JP2008013813A - 組織制御された鋼材の製造方法及び組織制御された鋼材 - Google Patents

Abstract

【課題】組織制御された鋼材の製造方法及び組織制御された鋼材において、鋼材における結晶粒の粗大化を抑制して、鋼材の組織を更に微細化することである。
【解決手段】０．１０質量％以上０．４８質量％以下のＣと、０．１５質量％以上１．６０質量％以下のＳｉと、０．６０質量％以上２．５０質量％以下のＭｎと、０質量％より多く０．０２０質量％以下のＮと、所定の含有率のＡｌとを含む鋼材を熱間鍛造加工して製造される組織制御された鋼材の製造方法であって、鋼材は、９００℃以上１１５０℃以下で熱間鍛造加工される。また、鋼材は、０．０１５質量％以上０．０５０質量％以下のＡｌを含むことが好ましい。
【選択図】図１

Description

本発明は、組織制御された鋼材の製造方法及び組織制御された鋼材に係り、特に、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎ及びＡｌを含む鋼材を、熱間鍛造加工して製造される組織制御された鋼材の製造方法及び組織制御された鋼材に関する。

車両、特に、自動車用の部品には、機械構造用炭素鋼等の鋼材が使用される。鋼材には、引張強度や疲労強度等の機械的強度特性を向上させるために、焼入れ、焼きもどし等の熱処理によりマルテンサイト組織等にする調質処理が行われている。

ここで、鋼材に焼入れ、焼きもどし等による調質処理を行うと熱処理時間等を要するため、鋼材により製造される自動車用部品の製造コストが高くなる場合がある。そのため、このような調質処理を行わずに鋼材の組織を微細化して、鋼材の機械強度特性等を向上させることが行われている。

特許文献１には、熱間鍛造による自動車部品の製造において、鋼を熱間鍛造後、直接、油冷して、機械加工性に優れ且つ耐座屈性、耐疲労性に優れた高強度非調質鋼部品を製造する製造方法が示されている。また、特許文献２と特許文献３とには、熱間加工して製造される非調質鋼が示されている。

特開２００１−３００３６号公報 特開昭５８−７１３５４号公報 特開平８−３３３６２４号公報

ところで、上述したような焼入れ、焼きもどし等の調質処理を行なわない非調質鋼は、一般的に、高温、例えば、１２００℃以上で熱間鍛造されて製造される。このような高温で熱間鍛造すると、鋼材における結晶粒の粗大化が生じる場合がある。そして、鋼材の結晶粒が粗大化すると、鋼材の強度や靭性が低下する可能性がある。

そこで、本発明の目的は、鋼材における結晶粒の粗大化を抑制して、鋼材の組織を更に微細化する組織制御された鋼材の製造方法及び組織制御された鋼材を提供することである。

本発明に係る組織制御された鋼材の製造方法は、０．１０質量％以上０．４８質量％以下のＣと、０．１５質量％以上１．６０質量％以下のＳｉと、０．６０質量％以上２．５０質量％以下のＭｎと、０質量％より多く０．０２０質量％以下のＮと、所定の含有率のＡｌとを含む鋼材を熱間鍛造加工して製造される組織制御された鋼材の製造方法であって、鋼材は、９００℃以上１１５０℃以下で熱間鍛造加工されることを特徴とする。

本発明に係る組織制御された鋼材の製造方法において、鋼材は、０．０１５質量％以上０．０５０質量％以下のＡｌを含むことを特徴とする。

本発明に係る組織制御された鋼材の製造方法において、鋼材は、０．０５質量％以上０．３０質量％以下のＶと、０質量％より多く０．０３０質量％以下のＰと、０質量％より多く０．０６５質量％以下のＳと、０質量％より多く１．２０質量％以下のＣｒと、０質量％より多く０．３０質量％以下のＭｏとを含むことを特徴とする。

本発明に係る組織制御された鋼材は、０．１０質量％以上０．４８質量％以下のＣと、０．１５質量％以上１．６０質量％以下のＳｉと、０．６０質量％以上２．５０質量％以下のＭｎと、０質量％より多く０．０２０質量％以下のＮと、所定の含有率のＡｌとを含む鋼材を熱間鍛造加工して製造される組織制御された鋼材であって、鋼材は、９００℃以上１１５０℃以下で熱間鍛造加工して製造されることを特徴とする。

