で且つひずみ0.3以上で鍛造加工し、その後690℃以上750℃以下の温度で焼きなまし処理して冷間鍛造性に優れた素材を製造するものである。
【００１１】
従来の熱間鍛造後に焼きなまし処理する製造方法の場合、図１の（イ）の模式図に示しているように、熱間鍛造加工によってオーステナイト粒は一旦は扁平に潰れるものの、その後再結晶によって細かい粒に分かれた後粒成長し、大きな丸いオーステナイト粒１０となる。
そしてその後の空冷によって変態しフェライト・パーライト粒１２となる。
図中１４はフェライトを、また１６はパーライトを示している。
【００１２】
その後において球状化焼きなまし処理（ＳＡ処理）を施すと、パーライト１６のラメラーを形成しているセメンタイトが球状化して球状炭化物１８を形成する。
ところが従来の製造方法においては、この球状化焼きなまし処理によってセメンタイトが十分に球状化して分散せず、このことが冷間鍛造用の素材に十分な変形能を付与できず、冷間鍛造時の割れの原因となっていた。
【００１３】
これに対し本発明に従って鋼材をオーステナイトの再結晶温度の820℃以下の温度で、望ましくは780℃以下の温度で鍛造加工した場合、図１（ロ）に示しているようにオーステナイト粒は先ず780℃以下の温度となることによってフェライト１４とオーステナイト２０とから成る粒２２となり、その後鍛造加工により潰れて扁平な粒２４となる。
このときフェライト１４，オーステナイト２０ともに扁平な形状となる。
【００１４】
従来の製造方法と異なって本発明の製造方法では、このようにして扁平となった粒２４はその後に再結晶を生じないため、その扁平な形状をそのまま保持する。
この扁平となった粒２４は、その後の空冷によってオーステナイト２０がパーライト２６に変態する。
図において２８はその空冷によって変態したパーライト２６とフェライト１４とから成る扁平なパーライト変態後の粒を表している。
【００１５】
このとき、変態後の扁平な粒２８は、その形状が扁平形状となっていることによって図に示しているように変態後のパーライト２６のラメラーの長さが短いものとなる。
加えてフェライト１４が扁平な形状をなしていてラメラーを分断しているため、そのフェライト１４による分断によってラメラーの長さはより短くなる。
そのため、その後において焼きなまし処理を行ったとき、ラメラーが短いことによってラメラー組織におけるセメンタイトが良好に球状化して分散し、ラメラー組織をあまり残さない軟らかい粒となって変形抵抗が小さく変形能の高い素材を与える。
【００１６】
以上は鍛造加工をフェライトが析出する780℃以下の温度で行った場合であるが、これよりも高い温度であってもオーステナイトの再結晶温度の820℃以下での鍛造加工であれば、その鍛造加工によってオーステナイト粒が扁平形状を保ち、その状態でその後の冷却により変態を生じるため、同様にラメラーの長さが短いものとなって、焼きなまし処理の際にセメンタイトが良好に球状化し、素材の変形抵抗が小となって高い変形能を与える。
【００１７】
かかる本発明によれば、焼きなまし処理の時間を短くした場合であっても冷間鍛造用の素材に対して高い変形能を与えることができ、素材製造のためのコストを低減することができる。
或いはまた焼きなまし処理の時間を長くした場合には、従来に増して高い変形能を冷間鍛造用の素材に与えることができる。
【００１８】
尚、本発明においてはC：0.1〜0.6％に加えてSi，Mn，Cr，Mo，Ni，Al，Nを上記所定の含有量で鋼材に含有させておく。また必要に応じて更にTi，B，Nbの１種若しくは２種以上を、それぞれ上記の含有量で含有させておく（請求項２）。
【００１９】
次に本発明における各化学成分や製造条件の各限定理由について以下に説明する。
C：0.1〜0.6％
冷間鍛造用の素材の組織がフェライト・パーライト組織となるようにC量を0.1〜0.6とする必要がある。
【００２０】
Si：0.03〜0.6％
Siはフェライト層の強度確保のために0.03％以上含有させる必要がある。
ただし0.6％を超えて含有させると塑性加工性が低下するので上限を0.6％とする。
【００２１】
Mn：0.1〜1.0％
Mnはパーライト層のラメラーを微細化させるために0.1％以上含有させる。
ただし1.0％を超えて含有させると塑性加工性が低下するため上限を1.0％とする。
【００２２】
Cr：0.1〜1.5％
Crは0.1％以上含有させることで強度を確保することができる。
ただし1.5％を超えて含有させると塑性加工性が低下するので上限を1.5％とする。
【００２３】
Mo：0.01〜0.5％
Moは0.01％以上含有させることで強度を確保することができる。
ただし0.5％を超えて含有させると塑性加工性が低下するため上限を0.5％とする。
【００２４】
Ni：0.01〜3％
Niは0.01％以上含有させることで強度を確保することができる。
ただし3％を超えて含有させると塑性加工性が低下するので上限を3％とする。
【００２５】
Al：0.01〜0.5％
Alは0.01％以上含有させることでAlNによる結晶粒微細化の働きを行わせることができる。
ただしその効果は0.5％で飽和するので上限を0.5％とする。
【００２６】
N：0.003〜0.03％
AlNによる結晶粒微細化の働きのため0.003％以上含有させる。
一方0.03％以上含有させようとしても含有させることが困難のため、その上限を0.03％とする。
【００２７】
Ti：0.001〜0.01％
Tiは0.001以上含有させることで結晶粒を微細化することができる。
ただしその効果は0.01％で飽和するので上限を0.01％とする。
【００２８】
B：0.0005〜0.0020％
Bは0.0005％以上含有させることで結晶粒を微細化することができる。
