JP2004285430A - 鍛造品の製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】鍛造加工に必要な鍛造加工時における温度を低下させることができるとともに、優れた伸びフランジ性を備え加工性にも優れた高強度鍛造品を製造することのできる鍛造品の製造方法を提供すること。
【解決手段】質量％にて、Ｃ：０．０６〜０．７％，Ｓｉ＋Ａｌ：０．５〜３％，Ｍｎ：０．５〜３％，Ｐ：０．１５％以下（０％を含まない），Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない），Ｎ：０．０２％以下（０％を含まない）を含有し、残部がＦｅ及び不純物元素からなる鍛造用鋼材を、残留オーステナイトを含む２相域の温度範囲に加熱した後、上記２相域の温度範囲で鍛造加工を行なって鍛造品を形成し、これを残留オーステナイトを含む組織とするように冷却する。
【選択図】 図１
【解決手段】質量％にて、Ｃ：０．０６〜０．７％，Ｓｉ＋Ａｌ：０．５〜３％，Ｍｎ：０．５〜３％，Ｐ：０．１５％以下（０％を含まない），Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない），Ｎ：０．０２％以下（０％を含まない）を含有し、残部がＦｅ及び不純物元素からなる鍛造用鋼材を、残留オーステナイトを含む２相域の温度範囲に加熱した後、上記２相域の温度範囲で鍛造加工を行なって鍛造品を形成し、これを残留オーステナイトを含む組織とするように冷却する。
【選択図】 図１
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、加工性に優れた高強度鍛造品の製造方法に関し、自動車および工作機械などの部品を製造するのに好適な高強度鍛造品の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車や産業用機械等に使用される鍛造品は、優れた強度と延性を兼ね備えていることが要求され、この様な要求特性は近年、益々、高まっている。このような鍛造品を鍛造加工により製造する場合、１１００℃〜１３００℃程度、或いはそれ以上の高温で鍛造加工することが通常である。しかしながら、このような高温で鍛造することは鍛造加工するための金型の寿命が短くなり、鍛造費用が増大する原因となっている。
【０００３】
一方、上記の様な要求特性を満足させるため、組織中に残留オーステナイト（γＲ）を生成させ、加工変形中にγＲがマルテンサイトに誘起変態（歪み誘起変態：ＴＲＩＰ）して延性を向上させる残留オーステナイト鋼材が知られている。この鋼材では、残留オーステナイト（γＲ）の加工誘起変態効果に加えて、延性がフェライト及び残留オーステナイトによって、強度はベイナイト及びマルテンサイトによって確保される。
【０００４】
しかしながら、自動車や産業用機械等に使用される鍛造品として、鍛造加工温度を低下させても、優れた強度を持ち、軽量化にも対応することのできる優れた伸びフランジ性を備え加工性にも優れた高強度鍛造品は未だ提案されるに至ってはいない。
【０００５】
【特許文献１】
特開平１０−３３０８３６号公報
特開２００２−３０２７３４号公報
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の課題は、鍛造加工に必要な鍛造加工時における温度を低下させることができるとともに、優れた伸びフランジ性を備え加工性にも優れた高強度鍛造品を製造することのできる鍛造品の製造方法を提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決するために、本発明では、質量％にて、Ｃ：０．０６〜０．７％，Ｓｉ＋Ａｌ：０．５〜３％，Ｍｎ：０．５〜３％，Ｐ：０．１５％以下（０％を含まない），Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない），Ｎ：０．０２％以下（０％を含まない）を含有し、残部がＦｅ及び不純物元素からなる鍛造用鋼材を、残留オーステナイトを含む２相域の温度範囲に加熱した後、上記２相域の温度範囲で鍛造加工を行なって鍛造品を形成し、これを残留オーステナイトを含む組織とするように冷却することを特徴する。
【０００８】
本発明では、残留オーステナイトを含む２相域の温度範囲に加熱し、この２相域の温度で鍛造加工を行なって鍛造品を形成し、これを残留オーステナイトを含む組織とするように冷却するものであるから、熱間鍛造におけるように、１１００℃〜１３００℃程度、或いはそれ以上の高温とせずに２相域の温度範囲で鍛造することができ、また、高強度及び優れた伸びフランジ性及び全伸びの特性を備えた鍛造品を製造することができる。
【０００９】
前記鍛造用鋼材は、熱延工程により圧延した後冷却を行い、この冷却した鍛造用鋼材を前記２相域の温度範囲に加熱して鍛造加工を行ない、その後一定のオーステンパ処理温度にてオーステンパ処理をし、残留オーステナイトを含む組織とすることが好ましい。このオーステンパ処理温度は、１００℃以上５５０℃以下の温度とするのがよい。なお、一定のオーステンパ処理温度にてオーステンパ処理をせずに、３℃／秒以上の冷却速度で連続冷却するようにしてもよい。
【００１０】
前記２相域の温度範囲は、例えば、フェライト又は焼戻マルテンサイトと残留オーステナイトとを生成させる温度範囲であり、前記鍛造品は、その母相組織が焼戻マルテンサイトを全組織に対して占有率で５０％以上含有し、第２相組織は、残留オーステナイトを全組織に対して占有率で１〜４０％含有しており、更にベイナイト／マルテンサイトを含有してもよいものである。
【００１１】
又は、前記２相域の温度範囲は、焼戻ベイナイトと残留オーステナイトとを生成させる温度範囲であり、前記鍛造品は、その母相組織が焼戻ベイナイトを全組織に対して占有率で５０％以上含有し、第２相組織は、残留オーステナイトを全組織に対して占有率で１〜４０％含有しており、更にベイナイト／マルテンサイトを含有してもよいものである。
【００１２】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、高い伸びフランジ性を維持したまま、しかも、大きな全伸びを有する低合金ＴＲＩＰ鋼を用いて鍛造品を製造することを検討した。その結果、転位密度の低い軟質ラス組織からなる焼戻マルテンサイトを母相とし、第２相として、残留オーステナイト（γＲ）相を有する組織に制御して鍛造を行えば、所期の目的が達成されることを見出した。
【００１３】
また、転位密度の低い軟質ラス組織からなる焼戻ベイナイトを母相とし、第２相として、残留オーステナイト（γＲ）相を有する組織に制御して鍛造を行なっても、所期の目的が達成されることを見出した。
【００１４】
まず、本発明を特徴付ける組織について説明するが、母相組織として、焼戻マルテンサイトの場合と焼戻ベイナイトの場合と同様の説明が適用できるので、以下に焼戻マルテンサイトを母相とする組織の場合について説明する。
【００１５】
本発明の鍛造用鋼材は、母相組織として、フェライト又は焼戻マルテンサイトを全組織に対して占積率で５０％以上含有し；第２相組織として、残留オーステナイトを全組織に対して占積率で１〜４０％含有し、更にベイナイト／マルテンサイトを含有しても良いものである。
【００１６】
本発明における焼戻マルテンサイトは、転位密度が少なく軟質であり、しかも、ラス状組織を有するものを意味する。これに対し、マルテンサイトは転位密度の多い硬質組織である点で、上記焼戻マルテンサイトとは相違し、両者は、例えば透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察などによって区別することができる。また、従来の残留オーステナイトγＲ鋼板は、転位密度の少ない軟質のブロック状フェライト組織を有する点で、上記焼戻マルテンサイトを母相とする本発明の鋼材とは相違するが、本発明における鍛造品の製造方法には適用することができる。
【００１７】
また、上記焼戻マルテンサイトは、同一成分系（基本成分であるＣ，Ｓｉ，Ｍｎを同じにした系）におけるポリゴナルフェライトに比べ、ビッカース硬さ（Ｈｖ）が概して高いという傾向を有する。焼戻マルテンサイト及びポリゴナルフェライトにおける硬度は、Ｃ，Ｍｎ，Ｓｉの基本成分との関係で表すと、概ね、下記の関係式となっている。
【００１８】
焼戻マルテンサイトの硬度（Ｈｖ）≧５００［Ｃ］＋３０［Ｓｉ］＋３［Ｍｎ］＋５０
ポリゴナルフェライトの硬度（Ｈｖ）≒ ２００［Ｃ］＋３０［Ｓｉ］＋３［Ｍｎ］＋５０
式中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を意味する。なお、この関係式は、焼戻ベイナイトの硬度（Ｈｖ）の場合も同様である。
【００１９】