本発明に係る組織制御された鋼材において、鋼材は、０．０１５質量％以上０．０５０質量％以下のＡｌを含むことを特徴とする。

本発明に係る組織制御された鋼材において、鋼材は、０．０５質量％以上０．３０質量％以下のＶと、０質量％より多く０．０３０質量％以下のＰと、０質量％より多く０．０６５質量％以下のＳと、０質量％より多く１．２０質量％以下のＣｒと、０質量％より多く０．３０質量％以下のＭｏとを含むことを特徴とする。

本発明に係る車両用部品は、０．１０質量％以上０．４８質量％以下のＣと、０．１５質量％以上１．６０質量％以下のＳｉと、０．６０質量％以上２．５０質量％以下のＭｎと、０質量％より多く０．０２０質量％以下のＮと、所定の含有率のＡｌとを含む鋼材を、９００℃以上１１５０℃以下で熱間鍛造加工して製造される組織制御された鋼材で製造されることを特徴とする。

上記のように本発明に係る組織制御された鋼材の製造方法及び組織制御された鋼材によれば、鋼材における結晶粒の粗大化を抑制して、鋼材の組織を更に微細化することができる。

以下に図面を用いて本発明に係る実施の形態につき、詳細に説明する。図１は、組織制御された鋼材の製造工程を示すフローチャートである。組織制御された鋼材の製造工程は、溶解工程（Ｓ１０）と、鋳造工程（Ｓ１２）と、加熱工程（Ｓ１４）と、熱間鍛造加工工程（Ｓ１６）と、冷却工程（Ｓ１８）とを含んで構成される。

溶解工程（Ｓ１０）は、溶解したＦｅ（鉄）に合金成分を添加して調製することにより溶鋼を製造する工程である。鋼材には、合金成分として、Ｃ（炭素）と、Ｓｉ（珪素）と、Ｍｎ（マンガン）と、Ｎ（窒素）と、Ａｌ（アルミニウム）とが含まれる。

鋼材には、０．１０質量％以上０．４８質量％以下のＣが含有されることが好ましい。Ｃは、機械強度特性や硬さ等を向上させるために鋼材に添加される。Ｃ含有量が０．１０質量％以上であるのは、Ｃ含有量が０．１０質量％より少ないと十分な機械的強度特性や硬さ等が得られない場合があるからである。また、Ｃ含有量が０．４８質量％以下であるのは、Ｃ含有量が０．４８質量％より多いと、靭性等が低下する場合があるからである。勿論、他の条件次第では、鋼材のＣ含有量は、上記の範囲に限定されることはない。

鋼材には、０．１５質量％以上１．６０質量％以下のＳｉが含有されることが好ましい。Ｓｉは、脱酸または固溶強化等のために鋼材に添加される。Ｓｉ含有量が０．１５質量％以上であるのは、Ｓｉ含有量が０．１５質量％より少ないと脱酸または固溶強化等が十分に行われない場合があるからである。また、Ｓｉ含有量が１．６０質量％以下であるのは、Ｓｉ含有量が１．６０質量％より多いと靭性等が低下する場合があるからである。勿論、他の条件次第では、鋼材のＳｉ含有量は、上記の範囲に限定されることはない。

鋼材には、０．６０質量％以上２．５０質量％以下のＭｎが含有されることが好ましい。Ｍｎは、脱酸、固溶強化または組織微細化等のために鋼材に添加される。Ｍｎ含有量が０．６０質量％以上であるのは、Ｍｎ含有量が０．６０質量％より少ないと脱酸または固溶強化等が十分に行われない場合があるからである。また、Ｍｎ含有量が２．５０質量％以下であるのは、Ｍｎ含有量が２．５０質量％より多いと靭性等が低下する場合があるからである。勿論、他の条件次第では、鋼材のＭｎ含有量は、上記の範囲に限定されることはない。

鋼材には、０質量％より多く０．０２０質量％以下のＮが含有されることが好ましい。Ｎは、Ａｌや後述するＶ等と化学反応して窒化物を鋼材に析出させるために添加される。そして、鋼材に窒化物を析出させることにより、窒化物のピン留め効果等で鋼材の組織を微細化することができる。Ｎ含有量が０．０２０質量％以下であるのは、Ｎ含有量が０．０２０質量％より多いと窒化物が多く析出されるために靭性等が低下する場合があるからである。勿論、他の条件次第では、鋼材のＮ含有量は、上記の範囲に限定されることはない。

