(57)【要約】  本発明は、従来の焼入れ焼戻し処理材並み、またはそれ以上の高耐力比を有する表層細粒鋼部品とその製造方法を提供するもので、質量％で、Ｃ：０．４５％〜０．７０％、Ｎｂ：０．０１％〜０．６０％、Ｓｉ：０．１０％〜１．５０％、Ｍｎ：０．４０％〜２．０％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．００１％〜０．１５％、Ｎ：０．００３％〜０．０２５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物である鋼からなる部品であって、一部または全部における表層と内部とでは、方位差角１５度以上の大角粒界で囲まれたフェライト結晶粒の平均粒径が異なる組織である表層細粒鋼部品。および、強度が必要な部位を、所定の形状に１０００℃以下、８００℃以上で亜熱間鍛造成形する際、相当ひずみ１．５以上となるように加工する該部品の製造方法。
2008013323.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．４５％〜０．７０％、
Ｎｂ：０．０１％〜０．６０％、
Ｓｉ：０．１０％〜１．５０％、
Ｍｎ：０．４０％〜２．０％、
Ｐ：０．１０％以下、
Ｓ：０．００１％〜０．１５％、
Ｎ：０．００３％〜０．０２５％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物である鋼からなる部品であって、一部または全部における表層と内部とでは、方位差角１５度以上の大角粒界で囲まれたフェライト結晶粒の平均粒径が異なる組織を有し、表面から少なくとも１．０ｍｍ深さまでの組織は、方位差角１５度以上の大角粒界で囲まれたフェライト結晶粒の平均粒径が４μｍ以下のフェライトと、パーライトおよび／またはセメンタイトとからなる組織であり、部品の厚さの中心から少なくとも１／６厚さまでの部位の組織は、方位差角１５度以上の大角粒界で囲まれたフェライト結晶粒の平均粒径が１５μｍ以上のフェライトとパーライトとからなる組織であることを特徴とする表層細粒鋼部品。
【請求項２】
鋼の成分が、質量％で、さらに、Ａｌ：０．００５〜０．０５０％を含有することを特徴とする請求項１記載の表層細粒鋼部品。
【請求項３】
鋼の成分が、質量％で、さらに、Ｖ：０．０１％〜０．５０％を含有することを特徴とする請求項１または２記載の表層細粒鋼部品。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれかに記載の成分からなる鋼材を１１５０℃以上、１３５０℃以下に加熱し、強度が必要な部位を、４００℃以下まで平均冷却速度０．５℃／秒以上、１５０℃／秒以下で冷却し、該冷却後８００〜１０００℃に平均昇温速度１．０℃／秒以上で昇温し、所定の形状に１０００℃以下、８００℃以上で亜熱間鍛造成形する際、相当歪み１．５以上、５．０以下となるように加工し、該加工後５５０℃以上、６５０℃以下の温度範囲まで平均冷却速度１０℃／秒以上、１５０℃／秒以下で冷却し、その後、部品全体を空冷もしくは恒温処理を施し、強度が必要な部位の表面から少なくとも１．０ｍｍ深さまでの組織を、方位差角１５度以上の大角粒界で囲まれたフェライト結晶粒の平均粒径が４μｍ以下のフェライトと、パーライトおよび／またはセメンタイトとからなる組織とし、部品の厚さの中心から少なくとも１／６厚さまでの部位の組織を、方位差角１５度以上の大角粒界で囲まれたフェライト結晶粒の平均粒径が１５μｍ以上のフェライトとパーライトとからなる組織とすることを特徴とする表層細粒鋼部品の製造方法。
【請求項５】
請求項１〜３のいずれかに記載の成分からなる鋼材を１１５０℃以上、１３５０で以下に加熱し、強度が必要な部位を、所定の形状に１０００℃以下、８００℃以上で亜熱間鍛造成形する際、相当歪み１．５以上、５．０以下となるように加工し、該加工後４００℃以下まで平均冷却速度０．５℃／秒以上、１５０℃／秒以下で冷却し、該冷却後８００〜１０００℃に平均昇温速度１．０℃／秒以上で昇温し、その後、部品全体を空冷して、強度が必要な部位の表面から少なくとも１．０ｍｍ深さまでの組織を、方位差角１５度以上の大角粒界で囲まれたフェライト結晶粒の平均粒径が４μｍ以下のフェライトと、パーライトおよび／またはセメンタイトとからなる組織とし、部品の厚さの中心から少なくとも１／６厚さまでの部位の組織を、方位差角１５度以上の大角粒界で囲まれたフェライト結晶粒の平均粒径が１５μｍ以上のフェライトとパーライトとからなる組織とすることを特徴とする表層細粒鋼部品の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、機械構造用鍛造部品ならびにその製造方法に関するものであり、さらに詳しくは、強度の必要な部位の表層を亜熱間鍛造と熱処理によって細粒化をし、表層と内部との強度差を大きくすることにより、高強度・高耐力比と被削性を兼備した表層細粒鋼部品、ならびに、この部品の製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
