JP4801485B2 - 冷間鍛造部品、それを得るための製造方法および鋼材 - Google Patents
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Description
本発明は、冷間鍛造部品、殊に優れた強度および延性を兼ね備えた冷間鍛造部品、その製造方法、およびその製造方法に用いられる鋼材に関するものである。
冷間鍛造は、熱間鍛造または切削加工に比較して生産性が高い上に、鋼材の歩留まりが良いことから、ボルト、ナット、ねじ等の機械部品や電装部品の製造方法として広く利用されている。この冷間鍛造後に、部品の性質を調整するため、特に部品の強度を向上させるために焼入れが、次いで部品の延性を高めるために焼戻しがよく行われる。
鋼材の焼入れ性を高めるためには合金元素を添加する必要があるが、そのような合金元素を含む鋼材は変形能に劣り、焼入れ前の冷間鍛造時に割れることがある。また焼入れ時にも焼割れが起こり得る。このような割れのため、冷間鍛造に焼入れ・焼戻しを組み合わせる製造プロセスは、生産性に問題がある。
従って本発明の目的は、優れた強度と延性とを併せ持つ冷間鍛造部品を、効率よく製造することができる製造方法を提供することにある。
また本発明の目的は、そのような製造方法のために用いられる鋼材、特に良好な変形能を有し、冷間鍛造時に割れにくい鋼材を提供することにある
さらに本発明は、特徴的な組織構造により、優れた強度と延性とを併せ持つ冷間鍛造部品を提供することも目的とする。
また本発明の目的は、そのような製造方法のために用いられる鋼材、特に良好な変形能を有し、冷間鍛造時に割れにくい鋼材を提供することにある
さらに本発明は、特徴的な組織構造により、優れた強度と延性とを併せ持つ冷間鍛造部品を提供することも目的とする。
上記目的を達成することができた本発明とは、
Ｃ：０．１１〜０．３０％（質量％の意味、以下同じ）、
Ｓｉ：０．６％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：０．１〜１．８０％、
Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）、
Ｎｉ：０．３％以下（０％を含まない）、
Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）、
Ｍｏ：０．３％以下（０％を含む）、
Ａｌ：０．０１〜０．０６％、
Ｎ：０．００７％以下（０％を含まない）、
Ｖ：０．０５〜０．３％、
Ｎｂ：０．１％以下（０％を含む）、および
Ｔｉ：０．１％以下（０％を含む）
を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、
前記合金元素が下記式：
０．５５≦Ａ≦０．８ … （１）
Ａ＝［Ｃ］＋０．１９５［Ｓｉ］＋０．２２［Ｍｎ］＋０．１１［Ｎｉ］
＋０．１９６［Ｃｒ］＋０．２１［Ｍｏ］＋０．１［Ｖ］＋１．１９［Ｎｂ］
＋０．２［Ｔｉ］ … （２）
〔式中、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｎｂ］および［Ｔｉ］は、それぞれの合金元素の含有量（質量％）を示す。〕
を満たす鋼材を、冷間鍛造した後に、９００〜１０９０℃で焼ならし、次いで５００〜７００℃で焼戻しすることを特徴とする冷間鍛造部品の製造方法に関するものである。前記焼ならし時の冷却速度を３〜８℃／秒に設定することが推奨される。
Ｃ：０．１１〜０．３０％（質量％の意味、以下同じ）、
Ｓｉ：０．６％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：０．１〜１．８０％、
Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）、
Ｎｉ：０．３％以下（０％を含まない）、
Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）、
Ｍｏ：０．３％以下（０％を含む）、
Ａｌ：０．０１〜０．０６％、
Ｎ：０．００７％以下（０％を含まない）、
Ｖ：０．０５〜０．３％、
Ｎｂ：０．１％以下（０％を含む）、および
Ｔｉ：０．１％以下（０％を含む）