ちなみに、上記関係式により得られる硬度（計算値）は、実測値をほぼ反映したものとなっていることを確認している。
【００２０】
この様な特徴を有する焼戻マルテンサイトは、後記する通り、Ａ３点以上（γ域）より焼入れされたマルテンサイトを、Ａ１点以上（約７００℃以上）、Ａ３点以下の温度で焼鈍することにより得られるものである。
【００２１】
前述のように、母相組織としては、フェライト又は焼戻マルテンサイトを全組織に対して占積率で５０％以上含有すればよいが、上記焼戻マルテンサイトによる伸びフランジ性向上効果を有効に発揮させる為には、全組織に対して占積率で焼戻マルテンサイトを５０％以上有することが必要である。尚、焼戻マルテンサイトの量は、γＲとのバランスによって定められるものであり、所望の特性を発揮し得る様、適切に制御する。
【００２２】
残留オーステナイト（γＲ）は全伸びの向上に有用であり、この様な作用を有効に発揮させる為には、全組織に対して占積率で１％以上（好ましくは３％以上）存在することが必要である。一方、多量に存在すると伸びフランジ性が劣化するので、上限は４０％程度であり、好ましくは２０％以下がよい。
【００２３】
なお、焼戻ベイナイトの場合も、伸びフランジ性向上効果を有効に発揮させる為には、全組織に対して占積率で焼戻マルテンサイトを５０％以上有することが必要である。この場合、残留オーステナイト（γＲ）は、全組織に対して占積率で１％以上（好ましくは３％以上）存在することが必要であり、多量に存在すると伸びフランジ性が劣化するので、上限は４０％程度である。残留オーステナイト（γＲ）の好ましい占有率は、鋼中Ｃ量によっても若干異なり、Ｃ：０．０６〜０．２５％の場合は、好ましくは２０％以下、より好ましくは１５％以下がよく、Ｃ：０．２５〜０．７％の場合は、好ましくは２５％以下がよい。
【００２４】
ここで、従来のＴＲＩＰ型鋼におけるγＲは、旧オーステナイト粒界内にランダムな方位のγＲが存在しているのに対し、本発明におけるγＲは、同一パケット内のブロック境界などに沿って同一方位を有するγＲが存在し易いという特徴がある。
【００２５】
また、本発明におけるγＲの形態は、ラス状であることが好ましい。ここで、「形態がラス状である」とは、平均軸比（長軸／短軸）が２以上（好ましくは４以上であり、好ましい上限は３０以下である）のものを意味する。上記ラス状のγＲは、従来のγＲと同様のＴＲＩＰ効果が得られるのみならず、更に顕著な伸びフランジ性向上効果も奏するものである。
【００２６】
従来の残留オーステナイト鋼は、硬質相の周りの軟質相（母相）の変形が進むと、該軟質相との界面にボイドが発生し易くなるので、伸びフランジ性が劣化するというデメリットがあった。これに対し、母相を従来のフェライトではなく焼戻マルテンサイト又は焼戻ベイナイトとすることにより、ボイドの生成が抑えられ、伸びフランジ性が向上した。更に、ラス状γＲの形態を所定の軸比となる様に制御すれば、従来のγＲより伸び及び伸びフランジ性の向上が可能となった。
【００２７】
更に上記γＲ中のＣ濃度（ＣγＲ）は０．３％以上であることが好ましい。このＣγＲは、ＴＲＩＰ（歪誘起変態加工）の特性に大きく影響し、０．３％以上に制御すると、伸び等の向上に有効である。好ましくは０．５％以上、より好ましくは０．８％以上である。尚、上記ＣγＲの含有量は多い程好ましいが、実操業上、調整可能な上限は、概ね１．６％である。
【００２８】
本発明の鋼板は、上記組織のみ、即ち、焼戻マルテンサイト及びγＲの混合組織（又は、焼戻ベイナイト及びγＲの混合組織）からなっていても良いが、本発明の作用を損なわない範囲で、他の異種組織として、ベイナイト及び／又はマルテンサイトを有していても良い。これらの組織は本発明の製造過程で必然的に残存し得るものであるが、少ない程好ましい。
【００２９】
次に、本発明鋼板を構成する基本成分について説明する。以下、化学成分の単位はすべて質量％である。
【００３０】
Ｃは、高強度を確保し、且つ、γＲを確保するために必須の元素である。詳細には、γ相中に充分なＣ量を含み、室温でも所望のγ相を残留させる為に重要な元素であり、強度−伸びフランジ性のバランスを高めるのに有用である。特にＣ量を０．２％以上添加すると、γＲ量が増加し、更にγＲへのＣ濃縮が高くなるので、極めて高い強度−伸びバランスを得ることができる。但し、０．７％を超えて添加しても、その効果が飽和してゆく。従って、高い伸び等が要求される場合には、Ｃ：０．２〜０．７％程度（より好ましくは０．３％以上）に制御することが好ましい。
【００３１】
Ｓｉ及びＡｌは、γＲが分解して炭化物が生成するのを有効に抑える元素である。特にＳｉは、固溶強化元素としても有用である。この様な作用を有効に発揮させる為には、Ｓｉ及びＡｌを合計で０．５％以上添加することが必要である。好ましくは０．７％以上、より好ましくは１％以上である。但し、上記元素を合計で、３％を超えて添加しても上記効果は飽和してしまい、また、多量に添加すると、熱間脆性を起こす為、その上限を３％とする。好ましくは２．５％以下、より好ましくは２％以下である。
【００３２】
Ｍｎは、オーステナイトγを安定化し、所望のγＲを得る為に必要な元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には、０．５％以上添加することが必要である。好ましくは０．７％以上、より好ましくは１％以上である。但し、３％を超えて添加すると、鋳片割れが生じる等の悪影響が見られる。好ましくは２．５％以下、より好ましくは２％以下である。
【００３３】
Ｐは、所望のγＲを確保するのに有効な元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には、０．１５％以下（０％を含まない）添加することが推奨される。但し、０．１％を超えて添加すると二次加工性が劣化するので、より好ましくは０．１％以下である。
【００３４】
Ｓは、鋼中のＭｎと結合してＭｎＳなどの硫化物を形成し、鋼材の靱性を低下させるとともに、被削性を向上させるための元素である。好ましくは０．０２％以下、より好ましくは、０．０１５％以下（０％を含まない）とする。
【００３５】
Ｎは、Ａｌ等の窒化物形成元素と結合してオーステナイト結晶粒を微細化させ、延性や曲げ加工性を向上させるために含有されるものである。好ましくは０．０２％以下、より好ましくは、０．０１５％以下（０％を含まない）とする。
【００３６】
本発明の鋼は上記成分を基本的に含有し、残部は、実質的に鉄及び不純物であるが、その他、本発明の作用を損なわない範囲で、以下の許容成分を添加することができる。
【００３７】
Ｍｏ：１％以下（０％を含まない），Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない），Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない），Ｃｒ：１％以下（０％を含まない）の元素は、鋼の強化元素として有用であると共に、γＲの安定化や所定量の確保に有効な元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には、Ｍｏ：０．０５％以上（より好ましくは０．１％以上）、Ｎｉ：０．０５％以上（より好ましくは０．１％以上）、Ｃｕ：０．０５％以上（より好ましくは０．１％以上）、Ｃｒ：０．０５％以上（より好ましくは０．１％以上）を、夫々添加することが好ましい。但し、Ｍｏ及びＣｒは１％、Ｎｉ及びＣｕは０．５％を超えて添加しても上記効果が飽和してしまい、経済的に有効でない。より好ましくはＭｏ：０．８％以下、Ｎｉ：０．４％以下、Ｃｕ：０．４％以下、Ｃｒ：０．８％以下である。
【００３８】
Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない），Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない），Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）の元素は、析出強化及び組織微細化効果があり、高強度化に有用な元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には、Ｔｉ：０．０１％以上（より好ましくは０．０２％以上）、Ｎｂ：０．０１％以上（より好ましくは０．０２％以上）、Ｖ：０．０１％以上（より好ましくは０．０２％以上）を、夫々添加することが好ましい。但し、いずれの元素も０．１％を超えて添加すると上記効果が飽和してしまい、経済的に有効でない。より好ましくはＴｉ：０．０８％以下、Ｎｂ：０．０８％以下、Ｖ：０．０８％以下である。
【００３９】
