JP4757744B2

JP4757744B2 - 表層細粒鋼部品とその製造方法

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Publication number: JP4757744B2
Application number: JP2006232801A
Authority: JP
Inventors: 真也寺本; 啓督高田
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2006-08-29
Filing date: 2006-08-29
Publication date: 2011-08-24
Anticipated expiration: 2026-08-29
Also published as: JP2008056956A

Description

本発明は、機械構造用鍛造部品ならびにその製造方法に関するものであり、さらに詳しくは、強度の必要な部位の表層を亜熱間鍛造と熱処理によって細粒化をし、高強度・高耐力比を実現した表層細粒鋼部品、ならびに、その部品の製造方法に関するものである。

旧来の鋼熱間鍛造部品は、棒鋼から部品形状に熱間鍛造した後、再加熱し、焼入れ焼戻しの調質処理を施すことによって、高強度および高靭性を付与してきた。しかし、部品製造コストのうち調質コストの占める割合が大きいことから、焼入れ焼戻しの調質処理を省略した熱間鍛造非調質鋼が開発されてきた。

従来、非調質鋼を用いた熱間鍛造部品は、一度１２００℃以上に加熱し、１０００〜１２００℃程度の高温で鍛造していた。しかしながら、１２００℃以上で加熱することによってオーステナイト粒は粗大化し、１０００〜１２００℃程度の高温で鍛造することによって加工後に再結晶が進み、冷却過程で得られる組織は粗くなる。そのため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較すると一般に耐力比、衝撃値が小さい。

これらを解決するために、特許文献１には、適当な成分系と熱間鍛造後の冷却速度を制御することにより、ＭｎＳを核とする粒内フェライトを多量分散し、その結果実質的に組織は細粒化し、疲労特性が向上することが記載されている。しかしながら、この方法で得られる組織はまだまだ粗く、組織微細化による強度の増加量は小さい。

特許文献２には、従来の鍛造温度より低温である８００〜１０５０℃で鍛造を行い、冷却過程で微細なフェライト−パーライト組織が得られ、組織微細化により高強度、高靭性を有する非調質鋼鍛造品を製造する方法が提案されている。しかしながら、この方法で得られるフェライトの結晶粒度は１０〜１２番程度であり、組織微細化による強度の増加量は小さい。

特許文献３には、さらに低温の７００〜８００℃で鍛造を行い、冷却過程でフェライトおよびパーライトの平均結晶粒径が１０μｍ以下のフェライト−パーライト組織が得られ、また特許文献４および５には、７００〜８５０℃で鍛造を行い、冷却過程でベイナイトまたはマルテンサイトの平均粒径が１０μｍ以下のベイナイトまたはマルテンサイト組織が得られ、組織微細化により強度、靭性を向上させる方法が提案されている。しかしながら、この方法は鍛造温度が７００〜８５０℃と低温で、従来の鍛造より変形抵抗が著しく増大し、鍛造機および金型寿命の負荷が大きくなる。

鍛造温度の低温化による変形抵抗の増大を解決するために、特許文献６には、１１００〜１３００℃で粗形状に鍛造する粗加工工程後、高強度が必要な部位を６００〜８５０℃で最終形状に鍛造する仕上げ加工工程を行い、冷却過程でフェライト−パーライト変態し、高強度が必要な部位が５μｍ以下のフェライト粒としたことを特徴とする高強度鍛造品の製造方法が提案されている。しかしながら、引張強度が６００〜７５０ＭＰａと低く、また実用的な鍛造温度域である８００℃以上で鍛造した場合、降伏比が０．８２以下であり焼入れ焼戻し鋼に及ばない。

さらに特許文献７には、鍛造温度が比較的高温の１０００〜１２００℃で鍛造を行い、その後室温まで０．５〜５℃／ｓの冷却速度で冷却して組織をフェライト−パーライト組織とし、さらに加工度２〜１０％の冷間加工を施すことを特徴とする高強度・高降伏比非調質鋼熱間鍛造部材を提案している。しかしながら、この方法では鍛造後、冷間加工工程が加わり、その分製造コストが上昇する。

