JP2012102390A - 高強度・高靭性非調質熱間鍛造部品およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】高い降伏強度および靭性を有する非調質熱間鍛造部品およびその製造方法を提供する。
【解決手段】Ｃ：０．２０〜０．８０質量％、Ｓｉ：０．５０質量％以下、Ｍｎ：０．４０〜１．００質量％、Ｐ：０．０５０質量％以下、Ｓ：０．０５０質量％以下、Ｖ：０．２０〜０．８０質量％、Ｎｂ：０．０２〜０．３０質量％、Ｎ：０．０１００質量％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である組成からなり、旧オーステナイト粒のＧｆ粒度番号が６以上であるフェライト−パーライト組織からなり、フェライトおよびパーライト中の直径：１０ｎｍ以下の（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ析出物の個数密度が５０００個／μｍ２以上であることを特徴とする。
【選択図】なし
【解決手段】Ｃ：０．２０〜０．８０質量％、Ｓｉ：０．５０質量％以下、Ｍｎ：０．４０〜１．００質量％、Ｐ：０．０５０質量％以下、Ｓ：０．０５０質量％以下、Ｖ：０．２０〜０．８０質量％、Ｎｂ：０．０２〜０．３０質量％、Ｎ：０．０１００質量％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である組成からなり、旧オーステナイト粒のＧｆ粒度番号が６以上であるフェライト−パーライト組織からなり、フェライトおよびパーライト中の直径：１０ｎｍ以下の（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ析出物の個数密度が５０００個／μｍ２以上であることを特徴とする。
【選択図】なし
Description
本発明は、自動車、船舶などの輸送機のエンジンおよび足回り等を構成するコンロッド、クランクシャフト、ハブなどの構成部品として用いられる高強度・高靭性非調質熱間鍛造部品およびその製造方法に関する。
従来より、輸送機の構成部品として用いられる熱間鍛造部品は、部品の軽量化のために、部品の降伏強度の高強度化が求められている。そして、熱間鍛造部品を非調質のままで高強度化するため、中炭素鋼に所定量のＶを添加した鋼の適用が進んでいる。Ｖは、冷却中に炭化物および炭窒化物として析出し、析出強化により降伏強度向上に寄与する。炭化物および炭窒化物のサイズが微細であるほど、また、体積率が大きいほど析出強化量は増加する。
例えば、特許文献１には、中炭素鋼にＶ：０．０５〜０．５質量％とＣａ：０．０００５〜０．０２質量％を添加した組成を有し、熱間鍛造後の組織がフェライト−パーライトであり、さらにＣａ含有量が４０質量％を超える硫化物の面積率が３０％以下、Ｃａ含有量が０．３〜４０質量％である硫化物の面積率が１０％以上であることを特徴とする非調質熱間鍛造部品が記載されている。しかしながら、特許文献１では、鍛造後、空冷するだけで十分な冷却制御がなされていないため、微細析出物の析出量が増加せず、析出強化量が向上しない。その結果、非調質熱間鍛造部品の降伏強度が高強度化しないという問題がある。
また、特許文献２には、中炭素鋼にＶ：０．３０質量％超０．７０質量％以下、Ｔｉ：０．００３〜０．０５０質量％を添加した組成を有する鋼を、十分な高温で鍛造し、その後３００℃まで０．０５℃／秒以上２℃／秒未満の平均冷却速度で冷却することを特徴とする非調質熱間鍛造部品およびその製造方法が記載されている。しかしながら、特許文献２でも、単調な冷却パターンしかとらないため、フェライト中の微細析出物の析出強化量が適切に制御されず、析出強化量が低いフェライトが局所的に形成されてしまう。その結果、析出強化量が低いフェライトが降伏強度を律速するため、非調質熱間鍛造部品の降伏強度が高強度化しないという問題がある。
さらに、輸送機の構成部品として用いられる熱間鍛造部品では、高靭性化も重要な特性として求められている。一般的に、鋼を高強度化するに従い、靭性は低下する。
前記問題を解決するために、例えば、特許文献３、４では、中炭素鋼にＶ：０．０５〜０．５質量％およびＮｂ：０．００５〜０．１質量％の１種または２種を添加した組成を有する鋼を製造し、その鋼をＡｃ３点以上９５０℃以下（特許文献３）またはＡｃ３点以上１３５０℃以下（特許文献４）に加熱し、真歪量（対数歪量）で０．３〜３の加工を与える熱間鍛造を未再結晶上限温度以下（実施例で９００℃未満）７００℃以上（特許文献３）または８００℃未満７００℃以上（特許文献４）で少なくとも１回以上行い、Ａｒ３点以下５００℃以上の温度域を０．１℃／ｓｅｃ≦冷速（ＣＲ）≦（２．５ε＋１）℃／ｓｅｃ（ε：対数歪量）で冷却して、平均粒径１０μｍ以下のフェライト−パーライト組織を得ることを特徴とする非調質熱間鍛造部品の製造方法が記載されている。
しかしながら、特許文献３、４では、低温鍛造を行うため変形抵抗が大きくなり鍛造が困難となり、非調質熱間鍛造部品の生産性が低下するという問題がある。しかも、特許文献３、４では、降伏強度：１０００ＭＰａ以上を得るためには、低温鍛造時の真歪量を２．３以上（実施例参照）とする必要があり、さらに鍛造が困難となり、非調質熱間鍛造部品の生産性が低下する。また、鍛造後の冷速（冷却速度）が最大でも３℃／ｓｅｃ（実施例参照）であるため、フェライト変態温度が十分低温化されず、変態に伴い析出した微細析出物（炭化物）が粗大化し、析出強化を十分に活用できない。その結果、非調質熱間鍛造部品の降伏強度が高強度化しないという問題がある。
本発明は、前記問題を鑑みてなされたものであって、その課題は、鍛造温度を低温化することなく、高い降伏強度および靭性を有する非調質熱間鍛造部品およびその製造方法を提供することにある。