旧来の鋼熱間鍛造部品は、棒鋼から部品形状に熱間鍛造した後、再加熱し、焼入れ焼戻しの調質処理を施すことによって、高強度および高靭性を付与してきた。しかし、部品製造コストのうち調質コストの占める割合が大きいことから、焼入れ焼戻しの調質処理を省略した熱間鍛造非調質鋼が開発されてきた。
従来、非調質鋼を用いた熱間鍛造部品は、一度１２００℃以上に加熱し、１０００〜１２００℃程度の高温で鍛造していた。しかしながら、１２００℃以上で加熱することによってオーステナイト粒は粗大化し、１０００〜１２００℃程度の高温で鍛造することによって加工後に再結晶が進み、冷却過程で得られる組織は粗くなる。そのため非調質鋼を用いた熱間鍛造部品は、調質処理を施した鋼部品と比較すると一般に耐力比、衝撃値が小さく、表層から内部まで強度差が小さいため、部品強度の増加とともに被削性が低下する。
これらを解決するために、特開昭５６−１６９７２３号公報には、適当な成分系と熱間鍛造後の冷却速度を制御することにより、ＭｎＳを核とする粒内フェライトを多量分散し、その結果実質的に組織は細粒化し、疲労特性が向上することが記載されている。しかしながら、この方法で得られる組織はまだまだ粗く、組織微細化による強度の増加量は小さい。
特開平１０−１９５５３０号公報には、従来の鍛造温度より低温である８００〜１０５０℃で鍛造を行い、冷却過程で微細なフェライト−パーライト組織が得られ、組織微細化により高強度、高靭性を有する非調質鋼鍛造品を製造する方法が提案されている。しかしながら、この方法で得られるフェライトの結晶粒度は１０〜１２番程度であり、組織微細化による強度の増加量は小さい。
特開２００３−１４７４８２号公報には、さらに低温の７００〜８００℃で鍛造を行い、冷却過程でフェライトおよびパーライトの平均結晶粒径が１０μｍ以下のフェライト−パーライト組織が得られ、組織微細化により強度、靭性を向上させる方法が提案されている。しかしながら、この方法は鍛造温度が７００〜８００℃と低温で、従来の鍛造より変形抵抗が著しく増大し、鍛造機および金型寿命の負荷が大きくなる。
鍛造温度の低温化による変形抵抗の増大を解決するために、特開２００３−１５５５２１号公報には、１１００〜１３００℃で粗形状に鍛造する粗加工工程後、高強度が必要な部位を６００〜８５０℃で最終形状に鍛造する仕上げ加工工程を行い、冷却過程でフェライト−パーライト変態し、高強度が必要な部位が５μｍ以下のフェライト粒としたことを特徴とする高強度鍛造品の製造方法が提案されている。しかしながら、引張強度が６００〜７５０ＭＰａと低く、また実用的な鍛造温度域である８００℃以上で鍛造した場合、降伏比が０．８２以下であり焼入れ焼戻し鋼に及ばない。
さらに特開２００４−１３７５４２号公報には、鍛造温度が比較的高温の１０００〜１２００℃で鍛造を行い、その後室温まで０．５〜５℃／ｓの冷却速度で冷却して組織をフェライト−パーライト組織とし、さらに加工度２〜１０％の冷間加工を施すことを特徴とする高強度・高降伏比非調質鋼熱間鍛造部材を提案している。しかしながら、この方法では鍛造後、冷間加工工程が加わり、その分製造コストが上昇する。
【発明の開示】
【０００３】
本発明は、強度が必要とされる部位、特にその表層を強化するため、当該部位を、フェライト結晶粒４μｍ以下の細粒組織とし、また表層と内部との強度差を大きくすることにより、従来の焼入れ焼戻し処理材並み、またはそれ以上の高耐力比と被削性を兼備する表層細粒鋼部品とその製造方法を提供する。
本発明者らは、部品の使用中に応力が集中する部位の組織を細粒化することで、部品の実質的な強度が向上し、かつ表層と内部との強度差を大きくすることにより被削性を維持することに着目し、亜熱間鍛造の比較的高温域でフェライト結晶粒径が４μｍ以下のフェライトと、パーライトおよび／またはセメンタイトとからなる組織を得るための最適な鋼成分および熱処理方法を検討した。その結果、
（ａ）Ｃ：０．４５〜０．７０ｍａｓｓ．％の高炭素鋼に通常の熱間鍛造用鋼のＮｂ量より多くを添加することで、Ｎｂ炭化物によるピン止め効果と固溶Ｎｂによるｓｏｌｕｔｅ  ｄｒａｇ効果との複合効果が得られ、その複合効果により鍛造加熱時および逆変態再加熱時のオーステナイト結晶粒粗大化の防止が図られる、
