JP5575601B2 - フェライト−パーライト型非調質鍛造部品の製造方法 - Google Patents
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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に用いられるコンロッド、クランクシャフト、ハブ等の鍛造部品の製造方法に関するものであり、特に、熱間鍛造後に熱処理を行わない（非調質）鍛造部品の製造方法に関するものである。
近年、自動車、船舶などで用いられる部品を軽量化させるため、部品の降伏強度の向上が求められている。そして、現在、当該要求に応じるため、中炭素鋼に０．１〜０．２質量％程度のＶを含有させた鋼の適用が進んでいる。
しかし、この鋼で得られる降伏強度は８００ＭＰａ程度までであるため、一層の高強度化を目指すべく、下記のような多くの取り組みがなされている。
しかし、この鋼で得られる降伏強度は８００ＭＰａ程度までであるため、一層の高強度化を目指すべく、下記のような多くの取り組みがなされている。
例えば、特許文献１には、Ｃを比較的低めに制御した鋼にＶを含有させ、フェライト−ベイナイト２相組織とした後、２００〜７００℃の温度で時効処理を行うことにより、降伏強度を向上させた熱間鍛造用鋼の製造方法が開示されている。
特許文献２には、Ｔｉ＋Ｚｒを０．０４〜１．０質量％、Ｂを０．０００５質量％以上含有させるとともに、ＴｉおよびＺｒ炭硫化物のサイズを１０μｍ以下とした鋼を、１１００℃以上の状態で熱間鍛造し、９００℃以上で熱間鍛造を終了した後、３０〜３００℃／分の冷却速度で冷却することにより、強度および靭性を向上させたマルテンサイト・ベイナイト型非調質鋼材の製造方法が開示されている。
特許文献３には、中炭素鋼にＶとＣａを含有させ、Ｃａ含有量が４０質量％を超える硫化物の割合、Ｃａ含有量が０．３〜４０質量％となる硫化物の割合、および、Ｃａ含有量が０．３質量％未満となる硫化物の割合を、所定の範囲とすることにより、強度を向上させた非調質鋼が開示されている。
特許文献４には、Ｖを０．３０質量％超、および、Ｔｉを０．００３〜０．０５０質量％含有させた鋼を、十分に高温に加熱した後、３００℃までを平均冷却速度０．０５〜２℃／ｓで冷却することにより、強度を向上させた非調質鍛造部品の製造方法が開示されている。
しかしながら、特許文献１に開示された製造方法は、熱間鍛造後に時効処理が必要となるため（非調質ではないため）、製造の工程数が増加してしまう。また、特許文献２に開示された製造方法は、マルテンサイト・ベイナイトを用いているため、遅れ破壊の懸念が生じてしまう。また、特許文献３には、実施例（Ｎｏ．８）として、Ｃ量０．４５質量％の鋼にＶ量０．３質量％を含有させた鋼の評価を行っているが、この鋼はφ２５ｍｍまで鍛造した後、空冷させただけで十分な冷却制御がなされておらず、十分な高強度化が図れていない。また、特許文献４に係る製造方法は、単調なパターンの冷却しか行っていないため、フェライトの析出強化量が適切に制御できていない。よって、析出強化量が少ないフェライトが局所的に形成されてしまい、当該フェライトが降伏を律速させてしまうため、鋼の降伏強度が十分に改善できない（最大８３ｋｇｆ／ｍｍ２）。
さらに、被加工材を最終形状にまで作りこむには切削加工が必要となるが、切削性は強度に依存するため、切削加工の必要な部分については、高強度化されていないことが好ましい。したがって、高強度化させる部分とは別に、切削加工の必要な部分については高強度化させず、一つの部品内に強度差を付与させることが有効である。
ここで、一つの部品内に強度差を付与させる技術としては、浸炭処理、肌焼処理、窒化処理、部分焼入れなど、熱処理を用いれば実現できることは知られているが、非調質で強度差を付与できる技術については報告されていない。
ここで、一つの部品内に強度差を付与させる技術としては、浸炭処理、肌焼処理、窒化処理、部分焼入れなど、熱処理を用いれば実現できることは知られているが、非調質で強度差を付与できる技術については報告されていない。
本発明は、前記の問題に鑑みてなされたものであり、その課題は、一つの部品内に、十分な降伏強度が付与された部分（高強度化させる部分）と、切削加工性を向上させるために降伏強度が抑えられた部分（低強度化させる部分）とを、非調質で形成させた鍛造部品の製造方法を提供することにある。
本発明者らは、前記課題を解決するために、以下の知見に基づき発明を完成した。
鍛造部品において高強度化を実現するためには、鋼の冷却中に変態と同時に起こる相界面析出を活用することにより、微細な析出物を均一に分散させることができ、大きな析出強化量を確保できることが知られている。ここで、本発明の目標とする降伏強度９５０ＭＰａ以上を実現するには、加熱処理工程において炭化物形成元素を多量に固溶させておき、その後の変態で析出させる必要がある。しかし、非調質鍛造部品用の鋼に使われる中炭素鋼は炭素の含有量が多く、炭化物が非常に安定に形成されるため、炭化物形成元素を多量に溶かすことが難しい。加えて、非調質鍛造部品用の鋼は、冷却中に析出物を析出させる必要があるため、変態と同時に析出できるような析出強化能力のある元素を含有させることが重要である。この様な条件を満たす元素および含有量について検討した結果、Ｖが最適であり、目標の降伏強度とするには０．２質量％以上含有させることが必要であることを見出した。
鍛造部品において高強度化を実現するためには、鋼の冷却中に変態と同時に起こる相界面析出を活用することにより、微細な析出物を均一に分散させることができ、大きな析出強化量を確保できることが知られている。ここで、本発明の目標とする降伏強度９５０ＭＰａ以上を実現するには、加熱処理工程において炭化物形成元素を多量に固溶させておき、その後の変態で析出させる必要がある。しかし、非調質鍛造部品用の鋼に使われる中炭素鋼は炭素の含有量が多く、炭化物が非常に安定に形成されるため、炭化物形成元素を多量に溶かすことが難しい。加えて、非調質鍛造部品用の鋼は、冷却中に析出物を析出させる必要があるため、変態と同時に析出できるような析出強化能力のある元素を含有させることが重要である。この様な条件を満たす元素および含有量について検討した結果、Ｖが最適であり、目標の降伏強度とするには０．２質量％以上含有させることが必要であることを見出した。
さらに、高強度化を実現するためには、０．２質量％以上のＶを含有させたとしても、一旦、Ｖを完全に固溶させる必要があることがわかった。また、高強度化だけでなく破壊に対する抵抗の指標である絞りも向上させるために、低温で鍛造することで、オーステナイト粒径を微細化し、オーステナイト中にフェライト変態の核生成サイトとなる歪を残存させる必要があることがわかった。さらにまた、Ｖをオーステナイト中に析出させないようにすることにより、熱間鍛造後の冷却中に粗大なバナジウムカーバイド（以下、適宜、ＶＣという）が形成されることを抑制するため、フェライト変態が開始する７００℃以下まで急冷する必要があることがわかった。またさらに、Ｖの含有により焼入れ性が高まっている状態でフェライト変態、パーライト変態させつつ、変態と同時に相界面析出を起こさせるために、前記急冷を停止する温度（以下、適宜、急冷停止温度という）を５５０℃以上とし、前記急冷の停止後、適切な冷却速度にて冷却する必要があることを見出した。
一方で、熱間鍛造工程でオーステナイト中に転位が残存するように低温で鍛造を施し、その後、緩冷却することで、オーステナイト中での析出が促進されてフェライト−パーライト変態が起こる前に大半のＶが析出することがわかった。その結果、フェライト−パーライト変態時に形成される微細な相界面析出が得られず析出強化できないため、Ｖを多量に添加していても低強度化できることを見出した。
