技術論文

肌焼鋼の熱間鍛造後のミクロ組織制御による浸炭時の結晶粒度特性の改善
Improvement for Austenite Grain Stability During Carburizing Process Through Controlling
Microstructure After Hot Forging in Case Hardening Steel
宮﨑 武*1

藤松 威史*2

MIYAZAKI Takeshi and FUJIMATSU Takeshi

Synopsis: Case hardening steels are widely used for gears and shafts for automotive and industrial components, and theprocess of hot forging is mainly employed to fabricate these parts. In general, forged parts are reheated andheld at about 900℃ to form the austenite, followed by air cooling (normalizing) after hot forging to obtain uniform
ferrite and pearlite microstructure. However, omission of normalizing is desired for cost saving. Thus, from theviewpoint of suppression of coarsening of austenite grain during carburizing process , it is necessary to avoid theformation of bainite during hot forging and subsequent cooling for omission of normalizing. Therefore, this study
aims to clarify promising alloy compositions and hot forging conditions for omission of normalizing.
In the present study, JIS SCM420 (0.2C-0.3Si-0.8Mn-1.0Cr-0.2Mo, in mass%) as the base alloy was prepared
to promote the formation of bainite by the addition of Mo after hot forging and followed by cooling. Also, JIS
SCr420 (0.2C-0.3Si-0.8Mn-1.0Cr) and ECOMAX5 (developed high strength Ni, Mo free and Nb addition steel)
were prepared to suppress the formation of bainite by the absence of Mo. Specimens for microstructures
were investigated under various forging and cooling conditions by using a thermomechanical simulator(Thermecmastor-Z), and pseudo carburizing heat treatments, i.e. without a carburizing gas, were performed toevaluate austenite grain stability. SCr420 and ECOMAX5 (Mo free alloys) have the tendency to suppress theformation of bainite compared to SCM420 during hot forging and subsequent cooling, and the microstructuresconsist of ferrite and pearlite for extensive forging temperature and cooling conditions. As a result, when omitting
normalizing after hot forging, SCr420 exhibits finer ausetenite grains rather than SCM420 in the following
carburizing in the wide range of hot forging conditions, while coarse austenite grain is observed in the formation
condition of bainite at relatively high forging temperature followed by fast cooling. On the other hand, ECOMAX5
shows fine and uniform austenite grain even containing bainite after hot forging, because ECOMAX5 has fineNiobium carbonitrides by Nb addition. Accordingly, it clearly indicates that ECOMAX5 could be a promising alloy
for omission of normalizing after hot forging.
Keywords: ‌case hardening steel; hot forging; continuous cooling; microstructure; grain growth; recrystallization; strain
induced boundary migration; carburizing, grain stability; electron back scattering diffraction.

1. 緒言

ズとして「高機能化」と「コストダウン」の大きく2つが挙げられる。小型・軽量化や高耐久・高信頼性付与といっ自動車や建設・産業機械の動力伝達装置（トランスミッ

た部品の「高機能化」に対しては，主に高強度化（ピッチション等）の駆動系部品として組み込まれるギヤ・シャ

ング強度，高・低サイクル疲労強度の向上）が求められ

フトは，肌焼鋼の代表鋼種であるSCr420 (0.2C-0.3Si-る。一方，「コストダウン」について要求されるニーズと

0.8Mn-1.0Cr, mass%) をベースに，SCr420にMoを添しては，省合金型の成分設計や部品製造時の工程省略（焼加したSCM420 (SCr+0.2Mo) 等が選定される場合が多ならし省略等）の実現が挙げられる。よって，肌焼鋼の開い。それら肌焼鋼に対する自動車や建産機メーカーのニー

発ニーズは，NiやMoのような希少元素の添加に頼らずに*1*2

山陽特殊製鋼株式会社
山陽特殊製鋼株式会社

軸受営業部 軸受CS室 博士（工学）
研究・開発センター 基盤研究室 材料研究グループ長

50

博士（工学）

Sanyo Technical Report Vol.27 (2020) No.1

肌焼鋼の熱間鍛造後のミクロ組織制御による浸炭時の結晶粒度特性の改善

Hot forging
Round barsteel

Cutting

Carburizing

Normalizing

1000~1200oC

About 930oC

About 900oC

A3
Air
cooled・Low temperatureRoughmachining

A3
Air
cooledtempering
A3・Finish machining
Oil
quenched

Fig.
manufacturing
process
hot forging
Fig. 1.
1. Typical
Typical manufacturing
processof hotof
forgingfor gearsfor
andgears
shafts.and shafts.
高強度化し，なおかつ工程省略を実現することに集約さ呈しやすくなる。熱鍛後にベイナイトが混在したミクロ組

れる。Ni，Moフリーの省合金型高強度鋼については，当織を呈すると，浸炭加熱の過程でオーステナイトに逆変態社を含めた鉄鋼メーカー各社で研究が進められており，量した直後のオーステナイト粒径（これを以降ではオーステ

産・実用化の報告例も多数ある

1-14)。一方，コストダウン

ナイト初期粒径と呼ぶ）にばらつきが生じ，フェライト＋のための工程省略に注目すると依然として課題が残されてTable 1. Chemical composition ofパーライト組織に比べて浸炭時の混粒を発生させやすくす
the alloys in this studied (mass%).
いる。

C

Si

Mn

0.20

0.26

0.82

ギヤ・シャフト部品の代表的な製造工程である熱間鍛SCM420造（これを以降では熱鍛と呼ぶ）の加熱加工スケジュー

18)
Ni る 。一方，ベイナイトを回避しようとすれば熱鍛後の
Cr
Mo
Nb
Al
N

0.10

徐冷が有効な手段として想定されるが，徐冷を行うことに

1.03

0.15

Tr

0.028

0.0161

よって局所的に粗大なパーライトやベイナイトを含んだ異SCr420
0.20
0.25
0.82
0.10 常粗大組織が形成される場合が経験されている。この場合
1.03
0.02
Tr
0.032
0.0167ルの例をFig.1に示す。熱鍛は鋼材を切断したブランクをも，ベイナイトの存在に起因して浸炭時に混粒が発生する
1000～1200℃の高温で粗成形するため，冷鍛や温鍛にECOMAX5
Developed high-strength
steel (Ni, Mo free and Nb addition)
比べて鍛造時の変形抵抗が低く，高い変形能が期待されることから，熱鍛後の焼ならし省略の実現は困難となってい方法である。その後，ギヤ・シャフト部品は耐摩耗性や疲た。

労強度向上のためオーステナイト域の900～950℃程度

熱鍛後の徐冷において観察される異常粗大組織の形成に加熱保持し，炭素を侵入拡散させた後に焼入れして表面に関して，冷却過程でのオーステナイトの粒成長挙動が硬化を図る浸炭熱処理が一般に行われる。しかし，熱鍛後関与していることが考えられるが，その形成条件やメカのミクロ組織によっては浸炭加熱初期のオーステナイト粒

ニズムは明らかではなかった。熱間加工後の粗大オーステ

径にばらつきが生じることや，AlNやNb炭窒化物等の析出o
1200oC 3.3 C/s
T1
粒子のピン止めが外れることに起因して，浸炭時に混粒の65% (10s-1) 5% (10s-1)
発生を招いてしまう場合がある。混粒を呈すると，その部

ナイト粒形成については，関連研究として鍛造や圧延時のoo
19-28)
1200oC 3.3 C/s 1100
C。それら報告のor 1150oC
軽圧下付与の影響が報告されている-1
65%(10s ) 5% (10s-1)
中で，Katsumataら24)は，中炭素のNi-Cr-Mo-V鋼を用い( )0.50oC/s
1250℃で5%軽圧下を付与した後，5000 sの等温保持を
0.05oC/s
行うと，オーステナイト粒界の張り出しによるひずみ誘起(b) Hot forged and quenched pattern(a) Hot forged and continuous cooled pattern( )分が破壊の起点になりギヤ・シャフトの疲労強度や靭性の低下を招くことから 15,16)，混粒発生を回避して整細粒を維持することが部品の要求特性を確保するうえで重要であ
30s
600s
5s
る。そこで通常，熱鍛後に再びオーステナイト域に加熱・粒界移動 (strain induced boundary migration) によって
600s
30s
750oC
数mmを超える粗大オーステナイトが形成されると報告し
5s
quench
CR2 ている。またNeishiら27) はSCr420やS45Cを900℃で熱保持してから空冷を行う焼ならしによって均一なフェライ
Series C
T1:1000, 1100, 1150oC
Water
Series A
間圧延後に，棒鋼の仕上げ圧延を模擬した3.2%の軽圧下
ト＋パーライト組織にすることで，浸炭加熱時にオーステ
quenched
CR2：0.50, 0.15, 0.05oC/s
ナイトが比較的均一な大きさで形成されるようにして混粒を付与し100 s保持すると，粒度No.3.5（約120
Series Bμm）