Ｃａ：３０ｐｐｍ以下、及び、ＲＥＭ（希土類元素）：３０ｐｐｍ以下の元素は、鋼中硫化物の形態を制御し、加工性向上に有効な元素である。ここで、本発明に用いられる希土類元素としては、Ｓｃ、Ｙ、ランタノイド等が挙げられる。上記作用を有効に発揮させる為には、夫々、３ｐｐｍ以上（より好ましくは５ｐｐｍ以上）添加することが好ましい。但し、３０ｐｐｍを超えて添加しても上記効果が飽和してしまう。より好ましくは２５ｐｐｍ以下である。
【００４０】
次に、本発明における鍛造品を製造する方法について説明する。この方法は、熱延工程（ＳＴ１）及び鍛造工程（ＳＴ２）を経由して所望の鍛造品を製造する方法である。この工程の説明図を図１に示す。
【００４１】
熱延工程（ＳＴ１）
上記熱延工程は、（Ａｒ３−５０）℃以上の温度で仕上圧延を終了する工程であり、この熱延条件は、所望の母相組織（例えば、焼入マルテンサイト）を得る為に設定されたものである。熱延仕上温度（ＦＤＴ）は（Ａｒ３−５０）℃以上、好ましくは、Ａｒ３点以上の温度とすることが好ましい。これにより所望の焼入マルテンサイトを得ることができる。
【００４２】
上記熱延仕上げの後、冷却するが、冷却条件（ＣＲ）は、２０℃／ｓ以上（好ましくは３０℃／ｓ以上）の平均冷却速度で、フェライト変態やパーライト変態を避けてＭｓ点以上Ｂｓ点以下まで冷却することが推奨される。これにより、ポリゴナルフェライト等を生成させることなく、所望の焼入マルテンサイトを得ることができる。熱延後の平均冷却速度は、最後のγＲの形態にも影響を与え、平均冷却速度が速ければ、ラス状を呈することになる。尚、平均冷却速度の上限は特に限定されず、大きければ大きい程良いが、実操業レベルとの関係で、適切に制御すればよい。
【００４３】
尚、熱延工程（ＳＴ１）では、所望の焼入マルテンサイトを得る為に、上記の各条件を適切に制御することが推奨されるが、その他の条件、例えば加熱温度等は、通常実施される条件（例えば約９００〜１３００℃）を適宜選択することができる。
【００４４】
鍛造工程（ＳＴ２）
上記の熱延に引続き、鍛造を行う。但し、熱延後の形状が悪いときには形状修正の目的で、上記の熱延を行った後に、当該鍛造を行う前に、冷延処理しても良い。ここで、冷延率は１〜３０％とすることが好ましい。３０％を超えて冷間圧延すると、２相域焼鈍時にポリゴナルフェライトが核生成してしまうからである。但し、フェライトが含まれるものであっても、本発明における鍛造は可能である。
【００４５】
上記鍛造工程（ＳＴ２）は、Ａ１点以上Ａ３点以下の温度で１０〜１５００秒加熱保持する工程（ＳＴ２１）；その温度で鍛造を行う工程（ＳＴ２２）；鍛造後、３℃／ｓ以上の平均冷却速度で、１００℃以上５５０℃以下の温度まで冷却する工程（ＳＴ２３）；及び該温度域で１秒以上保持する工程（ＳＴ２４）を包含する。これらの条件は、熱延工程で生成した母相組織（焼入マルテンサイト）を焼戻して所望の焼戻マルテンサイトを得ると共に、第２相（γＲ）を得る為に設定されたものであり、この温度領域で鍛造を行うことが重要である。
【００４６】
まず、ＳＴ２１において、Ａ１点以上Ａ３点以下の温度で１０〜１５００秒均熱することにより、所望の焼戻マルテンサイト及びγＲを生成させる（２相域焼鈍）。上記温度を超えると、すべてγとなってしまい、一方、上記温度を下回ると、所望のγが得られないからである。更に、上記加熱保持時間の制御は、所望の組織を得る為に重要である。１０秒未満では、焼戻が不足し、所望の焼戻マルテンサイトが得られないからである。好ましくは２０秒以上、より好ましくは３０秒以上である。
【００４７】
そして、ＳＴ２２において、この２相域の状態で鍛造を行い、所望の鍛造品の形状とする。
【００４８】
次いで、ＳＴ２３において、平均冷却速度（ＣＲ）を、３℃／ｓ以上（好ましくは５℃／ｓ以上）に制御し、パーライト変態を避けながら、１００℃以上（好ましくは２００℃以上）５５０℃以下（好ましくは４８０℃以下）の温度（ベイナイト変態）まで冷却し、更に、ＳＴ２４において、この温度域で１秒以上（好ましくは５秒以上）保持し、オーステンパ処理を行う。これにより、γＲへのＣ濃縮を、多量に且つ極めて短時間に得ることができる。なお、３℃／秒以上の冷却速度で連続冷却するようにし、オーステンパ処理を行わなくてもよい。
【００４９】
ここで、平均冷却速度は上記範囲が好ましいが、ＳＴ２３、ＳＴ２４の条件とせず、自然冷却を行ってもよい。
【００５０】
尚、冷却中に所望のＣγ量を一層効率よく生成させる為に、上記冷却工程を、（Ａ１点〜６００℃）の温度（Ｔｑ）まで、１５℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却する工程；及び１００℃以上５５０℃以下の温度まで、２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する工程を包含する二段冷却法としてもよい。
【００５１】
このうち、上記（Ａ１点〜６００℃）の温度域まで、１５℃／ｓ以下（好ましくは１０℃／ｓ以下）の平均冷却速度で冷却すると、Ｃがγに、より多く濃縮される。次に、上記１００℃以上５５０℃以下の温度域まで、２０℃／ｓ以上（好ましくは３０℃／ｓ以上、より好ましくは４０℃／ｓ以上）の平均冷却速度で冷却すると、γがパーライトに変態することが抑制され、γが低温でも残留する結果、所望のγＲ組織が得られる。尚、当該平均冷却速度の上限は特に限定されず、大きければ大きい程好ましいが、実操業レベルとの関係で適切に制御するようにする。
【００５２】
上記の如く冷却し、オーステンパ処理するが、特にオーステンパ処理温度は、所望の組織を確保して本発明の作用を発揮させるのに重要である。上記温度範囲に制御すれば、安定且つ多量のγＲが得られ、これにより、γＲによるＴＲＩＰ効果が発揮される。これに対し、１００℃未満では、マルテンサイト相が存在し、一方、５５０℃を超えるとベイナイト相が多量に増加する。
【００５３】
尚、上記保持時間の上限は特に限定されないが、オーステナイトがベイナイトに変態する時間を考慮すると、１００，０００秒以下、好ましくは５０００秒以下に制御することが好ましい。
【００５４】
また、上記工程では、所望の焼戻マルテンサイト及びγＲの他、本発明の作用を損なわない範囲で、更にベイナイト及び／又はマルテンサイト組織が生成していても構わない。
【００５５】
以下実施例に基づいて本発明を詳述する。ただし、下記実施例は本発明を制限するものではなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲で変更実施することは全て本発明の技術範囲に包含される。
【００５６】
【実施例】
鋼の成分組成としては、表１に示すように、本発明の範囲内における供試鋼Ａ〜Ｅを用意した。これら表１に記載の成分組成からなる供試鋼（表中の単位は質量％）を、図１に示す熱延工程（ＳＴ１）により加熱して真空溶製し、板厚１０ｍｍ、板巾１０ｍｍ、長さ８０ｍｍの角状鍛造母材を作製した。具体的には、各供試鋼を９５０℃で２０分間加熱した後、５０℃／ｓの平均冷却速度で室温まで冷却した。
【００５７】
【表１】
【００５８】
次に、所望の鍛造品を製造するため、図１に示すように、角状鍛造母材を２相域の温度領域まで加熱し、この２相域の状態にて１２００秒焼鈍し、この状態で鍛造を行った。鍛造の圧下率は、０％，１０％，３０％，５０％，６０％と設定した（但し、実測値はバラツキを有している）。こうして作製した鍛造品を、平均冷却速度３０℃／ｓで、４００℃まで冷却して１００秒保持した（オーステンパ処理）。
【００５９】
この様にして得られた各鍛造品について、圧下率Ｒ％と残留オーステナイト体積率ｆγ（体積％）との関係、及び、圧下率Ｒ％と残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγ（質量％）との関係を図２に示す。この図は、前組織が焼き入れマルテンサイト組織であるＡＭ鋼（ＴＲＩＰ型焼鈍マルテンサイト鋼）の場合である。
【００６０】
図２に示すように、圧下率Ｒ％と残留オーステナイト体積率ｆγ（体積％）との関係では、供試鋼Ａを示す０．１％Ｃ鋼の場合でも、約３％以上の残留オーステナイト体積率を得ることができ、これは圧下率Ｒ％を変えてもほとんど変わることはない。このように圧下率Ｒ％を変えても残留オーステナイト体積率がそれほど変わらない傾向は、供試鋼Ｂを示す０．２％Ｃ鋼、供試鋼Ｃを示す０．３％Ｃ鋼でも見られるが、供試鋼Ｂを示す０．２％Ｃ鋼の場合、約１０％以上の残留オーステナイト体積率を得ることができ、また、供試鋼Ｃを示す０．３％Ｃ鋼の場合、約２０％以上の残留オーステナイト体積率を得ることができた。これに対して、供試鋼Ｄ，Ｅの場合は、供試鋼Ｂ、供試鋼Ｃの場合より高い残留オーステナイト体積率を得ることができるが、圧下率が大きくなるに従って残留オーステナイト体積率が小さくなる傾向がみられ、供試鋼Ｅを示す０．６％Ｃ鋼の場合、大きく低下する。従って、安定した特性を得るためには、Ｃは０．５％以下が好ましい。しかし、全体として、約３％以上の残留オーステナイト体積率は確保することができる。