以上の知見から、本発明者らは以下の本発明を創出した。
以上の知見から、本発明者らは以下の本発明を創出した。
前記課題を解決するために、本発明に係るフェライト−パーライト型非調質鍛造部品の製造方法は、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％、Ｎ：０．０１００質量％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼を用いて、前記鋼からなる被加工材を、下記式（１）で算出されるＴＶＣ＋５０℃以上、１３５０℃以下となるように加熱する加熱処理工程と、前記加熱処理工程の後に、前記被加工材を、ＡＣ３点以上、９５０℃以下として、熱間鍛造を行い、当該熱間鍛造により前記被加工材の相当歪量を０．２以上とする熱間鍛造工程と、前記熱間鍛造工程の後に、前記被加工材の高強度化させる部分について、前記熱間鍛造工程終了時の前記被加工材の温度から急冷停止温度までの平均冷却速度が、３．０℃／ｓ以上となり、急冷停止温度から５００℃までの平均冷却速度が、０．５℃／ｓ以上、２．０℃／ｓ以下となり、前記被加工材の低強度化させる部分について、前記熱間鍛造工程終了時の前記被加工材の温度から５００℃までの平均冷却速度が、１．０℃／ｓ以下となるように、前記被加工材を冷却する冷却工程と、を含み、前記急冷停止温度が５５０℃〜７００℃であり、前記高強度化させる部分の降伏強度を９５０ＭＰａ以上とし、前記高強度化させる部分と前記低強度化させる部分との降伏強度の差の最大値を１５０ＭＰａ以上とすることを特徴とする。
ＴＶＣ（℃）＝−９５００／（ｌｏｇ（［％Ｃ］・［％Ｖ］）−６．７２）−２７３・・・（１）
（ただし、前記式（１）において、［％Ｃ］、［％Ｖ］は、前記Ｃ、前記Ｖの各含有量（質量％）とする。）
ＴＶＣ（℃）＝−９５００／（ｌｏｇ（［％Ｃ］・［％Ｖ］）−６．７２）−２７３・・・（１）
（ただし、前記式（１）において、［％Ｃ］、［％Ｖ］は、前記Ｃ、前記Ｖの各含有量（質量％）とする。）
このように、本発明に係るフェライト−パーライト型非調質鍛造部品の製造方法は、Ｖを０．２０〜０．８０質量％含有させることにより、本発明で目標とする降伏強度９５０ＭＰａ以上という高強度化の実現を確保することができる。
そして、加熱処理工程において、被加工材全体を、ＴＶＣ＋５０℃以上、１３５０℃以下に加熱することにより、Ｖを完全に固溶させ、高強度化の実現を確保することができる。
そして、熱間鍛造工程において、被加工材全体を、ＡＣ３点以上、９５０℃以下で、熱間鍛造を行うことにより、オーステナイト粒径を微細化させるとともに、オーステナイト中にフェライト変態の核生成サイトとなる歪を残存させることができる。これにより、高強度化および絞りの向上の実現を確保することができる。
そして、冷却工程において、高強度化させる部分については、熱間鍛造工程終了時の被加工材の温度から急冷停止温度までの平均冷却速度が、３．０℃／ｓ以上となり、急冷停止温度から５００℃までの平均冷却速度が、０．５℃／ｓ以上、２．０℃／ｓ以下となるように冷却させることにより、オーステナイト域でのＶＣの析出を防止することができるとともに、ベイナイトやマルテンサイトが形成されるのを回避することができる。
そして、冷却工程において、低強度化させる部分については、前記熱間鍛造工程終了時の前記被加工材の温度から５００℃までの平均冷却速度が、１．０℃／ｓ以下となるように冷却させることにより、オーステナイト域で粗大なＶＣを析出させ、フェライト−パーライト変態時の相界面析出による微細析出を抑制することができる。
その結果、高強度化させる部分（降伏強度：９５０ＭＰａ以上）と低強度化させる部分（降伏強度：８００ＭＰａ以下）との降伏強度の差の最大値を１５０ＭＰａ以上とすることができる。
そして、冷却工程において、低強度化させる部分については、前記熱間鍛造工程終了時の前記被加工材の温度から５００℃までの平均冷却速度が、１．０℃／ｓ以下となるように冷却させることにより、オーステナイト域で粗大なＶＣを析出させ、フェライト−パーライト変態時の相界面析出による微細析出を抑制することができる。
その結果、高強度化させる部分（降伏強度：９５０ＭＰａ以上）と低強度化させる部分（降伏強度：８００ＭＰａ以下）との降伏強度の差の最大値を１５０ＭＰａ以上とすることができる。
また、本発明に係るフェライト−パーライト型非調質鍛造部品の製造方法は、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％、Ｎ：０．０１００質量％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼を用いて、前記鋼からなる被加工材を、下記式（１）で算出されるＴＶＣ＋５０℃以上、１３５０℃以下となるように加熱する加熱処理工程と、前記加熱処理工程の後に、前記被加工材を、ＡＣ３点以上、９５０℃以下として、１段または２段以上の熱間鍛造を行い、当該熱間鍛造により前記被加工材の相当歪量を０．２以上とする熱間鍛造工程と、前記熱間鍛造工程の後に、前記被加工材の低強度化させる部分を断熱材で覆うとともに、前記被加工材の高強度化させる部分のみに冷却材を吹き付け、前記高強度化させる部分について、前記熱間鍛造工程終了時の前記被加工材の温度から急冷停止温度までの平均冷却速度が、３．０℃／ｓ以上となるように、前記被加工材を冷却し、前記冷却後、前記被加工材の全体に冷却材を吹き付け、前記高強度化させる部分について、急冷停止温度から５００℃までの平均冷却速度が、０．５℃／ｓ以上、２．０℃／ｓ以下となり、かつ、前記低強度化させる部分について、前記熱間鍛造工程終了時の前記被加工材の温度から５００℃までの平均冷却速度が、１．０℃／ｓ以下となるように、前記被加工材を冷却する冷却工程と、を含み、前記急冷停止温度が５５０℃〜７００℃であり、前記高強度化させる部分の降伏強度を９５０ＭＰａ以上とし、前記高強度化させる部分と前記低強度化させる部分との降伏強度の差の最大値を１５０ＭＰａ以上とすることを特徴とする。
ＴＶＣ（℃）＝−９５００／（ｌｏｇ（［％Ｃ］・［％Ｖ］）−６．７２）−２７３・・・（１）
（ただし、前記式（１）において、［％Ｃ］、［％Ｖ］は、前記Ｃ、前記Ｖの各含有量（質量％）とする。）
ＴＶＣ（℃）＝−９５００／（ｌｏｇ（［％Ｃ］・［％Ｖ］）−６．７２）−２７３・・・（１）
（ただし、前記式（１）において、［％Ｃ］、［％Ｖ］は、前記Ｃ、前記Ｖの各含有量（質量％）とする。）
このように、本発明に係るフェライト−パーライト型非調質鍛造部品の製造方法は、冷却工程において、低強度化させる部分を断熱材で覆うことで、低強度化させる部分に対し、冷却材が吹き付けられるのを防止することができる。よって、高強度化させる部分については比較的速い速度で冷却し、低強度化させる部分については比較的遅い速度で冷却することができるため、高強度化させる部分については、オーステナイト域でのＶＣの析出防止、および、ベイナイトやマルテンサイトの形成を回避することができ、低強度化させる部分については、オーステナイト域で粗大なVCを析出させることができる。その結果、高強度化させる部分については、高強度化を実現し、低強度化させる部分については、低強度化を実現することができる。
本発明に係るフェライト−パーライト型非調質鍛造部品の製造方法によれば、一つの部品内に、十分な降伏強度が付与された部分（高強度化させる部分）と、切削加工性を向上させるために降伏強度が抑えられた部分（低強度化させる部分）とを非調質で形成させた鍛造部品を製造することができる。
加えて、本発明に係るフェライト−パーライト型非調質鍛造部品の製造方法によれば、高強度化させる部分について、破壊に対する抵抗の一つの指標である絞りを向上させることができる。
