JP2014001446A - Forged steel product having excellent hydrogen crack resistance - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、機械、船舶、発電機等の産業分野で広く利用されている鍛鋼品、特にクランクジャーナルおよびクランクスロー、並びにこれらから得られる組立型クランク軸に関するものである。 The present invention relates to a forged steel product widely used in industrial fields such as machinery, ships, and generators, in particular, a crank journal and a crank throw, and an assembled crankshaft obtained therefrom.
船舶や発電機等に使用されているディーゼル機関の駆動源の伝達部材であるクランク軸には、一体型クランク軸と組立型クランク軸がある。その中でも大型のディーゼル機関には組立型クランク軸が用いられ、そのクランクジャーナルおよびクランクスローには、主に鍛鋼品が用いられる。低コストで、且つ同製品に必要な５００ＭＰａ以上の引張強度と鍛造性を得るために、従来では、低Ｃで、Ｍｎ、Ｃｒ等を微量添加した炭素鋼を用い、焼入れまたは焼ならし処理を行い、焼戻し処理を行って、フェライト−パーライト混合組織を主体とする鍛鋼品が用いられている。本来、引張強度が８００ＭＰａにも満たない炭素鋼では水素割れは生じにくいとされているが、熱処理等の温度低下時に常温付近の温度にて水素割れが発生することがある。そのため、溶鋼の精錬時における水素量の上限値を規制し、それを超えるときには脱水素処理することが実操業にて実施されているが、時間および処理費の点で、水素量の低減化に限界がある。一般的には１〜数ｐｐｍレベルで製造管理しているが、水素割れは微量の水素により発生することから不十分である場合がある。また、一般に、水素割れは、高疲労度化に伴って発生しやすくなるとされている。そのため高疲労強度の低合金鋼では、成分組成や介在物の制御技術が提案されている。 There are two types of crankshafts, which are transmission members for driving sources of diesel engines used in ships, generators, and the like. Among them, assembly type crankshafts are used for large diesel engines, and forged steel products are mainly used for crank journals and crank throws. In order to obtain the tensile strength and forgeability of 500 MPa or more necessary for the product at a low cost, conventionally, carbon steel with a low amount of Mn, Cr, etc. added at low C is used for quenching or normalizing treatment. Forged steel products mainly composed of a ferrite-pearlite mixed structure are used after tempering. Originally, it is said that hydrogen cracking is unlikely to occur in carbon steel having a tensile strength of less than 800 MPa, but hydrogen cracking may occur at a temperature near room temperature when the temperature is lowered during heat treatment or the like. For this reason, the upper limit of the amount of hydrogen during refining of molten steel is regulated and dehydrogenation treatment is carried out in actual operations when the upper limit is exceeded, but in terms of time and processing costs, the amount of hydrogen can be reduced. There is a limit. In general, production is controlled at a level of 1 to several ppm, but hydrogen cracking may be insufficient because it is generated by a small amount of hydrogen. In general, hydrogen cracking is likely to occur as the degree of fatigue increases. Therefore, for low alloy steels with high fatigue strength, control techniques for component composition and inclusions have been proposed.
例えば、特許文献１のように、鋼中のＳ含有量を増加させることにより、ＭｎＳ系介在物を鋼中に導入し、水素の濃化を防ぐことにより、耐水素割れ性を向上させる方法が提案されている。 For example, as in Patent Document 1, there is a method for improving hydrogen cracking resistance by increasing the S content in steel to introduce MnS inclusions into the steel and preventing hydrogen concentration. Proposed.
また、特許文献２では、鋼中のＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ含有量を増加させ、最大弦長が１μｍ以上の介在物の円形度の平均値、最大弦長が２０μｍ以上の介在物の個数、平均円形度、最大弦長が１〜１０μｍの介在物の個数を規定することが提案されている。その結果、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ化合物を鋼中に導入し、水素の濃化を防ぐことにより、耐水素割れ性が向上する。 In Patent Document 2, the Ti, Zr, Hf, and Nb contents in steel are increased, the average value of circularity of inclusions having a maximum chord length of 1 μm or more, and the number of inclusions having a maximum chord length of 20 μm or more. It has been proposed to define the number of inclusions having an average circularity and a maximum chord length of 1 to 10 μm. As a result, Ti, Zr, Hf, and Nb compounds are introduced into the steel to prevent hydrogen concentration, thereby improving hydrogen cracking resistance.