（ｂ）逆変態によるオーステナイト結晶粒の微細化が有効である、
（ｃ）鍛造後、直ちに急速冷却することで、冷却過程での回復および再結晶が抑制され、変態後の細粒化が図られる、
との知見を得た。これらの知見（ａ）〜（ｃ）を組合せることによって、亜熱間鍛造の比較的高温域でフェライト結晶粒径が４μｍ以下のフェライトと、パーライトおよび／またはセメンタイトとからなる組織が得られ、細粒化により耐力が著しく上昇し、耐力比の改善することを見出した。また、内部の組織は、方位差角１５度以上の大角粒界で囲まれたフェライト結晶粒の平均粒径が１５μｍ以上のフェライトとパーライトとすることにより被削性が維持できることを見出した。
本発明は、これら知見に基づいて完成した表層細粒鋼部品ならびに、この部品の製造方法であって、その発明の要旨は以下のとおりである。
（１）質量％で、
Ｃ：０．４５％〜０．７０％、
Ｎｂ：０．０１％〜０．６０％、
Ｓｉ：０．１０％〜１．５０％、
Ｍｎ：０．４０％〜２．０％、
Ｐ：０．１０％以下、
Ｓ：０．００１％〜０．１５％、
Ｎ：０．００３％〜０．０２５％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物である鋼からなる部品であって、一部または全部における表層と内部とでは、方位差角１５度以上の大角粒界で囲まれたフェライト結晶粒の平均粒径が異なる組織を有し、表面から少なくとも１．０ｍｍ深さまでの組織は、方位差角１５度以上の大角粒界で囲まれたフェライト結晶粒の平均粒径が４μｍ以下のフェライトと、パーライトおよび／またはセメンタイトとからなる組織であり、部品の厚さの中心から少なくとも１／６厚さまでの部位の組織は、方位差角１５度以上の大角粒界で囲まれたフェライト結晶粒の平均粒径が１５μｍ以上のフェライトとパーライトとからなる組織であることを特徴とする表層細粒鋼部品。
（２）鋼の成分が、質量％で、さらに、Ａｌ：０．００５〜０．０５０％を含有することを特徴とする（１）記載の表層細粒鋼部品。
（３）鋼の成分が、質量％で、さらに、Ｖ：０．０１％〜０．５０％を含有することを特徴とする（１）または（２）記載の表層細粒鋼部品。
（４）（１）〜（３）のいずれかに記載の成分からなる鋼材を１１５０℃以上、１３５０℃以下に加熱し、強度が必要な部位を、４００℃以下まで平均冷却速度０．５℃／秒以上、１５０℃／秒以下で冷却し、該冷却後８００〜１０００℃に平均昇温速度１．０℃／秒以上で昇温し、所定の形状に１０００℃以下、８００℃以上で亜熱間鍛造成形する際、相当歪み１．５以上、５．０以下となるように加工し、該加工後５５０℃以上、６５０℃以下の温度範囲まで平均冷却速度１０℃／秒以上、１５０℃／秒以下で冷却し、その後、部品全体を空冷もしくは恒温処理を施し、強度が必要な部位の表面から少なくとも１．０ｍｍ深さまでの組織を、方位差角１５度以上の大角粒界で囲まれたフェライト結晶粒の平均粒径が４μｍ以下のフェライトと、パーライトおよび／またはセメンタイトとからなる組織とし、部品の厚さの中心から少なくとも１／６厚さまでの部位の組織を、方位差角１５度以上の大角粒界で囲まれたフェライト結晶粒の平均粒径が１５μｍ以上のフェライトとパーライトとからなる組織とすることを特徴とする表層細粒鋼部品の製造方法。
（５）（１）〜（３）のいずれかに記載の成分からなる鋼材を１１５０℃以上、１３５０で以下に加熱し、強度が必要な部位を、所定の形状に１０００℃以下、８００℃以上で亜熱間鍛造成形する際、相当歪み１．５以上、５．０以下となるように加工し、該加工後４００℃以下まで平均冷却速度０．５℃／秒以上、１５０℃／秒以下で冷却し、該冷却後８００〜１０００℃に平均昇温速度１．０℃／秒以上で昇温し、その後、部品全体を空冷して、強度が必要な部位の表面から少なくとも１．０ｍｍ深さまでの組織を、方位差角１５度以上の大角粒界で囲まれたフェライト結晶粒の平均粒径が４μｍ以下のフェライトと、パーライトおよび／またはセメンタイトとからなる組織とし、部品の厚さの中心から少なくとも１／６厚さまでの部位の組織を、方位差角１５度以上の大角粒界で囲まれたフェライト結晶粒の平均粒径が１５μｍ以上のフェライトとパーライトとからなる組織とすることを特徴とする表層細粒鋼部品の製造方法。
【図面の簡単な説明】
【０００４】
図１は、表２−５の本発明例と比較例の耐久強さと被削性との関係を示す説明図である。
【発明を実施するための最良の形態】
【０００５】
まず、請求項１〜３に記載している鋼の合金成分の限定理由について以下に説明する。
