JP2004137542A - 非調質鋼熱間鍛造部材の製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】鍛造温度が比較的高温域であっても降伏比が ０．８以上の高強度・高降伏比非調質鋼熱間鍛造部材を安定製造できる手段を提供する。
【解決手段】Ｃ：０．１５〜０．４０％，Ｍｎ：０．５〜 ２．０％，Ｖ：０．１５〜０．４０％に加えて所定量のＳｉ，Ｐ，Ｓ，Ａｌを含有するか、あるいは更に所定量のＣｒ，Ｎ，Ｔｉ，Ｎｂのうちの１種以上をも含む素材鋼を、１０００℃以上に加熱して熱間鍛造を行い、その後室温にまで冷却して（冷却速度は０．５ 〜５℃／ｓが好ましい）ミクロ組織をフェライト・パ−ライト組織とし、更に加工度が２〜１０％の冷間加工を施すことにより、高強度・高降伏比非調質鋼熱間鍛造部材を製造する。
【選択図】 なし
【解決手段】Ｃ：０．１５〜０．４０％，Ｍｎ：０．５〜 ２．０％，Ｖ：０．１５〜０．４０％に加えて所定量のＳｉ，Ｐ，Ｓ，Ａｌを含有するか、あるいは更に所定量のＣｒ，Ｎ，Ｔｉ，Ｎｂのうちの１種以上をも含む素材鋼を、１０００℃以上に加熱して熱間鍛造を行い、その後室温にまで冷却して（冷却速度は０．５ 〜５℃／ｓが好ましい）ミクロ組織をフェライト・パ−ライト組織とし、更に加工度が２〜１０％の冷間加工を施すことにより、高強度・高降伏比非調質鋼熱間鍛造部材を製造する。
【選択図】 なし
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、高強度でかつ高降伏比を示す非調質鋼熱間鍛造部材の製造方法に関し、より詳しくは、熱間鍛造時の鍛造温度を低温にすることなく高強度・高降伏比の非調質鋼熱間鍛造部材を安定製造する方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車部品等に適用される機械構造用鋼材は、従来、焼入れ及び焼き戻しの熱処理（以降“調質処理”と称す）を施して所望の機械的特性に調整してから使用に供するのが一般的であった。
しかし、近年、製造コスト削減要求が一段と強まってきたこともあって前記調質処理工程を省略することが検討され、調質処理を省略しても所望の鋼材特性を確保することが可能な“非調質鋼”の開発が進められてきた。そして、これまでに開発された非調質鋼は例えばコンロッド（自動車部品）に代表される熱間鍛造部品に適用されつつある。
【０００３】
熱間鍛造部品に適用する非調質鋼の開発は、当初、引張強さと靱性の向上に重点が置かれ、例えば特開平１０−１９５５３０号公報にも見られるように、析出強化元素であるＶやＮｂを利用すると共に焼入れ性向上元素であるＭｎを調整したものが提案された。
しかし、このような高強度・高靱性の非調質鋼は、例えば切削加工を要する自動車エンジン部品等に適用しようとすると、強度の大幅な増加の故に切削加工が困難であるという問題を有しており、実用上の障害となっている。
【０００４】
また、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べて一般に降伏比（降伏強度と引張強度との比）が０．６５程度と小さく、そのため切削性を確保すべく引張強度を調質処理材と同等程度に調整すると降伏強度が低下してしまう。この降伏強度は、例えば疲労強度や耐座屈性と密接に関係していることが知られており、降伏強度の低下は疲労強度の低下，耐座屈性の低下を招く。
【０００５】
逆に、降伏強度を調質処理材と同程度にすると引張強度が非常に大きくなり、前述のように切削性の劣化を引き起こす。
従って、切削性が確保できる範囲で高い引張強度を有すると共に降伏強度を高くすることが可能な非調質鋼が切望されていた。
【０００６】
もっとも、例えば特開平７−１５７８２４号公報，特開平９−１１１４１２号公報あるいは特開平１０−２３５４４７号公報には、鍛造温度，ミクロ組織，化学成分等を工夫することによって高強度でかつ高降伏比を有する非調質鋼が得られるとした提案が掲載されている。
【０００７】
このうちの特開平７−１５７８２４号公報に示されている「降伏強度，靱性および疲労特性に優れる亜熱間鍛造非調質鋼材の製造方法」は、仕上げ温度７５０〜９００℃の条件で熱間鍛造を行うと共に、冷却後における金属組織をフェライト・パ−ライトが９０％以上を占める組織とし、更に２００〜７００℃の温度範囲で時効処理することによって降伏強度，靱性及び疲労特性に優れる非調質鋼を製造する方法である。
しかしながら、この方法によれば、確かに熱間鍛造の後の引張強さが８５０〜１１００ＭＰａで降伏比（０．２％耐力／引張強さ）が０．７０以上の鋼部材を実現することは可能であるが、それでも降伏比０．８０以上の高降伏比部材の製造は叶わず、用途が制限されざるを得なかった。
また、この方法では、上述したように亜熱間鍛造を実施する必要があり、特に７５０〜８００℃程度の低い鍛造温度では材料の変形抵抗が著しく大きくなって金型寿命の劣化，設備能力の増強という問題が生じがちであった。
【０００８】
一方、前記特開平９−１１１４１２号公報には「高強度，高降伏比，低延性非調質鋼」に係る発明が記載されており、クラッキングコンロッドとして適した非調質鋼の化学組成が提案されている。
しかし、この発明によれば、熱間鍛造後の引張強さが８００〜１１００ＭＰａで降伏比が０．７０以上の鋼部材を得ることは可能であると考えられるものの、やはり降伏比０．８０以上の高降伏比部材を安定して実現することはできなかった。
【０００９】
また、前記特開平１０−２３５４４７号公報に示されている「高靱性・高耐力フェライト＋パ−ライト型非調質鋼鍛造品の製造方法」は、特定化学組成の鋼を９５０℃以上に加熱してから７５０〜１０５０℃の温度範囲で熱間鍛造を行い、その後の冷却過程でフェライト＋パ−ライト変態させることによって降伏比０．７３以上の非調質鋼鍛造品を製造することを特徴とするものである。
しかしながら、この方法も、熱間鍛造後の引張強さが８５０〜１１００ＭＰａで降伏比が ０．８以上の鋼部材が得られる場合があるものの、降伏比が ０．８以上の鋼部材を安定して実現するためには８００〜９００℃程度までの比較的低温域で熱間鍛造を行う必要があり、１０００℃を超える熱間鍛造条件では ０．８以上の降伏比を安定して付与することはできない。即ち、この方法によって降伏比が ０．８以上の鋼部材を安定して得るためには９００℃程度以下で熱間鍛造を行なわなければならず、そのため材料の変形抵抗が大きくなり、金型寿命の劣化，設備能力の増強という問題を無視できなかった。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
このようなことから、本発明の目的は、従来の“熱間鍛造型非調質鋼の製造方法”に認められる前記問題点を解消し、鍛造温度を通常の鋼に適用される比較的高温域（９００〜１２００℃）とした場合であっても高強度（引張強さが８５０〜１１００ＭＰａ）で高降伏比（０．２％耐力／引張強さの比が ０．８以上）の熱間鍛造部品を安定して得ることができる高強度・高降伏比非調質鋼熱間鍛造部材の製造手段を提供することに置かれた。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
上述のように、本発明者らは通常の比較的高温域（９００〜１２００℃）での鍛造を実施した場合でも高強度と高降伏比を有する非調質鋼熱間鍛造部材を安定製造することが可能な手段を案出すべく鋭意研究を行った結果、次の知見を得ることができた。
【００１２】