また、特許文献３、４では、水素割れが問題となるマクロ偏析部の組織形態を制御することで大型鍛鋼品の耐水素割れ性を向上させる方法が提案されている。 Patent Documents 3 and 4 propose methods for improving the hydrogen cracking resistance of large forged steel products by controlling the structure of the macro-segregated portion where hydrogen cracking is a problem.
具体的には、特許文献３には、フェライト組織またはフェライト−パーライト混合組織が９０面積％以上であり、且つベイナイト組織が０．００８〜５面積％であり、ベイナイト組織の平均粒径が１０μｍ以下であり、ベイナイト組織の最大粒径が５０μｍ以下であり、ベイナイト組織のラス間隔が１．０μｍ以下である鍛鋼品が開示されている。また、この文献では、ベイナイト組織で観察される最長介在物の長径を２０μｍ以下とし、ベイナイト組織で観察される長径１〜１０μｍの介在物の密度を５〜５００個／ｃｍ2としている。 Specifically, in Patent Document 3, the ferrite structure or the ferrite-pearlite mixed structure is 90 area% or more, the bainite structure is 0.008 to 5 area%, and the average particle size of the bainite structure is 10 μm or less. A forged steel product having a maximum grain size of a bainite structure of 50 μm or less and a lath interval of the bainite structure of 1.0 μm or less is disclosed. Further, in this document, the longest inclusions observed in the bainite structure have a major axis of 20 μm or less, and the inclusions having a major axis of 1 to 10 μm observed in the bainite structure have a density of 5 to 500 / cm 2 .
特許文献４には、フェライト組織またはフェライト−パーライト混合組織で構成される健全部と残部（マクロ偏析部）で構成され、前記健全部の面積率が９０％以上であり、前記マクロ偏析部における（パーライトの平均粒径）／（フェライトの平均粒径）が３．０以上である鍛鋼品が開示されている。また、この文献では、前記マクロ偏析部で観察される介在物を、いずれも長径２０μｍ以下とし、かつ、長径１〜１０μｍの介在物の密度を５〜５００個／ｃｍ2としている。 Patent Document 4 includes a healthy part and a remaining part (macro-segregation part) composed of a ferrite structure or a ferrite-pearlite mixed structure, and the area ratio of the sound part is 90% or more. A forged steel product having an average particle size of pearlite / (average particle size of ferrite) of 3.0 or more is disclosed. Further, in this document, the inclusions observed in the macrosegregation part are all set to have a major axis of 20 μm or less, and the density of inclusions having a major axis of 1 to 10 μm is 5 to 500 / cm 2 .
なお、鋼線の分野における水素脆化の抑制法として、腐食等の外的要因による水素の侵入の抑制、又は焼戻しによる析出炭窒化物を利用した水素拡散の抑制が知られている。しかしこれらは、冷却中又は常温放置中のように、腐食が生ずる場合よりも短時間に発生する水素割れとは水素の挙動において相異する。 In addition, as a method of suppressing hydrogen embrittlement in the field of steel wires, suppression of hydrogen intrusion due to external factors such as corrosion or suppression of hydrogen diffusion using precipitated carbonitride by tempering is known. However, these differ in hydrogen behavior from hydrogen cracking that occurs in a shorter time than when corrosion occurs, such as during cooling or standing at room temperature.
上記特許文献１のようにＳ含有量を増加させた場合には、粗大な硫化物系介在物が形成され、この粗大な硫化物系介在物は、水素トラップサイトとならず逆に水素割れ起点になることが懸念される。また炭素鋼ではＳ含有量の増加は耐水素割れ性の向上にはあまり繋がらない。 When the S content is increased as in the above-mentioned Patent Document 1, coarse sulfide inclusions are formed, and these coarse sulfide inclusions do not serve as hydrogen trap sites but conversely start hydrogen cracks. There is concern about becoming. In carbon steel, an increase in the S content does not lead to an improvement in hydrogen cracking resistance.
また、上記特許文献２のようにＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ含有量を増加させることによって、確かに耐水素割れ性が向上する。しかし、これらの元素の含有量増加は製品のコストアップを招く割には、コストアップに見合った耐水素割れ性の効果がでない。 Moreover, by increasing the Ti, Zr, Hf, and Nb contents as in Patent Document 2, the hydrogen cracking resistance is surely improved. However, although the increase in the content of these elements causes an increase in the cost of the product, the effect of hydrogen cracking resistance commensurate with the increase in cost is not achieved.