加えて、本発明に係るフェライト−パーライト型非調質鍛造部品の製造方法によれば、高強度化させる部分について、破壊に対する抵抗の一つの指標である絞りを向上させることができる。
以下、本発明に係るフェライト−パーライト型非調質鍛造部品の製造方法（以下、適宜、単に鍛造部品の製造方法という）を実施するための形態について、適宜図面を参照しながら詳細に説明する。
なお、フェライト−パーライト型とは、フェライト−パーライトを主体（例えばフェライト及びパーライトの合計が面積率で７０％以上、好ましくは８０％以上、さらに好ましくは９０％以上）とするものである。
なお、フェライト−パーライト型とは、フェライト−パーライトを主体（例えばフェライト及びパーライトの合計が面積率で７０％以上、好ましくは８０％以上、さらに好ましくは９０％以上）とするものである。
［鋼］
本発明に係る鍛造部品の製造方法で用いる鋼は、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％、Ｎ：０．０１００質量％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる。
以下に、本発明に係る鍛造部品の製造方法で用いる鋼の各組成を数値限定した理由について説明する。
本発明に係る鍛造部品の製造方法で用いる鋼は、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％、Ｎ：０．０１００質量％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる。
以下に、本発明に係る鍛造部品の製造方法で用いる鋼の各組成を数値限定した理由について説明する。
（Ｃ：０．２０〜０．８０質量％）
Ｃを０．２０質量％以上含有させると、Ｖと結び付きＶ炭化物を析出させ、析出強化量を高めることでフェライト−パーライトで鋼の降伏強度（ビッカース硬さ）の向上に寄与する。一方、Ｃの含有量が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、相界面析出が起こらなくなることで降伏強度が低下する。
したがって、Ｃの含有量は、０．２０〜０．８０質量％とする。
なお、好ましくはＣの含有量は、０．３０〜０．６０質量％、さらに好ましくは０．４０〜０．５０質量％である。
Ｃを０．２０質量％以上含有させると、Ｖと結び付きＶ炭化物を析出させ、析出強化量を高めることでフェライト−パーライトで鋼の降伏強度（ビッカース硬さ）の向上に寄与する。一方、Ｃの含有量が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、相界面析出が起こらなくなることで降伏強度が低下する。
したがって、Ｃの含有量は、０．２０〜０．８０質量％とする。
なお、好ましくはＣの含有量は、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、固溶強化で降伏強度（ビッカース硬さ）の向上に寄与するが、Ｓｉの含有量が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降伏強度低下の要因となる。
したがって、Ｓｉの含有量は、０．５０質量％以下とする。なお、０質量％でもよい。
Ｓｉは、固溶強化で降伏強度（ビッカース硬さ）の向上に寄与するが、Ｓｉの含有量が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降伏強度低下の要因となる。
したがって、Ｓｉの含有量は、０．５０質量％以下とする。なお、０質量％でもよい。
（Ｍｎ：０．４０〜１．００質量％）
Ｍｎは、固溶強化で降伏強度（ビッカース硬さ）の向上に寄与するが、Ｍｎの含有量が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降伏強度低下の要因となる。また、Ｍｎの含有量が０．４０質量％未満であると、Ｍｎの添加による降伏強度の向上の効果が得られない。
したがって、Ｍｎの含有量は、０．４０〜１．００質量％とする。
Ｍｎは、固溶強化で降伏強度（ビッカース硬さ）の向上に寄与するが、Ｍｎの含有量が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降伏強度低下の要因となる。また、Ｍｎの含有量が０．４０質量％未満であると、Ｍｎの添加による降伏強度の向上の効果が得られない。
したがって、Ｍｎの含有量は、０．４０〜１．００質量％とする。
（Ｐ：０．０５０質量％以下）
Ｐは、鋼に不可避的に含まれるが、Ｐの含有量が０．０５０質量％を超えると、鋼を脆化させてしまう。
したがって、Ｐの含有量は、０．０５０質量％以下とする。なお、０質量％でもよい。
Ｐは、鋼に不可避的に含まれるが、Ｐの含有量が０．０５０質量％を超えると、鋼を脆化させてしまう。
したがって、Ｐの含有量は、０．０５０質量％以下とする。なお、０質量％でもよい。
（Ｓ：０．０５０質量％以下）
Ｓは、鋼に不可避的に含まれ、Ｍｎと反応しＭｎＳを形成して切削性改善に寄与するが、Ｓの含有量が０．０５０質量％を超えると、靭性を低下させてしまう。
したがって、Ｓ含有量は０．０５０質量％以下とする。なお、０質量％でもよい。
Ｓは、鋼に不可避的に含まれ、Ｍｎと反応しＭｎＳを形成して切削性改善に寄与するが、Ｓの含有量が０．０５０質量％を超えると、靭性を低下させてしまう。
したがって、Ｓ含有量は０．０５０質量％以下とする。なお、０質量％でもよい。
（Ｖ：０．２０〜０．８０質量％）
Ｖを０．２０質量％以上含有させることにより、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炭化物もしくは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、降伏強度（ビッカース硬さ）を向上させることができる。一方、Ｖの含有量が０．８０質量％を超えると、熱間鍛造工程後の冷却工程において、フェライト変態やパーライト変態が抑制されてベイナイトが形成されるようになり、降伏強度が低下してしまう。
なお、従来からＶの添加は行われていたものの、後記する本発明に係る冷却工程のような冷却制御を行なわない場合は、フェライト−パーライト変態が抑制されてしまうことにより、ベイナイトが形成されたり、変態温度が低くなりすぎフェライト中のＶＣの相界面析出が起こりにくくなったりしてしまう。よって、逆に降伏強度の低下を招いてしまっていた。
前記事項を考慮し、本発明に係る鍛造部品の製造方法で用いる鋼のＶの含有量は、０．２０〜０．８０質量％とする。
なお、好ましくはＶの含有量は、０．３５〜０．８０質量％、さらに好ましくは０．４５〜０．８０質量％である。
Ｖを０．２０質量％以上含有させることにより、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炭化物もしくは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、降伏強度（ビッカース硬さ）を向上させることができる。一方、Ｖの含有量が０．８０質量％を超えると、熱間鍛造工程後の冷却工程において、フェライト変態やパーライト変態が抑制されてベイナイトが形成されるようになり、降伏強度が低下してしまう。
なお、従来からＶの添加は行われていたものの、後記する本発明に係る冷却工程のような冷却制御を行なわない場合は、フェライト−パーライト変態が抑制されてしまうことにより、ベイナイトが形成されたり、変態温度が低くなりすぎフェライト中のＶＣの相界面析出が起こりにくくなったりしてしまう。よって、逆に降伏強度の低下を招いてしまっていた。
