JP4946328B2

JP4946328B2 - 時効硬化機械部品の製造方法

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Publication number: JP4946328B2
Application number: JP2006271358A
Authority: JP
Inventors: 将人祐谷; 直幸佐野
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Priority date: 2006-10-03
Filing date: 2006-10-03
Publication date: 2012-06-06
Anticipated expiration: 2026-10-03
Also published as: JP2008088508A

Description

本発明は、「時効硬化機械部品」の製造方法に関する。より詳しくは、熱間鍛造と切削加工によって所定の形状に加工された後、時効硬化処理（以下、単に「時効処理」ともいう。）が施され、これによって所望の強度を確保することが行われる自動車、産業機械及び建設機械などの機械部品、なかでもクランクシャフトなどの機械部品を製造する方法に関する。

エンジンの高出力化、燃費向上を目指した軽量化などの理由から、自動車、産業機械及び建設機械などの機械部品には、高い強度が要求されている。

上記の機械部品は、一般に、熱間鍛造により成形され、その後、切削加工を施されて所定の製品形状となるが、強度向上を目的に鍛造後の硬さを高くすると被削性の低下を招いて切削工具の寿命が短くなり、また、切削速度を下げることによる生産性の低下を引き起こす。

このため、例えば、特許文献１に、良好な被削性が要求される成形段階では硬さを低く抑え、その後に時効処理を施して、強度が要求される最終の製品段階では硬さが高くなる技術が提案されている。

具体的には、特許文献１に、「Ｃ：０．１１〜０．６０質量％、Ｓｉ：０．０３〜３．０質量％、Ｍｎ：０．０１〜２．５質量％、Ｍｏ：０．３〜４．０質量％、Ｖ：０．０５〜０．５質量％、Ｃｒ：０．１〜３．０質量％、必要に応じて更に、〈１〉Ａｌ：０．００１〜０．３質量％、Ｎ：０．００５〜０．０２５質量％の群から選ばれる少なくとも１種、〈２〉Ｎｂ：０．５質量％以下、Ｔｉ：０．５質量％以下、およびＺｒ：０．５質量％以下の群から選ばれる少なくとも１種、〈３〉Ｃｕ：１．０質量％以下、Ｎｉ：１．０質量％以下の群から選ばれる少なくとも１種、〈４〉Ｓ：０．０１〜０．２０質量％、Ｃａ：０．００３〜０．０１０質量％、Ｐｂ：０．３質量％以下、およびＢｉ：０．３質量％以下の群から選ばれる少なくとも１種、の４元素群のうちの少なくとも１つの元素群から選ばれる元素を含み、残部がＦｅと不可避的不純物から成り、各成分間では、次式：４Ｃ＋Ｍｎ＋０．７Ｃｒ＋０．６Ｍｏ−０．２Ｖ≧２．５、Ｃ≧Ｍｏ／１６＋Ｖ／５．７、Ｖ＋０．１５Ｍｏ≧０．４を満たす関係が成立しており、圧延、鍛造、または溶体化処理後に、温度８００℃から３００℃の間は０．０５〜１０℃／秒の平均冷却速度で冷却され、時効処理前においては、ベイナイト組織の面積率が５０％以上で、かつ硬さは４０ＨＲＣ以下であり、時効処理によって、硬さが時効処理前の硬さよりも７ＨＲＣ以上高くなる時効硬化鋼」が開示されている。

特開平２００６−３７１７７号公報

前述の特許文献１で提案された技術における時効処理前の４０ＨＲＣ以下という硬さは、具体的には、その実施例に示されているようにロックウェルＣ硬さで４０．０〜２７．９（ビッカース硬さで３９０〜２８６相当）という高いものである。

このため、前記の鋼を自動車、産業機械及び建設機械などの機械部品、なかでも、クランクシャフトのような機械部品の素材として用いると、硬さが高いために、必ずしも十分な被削性を得ることができないものであった。

そこで、本発明の目的は、熱間鍛造と切削加工を施して所定の形状に加工するに際しては、切削加工前硬さである熱間鍛造後の硬さが低くて被削性に優れ、しかも、切削加工の後に施される時効硬化処理によって硬化し、機械部品に所望の強度を具備させることができる「時効硬化機械部品」の製造方法を提供することである。