まず、非調質鋼の熱間鍛造後における引張強さの確保については、「鋼材の焼入れ性を向上させることにより鋼材を強化するＣ，Ｍｎ等の元素」や「フェライト相中に炭化物あるいは炭窒化物として析出することにより鋼材を強化するＶ等の元素」が有するそれぞれの強化機構に着目して種々検討を行ったが、この検討を通じて、それら元素の配合比に工夫を加えるとそれぞれの強化機能が効果的に発揮されて所望する引張強さ（１０００ＭＰａ以上）を安定して実現できるようになることを確認した。
【００１３】
また、鋼材の熱間鍛造後の降伏比については、下記の式（１） に着目してその向上策を検討した。
降伏比＝０．２％耐力／引張強さ
＝σｆ／｛σｆ×Ｖｆ＋σｐ× （１−Ｖｆ） ｝ ……（１）
但し、σｆ：初析フェライトの強度，
σｐ：パ−ライトの強度，
Ｖｆ：初析フェライトの面積率，
σｆ＜＜σｐ。
上記式（１） は鋼材の降伏比を表すことができるものとして知られているが、この式（１） から明らかなように、初期降伏応力（０．２％耐力）は初析フェライトの強度で決まり、引張強さは初析フェライトの強度とパ−ライトの強度及び初析フェライトの面積率で決まる。そして、降伏比を増加させるためには、初期フェライトを確保した上で当該初析フェライトの強度を上昇させ、初析フェライトの強度上昇に伴う初期降伏応力の増加割合に対して引張強さの増加割合を小さくすることが効果的である。
【００１４】
そこで、本発明者らは、熱間鍛造後に得られるフェライト・パ−ライト組織での初析フェライト部に着目し、この初析フェライトの強度の指標として硬度を用い、熱間鍛造条件による初析フェライト部の硬度変化を調査した。
その結果、初析フェライト部の硬度（強度）の上昇には、熱間鍛造に際しての加熱温度をＶやＴｉ等とＣ，Ｎが結合して生成する炭化物もしくは炭窒化物が十分に固溶する温度域とすることが重要であることが分かった。即ち、このような高温加熱によって上記炭化物もしくは炭窒化物が十分に固溶されると、その後の冷却過程でこれら炭化物もしくは炭窒化物が初析フェライト中に微細析出することとなり、初析フェライト部が効果的に強化される。
【００１５】
しかしながら、その後も続けられた数多くの試験を通じて、上記のような高温加熱を実施したとしても、熱間鍛造を１０００〜１２００℃程度と比較的高い温度域で行った場合には ０．８以上の高い降伏比を安定して実現できないことが分かった。
【００１６】
そのため、熱間鍛造時の加工温度を１０００〜１２００℃程度の高温域とした場合でも降伏比 ０．８以上を安定して達成できる手段を模索したところ、熱間鍛造後に室温で冷間加工を施して塑性変形により初析フェライト部に歪を導入する手法を採用すれば初析フェライト部の更なる強度上昇が可能であり、この場合には引張強さの上昇を殆ど伴うことなく初析フェライト部の強度のみが上昇して降伏比 ０．８以上の高強度非調質鋼熱間鍛造部材が安定製造されるようになることが明らかとなった。
【００１７】
ところで、先にも述べたように、初析フェライト部の硬度（強度）の上昇には「熱間鍛造に際しての加熱温度を高めにして炭化物もしくは炭窒化物を十分に固溶させ、 その後の冷却中に炭化物もしくは炭窒化物を初析フェライト中に微細析出させる」ことが効果的であるが、初析フェライト中への炭化物もしくは炭窒化物の微細析出には熱間鍛造加工終了からフェライト変態までの温度域における冷却速度が大きな影響を及ぼす。
【００１８】
例えば、図１には、後述する「実施例」の「表１」に示した鋼Ｈ，Ｉ，Ｊ及び鋼ａ，ｂ，ｃを用いて図２の“ケ−ス１”の手順で非調質鋼熱間鍛造材を製造するに際し、加熱温度を１２５０℃に、熱間鍛造（熱間前方押出加工）時の減面率を８０％に固定し、鍛造温度（加工温度）と鍛造後の冷却速度を変更して得られた非調質鋼熱間鍛造材の降伏比が示されているが、この図１からも、熱間鍛造後の冷却速度を増すと降伏比が向上することは明らかである。
【００１９】
ただ、冷却速度を増すだけでは鍛造温度（加工温度）が１０００〜１２００℃という比較的高温域での鍛造では降伏比 ０．８以上を安定して実現できない。
しかし、例えば図３に示すような事実が確認された。即ち、図３は、前記の鋼Ｈ，Ｉ，Ｊ及び鋼ａ，ｂ，ｃを用いて図２の“ケ−ス２”の手順で非調質鋼熱間鍛造材を製造するに際し、加熱温度を１２５０℃に、熱間鍛造（熱間前方押出加工）時の減面率を８０％にそれぞれ固定すると共に、鍛造温度（加工温度）と鍛造後の冷却速度を変更し、更に何れも冷却後に加工率５％の冷間加工（スエ−ジング加工）を施して得られた非調質鋼熱間鍛造材の降伏比が示されているが、この図３からは、“熱間鍛造後に冷間加工を施す手法”と“熱間鍛造後の冷却速度を増す手法”とを組み合わせた場合には降伏比の向上効果が一段と顕著化することが分かる。
このように、熱間鍛造後に冷間加工を施すことに加えて熱間鍛造後の冷却速度を制御する手立てを講じることは、高強度・高降伏比の非調質鋼熱間鍛造部材の製造により効果的であることが明らかとなった。
【００２０】
本発明は上記知見事項等を基になされたものであって、次の▲１▼〜▲５▼項に示す非調質鋼熱間鍛造部材の製造方法を提供するものである。
▲１▼ Ｃ：０．１５〜０．４０％（以降、 成分割合を表す％は質量％とする） ，Ｓｉ： ０．４〜 １．５％，Ｍｎ： ０．５〜２．０ ％，Ｐ：０．１０〜０．１５％，Ｓ：０．０１〜０．１５％，Ｖ：０．１５〜０．４０％，Ａｌ： ０．００１〜 ０．１％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる素材鋼を、１０００℃以上に加熱して熱間鍛造を行い、その後室温にまで冷却してミクロ組織をフェライト・パ−ライト組織とし、更に加工度が２〜１０％の冷間加工を施すことを特徴とする、非調質鋼熱間鍛造部材の製造方法。
▲２▼ 少なくとも熱間鍛造を終えてからフェライト変態温度に達するまでの間を０．５ 〜５℃／ｓの平均冷却速度で冷却することを特徴とする、前記▲１▼項に記載の非調質鋼熱間鍛造部材の製造方法。
▲３▼ 更にＣｒ：０．０５〜 ０．２％を含有した素材鋼を用いることを特徴とする、前記▲１▼項又は▲２▼項に記載の非調質鋼熱間鍛造部材の製造方法。
▲４▼ 更にＮ：０．００２〜０．０３％を含有した素材鋼を用いることを特徴とする、前記▲１▼項乃至▲３▼項の何れかに記載の非調質鋼熱間鍛造部材の製造方法。
▲５▼ 更にＴｉ：０．０５〜０．３０％，Ｎｂ：０．０１〜０．１０％のうちの１種又は２種を含有した素材鋼を用いることを特徴とする、前記▲１▼項乃至▲４▼項の何れかに記載の非調質鋼熱間鍛造部材の製造方法。
【００２１】
【発明の実施の形態】
ここで、本発明において素材鋼の化学組成，熱間鍛造条件及び冷間加工条件を前記の如くに限定した理由を説明する。
【００２２】
［Ａ］ 素材鋼の化学組成
Ｃ： Ｃは鋼の焼入れ性向上効果の高い元素であって、製品強度を上昇させる上で非常に有効な成分である。また、Ｃには熱間加工後のミクロ組織におけるフェライト分率を制御すると共に、Ｖとの炭化物あるいは炭窒化物を形成して初析フェライト部の機械特性に好影響を及ぼす作用がある。しかしながら、その含有量が０．１５％未満では最終製品の強度が不足し、一方、０．４０％を超えて含有させた場合には焼入れ性が高まりすぎて切削性を悪化させることから、Ｃ含有量を０．１５〜０．４０％と定めた。
【００２３】
Ｓｉ： Ｓｉはフェライト相の強化作用を有しており、また鋼の脱酸を安定化するために用いられる元素であるが、その含有量が ０．４％未満では前記作用による効果が少なく、一方、 １．５％を超えて含有させてもその効果が飽和する上、Ａ３ 変態点を上昇させて熱間圧延過程でフェライト脱炭を助長する懸念が出てくる。従って、Ｓｉの含有量は ０．４〜 １．５％と定めた。
【００２４】