特開昭５６−１６９７２３号公報特開平１０−１９５５３０号公報特開２００３−１４７４８２号公報特開２００３−１４７４８０号公報特開２００３−１４７４８１号公報特開２００３−１５５５２１号公報特開２００４−１３７５４２号公報

本発明は強度が必要とされる部位、特にその表層を強化するため、当該部位を、初析フェライト結晶粒、ベイニティックフェライト結晶粒、およびマルテンサイトのパケットの全平均粒径が５μｍ以下の細粒組織とし、高強度と従来の焼入れ焼戻し処理材並み、またはそれ以上の高耐力比を有する表層細粒鋼部品とその製造方法を提供することが目的である。

本発明者らは、部品の使用中に応力が集中する部位の組織を細粒化することで、部品の実質的な強度が向上することに着目し、比較的高温域である８００℃〜１０００℃の亜熱間鍛造で初析フェライト結晶粒、ベイニティックフェライト結晶粒、およびマルテンサイトのパケットの全平均粒径が５μｍ以下のベイナイトまたはマルテンサイトを主体とする組織を得るための最適な鋼成分および熱処理方法を検討した。
その結果、
（ａ）Ｃ：０．４５〜０．７０質量％の高炭素鋼に通常の熱間鍛造用鋼のＮｂ量より多く添加することで、Ｎｂ炭化物によるピン止め効果と固溶Ｎｂによるｓｏｌｕｔｅｄｒａｇ効果との複合効果が得られ、その複合効果により鍛造加熱時および逆変態再加熱時のオーステナイト結晶粒粗大化の防止が図られる。
（ｂ）逆変態によるオーステナイト結晶粒の微細化が有効である。逆変態を適用して加工直前のオーステナイト粒を微細化することにより、再結晶温度域が拡がり８００℃〜１０００℃の亜熱間鍛造でオーステナイト粒は再結晶する。８００℃〜１０００℃の亜熱間鍛造で再結晶したオーステナイト粒は微細であり、かつ、ばらつきが少なく均一な組織が得られる。この均一で微細なオーステナイト粒から変態した組織は、ばらつきが少なく均一で微細な最終組織が得られる。
（ｃ）鍛造後、直ちに急速冷却することで、冷却過程での回復および再結晶が抑制され、変態後の細粒化が図られる。
との知見を得、（ａ）〜（ｃ）を組合せることにより、該部位で全平均粒径５μｍ以下のフェライト−ベイナイト−マルテンサイト組織が得られ、細粒化により耐力が著しく上昇し、耐力比の改善することを見出した。

本発明者らは、これら知見に基づいて得られた表層細粒鋼部品ならびに、この部品の製造方法の要旨について以下のとおりである。

（１）質量％で、
Ｃ：０．４５％〜０．７０％、
Ｎｂ：０．０１％〜０．６０％、
Ｓｉ：０．１０％〜１．５０％、
Ｍｎ：０．４０％〜３．０％、
Ｃｒ：２．０％以下（０を含む）、
Ｐ：０．１０％以下、
Ｓ：０．００１％〜０．１５％、
Ｎ：０．００３％〜０．０２５％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物である鋼からなり、表層の強度が必要とされる部位の表面下少なくとも１．０ｍｍ深さまでについて、方位差角１５度以上の大角粒界で囲まれた、初析フェライ結晶粒、ベイニティックフェライト結晶粒、およびマルテンサイトのパケットの全平均粒径が５μｍ以下であり、組織が、ベイナイト、マルテンサイト、ベイナイト−マルテンサイト、初析フェライトの体積率が３０％以下のフェライト−ベイナイト、初析フェライトの体積率が３０％以下のフェライト−マルテンサイト、および初析フェライトの体積率が３０％以下のフェライト−ベイナイト−マルテンサイトの内のいずれかであることを特徴とする表層細粒鋼部品。