前記事項を考慮し、本発明に係る鍛造部品の製造方法で用いる鋼のＶの含有量は、０．２０〜０．８０質量％とする。
なお、好ましくはＶの含有量は、０．３５〜０．８０質量％、さらに好ましくは０．４５〜０．８０質量％である。
（Ｎ：０．０１００質量％以下）
Ｎは、Ｖと結合しＶ炭窒化物を形成することで析出強化に寄与するが、Ｎの含有量が０．０１００質量％を超えると、加熱時に溶解しなくなり、粗大なＶ窒化物が形成される。その結果、ＶＮ近傍にＶの枯渇領域が形成され、その周囲の析出強化量が低下し、降伏強度を低下させてしまう。
したがって、Ｎの含有量は、０．０１００質量％以下とする。なお、０質量％でもよい。
Ｎは、Ｖと結合しＶ炭窒化物を形成することで析出強化に寄与するが、Ｎの含有量が０．０１００質量％を超えると、加熱時に溶解しなくなり、粗大なＶ窒化物が形成される。その結果、ＶＮ近傍にＶの枯渇領域が形成され、その周囲の析出強化量が低下し、降伏強度を低下させてしまう。
したがって、Ｎの含有量は、０．０１００質量％以下とする。なお、０質量％でもよい。
（不可避不純物）
不可避不純物としては、例えば、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｏ等が挙げられ、本発明の効果を妨げない範囲で含有することが許容される。
不可避不純物としては、例えば、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｏ等が挙げられ、本発明の効果を妨げない範囲で含有することが許容される。
［被加工材］
本発明に係る鍛造部品の製造方法で用いる被加工材は、前記組成の鋼から構成される。なお、当該被加工材に対し、後記する各工程の処理を施すことにより、十分な降伏強度が付与された部分（高強度化させる部分）と、切削加工性を向上させるために降伏強度が抑えられた部分（低強度化させる部分）とを形成させる。
本発明に係る鍛造部品の製造方法で用いる被加工材は、前記組成の鋼から構成される。なお、当該被加工材に対し、後記する各工程の処理を施すことにより、十分な降伏強度が付与された部分（高強度化させる部分）と、切削加工性を向上させるために降伏強度が抑えられた部分（低強度化させる部分）とを形成させる。
ここで、高強度化させる部分とは、降伏強度を９５０ＭＰａ以上とする部分のことであり、低強度化させる部分とは、降伏強度を８００ＭＰａ以下とする部分のことである。したがって、本発明の製造方法で製造された鍛造部品は、一つの部品内の降伏強度の差の最大値が１５０ＭＰａ以上となる。
なお、本発明に係る鍛造部品の製造方法で用いる被加工材は、例えば、鋳造、鍛造加工、押出加工等によって準備すればよい。
なお、本発明に係る鍛造部品の製造方法で用いる被加工材は、例えば、鋳造、鍛造加工、押出加工等によって準備すればよい。
この高強度化させる部分Ｘと、低強度化させる部分Ｙは、図１（ａ）で示しているように、被加工材に１箇所ずつ存在していてもよいし、複数個所ずつ存在していてもよい。また、どのような範囲（大きさ）で存在していてもよい。
なお、鍛造部品は、基本的に高強度化が要求されるものであるため、切削加工性を向上させる必要がある部分以外の全ての部分を、高強度化させる部分Ｘと判断してもよい。
なお、鍛造部品は、基本的に高強度化が要求されるものであるため、切削加工性を向上させる必要がある部分以外の全ての部分を、高強度化させる部分Ｘと判断してもよい。
次に、図１、図２を参照しつつ、本発明に係る鍛造部品の製造方法の工程について説明する。なお、本発明に係る鍛造部品の製造方法は、加熱処理工程、熱間鍛造工程、冷却工程を含む構成となっている。
［加熱処理工程］
加熱処理工程は、被加工材を、下記式（１）で算出されるＴＶＣ＋５０℃以上、１３５０℃以下となるように加熱する工程である。
ここで、ＴＶＣは、ＴＶＣ（℃）＝−９５００／（ｌｏｇ（［％Ｃ］・［％Ｖ］）−６．７２）−２７３・・・（１）で表される。ただし、前記式（１）において、［％Ｃ］、［％Ｖ］は、前記Ｃ、前記Ｖの各含有量（質量％）とする。
なお、加熱処理工程は、図１の（ａ）→（ｂ）の間の一部の工程である。
加熱処理工程は、被加工材を、下記式（１）で算出されるＴＶＣ＋５０℃以上、１３５０℃以下となるように加熱する工程である。
ここで、ＴＶＣは、ＴＶＣ（℃）＝−９５００／（ｌｏｇ（［％Ｃ］・［％Ｖ］）−６．７２）−２７３・・・（１）で表される。ただし、前記式（１）において、［％Ｃ］、［％Ｖ］は、前記Ｃ、前記Ｖの各含有量（質量％）とする。
なお、加熱処理工程は、図１の（ａ）→（ｂ）の間の一部の工程である。
（加熱処理の温度範囲）
加熱処理工程において、被加工材を、ＴＶＣ＋５０℃以上、１３５０℃以下となるように加熱する。これは、ＶＣが完全に固溶する温度ＴＶＣから、さらに５０℃上げた温度（ＴＶＣ＋５０℃）以上に加熱することで、鋼のＶＣを完全に固溶させるためである。
ここで、ＴＶＣはＶＣの溶解度積（日本鉄鋼協会、鉄鋼便覧第３版、第１巻基礎、１９８１年、ｐ．４１２）から式変形して導出した温度であり、当該温度以上に加熱することで鋼のＶＣは完全に固溶する。なお、実際には、当該温度に加熱しても加熱時間が短いとＶＣが完全には固溶しない場合があるので、加熱時間によらず完全にＶＣを固溶できる温度として、ＴＶＣ＋５０℃以上という温度を規定した。
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。
加熱処理工程において、被加工材を、ＴＶＣ＋５０℃以上、１３５０℃以下となるように加熱する。これは、ＶＣが完全に固溶する温度ＴＶＣから、さらに５０℃上げた温度（ＴＶＣ＋５０℃）以上に加熱することで、鋼のＶＣを完全に固溶させるためである。
ここで、ＴＶＣはＶＣの溶解度積（日本鉄鋼協会、鉄鋼便覧第３版、第１巻基礎、１９８１年、ｐ．４１２）から式変形して導出した温度であり、当該温度以上に加熱することで鋼のＶＣは完全に固溶する。なお、実際には、当該温度に加熱しても加熱時間が短いとＶＣが完全には固溶しない場合があるので、加熱時間によらず完全にＶＣを固溶できる温度として、ＴＶＣ＋５０℃以上という温度を規定した。
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。
（加熱処理工程の具体的な手順）
加熱処理工程において、被加工材をＴＶＣ＋５０℃以上、１３５０℃以下となるように加熱するが、加熱する手段については、特に限定されず、被加工材全体を、均一に加熱できるものであればよい。
加熱処理工程において、被加工材をＴＶＣ＋５０℃以上、１３５０℃以下となるように加熱するが、加熱する手段については、特に限定されず、被加工材全体を、均一に加熱できるものであればよい。
（加熱処理工程における熱履歴）
加熱処理工程における熱履歴は、図２の時間ｔ０→ｔ２に示すとおりである。
時間ｔ０→ｔ１において、被加工材の温度をＴ０→Ｔ１まで上昇させるが、この間の加熱速度については、加熱手段の性能によるものであり、特に限定されない。しかし、図２に示すとおり、略均一の加熱速度で加熱するのが好ましい。なお、Ｔ１は、ＴＶＣ＋５０℃以上、１３５０℃以下である。
時間ｔ１→ｔ２の加熱保持時間については、特に限定されないが、製造時の安定性、生産性の観点から、６０秒以上、１時間以下が好ましい。
加熱処理工程における熱履歴は、図２の時間ｔ０→ｔ２に示すとおりである。
時間ｔ０→ｔ１において、被加工材の温度をＴ０→Ｔ１まで上昇させるが、この間の加熱速度については、加熱手段の性能によるものであり、特に限定されない。しかし、図２に示すとおり、略均一の加熱速度で加熱するのが好ましい。なお、Ｔ１は、ＴＶＣ＋５０℃以上、１３５０℃以下である。
時間ｔ１→ｔ２の加熱保持時間については、特に限定されないが、製造時の安定性、生産性の観点から、６０秒以上、１時間以下が好ましい。