また、上記特許文献３、４の技術では、介在物の長径と密度に着目しているが、水素割れに影響を与える介在物の種類や、その介在物の形態については考慮されていないため、耐水素割れ性の向上効果が充分ではない可能性がある。 Further, in the techniques of Patent Documents 3 and 4 described above, attention is paid to the major axis and density of inclusions, but the type of inclusions that affect hydrogen cracking and the form of the inclusions are not considered, The improvement effect of hydrogen cracking resistance may not be sufficient.
本発明は上記のような事情に着目してなされたものであって、その目的は、高価な合金元素を添加するという手段によらず、硫化物系介在物および酸化物系介在物の形態及び数密度の制御によって炭素鋼からなる鍛鋼品の耐水素割れ性を向上できる技術を提供することにある。 The present invention has been made paying attention to the above-mentioned circumstances, and the object thereof is not the means of adding an expensive alloy element, and forms of sulfide inclusions and oxide inclusions and An object of the present invention is to provide a technique capable of improving the hydrogen cracking resistance of a forged steel product made of carbon steel by controlling the number density.
上記課題を解決することのできた本発明に係る耐水素割れ性に優れた鍛鋼品とは、Ｃ：０．１５〜０．５％（質量％の意味。成分組成について以下同じ。）、Ｓｉ：０．６％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ｎｉ：０．０１〜０．５％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｍｏ：０．０１〜０．３％、Ａｌ：０．０１０〜０．１％、Ｓ：０．０００２〜０．０１％、Ｏ：０．００２％以下（０％を含まない）を含有し、残部：鉄および不可避不純物からなるものである。 The forged steel product having excellent hydrogen cracking resistance according to the present invention that has solved the above problems is C: 0.15 to 0.5% (meaning mass%; the same applies to the component composition hereinafter), Si: 0.6% or less (excluding 0%), Mn: 0.5 to 1.5%, Ni: 0.01 to 0.5%, Cr: 0.01 to 0.5%, Mo: 0.0. 01 to 0.3%, Al: 0.010 to 0.1%, S: 0.0002 to 0.01%, O: 0.002% or less (not including 0%), balance: iron And inevitable impurities.
そして上記鍛鋼品は、深さＤ／４（Ｄ：鍛鋼品断面の円相当直径）の位置における鋼断面を５ｃｍ×５ｃｍの測定範囲にて観察したときに、フェライト組織またはフェライト−パーライト混合組織で構成される健全部と残部（以下、「マクロ偏析部」と記載する）で構成され、前記鋼断面に対する前記健全部の割合が９０面積％以上であり、前記マクロ偏析部における長径が１μｍ以上の硫化物系介在物は、平均円相当直径が２００μｍ以下、平均アスペクト比が５０以下、数密度が３００個／ｃｍ2以下で、前記マクロ偏析部における長径が１μｍ以上の酸化物系介在物は、平均円相当直径が１００μｍ以下、平均アスペクト比が２０以下、数密度が３００個／ｃｍ2以下である点に要旨を有する。 The forged steel product has a ferrite structure or a ferrite-pearlite mixed structure when a steel cross section at a position of depth D / 4 (D: equivalent circle diameter of the cross section of the forged steel product) is observed in a measurement range of 5 cm × 5 cm. It is composed of a healthy part and a remaining part (hereinafter referred to as “macro-segregation part”), a ratio of the sound part to the steel cross section is 90 area% or more, and a major axis in the macro-segregation part is 1 μm or more. The sulfide inclusions have an average equivalent circle diameter of 200 μm or less, an average aspect ratio of 50 or less, a number density of 300 pieces / cm 2 or less, and an oxide inclusion that has a major axis of 1 μm or more in the macrosegregation portion. The gist is that the average equivalent circle diameter is 100 μm or less, the average aspect ratio is 20 or less, and the number density is 300 pieces / cm 2 or less.
上記マクロ偏析部において、上記長径が１μｍ以上の酸化物系介在物の数密度は、上記長径が１μｍ以上の硫化物系介在物の数密度以上であることが好ましい。 In the macrosegregation part, the number density of the oxide inclusions having a major axis of 1 μm or more is preferably equal to or higher than the number density of sulfide inclusions having a major axis of 1 μm or more.