（２）鋼の成分が、質量％で、さらにＡｌ：０．００５〜０．０５０％を含有することを特徴とする、（１）記載の表層細粒鋼部品。

（３）鋼の成分が、質量％で、さらにＶ：０．０１％〜０．５０％を含有することを特徴とする、（１）または（２）記載の表層細粒鋼部品。

（４）（１）〜（３）のいずれかに記載の成分からなる鋼材を１１５０℃以上、１３５０℃以下に加熱し、強度が必要な部位を、所定の形状に１０００℃以下、８００℃以上で亜熱間鍛造成形する際、相当歪み１．５以上、５．０以下となるように加工し、該加工後２００℃以上、５５０℃未満の温度範囲まで平均冷却速度１０℃／秒以上、１５０℃／秒以下で冷却し、その後、部品全体を３００℃以上、６５０℃以下の温度範囲で恒温処理することを特徴とする表層細粒鋼部品の製造方法。

（５）（１）〜（３）のいずれかに記載の成分からなる鋼材を１１５０℃以上、１３５０℃以下に加熱し、強度が必要な部位を、４００℃以下まで平均冷却速度０．５℃／秒以上、１５０℃／秒以下で冷却し、該冷却後８００〜１０００℃に平均昇温速度１．０℃／秒以上で昇温し、所定の形状に１０００℃以下、８００℃以上で亜熱間鍛造成形する際、相当歪み１．５以上、５．０以下となるように加工し、該加工後２００℃以上、５５０℃未満の温度範囲まで平均冷却速度１０℃／秒以上、１５０℃／秒以下で冷却し、その後、部品全体を３００℃以上、６５０℃以下の温度範囲で恒温処理することを特徴とする表層細粒鋼部品の製造方法。

本発明の部品は、応力が集中し、強度が必要とされる部位の表層を実用的な温度域で鍛造し、最適な鋼と熱処理によって細粒強化したものであり、部品全体を強化することなく、実質的な部品強度を高めたものである。当概部位の強化量は従来の熱間鍛造用鋼と比較して顕著に大きく、高強度・高耐力比部品を実現することができる。

ここで、請求項１〜３に記載している鋼の合金成分の限定理由について以下に説明する。

Ｃ：０．４５％〜０．７０％
Ｃは部品として必要な強度を確保するのに有効な元素である。炭素以外の合金元素の添加を抑え、部品として十分な強度を得るために、下限を０．４５％以上とする。本発明では微細化する方法として、請求項４または５の製造方法を施すことにより解決した。しかし、過剰に添加すると耐久比、衝撃値および被削性が低下するので、上限を０．７０％に限定する。またＣはＮｂと炭化物を形成し、鍛造加熱時および逆変態時のオーステナイト粒の粗大化を防止するのに有効である。

Ｎｂ：０．０１％〜０．６０％
Ｎｂは加熱時のオーステナイト中に固溶および炭化物として存在する。固溶Ｎｂは転位の回復、再結晶および粒成長を遅らせるｓｏｌｕｔｅｄｒａｇ効果を発揮し、またＮｂ炭化物は粒成長を止めるピン止め粒子として作用する。本発明では、Ｃ：０．４５〜０．７０％の高炭素鋼に従来の熱間鍛造用鋼より多いＮｂを添加することにより、上記のｓｏｌｕｔｅｄｒａｇ効果とピン止め効果との複合効果が得られ、この複合効果により鍛造加熱時および逆変態時のオーステナイト粒の粗大化防止に有効である。この複合効果を十分に得るためには、０．０１％以上の添加が必要である。しかし、過剰に添加するとコスト高になるため、上限を０．６０％に限定する。

Ｓｉ：０．１０％〜１．５０％
Ｓｉはフェライトの固溶強化元素として有効な元素であるが、０．１０％未満ではこれらの効果は小さい。しかし、過剰に添加すると耐久比、衝撃値および被削性が低下し、また脱炭が生じるので、上限を１．５０％に限定する。

Ｍｎ：０．４０％〜３．０％
Ｍｎは鋼中のＳを硫化物として固定し、焼入れ性を高めるために０．４０％以上必要である。しかし、過剰に添加すると部品の内部硬さが上昇し被削性が低下するため、上限を３．０％に限定する。

Ｃｒ：２．０％以下（０を含む）
Ｃｒは適量の添加において靱性を損なうことなく強度を増大し、焼入れ性を高める元素である。しかし、過剰に添加すると部品の内部硬さが上昇し被削性が低下するため、上限を２．０％以下に限定する。

