JP2008274393A - 高強度及び高靭性フェライト＋パーライト型非調質鋼鍛造部材の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】Ｖを含有するフェライト＋パーライト型非調質鋼を用いつつ、鍛造直後の加工発熱を抑制することで、結晶粒の凍結硬化によりフェライト＋パーライト組織の微細化を容易に実現することが可能なフェライト＋パーライト型非調質鋼鍛造部材の製造方法を提供する。
【解決手段】高強度及び高靭性フェライト＋パーライト型非調質鋼鍛造部材の製造方法において、質量％で０．０５〜０．５０％のＶを含み、フェライト＋パーライト組織が９０％以上となるフェライト＋パーライト型非調質鋼を、Ｖ系炭化物の固溶温度以上に加熱した後、７００℃〜９５０℃に降温させてその温度域で圧縮加工率が３０％以上、かつ金型との接触時間が０．２０秒以上となるように鍛造加工を行い、その後冷却を行ってフェライト＋パーライト変態させ、パーライト粒径が１８μｍ以下である鍛造部材を得る。
【選択図】図２

Description

本発明は、例えば自動車エンジンに使用されるコンロッドなどの高強度及び高靭性フェライト＋パーライト型非調質鋼鍛造部材の製造方法に関する。

この種のフェライト＋パーライト型非調質鋼鍛造部材の製造方法として、例えば下記特許文献１に記載されているように、Ｖを含む鋼材をＶ系炭化物であるＶＣの固溶温度以上に加熱した後、７５０℃〜１０５０℃で鍛造加工することによって、ＶＣによる加工誘起析出硬化を得ながら、同時にピンニング効果により再結晶粒の粒成長を抑制しつつ再結晶粒を細粒化して、フェライト＋パーライト組織の微細化を図るようにしたものが知られている。この製造方法によれば、高い降伏強度と靭性を備えたフェライト＋パーライト型非調質鋼鍛造部材を製造することができる。
特開平１０−２３５４４７号公報

しかしながら、上記特許文献１に記載されたフェライト＋パーライト型非調質鋼鍛造部材の製造方法では、鍛造加工した後、その鍛造部材を単に衝風冷却や空冷などにより室温まで冷却するにすぎないため、鍛造加工時の加工発熱や残熱によって結晶粒の粗大化を引き起こし易く、特に鍛造部材が肉厚製品である場合においてその結晶粒の微細化が困難であった。

本発明の課題は、Ｖを含有するフェライト＋パーライト型非調質鋼を用いつつ、鍛造直後の加工発熱を抑制することで、結晶粒の凍結効果によりフェライト＋パーライト組織の微細化を容易に実現することが可能なフェライト＋パーライト型非調質鋼鍛造部材の製造方法を提供することにある。

課題を解決するための手段及び作用・効果

上記の課題を解決するために、本発明の高強度及び高靭性フェライト＋パーライト型非調質鋼鍛造部材の製造方法は、質量％で０．０５〜０．５０％のＶを含み、フェライト＋パーライト組織が９０％以上となるフェライト＋パーライト型非調質鋼を、Ｖ系炭化物の固溶温度以上に加熱した後、７００℃〜９５０℃に降温させてその温度域で圧縮加工率が３０％以上、かつ金型との接触時間が０．２０秒以上となるように鍛造加工を行い、その後冷却を行ってフェライト＋パーライト変態させ、パーライト粒径が１８μｍ以下である鍛造部材を得ることを特徴とする。

本発明では、金型との接触時間が０．２０秒以上となるように鍛造加工を行う。このように金型の抜熱を利用することによって、鍛造直後の加工発熱が抑制されるので、７００℃〜９５０℃の低温オーステナイト域での鍛造加工により生じる極めて微細かつ成長速度の速い動的再結晶粒の凍結効果が良好に向上する。また、加工誘起効果によって変態が促進される微細なフェライト＋パーライト組織の凍結効果も良好に向上する。しかし、金型との接触時間が１０秒を超えて保持しても、冷却の効果は飽和し、作業性を悪くするだけなので、接触時間の上限を１０秒とした。ここで、金型との接触時間が０．２０秒以上となるように鍛造加工を行うには、例えばクランクモーションプレスを用いる場合、約３０回／分よりも遅い成形速度で鍛造加工すればよく、また、例えば油圧プレスを用いる場合には、下死点保持時間が０．２０秒以上となるようにすればよい。