Ｍｎ： Ｍｎは焼入れ性の向上と最終製品強度を増加するのに有効な元素であり、初析フェライトの析出サイトである複合析出物の基盤となる成分でもある。しかし、Ｍｎの含有量が ０．５％未満では添加効果に乏しく、一方、 ２．０％を超えて含有させると鋼材内部の硬度が高くなって延性，冷間加工性を悪化させてしまう。従って、Ｍｎ含有量は ０．５〜 ２．０％と定めた。
【００２５】
Ｓ： Ｓは鋼中でＭｎＳとして存在し、切削性を向上すると共にフェライト析出核として働く元素であるが、その含有量が０．０１％未満の場合には前記の効果が十分でなく、一方、０．１５％を超えて含有させてもその効果は飽和してしまう。従って、Ｓ含有量は０．０１〜０．１５％と定めた。
【００２６】
Ｐ： Ｐには鋼の強度を増加させる作用があるが、その含有量が０．０１％未満では前記作用による効果が乏しい。また、Ｐは結晶粒界に偏析して冷間加工性の著しい劣化や低温での耐遅れ破壊特性の劣化を招く元素でもあり、これらの弊害はＰ含有量が０．１５％を超えると顕著化する。従って、鋼の強度と冷間加工性確保の観点からＰ含有量を０．０１〜０．１５％と定めたが、望ましくは０．０６〜０．１０％に調整するのが好ましい。
【００２７】
Ｖ： Ｖには、フェライト中に炭化物あるいは炭窒化物として析出して鋼の強度（初期降伏応力，引張強さ）を高めることにより高強度化，高降伏比化を達成する作用があるが、その含有量が０．１５％未満では前記作用による所望の効果を得ることができず、一方、０．４０％を超えて含有させるとその効果が飽和して鋼の経済性が損なわれる。この傾向は、前記図３によっても確認することができる。従って、Ｖ含有量は０．１５〜０．４０％と定めた。
【００２８】
Ａｌ： Ａｌは鋼の脱酸剤として有効な元素であり、また鋼中のＮと結合して窒化物を形成して熱間鍛造中のオ−ステナイト結晶を粒微細化する作用をも有しているが、その含有量が ０．００１％未満の場合には前記作用によって得られる効果が乏しく、一方、 ０．１％を超えて含有させるとその効果が飽和するだけでなく、むしろ靱性値を劣化させる。従って、Ａｌ含有量は ０．００１〜 ０．１％と定めた。
【００２９】
Ｃｒ： Ｃｒは、ＣやＭｎと同様に鋼の焼入れ性を向上させて強度を高める作用があるので必要に応じて含有せしめられる成分であるが、強度の向上効果を確実に得るためにはその含有量を０．０５％以上とするのが好ましい。一方、Ｃｒ含有量が ０．２％を超えると焼入れ性が高くなりすぎて熱間鍛造後の冷却過程で硬質組織（ベイナイト組織やマルテンサイト組織）が生じ、フェライト・パ−ライト組織が得られなくなる。従って、Ｃｒを含有させる場合には、その含有量を０．０５〜 ０．２％とすることと定めた。
【００３０】
Ｎ： Ｎは、鋼中のＶやＡｌと結合して窒化物を形成し熱間鍛造中のオ−ステナイト結晶粒を微細化する作用に加えて、熱間鍛造後の冷却過程で生じるフェライト相中に微細析出することにより鋼材の強度を向上させる作用を有しているので必要に応じて含有せしめられる成分であるが、オ−ステナイト結晶粒の微細化及び鋼材の強度向上効果を確実に得るためにはその含有量を ０．００２％以上とするのが好ましい。但し、Ｎ含有量が０．０３％を超えるとその効果は飽和する。従って、Ｎを含有させる場合には、その含有量を ０．００２〜０．０３％とすることと定めた。
【００３１】
Ｔｉ，Ｎｂ： Ｔｉ及びＮｂは、何れもＶと同様にフェライト中に炭化物あるいは炭窒化物として析出し鋼の強度を高める作用のほか、加熱時のオ−ステナイト結晶粒の粒径を微細化する作用や、熱間鍛造後の初析フェライトの面積率を増加させる作用を有している。そのため、本発明においては必要に応じて何れか一方又は双方が含有せしめられる。但し、Ｔｉ含有量が０．０５％未満であったり、Ｎｂの含有量が０．０１％未満の場合には前記作用による効果が十分ではなく、一方、Ｔｉの含有量が０．３０％を超えたり、Ｎｂ含有量が０．１０％を超えたりすると鋼の熱間加工性が劣化する。従って、Ｔｉを含有させる場合にはその含有量を０．０５〜０．３０％と、またＮｂを含有させる場合には含有量を０．０１〜０．１０％とそれぞれ定めた。
【００３２】
ところで、非調質鋼熱間鍛造部材に望まれる強度をより安定して確保するためには、下記の式で定義されるｆｎ１の値が８００以上であることが望ましい。
ｆｎ１＝１００４×％Ｃ＋ ２６６×％Ｓｉ＋３８．９×％Ｍｎ−１３８９×％Ｐ−１０６８×％Ｓ
− １０２×％Ｃｒ＋ ８０１．３×％Ｖ＋１０３７×％Ａｌ−１４０４×％Ｎ＋２７６
このｆｎ１は熱間鍛造後の鋼の引張強度の指標であり、１０００ＭＰａ以上の引張強度を得るためにはｆｎ１≧８００となるように成分設計を行うのが良い。
【００３３】
［Ｂ］ 熱間鍛造条件
ａ） 加熱温度
加熱温度が１０００℃より低温の場合には、オ−ステナイト結晶粒は微細なまま保持されるが、Ｖ，Ｔｉ等の炭化物あるいは炭窒化物が十分に固溶しない。そのため、熱間鍛造後の冷却中に生じるフェライト相中にＶ，Ｔｉ等の炭化物あるいは炭窒化物が微細に析出しないため、熱間鍛造後の鋼材の強度上昇や初期降伏応力（０．２％耐力）の上昇効果が得られない。従って、加熱温度は１０００℃以上と定めた。
【００３４】
但し、Ｖ，Ｔｉ等の炭化物あるいは炭窒化物をより十分に固溶させるには加熱温度は１１００℃以上とすることが望ましい。また、加熱温度が１３００℃を超えるとオ−ステナイト結晶粒が粗大化するのでその後の熱間鍛造加工を行ってもオ−ステナイト粒の微細化効果が発揮できない場合が生じ、引張強さは上昇しても初期降伏応力が上昇せず、結果的に高降伏比が実現できなくなる場合がある。そのため、加熱温度は１１００〜１３００℃とするのが好ましいと言える。
【００３５】
ｂ） 加熱後の処理
所定化学組成の素材鋼を上記条件で加熱した後、熱間鍛造を施す。本発明では熱間鍛造時の加工温度と加工量について特に規定はしないが、この熱間鍛造時の加工温度や加工量は鍛造作業や熱間鍛造後のミクロ組織形態（フェライト・パ−ライト組織の確保，初析フェライト部の面積率）並びに機械特性に大きく影響する。
【００３６】
例えば熱間鍛造はオ−ステナイト温度域で実施されるが、鍛造温度が９００℃未満の場合には材料の変形抵抗が大きくて金型寿命の劣化を招くおそれがある。そのため、熱間鍛造の加工温度は９００℃以上とするのが好ましい。
一方、加工温度が１２００℃を超えた場合には、例え熱間鍛造時の加工量を増大させても熱間鍛造加工後の冷却過程でオ−ステナイト結晶粒が粒成長し、加工によるオ−ステナイトの微細化効果を維持できずに初析フェライト部の面積率を増加できない場合がある。従って、熱間鍛造の加工温度は１２００℃以下に抑えることが好ましいと言える。
なお、加熱温度から熱間鍛造温度までの降温には自然放冷や衝風冷却等を適用すれば良い。
【００３７】
また、熱間鍛造時の加工量はオ−ステナイト粒径の微細化に影響し、加工量が増加するにつれてオ−ステナイト粒径はより微細化する。そして、オ−ステナイト粒径の微細化は、熱間鍛造後のミクロ組織における初析フェライト部の面積率増加につながり、鋼材の降伏比を向上させる。
オ−ステナイト粒径の微細化効果を増大させるには熱間鍛造時の減面率（加工率）を５０％以上とすることが好ましく、その減面率が７５％以上であればオ−ステナイト粒径の微細化効果はより安定化する。
但し、熱間鍛造時の加工量の極端な増加は変形抵抗の増大を招き、素材の加工割れや金型寿命の低下につながる上、変形抵抗が鍛造設備の荷重許容範囲を超えるおそれも出てくる。従って、熱間鍛造時の減面率は９５％以下に抑えることが望ましい。
【００３８】
熱間鍛造後から室温までの冷却については、大気中での放冷，衝風冷却，液体や砂などの冷却媒体を用いた冷却等が採用でき、またこれらの冷却方法を複数組み合わせても良い。