【００６１】
図２において、残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγ（質量％）は、全ての供試鋼について、また、全ての圧下率に対して、０．３％以上を得ることができた。この残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγ（質量％）は、０．８％以上であることがより好ましい。この点より、供試鋼Ｃ，Ｄ，Ｅである０．３％Ｃ鋼、０．４％Ｃ鋼，０．６％Ｃ鋼が好ましいが、供試鋼Ｂの０．２％Ｃ鋼でも圧下率Ｒ％を３０％以内とすれば、炭素濃度Ｃγを０．８％以上を確保することができる。
【００６２】
次に、図３は、前組織がフェライト・パーライト圧延組織であるＰＦ鋼（ＴＲＩＰ型複合組織鋼）の場合における、圧下率Ｒ％と残留オーステナイト体積率ｆγ（体積％）との関係、及び、圧下率Ｒ％と残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγ（質量％）との関係を示す。
【００６３】
図３に示すように、圧下率Ｒ％と残留オーステナイト体積率ｆγ（体積％）との関係では、供試鋼Ａを示す０．１％Ｃ鋼の場合でも、約１０％の残留オーステナイト体積率を得ることができ、これは圧下率Ｒ％を変えてもほとんど変わることはない。このように圧下率Ｒ％を変えても残留オーステナイト体積率がそれほど変わらない傾向は、供試鋼Ｂを示す０．２％Ｃ鋼でも見られる。供試鋼Ｃを示す０．３％Ｃ鋼、供試鋼Ｄを示す０．４％Ｃ鋼の場合、圧下率６０％で大きく低下する傾向がみられるが、この場合でも、約１０％の残留オーステナイト体積率を得ることができ、また、５０％以下の圧下率であれば、約２０％以上の残留オーステナイト体積率を確保することができる。なお、供試鋼Ｅを示す０．６％Ｃ鋼の場合、約５％以上の残留オーステナイト体積率は確保することができるが、大きく変動するので、安定した残留オーステナイト体積率の特性を得るためには、Ｃは０．５％以下が好ましい。
【００６４】
図３において、残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγ（質量％）は、全ての供試鋼について、また、全ての圧下率に対して、０．５％以上を得ることができた。この残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγ（質量％）は、０．８％以上であることがより好ましいが、全ての供試鋼に対して、圧下率Ｒ％を３０％以内とすれば、炭素濃度Ｃγをほぼ０．８％以上とすることができる。
【００６５】
次に、図４、図５は、供試鋼Ｂを示す０．２％Ｃ鋼、供試鋼Ｄを示す０．４％Ｃ鋼について、前組織が焼き入れマルテンサイト組織であるＡＭ鋼（図中、Ｍと略記する）の場合とフェライト・パーライト圧延組織であるＰＦ鋼（図中、ＦＰと略記する）の場合について、圧下率Ｒ％と残留オーステナイト体積率ｆγ（体積％）との関係と、圧下率Ｒ％と残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγ（質量％）との関係をグラフにしたものである。
【００６６】
図４、図５の結果から、Ｃの量を増加させると、残留オーステナイト体積率ｆγ（体積％）と、残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγ（質量％）を増加させることができるが、Ｃの量を増加させると、圧下率Ｒ％との関係で変動しやすくなり、圧下率Ｒ％を５０％以下とすることが必要となる。
【００６７】
次に、図６は、供試鋼Ｂを示す０．２％Ｃ鋼について、前組織がフェライト・パーライト圧延組織であるＰＦ鋼（図中、ＦＰと略記する）の場合と焼き入れマルテンサイト組織であるＡＭ鋼（図中、Ｍと略記する）の場合について、それぞれの圧下率Ｒ％をパラメータとして応力ひずみ曲線をグラフにしたものである。
【００６８】
前組織がフェライト・パーライト圧延組織であるＰＦ鋼の場合、圧下率Ｒ％の変化に対してほとんど同様の応力ひずみ曲線が得られ、前組織が焼き入れマルテンサイト組織であるＡＭ鋼の場合には、圧下率Ｒ％を上げることにより、応力を高めることができる。
【００６９】
次に、図７は、供試鋼Ｂを示す０．２％Ｃ鋼と供試鋼Ｄを示す０．４％Ｃ鋼について、前組織が焼き入れマルテンサイト組織であるＡＭ鋼の場合とフェライト・パーライト圧延組織であるＰＦ鋼の場合について、圧下率Ｒ％と降伏応力（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）との関係を示すグラフである。それぞれ、Ｃの量を増加させると、それぞれの値を増加させることができる。
【００７０】
次に、図８は、供試鋼Ｂを示す０．２％Ｃ鋼と供試鋼Ｄを示す０．４％Ｃ鋼について、前組織が焼き入れマルテンサイト組織であるＡＭ鋼の場合とフェライト・パーライト圧延組織であるＰＦ鋼の場合について、圧下率Ｒ％と全伸び（ＴＥＩ）との関係を示すグラフである。
【００７１】
次に、図９は、供試鋼Ｂを示す０．２％Ｃ鋼と供試鋼Ｄを示す０．４％Ｃ鋼について、前組織が焼き入れマルテンサイト組織であるＡＭ鋼の場合とフェライト・パーライト圧延組織であるＰＦ鋼の場合について、圧下率Ｒ％と断面減少率（靭性）（ＲＡ）との関係を示すグラフである。それぞれ、Ｃの量を増加させると、それぞれの値を減少させることができる。
【００７２】
次に、図１０は、供試鋼Ｂを示す０．２％Ｃ鋼と供試鋼Ｄを示す０．４％Ｃ鋼について、前組織が焼き入れマルテンサイト組織であるＡＭ鋼の場合とフェライト・パーライト圧延組織であるＰＦ鋼の場合について、圧下率Ｒ％と強度・延性バランス（ＴＳ×ＴＥＩ）との関係を示すグラフである。
【００７３】
【発明の効果】
本発明は、残留オーステナイトを含む２相域の温度範囲に加熱し、この２相域の温度で鍛造加工を行なって鍛造品を形成し、これを残留オーステナイトを含む組織とするように冷却するものであるから、熱間鍛造におけるように、１１００℃〜１３００℃程度、或いはそれ以上の高温とせずに２相域の温度範囲で鍛造することができ、また、高強度及び優れた伸びフランジ性及び全伸びの特性を備えた鍛造品を製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明における鍛造品を製造する方法を説明する説明図である。
【図２】本発明における鍛造品について、圧下率Ｒ％と残留オーステナイト体積率ｆγ（体積％）との関係、及び、圧下率Ｒ％と残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγ（質量％）との関係を示すグラフである。
【図３】同、圧下率Ｒ％と残留オーステナイト体積率ｆγ（体積％）との関係、及び、圧下率Ｒ％と残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγ（質量％）との関係を示すグラフである。
【図４】供試鋼Ｂを示す０．２％Ｃ鋼について、圧下率Ｒ％と残留オーステナイト体積率ｆγ（体積％）との関係と、圧下率Ｒ％と残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγ（質量％）との関係を示すグラフである。
【図５】供試鋼Ｄを示す０．４％Ｃ鋼について、圧下率Ｒ％と残留オーステナイト体積率ｆγ（体積％）との関係と、圧下率Ｒ％と残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγ（質量％）との関係を示すグラフである。
【図６】供試鋼Ｂを示す０．２％Ｃ鋼について、圧下率Ｒ％をパラメータとした応力ひずみ曲線を示すグラフである。
【図７】供試鋼Ｂを示す０．２％Ｃ鋼と供試鋼Ｄを示す０．４％Ｃ鋼について、圧下率Ｒ％と降伏応力（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）との関係を示すグラフである。
【図８】供試鋼Ｂを示す０．２％Ｃ鋼と供試鋼Ｄを示す０．４％Ｃ鋼について、圧下率Ｒ％と全伸び（ＴＥＩ）との関係を示すグラフである。
【図９】供試鋼Ｂを示す０．２％Ｃ鋼と供試鋼Ｄを示す０．４％Ｃ鋼について、圧下率Ｒ％と断面減少率（靭性）（ＲＡ）との関係を示すグラフである。
【図１０】供試鋼Ｂを示す０．２％Ｃ鋼と供試鋼Ｄを示す０．４％Ｃ鋼について、圧下率Ｒ％と強度・延性バランス（ＴＳ×ＴＥＩ）との関係を示すグラフである。
【発明の属する技術分野】