また、本発明では、圧縮加工率が３０％以上となるように鍛造加工を行う。ここで、圧縮加工率とは、鍛造加工の程度を表す量を意味し、最初の鋼材の直径をＤ１、加工後の鋼材の高さ（厚さ）をＤ２とすると、次式（１）で定義される。
{（Ｄ１−Ｄ２）／Ｄ１}×１００（％） …（１）
圧縮加工率が３０％以上となるように鍛造加工を行うことにより、動的再結晶粒の凍結効果がより一層良好となり、パーライトをほぼ確実に微細化することができる。一方、８５％以上の圧縮加工率で鍛造加工すると、鍛造部材の内部で加工による発熱が発生し、冷却の効果が得られなくなるので、圧縮加工率の上限値を８５％とする。

パーライト粒径が１８μｍ以下、好ましくは１０μｍ以下であることが望ましい。これにより、高強度と高靭性を兼ね備えたフェライト＋パーライト型非調質鋼鍛造部材を得ることができる。

また、本発明の実施に際して、前記７００℃〜９５０℃の温度域で鍛造加工を行う前に、前記フェライト＋パーライト型非調質鋼をＶ系炭化物の固溶温度以上に加熱した後、９００℃〜１０５０℃の温度域で鍛造加工を行うようにするとよい。これによれば、粗大化したオーステナイト粒が高温オーステナイト域での鍛造加工により細粒化されるので、この細粒化した状態の結晶粒を更に低温オーステナイト域で鍛造加工することで、より一段と微細化されたパーライト組織を得ることができる。

また、本発明の適用対象としては、前記高強度及び高靭性フェライト＋パーライト型非調質鋼鍛造部材がコンロッドであるとよい。これによれば、自動車用等の高負荷環境で使用されるコンロッドを、疲労強度等に格段に優れた製品とすることができる。

また、本発明の実施に際して、フェライト＋パーライト型非調質鋼の具体的な組成は、質量％で、Ｃ：０．２〜０．５％、Ｓｉ：０．２〜２．０％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ｐ：０．０１〜０．０８％、Ｓ：０．０１〜０．０５％、Ｖ：０．０５〜０．５０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなるものにするとよい。この場合、例えば、Ｃｕ：０．０５〜０．３０％、Ｎｉ：０．０５〜０．３０％、及びＣｒ：０．０５〜０．３０％のうちの１種又は２種以上を含有させるようにするとよい。また、これに加えて、例えば、Ｎｂ：０．０２〜０．１０％、Ｔｉ：０．０２〜０．１０％、及びＡｌ：０．００３〜０．０４０％のうちの１種又は２種以上、Ｎ：０．００４〜０．０３０％を含有させるようにするとよく、さらに、例えば、Ｃａ：０．０００１〜０．０１００％を含有させるようにするとよい。

組成限定理由は以下の通りである。
（１）Ｃ：０．２〜０．５％
Ｃは強度を確保するために必要な元素であり、Ｖ系炭化物の必須元素である。このため、０．２質量％以上の添加が必要である。一方、０．５質量％を超えて添加すると鍛造加工後の硬さが過剰となり、被削性が低下するので０．５質量％以下にする必要がある。

（２）Ｓｉ：０．２〜２．０％
Ｓｉは鋼溶製時において脱酸作用を有し、軟質相であるフェライトの強度を高めて、耐力や疲労強度を向上させる。このような効果を得るためにＳｉは０．２質量％以上含有させることが必要である。しかし、含有量が多すぎると不必要に硬さを増加させ被削性を劣化させるので２．０質量％以下にすることが必要となる。

（３）Ｍｎ：０．３〜２．０％
Ｍｎは鍛造部材の強度を高めるとともに焼入れ性を向上させる。しかし、多量に添加すると鍛造後にベイナイトが生成し、硬さが著しく増加して被削性を低下させるため０．３〜２．０質量％とした。