より具体的には、本発明の目的は、熱間鍛造後の硬さがビッカース硬さ（以下、「Ｈｖ硬さ」という。）で１８０〜２５０であり、時効硬化処理によって、時効硬化処理前の硬さである熱間鍛造後の硬さに比べて、硬さがＨｖ硬さで１５％以上上昇する「時効硬化機械部品」の製造方法を提供することである。

本発明者らは、前記した課題を解決するために、先ず、化学組成を種々に調整した鋼を用いて、時効処理中に析出させる元素についての基礎的な調査を実施した。その結果、下記（ａ）〜（ｃ）の知見を得た。

（ａ）時効処理中の析出に寄与する元素は、時効処理温度での化合物（２次相）生成能が強いことに加えて、熱間鍛造中にはマトリックスに固溶した状態で存在するものでなければならず、したがって、その析出開始温度があまり高い元素は不適であり、Ｖを用いるのがよい。

これは、Ｖの場合、高温からの放冷時の炭化物の析出ピークが７５０〜７００℃程度であって、例えば、ＮｂやＴｉなど他の炭化物形成元素と比べて低く、０．３質量％程度のＶを含む鋼においては、Ｖは一旦マトリックス中に固溶すると、８５０℃付近までは析出物を形成しないので、鍛造中の析出を抑制することが比較的容易なためである。

（ｂ）長時間の時効処理はコスト及び生産性の観点からは望ましくないため、これを避けて、短い時効処理時間でＶＣの析出を促進させるためには、ＶをＭｏと複合して含有させればよい。

すなわち、Ｍｏが鋼の焼入れ性を向上させる元素であるため、Ｍｏを含む鋼では転位密度が大きくなる。このため、時効処理時間が短くなりＶＣの析出が不十分になるような場合であっても、転位がＶＣの析出サイトになるので、ＭｏをＶと複合して含有しておれば、短時間の時効処理でも効率よくＶＣの析出を促進させることができる。

（ｃ）時効処理前の段階で固溶Ｖを確保するためには、熱間鍛造後の冷却方法を調整すればよい。

これは、ＶＣは、オーステナイトがフェライトへ変態する際に相界面で析出しやすく、熱間鍛造後に通常の放冷により鋼を冷却した場合には放冷中にＶＣが析出してしまうため、後に行う時効処理中に析出して鋼を所望の硬さに硬化するのに必要な量の固溶Ｖが確保できなくなるからである。

そこで次に、本発明者らは、ＶとＭｏを複合して含む鋼を熱間鍛造し、熱間鍛造後の冷却条件を種々に変化させて、時効硬化処理前の硬さである熱間鍛造後の硬さと時効硬化処理後の硬さについて調査した。その結果、下記（ｄ）〜（ｇ）の知見を得た。

（ｄ）熱間鍛造に際して、１０００〜１３００℃に加熱して熱間鍛造を９００℃以上の温度Ｔ１で終了し、少なくとも９００℃から、５５０〜４５０℃の範囲内にある温度Ｔ２までを急冷し、該急冷に続いて５５０〜４５０℃の温度範囲に特定時間以上保持してから室温まで冷却する制御冷却を行うことでＶＣの析出が抑えられる。

（ｅ）上記のような制御冷却を施した鋼材は、熱間鍛造後の硬さ（つまり、時効硬化処理前の硬さ）が低いので被削性に優れ、このため、容易に所定形状に切削加工することができる。

（ｆ）また、上述の制御冷却を施した鋼材は、これに時効処理を施すことで、固溶状態のＶがＶＣとして析出して時効硬化するため、容易に強化させることができる。しかも上記のＶＣはフェライト地と整合に析出するため、オーステナイトがフェライトへ変態する際に相界面で析出したマトリックスとの整合性の低いＶＣよりも大きな強化量を得ることができる。したがって、上述の制御冷却を施した鋼材の時効処理後の硬さは、熱間鍛造後の冷却を通常の放冷により行った後に同様の時効処理を施した場合と比べて、大きなものとなる。