但し、熱間鍛造後からフェライト変態までの冷却過程は、Ｖ，Ｔｉ等の炭化物あるいは炭窒化物の析出量や析出形態に影響して冷却後の初析フェライト部の強度に影響を及ぼす可能性がある。つまり、熱間鍛造加工温度からフェライト変態温度までの冷却過程（特に冷却速度）がＶ，Ｔｉ等の炭化物あるいは炭窒化物の析出量や析出形態に少なからぬ影響を及ぼし、この温度範囲での冷却速度が増加するにつれてＶ，Ｔｉ等の炭化物あるいは炭窒化物の初析フェライト相中に微細分散析出が促されるために初析フェライト部の硬度が上昇して行き、ある冷却速度で最大値となり、その後冷却速度が増加しても逆に硬度の低下が生じる傾向が見られる。
【００３９】
そのため、初析フェライト相中にＶ，Ｔｉ等の炭化物あるいは炭窒化物を微細分散析出させて初析フェライト部の硬度をより上昇させるべく、前記温度範囲での冷却速度を ０．５℃／ｓ以上とすることが望ましい。
ただ、前述したように、冷却速度が速すぎる場合には逆に初析フェライト部の硬度低下を招く。これは、冷却速度が速いと析出するＶ，Ｔｉ等の炭化物あるいは炭窒化物は微細化するものの、加熱時にオ−ステナイト相に固溶したＶ，Ｔｉが十分に炭化物もしくは炭窒化物として析出できず、微細析出する炭化物あるいは炭窒化物の量が少なくなって初析フェライト部の硬度の上昇効果が十分に得られなくなるためである。更に、冷却速度が速すぎると、熱間鍛造後のミクロ組織がフェライト・パ−ライト組織中に硬質な組織（ベイナイト組織やマルテンサイト組織）が混入したものとなったり、甚だしい場合にはミクロ組織そのものがフェライト・パ−ライト組織に代わって硬質なミクロ組織（ベイナイト組織，マルテンサイト組織）となったりする場合がある。従って、熱間鍛造後からフェライト変態までの温度範囲での冷却速度は５℃／ｓ以下に止めるのが望ましい。
なお、初析フェライト部への炭化物あるいは炭窒化物の微細分散析出を十分ならしめ、鋼材の降伏比向上効果を一段と顕著化するためには、熱間鍛造後からフェライト変態までの温度範囲での冷却速度を１〜３℃／ｓの範囲に調整するのがより好ましいと言える。
【００４０】
ところで、フェライト変態温度は鋼の化学組成に影響されるが、このフェライト変態温度Ｔは次の式（２） によってその目安値を算出することができる。
Ｔ（℃）＝ ８００− １８０×％Ｃ−１４×％Ｍｎ
＋４４×％Ｓｉ−１７．８×％Ｎｉ− １．７％Ｃｒ ……（２）
そして、この温度Ｔ以降の室温までの冷却については、ミクロ組織がフェライト・パ−ライト組織となるのであれば特に留意する必要はない。
【００４１】
本発明において室温にまで冷却した鍛造部材のミクロ組織を「フェライト・パ−ライト組織」と規定した理由は、当該ミクロ組織が「フェライト＋パ−ライト＋ベイナイトの混合組織」あるいは「ベイナイト組織」の場合には高強度が実現できて所望の強度を確保することは可能であるが、逆に降伏強度が低下し、疲労強度や耐座屈性が劣化するためである。
【００４２】
［Ｃ］ 冷間加工条件
本発明者らは、熱間鍛造後に室温にて冷間加工を施すと、この塑性変形によって初析フェライト部に歪が導入されて初析フェライト部の強度が更に上昇し降伏比が向上することを見出し、更に、前述した諸条件に加えて熱間鍛造後に冷間加工を施すことにより熱間鍛造時の加工温度が１０００〜１２００℃という比較的高温域であっても降伏比 ０．８以上の鍛造部材を安定して得ることが可能になることを確認した。
【００４３】
この場合、初期降伏応力（０．２％耐力）は冷間加工時の塑性変形量の増加と共に上昇するが、塑性変形量が大きすぎると引張強さの上昇を招くことが判明した。即ち、冷間加工での加工度が１０％を超えると降伏応力の上昇と共に引張強さの上昇も生じ、結果として降伏比の低下を招く。
また、冷間加工での加工度が２％未満の場合には、初期降伏応力の顕著な増加が見られないために降伏比の上昇効果が少ない。
従って、本発明では冷間加工での加工度を２〜１０％と定めたが、降伏比の上昇効果をより顕著化するために前記加工度は２〜５％の範囲とすることが推奨される。
【００４４】
図４は、後述する「実施例」の「表１」に示した鋼Ｆ及びＩを用い図２の“ケ−ス２”の手順で非調質鋼熱間鍛造材を製造するに際し、加熱温度を１２５０℃に、熱間鍛造（熱間前方押出加工）時の加工温度を１１００℃に、熱間鍛造時の減面率を８０％に、熱間鍛造後の冷却速度を ２．７℃／ｓに固定し、熱間鍛造後の冷間加工（スエ−ジング加工）における加工率を変更して得られた非調質鋼熱間鍛造材の降伏比を示しているが、この図４からも、熱間鍛造後に加工率２〜１０％の冷間加工を施すことによって降伏比 ０．８以上の非調質鋼熱間鍛造材を実現できることが分かる。
【００４５】
なお、１０００〜１２００℃という比較的高温域での熱間鍛造によっても降伏比 ０．８以上の鍛造部材が安定製造されるためには、少なくとも初析フェライト部の硬度（ｆＨｖ ：ビッカ−ス硬さ） と面積率 （Ｖｆ ） が下記の式を満足することが望ましい。
７２０ ≦ ｆＨｖ −０．０７×Ｖｆ ２ ＋１２．６×Ｖｆ ≦ ８００
【００４６】
次いで、本発明を実施例によって説明する。
【実施例】
表１に示す化学組成を有した鋼を真空溶解炉を用いて溶製し、１５０ｋｇのインゴットを作成した。
【００４７】
【表１】
【００４８】
次に、作成したインゴットを１２００〜１３００℃に加熱してから熱間鍛伸して直径４５ｍｍの丸棒を作成した。
次いで、この丸棒を直径３８ｍｍ，高さ５０ｍｍの円柱状試験片に機械加工し、この試験片を用いて図２に示す“ケ−ス１”又は“ケ−ス２”の手順で熱間鍛造試験を行った。
【００４９】
熱間鍛造は、熱間での前方押出加工にて加工率（減面率）６０％もしくは８０％の条件で実施した。
なお、熱間鍛造試験条件の詳細は表２に示した通りである。
【００５０】
【表２】
【００５１】
熱間鍛造試験の後、引張試験，ミクロ組織観察及びビッカ−ス硬度測定を実施して、得られた熱間鍛造材のミクロ組織確認と、初期降伏応力（０．２％耐力），引張強さ，降伏比，初析フェライト部の硬度及び面積率の調査を行った。
ここで、初析フェライト部の硬度測定には微小ビッカ−ス硬度計を用い、荷重１０ｇｆで初析フェライト部を２０点測定し、平均値を初析フェライト部の硬度とした。
また、初析フェライト部の面積率は、光学顕微鏡にて観察されたミクロ組織を写真にし、視野面積２ｍｍ２ 分の写真を画像解析して求めた。
これらの調査結果を前記表２に併せて示す。
【００５２】
表２に示される結果からも、本発明に従うと引張強度が８００〜１１００ＭＰａで降伏比が ０．８以上の高強度・高降伏比の非調質鋼熱間鍛造部材の安定製造が可能であることを確認することができる。
【００５３】
【発明の効果】
以上に説明した如く、この発明によれば、鍛造温度を比較的高温域（９００〜１２００℃）とした場合であっても高強度（引張強さが８５０〜１１００ＭＰａ）で高降伏比（０．２％耐力／引張強さの比が ０．８以上）の非調質鋼熱間鍛造部品を安定製造することができ、熱間鍛造によって製作される自動車部品等の高性能化，低価格化に大きく寄与することが可能になるなど、産業上有用な効果がもたらされる。
【図面の簡単な説明】
【図１】各種Ｖ含有量の非調質鋼熱間鍛造材について、鍛造温度（熱間加工温度）及び鍛造後の冷却速度と降伏比との関係を整理したグラフである。
【図２】熱間鍛造の手順を示した模式図である。
【図３】鍛造後に冷間加工を施した各種Ｖ含有量の非調質鋼熱間鍛造材について、鍛造温度（熱間加工温度）及び鍛造後の冷却速度と降伏比との関係を整理したグラフである。
【図４】非調質鋼熱間鍛造材について、鍛造後に施した冷間加工の加工率と降伏比との関係を整理したグラフである。