Ｃ：０．４５％〜０．７０％
Ｃは部品として必要な強度を確保するのに有効な元素である。炭素以外の合金元素の添加を抑え、部品として十分な強度を得るために、下限を０．４５％以上とする。好ましくは、０．５０％以上とする。本発明では微細化する方法として、請求項４〜５の製造方法を施すことにより解決した。しかし、過剰に添加するとパーライト組織が増加し、耐力、衝撃値および被削性が低下するので、上限を０．７０％に限定する。またＣはＮｂと炭化物を形成し、鍛造加熱時および逆変態時のオーステナイト粒の粗大化を防止するのに有効である。
Ｎｂ：０．０１％〜０．６０％
Ｎｂは加熱時のオーステナイト中に固溶および炭化物として存在する。固溶Ｎｂは転位の回復、再結晶および粒成長を遅らせるｓｏｌｕｔｅ  ｄｒａｇ効果を発揮し、またＮｂ炭化物は粒成長を止めるピン止め粒子として作用する。本発明では、Ｃ：０．４５〜０．７０％の高炭素鋼に従来の熱間鍛造用鋼より多いＮｂを添加することにより、上記のｓｏｌｕｔｅ  ｄｒａｇ効果とピン止め効果との複合効果が得られ、この複合効果により鍛造加熱時および逆変態時のオーステナイト粒の粗大化防止に有効である。この複合効果を十分に得るためには、０．０１％以上の添加が必要である。しかし、過剰に添加するとコスト高になるため、上限を０．６０％に限定する。
Ｓｉ：０．１０％〜１．５０％
Ｓｉはフェライトの固溶強化元素として有効な元素であり、フェライト変態を促進しベイナイトの析出を抑制する元素であるが、０．１０％未満ではこれらの効果は小さい。しかし、過剰に添加すると耐久比、衝撃値および被削性が低下し、また脱炭が生じるので、上限を１．５０％に限定する。
Ｍｎ：０．４０％〜２．０％
Ｍｎは鋼中のＳを硫化物として固定し、熱間延性を高めるために０．４０％以上必要である。しかし、過剰に添加すると焼入れ性が高くなり、鍛造直後の急速冷却過程でベイナイトが析出し、靭性および被削性が低下するため、上限を２．０％に限定する。
Ｐ：０．１０％以下
Ｐは粒界に偏析して靭性を低下させるため、０．１０％以下に制限する。その量は少ないほど好ましいが、製造コストを考慮すれば、下限を０．００１％とするのが好ましい。
Ｓ：０．００１％〜０．１５％
ＳはＭｎＳを形成し、被削性を向上させる元素であるが、０．００１％未満では十分な効果は得られない。しかし、機械的性質の異方性が大きくなることから上限を０．１５％に限定する。
Ｎ：０．００３〜０．０２５％
Ｎは各種元素と窒化物を形成し、鍛造加熱時および逆変態時のオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制する効果がある。この十分な効果を得るために、下限を０．００３％とする。しかし、過剰に添加すると熱間延性が低下して、割れや疵が生じやすく、上限を０．０２５％とする。
Ａｌ：０．００５〜０．０５０％
Ａｌは脱酸に有効な元素である。その効果を得るには、０．００５％以上の添加が必要である。しかし、過剰に添加すると酸化物を形成し、耐久比、衝撃値および被削性のいずれも低下させるため上限を０．０５０％とする。
Ｖ：０．０１％〜０．５０％
Ｖは炭窒化物を形成し、フェライトを析出強化する。また固溶Ｖは転位の回復や再結晶現象を遅らせる効果があり、鍛造加熱時および逆変態時のオーステナイト結晶粒の粗大化を防止する。この効果を十分に得るためには０．０１％以上が必要である。しかし、０．５０％超では靭性が低下し、また鍛造性を阻害するため、上限を０．５０％とする。
請求項１〜３に記載している部品の特徴の限定理由について以下に説明する。
次に、機械構造用鍛造部品が使用中に破壊する場合、応力集中係数が高い部位の表面から亀裂が進展し破壊するのが一般的である。よって、部品全体を高強度化する必要がなく、応力が集中する表面のみ高強度化することで、部品の性能を十分向上することができる。部品の性能を向上させるには、部品の応力集中部または全部の表面から少なくとも１．０ｍｍ深さまで高強度化することが必要である。しかし、部品の断面全体を高強度化してしまうと穴あけ加工などの切削性が低下するので、部品の厚さの中心から少なくとも１／６厚さまでの部位の強度、即ち硬度を表層より３０ＨＶ以上低くする必要がある。