（ｇ）前述の特許文献１には、ベイナイト変態を促進させるために鍛造後８００〜３００℃の温度範囲の冷却速度が規定されているが、０．３質量％程度のＶを含む鋼においては、冷却中のＶＣの析出は８５０℃程度から始まり、７５０〜７００℃付近でピークを迎え、５５０℃以下ではほとんど進行しないので、上記の特許文献１で提案されているような温度範囲の「平均」冷却速度を調整するだけでは、冷却開始前の８００℃以上の温度域でＶＣの析出が起こったり、冷却中にＶＣの析出を抑制することが十分行われない。なお、前記冷却中に析出するＶＣは、時効処理前の硬さを高くするだけではなく、その後に時効処理を行った際の硬化に一切寄与しないので好ましくないし、しかも、鋼がＶ及びＭｏを多量に含んでいる場合には、鍛造後の８００〜３００℃の温度範囲の「平均」冷却速度を調整しても、特許文献１の実施例中で示されているように、時効処理前の硬さはＨｖ硬さで２５０を超える高いものとなってしまう。

本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記に示す時効硬化機械部品の製造方法にある。

「時効硬化機械部品の製造方法であって、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．２５％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｎ：０．６０〜１．０％、Ｓ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜（４×Ｎ）％、Ｖ：０．１０〜０．２５％及びＭｏ：０．０５〜０．６０％で且つＶ＋０．５Ｍｏ：０．５０％未満、Ｎ：０．０１０〜０．０３０％及びＣａ：０．０００１〜０．００５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる鋼を１０００〜１３００℃に加熱して熱間鍛造を９００℃以上の温度Ｔ１で終了し、少なくとも９００℃から、５５０〜４５０℃の範囲内にある温度Ｔ２までを１０℃／秒以上の冷却速度で冷却し、該冷却に続いて５５０〜４５０℃の温度範囲に１分以上保持してから室温まで冷却し、更に切削加工を施した後、５６０〜６５０℃の温度で時効硬化処理することを特徴とする時効硬化機械部品の製造方法。」
以下、上記の時効硬化機械部品の製造方法に係る発明を、「本発明」という。

本発明の方法によれば、熱間鍛造と切削加工を施して所定の形状に加工するに際しては、切削加工前硬さである熱間鍛造後の硬さが低くて被削性に優れ、しかも、切削加工の後に施される時効硬化処理によって硬化し、所望の強度を有する「時効硬化機械部品」が得られる。この「時効硬化機械部品」は、自動車、産業機械及び建設機械などの機械部品、なかでもクランクシャフトなどの機械部品として使用することができる。

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。

（Ａ）化学組成
Ｃ：０．１０〜０．２５％
Ｃは、Ｖと結合して炭化物を形成し、鋼を強化する。しかしながら、Ｖの含有量が０．１０％未満では、ＶＣの析出駆動力が小さくなってＶＣが析出しにくくなるため、所望の強化効果が得られない。一方、その含有量が０．２５％を超えると、Ｖと結合しないＣがＦｅと炭化物を形成し、時効処理前の組織を強化してしまうため、被削性が劣化する。したがって、Ｃの含有量を０．１０〜０．２５％とした。なお、Ｃの含有量は０．１２〜０．２２％とすることが好ましい。

Ｓｉ：０．１０〜０．５０％
Ｓｉは、製鋼時の脱酸元素として有用であると同時に、フェライトに固溶して鋼の強度を向上させる作用を有する。これらの効果を十分に得るためには、Ｓｉは０．１０％以上の含有量が必要である。しかしながら、Ｓｉの過剰の添加は鋼の加工性及び被削性の低下を招き、特に、その含有量が０．５０％を超えると、鋼の加工性及び被削性の低下が著しくなる。したがって、Ｓｉの含有量を０．１０〜０．５０％とした。なお、Ｓｉの含有量は０．１５〜０．３０％とすることが好ましい。

Ｍｎ：０．６０〜１．０％
Ｍｎは、強度と焼入れ性を向上させる元素であると同時に、鋼中でＭｎＳを形成して被削性を向上させる作用を有する。これらの効果を十分に得るためには、Ｍｎは少なくとも０．６０％の含有量が必要である。しかしながら、Ｍｎの過剰の添加は却って鋼の被削性及び加工性の大きな低下を招き、特に、その含有量が１．０％を超えると、鋼の被削性及び加工性の低下が非常に著しくなる。したがって、Ｍｎの含有量を０．６０〜１．０％とした。なお、Ｍｎの含有量は０．７０〜０．９０％とすることが好ましい。