［熱間鍛造工程］
熱間鍛造工程は、加熱処理工程の後に行う工程であり、被加工材を、ＡＣ３点以上、９５０℃以下として、熱間鍛造を行い、当該熱間鍛造により前記被加工材の相当歪量を０．２以上とする工程である。
なお、熱間鍛造工程は、図１の（ａ）→（ｂ）の間の一部の工程である。
熱間鍛造工程は、加熱処理工程の後に行う工程であり、被加工材を、ＡＣ３点以上、９５０℃以下として、熱間鍛造を行い、当該熱間鍛造により前記被加工材の相当歪量を０．２以上とする工程である。
なお、熱間鍛造工程は、図１の（ａ）→（ｂ）の間の一部の工程である。
（熱間鍛造の温度範囲、および相当歪量）
熱間鍛造工程において、被加工材を、ＡＣ３点以上、９５０℃以下として、熱間鍛造を行う。また、当該熱間鍛造により前記被加工材の相当歪量を０．２以上とする。
熱間鍛造を行う直前に、被加工材の温度が、ＡＣ３点以上、９５０℃以下となっていれば、熱間鍛造中の温度は特に限定されない。しかし、熱間鍛造を行う処理の間、被加工材の温度がＡＣ３点以上、９５０℃以下となっていることが好ましい。
ここで、９５０℃以下と規定したのは、高強度化させる部分Ｘについて、熱間鍛造中および熱間鍛造後のオーステナイトの再結晶、粗大化を防止することにより、絞りを高めるためである。一方、ＡＣ３点以上と規定したのは、ＡＣ３点未満となると、低強度化させる部分Ｙについて、鍛造前にフェライトが形成された状態となり、この状態で鍛造を行うと、フェライト中に歪が導入され強度が高まってしまい、低強度化を確保できなくなるからである。
さらに、相当歪量０．２以上と規定したのは、低強度化させる部分Ｙについて、オーステナイト域でＶＣを粗大に分散させる必要があり、そのためには、ＶＣの核生成サイトとなる転位をオーステナイト中に残存させなければならないからである。なお、相当歪量は生産性の観点より、７以下であることが好ましい。
熱間鍛造工程において、被加工材を、ＡＣ３点以上、９５０℃以下として、熱間鍛造を行う。また、当該熱間鍛造により前記被加工材の相当歪量を０．２以上とする。
熱間鍛造を行う直前に、被加工材の温度が、ＡＣ３点以上、９５０℃以下となっていれば、熱間鍛造中の温度は特に限定されない。しかし、熱間鍛造を行う処理の間、被加工材の温度がＡＣ３点以上、９５０℃以下となっていることが好ましい。
ここで、９５０℃以下と規定したのは、高強度化させる部分Ｘについて、熱間鍛造中および熱間鍛造後のオーステナイトの再結晶、粗大化を防止することにより、絞りを高めるためである。一方、ＡＣ３点以上と規定したのは、ＡＣ３点未満となると、低強度化させる部分Ｙについて、鍛造前にフェライトが形成された状態となり、この状態で鍛造を行うと、フェライト中に歪が導入され強度が高まってしまい、低強度化を確保できなくなるからである。
さらに、相当歪量０．２以上と規定したのは、低強度化させる部分Ｙについて、オーステナイト域でＶＣを粗大に分散させる必要があり、そのためには、ＶＣの核生成サイトとなる転位をオーステナイト中に残存させなければならないからである。なお、相当歪量は生産性の観点より、７以下であることが好ましい。
ここで、ＡＣ３点とは、加熱処理工程のような昇温する場合において、オーステナイト相とフェライト相からなる２相領域から高温で安定なオーステナイト単相領域へ変態する温度である。ＡＣ３点は事前の実験により測定するか、文献（レスリー 鉄鋼材料学、幸田成康訳、丸善株式会社（１９８５）、ｐ．２７３）記載のＡＣ３点の測定式を用いて算出することができる。
また、相当歪とは、Ｖｏｎ Ｍｉｅｓｅｓの降伏応力に対応する相当歪で、下式（２）で計算される歪をいう。なお、下式（１）において、相当歪を（ε）、長さ方向の真歪を（ε１）、幅方向の真歪を（ε２）、厚さ方向の真歪を（ε３）で示す。
また、相当歪とは、Ｖｏｎ Ｍｉｅｓｅｓの降伏応力に対応する相当歪で、下式（２）で計算される歪をいう。なお、下式（１）において、相当歪を（ε）、長さ方向の真歪を（ε１）、幅方向の真歪を（ε２）、厚さ方向の真歪を（ε３）で示す。
（熱間鍛造工程の具体的な手順）
加熱処理工程後、被加工材の温度がＡＣ３点以上、９５０℃以下となるまで冷却する。ここでの冷却方法については、特に限定されない。
その後、被加工材に対し、熱間鍛造を行うが、熱間鍛造の装置、熱間鍛造の方法等については、特に限定されず、従来の装置を用いて従来の方法により行えばよい。また、熱間鍛造の回数についても、特に限定されず、１段または２段以上であればよい。
加熱処理工程後、被加工材の温度がＡＣ３点以上、９５０℃以下となるまで冷却する。ここでの冷却方法については、特に限定されない。
その後、被加工材に対し、熱間鍛造を行うが、熱間鍛造の装置、熱間鍛造の方法等については、特に限定されず、従来の装置を用いて従来の方法により行えばよい。また、熱間鍛造の回数についても、特に限定されず、１段または２段以上であればよい。
（熱間鍛造工程における熱履歴）
熱間鍛造工程の熱履歴は、図２の時間ｔ２→ｔ４に示すとおりである。
時間ｔ２→ｔ３において、被加工材の温度をＴ１→Ｔ２まで下げるが、この間の平均冷却速度については、特に限定されない。しかし、図２に示すとおり、略均一の冷却速度で冷却するのが好ましい。また、時間ｔ３→ｔ４の鍛造時間についても、特に限定されない。
なお、Ｔ２は、ＡＣ３点以上、９５０℃以下である。
熱間鍛造工程の熱履歴は、図２の時間ｔ２→ｔ４に示すとおりである。
時間ｔ２→ｔ３において、被加工材の温度をＴ１→Ｔ２まで下げるが、この間の平均冷却速度については、特に限定されない。しかし、図２に示すとおり、略均一の冷却速度で冷却するのが好ましい。また、時間ｔ３→ｔ４の鍛造時間についても、特に限定されない。
なお、Ｔ２は、ＡＣ３点以上、９５０℃以下である。
［冷却工程］
冷却工程は、熱間鍛造工程の後に行う工程であり、被加工材の高強度化させる部分Ｘについて、熱間鍛造工程終了時の被加工材の温度から急冷停止温度までの平均冷却速度が、３．０℃／ｓ以上となり、急冷停止温度から５００℃までの平均冷却速度が、０．５℃／ｓ以上、２．０℃／ｓ以下となり、被加工材の低強度化させる部分Ｙについて、熱間鍛造工程終了時の被加工材の温度から５００℃までの平均冷却速度が、１．０℃／ｓ以下となるように、被加工材を冷却する工程である。
ここで、急冷停止温度とは、被加工材の高強度化させる部分Ｘに対する急冷を停止させる温度であり、５５０℃〜７００℃である。
なお、冷却工程は、図１の（ｂ）→（ｄ）で表わされる。
冷却工程は、熱間鍛造工程の後に行う工程であり、被加工材の高強度化させる部分Ｘについて、熱間鍛造工程終了時の被加工材の温度から急冷停止温度までの平均冷却速度が、３．０℃／ｓ以上となり、急冷停止温度から５００℃までの平均冷却速度が、０．５℃／ｓ以上、２．０℃／ｓ以下となり、被加工材の低強度化させる部分Ｙについて、熱間鍛造工程終了時の被加工材の温度から５００℃までの平均冷却速度が、１．０℃／ｓ以下となるように、被加工材を冷却する工程である。
ここで、急冷停止温度とは、被加工材の高強度化させる部分Ｘに対する急冷を停止させる温度であり、５５０℃〜７００℃である。
なお、冷却工程は、図１の（ｂ）→（ｄ）で表わされる。
（高強度化させる部分の冷却速度）
高強度化させる部分Ｘについて、熱間鍛造工程終了時の被加工材の温度から急冷停止温度（５５０℃〜７００℃）までの平均冷却速度が、３．０℃／ｓ以上となるように冷却する。