鋼材には、所定の含有率のＡｌが含有される。Ａｌは、Ｎと化学反応してＡｌＮ（窒化アルミニウム）等を鋼材に析出させることができる。また、Ａｌは、脱酸剤としての機能を有している。

鋼材には、０．０１５質量％以上０．０５０質量％以下のＡｌが含有されることが好ましい。Ａｌ含有量が０．０１５質量％以上であるのは、Ａｌ含有量が０．０１５質量％より少ないと、上述したピン留め効果等により組織を微細化するためのＡｌＮを十分に析出させることができない場合があるからである。また、Ａｌ含有量が０．０５０質量％以下であるのは、Ａｌ含有量が０．０５０質量％より多いとＡｌＮがより多く析出されるために靭性等が低下し、製造時に割れ等が生じる場合があるからである。勿論、他の条件次第では、鋼材のＡｌ含有量は、上記の範囲に限定されることはない。

また、鋼材には、更に、合金成分として、Ｖ（バナジウム）と、Ｐ（リン）と、Ｓ（硫黄）と、Ｃｒ（クロム）と、Ｍｏ（モリブデン）とを含むことができる。

鋼材には、０．０５質量％以上０．３０質量％以下のＶが含有されることが好ましい。Ｖは、Ｖ炭化物またはＶ窒化物等を形成させて組織微細化等するために鋼材に添加される。Ｖ含有量が０．０５質量％以上であるのは、Ｖ含有量が０．０５質量％より少ないと金属組織をピン止め効果等により微細化するためのＶ炭化物またはＶ窒化物等を十分に析出させることができない場合があるからである。また、Ｖ含有量が０．３０質量％以下であるのは、Ｖ含有量が０．３０質量％より多いと靭性等が低下する場合があるからである。勿論、他の条件次第では、鋼材のＶ含有量は、上記の範囲に限定されることはない。

鋼材には、０質量％より多く０．０３０質量％以下のＰが含有されることが好ましい。Ｐは、鋼材を固溶強化等するために含有される。Ｐ含有量が０．０３０質量％以下であるのは、Ｐ含有量が０．０３０質量％より多いと靭性等が低下する場合があるからである。勿論、他の条件次第では、鋼材のＰ含有量は、上記の範囲に限定されることはない。

鋼材には、０質量％より多く０．０６５質量％以下のＳが含有されることが好ましい。Ｓは、被削性の向上等のために含有される。Ｓ含有量が０．０６５質量％以下であるのは、Ｓ含有量が０．０６５質量％より多いと靭性等が低下する場合があるからである。勿論、他の条件次第では、鋼材のＳ含有量は、上記の範囲に限定されることはない。

鋼材には、０質量％より多く１．２０質量％以下のＣｒが含有されることが好ましい。Ｃｒは、Ｃｒ炭化物等を鋼材に析出させることによる組織微細化や耐食性を向上させるために含有される。Ｃｒ含有量が１．２０質量％以下であるのは、Ｃｒ含有量が１．２０質量％より多いと靭性等が低下する場合があるからである。勿論、他の条件次第では、鋼材のＣｒ含有量は、上記の範囲に限定されることはない。

鋼材には、０質量％より多く０．３０質量％以下のＭｏが含有されることが好ましい。Ｍｏは、Ｍｏ炭化物等を鋼材に析出させて組織微細化等するために含有される。Ｍｏ含有量が０．３０質量％以下であるのは、Ｍｏ含有量が０．３０質量％より多いと靭性等が低下する場合があるからである。勿論、他の条件次第では、鋼材のＭｏ含有量は、上記の範囲に限定されることはない。

溶解したＦｅに合金成分を添加して調製することにより溶鋼を製造するためには、一般的に、Ｆｅの製鋼に用いられる製鋼法を使用することができる。Ｆｅの製鋼法には、平炉を用いた平炉製鋼法、転炉を用いた転炉製鋼法またはアーク炉を用いた電気製鋼法等を使用することができる。勿論、他の条件次第では、上記製鋼法に限定されることはない。

鋳造工程（Ｓ１２）は、溶解工程（Ｓ１０）でＦｅを溶解して合金成分を調製した溶鋼を鋳型に流して、例えば、直方体形状のスラブを鋳造する工程である。鋳造には、一般的に、金属材料の鋳造で行われている鋳造法、例えば、連続鋳造法等を用いることができる。勿論、他の条件次第では、上記鋳造法に限定されることはない。