Ｓ：０．０１〜０．１０％
Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、被削性を向上させる作用を有する。この効果を十分に得るためには、Ｓの含有量は０．０１％以上とする必要がある。しかしながら、Ｓの含有量が０．１０％を超えると、熱間加工性の低下を招く。したがって、Ｓの含有量を０．０１〜０．１０％とした。なお、Ｓの含有量は０．０２〜０．０８％とすることが好ましい。

Ｔｉ：０．００５〜（４×Ｎ）％
Ｔｉは、ピンニング粒子を形成し、熱間鍛造時のオーステナイト粒を微細化する作用を有する。この効果を十分に得るためには、Ｔｉは０．００５％以上の含有量とする必要がある。なお、上記の効果は鍛造温度よりも高温で析出するＴｉＮによるものであるが、Ｎ量がＴｉ量に対して不足すると、余ったＴｉはその後の鍛造及び冷却の過程でＴｉＣとして析出し、時効処理前の硬さを上昇させて靱性を劣化させてしまう。更に、時効処理前の硬さを低く保つという観点からも、このＴｉＣの析出は好ましくなく、ＴｉＣの析出を抑止するためには、Ｔｉの含有量を後述するＮの含有量の４倍以下、すなわち、（４×Ｎ）％以下とする必要がある。したがって、Ｔｉの含有量を０．００５〜（４×Ｎ）％とした。なお、Ｔｉの含有量は０．００５〜０．０２０％とすることが好ましい。

Ｖ：０．１０〜０．２５％
Ｖは、本発明における重要な元素である。Ｖは、時効硬化処理の際にＣと結合して微細なＶＣを形成することで、強度を高める作用がある。この効果を十分に得るためには、Ｖは０．１０％以上の含有量が必要である。しかしながら、Ｖを過剰に添加すると熱間鍛造前の加熱においても未固溶の炭窒化物が残りやすくなって靱性の低下を招き、特に、その含有量が０．２５％を超えると、靱性の低下が著しくなる。したがって、Ｖの含有量を０．１０〜０．２５％とした。

なお、切削性を重視する場合のＶの含有量は、上記の範囲内で少な目にすればよく、一方、切削性を多少犠牲にしてでも強度を重視する場合のＶの含有量は、上記の範囲内で多目にすればよい。

なお、Ｖは、次に述べるＭｏとともに、「Ｖ＋０．５Ｍｏ」の値で０．５０％未満を満たす含有量とする必要がある。

Ｍｏ：０．０５〜０．６０％
Ｍｏも本発明における重要な元素である。Ｍｏは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であるため、Ｍｏを含む鋼では転位密度が大きくなり、転位はＶＣの析出サイトになりうるため、ＶとＭｏを複合して含有させることでＶＣの析出を促進することができる。この効果を十分に得るためには、Ｍｏは０．０５％以上の含有量が必要である。しかしながら、Ｍｏの含有量が０．６０％を超えると、ＶＣの析出を促進する効果は飽和するうえ、固溶強化によりフェライトを強化するため、成形段階での被削性の劣化をきたす。したがって、Ｍｏの含有量を０．０５〜０．６０％とした。なお、Ｍｏの含有量は０．０５〜０．４５％とすることが好ましい。

なお、Ｍｏは、上述したＶとともに、「Ｖ＋０．５Ｍｏ」の値で０．５０％未満を満たす含有量とする必要がある。

Ｖ＋０．５Ｍｏ：０．５０％未満
Ｖ及びＭｏは、たとえ固溶状態であっても固溶強化によって鋼を強化する。なお、ＭｏはＶと比べ原子半径がほぼ同一で原子量が２倍弱である、このため、固溶強化に対しては、同質量のＶと比べるとＭｏは半分程度の寄与となるので、時効硬化処理前の硬さを低く、特に、Ｈｖ硬さで２５０以下に保つために、ＶとＭｏを「Ｖ＋０．５Ｍｏ」の値で０．５０％未満とした。なお、「Ｖ＋０．５Ｍｏ」の値は０．４０％以下とすることが好ましい。