を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、
前記合金元素が下記式：
０．５５≦Ａ≦０．８ … （１）
Ａ＝［Ｃ］＋０．１９５［Ｓｉ］＋０．２２［Ｍｎ］＋０．１１［Ｎｉ］
＋０．１９６［Ｃｒ］＋０．２１［Ｍｏ］＋０．１［Ｖ］＋１．１９［Ｎｂ］
＋０．２［Ｔｉ］ … （２）
〔式中、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｎｂ］および［Ｔｉ］は、それぞれの合金元素の含有量（質量％）を示す。〕
を満たす鋼材を、冷間鍛造した後に、９００〜１０９０℃で焼ならし、次いで５００〜７００℃で焼戻しすることを特徴とする冷間鍛造部品の製造方法に関するものである。前記焼ならし時の冷却速度を３〜８℃／秒に設定することが推奨される。
また本発明は、上記の特定組成を有する鋼材自体も提供する。本発明の鋼材は、上記の元素に加えて、さらにＰｂ、Ｂｉ、Ｍｇ、Ｃａのいずれか１種以上を合計で０．１％以下（０％を含まない）含有してもよい。
さらに本発明は、上記の特定組成を有する本発明の鋼材を用い、且つ本発明の製造方法によって製造することができる冷間鍛造部品であって、ミクロ組織の９０％以上がベイナイト組織であり、Ｖ、並びに任意にＮｂおよび／またはＴｉが微細析出していることを特徴とする冷間鍛造部品も提供する。本発明の冷間鍛造部品は、そのミクロ組織が、実質的にベイナイト組織単相であるものが好ましい。
本発明の製造方法は、冷間鍛造後の熱処理として、強度向上のために通常行われる焼入れ・焼戻しではなく、焼ならし・焼戻しを行うことにより、焼割れを防止し、優れた強度と延性とを併せ持つ冷間鍛造部品を効率よく製造することができる。また本発明は、特に変形能に優れる組成の鋼材を用いることによって、冷間鍛造時の割れを低減するという効果も有し、これによりさらに生産性を上げることができる。
本発明では、焼ならしを行うことによって、ミクロ組織の９０％以上がベイナイト組織である部品が得られる。このベイナイト組織の部品は、従来の焼入れで得られるマルテンサイト組織の部品と比べて強度は劣るが、延性に優れるという利点を有する。またベイナイト組織の部品は、フェライト・パーライト組織の部品と比べると強度に優れる。即ち本発明のベイナイト組織の部品は、優れた延性と強度とを併せもつという特徴を有する。本発明の好ましい製造方法において、焼ならし時の冷却速度を３〜８℃／秒とすることによって、ミクロ組織の９０％以上がベイナイト組織、より好ましくは実質的にベイナイト組織単相である部品を製造することができる。
本発明では、部品の延性をさらに高めるため、焼ならし後に焼戻しも行う。この点、本発明の鋼材は、必須的にＶを、任意にＮｂおよび／またはＴｉを含有しており、これら金属の微細な炭化物が焼戻し時に析出することによって、焼戻しに起因する強度の低下（引張強さおよび０．２％耐力または上降伏点の低下）を防止している。さらに本発明の製造方法は、このＶの炭化物、任意にＮｂおよび／またはＴｉの炭化物の効果をより高めるために、焼ならしを９００〜１０９０℃で行って、これらの炭化物を部品（の鋼材）中に充分に溶かし込み、さらに焼戻しを５００〜７００℃で行って、微細炭化物を多量に析出させることを特徴とする。また焼戻し温度が高いことから、焼戻しによる延性の向上効果が高められる。
このように本発明の冷間鍛造部品は、そのミクロ組織の９０％以上がベイナイト組織、好ましくは実質的にベイナイト組織単相であり、さらにＶの炭化物、任意にＮｂおよび／またはＴｉの炭化物が微細析出している組織構造を有するので、優れた強度と延性とを兼備している。
本発明の実施形態の説明として、まず本発明の鋼材および冷間鍛造部品の組成を説明する。
［Ｃ：０．１１〜０．３０％］
Ｃは、鋼材および冷間鍛造部品の必要強度を得る上で必須の元素である。Ｃが０．１１％未満であると必要な強度が得られない。一方Ｃが０．３０％を超えると充分な延性が得られず、また鋼材の変形能が低下し、冷間鍛造時に割れが生ずる原因となり得る。
［Ｃ：０．１１〜０．３０％］
Ｃは、鋼材および冷間鍛造部品の必要強度を得る上で必須の元素である。Ｃが０．１１％未満であると必要な強度が得られない。一方Ｃが０．３０％を超えると充分な延性が得られず、また鋼材の変形能が低下し、冷間鍛造時に割れが生ずる原因となり得る。