発生の回避が図られている。よって，熱鍛後の焼ならしをの粗大なオーステナイトを形成することを報告している。

省略して部品製造時のコストダウンを実現しようとすれ何れの研究からも，軽圧下付与によってオーステナイト中Fig. 2. Heat patterns of (a) hot forging and subsequent continuous cooling, (b) hot forging, cooling and interrupted

quenching. Series A: hot forging and continuous cooling toにひずみの不均一性が生じることで粒成長が促進されるとroom temperature, Series B: quenching immediately after
ば，熱鍛冷却後のミクロ組織を浸炭時の混粒回避に有利な見られており，これが前述の異常粗大組織形成の一因であように作り込むことが重要になる。

hot forging, Series C: interrupted quenching after hot forging and continuous cooling down to 750oC.
熱鍛後のミクロ組織形成に及ぼす因子としては，鋼材のる可能性があった。しかしながら，オーステナイトが安

化学成分や，熱鍛時の加工温度・加工率，熱鍛後の冷却速定な鋼を除いて，通常はオーステナイト域からの冷却過17)。例えば熱鍛時の加工温度を低くし，程で相変態が起こるため，変態前のオーステナイトの結かつ加工率を高めることで熱鍛直後のオーステナイト粒径

晶方位やひずみ状態の情報を得ることは難しく，その検は細かくなり，冷却後にフェライト＋パーライト組織を形証が困難となっていた。しかし近年，Miyamotoら29-31) は成しやすくなる。しかし，オーステナイト粒径が細かい場

EBSD (Electron Back Scattering Diffraction) 測定で取得合であっても，熱鍛後の冷却速度が比較的速い条件ではベしたマルテンサイトの結晶方位の情報をもとに，母相オー

イナイトが生成するようになる。また，Moを添加した鋼

ステナイトとマルテンサイトが特定の方位関係を有するこ材ではベイナイト変態が起こりやすくなるため，冷却速度とを利用して，母相オーステナイトの結晶方位や，ひずみが比較的遅い場合にもベイナイトが混在したミクロ組織をの状態を再構築する解析技術（オーステナイト再構築法）

度が挙げられる

Sanyo Technical Report Vol.27 (2020) No.1511

肌焼鋼の熱間鍛造後のミクロ組織制御による浸炭時の結晶粒度特性の改善を開発している。この再構築法によれば，加工直後のオー型肌焼鋼として開発したECOMAX5（SCr420に比べて高ステナイト粒の方位回転を見ることで，オーステナイト中Si-低Mn-高Cr-Nb添加の化学成分）42) を準備し，種々ののひずみの情報を得ることが可能である。著者ら32,33) は

熱鍛温度・冷却速度におけるミクロ組織，および浸炭時のSCM420を用いた実験にこの再構築法を適用し，再構

結晶粒度特性（混粒発生の有無）について調査を行った。

築した元のオーステナイト粒のGOS（Grain Orientation

そしてそれらの結果，熱鍛ままで焼ならしを省略しても浸Spread，粒内方位差平均）値を評価することで，熱間加炭時の結晶粒粗大化抑制に対して有望性の高い合金成分お工直後のオーステナイトのひずみ状態の評価が可能である

よび熱鍛条件を見出した。

こと，およびその評価のもと加工直後のオーステナイト粒

2. 実験方法

内に不均一なひずみ分布が存在すると徐冷過程において粒成長が促進されることを見出している。他方で，肌焼鋼に2.1 供試材および熱鍛模擬の加工熱処理

は焼入性向上のためMoや，浸炭時の混粒回避のためNbを

本 研 究 で は Ta b l e 1 に 示 す S C M 4 2 0 ， S C r 4 2 0 ，添加する場合があり，それらの元素は熱間加工時のオース
34-41)。再ECOMAX5を用いた。ECOMAX5は開発鋼であるため化結晶の抑制効果がオーステナイト中のひずみ状態に影響を

学成分は非開示とした。なお，ECOMAX5は合金成分の及ぼすことで，徐冷過程におけるオーステナイトの粒成長調整によりMoフリーであってもSCM420並みの焼入れ挙動に変化をもたらす可能性も考えられる。
Hot forging
Normalizing

性を有している。SCr420はSCM420からMoを除いた組
Carburizing

テナイトの動的再結晶を遅延させる作用がある

以上をもとに，熱鍛後の焼ならし省略の実現に対して，o1000~1200oC成に相当するため，焼入れ性はSCM420には及ばず，通About 930oC

About 900 C

・Low temperature
熱鍛直後のひずみ状態と冷却過程におけるオーステナイト
Rough常それらの鋼種は用途に応じて使い分けられている。以
Round
bar
Cutting
tempering
A3
A3
A3
machiningsteel
Hot forging
Carburizing
Normalizing
・Finish machiningの粒成長挙動の関係，および熱鍛後の冷却速度とミクロ組
後，SCM420，SCr420についてはSCM，SCrと呼称す
Air
Oil
Air
1000~1200
cooled oC
cooledoAbout 930oCquenched
About
900 C
織の関係について，鋼の合金成分の作用も交えて詳細に調る。各鋼種について，それぞれ真空溶解により100kg鋼
・Low temperature
Rough
Round bar
Cutting
tempering
A3
査することで，浸炭時に整粒を維持するための有効な方策
塊を溶製し，それらを1250℃で4h保持後にφ32 mmにA3 of hotmachining
A3
steel
Fig. 1. Typical manufacturing
process
forging for gears and shafts.
・Finish machining
Air
Oil
Air
cooledが見出せることが期待される。そこで本研究では，オースcooled鍛伸を行った。次に鍛伸材について900℃で1h保持後にquenched

テナイト温度域からの冷却過程でベイナイトが生成しやす

空冷する焼ならしを施した。その後，空冷した鋼材の中

いSCM420をベース材として，それに対する焼ならし省

周部より直径8 mm，高さ12 mmの円柱状試験片を切り出

略時の結晶粒度特性の向上を期待してベイナイトを生成さした。この試験片に対して，熱間加工再現試験装置（富Fig. 1. Typical manufacturing process of hot forging for gears and shafts.

せにくいMoフリーのSCr420，およびNb添加により浸炭
士電波工機社製・Thermecmastor-Z）を用いて実際の部
Table 1. Chemical composition of the alloys in this studied (mass%).
時の結晶粒粗大化防止特性に優れるNi，Moフリー高強度品の熱鍛を想定したFig.2(a)に示すパターンで加工を行
C
Si
Mn
Ni
Cr
Mo
Nb
Al
N

SCM4200.20

0.261.1. Chemical
0.82 composition
0.10
1.03
Tr (mass%).
0.028
Table
ofof
the
ininthis
Table
Chemicalcomposition
thealloys
alloys0.15
thisstudiedstudied(mass%).