前記課題を解決するために、本発明に係る高強度・高靭性非調質熱間鍛造部品は、Ｃ：０．２０〜０．８０質量％、Ｓｉ：０．５０質量％以下、Ｍｎ：０．４０〜１．００質量％、Ｐ：０．０５０質量％以下、Ｓ：０．０５０質量％以下、Ｖ：０．２０〜０．８０質量％、Ｎｂ：０．０２〜０．３０質量％、Ｎ：０．０１００質量％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である組成からなり、旧オーステナイト粒のＧｆ粒度番号が７以上であるフェライト−パーライト組織からなり、フェライトおよびパーライト中の直径：１０ｎｍ以下の（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ析出物の個数密度が５０００個／μｍ２以上であることを特徴とする。
前記構成によれば、中炭素鋼にＶに加えてＮｂを複合添加した鋼組成を有することにより、鍛造後のオーステナイト再結晶粒の粗大化を析出ＮｂＣがピン止めするため、Ｇｆ粒度番号が所定値以上の微細な旧オーステナイト粒を有するフェライト−パーライト組織が得られる。その結果、非調質熱間鍛造部品の靭性が高くなる。また、フェライト中に析出する所定直径以下の微細な（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ析出物の個数密度が所定値以上であることにより、非調質熱間鍛造部品のビッカース硬さが４００Ｈｖ以上となり、降伏強度が高くなる。
また、本発明に係る高強度・高靭性非調質熱間鍛造部品の製造方法は、前記組成からなる鋼素材を下記式（１）で算出されるＴＮｂＣとなるように加熱処理する加熱処理工程と、加熱処理された鋼素材を、１０５０℃以上で前記加熱温度以下の鍛造温度で熱間鍛造し、その熱間鍛造の際の真歪量が０．３以上である熱間鍛造工程と、熱間鍛造終了後、３．０℃／秒以上の冷却速度で急冷却し、その急冷却の際の急冷却終了温度が５５０〜７２０℃である急冷却工程と、急冷却終了後、０．１℃／秒以上１．５℃／秒以下の冷却速度で緩冷却し、その緩冷却の際の緩冷却終了温度が４００℃以下である緩冷却工程とを含むことを特徴とする。
−１４０００／（ｌｏｇ（［％Ｃ］・０．０１）−７．５８）−２７３≦ＴＮｂＣ（℃）≦−１４０００／（ｌｏｇ（［％Ｃ］・（［％Ｎｂ］−０．０１））−７．５８）−２７３・・・（１）
（ただし、前記式（１）において、［％Ｃ］、［％Ｎｂ］は、前記Ｃ、前記Ｎｂの各含有量（質量％）とする。）
−１４０００／（ｌｏｇ（［％Ｃ］・０．０１）−７．５８）−２７３≦ＴＮｂＣ（℃）≦−１４０００／（ｌｏｇ（［％Ｃ］・（［％Ｎｂ］−０．０１））−７．５８）−２７３・・・（１）
（ただし、前記式（１）において、［％Ｃ］、［％Ｎｂ］は、前記Ｃ、前記Ｎｂの各含有量（質量％）とする。）
前記手順によれば、加熱処理工程において、ＴＮｂＣの範囲に加熱することにより、Ｖを完全に固溶させつつ、一部の（例えば、０．０１質量％以上の）Ｎｂを固溶させ、同時に、残りの（例えば、０．０１質量％以上の）Ｎｂを未固溶とし、鍛造時に生じる再結晶オーステナイト粒をピン止めするＮｂＣを確保することにより、高ビッカース硬さ（高強度化）・旧オーステナイト粒微細化（高靭化）を実現することができる。
そして、熱間鍛造工程において、１０５０℃以上加熱処理工程の加熱温度以下で、真歪量が０．３以上となるように熱間鍛造を行うことにより、析出強化に寄与しない粗大な（Ｖ，Ｎｂ）Ｃの析出を抑制することができ、かつ、加熱段階から析出していたＮｂＣのピン止めによる微細再結晶オーステナイト組織が得られ、所定値以上のＧｆ粒度番号の旧オーステナイト粒を有するフェライト−パーライト組織を得ることが可能となる。
そして、冷却工程において、急冷停止温度（５５０〜７２０℃）までの平均冷却速度が３．０℃／ｓ以上となるように急冷却し、急冷却終了後、４００℃以下までの平均冷却速度が０．１℃／ｓ以上１．５℃／ｓ以下となるように緩冷却を行うことにより、オーステナイト中での粗大な（Ｖ，Ｎｂ）Ｃの発生を抑制しつつ、フェライト−パーライトを低温で変態させることで相界面析出を微細に分散させることができ、微細な（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ析出物を所定値以上の個数密度で得ることが可能となり、高強度化を実現することができる。なお、高温で鍛造するため、変形抵抗が少なく、容易に生産できる。
本発明に係る非調質熱間鍛造部品は、高いビッカース硬さ（降伏強度）および微細な旧オーステナイト粒（高靭性）を有することができる。また、本発明に係る非調質熱間鍛造部品の製造方法は、鍛造温度を低温化することなく、高いビッカース硬さ（降伏強度）および微細な旧オーステナイト粒（高靭性）を有する非調質熱間鍛造部品を製造でき、かつ、生産性も向上する。
本発明に係る高強度・高靭性非調質熱間鍛造部品（以下、非調質熱間鍛造部品と称す）について説明する。
本発明に係る非調質熱間鍛造部品は、所定量のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｖ、ＮｂおよびＮを含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である組成からなり、微細な旧オーステナイト粒を有するフェライト−パーライト組織からなり、フェライトおよびパーライト中の微細な（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ析出物の個数密度が所定値以上であることを特徴とする。以下に、組成および組織の限定理由について説明する。
（Ｃ：０．２０〜０．８０質量％）