ここで、フェライト変態、パーライト変態時に相界面析出させることにより高強度化を達成するためには、オーステナイト域でのＶＣの析出を防止する必要がある。しかし、本発明では、熱間鍛造を低温域で、かつ、一定以上の相当歪量が生じるように実施しているので、転位が残存し、転位上析出が起こるためオーステナイト域での析出が起こりやすくなっている。よって、オーステナイト域での析出を防止するためにオーステナイト域での冷却速度を速くする必要がある。したがって、本発明で使用する鋼のフェライト変態開始温度である７００℃以下までの平均冷却速度を３．０℃／ｓ以上とした。ただし、３．０℃／ｓ以上の速度で急冷しすぎると、フェライト−パーライト変態ができずに、ベイナイトが形成されるようになるため、当該速度での冷却は、５５０℃以上までとした。
なお、急冷停止温度を適正に制御するという観点より、急冷停止温度までの平均冷却速度は、１００℃／ｓ以下であることが好ましい。
高強度化させる部分Ｘについて、熱間鍛造工程終了時の被加工材の温度から急冷停止温度（５５０℃〜７００℃）までの平均冷却速度が、３．０℃／ｓ以上となるように冷却する。
ここで、フェライト変態、パーライト変態時に相界面析出させることにより高強度化を達成するためには、オーステナイト域でのＶＣの析出を防止する必要がある。しかし、本発明では、熱間鍛造を低温域で、かつ、一定以上の相当歪量が生じるように実施しているので、転位が残存し、転位上析出が起こるためオーステナイト域での析出が起こりやすくなっている。よって、オーステナイト域での析出を防止するためにオーステナイト域での冷却速度を速くする必要がある。したがって、本発明で使用する鋼のフェライト変態開始温度である７００℃以下までの平均冷却速度を３．０℃／ｓ以上とした。ただし、３．０℃／ｓ以上の速度で急冷しすぎると、フェライト−パーライト変態ができずに、ベイナイトが形成されるようになるため、当該速度での冷却は、５５０℃以上までとした。
なお、急冷停止温度を適正に制御するという観点より、急冷停止温度までの平均冷却速度は、１００℃／ｓ以下であることが好ましい。
また、高強度化させる部分Ｘについて、急冷停止温度（５５０℃〜７００℃）から５００℃までの平均冷却速度が、０．５℃／ｓ以上、２．０℃／ｓ以下となるように冷却する。
これは、本発明ではＶ添加により特にパーライト変態が遅延されるため、平均冷却速度が２．０℃／ｓを超えるとベイナイトやマルテンサイトが形成されてしまうからである。一方、平均冷却速度が０．５℃／ｓ未満となると、フェライト−パーライト変態が高温化し、変態と同時に起こる相界面析出により形成されるＶＣが粗大化して析出強化量が低下するため、強度を確保することができなくなるからである。
これは、本発明ではＶ添加により特にパーライト変態が遅延されるため、平均冷却速度が２．０℃／ｓを超えるとベイナイトやマルテンサイトが形成されてしまうからである。一方、平均冷却速度が０．５℃／ｓ未満となると、フェライト−パーライト変態が高温化し、変態と同時に起こる相界面析出により形成されるＶＣが粗大化して析出強化量が低下するため、強度を確保することができなくなるからである。
なお、急冷停止温度は、前記したように、高強度化させる部分Ｘについて、オーステナイト中にＶＣが析出するのを抑制するため、７００℃以下にする必要がある。一方、急冷停止温度が５５０℃未満となると、その後、徐冷してもフェライト−パーライト変態ができなくなる。よって、急冷停止温度は、５５０℃〜７００℃とした。
（低強度化させる部分の冷却速度）
低強度化させる部分Ｙについて、熱間鍛造工程終了時の被加工材の温度から５００℃までの平均冷却速度が、１．０℃／ｓ以下となるように冷却する。
これは、熱間鍛造工程終了時の被加工材の温度から急冷停止温度（５５０℃〜７００℃）までについては、低冷却速度 （１．０℃／ｓ以下）で冷却することにより、オーステナイト域でＶＣを粗大に析出させることで、フェライト−パーライト変態時の相界面析出による微細析出を抑制させるためである。一方、急冷停止温度（５５０℃〜７００℃）から５００℃までについては、オーステナイト域においてＶＣの析出を促進してもフェライト−パーライト変態時にある程度の相界面析出は避けられない。しかし、相界面析出は変態温度が高ければ粗大に形成され析出強化量が低下するので、フェライト−パーライトが形成される変態温度を高めて強度を低下させるために、平均冷却速度を１．０℃／ｓ以下とした。なお、生産性の低下を防止するため、０．０１℃／ｓ以上であることが好ましい。
低強度化させる部分Ｙについて、熱間鍛造工程終了時の被加工材の温度から５００℃までの平均冷却速度が、１．０℃／ｓ以下となるように冷却する。
これは、熱間鍛造工程終了時の被加工材の温度から急冷停止温度（５５０℃〜７００℃）までについては、低冷却速度 （１．０℃／ｓ以下）で冷却することにより、オーステナイト域でＶＣを粗大に析出させることで、フェライト−パーライト変態時の相界面析出による微細析出を抑制させるためである。一方、急冷停止温度（５５０℃〜７００℃）から５００℃までについては、オーステナイト域においてＶＣの析出を促進してもフェライト−パーライト変態時にある程度の相界面析出は避けられない。しかし、相界面析出は変態温度が高ければ粗大に形成され析出強化量が低下するので、フェライト−パーライトが形成される変態温度を高めて強度を低下させるために、平均冷却速度を１．０℃／ｓ以下とした。なお、生産性の低下を防止するため、０．０１℃／ｓ以上であることが好ましい。
（冷却工程の具体的な手順）
被加工材の高強度化させる部分Ｘと低強度化させる部分Ｙとを、異なる平均速度で冷却する必要があるため、高強度化させる部分Ｘのみに冷却材を吹き付けられるように低強度化させる部分Ｙを断熱材（ガラスウール等）で覆う。その後、高強度化させる部分Ｘにのみ冷却材を吹き付ける（図１の（ｃ−１））。
なお、高強度化させる部分Ｘと低強度化させる部分Ｙとを、異なる平均速度で冷却できればよいため、前記方法のみに限定されることはなく、例えば、仕切り板等で冷却材が低強度化させる部分Ｙに当たらないようにするといった構成でもよい。
被加工材の高強度化させる部分Ｘと低強度化させる部分Ｙとを、異なる平均速度で冷却する必要があるため、高強度化させる部分Ｘのみに冷却材を吹き付けられるように低強度化させる部分Ｙを断熱材（ガラスウール等）で覆う。その後、高強度化させる部分Ｘにのみ冷却材を吹き付ける（図１の（ｃ−１））。
なお、高強度化させる部分Ｘと低強度化させる部分Ｙとを、異なる平均速度で冷却できればよいため、前記方法のみに限定されることはなく、例えば、仕切り板等で冷却材が低強度化させる部分Ｙに当たらないようにするといった構成でもよい。
被加工材の高強度化させる部分Ｘが急冷停止温度（５５０℃〜７００℃）となった後も、高強度化させる部分Ｘと低強度化させる部分Ｙとを、異なる平均速度で冷却する。ただし、急冷停止温度（５５０℃〜７００℃）までの手順と比べて、冷却材の吹き付ける流量を少なくする等により、高強度化させる部分Ｘの冷却速度を遅くする。
冷却方法については、特に限定されないが、所定の速度範囲内で冷却する必要があるため、単位時間あたりに同量の冷却材を吹き付ける方法が好ましい。また、冷却材については、冷却効果を有する圧縮ガス（空気、Ｎ２ガス、アルゴンガス、ミスト等）が好ましい。
（冷却工程における熱履歴）
冷却工程の熱履歴は、図２の時間ｔ４以降に示すとおりである。
時間ｔ４→ｔ５の高強度化させる部分Ｘの平均冷却速度については、３．０℃／ｓ以上で、時間ｔ５→ｔ６の高強度化させる部分Ｘの平均冷却速度については、０．５℃／ｓ以上、２．０℃／ｓ以下である。
時間ｔ４→ｔ７の低強度化させる部分Ｙの平均冷却速度については、１．０℃／ｓ以下である。なお、Ｔ３は、５５０℃〜７００℃（急冷停止温度）であり、Ｔ４は、５００℃である。
なお、時間ｔ４→ｔ７の冷却速度については、本発明では平均値で規定しているが、図２に示しているように、略一定速度で冷却されることが好ましい。
冷却工程の熱履歴は、図２の時間ｔ４以降に示すとおりである。