0.01610.20 C 0.25 Si 0.82 Mn 0.10 Ni 1.03 Cr 0.02 Mo Tr Nb 0.032 Al 0.0167 N
ECOMAX5
Developed
high-strength
Mo free0.15
and Nb addition)
SCM420
0.20
0.26
0.82
0.10steel (Ni,
1.03
Tr
0.028
0.0161
SCr420SCr4200.20

0.25

ECOMAX5

0.82

0.10

0.02

1.03

o
1200oC 3.3 C/s 1100oC or 1150oC
65%(10s-1) 5% (10s-1)

1200oC 3.3 C/s
T1
65% (10s-1) 5% (10s-1)(b) Hot forged and quenched pattern( )(a) Hot forged and continuous( cooled
pattern)o1200 C 3.3 C/s
T1
65% (10s-1) 5% (10s-1)

5s
T1:1000, 1100, 1150oC
CR2：0.50, 0.15, 0.05oC/s
600s
5s

o

0.50oC/so1200 C 3.3 C/s 1100oC or 1150oC 0.05 C/s-1-1
65%(10s ) 5% (10s )o

30s

0.0167(b) Hot forged and quenched pattern

o

600s

0.032

Developed high-strength steel (Ni, Mo free and Nb addition)(a) Hot forged and continuous cooled pattern

30s

Tr

o

( )

30s

( )

600s
5s

CR2
Series A

30s

600s

Water
quenched

0.50oC/so
750 oC0.05
C/s
quenched
Series C

750oC
Series B
5squenched
CR2
Series C
T1:1000, 1100, 1150oC
Water
Fig.2.2.Heat
patterns ofcontinuous(b) (b)hot hot
forging,cooling
and andinterrupted
Series A cooling,Fig.
‌Heat patternsof (a)(a) hot
hotforging
forgingand
andsubsequent
subsequent
continuous
cooling,
forging,cooling
interrupted quenching.
quenched
CR2：0.50, 0.15, 0.05oC/s
Series A: hot forging and continuous cooling to room temperature, Series B: quenching immediately after hot forging, Series
Series B
quenching. Series A: hot forging and continuous cooling to room temperature, Series B: quenching immediately
after
C: interrupted quenching after hot forging and continuous cooling down to 750℃
oFig. 2. Series
Heat patternsof (a) hot
forging andcooling,(b) hot
forging,cooling
hot forging,
C: interrupted
quenchingaftersubsequent
hot forgingcontinuousand continuous
coolingdown
to 750C. and interrupted

quenching. Series A: hot forging and continuous cooling to room temperature, Series B: quenching immediately after
52

Sanyo Technical Report Vol.27 (2020) No.1

hot forging, Series C: interrupted quenching after hot forging and continuous cooling down to 750oC.

肌焼鋼の熱間鍛造後のミクロ組織制御による浸炭時の結晶粒度特性の改善

い，熱鍛後のミクロ組織の再現を図った (Fig.2のSeries

ステナイト粒のひずみ状態を解析した。そのために，

A)。試験片は真空中で1200℃まで加熱して600 s保持

オーステナイト域から水冷もしくは冷却途中にHe急冷し後に加工温度まで3.3℃/sの冷却速度で1000，1100，

た試料のマルテンサイト組織のEBSD観察を実施した。

1150℃の各温度に降温した後，それらの各温度でひずみ試料調整のため，光学顕微鏡観察の手順と同様にしてバ-1

速度10 s で65%圧下（部品の粗成形を模擬した条件）をフ研磨まで行ってから，さらに試料表面付近のひずみを行い，5 s保持後に室温付近まで連続冷却を施した。その冷除去するためコロイダルシリカ研磨を20～25 min実施

却速度として，鍛造品が単体で空冷される場合を想定したした。オーステナイト再構築法の概略は冒頭に説明した

0.50℃/s，鍛造品が集積状態で冷却される場合の徐冷を想通りであり，以下では具体的な設定条件について説明す

定した0.05℃/s，およびそれらの中間的な冷却速度である。まず，EBSD測定を行って得られた水冷もしくは急冷

る0.15℃/sの3条件を設定した。これらの処理条件を以材のマルテンサイトの結晶方位データからCI (Confident

後ベース条件と呼ぶ。さらに，熱鍛における粗成形後のIndex) 値が0.2以上のデータを用いて，元のオーステナ

最終の仕上げ成形を模擬した軽圧下付与の条件として，

イトの方位を求める解析プログラムを使用してオーステ

65%圧下後の5 s保持に引き続いて同温度，同ひずみ速度

ナイト粒を再構築した。再構築の条件は，熱間加工直後

で5%の軽圧下を付与した後，ベース条件と同様の各冷却の水冷材ではメッシュサイズ4×4 μm2，ステップサイズ

速度で冷却した。以後，この処理条件を軽圧下条件と呼2 μmとし，オーステナイトの粒成長が起こる徐冷途中かぶ。ベース条件と軽圧下条件の違いは5%軽圧下の有無のらの急冷材ではメッシュサイズ8×8 μm 2，ステップサみである。

イズ4 μmとした。ここで，メッシュサイズとは再構築を

さらに，加工直後のオーステナイトの観察を目的とし行う際の1つの単位領域を指し，ステップサイズとは隣接て，Fig.2(b)に示すように1100℃や1150℃で65%加工したメッシュ間の移動距離を表す。再構築したデータか

後，あるいは65%加工後に5 s保持を経て5%軽圧下後，

ら，TSLソリューションズ社製の解析用ソフトウェアOIM

0.05 s以内に水冷（加工温度から500℃までの冷却速度

Analysis ×64 (Ver.7) を用いて，オーステナイトの方位は試験片表面部で約500℃/s）を行い，加工直後のオーマップを作成し，さらにその各粒の平均方位差から塑性

ステナイト粒の凍結を図った (Fig.2のSeries B)。なお，変形の程度を反映するGOS（Grain Orientation Spread，

試験片を一様に水冷するためアルゴン雰囲気中で実施し粒内方位差平均）値を求め，各オーステナイト粒のひずた。また加工後の冷却途中におけるオーステナイトの粒成

み状態についての解析を行った。ここでGOS値とは，各長挙動の観察を行うため，Fig.2(b)に示すように1100，

結晶粒の平均方位を持つピクセルを基準として粒内の各1150℃の各加工温度でベース条件や軽圧下条件においてピクセルの方位差を平均した値であり，各オーステナイ

0.50℃/sや0.05℃/sで連続冷却を行う過程で，フェライト粒の方位差は各粒が受けている塑性ひずみの程度と関ト変態温度直上の750℃に到達した時点からHeガスによ係があるとされている。なお方位マップはいずれも圧縮る急冷 (60℃/s) を実施した (Fig.2のSeries C)。冷却途

軸に平行な方向を参照して表示した。

中から急冷する実験は，何れも真空雰囲気中で実施した。
2.3 AlN定量測定

また，全ての条件において，加工中の試験片の塑性拘束を

熱間加工時のオーステナイトの動的再結晶，および加工緩和するため，潤滑剤として雲母薄片を試験片の上下面に後の冷却過程におけるオーステナイトの粒界移動に対する挟んで加工を行った。

抵抗力として寄与するピン止め粒子に関して，その影響を
2.2 熱鍛を模擬した試料の組織観察考察するためAlN析出量の定量測定を行った。AlNの定量

何れの加工熱処理条件も組織観察は，試料中心を通る圧にあたり，10%臭素メタノールにより抽出したAlNを含縮軸方向に平行な断面の中心付近で行った。連続冷却したむ残渣を0.2 μmメッシュのフィルターで捕集後，0.1%

試料は機械研磨後にダイヤモンドペーストで鏡面に仕上

水酸化ナトリウム溶液を加え水蒸気蒸留を行い，残渣にげ，5%ナイタール液で腐食して観察した。オーステナイ

含まれるNを回収した。続いて吸光光度法によりN量を定ト域から水冷もしくは冷却途中にHe急冷した試料につい量し，その量をもとにAlN量に換算した。なお本手法におては旧オーステナイト粒径を確認するために，ダイヤモン

けるNの定量限界値は5 ppm（AlNとしての定量限界値はドペーストで鏡面に仕上げた後，水に飽和ピクリン酸，ド15 ppm）である。

デシルベンゼンスルホン酸ナトリウム，シュウ酸，および2.4 擬似浸炭およびオーステナイト初期粒観察の熱処理

塩化第二鉄を加えた水溶液を用いて腐食することにより，熱鍛工程を模擬した熱間加工冷却後の試料に対して，

旧オーステナイト粒界を現出させてから光学顕微鏡観察を

浸炭熱処理の昇温・保持を模擬した擬似浸炭を行い，浸行った。

炭時の結晶粒度特性（混粒発生の有無）を評価した。そさらに，オーステナイト再構築法を用いて個々のオー

53

Sanyo Technical Report Vol.27 (2020) No.1

肌焼鋼の熱間鍛造後のミクロ組織制御による浸炭時の結晶粒度特性の改善

950oC
Water
quenched

300oC/hSeries E

実験結果および考察

3.1

連続冷却材のミクロ組織観察結果

Moの有無が熱鍛冷却後のミクロ組織に及ぼす影響の確認を目的として，SCMおよびSCrの1150℃ベース条件にSeries D

6h3.