本発明者らは、方位差角１５度以上の大角粒界で囲まれたフェライト結晶粒と耐力で整理したところ、Ｈａｌｌ−Ｐｅｔｃｈの経験則で知られているようにフェライト結晶粒を微細にすると耐力が上昇し、その粒径を４μｍ以下まで微細にすると強化量が大きいことを確認した。フェライト結晶粒径４μｍ以下としたフェライトと、パーライトおよび／またはセメンタイトとからなる組織は、従来の焼入れ焼戻し処理材と同等またはそれ以上の高耐久比を有する。さらに、フェライト結晶粒の平均粒径を３μｍ以下まで微細にすると、強化量は著しく大きくなる。以上の理由から、部品の一部または全部、即ち部品において強度が必要とされる部位における表面から少なくとも１．０ｍｍ深さまでの組織を、方位差角１５度以上の大角粒界で囲まれたフェライト結晶粒の平均粒径が４μｍ以下のフェライトと、パーライトおよび／またはセメンタイトとからなる組織とした。
また、部品の厚さの中心から少なくとも１／６厚さまでの部位における組織のフェライト結晶粒の平均粒径が１５μｍ未満では、内部の硬度を表層より３０ＨＶ以上低くできないので、該部位の組織を、方位差角１５度以上の大角粒界で囲まれたフェライト結晶粒の平均粒径が１５μｍ以上のフェライトとパーライトとからなる組織とした。
ここで述べたフェライト結晶粒の平均粒径は、後方散乱電子線回折パターンから結晶方位解析を行い、解析で得られた方位差角１５度以上の大角粒界で囲まれたフェライト結晶粒の面積重み付け平均円相当径とした。面積重み付け平均円相当径Ｄは解析結果から下記（１）式を用いて算出する。
2008013323.tif 000003
ここで、ｄｉは、フェライト結晶粒の円相当径の階級範囲を０．５μｍとし、ｉ番目の階級の中央値である。Ａｌは、ｉ番目の階級におけるフェライト結晶粒の存在頻度である。
次いで、請求項４，５に記載している部品の製造方法の限定理由について以下に説明する。
まず請求項４，５において、請求項１〜３記載の鋼を１１５０℃以上、１３５０℃以下に加熱することを限定した理由について述べる。請求項１〜３記載の鋼は１１５０℃未満では、固溶Ｎｂ等の溶質原子の量が少なくｓｏｌｕｔｅ  ｄｒａｇ効果が不十分であり、よってＮｂ炭化物によるピン止め効果との複合効果が十分得られない。その一方、１３５０℃超ではＮｂ炭化物の量が減少しピン止め効果が不十分であり、固溶Ｎｂ等の溶質原子によるｓｏｌｕｔｅ  ｄｒａｇ効果との複合効果が得られない。また結晶粒成長の駆動力が大きく、鍛造加熱時のオーステナイト粒が粗大化する。
機械構造用鍛造部品は必ずしも部品全体を高強度化する必要がなく、使用中、応力集中係数が高い部位の表層を高強度化するだけで、部品の性能は十分向上する。例えば、クランクシャフトではコンロッドが取り付けられるピン部、コンロッドでは大端部と小端部をつなぐ連接部で応力集中係数が高く強度が要求される。その一方でアクスルシャフトでは部品全体表層に捻りが生じ、部品全体表層に強度が要求させる。本発明において強度が必要な部位とは、これらの部位の表層を示す。これら強度を必要とする部位の表層に、請求項４，５記載の鍛造温度で相当歪み１．５以上、５．０以下となるように加工と熱処理方法を施すことで高強度、高耐久比を付与する。相当歪みで１．５未満の歪みでは、結晶粒微細化の効果が十分得られないため、その下限を１．５以上とする。また相当歪みで５．０超の歪みでは、工業的に適さない。
ここで、相当歪みとは、多軸応力状態で与えられた歪の単軸応力状態での相当量を示すものであり、文献「基礎からわかる塑性加工」（コロナ社２００３年２月２５日発行  第５刷）の第６０〜６３頁に記載されている手法により求めるものである。
鍛造温度を比較的高い温度の１０００℃以下、８００℃以上に限定したのは、８００℃未満の温度で鍛造を行うと、変形抵抗が著しく増加し、複雑な形状をもつ実部品を造るには鍛造機および金型への負担が大きすぎる。また１０００℃を超える温度で鍛造すると、加工再結晶によるオーステナイト粒微細化の効果は十分得られないからである。したがって、鍛造温度の上限を１０００℃、下限を８００℃とする。
請求項４において、加工後５５０℃以上、６５０℃以下の温度範囲まで平均冷却速度１０℃／秒以上、１５０℃／秒以下で冷却することを限定したのは、１０℃／秒未満で冷却すると、鍛造時に導入した歪が冷却過程で回復および再結晶現象により解消し、また加工再結晶した結晶粒が粗大化し、これら結晶粒微細化の効果が十分に得られないからである。１５０℃／秒超で冷却することは、工業的に適さない。