そして、鋳造したスラブを、例えば、円柱状のビレットに塑性加工した後、ビレットを所定の長さに機械加工することにより、鍛造用素材が成形される。

加熱工程（Ｓ１４）は、鍛造用素材を所定の温度まで加熱する工程である。鍛造用素材を所定の温度で加熱するのは、鍛造用素材に析出されたＡｌＮ等の窒化物や炭化物等を固溶させるためである。ここで、加熱温度は、例えば、鍛造用素材がオーステナイト相を形成する温度とすることが好ましい。鍛造用素材を所定の温度、例えば、１２００℃で加熱することにより、ＡｌＮ等の窒化物や炭化物等をＦｅに固溶させることができる。勿論、他の条件次第では、鍛造用素材の加熱温度は、上記温度に限定されることはない。

鍛造用素材を加熱する加熱装置には、一般的に、鍛造用素材の加熱に用いられる鍛造用燃焼炉や誘導加熱等で加熱する鍛造用電気加熱炉等を使用することができる。勿論、他の条件次第では、加熱装置は、上記加熱装置等に限定されることはない。

熱間鍛造加工工程（Ｓ１６）は、加熱工程（Ｓ１４）で加熱された鍛造用素材を熱間鍛造加工する工程である。加熱された鍛造用素材を熱間鍛造加工することにより所定の形状、例えば、自動車用部品形状であるクランクシャフト形状またはコネクティングロッド形状等に加工することができる。

鍛造温度は、９００℃以上１１５０℃以下とすることが好ましい。また、鍛造温度は、９００℃以上１１００℃以下とすることが更に好ましい。上記鍛造温度で熱間鍛造加工することにより、ＡｌＮ等を鋼材に析出させることができるからである。そして、ＡｌＮ等のピン留め効果により鋼材における結晶粒の粗大化を抑制して、組織を微細化することができる。

鍛造温度が９００℃以上であるのは、鍛造温度が９００℃より低いと、熱間鍛造加工時の変形抵抗が増大し、クランクシャフト等における自動車用部品形状の鍛造加工が困難になる場合があるからである。また、熱間鍛造加工に用いられる金型の損傷が大きくなる場合があるからである。そして、鍛造温度が１１５０℃以下であるのは、鍛造温度が１１５０℃より高いと鋼材の結晶粒が粗大化する場合があるからである。

次に、熱間鍛造加工する鍛造装置について説明する。図２は、鍛造装置１０の構成を示す図である。鍛造装置１０は、スライド１２とベッド１４とを含んで構成され、油圧シリンダ等で制御される。スライド１２には上型１６が設けられ、ベッド１４には下型１８が設けられる。また、金型である上型１６と下型１８とには、金型温度を測定するための熱電対２０が配置される。そして、鍛造装置１０には、上型１６と下型１８とを潤滑する潤滑剤をスプレするスプレノズル２２が、例えば、上型１６と下型１８との間に設けられる。上型１６と下型１８とに潤滑剤をスプレすることにより、金型の摩耗を抑えることができる。また、図３は、熱間鍛造加工時の鍛造用素材と金型の測温方法を示す図である。鍛造装置１０には、加熱された鍛造用素材２４の温度を測定するために、放射温度計２６等が設けられる。

鍛造用素材２４の鍛造温度における制御方法について説明する。まず、加熱された鍛造用素材２４の温度が放射温度計２６により測定され、上型１６と下型１８の金型温度が熱電対２０により測定される。そして、鍛造用素材２４の温度、上型１６と下型１８との温度及び鍛造用素材２４の形状等に基づいて、上型１６と下型１８とにスプレノズル２２で潤滑剤をスプレするスプレ量とスプレ時間とが演算装置により演算される。

演算装置により演算された所定量の潤滑剤が、上型１６と下型１８とにスプレノズル２２からスプレされた後、鍛造用素材２４は、プレスされて熱間鍛造加工される。そして、熱間鍛造加工後に、熱間鍛造加工された鋼材の温度が、放射温度計２６等により測定される。

