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技術資料
Technical Data

肌焼鋼の塑性変形特性に及ぼす球状化焼なまし条件の影響
針谷誠＊1，森田敏之＊2

Effect of Spheroidizing Annealing Condition on Plastic Deformabilityin Case-Hardening Steel
Makoto Haritani, Toshiyuki Morita
Synopsis
Cold forging has been widely used for forming of automotive parts. In the cold forged parts, spheroidizing annealing (SA) isapplied to the parts to obtain a high plastic deformability before the cold forging. In this paper, the effect of SA condition on theplastic deformability of case-hardening steels is investigated. The obtained results are as follows ;1) When microstructure before SA was composed of ferrite-pearlite, hardness after SA is not changed by SA temperature. On theother hand, when microstructure was tempered martensite, hardness after SA decreases with increasing the SA temperature.
2) Hardness and tensile strength after SA increase with increasing Si content and change in microstructure before SA fromferrite-pearlite to tempered martensite. The increase in tensile strength accompanied by increase in hardness due to the changein microstructure is smaller than that due to the increase in Si content.

1．緒言

しかし大型部品に冷間鍛造を適用する場合，高焼入性の鋼材を使用する必要があり，SA 前にベイナイトが生自動車部品の製造工程では熱間鍛造による成形が行わ成し，SA 後の硬さが低下しない場合がある．この場合，れているが，CO2 の排出削減やコスト低減のため，冷間変形抵抗が過大であることが予想されるため，冷間鍛造鍛造への工程変更が進みつつある．冷間鍛造は，熱間鍛を適用するためには SA での軟質化が課題となる．

造に比べ加熱エネルギーを削減できるほか，寸法精度にこれまでに肌焼鋼の SA での軟質化挙動に関する研究

優れ歩留りが高い工法であるため，製造コストの削減がは少なく 4），SA 前組織がベイナイトであった場合の最可能である 1）～ 3）．冷間鍛造素材には変形抵抗が低いこ適な SA 条件は不明である．この原因として，SA は過とと限界圧縮率が高いことが求められるため，一般的に共析鋼の軟化・炭化物形態制御処理としての適用が主では球状化焼なまし（Spheroidizing annealing 以下 SA といあり，低炭素鋼への適用が少ないことが挙げられる．本う）を施して成形性を向上させている．ここで成形性と研究では，JIS-SCr420 をベース鋼として，成分およびは変形抵抗が低く限界圧縮率が高いことであり，特に変SA 前組織，SA 条件が塑性変形特性に及ぼす影響につ形抵抗は冷間鍛造の成否や型寿命に影響を及ぼすため厳いて調査することを目的とした．

格に管理される．管理は硬さで代用するのが一般的である．
2013 年 6 月 19 日受付＊ 1 大同特殊鋼㈱研究開発本部（Daido Corporate Research & Development Center, Daido Steel Co., Ltd.）＊ 2 大同特殊鋼㈱研究開発本部，工博（Dr., Eng., Daido Corporate Research & Development Center, Daido Steel Co., Ltd.）

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2．実験方法2.

115/hr

供試材

650

供試材として Table 1 に示す化学組成の真空溶解材

1 hrを用いた．JIS-SCr420 に相当する鋼 A を基本組成として，鋼 B，C は固溶強化元素である Si を 0 %，0.5 % に変化させている 5）～ 9）．供試材は，熱間鍛造によりφ 60

A.C.

Fig. 2. SA conditions.に鍛伸を行った後，SA 前熱処理および SA を実施した．

Table 2. Heat treatment conditions.

SA 前熱処理として，Fig. 1(a)，(b) に示す焼なまし（以下 900 ℃ A，1200 ℃ A）
，及び Fig. 1(c) に示す焼入れNo.

す 760 ℃および 790 ℃の 2 水準の加熱温度にて SA をSteel A(0.2Si)○○○○○実施した．SA の加熱温度は A1 変態点以上に設定した．

Steel B(0Si)

○○○○

○

Table 2 に本実験の供試材と熱処理仕様を示す．

Steel C(0.5Si)

○○○○

○

焼戻し（以下 900 ℃ HT）を実施し，その後 Fig. 2 に示

Table 1. Chemical composition of steels. (mass%)No.

C

Steel A(0.2Si) 0.20
Steel B(0Si)

Si

Mn

Ni

CrMo

0.21

0.85

0.01

1.00

0.02

0.20 <0.01 0.86 <0.01 1.00 <0.01

Steel C(0.5Si) 0.20

0.50

0.85

0.01

1.00

0.02

2.

900 ℃A
900 ℃A
1200 ℃A 900 ℃HT 900 ℃HT→760 ℃SA →790 ℃SA →790 ℃SA →760 ℃SA →790 ℃SA

2 組織観察および硬さ試験，引張試験

本実験では SA 前熱処理後の試験片と SA 後の試験片について，組織観察を実施した．組織観察は，鏡面研磨した後に SA 前熱処理後の試験片をナイタールにて，SA 後の試験片をピクラールにて腐食した後，光学顕微鏡を用いて行った．また，SA 後の試験片のロック

1200

ウェル硬さ試験を実施した．SA 後に機械加工により引張試験片を作製し，引張試験を行った．引張試験片は，

900

JIS14A 号試験片とした．

F.C.
1 hr

1 hr

(a) Annealing

3.