本発明は、加工性に優れた高強度鍛造品の製造方法に関し、自動車および工作機械などの部品を製造するのに好適な高強度鍛造品の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車や産業用機械等に使用される鍛造品は、優れた強度と延性を兼ね備えていることが要求され、この様な要求特性は近年、益々、高まっている。このような鍛造品を鍛造加工により製造する場合、１１００℃〜１３００℃程度、或いはそれ以上の高温で鍛造加工することが通常である。しかしながら、このような高温で鍛造することは鍛造加工するための金型の寿命が短くなり、鍛造費用が増大する原因となっている。
【０００３】
一方、上記の様な要求特性を満足させるため、組織中に残留オーステナイト（γＲ）を生成させ、加工変形中にγＲがマルテンサイトに誘起変態（歪み誘起変態：ＴＲＩＰ）して延性を向上させる残留オーステナイト鋼材が知られている。この鋼材では、残留オーステナイト（γＲ）の加工誘起変態効果に加えて、延性がフェライト及び残留オーステナイトによって、強度はベイナイト及びマルテンサイトによって確保される。
【０００４】
しかしながら、自動車や産業用機械等に使用される鍛造品として、鍛造加工温度を低下させても、優れた強度を持ち、軽量化にも対応することのできる優れた伸びフランジ性を備え加工性にも優れた高強度鍛造品は未だ提案されるに至ってはいない。
【０００５】
【特許文献１】
特開平１０−３３０８３６号公報
特開２００２−３０２７３４号公報
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の課題は、鍛造加工に必要な鍛造加工時における温度を低下させることができるとともに、優れた伸びフランジ性を備え加工性にも優れた高強度鍛造品を製造することのできる鍛造品の製造方法を提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決するために、本発明では、質量％にて、Ｃ：０．０６〜０．７％，Ｓｉ＋Ａｌ：０．５〜３％，Ｍｎ：０．５〜３％，Ｐ：０．１５％以下（０％を含まない），Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない），Ｎ：０．０２％以下（０％を含まない）を含有し、残部がＦｅ及び不純物元素からなる鍛造用鋼材を、残留オーステナイトを含む２相域の温度範囲に加熱した後、上記２相域の温度範囲で鍛造加工を行なって鍛造品を形成し、これを残留オーステナイトを含む組織とするように冷却することを特徴する。
【０００８】
本発明では、残留オーステナイトを含む２相域の温度範囲に加熱し、この２相域の温度で鍛造加工を行なって鍛造品を形成し、これを残留オーステナイトを含む組織とするように冷却するものであるから、熱間鍛造におけるように、１１００℃〜１３００℃程度、或いはそれ以上の高温とせずに２相域の温度範囲で鍛造することができ、また、高強度及び優れた伸びフランジ性及び全伸びの特性を備えた鍛造品を製造することができる。
【０００９】
前記鍛造用鋼材は、熱延工程により圧延した後冷却を行い、この冷却した鍛造用鋼材を前記２相域の温度範囲に加熱して鍛造加工を行ない、その後一定のオーステンパ処理温度にてオーステンパ処理をし、残留オーステナイトを含む組織とすることが好ましい。このオーステンパ処理温度は、１００℃以上５５０℃以下の温度とするのがよい。なお、一定のオーステンパ処理温度にてオーステンパ処理をせずに、３℃／秒以上の冷却速度で連続冷却するようにしてもよい。
【００１０】
前記２相域の温度範囲は、例えば、フェライト又は焼戻マルテンサイトと残留オーステナイトとを生成させる温度範囲であり、前記鍛造品は、その母相組織が焼戻マルテンサイトを全組織に対して占有率で５０％以上含有し、第２相組織は、残留オーステナイトを全組織に対して占有率で１〜４０％含有しており、更にベイナイト／マルテンサイトを含有してもよいものである。
【００１１】
又は、前記２相域の温度範囲は、焼戻ベイナイトと残留オーステナイトとを生成させる温度範囲であり、前記鍛造品は、その母相組織が焼戻ベイナイトを全組織に対して占有率で５０％以上含有し、第２相組織は、残留オーステナイトを全組織に対して占有率で１〜４０％含有しており、更にベイナイト／マルテンサイトを含有してもよいものである。
【００１２】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、高い伸びフランジ性を維持したまま、しかも、大きな全伸びを有する低合金ＴＲＩＰ鋼を用いて鍛造品を製造することを検討した。その結果、転位密度の低い軟質ラス組織からなる焼戻マルテンサイトを母相とし、第２相として、残留オーステナイト（γＲ）相を有する組織に制御して鍛造を行えば、所期の目的が達成されることを見出した。
【００１３】
また、転位密度の低い軟質ラス組織からなる焼戻ベイナイトを母相とし、第２相として、残留オーステナイト（γＲ）相を有する組織に制御して鍛造を行なっても、所期の目的が達成されることを見出した。
【００１４】
まず、本発明を特徴付ける組織について説明するが、母相組織として、焼戻マルテンサイトの場合と焼戻ベイナイトの場合と同様の説明が適用できるので、以下に焼戻マルテンサイトを母相とする組織の場合について説明する。
【００１５】
本発明の鍛造用鋼材は、母相組織として、フェライト又は焼戻マルテンサイトを全組織に対して占積率で５０％以上含有し；第２相組織として、残留オーステナイトを全組織に対して占積率で１〜４０％含有し、更にベイナイト／マルテンサイトを含有しても良いものである。
【００１６】
本発明における焼戻マルテンサイトは、転位密度が少なく軟質であり、しかも、ラス状組織を有するものを意味する。これに対し、マルテンサイトは転位密度の多い硬質組織である点で、上記焼戻マルテンサイトとは相違し、両者は、例えば透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察などによって区別することができる。また、従来の残留オーステナイトγＲ鋼板は、転位密度の少ない軟質のブロック状フェライト組織を有する点で、上記焼戻マルテンサイトを母相とする本発明の鋼材とは相違するが、本発明における鍛造品の製造方法には適用することができる。
【００１７】
また、上記焼戻マルテンサイトは、同一成分系（基本成分であるＣ，Ｓｉ，Ｍｎを同じにした系）におけるポリゴナルフェライトに比べ、ビッカース硬さ（Ｈｖ）が概して高いという傾向を有する。焼戻マルテンサイト及びポリゴナルフェライトにおける硬度は、Ｃ，Ｍｎ，Ｓｉの基本成分との関係で表すと、概ね、下記の関係式となっている。
【００１８】
焼戻マルテンサイトの硬度（Ｈｖ）≧５００［Ｃ］＋３０［Ｓｉ］＋３［Ｍｎ］＋５０
ポリゴナルフェライトの硬度（Ｈｖ）≒ ２００［Ｃ］＋３０［Ｓｉ］＋３［Ｍｎ］＋５０
式中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を意味する。なお、この関係式は、焼戻ベイナイトの硬度（Ｈｖ）の場合も同様である。
【００１９】
ちなみに、上記関係式により得られる硬度（計算値）は、実測値をほぼ反映したものとなっていることを確認している。
【００２０】
この様な特徴を有する焼戻マルテンサイトは、後記する通り、Ａ３点以上（γ域）より焼入れされたマルテンサイトを、Ａ１点以上（約７００℃以上）、Ａ３点以下の温度で焼鈍することにより得られるものである。
【００２１】
前述のように、母相組織としては、フェライト又は焼戻マルテンサイトを全組織に対して占積率で５０％以上含有すればよいが、上記焼戻マルテンサイトによる伸びフランジ性向上効果を有効に発揮させる為には、全組織に対して占積率で焼戻マルテンサイトを５０％以上有することが必要である。尚、焼戻マルテンサイトの量は、γＲとのバランスによって定められるものであり、所望の特性を発揮し得る様、適切に制御する。
【００２２】
残留オーステナイト（γＲ）は全伸びの向上に有用であり、この様な作用を有効に発揮させる為には、全組織に対して占積率で１％以上（好ましくは３％以上）存在することが必要である。一方、多量に存在すると伸びフランジ性が劣化するので、上限は４０％程度であり、好ましくは２０％以下がよい。
【００２３】
なお、焼戻ベイナイトの場合も、伸びフランジ性向上効果を有効に発揮させる為には、全組織に対して占積率で焼戻マルテンサイトを５０％以上有することが必要である。この場合、残留オーステナイト（γＲ）は、全組織に対して占積率で１％以上（好ましくは３％以上）存在することが必要であり、多量に存在すると伸びフランジ性が劣化するので、上限は４０％程度である。残留オーステナイト（γＲ）の好ましい占有率は、鋼中Ｃ量によっても若干異なり、Ｃ：０．０６〜０．２５％の場合は、好ましくは２０％以下、より好ましくは１５％以下がよく、Ｃ：０．２５〜０．７％の場合は、好ましくは２５％以下がよい。
【００２４】
ここで、従来のＴＲＩＰ型鋼におけるγＲは、旧オーステナイト粒界内にランダムな方位のγＲが存在しているのに対し、本発明におけるγＲは、同一パケット内のブロック境界などに沿って同一方位を有するγＲが存在し易いという特徴がある。