Ｐ：０．１０％以下
Ｐは過剰に添加すると熱間延性が低下し棒鋼素材圧延時の疵や割れが生じやすいため、０．１０％以下に制限する。その量は少ないほど好ましいが、製造コストを考慮すれば、下限を０．００１％とするのが好ましい。

Ｓ：０．００１％〜０．１５％
ＳはＭｎＳを形成し、被削性を向上させる元素であるが、０．００１％未満では十分な効果は得られない。しかし、機械的性質の異方性が大きくなることから上限を０．１５％に限定する。

Ｎ：０．００３〜０．０２５％
Ｎは各種元素と窒化物を形成し、鍛造加熱時および逆変態時のオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制する効果がある。この十分な効果を得るために、下限を０．００３％とする。しかし、過剰に添加すると熱間延性が低下して、割れや疵が生じやすく、上限を０．０２５％とする。

Ａｌ：０．００５〜０．０５０％
Ａｌは脱酸に有効な元素である。その効果を得るには、０．００５％以上の添加が必要である。しかし、過剰に添加すると酸化物を形成し、耐久比、衝撃値および被削性のいずれも低下させるため上限を０．０５０％とする。

Ｖ：０．０１％〜０．５０％
Ｖは炭窒化物を形成し、析出強化するための元素である。また固溶Ｖは転位の回復や再結晶現象を遅らせる効果があり、鍛造加熱時および逆変態時のオーステナイト結晶粒の粗大化を防止する。この効果を十分に得るためには０．０１％以上が必要である。しかし、０．５０％超では靭性が低下し、また鍛造性を阻害するため、上限を０．５０％とする。

請求項１〜３に記載している部品の限定理由について以下に説明する。

機械構造用鍛造部品が使用中に破壊する場合、応力集中係数が高い部位の表面から亀裂が進展し破壊するのが一般的である。よって、部品の芯部まで高強度化する必要がなく、応力が集中する表面のみ高強度化することで、部品の性能を十分向上することができる。初期の亀裂深さは、通常、表面から１ｍｍ以内に発生するので、表面から少なくとも１．０ｍｍ深さまでとした。芯部まで高強度化すると、穴あけ加工などの切削性が低下するので、切削加工に供する場合は、１．０ｍｍ深さを大きく超えないことが好ましい。

鋼部品の表層の強度が必要とされる部位の表面から少なくとも１．０ｍｍ深さまでを、上述の冷却制御により、ベイナイトもしくはマルテンサイトを必須とする組織とする。ベイナイトもしくはマルテンサイトを必須とする組織を選定した理由は、変態により高い強度が得られやすく、合金コスト低減に有効だからである。また、微細な再結晶オーステナイトからの変態は、核生成速度が増大するためにフェライトが生成しやすくなるが、初析フェライトの体積率が３０％以上のフェライトが生成すると、耐力が著しく低下するので、初析フェライトの体積率が３０％以下のフェライトとする必要がある。従って、組織は、ベイナイト、マルテンサイト、ベイナイト−マルテンサイト、初析フェライトの体積率が３０％以下のフェライト−ベイナイト、初析フェライトの体積率が３０％以下のフェライト−マルテンサイト、および初析フェライトの体積率が３０％以下のフェライト−ベイナイト−マルテンサイトの内のいずれかであるとした。これらの組織は光学顕微鏡または走査型顕微鏡で観察することができる。

方位差角１５度以上の大角粒界で囲まれた結晶粒の粒径が微細になると、強度、耐力比および靭性が向上することが一般に知られている。本発明者らは、方位差角１５度以上の大角粒界で囲まれた、初析フェライト結晶粒、ベイニティックフェライト結晶粒、およびマルテンサイトのパケットの該３者の全平均粒径（以下、「全平均粒径」と略記する。）と耐力で整理したところ、粒径を微細にすると耐力が上昇し、特にその全平均粒径を５μｍに微細化すると強化量が大きく、従来の焼入れ焼戻し処理材と同等またはそれ以上の高耐久比となることを確認した。さらに、全平均粒径を３μｍ以下にすると、強化量はさらに大きくなる。

ここで述べた全平均粒径は、後方散乱電子線回折パターンから結晶方位解析を行い、解析で得られた方位差角１５度以上の大角粒界で囲まれた初析フェライト結晶粒、ベイニティックフェライト結晶粒、およびマルテンサイトのパケットの面積重み付け全平均円相当径とした。面積重み付け全平均円相当径Ｄは解析結果から式１を用いて算出する。