ここで、熱間鍛造加工された鋼材の温度が、鍛造温度である９００℃以上１１５０℃以下の温度範囲から外れた場合には、上記演算装置による演算で温度誤差を修正するようにフィードバックされる。例えば、熱間鍛造加工された鋼材の温度が１１５０℃より高い場合には、金型温度を下げるために、演算装置により金型にスプレするスプレ量が多くなり、スプレ時間が長くなるように演算される。また、熱間鍛造加工された鋼材の温度が９００℃より低い場合には、金型温度を上げるために、演算装置により金型にスプレするスプレ量が少なくなり、スプレ時間が短くなるように演算される。このようにして熱間鍛造加工時における鍛造用素材の鍛造温度を９００℃以上１１５０℃以下に制御することができる。勿論、他の条件次第では、鍛造温度の制御は、上記制御方法に限定されることはない。

冷却工程（Ｓ１８）は、熱間鍛造加工工程（Ｓ１６）で熱間鍛造加工された鋼材を冷却する工程である。熱間鍛造加工された鋼材は、放冷または空冷により冷却することができる。勿論、他の条件次第では、冷却方法は、放冷または空冷に限定されることはなく、油冷を用いてもよい。

なお、上記構成における組織制御された鋼材は、車両用部品、例えば、クランクシャフトまたはコネクティングロッド等に好適に用いることができる。勿論、上記構成における組織制御された鋼材は、上記車両用部品の用途に限定されることはない。

上記構成によれば、鍛造温度を９００℃以上１１５０℃以下とすることによりＡｌＮを鋼材に析出させることができる。そして、ＡｌＮのピン留め効果により結晶粒の粗大化を抑制して、鋼材の組織を微細化することができる。

上記構成によれば、０．０１５質量％以上０．０５０質量％以下のＡｌを鋼材に含有させることにより、より多くのＡｌＮを鋼材に析出させることができる。そして、ＡｌＮのピン留め効果により結晶粒の粗大化を抑制して、鋼材の組織を微細化することができる。

上記構成によれば、ＡｌＮのピン留め効果により結晶粒の粗大化を抑制して、鋼材の組織を微細化することにより、鋼材における引張強度等の機械強度特性や靭性等を向上させることができる。

鋼材を熱間鍛造加工して組織の微細化について評価した。表１は、評価に使用した鋼材の合金組成を示す表である。なお、表１に示す各々合金成分の単位は、質量％である。

表１に示すように、鋼材には合金組成Ａを有する鋼材と合金組成Ｂを有する鋼材を使用した。合金組成Ａ及び合金組成Ｂは、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ａｌ及びＮを含んで構成した。また、合金組成Ａ及び合金組成Ｂの残部は、Ｆｅと不可避的不純物等である。

また、合金組成Ｂを有する鋼材は、合金組成Ａを有する鋼材よりもＡｌの含有量が多くなるように鋳造された。合金組成Ａを有する鋼材におけるＡｌ含有量は、０．０１１質量％とした。そして、合金組成Ｂを有する鋼材におけるＡｌ含有量は、０．０２４質量％とした。

合金組成Ａを有する鋼材と合金組成Ｂを有する鋼材について、鍛造温度を１１００℃〜１２５０℃まで変えて熱間鍛造加工した。そして、熱間鍛造加工後に冷却して、各々熱間鍛造加工された鋼材の組織を光学顕微鏡で観察した。評価した熱間鍛造加工された鋼材を以下に示す。

〔評価した熱間鍛造加工された鋼材〕
発明鋼１： 合金組成Ａ、鍛造温度１１００℃
発明鋼２： 合金組成Ａ、鍛造温度１１５０℃
発明鋼３： 合金組成Ｂ、鍛造温度１１００℃
発明鋼４： 合金組成Ｂ、鍛造温度１１５０℃
比較鋼１： 合金組成Ａ、鍛造温度１２１０℃
比較鋼２： 合金組成Ａ、鍛造温度１２５０℃
比較鋼３： 合金組成Ｂ、鍛造温度１２１０℃
比較鋼４： 合金組成Ｂ、鍛造温度１２５０℃

図４は、熱間鍛造加工された鋼材の組織観察結果を示す写真である。合金組成Ａを有する鋼材において、発明鋼１及び発明鋼２は、比較鋼１及び比較鋼２よりも結晶粒の粗大化が抑制され、組織が微細化された。また、合金組成Ｂを有する鋼材において、発明鋼３及び発明鋼４は、比較鋼３及び比較鋼４よりも結晶粒の粗大化が抑制され、組織が微細化された。これらのことから、鍛造温度が１１５０℃より高くなると結晶粒が粗大化されることがわかった。