請求項４において、鍛造前に４００℃以下までを平均冷却速度０．５℃／秒以上、１５０℃／秒以下で冷却、その後８００〜１０００℃以上に平均昇温速度１．０℃／ｓ以上で昇温することを限定し、また請求項５において、鍛造直後４００℃以下までを平均冷却速度０．５℃／ｓ以上、１５０℃／秒以下で冷却、その後８００〜１０００℃以上に平均昇温速度１．０℃／ｓ以上で昇温することを限定したのは、さらにオーステナイト粒を微細化するためである。即ち一度、オーステナイト単相域から４００℃以下まで冷却し、フェライト−パーライト変態点以下にする。変態後、８００〜１０００℃に昇温させ、微細なオーステナイトに変態させる。４００℃以下までを平均冷却速度０．５℃／ｓ未満で冷却、また８００〜１０００℃に平均昇温速度１．０℃／ｓ未満で昇温すると、十分なオーステナイト粒の微細化効果が得られない。オーステナイト粒の微細化効果の観点から冷却速度および昇温速度は速いほうが好ましい。しかし、１５０℃／秒超で冷却することは、工業的に適さない。
強度が必要な部位の加工および熱処理後、請求項４において部品全体を空冷または恒温処理し、請求項５において部品全体を空冷するのは、鋼組織を、一部または全部の表面から少なくとも１．０ｍｍ位置においては、フェライトと、パーライトおよび／またはセメンタイトとし、部品の厚さの中心から少なくとも１／６厚さまでの部位においては、フェライトとパーライトとするためである。
本発明を実施例によって以下に詳述する。なお、これら実施例は本発明の効果を説明するためのものであり、本発明の範囲を限定するものではない。
【実施例】
【０００６】
（実施例１）
表１−１に示す化学成分を有する鋼から、直径５０ｍｍ×高さ６０ｍｍの鍛造用試験片を切り出し、表１−２、または１−３に示す製造方法を適用して前方押出し加工により、表層細粒強化した試験片を作製した。表１−２、および１−３に示す相当歪みは、上記により算出した。表面から少なくとも１．０ｍｍ位置において、表１−２、および表１−３に示す逆変態時の平均冷却速度は加熱温度または鍛造温度から４００℃までの温度範囲の平均冷却速度である。また表１−２に示す逆変態時の平均昇温速度は４００℃から鍛造温度８００〜１０００℃までの温度範囲の平均昇温速度である。さらに表１−３に示す逆変態時の平均昇温速度は４００℃から８００℃までの平均昇温速度である。表１−２に示す鍛造後６００℃まで冷却後いずれも試料片全体を放冷した。また表１−３に示す逆変態後、試験片全体を放冷した。本発明の製造方法１、または２を適用して熱処理した場合、表１−１に示したような表面下１．０ｍｍにおける表層のフェライト結晶粒径、引張強さ、耐力比および組織、表面から直径の１／６位置における内部のフェライト結晶粒径および組織となった。フェライト結晶粒の平均粒径は、上記により算出した。
組織は光学顕微鏡または走査型顕微鏡によって観察した。Ｆ−Ｐはフェライトとパーライト組織を示し、Ｆ−Ｐ（Ｃ）はフェライトと、パーライトおよびセメンタイト組織を示し、Ｆ−Ｐ−Ｂはフェライト、パーライトおよびベイナイト組織を示す。引張特性ＪＩＳ３号試験片を用いて測定した。
表１−１に示すように、本発明Ｎｏ．１−１０，１−１３は、本発明の製造方法２を適用した場合、いずれも表層のフェライト粒径４μｍ以下のフェライトとパーライト組織であり、内部のフェライト粒径１５μｍ以上のフェライトとパーライト組織であり、引張強さ８１０ＭＰａ以上の高強度、０．７８以上の高耐力比を有していることが明らかになった。また本発明Ｎｏ．１−１〜９，１−１１，１−１２は、本発明の製造方法１を適用した場合、いずれも表層のフェライト粒径３．２μｍ以下のフェライトと、パーライトおよびセメンタイト組織であり、内部のフェライト粒径１５μｍ以上のフェライトとパーライト組織であり、一段と高い０．８０以上の高耐力比を有している。０．１０ｍａｓｓ．％以下の低Ｎｂ鋼でも、本発明の製造方法１を適用した場合、高耐力比を有する細粒組織が得られることが明らかになった。比較例Ｎｏ．１−１４，１−１７〜１９は本発明必須元素のＣ，Ｓｉ，Ｓ，Ａｌ，Ｎｂをいずれも過剰に添加または必要量含んでいない鋼であり、本発明の製造方法１または２を適用した場合、フェライト粒径４μｍ超のフェライトとパーライト組織を有し、本発明材に比べて耐力が低い。また、比較例Ｎｏ．１−１５，１−１６および１−２０はＳｉ，Ｍｎ，Ｐをいずれも過剰に添加または必要量含んでいない鋼であり、本発明の製造方法１または２を適用した場合、ベイナイトが析出し、本発明材より著しく耐力が低下する。
【表１−１】
2008013323.tif 000004
【表１−２】
2008013323.tif 000005
【表１−３】
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（実施例２）
実施例２では本発明の製造方法を適用し表層細粒強化した試験片と全体を細粒強化した試験片の強度および被削性の比較調査例を示す。