おける0.05，0.15，0.50℃/sで連続冷却後の光学顕微
鏡組織写真をFig.4に示す。SCM，SCrともに0.05℃/sのFig. 3. Heat‌
patterns of pseudo-carburizing for 6h at 950℃,
徐冷を行うと整細なフェライト＋パーライト組織になる
Heat patterns of pseudo-carburizing
6h at (Series
950°C,D)
thenquenchedin water (Series D) , heating at 950°C
then quenchedfor
in water, heatingat 950℃(Fig.4a, 4b)。0.15℃/sになるとSCMではフェライト＋and immediately quenched in water to observe themediately quenched in initialwateraustenite
to observe
theatinitialaustenitegrain at 950°C (Seriesパーライト＋ベイナイト組織
E).
grain
950°C
(Series E).
(Fig.4c) を呈するのに対し))て，MoフリーのSCrはフェライト＋パーライト組織であり，ベイナイトは生成していない (Fig.4d)。さらに冷却のためにFig.3に示すように部品の浸炭条件を模擬して，o

0.05oC/s

0.50oC/s

0.15 C/s

速度の速い0.50℃/sになるとSCMはフェライト＋ベイナ

室温から300℃/hで昇温し950℃で6h保持後に水冷し，(c)(e)

オーステナイト粒の観察を行った (Fig.3のSeries D)。擬

イト組織を呈し (Fig.4e)，SCrもこの冷却速度ではフェB
似浸炭とは浸炭性のガスを導入せずに熱履歴のみを付与すF

ライト＋パーライトだけでなくベイナイトが混在した組

P

B
織になる
F (Fig.4f)。なおECOMAX5は1150℃ベース条件

る方法であり，実験炉で簡便に処理ができ，また処理途中
F

Pに試料を実験炉から取り出して急冷凍結を行うことができでSCrと同様のミクロ組織を呈することを確認した。したるため，オーステナイト粒の経時変化を把握できるといっがって，Moフリーの成分系はSCMに比べて熱鍛後の冷却

200µm
200µm
た特徴がある。浸炭時の結晶粒粗大化の起こりやすさに対200µmにおいてベイナイトを形成しにくいことが明らかである。

し，浸炭加熱過程においてオーステナイトに逆変態した直(f)(d)
P後のオーステナイト初期粒径が強く影響を及ぼすことを既
300oC/hFに述べた。本論文では，室温から300℃/hで昇温し擬似F
浸炭温度である950℃に到達直後に水冷した条件におけP

次に熱鍛冷却後のミクロ組織に及ぼす加工条件の違い

950oC

Water

（軽圧下の有無）の影響について調査を行った。SCMはquenched

F

1100℃，ECOMAX5は1150℃におけるベースならびにB
軽圧下条件の光学顕微鏡組織写真をFig.5に示す。SCM

Series E

Series D

Pは1100℃ベース条件において0.05℃/sの徐冷を行う

るオーステナイト粒径をオーステナイト初期粒径とみなし6h(Fig.3のSeries E)，上記と同様の方法により旧オーステとFig.4(a)と同様に整細なフェライト＋パーライト組織

200µm
200µm
ナイト粒界を腐食して，光学顕微鏡観察を行った。

200µm(Fig.5a) を呈するのに対して，1100℃で軽圧下を付与しFig. 3. Heat patterns of pseudo-carburizing for 6h at 950°C, then quenched in water (Series D) , heating at 950°C
た場合はパーライトやベイナイトを含んだ異常粗大化した

Optical microstructures
the specimens
cooled at
rates
65%
compression
at 950°C
1150°C(Series
andof
immediately
quenchedin various
water tocoolingobservetheafterinitialaustenitegrain atE).
組織の形成が認められている(Fig.5b)。ここで，本論文

A, base condition). SCM (a), (c), (e). SCr (b), (d), (f).

05°C/s, (c, d) 0.15°C/s, (e, f) 0.50°C/s(a)0.05oC/s(c)P

0.15oC/s
B

(e)
F

B

F

SCM

0.50oC/s

P
200µm
(b)

200µm

200µm
(f)

(d)

P

F

F
SCr

F

F
B

P

2 200µm

P
200µm

200µm

Fig. 4.
‌Optical
microstructuresof the specimens
cooled at various
rates coolingafter 65%
compression
1150℃ (Series
base
Fig.
4. Optical
microstructuresof the specimens
cooledcoolingat various
rates
after 65%at compression
atA,1150°C
condition). SCM (a), (c), (e). SCr (b), (d), (f). (a, b) 0.05℃/s, (c, d) 0.15℃/s, (e, f) 0.50℃/s(Series A, base condition). SCM (a), (c), (e). SCr (b), (d), (f).

(a, b) 0.05°C/s, (c, d) 0.15°C/s, (e, f) 0.50°C/s
54

Sanyo Technical Report Vol.27 (2020) No.1

肌焼鋼の熱間鍛造後のミクロ組織制御による浸炭時の結晶粒度特性の改善における異常粗大組織とは，局所的に存在するパーライ

織写真を同じくFig.5に示す。ベース条件では整細なフェトやベイナイトを含んだ400 μmを超える組織と定義しライト＋パーライト組織であるのに対して (Fig.5e)，軽ている。一方，SCMの1100℃ベース条件ならびに軽圧

圧下条件では局所的に400 μmを超える異常粗大組織が下条件において比較的冷却速度の速い0.50℃/s冷却材で認められるものの，ベース条件と同様にフェライト＋パー

は，ともにフェライト＋ベイナイト組織を示し (Fig.5c,

ライト組織を呈している (Fig.5f)。すなわち，ECOMAX55d )，ミクロ組織には若干のばらつきが有るものの，では異常粗大組織の形成そのものは避け難いものの，狙い

Fig.5(b)で示したような400 μmを超える異常粗大組織

通りベイナイトの混在は回避されている。

は生成していない。すなわち，加工後の冷却速度が比較的以上の結果をもとに，65%加工後に軽圧下を付与した

o
速い条件のもとでは軽圧下を付与した条件下でも異常粗大

条件について，加工温度および加工後の連続冷却速度をECOMAX5 1150oC

SCM 1100 C

0.05oC/s
0.50oC/s因子として鋼種毎にミクロ組織，および異常粗大組織形成の状況を整理したマップ図をFig.6に示す。SCMでは(e)o
組織は形成され難いことが分かった。さらに，SCMと加0.05 C/s

工温度は異なるが，ECOMAX5の1150℃ベース条件およ
(a)
(c)

F
び軽圧下条件について0.05℃/sで徐冷後の光学顕微鏡組

1100℃や1150℃，SCrとECOMAX5は1150℃の比較

F
Base

0.05oC/s

(a)

(b)

P

Base

F

B

F

F

P

F

P

200µm

200µm

(f)

200µm

F

F

P

B

(d)

P

200µm

(f)

B

200µm

0.05oC/s

(e)

200µm

(d)

B
(b)

P
ECOMAX5
1150oC

0.50oC/s

(c)

F
200µm

Small

F

SCM 1100oC

P

200µm

F

P

B

B

F

200µm

Fig. 5. Small
Optical microstructures of the specimens cooled at various cooling rates after compression at 1100°C in
SCM or 1150°C in ECOMAX5 (Series A). Base condition: SCM (a) 0.05°C/s, (c) 0.50°C/s and ECOMAX5 (e)
200µm
200µm
200µm
0.05°C/s. With small compression: SCM(b) 0.05°C/s, (d) 0.50°C/s and
ECOMAX5 (f) 0.05°C/s. Red
dashed linesin (b)
and(f)5.indicate
abnormallycoarsemicrostructure.
Fig.
Opticalmicrostructuresof thespecimens
cooledat various
cooling
rates after
compression
at 1150°C
1100°Cinin
Fig. 5.
‌Optical
microstructuresof the specimens
cooledat various
cooling
rates after
compression
at 1100°C
in SCM or
ECOMAX5 (Series A). Base condition: SCM (a) 0.05°C/s, (c) 0.50°C/s and ECOMAX5 (e) 0.05°C/s. With small compression: SCM

SCM
or 1150°C in ECOMAX5 (Series A). Base condition: SCM (a) 0.05°C/s, (c) 0.50°C/s and ECOMAX5 (e)(b) 0.05°C/s, (d) 0.50°C/s and ECOMAX5 (f) 0.05°C/s. Red dashed lines in (b) and (f) indicate abnormally coarse microstructure.
0.05°C/s. With small compression: SCM (b) 0.05°C/s, (d) 0.50°C/s and ECOMAX5 (f) 0.05°C/s. Red dashed lines