ここで、ｄｉは、初析フェライト結晶粒、ベイニティックフェライト結晶粒、およびマルテンサイトのパケットの円相当径の階級範囲を０．５μｍとし、ｉ番目の階級の中央値である。Ａｉは、ｉ番目の階級における初析フェライト結晶粒、ベイニティックフェライト結晶粒、およびマルテンサイトのパケットの存在頻度である。

請求項４および５に記載している部品の製造方法の限定理由について以下に説明する。

まず請求項４および５において、請求項１〜３記載の鋼を１１５０℃以上、１３５０℃以下に加熱することを限定した理由について述べる。請求１〜３記載の鋼は１１５０℃未満では、固溶Ｎｂあるいは固溶Ｖの量が少なくｓｏｌｕｔｅｄｒａｇ効果が不十分となり、よってＮｂ炭化物によるピン止め効果との複合効果が十分得られない。その一方、１３５０℃超ではＮｂ炭化物の量が減少しピン止め効果が不十分となる。また１３５０℃超では結晶粒成長の駆動力が大きくなり、鍛造加熱時のオーステナイト粒が粗大化する。

機械構造用鍛造部品は必ずしも部品全体を高強度化する必要がなく、部品の使用中、応力が集中する部位の表層を高強度化するだけで、部品の性能は十分向上する。例えば、クランクシャフトではコンロッドが取り付けられるピン部、コンロッドでは大端部と小端部をつなぐ連接部に高い強度が要求される。またアクスルシャフトでは部品全体が捻られるため、部品全体の表層に強度が要求させる。本発明において強度が必要な部位とは、これらの部位を示す。これら強度を必要とする部位の表層に、請求項４および５記載の鍛造温度で相当歪み１．５以上、５．０以下となるように加工と熱処理方法を施すことで高強度、高耐久比を付与する。相当歪みで１．５未満の歪みでは、結晶粒微細化の効果が十分得られないため、その下限を１．５以上とする。また相当歪みで５．０超の歪みでは、工業的に困難である。

ここで、相当歪みとは、多軸応力状態で与えられた歪の単軸応力状態での相当量を示すものである。例えば、文献「基礎からわかる塑性加工」（コロナ社２００３年２月２５日発行第５刷）の第６０〜６３頁に記載されている手法により求められる。

鍛造温度は比較的高い温度の１０００℃以下、８００℃以上に限定した。８００℃未満の温度で鍛造を行うと、変形抵抗が著しく増加し、複雑な形状をもつ実部品を造るには鍛造機および金型への負担が大きすぎる。また１０００℃を超える温度で鍛造すると、加工再結晶によるオーステナイト粒微細化の効果は十分得られない。

請求項４および５記載の加工後２００℃以上、５５０℃未満の温度範囲まで平均冷却速度１０℃／秒以上、１５０℃／秒以下で冷却することを限定したのは、１０℃／秒未満で冷却すると、鍛造時に導入した歪が冷却過程で回復および再結晶現象により解消し、また加工再結晶した結晶粒が粗大化し、これら結晶粒微細化の効果が十分に得られないからである。１５０℃／秒超で冷却することは、工業的に困難である。

請求項５において、鍛造前に１１５０℃以上、１３５０℃以下に加熱した後、４００℃以下までを平均冷却速度０．５℃／秒以上、１５０℃／秒以下で冷却、その後８００〜１０００℃以上に平均昇温速度１．０℃／ｓ以上で昇温することを限定したのは、鍛造前のオーステナイト粒を微細化するためである。即ち一度、オーステナイト単相域から４００℃以下まで冷却し、フェライト−パーライトもしくはベイナイト、マルテンサイトに変態させた後、８００〜１０００℃に昇温させ、微細なオーステナイトに逆変態させるためである。４００℃以下までを平均冷却速度０．５℃／ｓ未満で冷却したり、冷却後８００〜１０００℃に平均昇温速度１．０℃／ｓ未満で昇温すると、十分なオーステナイト粒の微細化効果が得られない。オーステナイト粒の微細化効果の観点から冷却速度および昇温速度は速いほうが好ましい。しかし、１５０℃／秒超で冷却することは、工業的に困難である。