（４）Ｐ：０．０１〜０．０８％
Ｐは不可避な不純物で、粒界への偏析により靭性を低下させる元素としてできるだけ低く抑えられるのが一般的である。しかし、ＰはＳｉと同様にフェライト中に固溶しフェライトの強度を向上させるため耐力や疲労強度の向上に有効である。ただし、多量に添加してもその効果が飽和したり、鍛造加工性を阻害するために、添加量は０．０８質量％以下に留める。

（５）Ｓ：０．０１〜０．０５％
Ｓは被削性を向上させるのに有効な元素である。しかし、添加量が多すぎると、強度や鍛造加工性を低下させるので、０．０１〜０．０５質量％とした。

（６）Ｖ：０．０５〜０．５０％
ＶはＣと微細な炭化物を生成し、鍛造後の強度を高める元素である。特に耐力、疲労強度の向上には有効である。このような効果を得るためにも０．０５質量％以上の添加が必要である。しかしながら０．５０質量％以上添加しても高強度化の効果は飽和し、さらに被削性を低下させるので上限を０．５０質量％にした。

（７）Ｃｕ及びＮｉ：０．０５〜０．３０％
Ｃｕ、Ｎｉは不可避な不純物であり、０．０５質量％以下にすることは多大な努力を必要とし経済的に不利である。一方、Ｍｎ、Ｃｒと同様に強度を高めるためには有効な元素であるが多量の添加も同様に経済的に不利となるためその上限を０．３０質量％以下にする。
（８）Ｃｒ：０．０５〜０．３０％
ＣｒはＭｎと同様に鍛造部材の強度を高める。しかし、多量に添加すると鍛造後にベイナイトが生成し、硬さを著しく増大させるので、０．０５〜０．３０質量％とした。

（９）Ｎｂ：０．０２〜０．１０％、Ｔｉ：０．０２〜０．１０％、及びＡｌ：０．００３〜０．０４０％
Ｎｂ，ＴｉおよびＡｌは、窒化物および炭窒化物を生成し、鍛造後の結晶粒を微細化して強度を向上させるが、多量に添加すると、逆に強度が低下する。適切な添加量はＮｂ，Ｔｉは、０．０２〜０．１０％であり、Ａｌは０．００３〜０．０４０％である。
（１０）Ｎ：０．００４〜０．０３０％
Ｎは、Ｖ，Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂなどと窒化物や炭窒化物を生成して、結晶粒を微細化させ、結果として耐力を向上させる点で有用である。この効果を得るためには、０．００４％以上のＮが必要である。多量に添加しようとすると、ブローホールが発生して健全な鋼塊が得られないおそれがあるから、その上限を０．０３０％とした。
（１１）Ｃａ：０．０００１〜０．０１００％
Ｃａは、ＭｎＳ介在物の形態を制御する作用があり、それによって工具磨耗を抑制し、被削性を改善する効果がある。この効果を得るためには、０．０００１％以上が必要である。多量に添加すると、熱間加工性を低くするので、上限を０．０１００％とした。

ａ．第１実施例
以下、本発明の効果を確認するために行なった試験結果について説明する。表１のＡに示す化学組成のφ３０ｍｍの丸棒を、高周波加熱装置にて、１２００℃、２分間の加熱後、図１に示すように直径方向に圧縮加工率５０％の鍛造加工を行い、底部から３／４の高さの横断面のパーライト粒径を測定した。このとき、横断面を研磨してナイタール腐食後に組織写真を撮影し、フェライト＋パーライト組織以外の部位に色を塗ってフェライト＋パーライト組織の面積率を求めた。フェライト＋パーライト組織は何れも９０％以上であった。図２に鍛造温度をパラメータとしたときの、丸棒と金型（パンチ）との接触時間と、パーライト粒径との関係を示す。また、表２の上欄に、図２に示した試験データのうち圧縮加工率を５０％、接触時間を０．８０秒とした実施例１〜６と、圧縮加工率を５０％、接触時間を０．８０秒として鍛造温度をそれぞれ６５０℃，１０００℃とした比較例１，２を示す。