Ｃは、Ｖ、Ｎｂと結び付き（Ｖ、Ｎｂ）炭化物および（Ｖ、Ｎｂ）炭窒化物（両者を（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ析出物と称す）を析出させ、析出強化量を高めることでフェライト−パーライトの硬さを向上させ、非調質熱間鍛造部品の降伏強度の高強度化に寄与する元素である。Ｃ量が０．２０質量％未満であると、（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ析出物の析出強化量が低くなり、降伏強度が低下する。一方で、Ｃ量が０．８０質量％を超えると、フェライト変態やパーライト変態が抑制されるため、ベイナイトが形成されるようになり降伏強度が低下する。また、Ｃ量は、好ましくは０．３０〜０．６０質量％、さらに好ましくは０．４０〜０．５０質量％である。
Ｃは、Ｖ、Ｎｂと結び付き（Ｖ、Ｎｂ）炭化物および（Ｖ、Ｎｂ）炭窒化物（両者を（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ析出物と称す）を析出させ、析出強化量を高めることでフェライト−パーライトの硬さを向上させ、非調質熱間鍛造部品の降伏強度の高強度化に寄与する元素である。Ｃ量が０．２０質量％未満であると、（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ析出物の析出強化量が低くなり、降伏強度が低下する。一方で、Ｃ量が０．８０質量％を超えると、フェライト変態やパーライト変態が抑制されるため、ベイナイトが形成されるようになり降伏強度が低下する。また、Ｃ量は、好ましくは０．３０〜０．６０質量％、さらに好ましくは０．４０〜０．５０質量％である。
（Ｓｉ：０．５０質量％以下）
Ｓｉは、固溶強化で非調質熱間鍛造部品の降伏強度の高強度化に寄与する元素である。Ｓｉ量が０．５０質量％を超えると、焼入れ性が高くなり、ベイナイトが形成され、非調質熱間鍛造部品の降伏強度低下の要因となる。なお、０質量％でもよい。
Ｓｉは、固溶強化で非調質熱間鍛造部品の降伏強度の高強度化に寄与する元素である。Ｓｉ量が０．５０質量％を超えると、焼入れ性が高くなり、ベイナイトが形成され、非調質熱間鍛造部品の降伏強度低下の要因となる。なお、０質量％でもよい。
（Ｍｎ：０．４０〜１．００質量％）
Ｍｎは、固溶強化で非調質熱間鍛造部品の降伏強度の高強度化に寄与する元素である。Ｍｎ量が０．４０質量％未満であると、固溶量が少なく、非調質熱間鍛造部品の降伏強度が低下する。一方で、Ｍｎ量が１．００質量％を超えると、焼入れ性が高くなり、ベイナイトが形成され、非調質熱間鍛造部品の降伏強度が低下する要因となる。
Ｍｎは、固溶強化で非調質熱間鍛造部品の降伏強度の高強度化に寄与する元素である。Ｍｎ量が０．４０質量％未満であると、固溶量が少なく、非調質熱間鍛造部品の降伏強度が低下する。一方で、Ｍｎ量が１．００質量％を超えると、焼入れ性が高くなり、ベイナイトが形成され、非調質熱間鍛造部品の降伏強度が低下する要因となる。
（Ｐ：０．０５０質量％以下）
Ｐは、不可避的不純物として含有される元素であるが、０．０５０質量％を超えて含有すると非調質熱間鍛造部品を脆化させる。なお、０質量％でもよい。
Ｐは、不可避的不純物として含有される元素であるが、０．０５０質量％を超えて含有すると非調質熱間鍛造部品を脆化させる。なお、０質量％でもよい。
（Ｓ：０．０５０質量％以下）
Ｓは、ＭｎＳを形成し、非調質熱間鍛造部品の切削性改善に寄与する元素であるが、０．０５０質量％を超えて含有すると、非調質熱間鍛造部品の延性および靭性を低下させる。なお、０質量％でもよい。
Ｓは、ＭｎＳを形成し、非調質熱間鍛造部品の切削性改善に寄与する元素であるが、０．０５０質量％を超えて含有すると、非調質熱間鍛造部品の延性および靭性を低下させる。なお、０質量％でもよい。
（Ｖ：０．２０〜０．８０質量％）
Ｖは、フェライトおよびパーライト中のラメラフェライト中にＮｂとともに炭化物および炭窒化物として析出することでフェライトおよびパーライトを強化し、非調質熱間鍛造部品の降伏強度の高強度化に寄与する元素である。従来からＶ添加は活用されていたものの、鍛造後の冷却制御無しでＶ添加量を単調に増やすだけでは、フェライト変態中にＶ炭化物およびＶ炭窒化物の相界面析出が起こりにくくなり、降伏強度が低下する。
Ｖは、フェライトおよびパーライト中のラメラフェライト中にＮｂとともに炭化物および炭窒化物として析出することでフェライトおよびパーライトを強化し、非調質熱間鍛造部品の降伏強度の高強度化に寄与する元素である。従来からＶ添加は活用されていたものの、鍛造後の冷却制御無しでＶ添加量を単調に増やすだけでは、フェライト変態中にＶ炭化物およびＶ炭窒化物の相界面析出が起こりにくくなり、降伏強度が低下する。
Ｖ量が０．２０質量％未満では、Ｖ炭化物およびＶ炭窒化物の析出強化量が低く、非調質熱間鍛造部品において、微細な（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ析出物の個数密度が所定値未満となり、強度が低下する。一方で、Ｖ量が０．８０質量％を超えると、フェライト・パーライト変態が抑制されるようになるため、ベイナイトが形成されたり、変態温度が低くなりすぎてフェライト中での相界面析出が起こりにくくなり、逆に強度の低下を招く。また、Ｖ量は、好ましくは０．３５〜０．８０質量％、さらに好ましくは０．４５〜０．８０質量％である。
（Ｎｂ：０．０２〜０．３０質量％）
Ｎｂは、フェライトおよびパーライト中のラメラフェライト中にＶとともに炭化物および炭窒化物として析出することでフェライトおよびパーライトを強化し、非調質鍛造部品の降伏強度の高強度化に寄与する元素である。また、ＮｂはＶが完全に固溶するような高温域においても一部は未固溶状態のＮｂＣとして存在する。そして、ＮｂＣがオーステナイト再結晶粒のピン止め粒子として作用し、再結晶オーステナイト組織の微細化に寄与する。その結果、高靭性のフェライト−パーライト組織が得られる。
Ｎｂの含有量が０．０２質量％未満では、非調質鍛造部品において、旧オーステナイト粒のＧｆ粒度番号が所定値未満となり、靭性が低下する。一方で、Ｎｂの含有量が０．３０質量％を超えると、降伏強度および靭性の向上効果が飽和する。
