WO2007000888A1 - 疲労強度に優れた熱間鍛造品およびその製造方法並びに機械構造部品 - Google Patents

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cooling
hardened
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Kazukuni Hase
Hideto Kimura
Takaaki Toyooka
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Jfe Steel Corporation
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    • Y10S—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10S148/00—Metal treatment
    • Y10S148/902—Metal treatment having portions of differing metallurgical properties or characteristics

Definitions

  • the present invention is provided as a semi-finished product before finishing processing of automobile parts using steel, such as undercarriage parts such as constant velocity joints and hubs, and mechanical structural parts represented by engine parts such as crankshafts.
  • the present invention relates to hot forged products, particularly hot forged products having excellent fatigue strength.
  • Patent Document 1 discloses a method for producing a high fatigue strength hot forged product in which the entire forged product is quenched after hot forging, and further the matrix is precipitated and strengthened by tempering. It is disclosed.
  • Patent Document 1 Japanese Patent No. 3100492 Disclosure of Invention
  • the present invention was developed in view of the above circumstances, and the fatigue strength required from the increase in generated stress due to weight reduction and compactification of the forged product by appropriately controlling the structure in the hot forging process. However, it has excellent fatigue strength of, for example, 20% or more compared to the forged product obtained by the conventional method.Furthermore, not only the portion where fatigue strength is not required but also other portions after hot forging. It is an object of the present invention to provide a hot forged product that has good machinability when subjected to cutting and can be easily finished in combination with its advantageous manufacturing method.
  • the part that has been partially quenched by partial cooling is self-tempered by the amount of heat retained in the uncooled part, and as a result, the same effect as the tempering process that has been performed as a conventional additional process. And in order to get the effect, this self-tempering must satisfy certain parameters.
  • the present invention is based on the above findings. -That is, the gist of the present invention is as follows.
  • the self-hardening part is a hot forged product as described in 1 above, which consists of a martensite structure or a bainite structure.
  • a part of cooling process is performed to cool at a rate of 20 ° C / s or higher from A c 3 + 100 ° C or higher to A cl — 150 ° C or lower. Go then, then A c on the part!
  • a method for producing a hot forged product characterized by performing tempering by reheating in a temperature range not exceeding a point.
  • Figure 1 is a conceptual diagram of temperature as in recuperation.
  • FIG. 2 is a diagram showing the relationship between the parameter H and H ZV 2 .
  • FIG. 3 is a process diagram showing the procedure of hot forging.
  • Fig. 4 shows the outline of the bending fatigue state test.
  • the hot forged product of the present invention has a hardened portion introduced by partial cooling after hot forging and a non-hardened portion other than the hardened portion.
  • the ratio (Vi-V 2 ) ZV 2 is less than 0.1, the strength of the hardened part is not increased so much that the effect of improving fatigue strength cannot be obtained.
  • the ratio (V — V 2 ) exceeds 0.8 As a result, the hardness becomes too high and the cold workability such as machinability is greatly reduced.
  • the subsequent cutting is indispensable, and it is important to set (v 1 ) Zv 2 to 0.8 or less.
  • the optimal range is from 0.2 to 0.6.
  • the hardened part having such a hardness difference is composed of a martensite structure and Z or bainitic structure, and the non-hardened part is mainly composed of ferrite structure and Z or pearlite structure, and partly bainite. Tissue may be mixed.
  • the above hot forged products were obtained by direct partial quenching and self-tempering after hot forging, and then machined parts after subsequent cutting finishing.
  • the steel material is heated and guided to a hot forging machine to perform hot forging.
  • the forged product thus obtained is not less than Ac 3 + 100 ° C.
  • a cl It is important to partially perform the cooling process to cool to 150 ° C or lower at a rate of 20 ° C / s or higher.
  • by cooling parts that require high fatigue strength after hot forging from A c 3 + 100 ° C or higher to A c i – 150 ° C or lower at a rate of 20 ° C / s or higher.
  • ferrite formation during cooling can be suppressed, and the structure can be martensite and / or benite.
  • partial cooling after hot forging is performed in the temperature range from A c 3 + 100 ° C or higher to A c i _ 150 ° C or lower in order to obtain a sufficient recuperation effect after cooling.