そして、発明鋼１は、発明鋼２よりも結晶粒の粗大化が更に抑制され、組織がより微細化された。また、発明鋼３は、発明鋼４よりも結晶粒の粗大化が更に抑制され、組織がより微細化された。このことから、鍛造温度は、１１５０℃よりも１１００℃のほうが、結晶粒の粗大化が更に抑制され、組織がより微細化されることがわかった。

また、０．０２４質量％のＡｌを含有する発明鋼３は、０．０１１質量％のＡｌを含有する発明鋼１よりも結晶粒の粗大化が更に抑制され、組織がより微細化された。このことからＡｌの含有量が多いほど、結晶粒の粗大化が更に抑制され、組織がより微細化されることがわかった。

図５は、発明鋼１及び発明鋼３における組織の写真である。発明鋼１の結晶粒径は、平均粒径で１００μｍであるのに対して、発明鋼３の結晶粒径は、平均粒径で２０μｍ〜３０μｍであった。

次に、上記発明鋼及び上記比較鋼について、ＪＩＳ Ｇ ０５５１に規定される方法により結晶粒の粒度測定を行った。まず、結晶粒の粒度測定方法について説明する。上記発明鋼及び上記比較鋼における供試体の断面を切断し鏡面研磨した後、３％ナイタールを用いてα（フェライト）＋パーライト組織を現出した。そして、これらの組織について光学顕微鏡観察を行い、線分法により旧γ（オーステナイト）粒径を測定した。本供試体は、いずれも中炭素鋼であり、旧γ（オーステナイト）粒径に沿って初析α（フェライト）が網目状に生成するのでこれによりγ（オーステナイト）化後あるいは熱間鍛造加工後のγ（オーステナイト）組織におけるγ（オーステナイト）粒径を求め、旧γ（オーステナイト）粒径を測定した。光学顕微鏡観察は、各供試体１０視野測定し、その平均値とした。

図６は、熱間鍛造加工された鋼材における結晶粒の粒度測定結果を示す図である。図６では、横軸に鍛造温度を取り、縦軸に結晶粒の粒度を取り、合金組成Ａを有する鋼材のデータを黒菱形で示し、合金組成Ｂを有する鋼材のデータを黒四角形で示した。なお、粒度番号は、番号がより大きいほど結晶粒径がより小さいことを表し、番号がより小さいほど結晶粒径がより大きいことを表している。

１１５０℃以内の鍛造温度で熱間鍛造加工された発明鋼１〜発明鋼４は、１１５０℃よりも高い鍛造温度で熱間鍛造加工された比較鋼１〜比較鋼４より、粒度番号が大きい結果が得られた。このことから、１１５０℃以内の鍛造温度で熱間鍛造加工することにより、熱間鍛造加工された鋼材における結晶粒の粗大化が抑制され、組織の微細化が生じていることがわかった。

また、１１００℃で熱間鍛造加工された発明鋼１及び発明鋼３は、１１５０℃で熱間鍛造加工された発明鋼２及び発明鋼４より粒度番号が大きい結果が得られた。このことから、１１００℃以内の鍛造温度で熱間鍛造加工することにより、熱間鍛造加工された鋼材における結晶粒の粗大化が更に抑制され、組織の微細化が生じていることがわかった。

０．０２４質量％のＡｌを含有する発明鋼３は、０．０１１質量％のＡｌを含有する発明鋼１より粒度番号が大きい結果が得られた。このことから、０．０１５質量％以上のＡｌを含有する鋼材を熱間鍛造加工することにより、熱間鍛造加工された鋼材における結晶粒の粗大化が更に抑制され、組織の微細化が生じていることがわかった。

次に、発明鋼１と発明鋼３とについて引張試験を行い、引張強度、耐力及び伸びを測定した。引張試験は、発明鋼１と発明鋼３とからＪＩＳ Ｚ ２２０１に規定されているＪＩＳ １４号Ａ型試験片を加工し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に規定されている引張試験方法で試験を実施した。