【発明の属する技術分野】
この発明は、高強度でかつ高降伏比を示す非調質鋼熱間鍛造部材の製造方法に関し、より詳しくは、熱間鍛造時の鍛造温度を低温にすることなく高強度・高降伏比の非調質鋼熱間鍛造部材を安定製造する方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車部品等に適用される機械構造用鋼材は、従来、焼入れ及び焼き戻しの熱処理（以降“調質処理”と称す）を施して所望の機械的特性に調整してから使用に供するのが一般的であった。
しかし、近年、製造コスト削減要求が一段と強まってきたこともあって前記調質処理工程を省略することが検討され、調質処理を省略しても所望の鋼材特性を確保することが可能な“非調質鋼”の開発が進められてきた。そして、これまでに開発された非調質鋼は例えばコンロッド（自動車部品）に代表される熱間鍛造部品に適用されつつある。
【０００３】
熱間鍛造部品に適用する非調質鋼の開発は、当初、引張強さと靱性の向上に重点が置かれ、例えば特開平１０−１９５５３０号公報にも見られるように、析出強化元素であるＶやＮｂを利用すると共に焼入れ性向上元素であるＭｎを調整したものが提案された。
しかし、このような高強度・高靱性の非調質鋼は、例えば切削加工を要する自動車エンジン部品等に適用しようとすると、強度の大幅な増加の故に切削加工が困難であるという問題を有しており、実用上の障害となっている。
【０００４】
また、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べて一般に降伏比（降伏強度と引張強度との比）が０．６５程度と小さく、そのため切削性を確保すべく引張強度を調質処理材と同等程度に調整すると降伏強度が低下してしまう。この降伏強度は、例えば疲労強度や耐座屈性と密接に関係していることが知られており、降伏強度の低下は疲労強度の低下，耐座屈性の低下を招く。
【０００５】
逆に、降伏強度を調質処理材と同程度にすると引張強度が非常に大きくなり、前述のように切削性の劣化を引き起こす。
従って、切削性が確保できる範囲で高い引張強度を有すると共に降伏強度を高くすることが可能な非調質鋼が切望されていた。
【０００６】
もっとも、例えば特開平７−１５７８２４号公報，特開平９−１１１４１２号公報あるいは特開平１０−２３５４４７号公報には、鍛造温度，ミクロ組織，化学成分等を工夫することによって高強度でかつ高降伏比を有する非調質鋼が得られるとした提案が掲載されている。
【０００７】
このうちの特開平７−１５７８２４号公報に示されている「降伏強度，靱性および疲労特性に優れる亜熱間鍛造非調質鋼材の製造方法」は、仕上げ温度７５０〜９００℃の条件で熱間鍛造を行うと共に、冷却後における金属組織をフェライト・パ−ライトが９０％以上を占める組織とし、更に２００〜７００℃の温度範囲で時効処理することによって降伏強度，靱性及び疲労特性に優れる非調質鋼を製造する方法である。
しかしながら、この方法によれば、確かに熱間鍛造の後の引張強さが８５０〜１１００ＭＰａで降伏比（０．２％耐力／引張強さ）が０．７０以上の鋼部材を実現することは可能であるが、それでも降伏比０．８０以上の高降伏比部材の製造は叶わず、用途が制限されざるを得なかった。
また、この方法では、上述したように亜熱間鍛造を実施する必要があり、特に７５０〜８００℃程度の低い鍛造温度では材料の変形抵抗が著しく大きくなって金型寿命の劣化，設備能力の増強という問題が生じがちであった。
【０００８】
一方、前記特開平９−１１１４１２号公報には「高強度，高降伏比，低延性非調質鋼」に係る発明が記載されており、クラッキングコンロッドとして適した非調質鋼の化学組成が提案されている。
しかし、この発明によれば、熱間鍛造後の引張強さが８００〜１１００ＭＰａで降伏比が０．７０以上の鋼部材を得ることは可能であると考えられるものの、やはり降伏比０．８０以上の高降伏比部材を安定して実現することはできなかった。
【０００９】
また、前記特開平１０−２３５４４７号公報に示されている「高靱性・高耐力フェライト＋パ−ライト型非調質鋼鍛造品の製造方法」は、特定化学組成の鋼を９５０℃以上に加熱してから７５０〜１０５０℃の温度範囲で熱間鍛造を行い、その後の冷却過程でフェライト＋パ−ライト変態させることによって降伏比０．７３以上の非調質鋼鍛造品を製造することを特徴とするものである。
しかしながら、この方法も、熱間鍛造後の引張強さが８５０〜１１００ＭＰａで降伏比が ０．８以上の鋼部材が得られる場合があるものの、降伏比が ０．８以上の鋼部材を安定して実現するためには８００〜９００℃程度までの比較的低温域で熱間鍛造を行う必要があり、１０００℃を超える熱間鍛造条件では ０．８以上の降伏比を安定して付与することはできない。即ち、この方法によって降伏比が ０．８以上の鋼部材を安定して得るためには９００℃程度以下で熱間鍛造を行なわなければならず、そのため材料の変形抵抗が大きくなり、金型寿命の劣化，設備能力の増強という問題を無視できなかった。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
このようなことから、本発明の目的は、従来の“熱間鍛造型非調質鋼の製造方法”に認められる前記問題点を解消し、鍛造温度を通常の鋼に適用される比較的高温域（９００〜１２００℃）とした場合であっても高強度（引張強さが８５０〜１１００ＭＰａ）で高降伏比（０．２％耐力／引張強さの比が ０．８以上）の熱間鍛造部品を安定して得ることができる高強度・高降伏比非調質鋼熱間鍛造部材の製造手段を提供することに置かれた。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
上述のように、本発明者らは通常の比較的高温域（９００〜１２００℃）での鍛造を実施した場合でも高強度と高降伏比を有する非調質鋼熱間鍛造部材を安定製造することが可能な手段を案出すべく鋭意研究を行った結果、次の知見を得ることができた。
【００１２】
まず、非調質鋼の熱間鍛造後における引張強さの確保については、「鋼材の焼入れ性を向上させることにより鋼材を強化するＣ，Ｍｎ等の元素」や「フェライト相中に炭化物あるいは炭窒化物として析出することにより鋼材を強化するＶ等の元素」が有するそれぞれの強化機構に着目して種々検討を行ったが、この検討を通じて、それら元素の配合比に工夫を加えるとそれぞれの強化機能が効果的に発揮されて所望する引張強さ（１０００ＭＰａ以上）を安定して実現できるようになることを確認した。
【００１３】
また、鋼材の熱間鍛造後の降伏比については、下記の式（１） に着目してその向上策を検討した。
降伏比＝０．２％耐力／引張強さ
＝σｆ／｛σｆ×Ｖｆ＋σｐ× （１−Ｖｆ） ｝ ……（１）
但し、σｆ：初析フェライトの強度，
σｐ：パ−ライトの強度，
Ｖｆ：初析フェライトの面積率，
σｆ＜＜σｐ。
上記式（１） は鋼材の降伏比を表すことができるものとして知られているが、この式（１） から明らかなように、初期降伏応力（０．２％耐力）は初析フェライトの強度で決まり、引張強さは初析フェライトの強度とパ−ライトの強度及び初析フェライトの面積率で決まる。そして、降伏比を増加させるためには、初期フェライトを確保した上で当該初析フェライトの強度を上昇させ、初析フェライトの強度上昇に伴う初期降伏応力の増加割合に対して引張強さの増加割合を小さくすることが効果的である。
【００１４】
そこで、本発明者らは、熱間鍛造後に得られるフェライト・パ−ライト組織での初析フェライト部に着目し、この初析フェライトの強度の指標として硬度を用い、熱間鍛造条件による初析フェライト部の硬度変化を調査した。