1200

Abnormally coarse microstructure

1100
1000
950

1200

(a) F+P+B
SCM
1200

F+P+B

F+B

1100

Abnormally coarse microstructure

F+P
1150

F+P

(b) SCr
1200

1000 1150

0.05

0.15

F+P+B

0.50

F+B

Cooling rate (oC/s)
1000
F+P

950 1100
1000

1200

Abnormally coarse microstructure

F+P

1150

F+P+B

F+P

1200

1000
1150

F+P

F+P+B

F+P

0.05

(c) ECOMAX5

1100

Abnormally coarse microstructure

F+P+B
1100

(c) ECOMAX5

Abnormally coarse microstructure

1150

1150

Deformation temperature (oC)Deformation temperature (oC)(b) and (f) indicate abnormally coarse(b)microstructure.
SCr(a) in
SCM

0.15

0.50

Cooling rate (oC/s)

950
1100
1000

F+P+B

F+P

Abnormally coarse microstructure

F+P
0.05

F+P+B

F+P

0.15

0.50

Cooling rate (oC/s)

Fig. 6. ‌Effects of deformation temperature and cooling rate on the microstructure after hot forging (SeriesA, with small compression). (a)

950
950
950
Fig. 6. Effects
ofSCr,
deformation
temperatureand coolingrate on0.15
the microstructure
after hotforging(SeriesA,
with
SCM, (b)(c)
ECOMAX5.
0.05
0.15
0.50
0.05
0.50
0.05
0.15
0.50

Cooling rate (oC/s)

small compression). (a) SCM, (b) SCr, (c) ECOMAX5.

Cooling rate (oC/s)

Cooling rate (oC/s)

Sanyo Technical Report Vol.27 (2020) No.1

55 rate on the microstructure after hot forging (SeriesA, with
Fig. 6. Effects of deformation temperature and coolingsmall compression). (a) SCM, (b) SCr, (c) ECOMAX5.

肌焼鋼の熱間鍛造後のミクロ組織制御による浸炭時の結晶粒度特性の改善

的高温で軽圧下を付与し，かつ0.05℃/sで徐冷した条件いることが分かる。Ohtakara ら35) はSCM420を用いた1下でのみ異常粗大組織が形成されていることが分かる。

パスの圧延実験から，1150℃加熱後に1000℃で33%以

ただし，SCrやECOMAX5の場合はSCMとは異なり異常上の圧下を加えた場合，オーステナイトは全面が再結晶し粗大組織内にベイナイトが混在していないという特徴がていることを報告している。よって，Fig.7(a)，7(c)の観ある。また，何れの鋼種もこれらの加工温度で軽圧下を察結果における1100℃ベース条件の加工直後のオーステ付与した条件であっても，冷却速度が0.05℃/sよりも速ナイトは動的再結晶状態にあると考えられる。また65%い条件下では異常粗大組織は形成されていない。さらに加工後に5%軽圧下を付与した条件 (Fig.7b, 7d) のオー

MoフリーのSCrやECOMAX5の場合は1100℃あるいはステナイト粒はベース条件と同様の等軸状であり，平均粒

1150℃で加工し，0.50℃/sで冷却した場合の限定され径もベース条件43 μm，軽圧下条件41 μmであり，大きた条件下でのみベイナイトが生成しており，SCMに比べな差異は生じていない。ただし，軽圧下直後のオーステナてその生成条件範囲が狭くベイナイトの抑制に有利なこ

イト粒は，動的再結晶後に軽度の塑性ひずみが導入されたとが明確となった。

状態にあると推測される。このような加工条件の違いがオーステナイト粒のひずみ状態に及ぼす影響について，前軽圧下付与の有無によって徐冷後のミクロ組織に大きな述のGOS値を指標にして次節で検証を行った。

違いが生じることから，その原因を明らかにするためには
熱間加工直後のオーステナイト粒径や，熱間加工後の冷却3.3 ‌熱間加工後冷却途中急冷材のオーステナイト粒観察結過程におけるオーステナイトの粒径変化に着目した検証が果必要である。そこで，SCMの結果を中心に以降で検証を

3.1節でSCMを1100～1150℃で軽圧下後に徐冷した行った。

条件では400 μmを超える異常粗大組織が形成されるこ
3.2 熱間加工後水冷材のオーステナイト粒観察結果とを述べた。そこで，加工条件の違いが冷却過程のオース

オーステナイト粒径やひずみ分布に及ぼす軽圧下付与テナイトの粒成長過程に及ぼす影響に着目した調査を行っの影響の確認を目的として，SCMを用い1100℃で65%た。SCMを用い1100℃の65%加工後（ベース条件）

加工直後に水冷した試料（ベース条件），および65%加とそれに続いて軽圧下後に0.05℃/sで徐冷する途中，あ工後に5 s保持を経てから5%軽圧下直後に水冷した試料

るいは冷却速度の比較的速い0.50℃/sで冷却する途中ののオーステナイト粒の観察を行った。Fig.7に水冷した750℃（フェライト変態直上）から急冷した条件のオーオーステナイト粒の光学顕微鏡写真，およびEBSD観察に

ステナイト粒の光学顕微鏡観察写真をFig.8に示す。Fig.7

よって得られたマルテンサイトの結晶方位情報を基に再構で示した1100℃加工直後に比べて粒径は明らかに大きく築したオーステナイトの方位マップを示す。ベース条件

なっていることから，何れの条件も750℃までの冷却過(Fig.7a, 7c) は等軸のオーステナイト粒から構成されて程で粒成長が起こっていることが分かる。また，冷却速度

(a)

(c)

Base

C.A.

200µm

100µm
(d)

(b)

Small
111

C.A.

200µm

100µm

001

101

Fig. 7. ‌Optical microstructures and austenite orientation maps reconstructed from martensite orientation maps in the specimens waterquenched just after compression at 1100℃ in SCM (Series B). Base condition (a), (c) and with small compression (b), (d).

Fig. 7. Optical microstructures and austenite orientation maps reconstructed from martensite orientation maps inthe specimens water quenched just after compression at 1100°C in SCM (Series B). Base condition (a), (c) andwith small compression (b), (d).

56

Sanyo Technical Report Vol.27 (2020) No.1

(a)

(c)
肌焼鋼の熱間鍛造後のミクロ組織制御による浸炭時の結晶粒度特性の改善の遅い条件ほど粒成長が可能な温度域内での保持時間がまずピン止め粒子の影響に関して，Table 2に1100℃で長くなるために，ベース条件の場合の粒径は0.05℃/s冷のベース条件および軽圧下条件の加工直後の試料，および却材 (Fig.8a) の方が0.50℃/s冷却材 (Fig.8c) に比べて0.05℃/sでの徐冷途中の750℃から急冷した試料におけ大きい。ただし，何れの冷却速度でも異常粗大オーステ

200µm
C.A.
ナイト粒は形成されていない。一方，軽圧下を付与後にるAlN析出量の測定結果を示す。なおTable 2で示した4～(b) を行うと，400 μmを超える
0.05℃/sの徐冷 (Fig.8b)(d)あることから有意差については議論しないものとする。

異常粗大粒が観察されるようになる。ただし，軽圧下をTable 2の通りベース条件および軽圧下条件の加工後の徐付与しても0.50℃/sの比較的速い速度で冷却した場合に冷過程におけるAlN析出量は同程度であるとみると，軽圧

Smallは，異常粗大オーステナイト粒は形成されないことが分か下の有無によらず粒成長抑制に有効なピン止め粒子の影響る (Fig.8d)。この理由として，0.05℃/sでの徐冷に比べに差異はないと考えられる。次に粒界エネルギーについて
111

Base

100µm

11 ppmのAlN量は，AlNとしての定量限界値が15 ppmで検討する。ベース条件と軽圧下条件での加工直後の平均てオーステナイト粒が高温にさらされて粒成長するためのC.A.
の徐冷過程において異常粗大オーステナイト粒が形成され粒径は前述の通り41～43μmの範囲で同等であることか
100µmていることから，その発生に対して軽圧下の付与が決定的らず同等と考えられる。

時間が短いためと考えられる。以上の結果から，軽圧下後
200µm

001

101

ら，粒成長の駆動力になる粒界エネルギーも加工条件によ以上より，軽圧下付与によって粒成長が促進された原因
Fig. 7. Optical microstructures and austenite orientation
maps reconstructed from martensite orientation maps in

な影響を与えていることが示唆される。

そこで，粒成長の駆動力である粒界エネルギーやひずみ

として，加工直後のひずみエネルギーが影響した可能性がのピン止め力の観点から，徐冷過程におけるオーステナイ
Just after compression
with small compression(b), (d).