Ｎ：０．０１０〜０．０３０％
Ｎは、Ｔｉとピンニング粒子を形成してオーステナイト粒を微細化する作用を有するほか、固溶強化によって鋼の強度を向上させる作用を有する。これらの効果を得るためには、Ｎは０．０１０％以上の含有量が必要である。しかしながら、Ｎの含有量が過剰になり、特に、０．０３０％を超えると、インゴット中で気泡が生じて材質を損ねることがある。したがって、Ｎの含有量を０．０１０〜０．０３０％とした。なお、Ｎの含有量は０．０１０〜０．０２０％とすることが好ましい。

Ｃａ：０．０００１〜０．００５％
Ｃａは、脱酸元素であると同時に、被削性を向上させる作用がある。これらの効果を十分に得るためには、Ｃａは０．０００１％以上の含有量が必要である。しかしながら、Ｃａの含有量が０．００５％を超えると、熱間加工性の低下をきたす。したがって、Ｃａの含有量を０．０００１〜０．００５％とした。なお、Ｃａの含有量は０．０００５〜０．００３％とすることが好ましい。

上記の理由から、本発明に係る時効硬化機械部品は、上述した範囲のＣからＣａまでの元素を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる鋼を素材とすることと規定した。

なお、以上に述べた元素以外は、本発明に係る時効硬化機械部品の素材となる鋼においては不純物であり、意図的には添加しない。しかしながら、製鋼時に混入することもあるために、不純物のうちでも特に、Ｐ、Ａｌ、Ｃｕ、Ｎｉ及びＣｒの許容量については下記のとおりにすることが好ましい。

Ｐ：０．０３％以下
不純物としてのＰの含有量は、少なければ少ないほどよい。これは、Ｐが粒界脆化を引き起こし、靱性を劣化させるためである。しかしながら、０．０３％までのＰは不純物として許容できる。

Ａｌ：０．０３％以下
Ａｌは、脱酸剤として溶製時に添加される場合がある。０．０３％までのＡｌは不純物として許容できる。

Ｃｕ：０．３％以下
Ｃｕは、特に、スクラップを原料とする場合に混入しやすい元素である。多量のＣｕは鍛造性及び加工性を劣化させるが、０．３％までのＣｕは不純物として許容できる。

Ｎｉ：０．２％以下
Ｎｉも、特に、スクラップを原料とする場合に混入しやすい元素である。多量のＮｉは鍛造性及び加工性を劣化させるが、０．２％までのＮｉは不純物として許容できる。

Ｃｒ：０．２％以下
多量のＣｒは鍛造性及び加工性を劣化させるが、０．２％までのＣｒは不純物として許容できる。

（Ｂ）本発明に係る時効硬化機械部品の製造方法
本発明に係る時効硬化機械部品は、前記（Ａ）項で述べた化学組成を有する鋼を、１０００〜１３００℃に加熱して熱間鍛造を９００℃以上の温度Ｔ１で終了し、少なくとも９００℃から、５５０〜４５０℃の範囲内にある温度Ｔ２までを１０℃／秒以上の冷却速度で冷却し、該冷却に続いて５５０〜４５０℃の温度範囲に１分以上保持してから室温まで冷却し、更に切削加工を施した後、５６０〜６５０℃の温度で時効硬化処理することによって製造する必要がある。以下、このことについて説明する。

なお、熱間鍛造に供する材料（熱間鍛造用素材）としては、鋳塊を分塊圧延したビレット、連続鋳造材を分塊圧延したビレット或いはこれらを熱間圧延した棒鋼や熱間鍛造した丸棒などのようなもので良いが、その化学組成が前記（Ａ）項で述べたものでなければならない。

（Ｂ−１）熱間鍛造とその後の冷却
熱間鍛造用素材の加熱温度は１０００〜１３００℃とする必要がある。これは、加熱温度が１３００℃を超えると、エネルギーコストが無駄に大きくなり、一方、１０００℃を下回ると、熱間鍛造までの製造工程で析出した未固溶のＶＣが固溶しないためである。

上記の温度域に加熱した後、熱間鍛造を行うが、その熱間鍛造は９００℃以上の温度Ｔ１で終了し、少なくとも９００℃から、５５０〜４５０℃の範囲内にある温度Ｔ２までを１０℃／秒以上の冷却速度で冷却し、その冷却に続いて５５０〜４５０℃の温度範囲に１分以上保持してから室温まで冷却する必要がある。これは、熱間鍛造後の冷却においてＶＣが析出しないようにしてＶを固溶状態のままで時効処理開始時まで持ち越すためであり、加えて、硬いマルテンサイトの生成を防止するためでもある。