本調査では表２−１に示す３鋼種を用いた。表２−２に示す製造方法を適用して前方押出し加工により、表層細粒強化した試験片を作製した。表２−２に示す相当歪みは、上記により算出した。表面から少なくとも１．０ｍｍ位置において、表２−２に示す逆変態時の平均冷却速度は加熱温度から４００℃までの温度範囲の平均冷却速度であり、逆変態時の平均昇温速度は４００℃から８００℃の温度範囲の平均昇温速度である。鍛造後、試験片全体を放冷した。表面から２００μｍを外周切削した後、摩擦圧接を用いてネジ部を接合する。摩擦圧接により膨らんだ接合部を切削し、ＪＩＳ１号小野式回転曲げ疲労試験片を作製した。表２−３に示す製造方法を適用して据え込み鍛造により、比較として全体を細粒強化した試験片を作製した。表２−３に示す相当歪みは、上記により算出した。鍛造後放冷した。鍛造材中心からＪＩＳ１号小野式回転曲げ疲労試験片を作製した。これら作製した試験片を用いて、小野式回転曲げ試験により各試験片の耐久強さを評価した。
フェライト結晶粒の平均粒径は、上記により算出した。引張特性はＪＩＳ３号試験片を用いて測定した。組織は光学顕微鏡または走査型顕微鏡によって観察した。Ｆ−Ｐはフェライトとパーライト組織を示し、Ｆ−Ｐ（Ｃ）はフェライトと、パーライトおよびセメンタイト組織を示す。硬さはビッカース硬さで評価した。表２−４に示す切削条件でドリル穿孔試験を行い、表層細粒強化した試験片および全体を細粒強化した試験片の被削性を評価した。その際、評価指標としては、ドリル穿孔試験では累積穴深さ１０００ｍｍまで切削可能な最大切削速度ＶＬ１０００を採用した。これらの結果を表２−５と図１とに示す。
作製した試験片は表２−５に示したような表面下１．０ｍｍにおける表層のフェライト結晶粒径、組織および硬さ、表面から直径の１／６位置における内部のフェライト結晶粒径、耐力比、組織および硬さとなった。また、表２−５に示したような表層と内部の硬度差となった。
図１は本発明（表層細粒強化した試験化）と比較例（全体を細粒強化した試験片）を横軸に耐久強さ、縦軸にＶＬ１０００の結果をプロットした。
【表２−１】
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【表２−２】
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【表２−３】
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【表２−４】
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【表２−５】
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表２−５および図１からわかるように、表層を細粒強化することにより試験片全体を強化したものと同等な強度が得られることを示した。また耐久強さが同等にもかかわらず、表層細粒強化した試験片の被削性は試験片全体強化した試験片より優れていることがわかる。
（実施例３）
表３−１に示す化学成分を有する鋼から、直径５０ｍｍ×高さ６０ｍｍの鍛造用試験片を切り出し、表３−２に示す製造方法を適用して前方押出し加工により、表層細粒強化した試験片を作製した。表３−２に示す相当歪みは、上記により算出した。表３−２に示す逆変態時の平均冷却速度は加熱温度から４００℃までの温度範囲の平均冷却速度であり、逆変態時の平均昇温速度は４００℃から鍛造温度までの温度範囲の平均昇温速度である。また表３−２に示す鍛造直後の平均冷却速度は鍛造温度から６００℃までの温度範囲の平均冷却速度である。鍛造後６００℃まで冷却し、その後６００℃で２ｍｉｎ．恒温処理後、試験片全体を放冷した。本発明Ｎｏ．３−１２，３−２４では、逆変態の熱処理を行わず、鍛造後、放冷した。
表３−２に示す本発明の製造方法を適用して熱処理した場合、表３−２に示したような表面下１．０ｍｍにおける表層のフェライト結晶粒径、引張強さ、耐力比および組織、表面から直径の１／６位置における内部のフェライト結晶粒径および組織となった。フェライト結晶粒の平均粒径は、上記により算出した。組織は鍛造品の中央部から光学顕微鏡または走査型顕微鏡によって観察した。Ｆ−Ｐはフェライト−パーライト組織を示し、Ｆ−Ｐ（Ｃ）はフェライト、とパーライトおよびセメンタイト組織を示し、Ｆ−Ｃはフェライトとセメンタイト組織を示す。引張特性はＪＩＳ３号試験片を用いて測定した。