表２から明らかなように、比較例１では、鍛造部材に割れが発生した。また、比較例２では、パーライト粒径が１８μｍを超えた（１８．９μｍ）。これに対して、実施例１〜６では、何れもパーライト粒径が１０μｍ以下となった。また、図２から明らかなように、金型との接触時間が０．２０秒以上であるときパーライト粒径が１８μｍ以下となり、金型との接触時間が０．８０秒以上であるときパーライト粒径が１０μｍ以下となることがわかる。

図３に鍛造温度を７５０℃として金型との接触時間をパラメータ（０．２５秒，０．８０秒）としたときの、圧縮加工率とパーライト粒径との関係を示す。また、表２に、鍛造温度を何れも７５０℃とした上で、接触時間を０．８０秒、圧縮加工率をそれぞれ３０％，４０％，５０％とした実施例７，８，２と、圧縮加工率を５０％、接触時間をそれぞれ０．２０秒，１．５０秒とした実施例９，１０を示す。併せて、圧縮加工率を２０％、接触時間を０．８０秒とした比較例３と、圧縮加工率を５０％、接触時間を０．１０秒とした比較例４を示す。

表２から明らかなように、比較例３，４では、何れもパーライト粒径が１８μｍを超えた（１８．５μｍ，２２．０μｍ）。これに対して、実施例２，７〜１０では、何れもパーライト粒径が１８μｍ以下となった。また、図３から明らかなように、圧縮加工率が３０％以上であるときパーライト粒径が１８μｍ以下となることがわかる。図４に微細化されたパーライトの有効範囲を模式的に示す。

ｂ．第２実施例
この第２実施例では、表１のＢ〜Ｇに示す化学組成のφ３０ｍｍの丸棒を、上記第１実施例と同様、高周波加熱装置にて、１２００℃、２分間の加熱後、図１に示すように直径方向に鍛造加工を行い、底部から３／４の高さの横断面のパーライト粒径を測定した。この場合、鍛造温度を７００℃、圧縮加工率を５０％、金型との接触時間を０．８０秒とした。試験結果を表３に示す。表３から明らかなように、実施例１１〜１６のパーライト粒径は、何れも１０μｍ以下となった。

ｃ．第３実施例
この第３実施例では、表１のＡに示す化学組成のφ３０ｍｍの丸棒を、高周波加熱装置にて、１２００℃、２分間の加熱後、合計２回の圧縮加工率が５０％となるように、１回目は９５０℃にて圧縮加工率２０％の鍛造加工を行い、２回目は鍛造温度をパラメータとして圧縮加工率３７．５％の鍛造加工を行って、底部から３／４の高さの横断面のパーライト粒径を測定した。この第３実施例においても、上記第１および第２実施例と同様にして、フェライト＋パーライト組織の面積率を求めた。フェライト＋パーライト組織は何れも９０％以上であった。図５に鍛造温度をパラメータとしたときの、丸棒と金型（パンチ）との接触時間（２回目の鍛造加工時における金型との接触時間）と、パーライト粒径との関係を示す。表４に、図５に示した試験データのうち接触時間を０．８０秒とした実施例１７〜２２と、２回目の鍛造温度７５０℃にて接触時間をそれぞれ０．２０秒，１．５０秒とした実施例２３，２４を示す。また、比較例として、２回目の鍛造温度を６５０℃（接触時間０．８０秒）とした比較例５、１回目と２回目の鍛造温度を何れも１０００℃（接触時間０．８０秒）とした比較例６、９５０℃にて圧縮加工率２０％の鍛造加工を行い、その後鍛造加工を行わずに７５０℃にて接触時間を０．８０秒とした比較例７、および２回目の鍛造温度７５０℃にて接触時間を０．１０秒とした比較例８を示す。

表４および図５から明らかなように、第３実施例における各実施例１７〜２４は、対応する第１実施例における各実施例１〜６，９，１０に比して、何れもパーライト粒径がより一段と微細化していることがわかる。これに対して、２回目の鍛造温度が７００℃よりも低い比較例５では割れが発生し、２回目の鍛造温度が９５０℃よりも高い比較例６、合計の圧縮加工率が３０％よりも小さい比較例７、および接触時間が０．２０秒に満たない比較例８では、何れもパーライト粒径が１８μｍを超えた（１８．５μｍ，１８．２μｍ，２０．９μｍ）。