［Ｓｉ：０．６％以下（０％を含まない）］
Ｓｉは脱酸剤として用いられる。しかしＳｉを必要以上に添加することは、鋼材の変形能を低下させる要因となり、また冷間鍛造の変形抵抗も増大する。特に鋼材が０．６％を超えるＳｉを含有すると、変形能の低下が顕著に現れる。従って変形能および変形抵抗の観点から、鋼材中のＳｉ量はできる限り低い方が望ましい。なお工業生産的には、鋼材のＳｉ量を０％にすることは困難で、かつ本発明ではＳｉ量を０．０１％未満にまで低減する必要ない。
Ｓｉは脱酸剤として用いられる。しかしＳｉを必要以上に添加することは、鋼材の変形能を低下させる要因となり、また冷間鍛造の変形抵抗も増大する。特に鋼材が０．６％を超えるＳｉを含有すると、変形能の低下が顕著に現れる。従って変形能および変形抵抗の観点から、鋼材中のＳｉ量はできる限り低い方が望ましい。なお工業生産的には、鋼材のＳｉ量を０％にすることは困難で、かつ本発明ではＳｉ量を０．０１％未満にまで低減する必要ない。
［Ｍｎ：０．１〜１．８０％］
Ｍｎは、脱酸および脱硫のために必要な元素であり、さらに冷間鍛造後の熱処理により強度を向上させるうえで有効な元素である。Ｍｎ量が０．１％未満では上記効果が充分に得られず、一方１．８０％を超えると、鋼材の変形能および部品の延性に悪影響を及ぼし得る。
Ｍｎは、脱酸および脱硫のために必要な元素であり、さらに冷間鍛造後の熱処理により強度を向上させるうえで有効な元素である。Ｍｎ量が０．１％未満では上記効果が充分に得られず、一方１．８０％を超えると、鋼材の変形能および部品の延性に悪影響を及ぼし得る。
［Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）］
Ｐは、強度を向上させるための元素としては有効である。しかしＰの量が多すぎると、Ｐが凝固時にミクロ偏析すること、および熱間加工時に粒界に偏析することにより、バンド組織が生成し易くなる。その結果、冷間加工時に割れ可能性が高くなる。そこでＰ量の上限を、０．０３％と定めた。なお工業生産的には、鋼材のＰ量を０％にすることは困難で、かつ本発明ではＰ量を０．００１％未満にまで低減する必要ない。
Ｐは、強度を向上させるための元素としては有効である。しかしＰの量が多すぎると、Ｐが凝固時にミクロ偏析すること、および熱間加工時に粒界に偏析することにより、バンド組織が生成し易くなる。その結果、冷間加工時に割れ可能性が高くなる。そこでＰ量の上限を、０．０３％と定めた。なお工業生産的には、鋼材のＰ量を０％にすることは困難で、かつ本発明ではＰ量を０．００１％未満にまで低減する必要ない。
［Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）］
Ｓは、ＭｎＳの硫化物系介在物を形成し、これが熱間加工時に粒界に偏析することにより、鋼材を脆化させ得る。このような鋼材は、冷間加工時に割れる可能性が高くなる。よって割れを低減させるために鋼材中のＳ量の上限を０．０３％と定めた。しかしＳが０．００１％未満の鋼材は工業的に安定生産が困難で、かつ本発明ではＳ量を０．００１％未満にまで低減する必要ない。
Ｓは、ＭｎＳの硫化物系介在物を形成し、これが熱間加工時に粒界に偏析することにより、鋼材を脆化させ得る。このような鋼材は、冷間加工時に割れる可能性が高くなる。よって割れを低減させるために鋼材中のＳ量の上限を０．０３％と定めた。しかしＳが０．００１％未満の鋼材は工業的に安定生産が困難で、かつ本発明ではＳ量を０．００１％未満にまで低減する必要ない。
［Ｎｉ：０．３％以下（０％を含まない）］
［Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）］
ＮｉおよびＣｒは、鋼材および冷間鍛造部品の強度を向上させる作用を有する。この作用を充分に発揮させるために、ＮｉおよびＣｒを、それぞれ０．０５％以上の量で含有させることが好ましい。しかしこれらが過剰になると、冷間鍛造部品の延性がなくなるため、Ｎｉ量の上限を０．３％と、Ｃｒ量の上限を１．０％と定めた。なおＮｉやＣｒは、不純物として含まれ得るので、その量が工業的に０％になることは無い。
［Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）］