その結果、初析フェライト部の硬度（強度）の上昇には、熱間鍛造に際しての加熱温度をＶやＴｉ等とＣ，Ｎが結合して生成する炭化物もしくは炭窒化物が十分に固溶する温度域とすることが重要であることが分かった。即ち、このような高温加熱によって上記炭化物もしくは炭窒化物が十分に固溶されると、その後の冷却過程でこれら炭化物もしくは炭窒化物が初析フェライト中に微細析出することとなり、初析フェライト部が効果的に強化される。
【００１５】
しかしながら、その後も続けられた数多くの試験を通じて、上記のような高温加熱を実施したとしても、熱間鍛造を１０００〜１２００℃程度と比較的高い温度域で行った場合には ０．８以上の高い降伏比を安定して実現できないことが分かった。
【００１６】
そのため、熱間鍛造時の加工温度を１０００〜１２００℃程度の高温域とした場合でも降伏比 ０．８以上を安定して達成できる手段を模索したところ、熱間鍛造後に室温で冷間加工を施して塑性変形により初析フェライト部に歪を導入する手法を採用すれば初析フェライト部の更なる強度上昇が可能であり、この場合には引張強さの上昇を殆ど伴うことなく初析フェライト部の強度のみが上昇して降伏比 ０．８以上の高強度非調質鋼熱間鍛造部材が安定製造されるようになることが明らかとなった。
【００１７】
ところで、先にも述べたように、初析フェライト部の硬度（強度）の上昇には「熱間鍛造に際しての加熱温度を高めにして炭化物もしくは炭窒化物を十分に固溶させ、 その後の冷却中に炭化物もしくは炭窒化物を初析フェライト中に微細析出させる」ことが効果的であるが、初析フェライト中への炭化物もしくは炭窒化物の微細析出には熱間鍛造加工終了からフェライト変態までの温度域における冷却速度が大きな影響を及ぼす。
【００１８】
例えば、図１には、後述する「実施例」の「表１」に示した鋼Ｈ，Ｉ，Ｊ及び鋼ａ，ｂ，ｃを用いて図２の“ケ−ス１”の手順で非調質鋼熱間鍛造材を製造するに際し、加熱温度を１２５０℃に、熱間鍛造（熱間前方押出加工）時の減面率を８０％に固定し、鍛造温度（加工温度）と鍛造後の冷却速度を変更して得られた非調質鋼熱間鍛造材の降伏比が示されているが、この図１からも、熱間鍛造後の冷却速度を増すと降伏比が向上することは明らかである。
【００１９】
ただ、冷却速度を増すだけでは鍛造温度（加工温度）が１０００〜１２００℃という比較的高温域での鍛造では降伏比 ０．８以上を安定して実現できない。
しかし、例えば図３に示すような事実が確認された。即ち、図３は、前記の鋼Ｈ，Ｉ，Ｊ及び鋼ａ，ｂ，ｃを用いて図２の“ケ−ス２”の手順で非調質鋼熱間鍛造材を製造するに際し、加熱温度を１２５０℃に、熱間鍛造（熱間前方押出加工）時の減面率を８０％にそれぞれ固定すると共に、鍛造温度（加工温度）と鍛造後の冷却速度を変更し、更に何れも冷却後に加工率５％の冷間加工（スエ−ジング加工）を施して得られた非調質鋼熱間鍛造材の降伏比が示されているが、この図３からは、“熱間鍛造後に冷間加工を施す手法”と“熱間鍛造後の冷却速度を増す手法”とを組み合わせた場合には降伏比の向上効果が一段と顕著化することが分かる。
このように、熱間鍛造後に冷間加工を施すことに加えて熱間鍛造後の冷却速度を制御する手立てを講じることは、高強度・高降伏比の非調質鋼熱間鍛造部材の製造により効果的であることが明らかとなった。
【００２０】
本発明は上記知見事項等を基になされたものであって、次の▲１▼〜▲５▼項に示す非調質鋼熱間鍛造部材の製造方法を提供するものである。
▲１▼ Ｃ：０．１５〜０．４０％（以降、 成分割合を表す％は質量％とする） ，Ｓｉ： ０．４〜 １．５％，Ｍｎ： ０．５〜２．０ ％，Ｐ：０．１０〜０．１５％，Ｓ：０．０１〜０．１５％，Ｖ：０．１５〜０．４０％，Ａｌ： ０．００１〜 ０．１％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる素材鋼を、１０００℃以上に加熱して熱間鍛造を行い、その後室温にまで冷却してミクロ組織をフェライト・パ−ライト組織とし、更に加工度が２〜１０％の冷間加工を施すことを特徴とする、非調質鋼熱間鍛造部材の製造方法。
▲２▼ 少なくとも熱間鍛造を終えてからフェライト変態温度に達するまでの間を０．５ 〜５℃／ｓの平均冷却速度で冷却することを特徴とする、前記▲１▼項に記載の非調質鋼熱間鍛造部材の製造方法。
▲３▼ 更にＣｒ：０．０５〜 ０．２％を含有した素材鋼を用いることを特徴とする、前記▲１▼項又は▲２▼項に記載の非調質鋼熱間鍛造部材の製造方法。
▲４▼ 更にＮ：０．００２〜０．０３％を含有した素材鋼を用いることを特徴とする、前記▲１▼項乃至▲３▼項の何れかに記載の非調質鋼熱間鍛造部材の製造方法。
▲５▼ 更にＴｉ：０．０５〜０．３０％，Ｎｂ：０．０１〜０．１０％のうちの１種又は２種を含有した素材鋼を用いることを特徴とする、前記▲１▼項乃至▲４▼項の何れかに記載の非調質鋼熱間鍛造部材の製造方法。
【００２１】
【発明の実施の形態】
ここで、本発明において素材鋼の化学組成，熱間鍛造条件及び冷間加工条件を前記の如くに限定した理由を説明する。
【００２２】
［Ａ］ 素材鋼の化学組成
Ｃ： Ｃは鋼の焼入れ性向上効果の高い元素であって、製品強度を上昇させる上で非常に有効な成分である。また、Ｃには熱間加工後のミクロ組織におけるフェライト分率を制御すると共に、Ｖとの炭化物あるいは炭窒化物を形成して初析フェライト部の機械特性に好影響を及ぼす作用がある。しかしながら、その含有量が０．１５％未満では最終製品の強度が不足し、一方、０．４０％を超えて含有させた場合には焼入れ性が高まりすぎて切削性を悪化させることから、Ｃ含有量を０．１５〜０．４０％と定めた。
【００２３】
Ｓｉ： Ｓｉはフェライト相の強化作用を有しており、また鋼の脱酸を安定化するために用いられる元素であるが、その含有量が ０．４％未満では前記作用による効果が少なく、一方、 １．５％を超えて含有させてもその効果が飽和する上、Ａ３ 変態点を上昇させて熱間圧延過程でフェライト脱炭を助長する懸念が出てくる。従って、Ｓｉの含有量は ０．４〜 １．５％と定めた。
【００２４】
Ｍｎ： Ｍｎは焼入れ性の向上と最終製品強度を増加するのに有効な元素であり、初析フェライトの析出サイトである複合析出物の基盤となる成分でもある。しかし、Ｍｎの含有量が ０．５％未満では添加効果に乏しく、一方、 ２．０％を超えて含有させると鋼材内部の硬度が高くなって延性，冷間加工性を悪化させてしまう。従って、Ｍｎ含有量は ０．５〜 ２．０％と定めた。
【００２５】
Ｓ： Ｓは鋼中でＭｎＳとして存在し、切削性を向上すると共にフェライト析出核として働く元素であるが、その含有量が０．０１％未満の場合には前記の効果が十分でなく、一方、０．１５％を超えて含有させてもその効果は飽和してしまう。従って、Ｓ含有量は０．０１〜０．１５％と定めた。
【００２６】
Ｐ： Ｐには鋼の強度を増加させる作用があるが、その含有量が０．０１％未満では前記作用による効果が乏しい。また、Ｐは結晶粒界に偏析して冷間加工性の著しい劣化や低温での耐遅れ破壊特性の劣化を招く元素でもあり、これらの弊害はＰ含有量が０．１５％を超えると顕著化する。従って、鋼の強度と冷間加工性確保の観点からＰ含有量を０．０１〜０．１５％と定めたが、望ましくは０．０６〜０．１０％に調整するのが好ましい。
【００２７】
Ｖ： Ｖには、フェライト中に炭化物あるいは炭窒化物として析出して鋼の強度（初期降伏応力，引張強さ）を高めることにより高強度化，高降伏比化を達成する作用があるが、その含有量が０．１５％未満では前記作用による所望の効果を得ることができず、一方、０．４０％を超えて含有させるとその効果が飽和して鋼の経済性が損なわれる。この傾向は、前記図３によっても確認することができる。従って、Ｖ含有量は０．１５〜０．４０％と定めた。