  • c Cooling from 3 + 100 ° C or higher is indispensable. Cooling at A cl – 150 ° C or lower is to suppress the formation of ferrite.
  • the recuperation based on the amount of heat held by the component, it is important to tempering continuously A C 1 point at exceed no temperature range. That is, when the tempering temperature by recuperation exceeds the AC 1 point, the structure formed by partial quenching becomes re-austenite, and in the subsequent cooling process, it becomes a ferrite pearlite structure. In order to prevent this, it is important to temper in the temperature range that does not exceed the Ac point. Further, tempering by recuperation of the heat is about ⁇ after the cooling is stopped until it reaches 300 ° C in the temperature lowering process after recuperation. From the average temperature T n ( ⁇ ) force per second, the parameter ⁇ defined by the following equation (2) is
  • Fig. 1 shows the temperature history of the partial cooling section during recuperation.
  • the average temperature T n ( ⁇ n) for each ⁇ t n from the time when cooling stopped until the time t 2 when it reached 300 ° C in the temperature drop process after recuperation The parameter ⁇ is determined by obtaining ⁇ ) and applying this to the above equation (2).
  • the delta t eta and request as 0.5 seconds or less.
  • Fig. 2 shows the relationship between the ratio (V — V ZV 2 and parameter H described above.
  • the hardness ratio Vi—V / V 2 exceeds 0.8 and machinability becomes a problem.
  • parameter H exceeds 85, k is excessively softened (Vi — V / V 2 is less than 0.1, and the effect of improving fatigue strength cannot be obtained
  • the hot forged products of this invention can be obtained by performing partial cooling treatment under specified conditions. Although it does not depend on the component composition, the following component composition is recommended as a suitable component.
  • C is an element necessary for improving the strength of steel. If the C content is less than 0.3 ma SS %, the required strength cannot be obtained. On the other hand, if it exceeds 0.9 m asS ° / o , the machinability, fatigue strength and forgeability will be reduced. % Is the preferred range.
  • Si not only acts as a deoxidizer but also contributes to the improvement of strength.However, if the content is less than 0.01 mass%, the effect is insufficient. In order to cause a decrease in inter-workability, 0.01 to 1.2 mass% was made a suitable range.
  • Mn 0.01 ⁇ 2.0mass% Mn, not only the improvement of strength, acts effectively to the improvement of the fatigue strength, the effect is less than the content 0. 01mass% is insufficient, the forgeability and the more than 2. 0 mA SS% In order to deteriorate the machinability, 0.01 to 2.0 mass% was made a suitable range.
  • Mo is an element useful in suppressing the growth of ferrite grains, it requires 0. 05ma S s% or more even without least in order that, machinability and addition of more than 0.60111 3% In order to cause deterioration, it is preferable to set it as 0.05 to 0.60 mass%.
  • A1 acts as a deoxidizer for steel. However, if the content is less than 0.01 mass%, the effect is poor, and if it exceeds 0.06 mass ° / o , the machinability and fatigue strength will be reduced. It is preferable to do.
  • Ti is a useful element for refining crystal grains due to the pinning effect of TiN. To obtain this effect, at least 0.005 mass% or more is required, but 0.05 mass% is required. Addition in excess causes a decrease in fatigue strength, so a range of 0.005 to 0.05 mass% is preferable.
  • Ni is an element that is effective in preventing cracking when Cu is added, and it is necessary to add 0.05 nkss%, but if Ni is added in excess of 1.0 mass%, it will cause cracking. In order to make it easy to cause, it is preferable to limit it to 1.0 ma SS % or less.
  • Cr is effective in increasing the strength and is preferably added in an amount of 0.05 mass% or more.
  • V 0. lmass% or less ⁇
  • V is a carbide forming element and an element that exerts the effect of refining the structure by pinning. Preferably, it is added in an amount of 0.005 mass% or more, but since the effect is saturated even if it exceeds 0.1 lmass%, it is preferable to limit it to 0. lmass%.
  • Cu 1.0 mass% or less
  • Cu is an element that improves strength by solid solution strengthening and precipitation strengthening, and is also effective in improving hardenability, so it is preferably added in an amount of more than 0. linass%, but more than 1.0 mass ° / 0 If it is included, cracks occur during hot working, so it is preferable to limit it to 1. o mass % or less.