ＮｉおよびＣｒは、鋼材および冷間鍛造部品の強度を向上させる作用を有する。この作用を充分に発揮させるために、ＮｉおよびＣｒを、それぞれ０．０５％以上の量で含有させることが好ましい。しかしこれらが過剰になると、冷間鍛造部品の延性がなくなるため、Ｎｉ量の上限を０．３％と、Ｃｒ量の上限を１．０％と定めた。なおＮｉやＣｒは、不純物として含まれ得るので、その量が工業的に０％になることは無い。
［Ｍｏ：０．３％以下（０％を含む）］
Ｍｏも、ＮｉやＣｒと同様に、鋼材および冷間鍛造部品の強度を向上させる作用を有し、必要に応じて含有させることができる。好ましいＭｏ量の下限は０．０５％である。しかしＭｏ量が過剰になると、冷間鍛造部品の延性がなくなるため、その上限を０．３％と定めた。
Ｍｏも、ＮｉやＣｒと同様に、鋼材および冷間鍛造部品の強度を向上させる作用を有し、必要に応じて含有させることができる。好ましいＭｏ量の下限は０．０５％である。しかしＭｏ量が過剰になると、冷間鍛造部品の延性がなくなるため、その上限を０．３％と定めた。
［Ａｌ：０．０１〜０．０６％］
Ａｌは、脱酸のため、および焼ならし加熱の際にオーステナイト結晶粒の粗大化を防止するために、鋼材に添加する。このようなＡｌの効果は、その量が０．０１％未満では充分に発揮されない。一方Ａｌ量が０．０６％を超えると、上記効果が飽和することに加えて、結晶粒が不安定になる。
Ａｌは、脱酸のため、および焼ならし加熱の際にオーステナイト結晶粒の粗大化を防止するために、鋼材に添加する。このようなＡｌの効果は、その量が０．０１％未満では充分に発揮されない。一方Ａｌ量が０．０６％を超えると、上記効果が飽和することに加えて、結晶粒が不安定になる。
［Ｎ：０．００７％以下（０％を含まない）］
Ｎは、冷間鍛造時に、ひずみ時効を引き起こして、変形抵抗の上昇、変形能の低下の要因となる。そのためＮ量の上限を０．００７％と定めた。
Ｎは、冷間鍛造時に、ひずみ時効を引き起こして、変形抵抗の上昇、変形能の低下の要因となる。そのためＮ量の上限を０．００７％と定めた。
［Ｖ：０．０５〜０．３％］
Ｖは、本発明の鋼材および冷間鍛造部品中の必須元素である。これを焼ならし時に溶かし込むことによって、焼入性を増加させて、ベイナイト組織の生成を促進できる。またＶの微細な炭化物が焼戻し時に析出することにより、焼戻しに起因する部品強度の大幅な低下を防ぐことができる。この効果は、Ｖ量が０．０５％未満では充分に発揮されない。一方、Ｖ量が０．３％を越えても、この効果は飽和する。
Ｖは、本発明の鋼材および冷間鍛造部品中の必須元素である。これを焼ならし時に溶かし込むことによって、焼入性を増加させて、ベイナイト組織の生成を促進できる。またＶの微細な炭化物が焼戻し時に析出することにより、焼戻しに起因する部品強度の大幅な低下を防ぐことができる。この効果は、Ｖ量が０．０５％未満では充分に発揮されない。一方、Ｖ量が０．３％を越えても、この効果は飽和する。
［Ｎｂ：０．１％以下（０％を含む）］
［Ｔｉ：０．１％以下（０％を含む）］
ＮｂおよびＴｉも、Ｖと同様に、焼戻し時にその炭化物が微細析出することによって、冷間鍛造部品の強度の低下を防ぐ効果を有する。よって本発明の鋼材および冷間鍛造部品は、必須元素であるＶに加えて、Ｎｂおよび／またはＴｉを任意に含有することができる。これらの効果を充分に発揮させるために、ＮｂおよびＴｉを、それぞれ０．０２％以上の量で含有させることが好ましい。逆に０．１％を超えても効果が飽和するので、Ｎｂおよび／またはＴｉを含有させる場合、それらの量の上限を、それぞれ０．１％と定めた。
［Ｔｉ：０．１％以下（０％を含む）］
ＮｂおよびＴｉも、Ｖと同様に、焼戻し時にその炭化物が微細析出することによって、冷間鍛造部品の強度の低下を防ぐ効果を有する。よって本発明の鋼材および冷間鍛造部品は、必須元素であるＶに加えて、Ｎｂおよび／またはＴｉを任意に含有することができる。これらの効果を充分に発揮させるために、ＮｂおよびＴｉを、それぞれ０．０２％以上の量で含有させることが好ましい。逆に０．１％を超えても効果が飽和するので、Ｎｂおよび／またはＴｉを含有させる場合、それらの量の上限を、それぞれ０．１％と定めた。
［Ｐｂ、Ｂｉ、Ｍｇ、Ｃａのいずれか１種以上を合計で０．１％以下］