【００２８】
Ａｌ： Ａｌは鋼の脱酸剤として有効な元素であり、また鋼中のＮと結合して窒化物を形成して熱間鍛造中のオ−ステナイト結晶を粒微細化する作用をも有しているが、その含有量が ０．００１％未満の場合には前記作用によって得られる効果が乏しく、一方、 ０．１％を超えて含有させるとその効果が飽和するだけでなく、むしろ靱性値を劣化させる。従って、Ａｌ含有量は ０．００１〜 ０．１％と定めた。
【００２９】
Ｃｒ： Ｃｒは、ＣやＭｎと同様に鋼の焼入れ性を向上させて強度を高める作用があるので必要に応じて含有せしめられる成分であるが、強度の向上効果を確実に得るためにはその含有量を０．０５％以上とするのが好ましい。一方、Ｃｒ含有量が ０．２％を超えると焼入れ性が高くなりすぎて熱間鍛造後の冷却過程で硬質組織（ベイナイト組織やマルテンサイト組織）が生じ、フェライト・パ−ライト組織が得られなくなる。従って、Ｃｒを含有させる場合には、その含有量を０．０５〜 ０．２％とすることと定めた。
【００３０】
Ｎ： Ｎは、鋼中のＶやＡｌと結合して窒化物を形成し熱間鍛造中のオ−ステナイト結晶粒を微細化する作用に加えて、熱間鍛造後の冷却過程で生じるフェライト相中に微細析出することにより鋼材の強度を向上させる作用を有しているので必要に応じて含有せしめられる成分であるが、オ−ステナイト結晶粒の微細化及び鋼材の強度向上効果を確実に得るためにはその含有量を ０．００２％以上とするのが好ましい。但し、Ｎ含有量が０．０３％を超えるとその効果は飽和する。従って、Ｎを含有させる場合には、その含有量を ０．００２〜０．０３％とすることと定めた。
【００３１】
Ｔｉ，Ｎｂ： Ｔｉ及びＮｂは、何れもＶと同様にフェライト中に炭化物あるいは炭窒化物として析出し鋼の強度を高める作用のほか、加熱時のオ−ステナイト結晶粒の粒径を微細化する作用や、熱間鍛造後の初析フェライトの面積率を増加させる作用を有している。そのため、本発明においては必要に応じて何れか一方又は双方が含有せしめられる。但し、Ｔｉ含有量が０．０５％未満であったり、Ｎｂの含有量が０．０１％未満の場合には前記作用による効果が十分ではなく、一方、Ｔｉの含有量が０．３０％を超えたり、Ｎｂ含有量が０．１０％を超えたりすると鋼の熱間加工性が劣化する。従って、Ｔｉを含有させる場合にはその含有量を０．０５〜０．３０％と、またＮｂを含有させる場合には含有量を０．０１〜０．１０％とそれぞれ定めた。
【００３２】
ところで、非調質鋼熱間鍛造部材に望まれる強度をより安定して確保するためには、下記の式で定義されるｆｎ１の値が８００以上であることが望ましい。
ｆｎ１＝１００４×％Ｃ＋ ２６６×％Ｓｉ＋３８．９×％Ｍｎ−１３８９×％Ｐ−１０６８×％Ｓ
− １０２×％Ｃｒ＋ ８０１．３×％Ｖ＋１０３７×％Ａｌ−１４０４×％Ｎ＋２７６
このｆｎ１は熱間鍛造後の鋼の引張強度の指標であり、１０００ＭＰａ以上の引張強度を得るためにはｆｎ１≧８００となるように成分設計を行うのが良い。
【００３３】
［Ｂ］ 熱間鍛造条件
ａ） 加熱温度
加熱温度が１０００℃より低温の場合には、オ−ステナイト結晶粒は微細なまま保持されるが、Ｖ，Ｔｉ等の炭化物あるいは炭窒化物が十分に固溶しない。そのため、熱間鍛造後の冷却中に生じるフェライト相中にＶ，Ｔｉ等の炭化物あるいは炭窒化物が微細に析出しないため、熱間鍛造後の鋼材の強度上昇や初期降伏応力（０．２％耐力）の上昇効果が得られない。従って、加熱温度は１０００℃以上と定めた。
【００３４】
但し、Ｖ，Ｔｉ等の炭化物あるいは炭窒化物をより十分に固溶させるには加熱温度は１１００℃以上とすることが望ましい。また、加熱温度が１３００℃を超えるとオ−ステナイト結晶粒が粗大化するのでその後の熱間鍛造加工を行ってもオ−ステナイト粒の微細化効果が発揮できない場合が生じ、引張強さは上昇しても初期降伏応力が上昇せず、結果的に高降伏比が実現できなくなる場合がある。そのため、加熱温度は１１００〜１３００℃とするのが好ましいと言える。
【００３５】
ｂ） 加熱後の処理
所定化学組成の素材鋼を上記条件で加熱した後、熱間鍛造を施す。本発明では熱間鍛造時の加工温度と加工量について特に規定はしないが、この熱間鍛造時の加工温度や加工量は鍛造作業や熱間鍛造後のミクロ組織形態（フェライト・パ−ライト組織の確保，初析フェライト部の面積率）並びに機械特性に大きく影響する。
【００３６】
例えば熱間鍛造はオ−ステナイト温度域で実施されるが、鍛造温度が９００℃未満の場合には材料の変形抵抗が大きくて金型寿命の劣化を招くおそれがある。そのため、熱間鍛造の加工温度は９００℃以上とするのが好ましい。
一方、加工温度が１２００℃を超えた場合には、例え熱間鍛造時の加工量を増大させても熱間鍛造加工後の冷却過程でオ−ステナイト結晶粒が粒成長し、加工によるオ−ステナイトの微細化効果を維持できずに初析フェライト部の面積率を増加できない場合がある。従って、熱間鍛造の加工温度は１２００℃以下に抑えることが好ましいと言える。
なお、加熱温度から熱間鍛造温度までの降温には自然放冷や衝風冷却等を適用すれば良い。
【００３７】
また、熱間鍛造時の加工量はオ−ステナイト粒径の微細化に影響し、加工量が増加するにつれてオ−ステナイト粒径はより微細化する。そして、オ−ステナイト粒径の微細化は、熱間鍛造後のミクロ組織における初析フェライト部の面積率増加につながり、鋼材の降伏比を向上させる。
オ−ステナイト粒径の微細化効果を増大させるには熱間鍛造時の減面率（加工率）を５０％以上とすることが好ましく、その減面率が７５％以上であればオ−ステナイト粒径の微細化効果はより安定化する。
但し、熱間鍛造時の加工量の極端な増加は変形抵抗の増大を招き、素材の加工割れや金型寿命の低下につながる上、変形抵抗が鍛造設備の荷重許容範囲を超えるおそれも出てくる。従って、熱間鍛造時の減面率は９５％以下に抑えることが望ましい。
【００３８】
熱間鍛造後から室温までの冷却については、大気中での放冷，衝風冷却，液体や砂などの冷却媒体を用いた冷却等が採用でき、またこれらの冷却方法を複数組み合わせても良い。
但し、熱間鍛造後からフェライト変態までの冷却過程は、Ｖ，Ｔｉ等の炭化物あるいは炭窒化物の析出量や析出形態に影響して冷却後の初析フェライト部の強度に影響を及ぼす可能性がある。つまり、熱間鍛造加工温度からフェライト変態温度までの冷却過程（特に冷却速度）がＶ，Ｔｉ等の炭化物あるいは炭窒化物の析出量や析出形態に少なからぬ影響を及ぼし、この温度範囲での冷却速度が増加するにつれてＶ，Ｔｉ等の炭化物あるいは炭窒化物の初析フェライト相中に微細分散析出が促されるために初析フェライト部の硬度が上昇して行き、ある冷却速度で最大値となり、その後冷却速度が増加しても逆に硬度の低下が生じる傾向が見られる。
【００３９】
そのため、初析フェライト相中にＶ，Ｔｉ等の炭化物あるいは炭窒化物を微細分散析出させて初析フェライト部の硬度をより上昇させるべく、前記温度範囲での冷却速度を ０．５℃／ｓ以上とすることが望ましい。
ただ、前述したように、冷却速度が速すぎる場合には逆に初析フェライト部の硬度低下を招く。これは、冷却速度が速いと析出するＶ，Ｔｉ等の炭化物あるいは炭窒化物は微細化するものの、加熱時にオ−ステナイト相に固溶したＶ，Ｔｉが十分に炭化物もしくは炭窒化物として析出できず、微細析出する炭化物あるいは炭窒化物の量が少なくなって初析フェライト部の硬度の上昇効果が十分に得られなくなるためである。更に、冷却速度が速すぎると、熱間鍛造後のミクロ組織がフェライト・パ−ライト組織中に硬質な組織（ベイナイト組織やマルテンサイト組織）が混入したものとなったり、甚だしい場合にはミクロ組織そのものがフェライト・パ−ライト組織に代わって硬質なミクロ組織（ベイナイト組織，マルテンサイト組織）となったりする場合がある。従って、熱間鍛造後からフェライト変態までの温度範囲での冷却速度は５℃／ｓ以下に止めるのが望ましい。