  • N precipitates as a carbide or a carbonitride is effective that to suppress the grain growth by pinning, preferably but added 0. 005m ass% or more, the effect be added Caro exceed 0. 05mass% is to saturate, it is preferable to limit below 0. 05m aS s%.
  • B is a useful element that not only segregates at grain boundaries and improves fatigue strength by strengthening grain boundaries, but also improves strength.
  • 0.003 mass% or more is added, but even if added in excess of 0.001 ⁇ 2ass ° / o , the effect is saturated, so it is preferable to limit it to 0.008 mass% or less.
  • the balance is Fe and inevitable impurities.
  • Inevitable impurities include P, S, O and N.
  • the hot forged product obtained by force was subjected to microstructure observation, hardness measurement, bending fatigue test and cutting test as follows. For comparison, fabricated products were also produced by the hot forging / air cooling process and the hot forging / overall quenching and tempering process that are commonly used in the past. After the entire quenching, tempering was performed at a tempering temperature of 600 ° CX l kr. In addition, a high-frequency brazing treatment was further performed on a part of the hot forged air-cooled material.
  • a sample for structure observation was cut out from the flange root portion 1a and the shaft end portion 1b of the obtained hot forged product, and the nital corrosion structure was observed with an optical microscope and an electron microscope.
  • the Vickers hardness was measured at a load of 300 g on the lower part of the skin from the flange root 1a and shaft end 1b forces.
  • a hot forged product is attached to the rotating shaft with fixing bolts, a load is applied as shown in Fig. 4, and the flange is rotated at 800 rpm.
  • An endurance test was conducted to give a load, and the fatigue strength at which the endurance time was 120 hours was determined.
  • the machinability by the cutting test was evaluated by peripheral cutting.
  • a carbide tool P10 with a cutting speed of 200 m / min, a cutting depth of 0.25 and a feed of 0.5 thigh / rev, spraying the lubricant and cutting the entire part by machining Evaluation was based on the time required.
  • the time required for the time t 1 required for cutting the conventional hot forged / air-cooled process material was defined as t 2 and evaluated as (t 2 ⁇ t 1) Z t 1.
  • Nos. 6 and 7 are cases where the cooling start temperature is low and the self-tempering parameter H is low.
  • the tempering of the hardened part is insufficient, the hardness rises greatly, and the machinability is poor.
  • the cooling stop temperature is high, so that the quenching effect of the structure is insufficient and the fatigue strength is not increased.
  • parameter H exceeds 85, the fatigue strength does not increase sufficiently.
  • the cooling rate after hot forging is insufficient, a sufficient hardened structure is not obtained, and the fatigue strength is not increased.
  • No. 11 is a comparative example manufactured by a conventional general hot forging process.
  • No. 12 has been fully quenched after hot forging, and although fatigue strength is improved, it is inferior in machinability.
  • No. 13 was locally hardened after hot forging, and although the fatigue strength was improved, the machinability was deteriorated.
  • Nos. 11, 15, 17, 19 and 21 were manufactured by a conventional process and were used to compare fatigue strength with local coolant.