先ず、熱間鍛造を９００℃以上の温度Ｔ１で終了する必要があるのは、鍛造はＶＣの動的な析出を促進するため、熱間鍛造の終了温度Ｔ１が９００℃を下回ると、熱間鍛造過程でＶＣが析出してしまう場合があるためである。

次に、少なくとも９００℃から、５５０〜４５０℃の範囲内にある温度Ｔ２までを１０℃／秒以上の冷却速度で冷却する必要があるのは、ＶＣのオーステナイト中での析出開始温度が８５０℃付近から始まるためであり、熱間鍛造後の冷却においてＶＣの析出ノーズにあたる温度域を急冷してＶを固溶状態で保つとともにマルテンサイトの生成を防止するためである。

すなわち、後述する１０℃／秒以上での急冷の終了温度Ｔ２が５５０℃を上回る場合には、次に行う保持や室温までの冷却過程においてＶＣが析出してしまうし、一方、前記温度Ｔ２が４５０℃を下回る場合には、マルテンサイトが混在するようになって硬さが高くなり、Ｈｖ硬さで２５０を超えてしまう場合があるからである。

また、９００℃から「５５０〜４５０℃の範囲内にある温度Ｔ２」までの冷却中にもＶは拡散するので、切削加工段階までＶを固溶状態に保つためには９００℃からの冷却中の拡散も抑制する必要がある。このためには、少なくとも９００℃からの冷却速度は、Ｖの拡散が無視できる程度に速くなければならず、１０℃／秒以上が必要である。

更に、９００℃から前記「５５０〜４５０℃の範囲内にある温度Ｔ２」までの冷却速度は２０℃／秒以上とすることが望ましい。この冷却速度が速くなればなるほど冷却中のＶＣの析出は少なくなるため、９００℃から「５５０〜４５０℃の範囲内にある温度Ｔ２」までの冷却速度の上限は特に定めるものではなく、設備面での上限であってもよい。

なお、熱間鍛造の終了温度Ｔ１から９００℃までの冷却速度はＶＣの析出には影響しないので、特に定めるものでない。すなわち、熱間鍛造の終了温度Ｔ１からそのまま「５５０〜４５０℃の範囲内にある温度Ｔ２」までを１０℃／秒以上の冷却速度で冷却しても構わないし、熱間鍛造の終了温度Ｔ１から放冷後、９００℃以上の或る温度から「５５０〜４５０℃の範囲内にある温度Ｔ２」までを１０℃／秒以上の冷却速度で急冷を開始しても構わない。

上述の冷却に続いて５５０〜４５０℃の温度範囲に１分以上保持してから室温まで冷却する必要がある。これは、上記の冷却速度で熱間鍛造終了温度Ｔ１から５５０〜４５０℃の範囲内にある温度Ｔ２までの冷却を終了した後、直ちに室温まで冷却すれば、マルテンサイトが混在するようになって硬さが高くなり、Ｈｖ硬さで２５０を超えてしまう場合があるが、前記の１０℃／秒以上の冷却速度での９００℃から「５５０〜４５０℃の範囲内にある温度Ｔ２」までの冷却に続いて５５０〜４５０℃の温度範囲に１分以上保持してから室温まで冷却すれば、ベイナイト変態が完了するためマルテンサイトは混在せず、硬さをＨｖ硬さで２５０以下に抑えることができるからである。

なお、保持する温度は一定である必要はなく、５５０〜４５０℃の温度範囲でありさえすればよい。したがって、例えば、温度Ｔ２が４５０℃に近いような場合には昇温してもよいし、逆に、温度Ｔ２が５５０℃に近いような場合には、Ｔ２から徐冷してもよく、５５０〜４５０℃の温度範囲に保持しさえすればよい。但し、５５０〜４５０℃の温度範囲での保持時間が１分に満たない場合には、ベイナイト変態が完了しないためにマルテンサイトが混在するようになって、硬さが高くなってＨｖ硬さで２５０を超えてしまう場合があるので、保持時間は１分以上とする必要がある。