したがって、Ｎｂの含有量は、０．０２〜０．３０質量％とする。
なお、Ｎｂの含有量は、好ましくは０．０５〜０．２５質量％、さらに好ましくは０．１５〜０．２３質量％である。
Ｎｂは、フェライトおよびパーライト中のラメラフェライト中にＶとともに炭化物および炭窒化物として析出することでフェライトおよびパーライトを強化し、非調質鍛造部品の降伏強度の高強度化に寄与する元素である。また、ＮｂはＶが完全に固溶するような高温域においても一部は未固溶状態のＮｂＣとして存在する。そして、ＮｂＣがオーステナイト再結晶粒のピン止め粒子として作用し、再結晶オーステナイト組織の微細化に寄与する。その結果、高靭性のフェライト−パーライト組織が得られる。
Ｎｂの含有量が０．０２質量％未満では、非調質鍛造部品において、旧オーステナイト粒のＧｆ粒度番号が所定値未満となり、靭性が低下する。一方で、Ｎｂの含有量が０．３０質量％を超えると、降伏強度および靭性の向上効果が飽和する。
したがって、Ｎｂの含有量は、０．０２〜０．３０質量％とする。
なお、Ｎｂの含有量は、好ましくは０．０５〜０．２５質量％、さらに好ましくは０．１５〜０．２３質量％である。
（Ｎ：０．０１００質量％以下）
Ｎは、ＶまたはＮｂと高温で結合して炭窒化物を形成する元素である。Ｎ量が０．０１００質量％を超えると、粗大な炭窒化物を形成する。そして、高温域でＮと結合した分、相界面析出で微細に析出させ得るＶ、Ｎｂ量が減少するので、その分析出強化量が低下し、降伏強度が低下するようになる。また、Ｎ量は、好ましくは０．００９０質量％以下、さらに好ましくは０．００８０質量％以下である。なお、０質量％でもよい。
Ｎは、ＶまたはＮｂと高温で結合して炭窒化物を形成する元素である。Ｎ量が０．０１００質量％を超えると、粗大な炭窒化物を形成する。そして、高温域でＮと結合した分、相界面析出で微細に析出させ得るＶ、Ｎｂ量が減少するので、その分析出強化量が低下し、降伏強度が低下するようになる。また、Ｎ量は、好ましくは０．００９０質量％以下、さらに好ましくは０．００８０質量％以下である。なお、０質量％でもよい。
（不可避的不純物）
不可避的不純物は、例えば、Ｓｎ、Ｓｂ等の元素であって、本発明の効果を妨げない範囲で含有するものである。
不可避的不純物は、例えば、Ｓｎ、Ｓｂ等の元素であって、本発明の効果を妨げない範囲で含有するものである。
（旧オーステナイト粒：Ｇｆ粒度番号が７以上）
旧オーステナイト粒は、Ｇｆ粒度番号が大きいほど、粒径が微細となる。そして、旧オーステナイト粒が微細であるほど、非調質熱間鍛造部品の靭性が向上する。したがって、旧オーステナイト粒のＧｆ粒度番号は７以上、好ましくはＧｆ粒度番号が８以上、さらに好ましくはＧｆ粒度番号が９以上である。
旧オーステナイト粒は、Ｇｆ粒度番号が大きいほど、粒径が微細となる。そして、旧オーステナイト粒が微細であるほど、非調質熱間鍛造部品の靭性が向上する。したがって、旧オーステナイト粒のＧｆ粒度番号は７以上、好ましくはＧｆ粒度番号が８以上、さらに好ましくはＧｆ粒度番号が９以上である。
（フェライト−パーライト組織）
Ｖ、Ｎｂを十分に添加した場合、高温で起こる拡散変態で形成されるフェライトおよびパーライトは相界面析出した（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ析出物の析出強化により降伏強度を大きく上昇させることができる。一方、ベイナイト、マルテンサイトといった低温で起こる変態現象の場合、引張強度は向上するものの、（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ析出物が相界面析出することができないため降伏強度は逆に低下する。そのため、ベイナイトやマルテンサイトが混在すると降伏強度が確保できなくなるため、フェライト−パーライト組織にする必要がある。また、フェライト−パーライト組織にすることによって、非調質熱間鍛造部品で遅れ破壊が生じる心配がなくなる。フェライト−パーライト組織とは、面積率で９５％以上がフェライト−パーライト組織となっているものとする。
Ｖ、Ｎｂを十分に添加した場合、高温で起こる拡散変態で形成されるフェライトおよびパーライトは相界面析出した（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ析出物の析出強化により降伏強度を大きく上昇させることができる。一方、ベイナイト、マルテンサイトといった低温で起こる変態現象の場合、引張強度は向上するものの、（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ析出物が相界面析出することができないため降伏強度は逆に低下する。そのため、ベイナイトやマルテンサイトが混在すると降伏強度が確保できなくなるため、フェライト−パーライト組織にする必要がある。また、フェライト−パーライト組織にすることによって、非調質熱間鍛造部品で遅れ破壊が生じる心配がなくなる。フェライト−パーライト組織とは、面積率で９５％以上がフェライト−パーライト組織となっているものとする。
（フェライトおよびパーライト中の（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ析出物の個数密度：直径１０ｎｍ以下のものが５０００個／μｍ２以上）