Abstract

熱間鍛造工程において組織を適切に制御することにより、鍛造品の軽量化やコンパクト化による発生応力の増大から要求される疲労強度が、従来法で得られた鍛造品に比べて例えば20％以上という優れた疲労強度を有し、しかも疲労強度が必要とされない部分は勿論、それ以外の部分についても熱間鍛造後に切削加工が施された際の被削性が良好であり、容易に仕上げ加工を行うことのできる熱間鍛造品を提供する。熱間鍛造後の部分冷却によって導入された硬化部と、非硬化部とを有し、表面における前記硬化部のビッカース硬さＶ１と前記非硬化部のビッカース硬さＶ２が（Ｖ１−Ｖ２）／Ｖ２：0.1～0.8を満足するものとする。

Description

明細書 疲労強度に優れた熱間鍛造品およびその製造方法並びに機械構造部品 技術分野
本発明は、 鋼を用いた自動車部品、 たとえば等速ジョイントおよびハブなどの足 回り部品や、 クランクシャフト等のエンジン部品に代表される機械構造部品の、 仕 上げ加工前の半製品として供される熱間鍛造品、 特に疲労強度に優れた熱間鍛造品 に関するものである。 背景技術
自動車の足回り部品やエンジン部品に用いられる鋼製品は、 熱間鍛造を行い、 そ の後切削加工による仕上げを行って製造するのが一般的である。 近年、 かかる用途 の製品に対して、 その適用先である自動車の軽量化を所期した小型化や薄肉化の実 現に向けて、 疲労強度を高めることが希求されている。
例えば、 熱間鍛造品の疲労強度を高める技術として、 特許文献 1には、 熱間鍛造 後に鍛造品全体を焼入れ、 さらに焼戻し処理によりマトリックスを析出強化する高 疲労強度熱間鍛造品の製造方法が開示されている。
特許文献 1 ： 特許第 3100492号公報 発明の開示
しかしながら、 特許文献 1に記載の方法では、 熱間鍛造後に部品全体を直接冷却 するため、 部品全体の硬度が高くなり、 疲労強度が要求されない部位の加工性が低 下する。 すなわち、 上記使途の機械構造部品は、 熱間鍛造によって概略の製品形状 を与えた後、 この熱間鍛造品の表層を通常は全面的に切削する仕上げ加工を施して 製造される。 従って、 この種の機械構造部品の製造において、 切削加工と表面研削 が不可欠であるところ、 部品全体の硬度が高くなると、 必然的に被削性が低下し、 大きな問題となる。
また、 析出強化処理のために別途焼戻し処理が必要となるため、 省エネ^/ギ一の 観点からも好ましくない。 本発明は、 上記の事情に鑑み開発されたものであり、 熱間鍛造工程において組織 を適切に制御することにより、 鍛造品の軽量化やコンパクト化による発生応力の増 大から要求される疲労強度が、 従来法で得られた鍛造品に比べて、 例えば 20%以 上という優れた疲労強度を有し、 しかも疲労強度が必要とされない部分は勿論、 そ れ以外の部分についても熱間鍛造後に切削加工が施された際の被削性が良好であり、 容易に仕上げ加工を行うことのできる熱間鍛造品を、 その有利な製造方法に併せて 提供することを目的とする。
さて、 発明者らは、 上記の目的を達成すべく、 特に熱間鍛造後に部分冷却を施す ことに関して鋭意研究を重ねた結果、 以下に示す （I ) 〜 （III) の知見を得た。
( I ) 熱間鍛造品の特に疲労強度が必要な部分を冷却して部分的に焼入れを行うご とによって、 その部分の硬度上昇率が 10%以上になれば、 部品としての疲労強度 を 20%以上向上させることが可能であること。
(II) また、 部分冷却による部分焼入れを施した部分は、 冷却されていない部位の 保有熱量により自己焼戻しされる結果、 従来付加工程として行ってきた焼戻し処理 と同等の効果が得られること。 そして、 その効果を得るためには、 この自己焼戻し が特定のパラメータを満足すること。
(III) 従って、 鍛造品を室温まで冷却後に改めて焼戻しをする必要がないため、 非常に安価に高疲労強度部品を製造することが可能であること。
本発明は、 上記の知見に基づくものである。 - すなわち、 本発明の要旨構成は、 次の通りである。
1 . 熱間鍛造後の部分冷却によって導入された硬化部と、 非硬化部とを有し、 表面 における前記硬化部のビッカース硬さ V と前記非硬化部のビッカース硬さ V 2が 下記式 （1 ) を満足することを特徴とする熱間鍛造品。