なお、上記５５０〜４５０℃の温度範囲での保持時間の上限は特に定めるものではないが、例えば、生産性の観点から３０分程度を上限としてもよい。

５５０〜４５０℃の温度範囲で１分以上保持した後は、室温まで冷却するが、その際の冷却条件は特に定めるものではない。大気中での放冷、強制空冷やミスト冷却など設備に応じた冷却方法を採用すればよい。

熱間鍛造の後の冷却を上述した条件で行うためには、例えば、熱間鍛造後の冷却中に水をスプレーで所定の時間噴射し、その後均熱炉で保持してから大気中放冷等の手段で室温まで冷却すればよい。

なお、前記（Ａ）述べた化学組成を有する鋼の場合には、前述した条件で熱間鍛造及びその後の冷却を行うことで、その硬さを容易にＨｖ硬さで１８０〜２５０にすることができる。

（Ｂ−２）切削加工
前記（Ｂ−１）項で述べた条件で熱間鍛造及び冷却を行って室温まで冷却された鋼材は、次に切削加工を施されて所定の時効硬化機械部品形状に加工される。

上述のとおり、前記（Ａ）述べた化学組成を有する鋼を、前記（Ｂ−１）項で述べた条件で熱間鍛造及び冷却を行って室温まで冷却すれば、その硬さはＨｖ硬さで１８０〜２５０になるので、容易に所定の時効硬化機械部品形状に切削加工することができる。

なお、この切削加工の条件は特に定めるものではなく、所定形状の時効硬化機械部品が得られるものでありさえすればよい。

（Ｂ−３）時効硬化処理
時効硬化処理は、５６０〜６５０℃の温度で行わなければならない。これは、時効硬化処理温度が６５０℃を超えると、組織自体が焼き戻されて軟化してしまい、一方、５６０℃を下回ると、Ｖの拡散が遅くなるため、時効に要する時間が長くなりすぎるためである。

前記（Ａ）述べた化学組成を有する鋼を、前記（Ｂ−１）項で述べた条件で熱間鍛造及び冷却を行って室温まで冷却した後、上述の時効硬化処理を行えば、時効硬化処理前の硬さである熱間鍛造後の硬さに比べて、硬さがＨｖ硬さで１５％以上上昇する。

なお、切削加工後に軟窒化処理が施される機械部品の場合には、軟窒化処理は通常５７０〜６２０℃程度の温度域で行われるため、軟窒化処理を行うことによって、時効硬化するととともに軟窒化皮膜を形成することができる。

以上の理由で、本発明に係る時効硬化機械部品の製造方法は、前記（Ａ）項で述べた化学組成を有する鋼を、１０００〜１３００℃に加熱して熱間鍛造を９００℃以上の温度Ｔ１で終了し、少なくとも９００℃から、５５０〜４５０℃の範囲内にある温度Ｔ２までを１０℃／秒以上の冷却速度で冷却し、該冷却に続いて５５０〜４５０℃の温度範囲に１分以上保持してから室温まで冷却し、更に切削加工を施した後、５６０〜６５０℃の温度で時効硬化処理することとした。

以下、実施例により本発明を更に詳しく説明する。

〔実施例１〕
表１に示す化学組成を有する鋼Ａ１〜Ａ５及び鋼Ｂ１〜Ｂ７を５０ｋｇ真空溶解炉によって溶製した。

なお、表１における鋼Ａ１〜Ａ５は、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。一方、鋼Ｂ１〜Ｂ７は、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。

各鋼のインゴットは１２５０℃に加熱した後、熱間鍛造して直径５０ｍｍの丸棒に仕上げた。

次いで、上記の直径５０ｍｍの丸棒の「Ｒ／２」部（Ｒは丸棒の半径）から、直径が８ｍｍで長さが１２ｍｍの試験片を試験片の長手方向を丸棒の鍛錬軸と平行となるように採取し、１２５０℃で３０分加熱した後、１２ｍｍ高さを７ｍｍ高さに圧縮する熱間鍛造模擬試験を行った。圧縮直後の試験片の温度、すなわち熱間鍛造終了温度Ｔ１は１１００℃であった。そして、個々の試験片は鍛造終了後Ｔ１より直ちに制御冷却を開始した。制御冷却開始温度より表２に示すＴ２まで冷却速度を制御した後、Ｔ２において所定の時間保持し、その後は室温まで放冷した。また、一部の試験片については、熱間鍛造終了後７００℃または９００℃まで放冷した後に、同様の制御冷却を行った。温度は試験片表面につけた熱電対により測定し、９００℃からＴ２まで冷却するのに要した時間を求め、９００℃からＴ２への冷却速度を求めた。