フェライト−パーライト変態時に相界面析出した（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ析出物は組織を析出強化させ、降伏強度の向上に寄与する。析出強化量は、析出物の占める体積率が大きいほど、また、析出物粒径が小さいほど向上する。したがって、（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ析出物は、なるべく微細なものが多いほど好ましいため、直径１０ｎｍ以下の（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ析出物の個数密度を５０００個／μｍ２以上とする。また、個数密度は、好ましくは直径１０ｎｍ以下の（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ析出物が６０００個／μｍ２以上、さらに好ましくは直径１０ｎｍ以下の（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ析出物が７０００個／μｍ２以上である。
フェライト−パーライト変態時に相界面析出した（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ析出物は組織を析出強化させ、降伏強度の向上に寄与する。析出強化量は、析出物の占める体積率が大きいほど、また、析出物粒径が小さいほど向上する。したがって、（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ析出物は、なるべく微細なものが多いほど好ましいため、直径１０ｎｍ以下の（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ析出物の個数密度を５０００個／μｍ２以上とする。また、個数密度は、好ましくは直径１０ｎｍ以下の（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ析出物が６０００個／μｍ２以上、さらに好ましくは直径１０ｎｍ以下の（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ析出物が７０００個／μｍ２以上である。
本発明に係る非調質熱間鍛造部品の製造方法について図３を参照して説明する。
本発明に係る非調質熱間鍛造部品の製造方法は、加熱処理工程Ｓ1と、熱間鍛造工程Ｓ２と、急冷却工程Ｓ３と、緩冷却工程Ｓ４とを含む。以下、各工程について説明する。
本発明に係る非調質熱間鍛造部品の製造方法は、加熱処理工程Ｓ1と、熱間鍛造工程Ｓ２と、急冷却工程Ｓ３と、緩冷却工程Ｓ４とを含む。以下、各工程について説明する。
（加熱処理工程Ｓ１）
加熱処理工程Ｓ１は、前記組成からなる鋼素材をＴＮｂＣの範囲となるように加熱する工程である。
ここで、ＴＮｂＣは、−１４０００／（ｌｏｇ（［％Ｃ］・０．０１）−７．５８）−２７３≦ＴＮｂＣ（℃）≦−１４０００／（ｌｏｇ（［％Ｃ］・（［％Ｎｂ］−０．０１））−７．５８）−２７３・・・（１）で表わされる。ただし、前記式（１）において、［％Ｃ］、［％Ｎｂ］は、前記Ｃ、前記Ｎｂの各含有量（質量％）とする。この工程により、鋼素材のＶ全量、およびＮｂの一部が固溶化する。加熱温度がＴＮｂＣの範囲の下限未満であると、Ｎｂが０．０１質量％以上固溶せず、非調質鍛造部品において、微細な（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ複合析出物の個数密度が所定値未満となり、降伏強度が低下する。一方、加熱温度がＴＮｂＣの範囲の上限を超えると、未固溶Ｎｂが０．０１質量％以下となり、再結晶オーステナイト粒をピン止めするＮｂＣが十分に確保されず、再結晶オーステナイト粒が粗大になり靭性が低下する。
また、ＴＮｂＣの範囲に加えて、加熱温度の上限は、鋼の溶融温度未満とすることが好ましく、設備の能力等から、１３００℃程度とすることがさらに好ましい。
ここで、ＴＮｂＣはＮｂＣの溶解度積（今井勇之進、庄野凱旋夫、鉄と鋼、１９６６年、ｐ.１１０）から式変形して導出した温度であり、当該温度範囲の下限未満の温度に加熱することで固溶Ｎｂが０．０１質量％以下となり、当該温度範囲の上限を超える温度に加熱することで未固溶Ｎｂが０．０１質量％以下となる。
なお、加熱処理工程での温度とは、加熱処理工程での被加工材の最高到達温度とする。また、鋼素材は、例えば、鋳造および／または鍛造加工、押出加工によって作製される。
加熱処理工程Ｓ１は、前記組成からなる鋼素材をＴＮｂＣの範囲となるように加熱する工程である。
ここで、ＴＮｂＣは、−１４０００／（ｌｏｇ（［％Ｃ］・０．０１）−７．５８）−２７３≦ＴＮｂＣ（℃）≦−１４０００／（ｌｏｇ（［％Ｃ］・（［％Ｎｂ］−０．０１））−７．５８）−２７３・・・（１）で表わされる。ただし、前記式（１）において、［％Ｃ］、［％Ｎｂ］は、前記Ｃ、前記Ｎｂの各含有量（質量％）とする。この工程により、鋼素材のＶ全量、およびＮｂの一部が固溶化する。加熱温度がＴＮｂＣの範囲の下限未満であると、Ｎｂが０．０１質量％以上固溶せず、非調質鍛造部品において、微細な（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ複合析出物の個数密度が所定値未満となり、降伏強度が低下する。一方、加熱温度がＴＮｂＣの範囲の上限を超えると、未固溶Ｎｂが０．０１質量％以下となり、再結晶オーステナイト粒をピン止めするＮｂＣが十分に確保されず、再結晶オーステナイト粒が粗大になり靭性が低下する。
また、ＴＮｂＣの範囲に加えて、加熱温度の上限は、鋼の溶融温度未満とすることが好ましく、設備の能力等から、１３００℃程度とすることがさらに好ましい。
ここで、ＴＮｂＣはＮｂＣの溶解度積（今井勇之進、庄野凱旋夫、鉄と鋼、１９６６年、ｐ.１１０）から式変形して導出した温度であり、当該温度範囲の下限未満の温度に加熱することで固溶Ｎｂが０．０１質量％以下となり、当該温度範囲の上限を超える温度に加熱することで未固溶Ｎｂが０．０１質量％以下となる。
なお、加熱処理工程での温度とは、加熱処理工程での被加工材の最高到達温度とする。また、鋼素材は、例えば、鋳造および／または鍛造加工、押出加工によって作製される。
（熱間鍛造工程Ｓ２）