上記鍛鋼品は、更に他の元素として、
（ａ）Ｃｕ：０．２％以下（０％を含まない）、
（ｂ）Ｖ：０．２％以下（０％を含まない）、
（ｃ）Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）、
（ｄ）Ｔｉ、Ｚｒ、およびＨｆよりなる群から選択されるいずれか１種以上の元素：合計で０．０１％以下（０％を含まない）、
等を含有してもよい。
The above forged steel products are further elements,
(A) Cu: 0.2% or less (excluding 0%),
(B) V: 0.2% or less (excluding 0%),
(C) Ca: 0.01% or less (excluding 0%),
(D) Any one or more elements selected from the group consisting of Ti, Zr, and Hf: 0.01% or less in total (excluding 0%),
Etc. may be contained.
上記鍛鋼品は、例えば、クランクジャーナルまたはクランクスローとして用いることができる。本発明には、上記クランクジャーナルまたはクランクスローを有する組立型クランク軸も包含される。 The forged steel product can be used, for example, as a crank journal or a crank throw. The present invention also includes an assembled crankshaft having the crank journal or the crank throw.
本発明によれば、鍛鋼品のマクロ偏析部における硫化物系介在物および酸化物系介在物の形態と数密度を夫々適切に制御することにより、割れの起点を減少させることができるため、耐水素割れ性に優れた鍛鋼品を提供できる。 According to the present invention, by appropriately controlling the shape and number density of sulfide inclusions and oxide inclusions in the macrosegregation part of the forged steel product, the starting point of cracks can be reduced. Forged steel products with excellent hydrogen cracking ability can be provided.
本発明者らは、鍛鋼品（特に、大型の鍛鋼品）では、連鋳材とは異なり合金元素のマクロ偏析部が不可避的に存在すること、および一般的にマクロ偏析部では健全部よりも割れ起点となりうる粗大な介在物が多数存在することに着目し、マクロ偏析部における介在物と水素割れの関係について検討を進めた。その結果、マクロ偏析部に水素が濃化することによって粗大な介在物を起点として水素割れが生じやすいことが判明した。 In the forged steel products (particularly, large forged steel products), unlike the continuous cast material, the present inventors inevitably have macrosegregated portions of alloy elements, and in general, macrosegregated portions are more healthy than healthy portions. Focusing on the fact that there are many coarse inclusions that can become crack initiation points, we investigated the relationship between inclusions and hydrogen cracking in the macrosegregation zone. As a result, it was found that hydrogen cracking tends to occur starting from coarse inclusions due to the concentration of hydrogen in the macro-segregation part.
この現象は以下のように生じると推定される。即ち、マクロ偏析部は、健全部よりも合金元素が濃化しているため、健全部よりも粗大な介在物（例えば、ＭｎＳ等）が形成されやすく、また健全部よりも一般的に水素割れの観点では不利な方向に働く高硬度組織となりやすい。また、冷却時のフェライト変態後に、健全部はフェライト−オーステナイトの混合状態となるが、マクロ偏析部は変態速度の違いにより水素固溶度の高いオーステナイトとなる。フェライトとオーステナイトでは、水素固溶度および水素拡散速度に差があるため、水素はオーステナイト（即ち、マクロ偏析部）に濃化する。そしてオーステナイトがフェライト、パーライトまたはベイナイトに変態する際に、形成された粗大な介在物の周りや変態に伴う歪み部に水素が濃化し、その結果、水素割れが生じると推定される。従って鍛鋼品の耐水素割れ性を改善するにはこれらマクロ偏析部の生成を抑制することが有効と考えられる。 This phenomenon is estimated to occur as follows. That is, in the macro-segregation part, the alloy elements are concentrated more than the healthy part, so coarse inclusions (for example, MnS) are formed more easily than the healthy part. From the viewpoint, it tends to be a high hardness structure that works in a disadvantageous direction. Further, after the ferrite transformation at the time of cooling, the healthy portion becomes a mixed state of ferrite and austenite, but the macrosegregated portion becomes austenite having a high hydrogen solubility due to the difference in transformation speed. Since ferrite and austenite have a difference in hydrogen solid solubility and hydrogen diffusion rate, hydrogen is concentrated in austenite (that is, macro segregation part). When austenite is transformed into ferrite, pearlite, or bainite, hydrogen is concentrated around the formed coarse inclusions and in the strained part due to transformation, and as a result, hydrogen cracking is estimated to occur. Therefore, it is considered effective to suppress the formation of these macrosegregation parts in order to improve the hydrogen cracking resistance of the forged steel product.