【００２５】
また、本発明におけるγＲの形態は、ラス状であることが好ましい。ここで、「形態がラス状である」とは、平均軸比（長軸／短軸）が２以上（好ましくは４以上であり、好ましい上限は３０以下である）のものを意味する。上記ラス状のγＲは、従来のγＲと同様のＴＲＩＰ効果が得られるのみならず、更に顕著な伸びフランジ性向上効果も奏するものである。
【００２６】
従来の残留オーステナイト鋼は、硬質相の周りの軟質相（母相）の変形が進むと、該軟質相との界面にボイドが発生し易くなるので、伸びフランジ性が劣化するというデメリットがあった。これに対し、母相を従来のフェライトではなく焼戻マルテンサイト又は焼戻ベイナイトとすることにより、ボイドの生成が抑えられ、伸びフランジ性が向上した。更に、ラス状γＲの形態を所定の軸比となる様に制御すれば、従来のγＲより伸び及び伸びフランジ性の向上が可能となった。
【００２７】
更に上記γＲ中のＣ濃度（ＣγＲ）は０．３％以上であることが好ましい。このＣγＲは、ＴＲＩＰ（歪誘起変態加工）の特性に大きく影響し、０．３％以上に制御すると、伸び等の向上に有効である。好ましくは０．５％以上、より好ましくは０．８％以上である。尚、上記ＣγＲの含有量は多い程好ましいが、実操業上、調整可能な上限は、概ね１．６％である。
【００２８】
本発明の鋼板は、上記組織のみ、即ち、焼戻マルテンサイト及びγＲの混合組織（又は、焼戻ベイナイト及びγＲの混合組織）からなっていても良いが、本発明の作用を損なわない範囲で、他の異種組織として、ベイナイト及び／又はマルテンサイトを有していても良い。これらの組織は本発明の製造過程で必然的に残存し得るものであるが、少ない程好ましい。
【００２９】
次に、本発明鋼板を構成する基本成分について説明する。以下、化学成分の単位はすべて質量％である。
【００３０】
Ｃは、高強度を確保し、且つ、γＲを確保するために必須の元素である。詳細には、γ相中に充分なＣ量を含み、室温でも所望のγ相を残留させる為に重要な元素であり、強度−伸びフランジ性のバランスを高めるのに有用である。特にＣ量を０．２％以上添加すると、γＲ量が増加し、更にγＲへのＣ濃縮が高くなるので、極めて高い強度−伸びバランスを得ることができる。但し、０．７％を超えて添加しても、その効果が飽和してゆく。従って、高い伸び等が要求される場合には、Ｃ：０．２〜０．７％程度（より好ましくは０．３％以上）に制御することが好ましい。
【００３１】
Ｓｉ及びＡｌは、γＲが分解して炭化物が生成するのを有効に抑える元素である。特にＳｉは、固溶強化元素としても有用である。この様な作用を有効に発揮させる為には、Ｓｉ及びＡｌを合計で０．５％以上添加することが必要である。好ましくは０．７％以上、より好ましくは１％以上である。但し、上記元素を合計で、３％を超えて添加しても上記効果は飽和してしまい、また、多量に添加すると、熱間脆性を起こす為、その上限を３％とする。好ましくは２．５％以下、より好ましくは２％以下である。
【００３２】
Ｍｎは、オーステナイトγを安定化し、所望のγＲを得る為に必要な元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には、０．５％以上添加することが必要である。好ましくは０．７％以上、より好ましくは１％以上である。但し、３％を超えて添加すると、鋳片割れが生じる等の悪影響が見られる。好ましくは２．５％以下、より好ましくは２％以下である。
【００３３】
Ｐは、所望のγＲを確保するのに有効な元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には、０．１５％以下（０％を含まない）添加することが推奨される。但し、０．１％を超えて添加すると二次加工性が劣化するので、より好ましくは０．１％以下である。
【００３４】
Ｓは、鋼中のＭｎと結合してＭｎＳなどの硫化物を形成し、鋼材の靱性を低下させるとともに、被削性を向上させるための元素である。好ましくは０．０２％以下、より好ましくは、０．０１５％以下（０％を含まない）とする。
【００３５】
Ｎは、Ａｌ等の窒化物形成元素と結合してオーステナイト結晶粒を微細化させ、延性や曲げ加工性を向上させるために含有されるものである。好ましくは０．０２％以下、より好ましくは、０．０１５％以下（０％を含まない）とする。
【００３６】
本発明の鋼は上記成分を基本的に含有し、残部は、実質的に鉄及び不純物であるが、その他、本発明の作用を損なわない範囲で、以下の許容成分を添加することができる。
【００３７】
Ｍｏ：１％以下（０％を含まない），Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない），Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない），Ｃｒ：１％以下（０％を含まない）の元素は、鋼の強化元素として有用であると共に、γＲの安定化や所定量の確保に有効な元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には、Ｍｏ：０．０５％以上（より好ましくは０．１％以上）、Ｎｉ：０．０５％以上（より好ましくは０．１％以上）、Ｃｕ：０．０５％以上（より好ましくは０．１％以上）、Ｃｒ：０．０５％以上（より好ましくは０．１％以上）を、夫々添加することが好ましい。但し、Ｍｏ及びＣｒは１％、Ｎｉ及びＣｕは０．５％を超えて添加しても上記効果が飽和してしまい、経済的に有効でない。より好ましくはＭｏ：０．８％以下、Ｎｉ：０．４％以下、Ｃｕ：０．４％以下、Ｃｒ：０．８％以下である。
【００３８】
Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない），Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない），Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）の元素は、析出強化及び組織微細化効果があり、高強度化に有用な元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には、Ｔｉ：０．０１％以上（より好ましくは０．０２％以上）、Ｎｂ：０．０１％以上（より好ましくは０．０２％以上）、Ｖ：０．０１％以上（より好ましくは０．０２％以上）を、夫々添加することが好ましい。但し、いずれの元素も０．１％を超えて添加すると上記効果が飽和してしまい、経済的に有効でない。より好ましくはＴｉ：０．０８％以下、Ｎｂ：０．０８％以下、Ｖ：０．０８％以下である。
【００３９】
Ｃａ：３０ｐｐｍ以下、及び、ＲＥＭ（希土類元素）：３０ｐｐｍ以下の元素は、鋼中硫化物の形態を制御し、加工性向上に有効な元素である。ここで、本発明に用いられる希土類元素としては、Ｓｃ、Ｙ、ランタノイド等が挙げられる。上記作用を有効に発揮させる為には、夫々、３ｐｐｍ以上（より好ましくは５ｐｐｍ以上）添加することが好ましい。但し、３０ｐｐｍを超えて添加しても上記効果が飽和してしまう。より好ましくは２５ｐｐｍ以下である。
【００４０】
次に、本発明における鍛造品を製造する方法について説明する。この方法は、熱延工程（ＳＴ１）及び鍛造工程（ＳＴ２）を経由して所望の鍛造品を製造する方法である。この工程の説明図を図１に示す。
【００４１】
熱延工程（ＳＴ１）
上記熱延工程は、（Ａｒ３−５０）℃以上の温度で仕上圧延を終了する工程であり、この熱延条件は、所望の母相組織（例えば、焼入マルテンサイト）を得る為に設定されたものである。熱延仕上温度（ＦＤＴ）は（Ａｒ３−５０）℃以上、好ましくは、Ａｒ３点以上の温度とすることが好ましい。これにより所望の焼入マルテンサイトを得ることができる。
【００４２】
上記熱延仕上げの後、冷却するが、冷却条件（ＣＲ）は、２０℃／ｓ以上（好ましくは３０℃／ｓ以上）の平均冷却速度で、フェライト変態やパーライト変態を避けてＭｓ点以上Ｂｓ点以下まで冷却することが推奨される。これにより、ポリゴナルフェライト等を生成させることなく、所望の焼入マルテンサイトを得ることができる。熱延後の平均冷却速度は、最後のγＲの形態にも影響を与え、平均冷却速度が速ければ、ラス状を呈することになる。尚、平均冷却速度の上限は特に限定されず、大きければ大きい程良いが、実操業レベルとの関係で、適切に制御すればよい。
【００４３】
尚、熱延工程（ＳＴ１）では、所望の焼入マルテンサイトを得る為に、上記の各条件を適切に制御することが推奨されるが、その他の条件、例えば加熱温度等は、通常実施される条件（例えば約９００〜１３００℃）を適宜選択することができる。
【００４４】
鍛造工程（ＳＴ２）