なお、初析フェライト部への炭化物あるいは炭窒化物の微細分散析出を十分ならしめ、鋼材の降伏比向上効果を一段と顕著化するためには、熱間鍛造後からフェライト変態までの温度範囲での冷却速度を１〜３℃／ｓの範囲に調整するのがより好ましいと言える。
【００４０】
ところで、フェライト変態温度は鋼の化学組成に影響されるが、このフェライト変態温度Ｔは次の式（２） によってその目安値を算出することができる。
Ｔ（℃）＝ ８００− １８０×％Ｃ−１４×％Ｍｎ
＋４４×％Ｓｉ−１７．８×％Ｎｉ− １．７％Ｃｒ ……（２）
そして、この温度Ｔ以降の室温までの冷却については、ミクロ組織がフェライト・パ−ライト組織となるのであれば特に留意する必要はない。
【００４１】
本発明において室温にまで冷却した鍛造部材のミクロ組織を「フェライト・パ−ライト組織」と規定した理由は、当該ミクロ組織が「フェライト＋パ−ライト＋ベイナイトの混合組織」あるいは「ベイナイト組織」の場合には高強度が実現できて所望の強度を確保することは可能であるが、逆に降伏強度が低下し、疲労強度や耐座屈性が劣化するためである。
【００４２】
［Ｃ］ 冷間加工条件
本発明者らは、熱間鍛造後に室温にて冷間加工を施すと、この塑性変形によって初析フェライト部に歪が導入されて初析フェライト部の強度が更に上昇し降伏比が向上することを見出し、更に、前述した諸条件に加えて熱間鍛造後に冷間加工を施すことにより熱間鍛造時の加工温度が１０００〜１２００℃という比較的高温域であっても降伏比 ０．８以上の鍛造部材を安定して得ることが可能になることを確認した。
【００４３】
この場合、初期降伏応力（０．２％耐力）は冷間加工時の塑性変形量の増加と共に上昇するが、塑性変形量が大きすぎると引張強さの上昇を招くことが判明した。即ち、冷間加工での加工度が１０％を超えると降伏応力の上昇と共に引張強さの上昇も生じ、結果として降伏比の低下を招く。
また、冷間加工での加工度が２％未満の場合には、初期降伏応力の顕著な増加が見られないために降伏比の上昇効果が少ない。
従って、本発明では冷間加工での加工度を２〜１０％と定めたが、降伏比の上昇効果をより顕著化するために前記加工度は２〜５％の範囲とすることが推奨される。
【００４４】
図４は、後述する「実施例」の「表１」に示した鋼Ｆ及びＩを用い図２の“ケ−ス２”の手順で非調質鋼熱間鍛造材を製造するに際し、加熱温度を１２５０℃に、熱間鍛造（熱間前方押出加工）時の加工温度を１１００℃に、熱間鍛造時の減面率を８０％に、熱間鍛造後の冷却速度を ２．７℃／ｓに固定し、熱間鍛造後の冷間加工（スエ−ジング加工）における加工率を変更して得られた非調質鋼熱間鍛造材の降伏比を示しているが、この図４からも、熱間鍛造後に加工率２〜１０％の冷間加工を施すことによって降伏比 ０．８以上の非調質鋼熱間鍛造材を実現できることが分かる。
【００４５】
なお、１０００〜１２００℃という比較的高温域での熱間鍛造によっても降伏比 ０．８以上の鍛造部材が安定製造されるためには、少なくとも初析フェライト部の硬度（ｆＨｖ ：ビッカ−ス硬さ） と面積率 （Ｖｆ ） が下記の式を満足することが望ましい。
７２０ ≦ ｆＨｖ −０．０７×Ｖｆ ２ ＋１２．６×Ｖｆ ≦ ８００
【００４６】
次いで、本発明を実施例によって説明する。
【実施例】
表１に示す化学組成を有した鋼を真空溶解炉を用いて溶製し、１５０ｋｇのインゴットを作成した。
【００４７】
【表１】
次に、作成したインゴットを１２００〜１３００℃に加熱してから熱間鍛伸して直径４５ｍｍの丸棒を作成した。
次いで、この丸棒を直径３８ｍｍ，高さ５０ｍｍの円柱状試験片に機械加工し、この試験片を用いて図２に示す“ケ−ス１”又は“ケ−ス２”の手順で熱間鍛造試験を行った。
【００４９】
熱間鍛造は、熱間での前方押出加工にて加工率（減面率）６０％もしくは８０％の条件で実施した。
なお、熱間鍛造試験条件の詳細は表２に示した通りである。
【００５０】
【表２】
熱間鍛造試験の後、引張試験，ミクロ組織観察及びビッカ−ス硬度測定を実施して、得られた熱間鍛造材のミクロ組織確認と、初期降伏応力（０．２％耐力），引張強さ，降伏比，初析フェライト部の硬度及び面積率の調査を行った。
ここで、初析フェライト部の硬度測定には微小ビッカ−ス硬度計を用い、荷重１０ｇｆで初析フェライト部を２０点測定し、平均値を初析フェライト部の硬度とした。
また、初析フェライト部の面積率は、光学顕微鏡にて観察されたミクロ組織を写真にし、視野面積２ｍｍ２ 分の写真を画像解析して求めた。
これらの調査結果を前記表２に併せて示す。
【００５２】
表２に示される結果からも、本発明に従うと引張強度が８００〜１１００ＭＰａで降伏比が ０．８以上の高強度・高降伏比の非調質鋼熱間鍛造部材の安定製造が可能であることを確認することができる。
【００５３】
【発明の効果】
以上に説明した如く、この発明によれば、鍛造温度を比較的高温域（９００〜１２００℃）とした場合であっても高強度（引張強さが８５０〜１１００ＭＰａ）で高降伏比（０．２％耐力／引張強さの比が ０．８以上）の非調質鋼熱間鍛造部品を安定製造することができ、熱間鍛造によって製作される自動車部品等の高性能化，低価格化に大きく寄与することが可能になるなど、産業上有用な効果がもたらされる。
【図面の簡単な説明】
【図１】各種Ｖ含有量の非調質鋼熱間鍛造材について、鍛造温度（熱間加工温度）及び鍛造後の冷却速度と降伏比との関係を整理したグラフである。
【図２】熱間鍛造の手順を示した模式図である。
【図３】鍛造後に冷間加工を施した各種Ｖ含有量の非調質鋼熱間鍛造材について、鍛造温度（熱間加工温度）及び鍛造後の冷却速度と降伏比との関係を整理したグラフである。
【図４】非調質鋼熱間鍛造材について、鍛造後に施した冷間加工の加工率と降伏比との関係を整理したグラフである。
Claims (5)
- 質量％で、Ｃ：０．１５〜０．４０％，Ｓｉ： ０．４〜 １．５％，Ｍｎ： ０．５〜２．０ ％，Ｐ：０．１０〜０．１５％，Ｓ：０．０１〜０．１５％，Ｖ：０．１５〜０．４０％，Ａｌ： ０．００１〜 ０．１％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる素材鋼を、１０００℃以上に加熱して熱間鍛造を行い、その後室温にまで冷却してミクロ組織をフェライト・パ−ライト組織とし、更に加工度が２〜１０％の冷間加工を施すことを特徴とする、非調質鋼熱間鍛造部材の製造方法。
- 少なくとも熱間鍛造を終えてからフェライト変態温度に達するまでの間を ０．５〜５℃／ｓの平均冷却速度で冷却することを特徴とする、請求項１に記載の非調質鋼熱間鍛造部材の製造方法。
- 質量％で、更にＣｒ：０．０５〜 ０．２％を含有した素材鋼を用いることを特徴とする、請求項１又は２に記載の非調質鋼熱間鍛造部材の製造方法。
- 質量％で、更にＮ：０．００２〜０．０３％を含有した素材鋼を用いることを特徴とする、請求項１乃至３の何れかに記載の非調質鋼熱間鍛造部材の製造方法。
- 質量％で、更にＴｉ：０．０５〜０．３０％，Ｎｂ：０．０１〜０．１０％のうちの１種又は２種を含有した素材鋼を用いることを特徴とする、請求項１乃至４の何れかに記載の非調質鋼熱間鍛造部材の製造方法。
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