熱間鍛造工程Ｓ２は、加熱処理された鋼素材を、１０５０℃以上で前記加熱温度以下の鍛造温度で熱間鍛造する工程で、その熱間鍛造の際の真歪量を０．３以上とする。そして、熱間鍛造工程Ｓ２では、高靭性な微細組織が得られる。一般に、高靭性な微細組織を得るには、低温域で鍛造を行う必要があるが、本発明では、高温域で析出したＮｂＣがピン止め粒子として作用するため、高温鍛造を行っても、微細な再結晶オーステナイト粒が得られ、非調質熱間鍛造部品の旧オーステナイト粒のＧｆ粒度番号が７以上となる。また、高温鍛造のため変形抵抗が小さくなる。
熱間鍛造工程Ｓ２は、加熱処理された鋼素材を、１０５０℃以上で前記加熱温度以下の鍛造温度で熱間鍛造する工程で、その熱間鍛造の際の真歪量を０．３以上とする。そして、熱間鍛造工程Ｓ２では、高靭性な微細組織が得られる。一般に、高靭性な微細組織を得るには、低温域で鍛造を行う必要があるが、本発明では、高温域で析出したＮｂＣがピン止め粒子として作用するため、高温鍛造を行っても、微細な再結晶オーステナイト粒が得られ、非調質熱間鍛造部品の旧オーステナイト粒のＧｆ粒度番号が７以上となる。また、高温鍛造のため変形抵抗が小さくなる。
鍛造温度が１０５０℃未満であると、（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ析出物がオーステナイト中に析出するようになる。特にＮｂは析出し易い。（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ析出物がオーステナイト中に析出すると、フェライトおよびパーライト変態時にフェライトおよびパーライト中に微細に相界面析出できる（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ析出物の析出量が低下するため、析出強化量が低下する。その結果、非調質熱間鍛造部品におけるフェライトおよびパーライト中の微細な（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ析出物の個数密度が所定値以下となり、強度が低下する。また、鍛造温度の上限値は、設備の能力等から前記加熱処理工程Ｓ１の加熱温度以下とする。
前記加熱処理工程Ｓ１では鋼素材をＴＮｂＣの範囲の高温で加熱するため、熱間鍛造前の鋼素材のオーステナイト粒は粗大化している。したがって、熱間鍛造工程Ｓ２において、ＮｂＣのピン止めによる微細再結晶オーステナイト粒を得るには、真歪量で０．３以上の熱間鍛造を行い、オーステナイト粒の再結晶を促進させる必要がある。好ましくは真歪量で０．４以上の熱間鍛造、さらに好ましくは真歪量で０．５以上の熱間鍛造を行う。そして、真歪量は、熱間鍛造時の変形抵抗が高くなりすぎないよう、５．０以下であることが好ましい。
なお、真歪量は、ｌｎ［（熱間鍛造前の被加工材の断面積）／（熱間鍛造後の被加工材の断面積）］で計算された歪量である。
なお、真歪量は、ｌｎ［（熱間鍛造前の被加工材の断面積）／（熱間鍛造後の被加工材の断面積）］で計算された歪量である。
（急冷却工程Ｓ３）
急冷却工程Ｓ３は、熱間鍛造終了後、３．０℃／秒以上の冷却速度で急冷却する工程で、その急冷却の際の急冷却終了温度を５５０〜７２０℃とする。そして、急冷却工程Ｓ３では、フェライト変態前にオーステナイト域で析出・粗大化する（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ析出物の量が減少し、相界面析出量が増加することによって、析出強化量が最大化する。
急冷却工程Ｓ３は、熱間鍛造終了後、３．０℃／秒以上の冷却速度で急冷却する工程で、その急冷却の際の急冷却終了温度を５５０〜７２０℃とする。そして、急冷却工程Ｓ３では、フェライト変態前にオーステナイト域で析出・粗大化する（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ析出物の量が減少し、相界面析出量が増加することによって、析出強化量が最大化する。
熱間鍛造終了後、緩冷却（冷却速度：３．０℃／秒未満）すると、フェライト変態開始前にオーステナイト域で（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ析出物が析出し、粗大化する。そのためＶ、Ｎｂの相界面析出量が減少し、析出強化量が低下する。また、緩冷却すると、フェライト変態が開始する温度が高温化する。特に、ＮｂＣのピン止め効果により再結晶オーステナイト粒が微細化した結果、オーステナイト粒界面が増加し、フェライト変態が促進される。フェライト変態温度が高いと、相界面析出が起こる際の（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ析出物の析出駆動力が低下するので核生成する（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ析出物のサイズが粗大になったり、相界面析出自体が起こらなくなったりして、局所的に析出強化量が小さなフェライトが形成される。その結果、非調質熱間鍛造部品の降伏強度を改善することができない。
降伏強度を改善するには、析出強化量の小さなフェライトが形成される温度域、すなわち、熱間鍛造終了温度から急冷却終了温度（５５０〜７２０℃）までの温度帯をフェライトが形成されない冷却速度（３．０℃／秒以上）で冷却すればよい。急冷却の冷却速度の好ましい範囲は５．０℃／秒以上、さらに好ましくは１０℃／秒以上である。また、急冷却終了温度の好ましい範囲は５７０〜６８０℃、さらに好ましくは５９０〜６６０℃である。
急冷却終了温度が７２０℃を超えると、微細な（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ析出物の個数密度が所定値未満となり、非調質熱間鍛造部品の降伏強度を改善できない。一方、急冷却終了温度が５５０℃未満であると、ベイナイトが形成されるとともに、微細な（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ析出物の個数密度が所定値未満となり、非調質熱間鍛造部品の降伏強度を改善できない。