上記の熱延に引続き、鍛造を行う。但し、熱延後の形状が悪いときには形状修正の目的で、上記の熱延を行った後に、当該鍛造を行う前に、冷延処理しても良い。ここで、冷延率は１〜３０％とすることが好ましい。３０％を超えて冷間圧延すると、２相域焼鈍時にポリゴナルフェライトが核生成してしまうからである。但し、フェライトが含まれるものであっても、本発明における鍛造は可能である。
【００４５】
上記鍛造工程（ＳＴ２）は、Ａ１点以上Ａ３点以下の温度で１０〜１５００秒加熱保持する工程（ＳＴ２１）；その温度で鍛造を行う工程（ＳＴ２２）；鍛造後、３℃／ｓ以上の平均冷却速度で、１００℃以上５５０℃以下の温度まで冷却する工程（ＳＴ２３）；及び該温度域で１秒以上保持する工程（ＳＴ２４）を包含する。これらの条件は、熱延工程で生成した母相組織（焼入マルテンサイト）を焼戻して所望の焼戻マルテンサイトを得ると共に、第２相（γＲ）を得る為に設定されたものであり、この温度領域で鍛造を行うことが重要である。
【００４６】
まず、ＳＴ２１において、Ａ１点以上Ａ３点以下の温度で１０〜１５００秒均熱することにより、所望の焼戻マルテンサイト及びγＲを生成させる（２相域焼鈍）。上記温度を超えると、すべてγとなってしまい、一方、上記温度を下回ると、所望のγが得られないからである。更に、上記加熱保持時間の制御は、所望の組織を得る為に重要である。１０秒未満では、焼戻が不足し、所望の焼戻マルテンサイトが得られないからである。好ましくは２０秒以上、より好ましくは３０秒以上である。
【００４７】
そして、ＳＴ２２において、この２相域の状態で鍛造を行い、所望の鍛造品の形状とする。
【００４８】
次いで、ＳＴ２３において、平均冷却速度（ＣＲ）を、３℃／ｓ以上（好ましくは５℃／ｓ以上）に制御し、パーライト変態を避けながら、１００℃以上（好ましくは２００℃以上）５５０℃以下（好ましくは４８０℃以下）の温度（ベイナイト変態）まで冷却し、更に、ＳＴ２４において、この温度域で１秒以上（好ましくは５秒以上）保持し、オーステンパ処理を行う。これにより、γＲへのＣ濃縮を、多量に且つ極めて短時間に得ることができる。なお、３℃／秒以上の冷却速度で連続冷却するようにし、オーステンパ処理を行わなくてもよい。
【００４９】
ここで、平均冷却速度は上記範囲が好ましいが、ＳＴ２３、ＳＴ２４の条件とせず、自然冷却を行ってもよい。
【００５０】
尚、冷却中に所望のＣγ量を一層効率よく生成させる為に、上記冷却工程を、（Ａ１点〜６００℃）の温度（Ｔｑ）まで、１５℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却する工程；及び１００℃以上５５０℃以下の温度まで、２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する工程を包含する二段冷却法としてもよい。
【００５１】
このうち、上記（Ａ１点〜６００℃）の温度域まで、１５℃／ｓ以下（好ましくは１０℃／ｓ以下）の平均冷却速度で冷却すると、Ｃがγに、より多く濃縮される。次に、上記１００℃以上５５０℃以下の温度域まで、２０℃／ｓ以上（好ましくは３０℃／ｓ以上、より好ましくは４０℃／ｓ以上）の平均冷却速度で冷却すると、γがパーライトに変態することが抑制され、γが低温でも残留する結果、所望のγＲ組織が得られる。尚、当該平均冷却速度の上限は特に限定されず、大きければ大きい程好ましいが、実操業レベルとの関係で適切に制御するようにする。
【００５２】
上記の如く冷却し、オーステンパ処理するが、特にオーステンパ処理温度は、所望の組織を確保して本発明の作用を発揮させるのに重要である。上記温度範囲に制御すれば、安定且つ多量のγＲが得られ、これにより、γＲによるＴＲＩＰ効果が発揮される。これに対し、１００℃未満では、マルテンサイト相が存在し、一方、５５０℃を超えるとベイナイト相が多量に増加する。
【００５３】
尚、上記保持時間の上限は特に限定されないが、オーステナイトがベイナイトに変態する時間を考慮すると、１００，０００秒以下、好ましくは５０００秒以下に制御することが好ましい。
【００５４】
また、上記工程では、所望の焼戻マルテンサイト及びγＲの他、本発明の作用を損なわない範囲で、更にベイナイト及び／又はマルテンサイト組織が生成していても構わない。
【００５５】
以下実施例に基づいて本発明を詳述する。ただし、下記実施例は本発明を制限するものではなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲で変更実施することは全て本発明の技術範囲に包含される。
【００５６】
【実施例】
鋼の成分組成としては、表１に示すように、本発明の範囲内における供試鋼Ａ〜Ｅを用意した。これら表１に記載の成分組成からなる供試鋼（表中の単位は質量％）を、図１に示す熱延工程（ＳＴ１）により加熱して真空溶製し、板厚１０ｍｍ、板巾１０ｍｍ、長さ８０ｍｍの角状鍛造母材を作製した。具体的には、各供試鋼を９５０℃で２０分間加熱した後、５０℃／ｓの平均冷却速度で室温まで冷却した。
【００５７】
【表１】
次に、所望の鍛造品を製造するため、図１に示すように、角状鍛造母材を２相域の温度領域まで加熱し、この２相域の状態にて１２００秒焼鈍し、この状態で鍛造を行った。鍛造の圧下率は、０％，１０％，３０％，５０％，６０％と設定した（但し、実測値はバラツキを有している）。こうして作製した鍛造品を、平均冷却速度３０℃／ｓで、４００℃まで冷却して１００秒保持した（オーステンパ処理）。
【００５９】
この様にして得られた各鍛造品について、圧下率Ｒ％と残留オーステナイト体積率ｆγ（体積％）との関係、及び、圧下率Ｒ％と残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγ（質量％）との関係を図２に示す。この図は、前組織が焼き入れマルテンサイト組織であるＡＭ鋼（ＴＲＩＰ型焼鈍マルテンサイト鋼）の場合である。
【００６０】
図２に示すように、圧下率Ｒ％と残留オーステナイト体積率ｆγ（体積％）との関係では、供試鋼Ａを示す０．１％Ｃ鋼の場合でも、約３％以上の残留オーステナイト体積率を得ることができ、これは圧下率Ｒ％を変えてもほとんど変わることはない。このように圧下率Ｒ％を変えても残留オーステナイト体積率がそれほど変わらない傾向は、供試鋼Ｂを示す０．２％Ｃ鋼、供試鋼Ｃを示す０．３％Ｃ鋼でも見られるが、供試鋼Ｂを示す０．２％Ｃ鋼の場合、約１０％以上の残留オーステナイト体積率を得ることができ、また、供試鋼Ｃを示す０．３％Ｃ鋼の場合、約２０％以上の残留オーステナイト体積率を得ることができた。これに対して、供試鋼Ｄ，Ｅの場合は、供試鋼Ｂ、供試鋼Ｃの場合より高い残留オーステナイト体積率を得ることができるが、圧下率が大きくなるに従って残留オーステナイト体積率が小さくなる傾向がみられ、供試鋼Ｅを示す０．６％Ｃ鋼の場合、大きく低下する。従って、安定した特性を得るためには、Ｃは０．５％以下が好ましい。しかし、全体として、約３％以上の残留オーステナイト体積率は確保することができる。
【００６１】
図２において、残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγ（質量％）は、全ての供試鋼について、また、全ての圧下率に対して、０．３％以上を得ることができた。この残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγ（質量％）は、０．８％以上であることがより好ましい。この点より、供試鋼Ｃ，Ｄ，Ｅである０．３％Ｃ鋼、０．４％Ｃ鋼，０．６％Ｃ鋼が好ましいが、供試鋼Ｂの０．２％Ｃ鋼でも圧下率Ｒ％を３０％以内とすれば、炭素濃度Ｃγを０．８％以上を確保することができる。
【００６２】
次に、図３は、前組織がフェライト・パーライト圧延組織であるＰＦ鋼（ＴＲＩＰ型複合組織鋼）の場合における、圧下率Ｒ％と残留オーステナイト体積率ｆγ（体積％）との関係、及び、圧下率Ｒ％と残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγ（質量％）との関係を示す。
【００６３】
図３に示すように、圧下率Ｒ％と残留オーステナイト体積率ｆγ（体積％）との関係では、供試鋼Ａを示す０．１％Ｃ鋼の場合でも、約１０％の残留オーステナイト体積率を得ることができ、これは圧下率Ｒ％を変えてもほとんど変わることはない。このように圧下率Ｒ％を変えても残留オーステナイト体積率がそれほど変わらない傾向は、供試鋼Ｂを示す０．２％Ｃ鋼でも見られる。供試鋼Ｃを示す０．３％Ｃ鋼、供試鋼Ｄを示す０．４％Ｃ鋼の場合、圧下率６０％で大きく低下する傾向がみられるが、この場合でも、約１０％の残留オーステナイト体積率を得ることができ、また、５０％以下の圧下率であれば、約２０％以上の残留オーステナイト体積率を確保することができる。なお、供試鋼Ｅを示す０．６％Ｃ鋼の場合、約５％以上の残留オーステナイト体積率は確保することができるが、大きく変動するので、安定した残留オーステナイト体積率の特性を得るためには、Ｃは０．５％以下が好ましい。