強度が必要な部位の加工および熱処理後、請求項４および５記載の部品全体を恒温処理するのは、該部位の表面から少なくとも１．０ｍｍ深さまでの組織をベイナイト、マルテンサイト、ベイナイト−マルテンサイト、初析フェライトの体積率が３０％以下のフェライト−ベイナイト、初析フェライトの体積率が３０％以下のフェライト−マルテンサイト、および初析フェライトの体積率が３０％以下のフェライト−ベイナイト−マルテンサイトの内のいずれかとするためである。

本発明を実施例によって以下に詳述する。なお、これら実施例は本発明の説明するものであり、本発明の範囲を限定するものでない。

表１−１に示す化学成分を有する鋼から、直径１０ｍｍ×高さ１５ｍｍの鍛造用試験片を切り出し、表１−２、１−３に示す製造方法を適用して高さ方向に据え込み鍛造を行った。表１−２、１−３に示す相当歪みは、上記式（１）により算出した。表１−２および表１−３に示す鍛造直後の平均冷却速度は鍛造温度から４５０℃までの温度範囲の平均冷却速度であり、表１−３に示す逆変態時の平均冷却速度は加熱温度または鍛造温度から３５０℃までの温度範囲の平均冷却速度である。また表１−３に示す逆変態時の平均昇温速度は３５０℃から鍛造温度８００〜１０００℃までの温度範囲の平均昇温速度である。表１−２、および１−３に示す鍛造後４５０℃まで冷却後、６００℃で１５ｍｉｎ．恒温処理をし、その後空冷した。本発明の製造方法１または２を適用して熱処理した場合、表１−１に示したような全平均粒径、引張強さ、耐力比および組織となった。全平均粒径は、上記により算出した。

組織は鍛造品の中央部から光学顕微鏡または走査型顕微鏡によって観察した。Ｂはベイナイト組織、Ｍはマルテンサイト組織、Ｆ−Ｂはフェライト−ベイナイト組織、Ｆ−Ｍはフェライト−マルテンサイト組織、Ｆ−Ｂ−Ｍはフェライ−ベイナイト−マルテンサイト組織を示す。引張特性はＪＩＳ３号試験片を用いて測定した。また表１−１に示す化学成分を有するφ３０の丸棒を１２５０℃に加熱後、空冷し、丸棒の中心部の硬さを本発明部品の内部硬さとした。

表１−１に示すように、本発明Ｎｏ．１−１〜１４は、本発明の製造方法１または２を適用した場合、いずれも、一部または全部の表面下少なくとも１．０ｍｍ深さまでについて、全平均粒径が５μｍ以下であり、ベイナイト、マルテンサイト、初析フェライトの体積率が３０％以下のフェライト−ベイナイト、初析フェライトの体積率が３０％以下のフェライト−マルテンサイトまたは初析フェライトの体積率が３０％以下のフェライト−ベイナイト−マルテンサイトのいずれかの組織であり、引張強さ９５０ＭＰａ以上の高強度、０．８４以上の高耐力比を有していることが明らかになった。

比較例Ｎｏ．１−１５は本発明必須元素Ｃ、Ｎｂをいずれも過剰に添加した鋼であり、本発明の製造方法１を適用した場合、全平均粒径５μｍ以下のフェライト−ベイナイト組織を有するが、本発明材に比べて耐力が低い。

また比較例１−１６、１−１９および１−２０はＣｒ、Ｍｎ、Ｓｉを過剰に添加した鋼であり、本発明の製造方法１または２を適用した場合、全平均粒径５μｍ以下のベイナイトまたはマルテンサイトを主体とする組織を有するが、内部硬さが上昇し被削性が低下する。

比較例Ｎｏ．１−１７は本発明必須元素のＮｂを必要量含んでいない鋼であり、本発明の製造方法１を適用した場合、全平均粒径５μｍ以上のマルテンサイト組織を有し、本発明材に比べて耐力が低い。