(b) Annealing

組織観察および硬さ調査結果

Fig. 3，4 に SA 前 熱 処 理 が 900 ℃ A，1200 ℃ A のSA 前後の組織写真を示す．共に SA 前熱処理後は初析
材は結晶粒粗大化の影響を受け 900 ℃ A 材よりも組織W.Q.

が粗大である．また，SA 組織はフェライトとフェライ

650
1 hr

ト中に球状のセメンタイトを含む組織の混合状態であA.C.

(c) Quenching and tempering
Fig. 1. Heat treatment conditions before spheroidizing
annealing (SA).

1

フェライトとパーライトの混合組織であり，1200 ℃ A

900

1 hr

3．実験結果および考察

F.C.

り，SA 温度による顕著な差異は認められない．いずれの鋼においても，SA 後の組織サイズは SA 前熱処理後のフェライトとパーライトの組織サイズと近く，SA 前組織にみられたパーライトが，球状のセメンタイトを含む組織となったような形態をとる．一方，Fig. 5 に SA

前熱処理が 900 ℃ HT の場合の SA 前後の組織写真を示す．SA 前組織は焼戻しマルテンサイトである．SA 組織は，前述の 900 ℃Ａ材のような混合状態の場合と異なり，微細な球状セメンタイトを含む均質な組織であり，

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焼戻しマルテンサイトに類する．また，SA 温度の上昇は焼なましと比較して SA 硬さが上昇するが，SA 温度に伴いセメンタイトの分布が粗大化する傾向がある．の上昇に伴い硬さが低下する．このことから，冷間鍛造

Fig. 6 に SA 後のロックウェル硬さ（以下 SA 硬さと素材に高焼入れ鋼材を適用し SA 前組織がベイナイトでいう）を示す．SA 前熱処理が焼なましの場合，焼なまある場合，上述の SA 前熱処理が焼入れ焼戻しの条件とし温度の高温化に伴い SA 硬さが低下するが，SA 温度同様の組織であるため，SA 温度を高温化することが硬の影響は小さい．また，前熱処理が焼入れ焼戻しの場合さを下げる有効な手段と考えられる．

Fig. 3. Microstructures as annealing at 900 ℃ and after SA.

Fig. 4. Microstructures as annealing at 1200 ℃ and after SA.

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Fig. 5. Microstructures as quenching and tempering (HT) and after SA.

Fig. 6. Rockwell hardness after SA.

3.

2

引張試験結果Fig. 7 に各鋼材の引張試験の S - S 曲線を示す．SA 前

熱処理が焼なましの場合は，焼なまし温度を 900 ℃から変化が降伏点伸びまでの領域に留まり，この領域の変形挙動が侵入型固溶元素である C，N のコットレル雰囲気と転位との相互作用で決まるため，SA 前熱処理がこれらの相互作用に変化を与えたと推定される．また，SA1200 ℃にすることで，引張強さは変化しないが，降伏前熱処理が 900 ℃ HT の場合は，900 ℃ A に比較し降伏応力が大幅に低下する．組織サイズと強度の関係につい応力および引張強さともに上昇するが，降伏応力の上昇ては Holl-petch 則を代表とする研究成果があるが 10），一幅に対し，引張強さの上昇幅は小さい．

般的に降伏応力とともに引張強さも変化し Fig.7 のように降伏応力のみが変化することはない．Fig. 7 においてFig. 8 に SA 硬さと引張強さの関係を示す．Si 添加に伴い硬さおよび引張強さが顕著に増加する．また，SA

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前熱処理変更に伴う組織形態の変化によって硬さおよびが小さい領域の影響を受けやすいため，引張強さが同じ引張強さは増加するが，上述の Si 添加による影響の方であっても降伏応力の大きなものはより高硬さに測定さが大きい．この原因として，硬さは降伏点から引張強されることが考えられる．

までの S - S 曲線全体の影響を受けるが，特にひずみ量

Fig. 8. Relation between rockwell hardness and tensile
strength after SA.
以上のことから，同一組成において SA 前処理が焼戻しマルテンサイトである場合は SA 前組織がフェライト＋パーライトである場合に比較して SA 硬さの上昇は大きいが , 引張強さの上昇は小さいため，SA 前組織がベイナイトであり SA 硬さが高い場合でも，変形抵抗の上昇は小さく冷間鍛造できる可能性がある．逆に SA 前組織が粗大である場合は SA 硬さは低下するが，引張強さはほとんど低下せず冷間鍛造性の向上効果は小さい．さ
らには，冷間鍛造性を検討する際は，硬さのような比較的ひずみ量が小さい領域で判断するのではなく，引張などの手法を用いて高ひずみ領域での評価を実施するべきと考えられる．

4．固溶 Nの影響
4.