ｄ．第４実施例
この第４実施例では、表１のＢ〜Ｇに示す化学組成のφ３０ｍｍの丸棒を、上記第３実施例と同様、高周波加熱装置にて、１２００℃、２分間の加熱後、合計２回の圧縮加工率が５０％となるように、１回目は９５０℃にて圧縮加工率２０％の鍛造加工を行い、２回目は７００℃にて圧縮加工率３７．５％の鍛造加工を行って、底部から３／４の高さの横断面のパーライト粒径を測定した。この場合、７００℃にて金型との接触時間を０．８０秒とした。試験結果を表５に示す。表５から明らかなように、第４実施例における各実施例２５〜３０は、対応する第２実施例における各実施例１１〜１６に比して、何れもパーライト粒径がより一段と微細化していることがわかる。

試験片を示す説明図。 本発明の第１実施例に係り、鍛造温度をパラメータとしたときの、丸棒と金型との接触時間と、パーライト粒径との関係を示す説明図。 本発明の第１実施例に係り、鍛造温度を７５０℃として金型との接触時間をパラメータとしたときの圧縮加工率とパーライト粒径との関係を示す説明図。 微細化されたパーライトの有効範囲を示す模式図。 本発明の第３実施例に係り、２回目の鍛造温度をパラメータとしたときの、丸棒と金型との接触時間と、パーライト粒径との関係を示す説明図。

Claims (7)

1. 質量％で０．０５〜０．５０％のＶを含み、フェライト＋パーライト組織が９０％以上となるフェライト＋パーライト型非調質鋼を、Ｖ系炭化物の固溶温度以上に加熱した後、７００℃〜９５０℃に降温させてその温度域で圧縮加工率が３０％以上、かつ金型との接触時間が０．２０秒以上となるように鍛造加工を行い、その後冷却を行ってフェライト＋パーライト変態させ、パーライト粒径が１８μｍ以下である鍛造部材を得ることを特徴とする高強度及び高靭性フェライト＋パーライト型非調質鋼鍛造部材の製造方法。
2. 前記７００℃〜９５０℃の温度域で鍛造加工を行う前に、前記フェライト＋パーライト型非調質鋼をＶ系炭化物の固溶温度以上に加熱した後、９００℃〜１０５０℃の温度域で鍛造加工を行う請求項１に記載の高強度及び高靭性フェライト＋パーライト型非調質鋼鍛造部材の製造方法。
3. 質量％で、Ｃ：０．２〜０．５％、Ｓｉ：０．２〜２．０％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ｐ：０．０１〜０．０８％、Ｓ：０．０１〜０．０５％、Ｖ：０．０５〜０．５０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなるフェライト＋パーライト型非調質鋼が用いられる請求項１または２に記載の高強度及び高靭性フェライト＋パーライト型非調質鋼鍛造部材の製造方法。
4. Ｃｕ：０．０５〜０．３０％、Ｎｉ：０．０５〜０．３０％、及びＣｒ：０．０５〜０．３０％のうちの１種又は２種以上を含有する請求項３に記載の高強度及び高靭性フェライト＋パーライト型非調質鋼鍛造部材の製造方法。
5. Ｎｂ：０．０２〜０．１０％、Ｔｉ：０．０２〜０．１０％、及びＡｌ：０．００３〜０．０４０％のうちの１種又は２種以上、Ｎ：０．００４〜０．０３０％を含有する請求項４に記載の高強度及び高靭性フェライト＋パーライト型非調質鋼鍛造部材の製造方法。
6. Ｃａ：０．０００１〜０．０１００％を含有する請求項５に記載の高強度及び高靭性フェライト＋パーライト型非調質鋼鍛造部材の製造方法。
7. 前記高強度フェライト＋パーライト型非調質鋼鍛造部材は、コンロッドである請求項１〜６のいずれか１項に記載の高強度及び高靭性フェライト＋パーライト型非調質鋼鍛造部材の製造方法。

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