記
(ν「ν2) Ζν2： 0. 1〜0. 8 一 ( 1 )
2 . 應己硬化部は、 マルテンサイト組織おょひブまだはべイナィト組織からなる上 記 1に記載の熱間鍛造品。
3 . 上記 1または 2に記載の熱間鍛造品に冷間仕上げ加工を施してなる機械構造部
Ρ
ΠΡο
4. 熱間鍛造を施して得た鍛造品に対して、 A c 3 + 100°C以上から A c l— 150°C以 下まで 20°C/ s以上の速度にて冷却する冷却処理を部分的に行って、 次いで、 そ' の部分に Ac！点を超えなレ、温度域での復熱による焼戻しを施すことを特徴とする 熱間鍛造品の製造方法。
5. 前記復熱による焼戻しは、 前記冷却を停止後、 復熱後の降温過程で 300°Cに到 達するまでの間について、 ΔΤη秒毎の平均温度 Tn (Κ) から、 下記式 （2) に て定義されるパラメータ Ηが、
65≤Η≤85
を満足する上記 4に記載の熱間鍛造品の製造方法。
記
Η= 1 o g l。∑ l Of n -— (2)
但し、 f n=logATn— 1.597X104ZTn + 100
本発明によれば、 疲労強度が従来の熱間鍛造品に比べて 20%以上の高疲労強度 化を、 良好な被削性の下に実現できる。 図面の簡単な説明
図 1は、 復熱における温度 asの概念図である。
図 2は、 パラメータ Hと 、H ZV2との関係を示す図である。
図 3は、 熱間鍛造の手順を示す工程図である。
図 4は、 曲げ疲労状態試験の要領を示す図である。
なお、 図 3中の符号の説明は以下の通りである。
1 熱間鍛造品 1
1 a フランジ根元部
1 b 軸端部 発明を実施するための最良の形態
本発明の熱間鍛造品は、 熱間鍛造後の部分冷却によって導入された硬化部と、 そ れ以外の非硬化部とを有し、 表面におけ,る前記硬化部のビッ力ース硬さ V丄と l!if己 非硬化部のビッカース硬さ v2が、 次式
(V「 V2) /V2： 0.：！〜 0.8
を満足することが肝要である。
すなわち、 比 （Vi— V2) ZV2が 0.1未満では、 硬化部の強度上昇が少なく十 分な疲労強度の向上効果が得られない。 一方、 比 （V — V2) が 0.8を超え ると， 硬度が高くなりすぎて被削性などの冷間加工性が大幅に低下する。 特に、 本 発明では熱間鍛造後に直接部分焼入れを行うことから、 その後の切削加工は不可欠 であり、 （ ェ一 v2) Zv2を 0. 8以下にすることは重要である。 最適な範囲は、 0. 2〜0. 6である。
かような硬度差を持つ前記硬化部は、 マルテンサイト組織および Zまたはべイナ ィト組織からなり、 一方の非硬化部は、 フェライト組織おょぴ Zまたはパーライト 組織を主体とし、 一部べィナイト組織が混入することもある。
以上の熱間鍛造品は、 熱間鍛造後に直接部分焼入れ、 そして自己焼きもどしを経 て得られたものであり、 その後の切削仕上げ加工を経て機械構造部品となる。
次に、 （V i— V 2) /V 2 : 0.；！〜 0. 8となる熱間鍛造品を製造するための製造条 件について説明する。
すなわち、 この種部品の製造の一般に倣って、 鋼素材を加熱して熱間鍛造機に導 いて熱間鍛造を施すが、 かくして得た鍛造品に対して、 A c 3 +100°C以上から Ac l — 150°C以下まで 20°C/ s以上の速度にて冷却する冷却処理を部分的に行うことが 肝要である。 すなわち、 熱間鍛造後に高疲労強度が要求される部位を、 A c 3 + 100°C以上から A c i— 150°C以下まで 20°C/s以上の速度にて冷却することによつ て、 冷却中のフェライト生成を抑制し、 組織をマルテンサイトおよび/またはべィ ナイトとすることが可能である。
ここで、 熱間鍛造後の部分冷却を A c 3 + 100°C以上から A c i _ 150°C以下までの 温度域で行うのは、 冷却後に十分な復熱効果を得るためには A c 3 + 100°C以上から の冷却が不可欠で、 A c l— 150°C以下で冷却するのは、 フェライトの生成を抑制す るためである。