比較例Ｎｏ．１−１８、１−２１は本発明必須元素のＣ、Ｍｎを必要量含んでいない鋼であり、本発明の製造方法１または２を適用した場合、初析フェライトの体積率が３０％以上のフェライト−マルテンサイトまたは初析フェライトの体積率が３０％以上のフェライト−ベイナイト組織を有し、本発明材に比べて耐力が低い。

表２−１に示す化学成分を有する鋼から、直径１０ｍｍ×高さ１５ｍｍの鍛造用試験片を切り出し、表２−２に示す製造方法を適用して高さ方向に据え込み鍛造を行った。表２−２に示す相当歪みは、上記式（１）により算出した。表２−２示す鍛造直後の平均冷却速度は鍛造温度から４５０℃までの温度範囲の平均冷却速度である。表２−２に示す鍛造後４５０℃まで冷却後、５００℃で１５ｍｉｎ．恒温処理し、その後空冷した。表２−２に示す本発明の製造方法を適用して熱処理した場合、表２−２に示したような全平均粒径、引張強さ、耐力比および組織となった。全平均粒径は、上記式（１）により算出した。組織は鍛造品の中央部から光学顕微鏡または走査型顕微鏡によって観察した。Ｆ−Ｐはフェライト−パーライト組織、Ｆ−Ｂはフェライト−ベイナイト組織、Ｆ−Ｍはフェライト−マルテンサイト組織を示す。引張特性はＪＩＳ３号試験片を用いて測定した。

表２−２に示すように、本発明Ｎｏ．２−１〜５、２−１０〜１４および２−１９〜２３は、いずれも、全平均粒径が５μｍ以下であり、初析フェライトの体積率が３０％以下のフェライト−ベイナイトまたは初析フェライトの体積率が３０％以下のフェライト−マルテンサイトのいずれかの組織であり、引張強さ１０００ＭＰａ以上の高強度、０．８４以上の高耐力比を有していることが明らかになった。

比較例Ｎｏ．２−６、２−１５および２−２４は鍛造前の加熱温度が低く、固溶Ｎｂあるいは固溶Ｖの量が少なくｓｏｌｕｔｅｄｒａｇ効果が不十分となり、よってＮｂ炭化物によるピン止め効果との複合効果が十分得られず、細粒効果が小さい。

比較例Ｎｏ．２−７、２−１６および２−２５は鍛造温度が高く、再結晶粒の成長駆動力が大きく、細粒効果が小さい。

比較例Ｎｏ．２−８、２−１７および２−２６は加工度が小さく、核生成速度を小さくなる。よって細粒効果が得られず、熱処理後の組織が粗い。

比較例Ｎｏ．２−９、２−１８および２−２７は鍛造直後の平均冷却速度が遅く、冷却過程で粒成長し、熱処理後の組織が粗い。

表３−１に示す化学成分を有する鋼から、直径１０ｍｍ×高さ１５ｍｍの鍛造用試験片を切り出し、表３−２に示す製造方法を適用して高さ方向に据え込み鍛造を行った。表３−２に示す相当歪みは、上記により算出した。表３−２に示す逆変態時の平均冷却速度は加熱温度から３５０℃までの温度範囲の平均冷却速度であり、逆変態時の平均昇温速度は３５０℃から鍛造温度までの温度範囲の平均昇温速度である。また表３−２に示す鍛造直後の平均冷却速度は鍛造温度から４５０℃までの温度範囲の平均冷却速度である。鍛造後４５０℃まで冷却し、その後５００℃で１５ｍｉｎ．恒温処理後、空冷した。

表３−２に示す本発明の製造方法を適用して熱処理した場合、表３−２に示したような全平均粒径、引張強さ、耐力比および組織となった。全平均粒径は、上記式（１）により算出した。組織は鍛造品の中央部から光学顕微鏡または走査型顕微鏡によって観察した。Ｆ−Ｐはフェライト−パーライト組織、Ｆ−Ｂはフェライト−ベイナイト組織、Ｆ−Ｍはフェライト−マルテンサイト組織を示す。引張特性はＪＩＳ３号試験片を用いて測定した。