Ｐｂ、Ｂｉ、ＭｇおよびＣａは、鋼材に被削性を付与する効果を有する。よって鋼材に被削性が求められる場合、任意に、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｍｇ、Ｃａのいずれか１種以上を合計で０．１％以下（０％を含まない）含有していてもよい。しかしこれらの合計が０．１％を超えると、強度や延性に悪影響を及ぼし得る。
Ｐｂ、Ｂｉ、ＭｇおよびＣａは、鋼材に被削性を付与する効果を有する。よって鋼材に被削性が求められる場合、任意に、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｍｇ、Ｃａのいずれか１種以上を合計で０．１％以下（０％を含まない）含有していてもよい。しかしこれらの合計が０．１％を超えると、強度や延性に悪影響を及ぼし得る。
本発明の鋼材および冷間鍛造部品は、その中に含まれる合金元素が下記式：
０．５５≦Ａ≦０．８ … （１）
Ａ＝［Ｃ］＋０．１９５［Ｓｉ］＋０．２２［Ｍｎ］＋０．１１［Ｎｉ］
＋０．１９６［Ｃｒ］＋０．２１［Ｍｏ］＋０．１［Ｖ］＋１．１９［Ｎｂ］
＋０．２［Ｔｉ］ … （２）
〔式中、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｎｂ］および［Ｔｉ］は、それぞれの合金元素の含有量（質量％）を示す。〕
を満たすことも特徴とする。
０．５５≦Ａ≦０．８ … （１）
Ａ＝［Ｃ］＋０．１９５［Ｓｉ］＋０．２２［Ｍｎ］＋０．１１［Ｎｉ］
＋０．１９６［Ｃｒ］＋０．２１［Ｍｏ］＋０．１［Ｖ］＋１．１９［Ｎｂ］
＋０．２［Ｔｉ］ … （２）
〔式中、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｎｂ］および［Ｔｉ］は、それぞれの合金元素の含有量（質量％）を示す。〕
を満たすことも特徴とする。
Ａ値が０．８を超えると、部品の強度は良好であるが、延性が劣化する。また鋼材の変形能が低下し、冷間鍛造時の割れの原因となり得る。逆にＡ値が０．５５未満であれば、部品の延性は良好であるが、強度が不足する。さらに部品のミクロ組織として、ベイナイトが生成しにくくなる。そこで鋼材（および冷間鍛造部品）中の合金組成の関係で、上記のようなＡ値の範囲を定めた。
次に上記の鋼材を用いた、本発明の冷間鍛造部品の製造方法について説明する。
まず本発明の製造方法では、鋼材の冷間鍛造を行う。この点、本発明の鋼材は、上記の組成を有し、変形能に優れるため、冷間鍛造において割れにくいという利点を有する。
まず本発明の製造方法では、鋼材の冷間鍛造を行う。この点、本発明の鋼材は、上記の組成を有し、変形能に優れるため、冷間鍛造において割れにくいという利点を有する。
このようにして得られた冷間鍛造部品に強度と延性とを付与するため、部品の焼ならしを行う。本発明は、焼ならし時の加熱温度が９００〜１０９０℃であることを特徴とする。このような焼ならし温度により、Ｖ、並びにＮｂおよび／またはＴｉを充分に溶かし込むことができる。焼ならし温度が９００℃未満であると、Ｖ等の溶け込み量が少ないため、焼戻し時の強度低下が大きくなる。一方焼ならし温度が１０９０℃を超えると、Ｖが溶け込み過ぎることにより、急激な結晶粗大化が生じ、延性が不足する。焼ならし加熱温度の好ましい下限は９２５℃であり、より好ましくは９５０℃以上である。その好ましい上限は１０６５℃であり、より好ましくは１０４０℃以下である。この焼ならしの加熱時間は、部品の大きさや形状に依存するが、通常５〜６０分、好ましくは１５〜５０分、より好ましくは２０〜４０分である。
焼ならしの加熱後に、加熱部品を、通常２００℃まで、好ましくは１００℃まで、より好ましくは室温まで冷却して、焼ならし工程を完結させる。この際の焼ならし冷却速度は、本発明において、３〜８℃／秒であることが推奨される。このような適切な冷却速度により、ミクロ組織の９０％以上がベイナイト組織、好ましくは実質的にベイナイト組織単相である強度および延性に優れた冷間鍛造部品を製造できるからである。より好ましい焼ならし後の冷却速度の下限は３．５℃／秒であり、さらに好ましくは４℃／秒以上である。より好ましい上限は７．５℃／秒であり、さらに好ましくは６℃／秒以下である。