しかし大型鍛鋼品（特に、数十トン以上の鋼塊）では、全ての部分で冷却速度を均一にすることは事実上不可能であるため、鋼塊中のマクロ偏析部を無くすことはできず、マクロ偏析部を低減することにも限界がある。 However, with large forged steel products (especially steel ingots of several tens of tons or more), it is virtually impossible to make the cooling rate uniform in all parts, so it is impossible to eliminate macro segregation in the steel ingot. In addition, there is a limit to reducing the macro segregation part.
そこで本発明者らは、マクロ偏析部における介在物に着目した。具体的には、水素割れの起点となる粗大な硫化物系介在物（例えば、ＭｎＳ等）が生成するのを抑制して硫化物系介在物を微細化すると共に、低アスペクト比化し、更に長径が１μｍ以上の硫化物系介在物の数密度を小さくすることで水素割れの起点を減少させている。 Therefore, the present inventors paid attention to inclusions in the macrosegregation part. Specifically, it suppresses the generation of coarse sulfide inclusions (for example, MnS, etc.) that are the starting point of hydrogen cracking, refines sulfide inclusions, lowers the aspect ratio, and further increases the long diameter. However, the origin of hydrogen cracking is reduced by reducing the number density of sulfide inclusions of 1 μm or more.
本発明では、上記硫化物系介在物の形態および数密度を適切に制御するのに加えて、更に酸化物系介在物の形態および数密度を制御することが重要である。酸化物系介在物は、一般的に球状に近い形態を有しているため、鋼中に分散して存在していても水素割れの起点にはなり難いが、粗大化したり、凝集することにより、粗大な硫化物系介在物と同様の挙動を示す。具体的には、Ｓ含有量が多くなると、酸化物系介在物（例えば、Ａｌ2Ｏ3、ＭｇＯ、ＭｇＯとＡｌ2Ｏ3の複合酸化物など）を生成核として、その周囲に硫化物系介在物（例えば、ＭｎＳなど）が析出し、酸化物と硫化物の複合介在物を形成する。そして硫化物系介在物の部分が更に成長することにより、結果として、酸化物系介在物が粗大化し、伸展して高アスペクト比化する。そのため鋼中のＳ量のみならず、Ｏ量やＡｌ量についても適切に制御することによって、酸化物系介在物の生成を抑制し、酸化物系介在物を微細化すると共に、低アスペクト比化し、更に長径が１μｍ以上の酸化物系介在物の数密度を小さくすることで鍛鋼品の耐水素割れ性を改善できることが判明した。 In the present invention, in addition to appropriately controlling the form and number density of the sulfide inclusions, it is important to further control the form and number density of the oxide inclusions. Oxide inclusions generally have a nearly spherical shape, so even if they are dispersed in steel, they are unlikely to start hydrogen cracking. It exhibits the same behavior as coarse sulfide inclusions. Specifically, when the S content increases, oxide inclusions (for example, Al 2 O 3 , MgO, composite oxides of MgO and Al 2 O 3 , etc.) serve as nuclei, and sulfides around them are formed. Inclusions (for example, MnS, etc.) are precipitated to form composite inclusions of oxide and sulfide. As a result of further growth of the sulfide inclusions, the oxide inclusions are coarsened and expanded to increase the aspect ratio. Therefore, not only the amount of S in the steel but also the amount of O and Al are appropriately controlled to suppress the formation of oxide inclusions, refine the oxide inclusions, and reduce the aspect ratio. Furthermore, it was found that the hydrogen cracking resistance of forged steel products can be improved by reducing the number density of oxide inclusions having a major axis of 1 μm or more.
参考のため、鍛鋼品の断面に現れるマクロ偏析部の写真を図１に示す。図１の（ａ）は、顕微鏡を使わずに観察できる筋状のマクロ偏析部を示すものであり、図１の（ｂ）は、一つのマクロ偏析部に着目した顕微鏡写真である。筋状のマクロ偏析部以外に白っぽく写っている部分は、健全部である。また、図２に、鍛鋼品の断面における（ａ）マクロ偏析部と、（ｂ）健全部を撮影した図面代用写真を示す。 For reference, a photograph of a macrosegregation portion appearing in a cross section of a forged steel product is shown in FIG. FIG. 1 (a) shows a streak-like macro-segregation portion that can be observed without using a microscope, and FIG. 1 (b) is a micrograph focusing on one macro-segregation portion. The part that appears whitish other than the streak-like macro-segregation part is a healthy part. Moreover, in FIG. 2, the drawing substitute photograph which image | photographed (a) macrosegregation part and (b) healthy part in the cross section of a forged steel product is shown.