また、 上記温度域での冷却速度を 20°C/ s以上とするのは、 冷却中のフェライ ト変態を抑制し、 組織をマルテンサイトおよび/ /またはべィナイトとするためであ る。
その後、 当該部品の保有する熱量に基づく復熱によって、 連続的に AC 1点を超 えない温度域で焼戻しさせることが重要である。 すなわち、 復熱による焼戻し温度 が AC 1点を超えると部分焼入れにより形成された組織が再ぴオーステナイトとな り、 その後の冷却過程においてフェライト 'パーライト組織となるためである。 こ れを防止するためには A c 点を超えな 、温度域で焼戻しさせることが重要である。 さらに、 Ιΐίϊ己復熱による焼戻しは、 前記冷却を停止後、 復熱後の降温過程で 300°Cに到達するまでの間について、 ΔΤ。秒毎の平均温度 Tn (Κ) 力 ら、 下記式 (2) にて定義されるパラメータ Ηが、
65≤Η≤85
を満足することが好ましい
記
Η= 1 o g l。∑ 1 0 ίη -— (2)
但し、 f n = logATn— 1.597Χ104/Τη + 100
ここで、 図 1に部分冷却部の復熱時の温度履歴を示す。 図 1に示すように冷却停 止後の冷却カーブから、 冷却停止時 から、 復熱後の降温過程で 300°Cに達した 時点 t 2までについて、 それぞれの Δ t nにおける平均温度 Tn (Κ) を求め、 これ を上記 (2) 式に適用することでパラメータ Ηが決まる。 この際、 自己焼戻し過程 における温度 Τηは連続的に変化するため、 Δ t ηは 0.5秒以下として求めるもの とする。
図 2に前述した比 （V — V ZV2とパラメータ Hとの関係を示す。 図 2に示 すようにパラメータ Hと硬度比は良い相関があり、 パラメータ Hが 65未満になる と、 焼戻し効果が不十分なため、 硬度比 （Vi— V /V2が 0.8を超えてしまい、 被削性が問題となる。 また、 パラメータ Hが 85を超えると k、 過度に軟化される ために （Vi— V /V 2が 0.1未満になって疲労強度の向上効果が得られない。 以上述べたように、 本宪明の熱間鍛造品は、 所定条件の下に部分冷却処理を施す ことによって得られ、 成分組成に依存するものではないが、 好適成分として以下の 成分組成が推奨される。
C： 0.3〜0.9mass%
Cは、 鋼の強度を向上させるために必要な元素である。 C量が 0.3maSS%未満で は必要な強度が得られず、 一方 0.9masS°/oを越えると被削性や疲労強度、 さらに鍛. 造性の低下を招くため、 0.3〜0.9mass%を好適範囲とした。
Si： 0.01〜1.2mass%
Si は、 脱酸剤として作用するだけではなく、 強度の向上にも有効に寄与するが、 含有量が 0.01mass%未満ではその効果は不十分であり、 1.2mass%を超えると鍛造 性や冷間加工性の低下を招くため、 0.01〜1.2mass%を好適範囲とした。
Mn： 0.01〜2.0mass% Mnは、 強度の向上だけでなく、 疲労強度の向上に有効に作用するが、 含有量が 0. 01mass%未満ではその効果は不十分であり、 2. 0maSS%を超えると鍛造性や被削 性を劣化させるため、 0. 01〜2. 0mass%を好適範囲とした。
以上が好適な基本成分であるが、 さらなる疲労強度の向上を求める場合には、 以 下に述べる元素を適宜含有させることができる。
Mo： 0. 05〜0. 60mass%
Moは、 フェライト粒の成長を抑制する上で有用な元素であり、 そのためには少 なくとも 0. 05maSs%以上必要とするが、 0. 60111 3%を超えて添加すると被削性の 劣化を招くため、 0. 05〜0. 60mass%とすることが好ましい。
A1 ： 0. 01〜0. 06薦 s%
A1は、 鋼の脱酸剤として作用する。 しかしながら、 含有量が 0. 01mass%未満で はその効果に乏しく、 0. 06mass°/oを超えると被削性おょぴ疲労強度の低下を招くた め、 0. 01〜0. 06mass%とすることが好ましい。
Ti： 0. 005〜0. 050mass%