表３−２に示すように、本発明Ｎｏ．３−１〜６、３−１２〜１７、３−２３〜２８は、いずれも、全平均粒径が５μｍ以下であり、初析フェライトの体積率が３０％以下のフェライト−ベイナイト、または初析フェライトの体積率が３０％以下のフェライト−マルテンサイトの組織であり、引張強さ１１００ＭＰａ以上の高強度、０．８４以上の高耐力比を有していることが明らかになった。

比較例Ｎｏ．３−７、３−１８および３−２９は逆変態前の加熱温度が低く、固溶Ｎｂあるいは固溶Ｖの量が少なくｓｏｌｕｔｅｄｒａｇによるオーステナイト粒微細化効果が不十分となり、よってＮｂ炭化物によるピン止め効果との複合効果が十分得られず、細粒効果が小さい。

比較例Ｎｏ．３−８、３−１９および３−３０は逆変態時の冷却速度および昇温速度が遅く、逆変態によるオーステナイト粒微細化効果が不十分となり、熱処理後の組織の平均粒径は粗い。

比較例Ｎｏ．３−９、３−２０および３−３１は鍛造温度が高く、鍛造温度が高く、再結晶粒の成長駆動力が大きく、細粒効果が小さい。比較例Ｎｏ．３−１０、３−２１および３−３２は加工度が小さく、核生成速度が小さい。よって細粒効果が不十分であり、熱処理後の組織が粗い。

比較例Ｎｏ．３−１１、３−２２および３−３３は鍛造直後の平均冷却速度が遅く、冷却過程で粒成長し、熱処理後の組織が粗い。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．４５％〜０．７０％、
Ｎｂ：０．０１％〜０．６０％、
Ｓｉ：０．１０％〜１．５０％、
Ｍｎ：０．４０％〜３．０％、
Ｃｒ：２．０％以下（０を含む）、
Ｐ：０．１０％以下、
Ｓ：０．００１％〜０．１５％、
Ｎ：０．００３％〜０．０２５％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物である鋼からなり、表層の強度が必要とされる部位の表面下少なくとも１．０ｍｍ深さまでについて、方位差角１５度以上の大角粒界で囲まれた、初析フェライト結晶粒、ベイニティックフェライト結晶粒、およびマルテンサイトのパケットの全平均粒径が５μｍ以下であり、組織が、ベイナイト、マルテンサイト、ベイナイト−マルテンサイト、初析フェライトの体積率が３０％以下のフェライト−ベイナイト、初析フェライトの体積率が３０％以下のフェライト−マルテンサイト、および初析フェライトの体積率が３０％以下のフェライト−ベイナイト−マルテンサイトの内のいずれかであることを特徴とする表層細粒鋼部品。
鋼の成分が、質量％で、さらに、Ａｌ：０．００５〜０．０５０％を含有することを特徴とする請求項１記載の表層細粒鋼部品。
鋼の成分が、質量％で、さらに、Ｖ：０．０１％〜０．５０％を含有することを特徴とする請求項１または２記載の表層細粒鋼部品。
請求項１〜３のいずれかに記載の成分からなる鋼材を１１５０℃以上、１３５０℃以下に加熱し、強度が必要な部位を、所定の形状に１０００℃以下、８００℃以上で亜熱間鍛造成形する際、相当歪み１．５以上、５．０以下となるように加工し、該加工後２００℃以上、５５０℃未満の温度範囲まで平均冷却速度１０℃／秒以上、１５０℃／秒以下で冷却し、その後、部品全体を３００℃以上、６５０℃以下の温度範囲で恒温処理することを特徴とする表層細粒鋼部品の製造方法。
請求項１〜３のいずれかに記載の成分からなる鋼材を１１５０℃以上、１３５０℃以下に加熱し、強度が必要な部位を、４００℃以下まで平均冷却速度０．５℃／秒以上、１５０℃／秒以下で冷却し、該冷却後８００〜１０００℃に平均昇温速度１．０℃／秒以上で昇温し、所定の形状に１０００℃以下、８００℃以上で亜熱間鍛造成形する際、相当歪み１．５以上、５．０以下となるように加工し、該加工後２００℃以上、５５０℃未満の温度範囲まで平均冷却速度１０℃／秒以上、１５０℃／秒以下で冷却し、その後、部品全体を３００℃以上、６５０℃以下の温度範囲で恒温処理することを特徴とする表層細粒鋼部品の製造方法。