本発明の製造方法では、部品の延性をさらに向上させるため、焼ならし後に、焼戻しを行う。本発明における焼戻しの加熱温度は、５００〜７００℃である。焼戻し温度が５００℃未満であると充分な延性が得られない。一方焼戻し温度が７００℃を超えると、軟化が進み、引張強さが急激に下降し始める。焼戻し加熱温度の好ましい下限は５５０℃であり、より好ましくは６００℃以上である。その好ましい上限は６９０℃であり、より好ましくは６８０℃以下である。
焼戻しの加熱時間は、部品の大きさや形状に依存するが、通常１０〜１８０分、好ましくは２０〜１２０分、より好ましくは３０〜１００分である。焼戻しの加熱後に、加熱部品を、通常５０℃まで、好ましくは３０℃まで、より好ましくは２０℃まで冷却して、焼戻し工程を完結させる。好ましい焼戻し冷却速度の下限は、５℃／秒であり、より好ましくは１０℃／秒以上である。その好ましい上限は１００℃／秒であり、より好ましくは７５℃／秒以下である。
本発明の冷間鍛造部品は、ミクロ組織の９０％以上がベイナイト組織、好ましくは実質的にベイナイト単相であり、かつＶ等の炭化物が微細析出しているという特徴的な組織構造を有し、優れた強度と延性とを併せ持つ。このような優れた冷間鍛造部品は、様々な用途で有用である。本発明の冷間鍛造部品の用途として、例えば自動車用部品、機械部品、電装部品等、より詳細にはボルト、ねじ、ナット、ソケット、ボールジョイント、トーションバー、クラッチケース、ケージ、ハウジング、ハブ、カバー、ケース、受座金、タペット、サドル、バルブ、インナーケース、クラッチ、スリーブ、アウターレース、スプロケット、コアー、ステ-タ、アンビル、スパイダー、ロッカーアーム、ボディー、噴射管、フランジ、ドラム、継手、コネクター、プーリー、金具、ヨーク、口金、バルブリフタ-、スパークプラグ、ブラケットナット、ブラケットボルト、ユニバーサルジョイント等を挙げることができる。
［冷間鍛造（圧縮）による割れの判定］
表１に示す組成の鋼材を、圧延、球状化焼なまし、伸線して、鋼線（径Ｄ：２４．４ｍｍ）を作製し、この鋼線を切断して、円柱形状の試験片（径Ｄ：２４．４ｍｍ、高さＨ：３６．６ｍｍ）を作製した。この試験片を、同心円溝付の拘束型耐圧盤により、高さ方向に冷間圧縮して（圧縮率８０％）、割れの有無を目視で判定した。その結果を表２に示す。
表１に示す組成の鋼材を、圧延、球状化焼なまし、伸線して、鋼線（径Ｄ：２４．４ｍｍ）を作製し、この鋼線を切断して、円柱形状の試験片（径Ｄ：２４．４ｍｍ、高さＨ：３６．６ｍｍ）を作製した。この試験片を、同心円溝付の拘束型耐圧盤により、高さ方向に冷間圧縮して（圧縮率８０％）、割れの有無を目視で判定した。その結果を表２に示す。
表１および２から、本発明の組成要件を満たす鋼材Ａ〜Ｄは、圧縮率８０％でも割れず、良好な変形能を有することが示される。一方、本発明の組成要件を満たさない比較鋼Ｇ〜Ｉは割れが生じている。割れの理由として、比較鋼Ｇの場合はＳｉ、Ｍｎ量が多く、Ａ値が大きいこと、比較鋼Ｈの場合はＣ量が多く、Ａ値が大きいこと、比較鋼Ｉの場合はＣ量が大きいことが挙げられる。
［熱処理による割れの判定］
表１に示す組成の鋼材を、圧延、球状化焼なまし、伸線して、鋼線（径Ｄ：２４．４ｍｍ）を作製し、この鋼線を、円柱形状（径Ｄ：２４．４ｍｍ、高さＨ：３６．６ｍｍ）に切断した。次いでこの円柱の片方の底面に六角形（対辺１７ｍｍ）の後方押出し（減面率５６．５％）を行い、もう片方の底面に正方形（対辺１２．７ｍｍ）の後方押出し（減面率３４．５％）を行って冷間鍛造部品を作製した。この部品を、表３に示す条件で熱処理して、割れの有無を目視で判定した。その結果を表３に示す。
表１に示す組成の鋼材を、圧延、球状化焼なまし、伸線して、鋼線（径Ｄ：２４．４ｍｍ）を作製し、この鋼線を、円柱形状（径Ｄ：２４．４ｍｍ、高さＨ：３６．６ｍｍ）に切断した。次いでこの円柱の片方の底面に六角形（対辺１７ｍｍ）の後方押出し（減面率５６．５％）を行い、もう片方の底面に正方形（対辺１２．７ｍｍ）の後方押出し（減面率３４．５％）を行って冷間鍛造部品を作製した。この部品を、表３に示す条件で熱処理して、割れの有無を目視で判定した。その結果を表３に示す。