のオーステナイトの状態を再構築し，粒内の塑性変形の
Quenched from 900oC

the specimens water quenched just after compression
at 1100°C in SCM (Series B). Base condition (a), (c) and
残される。そこで，EBSD測定データを用いて熱間加工後エネルギー，粒成長の抑止力となるAlNによる粒成長抑制(c) 程度を反映するGOS値を求めて検証を行った。Fig.9(a)(a)
ト粒成長挙動に関して軽圧下の有無の影響を考察した。

(a)

Base

Base

0.05oC/s(c)0.50oC/s

200µm

100µm

C.A.

(b)

200µm

(d)

(b)

200µm

(d)

Small

o

GOS( )
<8

Small
200µm

100µm

C.A.

200µm

4
0

200µm

Fig. 9. GOS maps reconstructed austenite in the specimens water quenched just after compression at 1100°C (a, b),

Fig. 8. Optical microstructures of the specimens cooled at 0.05°C/s and 0.50°C/s after compression at 1100°C

Fig. 8.and‌Optical
microstructures
the specimens
cooled
0.05℃/s andafterd)compression
at 1100℃,
thenquenched
cooled
at 0.05°C/sofafter
compression,
thenatquenchedfrom0.50℃/s
900°C (c,in SCM. Basecondition(a),(c) and from
750℃ thenin SCM(Series C).
Basecondition(a) 0.05℃/s,
With small
0.50℃/s.
quenched
from750°C
in SCM(Series (c)C).0.50℃/s.
Base condition(a)compression
0.05°C/s, (b)(c) 0.05℃/s,
0.50°C/s.(d)Withsmall compression
withcompression(b), (d).
Redsmalldashedlines in (b) indicate
abnormally coarse austenite grain.

(b) 0.05°C/s, (d) 0.50°C/s. Red dashed lines in (b) indicate abnormally coarse austenite grain.
Table 2. The amount of AlN analyzed by extraction residue method (ppm).

Table 2. The amount of AlN analyzed by extraction residue method (ppm).

Water quenched4
just after compression at 1100 oC

0.05oC/s slow cooling →quenched from 750oC

Base condition*4 (*N content =1)*11 (*N content =4)

With small compression*6 (*N content =2)

15 (N content =5)*Reference value

57

Sanyo Technical Report Vol.27 (2020) No.1

肌焼鋼の熱間鍛造後のミクロ組織制御による浸炭時の結晶粒度特性の改善に1100℃ベース条件の加工直後のGOSマップを示す通す。ベース条件の加工直後に散見されるひずみの多く導り，全面が等軸粒で構成されており，大部分の粒のGOS入されたGOS値の高いオーステナイト粒は徐冷中に減少

値は低いことから全面が動的再結晶を完了した状態（ひしていることが分かる (Fig.9c)。一方，軽圧下条件では

32, 33)。なお一部に認め

加工直後にはGOS値の高いオーステナイト粒が多数存在られるGOS値の高い粒は，動的再結晶直後に新たに変形しているが，900℃時点のGOSマップではその割合は大を受けてひずみが蓄積されたオーステナイト粒と考えらきく減少しており，それに代わり900℃時点において異れる。1100℃の軽圧下条件は，Fig.9(b)にGOSマップを

常粗大オーステナイト粒が生成している様子が認められ示すように，方位差の大きなオーステナイト粒と小さなる (Fig.9dの中央付近)。その異常粗大粒のGOS値は周囲オーステナイト粒が混在していることから，部分動的再結の粒に比べて低いことから，ひずみが少ない状態（エネル

ずみの少ない状態）と判断される

32, 33)。次に徐冷過程におけるギー的により安定な状態）に変化している。よって，異常オーステナイトのひずみ分布の変化を調査した。1100℃

粗大粒はひずみ誘起粒界移動によって隣接するGOS値のでのベース条件ならびに軽圧下条件の徐冷途中に900℃

高い粒を蚕食しながら粒成長することにより形成されたもから急冷した条件のGOSマップをFig.9(c)，9(d)に示のと考えられる。

晶状態にあると判断される

Just after compression
(c)

(a)

Quenched from 900oC

Base

200µm

100µm

C.A.

(d)

(b)

Small

o

GOS( )
<8

200µm

100µm

C.A.

4
0

Fig. 9. ‌GOS
reconstructedaustenite in austenite
the specimens
water
quenched
just after
compression
at 1100℃(a, b), andat (a,
0.05℃
Fig. maps
9. GOS
maps reconstructedin thespecimens
waterquenched
just after
compression
at cooled
1100°Cb),/s after compression, then quenched from 900℃ (c, d) in SCM. Base condition (a), (c) and with small compression (b), (d).

and cooled at 0.05°C/s after compression, then quenched from 900°C (c, d) in SCM. Base condition (a), (c) andwith small compression (b), (d).
Base
(a)

(b)

Small

Table 2. The amount of AlN analyzed by extraction residue method (ppm).
Water quenchedjust after compression at 1100 oC

0.05oC/s slow cooling →oquenched fromGOS(
750oC)*4 (*N content =1)*11 (*N content =4)*6 (*N content =2)
100µm
C.A.

15 (N content =5)4
100µm

Base condition
With small compression
C.A.
*Reference
value

<8

0

Fig. 10. ‌GOS maps reconstructed austenite in the specimens water quenched just after compression at 1150℃ in ECOMAX5 (Series B).
Fig. 10.
GOScondition,
maps reconstructedin the specimens water quenched just after compression at 1150°C in(a) Base(b) with small austenite
compression.

ECOMAX5 (Series B). (a) Base condition, (b) with small compression.
Sanyo Technical Report Vol.27 (2020) No.1

58

o

( C)

(a) SCM
1200(b) SCr(c) ECOMAX5

1200

1200

肌焼鋼の熱間鍛造後のミクロ組織制御による浸炭時の結晶粒度特性の改善

3.4 擬似浸炭およびオーステナイト初期粒観察結果

Moフリーで，かつNbを添加したECOMAX5については
1150℃ベース条件の徐冷材は整細なフェライト＋パーラ

熱鍛後の焼ならし省略のためには，熱鍛後のミクロ組

イト組織を呈するのに対して，軽圧下条件のそれはミクロ織の状態から浸炭を行っても整粒を維持できることが必

組織の構成は同じであっても異常粗大組織が一部に形成さ須である。そこで，SCM，SCr，ECOMAX5の軽圧下条件れていたことをFig.5(e)とFig.5(f)で示した。ECOMAX5での連続冷却材で得られるミクロ組織 (Fig.5, Fig.6) にの1150℃加工直後における再構築オーステナイトのGOS

対して，浸炭熱処理の熱履歴のみを模擬した950℃で6 h

マップをFig.10に示すように，ベース条件では全面が動的保持の擬似浸炭後を行い，混粒発生の有無を確認した。

再結晶状態 (Fig.10a) を示すのに対して，軽圧下条件にな

それを示した各合金のマップ図をFig.11に，また擬似浸

Base
ると部分動的再結晶状態 (Fig.10b) を呈している。この軽
(a)

Small

炭後のオーステナイト粒の観察結果をFig.12に示す。本(b)

論文において混粒とは局所的に100 μmを超える粗大粒

圧下後のオーステナイトのひずみ分布の傾向と徐冷後の異Base
常粗大組織形成の状況との関係はSCMと類似している。したがって，ECOMAX5の軽圧下条件ではSCMと同じく，

Smallが観察される状態と定義している。SCMの場合は徐冷後(b)に異常粗大組織が観察された条件，および0.15℃/s冷却

徐冷中にひずみ誘起粒界移動が生じて異常粗大オーステナ

後にフェライト＋パーライト＋ベイナイト組織が観察さ

イト粒が形成されたものと判断される。

れた条件下において混粒が発生する (Fig.11a,
GOS( )12a)。た(a)o

徐冷を行う際，加工条件によってはオーステナイトが不均<8だし，1000℃徐冷材におけるフェライト＋パーライト組oGOS()
織や，0.50℃/s冷却材におけるフェライト＋ベイナイト

一なひずみ分布を残した部分動的再結晶状態から徐冷され
100µm

組織の場合には混粒を回避できている。一方，SCrはMo
100µm

すなわち，ベイナイトを回避しようとして熱間加工後に

4

<8

C.A.