（緩冷却工程Ｓ４）
緩冷却工程Ｓ４は、急冷却終了後、０．１℃／秒以上１．５℃／秒以下の冷却速度で緩冷却する工程で、その緩冷却の際の緩冷却終了温度を４００℃以下とする。そして、緩冷却工程Ｓ４では、フェライト変態が促進され、相界面析出により析出する（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ析出物の個数密度が増加する。
緩冷却工程Ｓ４は、急冷却終了後、０．１℃／秒以上１．５℃／秒以下の冷却速度で緩冷却する工程で、その緩冷却の際の緩冷却終了温度を４００℃以下とする。そして、緩冷却工程Ｓ４では、フェライト変態が促進され、相界面析出により析出する（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ析出物の個数密度が増加する。
Ｖ添加した場合、フェライトやパーライトの核生成が強く抑制されるため、急冷却終了温度から緩冷却終了温度までの温度域を１．５℃／秒を超える冷却速度で冷却すると、フェライト・パーライト変態が完了せずベイナイトやマルテンサイトが形成される。その結果、非調質熱間鍛造部品において、微細な（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ析出物の個数密度が所定値未満となり、降伏強度が低下する。したがって、ベイナイトやマルテンサイトが形成されない１．５℃／秒以下の冷却速度で冷却する必要がある。一方、冷却速度が０．１℃／秒未満と小さい場合には、特別な徐冷・保温設備が必要になったり、生産性が極度に低下する。また、徐冷中に（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ析出物が粗大化し、析出強化量が低下する。その結果、非調質熱間鍛造部品において、微細な（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ析出物の個数密度が所定値未満となり、降伏強度が低下する。また、緩冷却終了温度が４００℃を超える場合には、フェライト−パーライト変態が完了せず、（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ析出物の個数密度が所定値未満となり、降伏強度が不足する。
なお、本発明に係る非調質熱間鍛造部品の製造方法は、前記工程以外の工程、例えば、加熱処理工程の前に鋼素材を所定形状に整える工程や、緩冷却工程の後に非調質熱間鍛造部品を放冷する工程等、を含む構成となっていてもよい。
真空溶製された表１に示す化学成分組成の鋼を１２５０℃で３０分間加熱した後、φ５０ｍｍの丸棒材に熱間鍛造して空冷した。
丸棒材のＤ／４部からφ８×１２ｍｍの試験片を切り出し、これを富士電波工機製、サーメックマスターＺで表２に示す条件で加工熱処理を施し鍛造材とした。なお、鍛造速度は真歪速度で１０ｓ−１とし、そのときの最高荷重を表２に示す。
丸棒材のＤ／４部からφ８×１２ｍｍの試験片を切り出し、これを富士電波工機製、サーメックマスターＺで表２に示す条件で加工熱処理を施し鍛造材とした。なお、鍛造速度は真歪速度で１０ｓ−１とし、そのときの最高荷重を表２に示す。
作製した鍛造材の組織・析出物およびビッカース硬さを以下のように評価した。
鍛造材を、鍛造前の長さ方向と平行に、等しく２分割し、うち片方を用いて切断面を鏡面研磨し、３％ナイタール液で腐食し、元の長さ方向の中心部で、Ｄ／４位置を対象に、光学顕微鏡観察を倍率１００倍および４００倍で行い、組織を同定した。また、旧オーステナイト（γ）粒のＧｆ粒度番号を測定した。Ｇｆ粒度番号は、ＪＩＳ Ｇ０５５１「鋼のオーステナイト結晶粒度試験方法」に準拠して測定し、旧オーステナイト粒界の現出はＪＩＳ Ｇ０５５１の付属書１の「ａ）徐冷法」に従った。５視野観察し、平均値を算出した。その結果を表２に示す。また、光学顕微鏡観察位置付近を対象にビッカース硬さ試験機を用いて、荷重１０ｋｇｆにて硬さ試験を行い、ビッカース硬さを測定した。５点測定し、平均値を算出した。その結果を表２に示す。なお、ビッカース硬さは４００Ｈｖ以上を合格とした。
鍛造材を、鍛造前の長さ方向と平行に、等しく２分割し、うち片方を用いて切断面を鏡面研磨し、３％ナイタール液で腐食し、元の長さ方向の中心部で、Ｄ／４位置を対象に、光学顕微鏡観察を倍率１００倍および４００倍で行い、組織を同定した。また、旧オーステナイト（γ）粒のＧｆ粒度番号を測定した。Ｇｆ粒度番号は、ＪＩＳ Ｇ０５５１「鋼のオーステナイト結晶粒度試験方法」に準拠して測定し、旧オーステナイト粒界の現出はＪＩＳ Ｇ０５５１の付属書１の「ａ）徐冷法」に従った。５視野観察し、平均値を算出した。その結果を表２に示す。また、光学顕微鏡観察位置付近を対象にビッカース硬さ試験機を用いて、荷重１０ｋｇｆにて硬さ試験を行い、ビッカース硬さを測定した。５点測定し、平均値を算出した。その結果を表２に示す。なお、ビッカース硬さは４００Ｈｖ以上を合格とした。
光学顕微鏡観察と同位置より抽出レプリカサンプルを作製し、概略９００ｎｍ×７７０ｎｍのフェライトおよびパーライト中の領域５視野について倍率１０００００倍の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）像を観察し、直径１０ｎｍ以下の（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ析出物の個数密度の測定を行った。その結果を表２に示す。