図７は、発明鋼１と発明鋼３との引張試験結果を示すグラフである。図７では、横軸に引張強度（ＴＳ）、耐力（ＹＳ）及び伸び（ＥＬ）の測定項目を取り、縦軸に引張強度、耐力、伸びの相対値を取り、発明鋼１及び発明鋼３の各データを棒状で示した。なお、引張強度、耐力及び伸びの相対値は、発明鋼１における引張強度、耐力及び伸びのデータを１として表した。

発明鋼３における引張強度、耐力及び伸びは、発明鋼１における引張強度、耐力及び伸びよりも大きいデータが得られた。これは、上述したように、０．０２４質量％のＡｌを含有する発明鋼３は、０．０１１質量％のＡｌを含有する発明鋼１より、結晶粒の粗大化が更に抑制され、組織の微細化が生じていること等によるからである。

このことから、結晶粒の粗大化を抑制して組織を微細化することにより、引張強度や耐力等の強度特性を向上させることができ、伸びを大きくして靭性を向上させることができることがわかった。

本発明の実施の形態において、組織制御された鋼材の製造工程を示すフローチャートである。 本発明の実施の形態において、鍛造装置１０の構成を示す図である。 本発明の実施の形態において、熱間鍛造加工時の鍛造用素材と金型の測温方法を示す図である。 本発明の実施の形態において、熱間鍛造加工された鋼材の組織観察結果を示す写真である。 本発明の実施の形態において、発明鋼１及び発明鋼３における組織の写真である。 本発明の実施の形態において、熱間鍛造加工された鋼材における結晶粒の粒度測定結果を示す図である。 本発明の実施の形態において、発明鋼１と発明鋼３との引張試験結果を示すグラフである。

符号の説明

１０ 鍛造装置、１２ スライド、１４ ベッド、１６ 上型、１８ 下型、２０ 熱電対、２２ スプレノズル、２４ 鍛造用素材、２６ 放射温度計。

Claims (7)

1. ０．１０質量％以上０．４８質量％以下のＣと、
   ０．１５質量％以上１．６０質量％以下のＳｉと、
   ０．６０質量％以上２．５０質量％以下のＭｎと、
   ０質量％より多く０．０２０質量％以下のＮと、
   所定の含有率のＡｌと、
   を含む鋼材を熱間鍛造加工して製造される組織制御された鋼材の製造方法であって、
   鋼材は、９００℃以上１１５０℃以下で熱間鍛造加工されることを特徴とする組織制御された鋼材の製造方法。
2. 請求項１に記載の組織制御された鋼材の製造方法であって、
   鋼材は、０．０１５質量％以上０．０５０質量％以下のＡｌを含むことを特徴とする組織制御された鋼材の製造方法。
3. 請求項１または２に記載の組織制御された鋼材の製造方法であって、
   鋼材は、
   ０．０５質量％以上０．３０質量％以下のＶと、
   ０質量％より多く０．０３０質量％以下のＰと、
   ０質量％より多く０．０６５質量％以下のＳと、
   ０質量％より多く１．２０質量％以下のＣｒと、
   ０質量％より多く０．３０質量％以下のＭｏと、
   を含むことを特徴とする組織制御された鋼材の製造方法。
4. ０．１０質量％以上０．４８質量％以下のＣと、
   ０．１５質量％以上１．６０質量％以下のＳｉと、
   ０．６０質量％以上２．５０質量％以下のＭｎと、
   ０質量％より多く０．０２０質量％以下のＮと、
   所定の含有率のＡｌと、
   を含む鋼材を熱間鍛造加工して製造される組織制御された鋼材であって、
   鋼材は、９００℃以上１１５０℃以下で熱間鍛造加工して製造されることを特徴とする組織制御された鋼材。
5. 請求項４に記載の組織制御された鋼材であって、
   鋼材は、０．０１５質量％以上０．０５０質量％以下のＡｌを含むことを特徴とする組織制御された鋼材。
6. 請求項４または５に記載の組織制御された鋼材であって、
   鋼材は、
   ０．０５質量％以上０．３０質量％以下のＶと、
   ０質量％より多く０．０３０質量％以下のＰと、
   ０質量％より多く０．０６５質量％以下のＳと、
   ０質量％より多く１．２０質量％以下のＣｒと、
   ０質量％より多く０．３０質量％以下のＭｏと、
   を含むことを特徴とする組織制御された鋼材。
7. 請求項４から６のいずれか１に記載の組織制御された鋼材で製造されることを特徴とする車両用部品。