Tiは、 TiNのピンユング効果により、 結晶粒を微細化するために有用な元素であ り、 この効果を得るためには少なくとも 0. 005mass%以上の添加を必要とするが、 0. 050mass%を超えて添加すると疲労強度の低下を招くため、 0. 005〜0. 050mass% の範囲とすることが好ましい。
Ni： 1. 0mass%以下
Niは、 強度上昇おょぴ Cu添加時の割れ防止に有効な元素であり、 好ましくは 0. 05nkss%の添加を必要とするが、 Ni量は 1. 0mass%を超えて添加すると焼割れを 起こしやすくなるため、 1. 0maSS%以下に制限することが好ましい。
Cr： 1. 0mass%以下
Crは、 強度上昇に有効であり、 好ましくは 0. 05mass%以上添加するが、
1. 0maSS%を超えて添加すると、 炭化物を安定化させて残留炭化物の生成を促進し、 粒界強度を低下させ、 また疲労強度の低下も招くことから、 1. omass%以下に制限 することが好ましい。
V： 0. lmass%以下 ·
Vは、 炭化物形成元素でありピンニングによる組織微細化効果を発揮する元素で ある。 好ましくは 0. 005mass%以上添加するが、 0. lmass%を超えても効果が飽和 するため 0. lmass%に制限するヒとが好ましい。 Cu ： 1. 0mass%以下
Cuは、 固溶強化、 析出強化により強度を向上させる元素であり、 また、 焼入性 の向上にも有効であるため好ましくは 0. linass%以上添加するが、 1. 0mass°/0を超 えて含有すると熱間加工時の割れが発生するため 1. omass%以下に制限することが 好ましい。
Nb ： 0. 05mass%以下
N は炭化物もしくは炭窒化物として析出し、 ピンニングにより粒成長を抑制す る効果があり、 好ましくは 0. 005mass%以上添加するが、 0. 05mass%を超えて添カロ してもその効果は飽和するため、 0. 05maSs%以下に制限することが好ましい。
Ca： 0. 008mass%以下
Caは、 介在物を球状化し、 疲労特性を改善する効果がある。 このましくは
0. 001maSS%以上添加するが、 0. 008mass%を超えて添加すると介在物が粗大化し、 疲労特性を劣化させる傾向にあるため、 0. 008masS%以下に制限することが好まし い。
B ： 0. 004mass%以下
Bは、 粒界に偏析し粒界強化により疲労強度を改善するだけでなく、 強度を向上 させる有用な元素である。 好ましくは 0. 003mass%以上添加するが、 0. 00½ass°/o を超えて添加してもその効果は飽和するため、 0. 008mass%以下に制限することが 好ましい。
なお、 残部は Feおよび不可避的不純物である。 不可避的不純物としては P、 S、 Oおよび Nが挙げられる。
実施例
表 1に示す化学成分組成の鋼を真空溶解炉にて溶製し、 100kgのィンゴットに铸 造した。 次いで、 インゴットを熱間鍛造により 65腿 φ の圧延構岡とした。 この圧 延 #1岡を 1000〜1200°Cに加熱後、 図 3に示す、 3段階の熱間鍛造を施して同図
( d ) に示すフランジを有する熱間鍛造品 1に成形した。 この熱間鍛造後、 ただち にフランジ根元部 1 aに限局した部分冷却を行った後、 放冷した。
なお、 熱間鍛造の温度は、 放射温度計にて測定し、 熱間鍛造後はフランジ根元部 l aに熱電対を取り付け、 温度履歴を測定し、 自己能もどしパラメータ Hを算出し た。 この計算においては、 Δ t =0. 5秒とし、 温度 Tは各 Δ tにおける平均温度 (K) を用いた。 力 くして得られた熱間鍛造品について、 組織観察、 硬さ測定、 曲げ疲労状態試験 および切削試験を以下の要領にて実施した。 比較のために、 従来一般的に用いられ ている熱間鍛造 ·空冷プロセス、 および熱間鍛造 ·全体焼入れ焼もどしプロセスで も锻造品を作製した。 全体焼入後、 焼戻し温度 600°C X l krの焼戻し処理を行った。 また、 熱間鍛造'空冷材の一部において、 さらに高周波烧入れ処理を行った。