ただしその効果は0.0020％で飽和するため上限を0.0020％とする。
【００２９】
Nb：0.01〜0.09％
Nbは0.01％以上含有させることで結晶粒を微細化することができる。
ただしその効果は0.09％で飽和するので上限を0.09％とする。
【００３０】
鍛造温度８２０℃以下且つ２００℃以上：
オーステナイトを鍛造時に再結晶させず細長い形態とするため、８２０℃以下で鍛造を行う必要がある。好ましくはオーステナイト組織を分断するフェライトが存在する７８０℃以下の温度で鍛造を行う。
本発明では８２０℃以下の温度で鍛造を行うことで効果を発揮するが、その鍛造加工時の温度が低い場合には変形抵抗が高くなるため、加工しにくくなる温度の２００℃以上の温度で鍛造を行う。
【００３１】
ひずみ０．３以上
パーライト組織のラメラーが分断されて炭化物が球状化し易くなるようにするため、０．３以上のひずみが必要である。ここでひずみは真ひずみで、下記により定義される。
ひずみ＝絶対値｜ｌｎ（加工後の長さ／加工前の長さ）｜
【００３２】
６９０℃以上７５０℃以下での焼なまし
８２０℃以下で塑性加工されているため、加工ひずみが残留して硬い。この加工ひずみを除去するためには６９０℃以上に加熱する。
一方焼なまし温度が７８０℃よりも高い場合には、球状化した炭化物がオーステナイトに固溶する。組織がオーステナイト単層とならないようにするために本発明では７５０℃以下の温度で焼なましを行う。
【発明を実施するための最良の形態】
【００３３】
次に本発明の実施形態を以下に具体的に説明する。
表１に示す化学組成の鋼材にて鍛造により直径３３ｍｍの丸棒を製造した。
次いでφ２４×５０ｍｍの丸棒試験片に機械加工後、減面率２０％（ひずみ０．２），３０％（ひずみ０．４），６５％（ひずみ１．１）にて表２に示す各種鍛造温度で前方押出（鍛造加工）を実施した。
その後図２に示す条件で焼なまし処理を行い、引張り試験片に加工した。そしてその試験片を用いて引張り試験を実施した。
【００３４】
【表１】
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【００３５】
尚、図２（イ）は押出材を表２に示す各焼なまし温度まで昇温させて３時間保持し、その後空冷を行うもので、表２中ＬＡで示してある。
一方図２（ロ）は、押出材を表２に示す各種焼なまし温度まで昇温させた後その温度に５時間保持し、その後６５０℃まで１時間当り２０℃の冷却速度で徐冷してその後空冷を行うもので、表２中ＳＡで表してある。
表２には鍛造温度，焼なまし処理のパターン，焼なまし温度等と併せて引張り試験の結果、詳しくは引張り強さと絞り値が併せて示してある。
【００３６】
【表２】
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【００３７】
表２において、比較例Ａは鍛造温度が１１００℃で本発明の上限値である８２０℃よりも高く、そのため図２（イ）に示すパターンの焼なまし処理（ＬＡ）を鍛造加工後に施しても、引張り強さが高い値を保持するとともに絞り値が低く、十分な変形能を有していない。
また比較例Ｂでは同じく鍛造温度が１１５０℃と高く、そのためその後において焼なまし処理を施しても引張り強さが高い値を保持するとともに絞り値が低く、変形能が不十分である。
比較例Ｃは比較例Ｂと同じ鋼５を用いて比較例Ｂと同じ１１５０℃で鍛造を実施し、その後に図２（ロ）のＳＡの焼なまし処理を施しているが、同様に引張り強さの値が高くまた絞り値も低い値であって、変形能が不十分である。
【００３８】
比較例Ｄ，Ｅでは比較例Ｃと同じ鋼５を用い、また鍛造温度を本発明の範囲内の温度としているが、その際の加工ひずみが本発明の下限値である０．３よりも小さいために、その後において図２（イ）のＬＡ処理、（ロ）のＳＡ処理を施しても引張り強さの値が高く、また絞り値が低く変形能が不十分である。
一方比較例Ｆは同じ鋼５を用い、且つ本発明で規定するひずみ０．３より大きいひずみを加えて鍛造加工を行っているにも拘わらず、その後の焼なまし温度が本発明の上限値である７５０℃を超えて高い温度であるため、引張り強さ，絞りの値がともに悪く、変形能が不十分である。
他方比較例Ｇでは、本発明の鍛造加工，焼なましの条件を満たしているものの、用いた鋼８のC含有量が本発明の上限値である０．６％よりも高いため、引張り強さ，絞り値ともに悪く、変形能が不十分である。
【００３９】
これに対し本発明例のものは何れも、引張り強さ，絞りの値が良好で冷間鍛造加工時の変形能の優れたものである。
本発明例において、ＬＡ処理したものとＳＡ処理したものとの比較から明らかなように、ＳＡ処理したものはＬＡ処理したものに比べて引張り強さが低い値を、また絞り値が高い値を示しており、ＬＡ処理したものに比べて高い変形能を示している。
即ち、本発明では従来の球状化焼なまし処理であるＳＡ処理よりも低い温度で且つ処理時間を短くした場合でも、冷間鍛造用の素材に対して十分な変形能を付与することができるとともに、かかるＬＡ処理に替えてＳＡ処理を施した場合には、更に優れた冷間鍛造性を素材に付与することができる。
【００４０】
以上本発明の実施形態を詳述したがこれはあくまで一例示であり、本発明はその趣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】
【００４１】
【図１】本発明の作用を比較例と比較して説明する模式図である。
【図２】本発明の一実施形態における焼きなまし処理の内容を表す図である。
【図１】
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【図２】
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