表２に示すように、本発明の要件を満足する実施例Ｎｏ．２〜４、１６、１７は、ビッカース硬さが高く、Ｇｆ粒度番号が大きく、微細な旧オーステナイト粒が得られている。また、図１（ａ）に実施例Ｎｏ．４のフェライト−パーライト組織の光学顕微鏡写真、図２（ａ）に実施例Ｎｏ．４の（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ析出物のＴＥＭ写真を示す。
これに対して、本発明の要件を満足しない比較例Ｎｏ．１、５〜１５は、ビッカース硬さおよびＧｆ粒度番号の少なくとも１つが劣っている。
これに対して、本発明の要件を満足しない比較例Ｎｏ．１、５〜１５は、ビッカース硬さおよびＧｆ粒度番号の少なくとも１つが劣っている。
具体的には、比較例Ｎｏ．１は、Ｖ量が請求範囲の下限値未満であるため、微細な（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ析出物の個数密度が少なく、ビッカース硬さが劣っている。比較例Ｎｏ．５は、加熱温度および鍛造温度が請求範囲の下限値未満であるため、微細な（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ析出物の個数密度が少なく、ビッカース硬さが劣っている。比較例Ｎｏ．６は、鍛造温度が請求範囲の下限値未満であるため、Ｇｆ粒度番号が小さく、微細な旧オーステナイト粒が得られていない。また、微細な（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ析出物の個数密度が少なく、ビッカース硬さが劣っている。比較例Ｎｏ．７は、真歪量が請求範囲の下限値未満であるため、Ｇｆ粒度番号が小さく、微細な旧オーステナイト粒が得られていない。
比較例Ｎｏ．８は、急冷却を行わなかったため、微細な（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ析出物の個数密度が少なく、ビッカース硬さが劣っている。また、図２（ｂ）に比較例Ｎｏ．８の（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ析出物のＴＥＭ写真を示す。比較例Ｎｏ．９は、急冷却速度が請求範囲の下限値未満であるため、微細な（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ析出物の個数密度が少なく、ビッカース硬さが劣っている。比較例Ｎｏ．１０は、急冷却終了温度が請求範囲の上限値を超えるため、微細な（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ析出物の個数密度が少なく、ビッカース硬さが劣っている。比較例Ｎｏ．１１は、急冷却速度が請求範囲の下限値未満であるため、ベイナイトが形成され、微細な（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ析出物の個数密度が少なく、ビッカース硬さが劣っている。
比較例Ｎｏ．１２は、緩冷却速度が請求範囲の下限値未満であるため、微細な（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ析出物の個数密度が少なく、ビッカース硬さが劣っている。比較例Ｎｏ．１３は、緩冷却速度が請求範囲の上限値を超えるため、ベイナイトが形成され、微細な（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ析出物の個数密度が少なく、ビッカース硬さが劣っている。比較例Ｎｏ．１４は、Ｖ量が請求範囲の上限値を超えているため、ベイナイトが形成され、微細な（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ析出物の個数密度が少なく、ビッカース硬さが劣っている。比較例Ｎｏ．１５は、Ｎｂを含有していないため、Ｇｆ粒度番号が小さく、微細な旧オーステナイト粒が得られていない。また、図１（ｂ）に比較例Ｎｏ．１５のフェライト−パーライト組織の光学顕微鏡写真を示す。
Ｓ１ 加熱処理工程
Ｓ２ 熱間鍛造工程
Ｓ３ 急冷却工程
Ｓ４ 緩冷却工程
Ｓ２ 熱間鍛造工程
Ｓ３ 急冷却工程
Ｓ４ 緩冷却工程
Claims (2)
- Ｃ：０．２０〜０．８０質量％、
Ｓｉ：０．５０質量％以下、
Ｍｎ：０．４０〜１．００質量％、
Ｐ：０．０５０質量％以下、
Ｓ：０．０５０質量％以下、
Ｖ：０．２０〜０．８０質量％、
Ｎｂ：０．０２〜０．３０質量％、
Ｎ：０．０１００質量％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である組成からなり、
旧オーステナイト粒のＧｆ粒度番号が７以上であるフェライト−パーライト組織からなり、
フェライトおよびパーライト中の直径：１０ｎｍ以下の（Ｖ、Ｎｂ）Ｃ析出物の個数密度が５０００個／μｍ２以上であることを特徴とする高強度・高靭性非調質熱間鍛造部品。 - 請求項１に記載の前記組成からなる鋼素材を下記式（１）で算出されるＴＮｂＣとなるように加熱処理する加熱処理工程と、
加熱処理された鋼素材を、１０５０℃以上で前記加熱温度以下の鍛造温度で熱間鍛造し、その熱間鍛造の際の真歪量が０．３以上である熱間鍛造工程と、
熱間鍛造終了後、３．０℃／秒以上の冷却速度で急冷却し、その急冷却の際の急冷却終了温度が５５０〜７２０℃である急冷却工程と、
急冷却終了後、０．１℃／秒以上１．５℃／秒以下の冷却速度で緩冷却し、その緩冷却の際の緩冷却終了温度が４００℃以下である緩冷却工程とを含むことを特徴とする高強度・高靭性非調質熱間鍛造部品の製造方法。
−１４０００／（ｌｏｇ（［％Ｃ］・０．０１）−７．５８）−２７３≦ＴＮｂＣ（℃）≦−１４０００／（ｌｏｇ（［％Ｃ］・（［％Ｎｂ］−０．０１））−７．５８）−２７３・・・（１）
（ただし、前記式（１）において、［％Ｃ］、［％Ｎｂ］は、前記Ｃ、前記Ｎｂの各含有量（質量％）とする。）
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