まず、 組織観察は、 得られた熱間鍛造品のフランジ根元部 1 aおよび軸端部 1 b から組織観察用サンプルを切り出し、 そのナイタール腐食組織を光学顕微鏡および 電子顕微鏡にて観察した。
ビッカース硬さ測定は、 フランジ根元部 1 aおよび軸端部 1 b力 らそれぞれ表皮 下 1膽部について荷重 300 gにてビッカース硬さを測定した。
また、 曲げ疲労状態試験は、 図 4に示すように、 固定ボルトにより熱間鍛造品を 回転軸に取り付け、 図 4に示す要領で荷重を付与し回転数 800rpmで回転させなが らフランジ部に荷重を付与する耐久試験を行い、 耐久時間が 120時間となる疲労強 度を求めた。
切削試験による切削性は、 外周施削で評価した。 すなわち、 超硬工具 P10を用い、 切削速度 200m/min、 切込み 0. 25画および送り 0. 5腿/ revにて、 潤滑剤を噴霧し て実施し、 施削により部品全体を切削するのに要する時間で評価した。 この際、 従 来の熱間鍚造 ·空冷プロセス材の切削に要した時間 t 1に対して要した時間を t 2 とし、 （t 2— t 1 ) Z t 1として評価した。
Figure imgf000011_0001
AC3=910-203 Ο"15.2Ni+44.7Si-|-104V+31.5Moo Ao1 =723-10.7 n-16.9Ni+29.1Si + 16.9Cr
表 2
Figure imgf000012_0001
¾ί Μ:マノレ亍ンサイト， Β:ベイナイト， Ρ:パ一ライト， F:フェライト
表 2において、 No. 1〜5、 14、 16、 18および 20は本発明例であり、 従来プ ロセスでの製造材に比較して 25%以上の疲労強度の向上と切削性の両立が達成さ れている。
No. 6および 7は、 冷却開始温度が低く、 自己焼もどしパラメータ Hが低くな つた場合であり、 硬化部の焼もどしが不十分で硬度上昇が大きく、 被削性に劣る。 N o .. 8は、 冷却停止温度が高いため組織の焼入れ効果が不十分であり疲労強度が 上昇していない。 No. 9は、 パラメータ Hが 85を超えるため、 疲労強度が十分 に上昇しない。 No. 10は、 熱間錄造後の冷却速度が不十分であり、 十分な硬化 組織が得られず疲労強度が上昇していない。 No. 11は従来の一般的な熱間鍚造 プロセスで製造した比較例である。 No. 12は、 熱間铸造後、 全体焼入れしたも のであり、 疲労強度の向上は見られるが被削性に劣る。 No. 13は、 熱間鍚造後 に局部的に焼入れ処理したものであり、 疲労強度の向上は見られるが被削性が劣化 している。 No. 11、 15、 17、 19および 21は、 従来プロセスで製造したものであ り、 局部冷却材との疲労強度比較のために実施した。

Claims

請求の範囲
1. 熱間鍛造後の部分冷却によって導入された硬化部と、 非硬化部とを有し、 表面における前記硬化部のビッカース硬さ と前記非硬化部のビッカース硬さ V2が下記式 （1) を満足することを特徴とする熱間鍛造品。
記
(Vx-V2) /V2 ： 0.1〜0·8 —— (1)
2. 前記硬化部は、 マルテンサイト組織および/またはべイナイト組織からな る請求項 1に記載の熱間鍛造品。
3. 請求項 1または 2に記載の熱間鍛造品に冷間仕上げ加工を施してなる機械 構造部
4. 熱間鍛造を施して得た鍛造品に対して、 Ac3+100°C以上から Acl_ 150°C以下まで 20°C/ s以上の速度にて冷却する冷却処理を部分的に行って、 次 いで、 その部分に AC1点を超えない温度域での復熱による焼戻しを施すととを 特徴とする熱間鍛造品の製造方法。
5. 前記復熱による焼戻しは、 前記冷却を停止後、 復熱後の降温過程で 300°C に到達するまでの間について、 ΔΤη秒毎の平均温度 Tn (Κ) から、 下記式
(2) にて定義されるパラメータ Ηが、
65≤Η≤85
を満足する請求項 4に記載の熱間鍛造品の製造方法。
記
Η= 1 o g10∑ 10 f n -一 (2)
伹し、 f n = logATn— 1.597X104/Tn + 100
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