ることになり，それに起因して粒成長が促進されることで
100µm
C.A.
異常粗大オーステナイト粒を形成する場合があることが分

C.A.

0
4
フリーの成分系であるためにフェライト＋パーライト組

100µm
C.A.
織を形成しやすいことに起因して，SCMに比べて擬似浸
0

Fig.かった。そして，異常粗大オーステナイト粒の形成を経由
10. GOS maps reconstructed austenite in the specimens 炭後に整粒を示す領域が広くなっており，1150℃で加工
water quenched just after compression at 1150°C in
後に0.50℃/sで冷却した条件（フェライト＋パーライト
して変態することで異常粗大組織が現れていることが見出Fig. 10.(Series
GOS mapsreconstructedaustenite
the specimens
water quenched just after compression at 1150°C in
ECOMAX5
B). (a)Base condition,(b)inwithsmall compression.
＋ベイナイト組織）でのみ混粒が認められる (Fig.11b,
ECOMAX5 (Series B). (a) Base condition, (b) with small compression.

された。

(b) SCr1150(c)1200
ECOMAX5

1200

1200

1200

NG

1150

NG

1150

1150

NG NG

1100

1100

1000

1000 OK

950(c) ECOMAX5(b) SCr
1200

1200(a) SCM
Deformation temperature (oC)Deformation temperature (oC)(a) SCM

OK OK

OK
OK

1100
1100

1100
1100

1000
1000

OK

OK:grain
Fine grain
NG: Coarse
OK: Fine
NG: Coarse
graingrain

950
950

950

0.50
0.05 0.05 0.15 0.15 0.50ooCooling rate
( C/s)

1150

1150

1000
1000
OK:FineFinegrain
grain NG:
NG: Coarse
OK:
Coarsegrain
grain

0.05
0.05

0.15
0.15

0.50
0.50
Cooling rate (ooC/s)

950950

Cooling rate ( C/s)

Cooling rate ( C/s)

OK OK

OK: Fine
OK: grain
Fine grain

0.050.05 0.15 0.15 0.50 0.50
Cooling rate (oC/s) o

Cooling rate ( C/s)

Fig. 11. Effects of deformation temperature and cooling rate on the austenite grain stability after

Fig.Fig.11.
Effectsof deformation
temperatureandcoolinggrain
rate
on afterthepseudo-carburizing
austenite grainafter
11. ‌Effects
of deformation
temperature andcooling rate on
the austenite
stability
for 6hstability
at 950℃ (Series
pseudo-carburizingfor 6h at 950°C(SeriesD,(c)withsmall compression). (a) SCM, (b) SCr, (c) ECOMAX5.
D, with small compression).
(a) SCM,(b) SCr,ECOMAX5.

pseudo-carburizing for 6h at 950°C (Series D, with small compression). (a) SCM, (b) SCr, (c) ECOMAX5.

(a)

(a)

SCM NG(b)

SCM NG(b)

SCr NG(c)

SCr NG

50µm

(c)

50µm

50µm

50µm

ECOMAX5 OKECOMAX5 OK

50µm

50µm

Fig.‌Optical
12. Optical
microstructuresof the specimens
after pseudo-carburizingfor 6h at 950°C
D). (a) SCM: SCM:
Fig. 12.
microstructuresof the specimens
after pseudo-carburizingfor 6h at 950℃（Series
D, with (Series
small compression）.(a)compression at 1150℃ followed by 0.15℃/s. (b) SCr and (c) ECOMAX5: compression at 1150℃ followed by 0.50℃/s.
compression at 1150°C followed by 0.15°C/s. (b) SCr and (c) ECOMAX5: compression at 1150°C followed by

Fig. 12. Optical microstructures of the specimens after pseudo-carburizing for 6h at 950°C (Series D). (a) SCM:
0.50°C/s. (a)~(c) With small compression.

Sanyo Technical
Report Vol.27(2020) No.1
compression at 1150°C followed by 0.15°C/s. (b) SCr and (c) ECOMAX5: compression
at 1150°C
followedby59

0.50°C/s. (a)~(c) With small compression.

肌焼鋼の熱間鍛造後のミクロ組織制御による浸炭時の結晶粒度特性の改善

12b)。ECOMAX5の場合は，フェライト＋パーライト＋

変態過程が均質に進行しやすく，それにより比較的粗くか

ベイナイト組織から擬似浸炭を行った場合でさえも整粒をつ均一なオーステナイトが形成されやすくなり，その結維持できている。したがって，Moフリー化によるベイナ

果，浸炭時の結晶粒度特性が改善されると報告している。

イト生成の抑制に加えて，Nb添加により微細なNb炭窒化

なお，同研究では比較的均一なオーステナイト粒形成の理

物をピン止め粒子として活用した成分系を活用すること

由を浸炭加熱時のAc1点の上昇と関連付けて考察しているで，比較的広範な条件下で熱鍛後の焼ならしを省略できるが，今回のECOMAX5における結晶粒度特性の改善が同可能性が見出される (Fig.11c, 12c)。

様の作用によって生じているかは現時点で明確ではなく，今後の検証課題としたい。

ECOMAX5が結晶粒度特性に優れる理由をさらに考察するため，各鋼種でフェライト＋パーライト＋ベイナ

4. まとめイト組織を呈した条件 (SCMは1150℃加工-0.15℃/s
冷却材，SCrやECOMAX5では 1150℃加工-0.50℃/s
冷却材) に対し，擬似浸炭の加熱過程におけるオーステ

肌焼鋼におけるコストダウンの課題の一つである熱鍛後

ナイト逆変態直後の初期粒径を調査し，それらの比較をの焼ならし省略の実現に向け，Moフリーの合金成分にす行った。ここでは，室温から300℃/hで昇温し擬似浸炭ることによる熱鍛後のミクロ組織の制御を通じて，熱鍛ま

温度の950℃に到達直後に水冷することにより，その時まの状態から浸炭を行い結晶粒粗大化抑制が可能であるか点のオーステナイト初期粒径を観察できるようにした。

検証した結果，以下の知見を得た。

Fig.13にその観察結果を示す。SCMはベイナイトの占める面積率が多いことに起因して950℃到達時点で既に混①‌MoフリーのSCrは，Moを添加したSCMに比べて熱鍛後粒を呈している。SCrはSCMに比べると混粒の程度は改善の冷却中にベイナイトが形成されにくく，幅広い熱鍛温されているが，粒径にばらつきが認められている。一方，

度・冷却速度のもとでフェライト＋パーライト組織が得

ECOMAX5はSCMやSCrに比べて明らかにオーステナイトられる。そのため，SCrは熱鍛後に焼ならしを省略して初期粒径のばらつきが小さく，それに起因して浸炭時に整浸炭を行っても，SCMに比較して幅広い条件で整粒を粒が維持されると考えられる。ECOMAX5のオーステナ

維持できる。ただし，SCrではベイナイトが混在した組

イト初期粒の粒径ばらつきが小さい理由の一つとして，織になると浸炭時の混粒抑制が困難になる。

Nb添加によって形成する微細なNb(CN)粒子がピン止めに寄与していることが考えられる。さらに，ECOMAX5は②‌熱鍛後にベイナイトを回避するため徐冷を施すと，Mo

SCrに比べてSi増量，Mn低減，Cr増量をしていることにフリーの成分系では異常粗大組織の形成は避けられないより，熱間加工後の冷却過程におけるA r3点，および浸炭

ものの，それらがフェライト＋パーライト組織から構成

加熱時の逆変態過程におけるAc1点の何れも上昇させる作

されることにより，後の浸炭では整粒が維持される。一用があり，それがオーステナイト初期粒径に影響を及ぼし方，SCMの場合，フェライト＋パーライト組織にベイている可能性がある。関連する研究として，筆者らの一人