1

供試材および実験方法

前述した SA 前焼なまし温度の上昇に伴う降伏応力の低下現象について，侵入型固溶元素のコットレル雰囲気と転位の相互作用の変化が考えられるため，SA 材の変形特性に対する固溶 N の影響を調査した．Table 3 に供試材の組成を示す．JIS-SCr420 を基本組成とする鋼Ⅰに対し，鋼Ⅱでは Ti を添加し TiN を晶出させることで固溶 N を減少させている 9），11）．供試材は，熱間鍛造により鍛伸を行った後，Table 4 に示す 900 ℃および 1200 ℃
Fig. 7. Nominal stress - strain curves of steel A, B, Cafter SA.

での焼なましと 790 ℃での SA を実施した．SA 後の試験片について組織観察とロックウェル硬さの測定を行い，また引張試験片を作製し引張試験を実施した．

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Table 3. Chemical compositions of steels. (mass%)
CSi

MnNi

CrMo

Ti

T-N

SteelⅠ(Non-Ti)

0.18 0.05 0.80 0.10 1.15 0.05 <0.002 0.017

SteelⅡ(Ti)

0.18 0.05 0.81 0.10 1.15 0.05 0.034 0.009

Table 4. Heat treatment conditions.
900 ℃A→790 ℃SA

1200 ℃A→790 ℃SASteelⅠ(Non-Ti)○○

SteelⅡ(Ti)○○
Fig. 9. Microstructures after SA in non - Ti and Ti added

4.

2

実験結果及び考察

steels.

Fig. 9 に SA 後の組織写真を示す．これより，鋼 I，IIは鋼 A ～ C と同様にフェライトとフェライト中に球状のセメンタイトが分散した組織の混合状態であり，SA前焼なまし温度が 900 ℃では組織が微細であるが，1200℃では粗大である．Fig. 10 にロックウェル硬さを示すが，Ti 添加によって硬さが若干低下している．これは固溶 N が減少し固溶強化量が減ったためであると考えられる．
Fig. 11 に S - S 曲線を示す．降伏点伸び後の挙動に対する Ti 添加および SA 前焼なまし温度の影響は顕著でなく，引張強さも変化しない．一方，降伏点付近の挙動は大きく変化し，900 ℃ A ＋ SA 材は Ti 添加により降Fig. 10. Rockwell hardness after SA.

伏応力が低下し，焼なまし温度を 1200 ℃にすることでさらに低下するが Ti 添加の影響が消失する．900 ℃ A＋ SA 材における Ti 添加の影響は，固溶 N の減少によりコットレル雰囲気が希薄化したためであり，降伏応力の減少量は固溶 N による強化量に相当すると考えられる．また，1200 ℃ A ＋ SA 材と 900 ℃ A ＋ SA 材の降伏応力の差が固溶 C，N による強化量に対応すると推定されることから，SA 組織の粗大化は変形の局在化などを通し，コットレル雰囲気と転位の相互作用を抑制する効果を持つと考えられる．

Fig. 11. Nominal stress-strain curves of steel Ⅰ, Ⅱ afterSA.

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5．結言塑性変形特性に及ぼす肌焼鋼の SA 条件の影響について調査した結果，以下の結論を得た．
（1）SA前組織がフェライトとパーライトの場合は SA硬さが SA温度の影響を受けないが，SA前組織が焼戻しマルテンサイトの場合，SA温度の高温化とともに軟化する．
このことから，SA温度の高温化は冷間鍛造素材の焼入れ性が高く，SA前組織がベイナイトであった場合の軟化手法として有効である．
（2）Si添加量を変化させた場合は S - S曲線全体が変化するが，SA前組織を変化させた場合は，降伏応力の変化に対し引張強さの変化は小さい．このため，降伏点付近の影響を大きく受ける硬さ測定では引張強さの評価ができず，SA前組織がベイナイトであり，SA硬さが高くても引張強さは低く，冷間鍛造が適用できる可能性がある．

（文献）1）沢辺弘，高橋昭夫：塑性と加工，17（1976）187，644．
2）阪村芳一：特殊鋼，29（1980）8，20．
3）星野俊幸，天野虔一，田畑綽久，中野昭三郎：川崎製
鉄技報，23（1991）2，105．
4）村上昌吾，須堯正二，外山雅雄：神戸製鋼技報，56（2006），3，30．
5）F. B. Pickering：Physical Metallurgy and the Design ofSteels，（1978），11［ Applied Science Publishers LTD
London］
6）藤倉正国：電気製鋼，43（1972），149．
7）星野俊幸，天野虔一，田畑綽久：材料とプロセス，4（1991），817．
8）瓜田龍美，並木邦夫：電気製鋼，63（1992），59．
9）紅林豊，中村貞行：電気製鋼，69（1998），57．
10）N. J. Petch：J. Iron Steel Inst，174（1951），25．
11）百崎寛，長谷川豊文，阿南吾郎，家口浩，畠英雄：
神戸製鋼技報，50（2000），45．

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