時間ｔ４→ｔ５の高強度化させる部分Ｘの平均冷却速度については、３．０℃／ｓ以上で、時間ｔ５→ｔ６の高強度化させる部分Ｘの平均冷却速度については、０．５℃／ｓ以上、２．０℃／ｓ以下である。
時間ｔ４→ｔ７の低強度化させる部分Ｙの平均冷却速度については、１．０℃／ｓ以下である。なお、Ｔ３は、５５０℃〜７００℃（急冷停止温度）であり、Ｔ４は、５００℃である。
なお、時間ｔ４→ｔ７の冷却速度については、本発明では平均値で規定しているが、図２に示しているように、略一定速度で冷却されることが好ましい。
なお、本発明に係る鍛造部品の製造方法は、加熱処理工程、熱間鍛造工程、冷却工程以外の工程、例えば、加熱処理工程の前に被加工材を所定形状に整える工程や、冷却工程の後に被加工材を放冷する工程等、を含む構成となっていてもよい。
以上、本発明の実施形態について説明したが、本発明は前記実施形態に限定されず、特許請求の範囲に記載した本発明の要旨を逸脱しない範囲で適宜設計変更可能である。
次に、本発明に係る鍛造部品の製造方法について、本発明の効果を確認した実施例（供試材Ｎｏ．２、３）を、本発明の要件を満たさない比較例（供試材Ｎｏ．１、４〜１３）と対比して具体的に説明する。
［供試材の作製］
表１に示す化学成分組成からなる円柱状（φ４０ｍｍ×６０ｍｍ）を呈する鋼を、全体が均一な温度となるように均一加熱した。
その後、供試材がφ２８．１ｍｍの円柱状を呈するように熱間押出（熱間鍛造）を行った。なお、熱間鍛造前に、一部の供試材については、空冷もしくは強制冷却により、表２の熱間鍛造温度まで冷却している。
熱間鍛造後、図１の（ｃ−１）、（ｃ−２）、（ｃ−３）、および、（ｃ−４）に示すような圧縮ガスを用いて冷却する方法、並びに、（ｃ−５）に示すようなガラスウールで構成された断熱材で供試材を覆うことで徐冷する方法を用いて、表２に示す平均冷却速度により供試材を冷却した。
なお、各条件の詳細な設定温度、時間等は表２に示した。
表１に示す化学成分組成からなる円柱状（φ４０ｍｍ×６０ｍｍ）を呈する鋼を、全体が均一な温度となるように均一加熱した。
その後、供試材がφ２８．１ｍｍの円柱状を呈するように熱間押出（熱間鍛造）を行った。なお、熱間鍛造前に、一部の供試材については、空冷もしくは強制冷却により、表２の熱間鍛造温度まで冷却している。
熱間鍛造後、図１の（ｃ−１）、（ｃ−２）、（ｃ−３）、および、（ｃ−４）に示すような圧縮ガスを用いて冷却する方法、並びに、（ｃ−５）に示すようなガラスウールで構成された断熱材で供試材を覆うことで徐冷する方法を用いて、表２に示す平均冷却速度により供試材を冷却した。
なお、各条件の詳細な設定温度、時間等は表２に示した。
［測定方法］
円柱状（φ３ｍｍ×７ｍｍ）を呈する丸棒試験片を、供試材の高強度化させる部分Ｘと、低強度化させる部分Ｙからそれぞれ切り出し、当該丸棒試験片の降伏強度をＪＩＳ Ｚ２２４１ に記載のオフセット法により測定した。
なお、丸棒試験片の長手方向が供試材の径方向となるように、供試材から丸棒試験片を切り出した。
円柱状（φ３ｍｍ×７ｍｍ）を呈する丸棒試験片を、供試材の高強度化させる部分Ｘと、低強度化させる部分Ｙからそれぞれ切り出し、当該丸棒試験片の降伏強度をＪＩＳ Ｚ２２４１ に記載のオフセット法により測定した。
なお、丸棒試験片の長手方向が供試材の径方向となるように、供試材から丸棒試験片を切り出した。
相当歪量については、熱間鍛造工程後の低強度化させる部分Ｙの鍛造前の直径Ｄ０と鍛造後の直径Ｄを測定し、これらの値からε= ｌｎ（Ｄ２／Ｄ０２）により求めた。
絞り（ＲＡ）については、冷間工程後の高強度化させる部分ＸをＪＩＳ Ｚ２２４１に記載の絞りの求め方に従って測定した。
［評価方法］
評価方法については、高強度化させる部分Ｘ（表２では、高強度部と記載）の降伏強度が９５０ＭＰａ以上であるとともに、低強度化させる部分Ｙ（表２では、低強度部と記載）の降伏強度が８００ＭＰａ以下であり、さらに、高強度化させる部分の絞り（ＲＡ）が３０％以上となる場合を、効果ありと評価し、それ以外の場合を効果なしと評価した。
なお、表２の均一加熱温度とは、図２のＴ１であり、表２の均一加熱時間とは図２のｔ１→ｔ２である。
評価方法については、高強度化させる部分Ｘ（表２では、高強度部と記載）の降伏強度が９５０ＭＰａ以上であるとともに、低強度化させる部分Ｙ（表２では、低強度部と記載）の降伏強度が８００ＭＰａ以下であり、さらに、高強度化させる部分の絞り（ＲＡ）が３０％以上となる場合を、効果ありと評価し、それ以外の場合を効果なしと評価した。
なお、表２の均一加熱温度とは、図２のＴ１であり、表２の均一加熱時間とは図２のｔ１→ｔ２である。
（Ｖ含有量による評価）
表１に示すように、鋼種ＡのＶ含有量（０．１０質量％）は、本発明が規定するＶ含有量の下限値（０．２０質量％）よりも少なかった。よって、鋼種Ａからなる供試材Ｎｏ．１は、高強度化させる部分の降伏強度が、７００ＭＰａとなり、９５０ＭＰａを下回る結果となった。
また、表１に示すように、鋼種ＤのＶ含有量（１．００質量％）は、本発明が規定するＶ含有量の上限値（０．８０質量％）よりも多かった。よって、鋼種Ｄからなる供試材Ｎｏ．４は、高強度化させる部分の降伏強度が、８４１ＭＰａとなり、９５０ＭＰａを下回る結果となった。
表１に示すように、鋼種ＡのＶ含有量（０．１０質量％）は、本発明が規定するＶ含有量の下限値（０．２０質量％）よりも少なかった。よって、鋼種Ａからなる供試材Ｎｏ．１は、高強度化させる部分の降伏強度が、７００ＭＰａとなり、９５０ＭＰａを下回る結果となった。
また、表１に示すように、鋼種ＤのＶ含有量（１．００質量％）は、本発明が規定するＶ含有量の上限値（０．８０質量％）よりも多かった。よって、鋼種Ｄからなる供試材Ｎｏ．４は、高強度化させる部分の降伏強度が、８４１ＭＰａとなり、９５０ＭＰａを下回る結果となった。
（加熱処理工程による評価）
供試材Ｎｏ．５は、加熱処理工程において、供試材の均一加熱温度を１０５０℃とし、ＴＶＣ＋５０℃（１０６６℃）よりも低かった。よって、高強度化させる部分の降伏強度が、９２１ＭＰａとなり、９５０ＭＰａを下回る結果となった。
供試材Ｎｏ．５は、加熱処理工程において、供試材の均一加熱温度を１０５０℃とし、ＴＶＣ＋５０℃（１０６６℃）よりも低かった。よって、高強度化させる部分の降伏強度が、９２１ＭＰａとなり、９５０ＭＰａを下回る結果となった。
（熱間鍛造工程による評価）
供試材Ｎｏ．６は、熱間鍛造工程において、供試材の熱間鍛造温度を１１５０℃とし、９５０℃よりも高かった。よって、低強度化させる部分Ｙの降伏強度が、１０２０ＭＰａとなり、８００ＭＰａを上回る結果となった。また、高強度化させる部分の絞り（ＲＡ）が１０％となり、３０％を下回る結果となった。
供試材Ｎｏ．７は、熱間鍛造工程において低強度化させる部分Ｙの相当歪量を０．１とし、０．２よりも低かった。よって、低強度化させる部分Ｙの降伏強度が、８７４ＭＰａとなり、８００ＭＰａを上回る結果となった。
供試材Ｎｏ．６は、熱間鍛造工程において、供試材の熱間鍛造温度を１１５０℃とし、９５０℃よりも高かった。よって、低強度化させる部分Ｙの降伏強度が、１０２０ＭＰａとなり、８００ＭＰａを上回る結果となった。また、高強度化させる部分の絞り（ＲＡ）が１０％となり、３０％を下回る結果となった。
供試材Ｎｏ．７は、熱間鍛造工程において低強度化させる部分Ｙの相当歪量を０．１とし、０．２よりも低かった。よって、低強度化させる部分Ｙの降伏強度が、８７４ＭＰａとなり、８００ＭＰａを上回る結果となった。
（冷却工程による評価）
供試材Ｎｏ．８は、冷却工程において、高強度化させる部分Ｘの急冷停止温度までの平均冷却速度を１．８℃／ｓとし、本発明が規定する当該平均冷却速度の下限値（３．０℃／ｓ）よりも遅かった。よって、高強度化させる部分Ｘの降伏強度が、８７５ＭＰａとなり、９５０ＭＰａを下回る結果となった。