表１および３から、本発明の組成要件を満たす鋼材Ａ〜Ｄを焼ならしする熱処理では部品の割れが無く、一方、比較鋼ＨおよびＩを焼入れする熱処理（熱処理Ｈ１および２、Ｉ１および２）では部品の割れが生じており、本発明の焼ならしによる製造方法は、生産性に優れることが示される。
［引張特性の測定］
表１に示す組成の鋼材の中で、上記［熱処理による割れの判定］試験において割れなかったものを、圧延、球状化焼なまし、伸線して、鋼線（径Ｄ：２４．４ｍｍ）を作製し、この鋼線を切削して、ＪＩＳ Ｚ２２０１の１４Ａ号の形状の試験片（径Ｄ：８．０ｍｍ、標点距離Ｌ：４０ｍｍ、平行部の長さＰ：４４ｍｍ、肩部の半径Ｒ：１６ｍｍ）を作製した。この試験片を、［熱処理による割れの判定］試験と同じ条件で熱処理した後、引張試験を行い、０．２％耐力または上降伏点、引張り強さ、伸びおよび絞りを測定した。その結果を表４に示す。
表１に示す組成の鋼材の中で、上記［熱処理による割れの判定］試験において割れなかったものを、圧延、球状化焼なまし、伸線して、鋼線（径Ｄ：２４．４ｍｍ）を作製し、この鋼線を切削して、ＪＩＳ Ｚ２２０１の１４Ａ号の形状の試験片（径Ｄ：８．０ｍｍ、標点距離Ｌ：４０ｍｍ、平行部の長さＰ：４４ｍｍ、肩部の半径Ｒ：１６ｍｍ）を作製した。この試験片を、［熱処理による割れの判定］試験と同じ条件で熱処理した後、引張試験を行い、０．２％耐力または上降伏点、引張り強さ、伸びおよび絞りを測定した。その結果を表４に示す。
表１および４から、本発明の組成要件を満たす鋼材Ａ〜Ｄを用いて、本発明の焼ならし・焼戻し条件で熱処理することにより得られた試験片は、その上降伏点または０．２％耐力が６００Ｎ/ｍｍ2以上であり、引張強さが６５０Ｎ/ｍｍ2以上であり、伸びが２０％以上であり、絞りが６０％以上であり、優れた強度と延性とを有することが示される。
一方、本発明の組成要件を満たす鋼材Ｃから、焼ならし、および低温（４５０℃）焼戻しによる熱処理（熱処理Ｃ１およびＣ５）で得られたものは、伸びおよび絞りの値が低く、延性が劣っている。
一方、本発明の組成要件を満たす鋼材Ｃから、焼ならし、および低温（４５０℃）焼戻しによる熱処理（熱処理Ｃ１およびＣ５）で得られたものは、伸びおよび絞りの値が低く、延性が劣っている。
本発明の組成要件を満たさない比較鋼Ｅを、本発明の焼ならし・焼戻し条件で熱処理（熱処理Ｅ１）することにより得られたものは、０．２％耐力または上降伏点および引張強さの両方が劣っている。これは、比較鋼ＥがＶを含有しないため、本発明の熱処理条件でもベイナイトができず、フェライト・パーライト組織が形成されたためであると考えられる。
比較鋼Ｆを、本発明の焼ならし・焼戻し条件で熱処理（熱処理Ｆ１）することにより得られたものは、０．２％耐力または上降伏点が劣っている。これは、比較鋼ＦがＶを含有しておらず、焼戻しによる軟化の影響を大きく受けたためである。
比較鋼Ｇを、本発明の焼ならし・焼戻し条件で熱処理（熱処理Ｇ１）することにより得られたものは、伸びおよび絞りが劣っている。これは、比較鋼Ｇ中のＳｉ、Ｍｎ量が多く、Ａ値が大きいためである。
比較鋼Ｇを、本発明の焼ならし・焼戻し条件で熱処理（熱処理Ｇ１）することにより得られたものは、伸びおよび絞りが劣っている。これは、比較鋼Ｇ中のＳｉ、Ｍｎ量が多く、Ａ値が大きいためである。
比較鋼Ｈから、焼ならし、および低温（４５０℃）焼戻しによる熱処理（熱処理Ｈ３）で得られたものは、伸びおよび絞りの値が低く、延性が劣っている。
比較鋼Ｉから、焼ならし、および低温（４５０℃）焼戻しによる熱処理（熱処理Ｈ３）で得られたものは、絞りの値が低く、延性が劣っている。
比較鋼Ｉから、焼ならし、および低温（４５０℃）焼戻しによる熱処理（熱処理Ｈ３）で得られたものは、絞りの値が低く、延性が劣っている。
Claims (5)
- Ｃ：０．１１〜０．３０％（質量％の意味、以下同じ）、
Ｓｉ：０．６％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：０．１〜１．８０％、
Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）、
Ｎｉ：０．３％以下（０％を含まない）、
Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）、
Ｍｏ：０．３％以下（０％を含む）、
Ａｌ：０．０１〜０．０６％、