なお、表２中における冷却条件の内、冷却終了温度Ｔ２が５５０〜４５０℃の範囲外のものに関しては、保持時間は制御冷却終了温度Ｔ２で保持した時間を表す。

上記の熱間鍛造模擬試験を行った各試験片を縦方向に二等分した後、その一方を用いて、ビッカース硬さを測定した。なお、ビッカース硬さの測定は、切断面が被検面となるように樹脂埋めして鏡面研磨した後、JIS Z 2244(2003)における「ビッカース硬さ試験−試験方法」に準拠して、被検面の中心付近５点について試験力を４．９Ｎとして実施し、上記５点の平均値を「熱間鍛造後」のビッカース硬さ、すなわち「時効処理前」のビッカース硬さとした。

次いで、前記の熱間鍛造模擬試験を行った各試験片を二等分した残部を用いて、６００℃で２時間保持の時効硬化処理を行った。なお、時効硬化処理は大気雰囲気中で行った。

上記の時効硬化処理を施した各試験片について、前記と同様に、切断面が被検面となるように樹脂埋めして鏡面研磨した後、JIS Z 2244(2003)における「ビッカース硬さ試験−試験方法」に準拠して、被検面の中心付近５点について試験力を４．９Ｎとしてビッカース硬さの測定を実施し、上記５点の平均値を「時効処理後」のビッカース硬さとした。

表３に、上記のようにして求めた時効硬化処理前後のビッカース硬さを示す。

表３から、本発明の製造方法によれば、熱間鍛造後の硬さが低く、時効硬化処理によって、時効硬化処理前の硬さである熱間鍛造後の硬さに比べて、硬さがＨｖ硬さで１５％以上上昇することが明らかである（試験番号１〜２０参照）。

これに対して、本発明の規定から外れた試験番号２１〜３９の比較例の場合には、目標とする性能が得られていない。

すなわち、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼Ａ１、鋼Ａ２、鋼Ａ４及び鋼Ａ５を用いた場合であっても、熱間鍛造とその後の冷却の条件が本発明で規定する条件から外れた場合には、時効硬化処理によって、時効硬化処理前の硬さである熱間鍛造後の硬さに比べて、硬さがＨｖ硬さで１５％以上上昇するという目標に未達である（試験番号２１〜３０）。加えて、試験番号２８〜３０の場合には、熱間鍛造後の硬さが２５０を超える高い値である。

一方、熱間鍛造とその後の冷却の条件が本発明で規定する条件を満たす場合であっても、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼Ｂ１〜Ｂ７を用いた場合には、時効硬化処理によって、時効硬化処理前の硬さである熱間鍛造後の硬さに比べて、硬さがＨｖ硬さで１５％以上上昇するという目標に未達である（試験番号３１〜３８）か、熱間鍛造後の硬さが２５０を超える高い値となる（試験番号３９）。

なお、上記実施例において表３中に「本発明例」として示した試験番号１〜２０の場合は、時効前の硬さが十分に低く、硬さが支配因子である切削抵抗も低くなるため被削性に優れる。

Claims

時効硬化機械部品の製造方法であって、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．２５％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｎ：０．６０〜１．０％、Ｓ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜（４×Ｎ）％、Ｖ：０．１０〜０．２５％及びＭｏ：０．０５〜０．６０％で且つＶ＋０．５Ｍｏ：０．５０％未満、Ｎ：０．０１０〜０．０３０％及びＣａ：０．０００１〜０．００５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる鋼を１０００〜１３００℃に加熱して熱間鍛造を９００℃以上の温度Ｔ１で終了し、少なくとも９００℃から、５５０〜４５０℃の範囲内にある温度Ｔ２までを１０℃／秒以上の冷却速度で冷却し、該冷却に続いて５５０〜４５０℃の温度範囲に１分以上保持してから室温まで冷却し、更に切削加工を施した後、５６０〜６５０℃の温度で時効硬化処理することを特徴とする時効硬化機械部品の製造方法。