供試材Ｎｏ．９は、冷却工程において、高強度化させる部分Ｘの急冷停止温度から５００℃までの平均冷却速度を０．１℃／ｓとし、本発明が規定する当該平均冷却速度の下限値（０．５℃／ｓ）よりも遅かった。よって、高強度化させる部分Ｘの降伏強度が、８８８ＭＰａとなり、９５０ＭＰａを下回る結果となった。
供試材Ｎｏ．１０は、冷却工程において、高強度化させる部分Ｘの急冷停止温度から５００℃までの平均冷却速度を２．５℃／ｓとし、本発明が規定する当該平均冷却速度の上限値（２．０℃／ｓ）よりも速かった。よって、高強度化させる部分Ｘの降伏強度が、８９５ＭＰａとなり、９５０ＭＰａを下回る結果となった。
供試材Ｎｏ．８は、冷却工程において、高強度化させる部分Ｘの急冷停止温度までの平均冷却速度を１．８℃／ｓとし、本発明が規定する当該平均冷却速度の下限値（３．０℃／ｓ）よりも遅かった。よって、高強度化させる部分Ｘの降伏強度が、８７５ＭＰａとなり、９５０ＭＰａを下回る結果となった。
供試材Ｎｏ．９は、冷却工程において、高強度化させる部分Ｘの急冷停止温度から５００℃までの平均冷却速度を０．１℃／ｓとし、本発明が規定する当該平均冷却速度の下限値（０．５℃／ｓ）よりも遅かった。よって、高強度化させる部分Ｘの降伏強度が、８８８ＭＰａとなり、９５０ＭＰａを下回る結果となった。
供試材Ｎｏ．１０は、冷却工程において、高強度化させる部分Ｘの急冷停止温度から５００℃までの平均冷却速度を２．５℃／ｓとし、本発明が規定する当該平均冷却速度の上限値（２．０℃／ｓ）よりも速かった。よって、高強度化させる部分Ｘの降伏強度が、８９５ＭＰａとなり、９５０ＭＰａを下回る結果となった。
供試材Ｎｏ．１１は、冷却工程において、低強度化させる部分Ｙの急冷停止温度までの平均冷却速度を３．０℃／ｓとし、本発明が規定する当該平均冷却速度の下限値（１．０℃／ｓ）よりも速かった。また、低強度化させる部分Ｙの急冷停止温度から５００℃までの平均冷却速度を１．２℃／ｓとし、本発明が規定する当該平均冷却速度の下限値（１．０℃／ｓ）よりも速かった。よって、低強度化させる部分Ｙの降伏強度が、１０２２ＭＰａとなり、８００ＭＰａを上回る結果となった。
供試材Ｎｏ．１２は、冷却工程において、急冷停止温度を７５０℃とし、本発明が規定する急冷停止温度の上限値（７００℃）よりも高かった。よって、高強度化させる部分Ｘの降伏強度が、９１０ＭＰａとなり、９５０ＭＰａを下回る結果となった。
供試材Ｎｏ．１３は、冷却工程において、急冷停止温度を５００℃とし、本発明が規定する急冷停止温度の下限値（５５０℃）よりも低かった。よって、高強度化させる部分Ｘの降伏強度が、８７０ＭＰａとなり、９５０ＭＰａを下回る結果となった。また、高強度化させる部分の絞り（ＲＡ）が８％となり、３０％を下回る結果となった。
供試材Ｎｏ．１２は、冷却工程において、急冷停止温度を７５０℃とし、本発明が規定する急冷停止温度の上限値（７００℃）よりも高かった。よって、高強度化させる部分Ｘの降伏強度が、９１０ＭＰａとなり、９５０ＭＰａを下回る結果となった。
供試材Ｎｏ．１３は、冷却工程において、急冷停止温度を５００℃とし、本発明が規定する急冷停止温度の下限値（５５０℃）よりも低かった。よって、高強度化させる部分Ｘの降伏強度が、８７０ＭＰａとなり、９５０ＭＰａを下回る結果となった。また、高強度化させる部分の絞り（ＲＡ）が８％となり、３０％を下回る結果となった。
以上の結果より、本発明に係る鍛造部品の製造方法によると、一つの部品内に、９５０ＭＰａ以上という十分な降伏強度が付与された部分（高強度化させる部分）と、８００ＭＰａ以下に降伏強度が抑えられた切削加工性が向上された部分（低強度化させる部分）とを非調質で形成させることができることがわかった。
また、本発明に係る鍛造部品の製造方法によると、高強度化させる部分について、破壊に対する抵抗の一つの指標である絞りを向上させることができることがわかった。
また、本発明に係る鍛造部品の製造方法によると、高強度化させる部分について、破壊に対する抵抗の一つの指標である絞りを向上させることができることがわかった。
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％、Ｎ：０．０１００質量％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼を用いて、
前記鋼からなる被加工材を、下記式（１）で算出されるＴＶＣ＋５０℃以上、１３５０℃以下となるように加熱する加熱処理工程と、
前記加熱処理工程の後に、前記被加工材を、ＡＣ３点以上、９５０℃以下として、熱間鍛造を行い、当該熱間鍛造により前記被加工材の相当歪量を０．２以上とする熱間鍛造工程と、
前記熱間鍛造工程の後に、前記被加工材の高強度化させる部分について、前記熱間鍛造工程終了時の前記被加工材の温度から急冷停止温度までの平均冷却速度が、３．０℃／ｓ以上となり、急冷停止温度から５００℃までの平均冷却速度が、０．５℃／ｓ以上、２．０℃／ｓ以下となり、前記被加工材の低強度化させる部分について、前記熱間鍛造工程終了時の前記被加工材の温度から５００℃までの平均冷却速度が、１．０℃／ｓ以下となるように、前記被加工材を冷却する冷却工程と、を含み、
前記急冷停止温度が５５０℃〜７００℃であり、
前記高強度化させる部分の降伏強度を９５０ＭＰａ以上とし、前記高強度化させる部分と前記低強度化させる部分との降伏強度の差の最大値を１５０ＭＰａ以上とすることを特徴とするフェライト−パーライト型非調質鍛造部品の製造方法。
ＴＶＣ（℃）＝−９５００／（ｌｏｇ（［％Ｃ］・［％Ｖ］）−６．７２）−２７３・・・（１）
（ただし、前記式（１）において、［％Ｃ］、［％Ｖ］は、前記Ｃ、前記Ｖの各含有量（質量％）とする。） - 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％、Ｎ：０．０１００質量％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼を用いて、
前記鋼からなる被加工材を、下記式（１）で算出されるＴＶＣ＋５０℃以上、１３５０℃以下となるように加熱する加熱処理工程と、
前記加熱処理工程の後に、前記被加工材を、ＡＣ３点以上、９５０℃以下として、１段または２段以上の熱間鍛造を行い、当該熱間鍛造により前記被加工材の相当歪量を０．２以上とする熱間鍛造工程と、
前記熱間鍛造工程の後に、前記被加工材の低強度化させる部分を断熱材で覆うとともに、前記被加工材の高強度化させる部分のみに冷却材を吹き付け、前記高強度化させる部分について、前記熱間鍛造工程終了時の前記被加工材の温度から急冷停止温度までの平均冷却速度が、３．０℃／ｓ以上となるように、前記被加工材を冷却し、
前記冷却後、前記被加工材の全体に冷却材を吹き付け、前記高強度化させる部分について、急冷停止温度から５００℃までの平均冷却速度が、０．５℃／ｓ以上、２．０℃／ｓ以下となり、かつ、前記低強度化させる部分について、前記熱間鍛造工程終了時の前記被加工材の温度から５００℃までの平均冷却速度が、１．０℃／ｓ以下となるように、前記被加工材を冷却する冷却工程と、を含み、
前記急冷停止温度が５５０℃〜７００℃であり、
前記高強度化させる部分の降伏強度を９５０ＭＰａ以上とし、前記高強度化させる部分と前記低強度化させる部分との降伏強度の差の最大値を１５０ＭＰａ以上とすることを特徴とするフェライト−パーライト型非調質鍛造部品の製造方法。
ＴＶＣ（℃）＝−９５００／（ｌｏｇ（［％Ｃ］・［％Ｖ］）−６．７２）−２７３・・・（１）
（ただし、前記式（１）において、［％Ｃ］、［％Ｖ］は、前記Ｃ、前記Ｖの各含有量（質量％）とする。）
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