Ｎ：０．００７％以下（０％を含まない）、
Ｖ：０．０５〜０．３％、
Ｎｂ：０．１％以下（０％を含む）、および
Ｔｉ：０．１％以下（０％を含む）
を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、
前記合金元素が下記式：
０．５５≦Ａ≦０．８ … （１）
Ａ＝［Ｃ］＋０．１９５［Ｓｉ］＋０．２２［Ｍｎ］＋０．１１［Ｎｉ］
＋０．１９６［Ｃｒ］＋０．２１［Ｍｏ］＋０．１［Ｖ］＋１．１９［Ｎｂ］
＋０．２［Ｔｉ］ … （２）
〔式中、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｎｂ］および［Ｔｉ］は、それぞれの合金元素の含有量（質量％）を示す。〕
を満たす鋼材を、冷間鍛造した後に、９００〜１０９０℃で焼ならし、次いで５００〜７００℃で焼戻しすることを特徴とする冷間鍛造部品の製造方法。 - 前記焼ならし時の冷却速度が３〜８℃／秒である、請求項１に記載の冷間鍛造部品の製造方法。
- Ｃ：０．１１〜０．３０％（質量％の意味、以下同じ）、
Ｓｉ：０．６％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：０．１〜１．８０％、
Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）、
Ｎｉ：０．３％以下（０％を含まない）、
Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）、
Ｍｏ：０．３％以下（０％を含む）、
Ａｌ：０．０１〜０．０６％、
Ｎ：０．００７％以下（０％を含まない）、
Ｖ：０．０５〜０．３％、
Ｎｂ：０．１％以下（０％を含む）、および
Ｔｉ：０．１％以下（０％を含む）
を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、
前記合金元素が下記式：
０．５５≦Ａ≦０．８ … （１）
Ａ＝［Ｃ］＋０．１９５［Ｓｉ］＋０．２２［Ｍｎ］＋０．１１［Ｎｉ］
＋０．１９６［Ｃｒ］＋０．２１［Ｍｏ］＋０．１［Ｖ］＋１．１９［Ｎｂ］
＋０．２［Ｔｉ］ … （２）
〔式中、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｎｂ］および［Ｔｉ］は、それぞれの合金元素の含有量（質量％）を示す。〕
を満たすことを特徴とする、請求項１または２の製造方法に用いられる鋼材。 - Ｃ：０．１１〜０．３０％（質量％の意味、以下同じ）、
Ｓｉ：０．６％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：０．１〜１．８０％、
Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）、
Ｎｉ：０．３％以下（０％を含まない）、
Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）、
Ｍｏ：０．３％以下（０％を含む）、
Ａｌ：０．０１〜０．０６％、
Ｎ：０．００７％以下（０％を含まない）、
Ｖ：０．０５〜０．３％、
Ｎｂ：０．１％以下（０％を含む）、および
Ｔｉ：０．１％以下（０％を含む）
を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、
前記合金元素が下記式：
０．５５≦Ａ≦０．８ … （１）
Ａ＝［Ｃ］＋０．１９５［Ｓｉ］＋０．２２［Ｍｎ］＋０．１１［Ｎｉ］
＋０．１９６［Ｃｒ］＋０．２１［Ｍｏ］＋０．１［Ｖ］＋１．１９［Ｎｂ］
＋０．２［Ｔｉ］ … （２）
〔式中、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｎｂ］および［Ｔｉ］は、それぞれの合金元素の含有量（質量％）を示す。〕
を満たし、
ミクロ組織の９０％以上が、ベイナイト組織であり、
Ｖ、並びに任意にＮｂおよび／またはＴｉの炭化物が微細析出していることを特徴とする冷間鍛造部品。 - 前記冷間鍛造部品のミクロ組織が、ベイナイト組織単相である請求項４に記載の冷間鍛造部品。
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