【００６４】
図３において、残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγ（質量％）は、全ての供試鋼について、また、全ての圧下率に対して、０．５％以上を得ることができた。この残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγ（質量％）は、０．８％以上であることがより好ましいが、全ての供試鋼に対して、圧下率Ｒ％を３０％以内とすれば、炭素濃度Ｃγをほぼ０．８％以上とすることができる。
【００６５】
次に、図４、図５は、供試鋼Ｂを示す０．２％Ｃ鋼、供試鋼Ｄを示す０．４％Ｃ鋼について、前組織が焼き入れマルテンサイト組織であるＡＭ鋼（図中、Ｍと略記する）の場合とフェライト・パーライト圧延組織であるＰＦ鋼（図中、ＦＰと略記する）の場合について、圧下率Ｒ％と残留オーステナイト体積率ｆγ（体積％）との関係と、圧下率Ｒ％と残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγ（質量％）との関係をグラフにしたものである。
【００６６】
図４、図５の結果から、Ｃの量を増加させると、残留オーステナイト体積率ｆγ（体積％）と、残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγ（質量％）を増加させることができるが、Ｃの量を増加させると、圧下率Ｒ％との関係で変動しやすくなり、圧下率Ｒ％を５０％以下とすることが必要となる。
【００６７】
次に、図６は、供試鋼Ｂを示す０．２％Ｃ鋼について、前組織がフェライト・パーライト圧延組織であるＰＦ鋼（図中、ＦＰと略記する）の場合と焼き入れマルテンサイト組織であるＡＭ鋼（図中、Ｍと略記する）の場合について、それぞれの圧下率Ｒ％をパラメータとして応力ひずみ曲線をグラフにしたものである。
【００６８】
前組織がフェライト・パーライト圧延組織であるＰＦ鋼の場合、圧下率Ｒ％の変化に対してほとんど同様の応力ひずみ曲線が得られ、前組織が焼き入れマルテンサイト組織であるＡＭ鋼の場合には、圧下率Ｒ％を上げることにより、応力を高めることができる。
【００６９】
次に、図７は、供試鋼Ｂを示す０．２％Ｃ鋼と供試鋼Ｄを示す０．４％Ｃ鋼について、前組織が焼き入れマルテンサイト組織であるＡＭ鋼の場合とフェライト・パーライト圧延組織であるＰＦ鋼の場合について、圧下率Ｒ％と降伏応力（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）との関係を示すグラフである。それぞれ、Ｃの量を増加させると、それぞれの値を増加させることができる。
【００７０】
次に、図８は、供試鋼Ｂを示す０．２％Ｃ鋼と供試鋼Ｄを示す０．４％Ｃ鋼について、前組織が焼き入れマルテンサイト組織であるＡＭ鋼の場合とフェライト・パーライト圧延組織であるＰＦ鋼の場合について、圧下率Ｒ％と全伸び（ＴＥＩ）との関係を示すグラフである。
【００７１】
次に、図９は、供試鋼Ｂを示す０．２％Ｃ鋼と供試鋼Ｄを示す０．４％Ｃ鋼について、前組織が焼き入れマルテンサイト組織であるＡＭ鋼の場合とフェライト・パーライト圧延組織であるＰＦ鋼の場合について、圧下率Ｒ％と断面減少率（靭性）（ＲＡ）との関係を示すグラフである。それぞれ、Ｃの量を増加させると、それぞれの値を減少させることができる。
【００７２】
次に、図１０は、供試鋼Ｂを示す０．２％Ｃ鋼と供試鋼Ｄを示す０．４％Ｃ鋼について、前組織が焼き入れマルテンサイト組織であるＡＭ鋼の場合とフェライト・パーライト圧延組織であるＰＦ鋼の場合について、圧下率Ｒ％と強度・延性バランス（ＴＳ×ＴＥＩ）との関係を示すグラフである。
【００７３】
【発明の効果】
本発明は、残留オーステナイトを含む２相域の温度範囲に加熱し、この２相域の温度で鍛造加工を行なって鍛造品を形成し、これを残留オーステナイトを含む組織とするように冷却するものであるから、熱間鍛造におけるように、１１００℃〜１３００℃程度、或いはそれ以上の高温とせずに２相域の温度範囲で鍛造することができ、また、高強度及び優れた伸びフランジ性及び全伸びの特性を備えた鍛造品を製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明における鍛造品を製造する方法を説明する説明図である。
【図２】本発明における鍛造品について、圧下率Ｒ％と残留オーステナイト体積率ｆγ（体積％）との関係、及び、圧下率Ｒ％と残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγ（質量％）との関係を示すグラフである。
【図３】同、圧下率Ｒ％と残留オーステナイト体積率ｆγ（体積％）との関係、及び、圧下率Ｒ％と残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγ（質量％）との関係を示すグラフである。
【図４】供試鋼Ｂを示す０．２％Ｃ鋼について、圧下率Ｒ％と残留オーステナイト体積率ｆγ（体積％）との関係と、圧下率Ｒ％と残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγ（質量％）との関係を示すグラフである。
【図５】供試鋼Ｄを示す０．４％Ｃ鋼について、圧下率Ｒ％と残留オーステナイト体積率ｆγ（体積％）との関係と、圧下率Ｒ％と残留オーステナイト中の炭素濃度Ｃγ（質量％）との関係を示すグラフである。
【図６】供試鋼Ｂを示す０．２％Ｃ鋼について、圧下率Ｒ％をパラメータとした応力ひずみ曲線を示すグラフである。
【図７】供試鋼Ｂを示す０．２％Ｃ鋼と供試鋼Ｄを示す０．４％Ｃ鋼について、圧下率Ｒ％と降伏応力（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）との関係を示すグラフである。
【図８】供試鋼Ｂを示す０．２％Ｃ鋼と供試鋼Ｄを示す０．４％Ｃ鋼について、圧下率Ｒ％と全伸び（ＴＥＩ）との関係を示すグラフである。
【図９】供試鋼Ｂを示す０．２％Ｃ鋼と供試鋼Ｄを示す０．４％Ｃ鋼について、圧下率Ｒ％と断面減少率（靭性）（ＲＡ）との関係を示すグラフである。
【図１０】供試鋼Ｂを示す０．２％Ｃ鋼と供試鋼Ｄを示す０．４％Ｃ鋼について、圧下率Ｒ％と強度・延性バランス（ＴＳ×ＴＥＩ）との関係を示すグラフである。
Claims (8)
- 質量％にて、Ｃ：０．０６〜０．７％，Ｓｉ＋Ａｌ：０．５〜３％，Ｍｎ：０．５〜３％，Ｐ：０．１５％以下（０％を含まない），Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない），Ｎ：０．０２％以下（０％を含まない）を含有し、残部がＦｅ及び不純物元素からなる鍛造用鋼材を、残留オーステナイトを含む２相域の温度範囲に加熱した後、上記２相域の温度範囲で鍛造加工を行なって鍛造品を形成し、これを残留オーステナイトを含む組織とするように冷却することを特徴する鍛造品の製造方法。
- 前記鍛造用鋼材を熱延工程により圧延した後冷却を行なって製造し、この冷却した鍛造用鋼材を前記２相域の温度範囲に加熱して前記鍛造加工を行ない、その後一定のオーステンパ処理温度にてオーステンパ処理をし、残留オーステナイトを含む組織とすることを特徴とする請求項１に記載の鍛造品の製造方法。
- 前記オーステンパ処理温度は、１００℃以上５５０℃以下の温度であり、その温度で１秒以上保持することを特徴とする請求項２に記載の鍛造品の製造方法。
- 前記２相域の温度範囲は、フェライト又は焼戻マルテンサイトと残留オーステナイトとを生成させる温度範囲であることを特徴とする請求項１に記載の鍛造品の製造方法。
- 前記鍛造品は、その母相組織がフェライト又は焼戻マルテンサイトを全組織に対して占有率で５０％以上含有し、第２相組織は、残留オーステナイトを全組織に対して占有率で１〜４０％含有し、更にベイナイト／マルテンサイトを含有してもよいものであることを特徴とする請求項４に記載の鍛造品の製造方法。
- 前記２相域の温度範囲は、焼戻ベイナイトと残留オーステナイトとを生成させる温度範囲であることを特徴とする請求項１に記載の鍛造品の製造方法。
- 前記鍛造品は、その母相組織が焼戻ベイナイトを全組織に対して占有率で５０％以上含有し、第２相組織は、残留オーステナイトを全組織に対して占有率で１〜４０％含有し、更にベイナイト／マルテンサイトを含有してもよいものであることを特徴とする請求項６に記載の鍛造品の製造方法。
- 前記鍛造用鋼材を熱延工程により圧延した後冷却を行なって製造し、この冷却した鍛造用鋼材を前記２相域の温度範囲に加熱して前記鍛造加工を行ない、その後連続冷却して残留オーステナイトを含む組織とすることを特徴とする請求項１に記載の鍛造品の製造方法。
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