ナイトが混在した異常粗大組織が形成されるため，焼なは今回検証に用いたECOMAX5と共通するSCrに対して低らしを省略して浸炭を行うと混粒が生じる。

Mn-高Cr組成の肌焼鋼を用いて，熱鍛後にベイナイトが生成している状態からの逆変態過程を調査している 43)。そ③‌異常粗大組織は合金成分によらず比較的高温で軽圧下をれによると，低Mn-高Cr型組成ではオーステナイトへの逆付与し，徐冷を施した条件で出現する。この理由は，軽

(a)

SCM

(b)

SCr

(c)

50µm

50µm

ECOMAX550µm

13. microstructures
Optical microstructuresof the after
specimens
heating
950°C and
immediately
quenchedin withwater
Fig. 13.Fig.
‌Opticalof the specimens
heating afterat 950℃
and atimmediately
quenchedin water(Series E,
small
compression). (a) SCM: compression at 1150℃ followed by 0.15℃/s. (b) SCr and (c) ECOMAX5: compression at 1150℃(SeriesE). (a) SCM: compression at 1150°C followed by 0.15°C/s. (b) SCr and (c) ECOMAX5: compression at
followed by 0.50℃/s.
1150°C followed by 0.50°C/s. (a)~(c) With small compression.
60

Sanyo Technical Report Vol.27 (2020) No.1

肌焼鋼の熱間鍛造後のミクロ組織制御による浸炭時の結晶粒度特性の改善(1988)1, 33.

圧下付与によってオーステナイトに不均一なひずみが導入されることで，ひずみ誘起粒界移動によるオーステナ16) R.E.Thompson, D.K.Matlock and J.G.Speer: Steel

イトの粒成長が促進され，それにより生じた異常粗大

Innovations, Fatigue Research, Sheet/Hydro/Gas

オーステナイト粒を経由して変態が起こるためと考えら

Forming Technology & Advanced High Strength Steelれる。

Development, SAE Int, (2007), 263.
17) I.Tamura: Tetsu-to-Hagané , 74 (1988)1, 18.
18) T.Tamatani, M.Iguchi, T.Sato and K.Tsubota: Netsu④‌Moフリー化によって熱鍛冷却時のベイナイト生成が抑Shori, 37 (1997)6, 356.

制されやすく，なおかつ微細Nb炭窒化物のピン止め効
果を利用した当社開発鋼ECOMAX5は，熱鍛後にベイ19) D.R.Dimicco and A.T.Davenport: Proc. Int . Conf. on

ナイトが混在した組織を呈しても，浸炭時に比較的均一

the Thermomechanical Processing of Microalloyed

なオーステナイト粒が形成されることで整粒を維持しやAustenite, Metall. Soc. AIME, New York, (1982), 59.

すく，熱鍛後の焼ならし省略に対して有望性が高い。今20) M.Katsumata, M.Machida and H.Kaji: Proc. Int . Conf.

後は，ECOMAX5の熱鍛ままでの浸炭時の結晶粒度特on the Thermomechanical Processing of Microalloyed

性の優位性と，高強度特性（耐ピッチング，低サイクル

Austenite, Metall. Soc. AIME, New York, (1982),

疲労，耐衝撃特性）を活かせる部品への展開が期待され

101.
21) T.Tanaka, T.Enami, M.Kimura, Y.Saito and T.Hatomura:る。

Proc. Int . Conf. on the Thermomechanical Processing

参考文献

of Microalloyed Austenite, Metall. Soc. AIME, New

1) Y.Kurebayashi and S.Nakamura: Denki Seiko , 65

York, (1982), 195.

(1994)1, 67.

22) C.Kasamatsu, M.Matsushita, M.Aihara and2) Y.Kurebayashi and S.Nakamura: Denki Seiko , 69

T.Yamamoto: CAMP-ISIJ , 4 (1991), 1892.

(1998)1, 57.

23) T.Inoue, S.Nanba and N.Furukawa: 33rd Mechanical3) Y.Kurokawa, Y.Kamata, T.Takayama, T.Hashimoto

Working and Steel Processing Conf. Proc, ISS-AIME,

and A.Mataga: Materia Jpn ., 37 (1998)6, 522.

Pennsylvania, (1992), 411.
24) M.Katsumata, H.Hori and M.Miyagawa: Tetsu-to-4) T.Ochi, H.Takada, M. Kubota, H.Kanisawa andK.Naitoh: Shinnittetsu giho , 370 (1999), 11.

Hagané , 81 (1995)7, 745.

5) T.Hanyuda and S.Nakamura: Denki Seiko , 7125) H.Asahi, A.Yagi and M.Ueno: Metall. Trans . A., 29A(2000)1, 59.

(1998), 1375.

6) Y.Kurebayashi and S.Nakamura: Denki Seiko , 7126) 長谷和邦, 星野俊幸, 天野虔一: 実用構造用鋼の材質(2000)1, 65.

造り込み技術検討部会報告書, 日本 鉄鋼協会, 東京,

7) M.Kubota and T.Ochi: Shinnittetsu giho , 378(2000), 29.
27) Y.Neishi, S.Murakami, H.Furuta and M.Akiyama: J.

(2003), 72.

Jpn. Soc. Technol. Plast , 41 (2000), 916.

8) T.Fujimatsu, K.Hashimoto, T.Tanaka, H.Nishimori and
M.Iguchi: Materia Jpn ., 45 (2006)2, 141.

28) T.Ochi, A.Monden, S.Yamazaki and M.Okonogi:

Tetsu-to-Hagané , 98 (2012)9, 511.

9) S.Nakamyo, H.Goto, M.Nishikawa and N.Tsunekage:

Sanyo Technical Report , 19 (2012)1, 38.

29) G.Miyamoto, N.Takayama and T.Furuhara: Scr.

10) K.Nakayama, T.Miyazaki and K.Inoue: Denki Seiko ,Mater. , 60 (2009), 1113.

85 (2014)2, 133.

30) G.Miyamoto, N.Iwata, N.Takayama and T.Furuhara:

11) T.Fujimatsu, T.Maruyama and M.Nakasaki: Materia

Acta. Mater. , 58 (2010), 6393.

Jpn ., 56 (2017)2, 79.

31) G.Miyamoto, N.Iwata, N.Takayama and T.Furuhara:

ISIJ Int ., 51 (2011)7, 1174.

12) K.Obayashi, K.Okada, D.Kasai, Y.Adachi, H.Sato,
T.Sugiura, S.Ito, S.Ozawa, T.Koyama: Materia Jpn .,32) T.Miyazaki, T.Fujimatsu, G.Miyamoto and T.Furuhara:

Tetsu-to-Hagané , 106 (2020)2, 108.

57 (2018)2, 72.
13) Y.Imanami, T.Iwamoto, K.Nishimura: Materia Jpn ., 58

33) 宮﨑武: 東北大学博士論文, (2020).
34) C.Ouchi, T.Okita, T.Ichihara and Y.Ueno: Trans. ISIJ .,(2019)2, 108.

20 (1980)12, 833.

14) M.Horimoto, K.Miyanishi, S.Todo, A.Shiga andH.Imataka: Shinnittetsu giho , 412 (2019), 103.

35) Y.Ohtakara and K.Takada: Denki Seiko , 52 (1981)3,

15) T.Urita, K.Namiki and T.Iikubo: Denki Seiko , 59

158.

61

Sanyo Technical Report Vol.27 (2020) No.1

肌焼鋼の熱間鍛造後のミクロ組織制御による浸炭時の結晶粒度特性の改善

36) Y.Maehara, T.Kunitake and N.Fujino: Tetsu-to-

Hagané , 67 (1981)2, 362.
37) M.G.Akben, I.Weiss and J.J.Jonas: Acta. Metall ., 29(1981), 111.
38) H.L.Andrade, M.G.Akben and J.J.Jonas: Metall.

Trans ., 14A (1983), 1967.
39) M.G.Akben, B.Bacroix and J.J.Jonas: Acta. Metall. ,31 (1983), 161.
40) A.I.Fernández, P.Uranga, B.López and
J.M.Rodriguez-Ibabe: Mater. Sci. Eng A ., 361(2003), 367.
41) B.Pereda, A.I.Fernández, B.López and
J.M.Rodriguez-Ibabe: ISIJ Int. , 47 (2007)6, 860.
42) Sanyo Technical Report , 26 (2019)1, 65.
43) 藤松威史: 兵庫県立大学博士論文, (2009).

■著者

宮﨑

武

藤松

威史
62

Sanyo Technical Report Vol.27 (2020) No.1