表３−２に示すように、本発明Ｎｏ．３−１〜６，３−１３〜１８は、いずれも表層のフェライト粒径３．３μｍ以下のフェライト、パーライトおよびセメンタイト組織、またはフェライトとセメンタイト組織であり、内部のフェライト粒径１５μｍ以上のフェライトとパーライト組織であり、引張強さ８４７ＭＰａ以上の高強度、０．７９以上の高耐力比を有していることが明らかになった。比較例Ｎｏ．３−７，３−１９は逆変態前の加熱温度が低く、固溶Ｎｂの溶質原子量が少なくｓｏｌｕｔｅ  ｄｒａｇによるオーステナイト粒微細化効果が不十分であり、熱処理後の表層の組織の平均粒径は４μｍ以上であり、耐力が低い。比較例Ｎｏ．３−８，３−２０は逆変態時の冷却速度および昇温速度が遅く、逆変態によるオーステナイト粒微細化効果が不十分であり、熱処理後の表層の組織の平均粒径は４μｍ以上であり、耐力が低い。比較例Ｎｏ．３−９，３−２１は鍛造温度が高く、再結晶が著しく成長し、熱処理後の組織が粗い。比較例Ｎｏ．３−１０，３−２２は加工度が小さく、核生成速度が小さい。よって細粒効果が不十分であり、熱処理後の表層の組織の平均粒径は４μｍ以上であり、耐力が低い。比較例Ｎｏ．３−１１，３−２３は鍛造直後の冷却速度が遅く、冷却過程で回復または再結晶現象により粒成長し、熱処理後の組織が粗い。比較例３−１２，３−２４は逆変態の熱処理しないことにより、オーステナイト粒微細化効果が得られず、熱処理後の表層の組織の平均粒径は１０μｍ以上のフェライトとパーライト組織と粗い。
【表３−１】
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【表３−２】
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（実施例４）
表４−１に示す化学成分を有する鋼から、直径５０ｍｍ×高さ６０ｍｍの鍛造用試験片を切り出し、表４−２に示す製造方法を適用して前方押出し加工により、表層細粒強化した試験片を作製した。表４−２に示す相当歪みは、上記により算出した。表４−２に示す逆変態時の平均冷却速度は鍛造温度から４００℃までの温度範囲の平均冷却速度であり、逆変態時の平均昇温速度は４００℃から８００℃の温度範囲の平均昇温速度である。逆変態後試験片全体を放冷した。表４−２に示す本発明の製造方法を適用して熱処理した場合、表４−２に示したような表面下１．０ｍｍにおける表層のフェライト結晶粒径、引張強さ、耐力比および組織、表面から直径の１／６位置における内部のフェライト結晶粒径および組織となった。フェライト結晶粒の平均粒径は、上記により算出した。組織は鍛造品の中央部から光学顕微鏡または走査型顕微鏡によって観察した。Ｆ−Ｐはフェライト−パーライト組織を示す。引張特性はＪＩＳ３号試験片を用いて測定した。
表４−２に示すように、本発明Ｎｏ．４−１〜５，４−１０〜１４および４−１９〜２３は、いずれも表層のフェライト粒径４μｍ以下の細粒フェライトとパーライト組織、またはフェライト、とパーライトおよびセメンタイト組織であり、引張強さ８１０ＭＰａ以上の高強度、０．７４以上の高耐力比を有していることが明らかになった。比較例Ｎｏ．４−６，４−１５および４−２４は鍛造前の加熱温度が低く、固溶Ｎｂの溶質原子量が少なく、ｓｏｌｕｔｅ  ｄｒａｇによるオーステナイト粒微細化効果が不十分であり、熱処理後の表層の組織の細粒効果も不十分で組織が粗く、耐力も低い。比較例Ｎｏ．４−７，４−１６および４−２５は鍛造温度が高く、再結晶粒が著しく成長し、逆変態による組織の細粒化効果が小さく、熱処理後の表層の組織が粗い。比較例Ｎｏ．４−８，４−１７および４−２６は加工度が小さく、十分な細粒効果が得られず、熱処理後の表層の組織が粗い。比較例Ｎｏ．４−９，４−１８および４−２７は逆変態時の冷却速度および昇温速度が遅く、逆変態によるオーステナイト粒細粒効果が不十分であり、熱処理後の表層の組織が粗く、耐力が低い。
【表４−１】
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【表４−２】
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【産業上の利用可能性】
【０００７】
本発明の部品は、応力が集中し、強度が必要とされる部位の表層を実用的な温度域で鍛造し、最適な鋼と熱処理によって細粒強化したものであり、部品全体を強化、または被削性を著しく低下することなく、実質的な部品強度を高めたものである。当該部位の強化量は従来の熱間鍛造用鋼と比較して顕著に大きく、高強度・高耐力比部品を実現することができる。
【図１】
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【国際調査報告】
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