本発明に係る耐水素割れ性に優れた鍛鋼品は、所定の成分組成を有し、深さＤ／４（Ｄ：鍛鋼品断面の円相当直径）の位置における鋼断面を５ｃｍ×５ｃｍの測定範囲にて観察したときに、フェライト組織またはフェライト−パーライト混合組織で構成される健全部と残部（マクロ偏析部）で構成され、前記鋼断面に対する前記健全部の割合が９０面積％以上であり、マクロ偏析部（主要組織はパーライトで、ベイナイトを含むことも許容される）において、長径が１μｍ以上の硫化物系介在物は、平均円相当直径を２００μｍ以下、平均アスペクト比を５０以下、数密度を３００個／ｃｍ2以下とし（０個／ｃｍ2を含む）、長径が１μｍ以上の酸化物系介在物は、平均円相当直径を１００μｍ以下、平均アスペクト比を２０以下、数密度を３００個／ｃｍ2以下（０個／ｃｍ2を含まない）とすることにより、マクロ偏析部における水素割れを抑制でき、鍛鋼品の耐水素割れ性を改善できるようにした。以下、本発明に係る鍛鋼品の基本構成について説明する。 The forged steel product excellent in hydrogen cracking resistance according to the present invention has a predetermined component composition, and the steel cross section at a position of depth D / 4 (D: circle equivalent diameter of the cross section of the forged steel product) is measured at 5 cm × 5 cm. When observed in a range, it is composed of a healthy part and a remainder (macro-segregated part) composed of a ferrite structure or a ferrite-pearlite mixed structure, and the ratio of the healthy part to the steel cross section is 90 area% or more, In the macrosegregation part (the main structure is pearlite and bainite is allowed), the sulfide inclusions whose major axis is 1 μm or more have an average equivalent circle diameter of 200 μm or less, an average aspect ratio of 50 or less, and a number density was 300 / cm 2 or less (including 0 / cm 2), a major axis oxide inclusions of more than 1μm, the following 100μm average circle equivalent diameter, an average aspect ratio of 20 or less, 3 the number density With 0 / cm 2 or less (0 / cm 2 not including), it can be suppressed hydrogen cracking in the macro segregation, and to be able to improve the resistance to hydrogen cracking resistance of the forgings. Hereinafter, the basic configuration of the forged steel product according to the present invention will be described.
まず、本発明の鍛鋼品の成分組成について説明する。 First, the component composition of the forged steel product of the present invention will be described.
１．鍛鋼品の成分組成
［Ｃ：０．１５〜０．５％］
Ｃは、鍛鋼品の強度向上に寄与する元素である。鍛鋼品に充分な強度を確保するには、Ｃを０．１５％以上含有させる必要があり、好ましくは０．２％以上、より好ましくは０．３％以上である。しかしＣ量が多過ぎると鍛鋼品の靭性を劣化させるので、０．５％以下とする必要がある。Ｃ量は、好ましくは０．４５％以下、より好ましくは０．４２％以下である。
1. Component composition of forged steel products [C: 0.15-0.5%]
C is an element that contributes to improving the strength of forged steel products. In order to ensure sufficient strength in the forged steel product, it is necessary to contain C by 0.15% or more, preferably 0.2% or more, more preferably 0.3% or more. However, if the amount of C is too large, the toughness of the forged steel product is deteriorated, so it is necessary to make it 0.5% or less. The amount of C is preferably 0.45% or less, more preferably 0.42% or less.
［Ｓｉ：０．６％以下（０％を含まない）］
Ｓｉは、脱酸元素であるとともに、鍛鋼品の強度向上元素として作用するため、含有することが許容される。しかしＳｉ量が多過ぎると鍛鋼品の逆Ｖ偏析が著しくなり、マクロ偏析部に粗大な介在物が形成されるので、耐水素割れ性を改善できない。従ってＳｉ量は、０．６％以下とする必要があり、好ましくは０．４５％以下、より好ましくは０．３５％以下とする。
[Si: 0.6% or less (excluding 0%)]
Si is a deoxidizing element and acts as an element for improving the strength of forged steel products, so that Si is allowed to be contained. However, if the amount of Si is too large, the reverse V segregation of the forged steel product becomes significant, and coarse inclusions are formed in the macro segregation part, so that the hydrogen cracking resistance cannot be improved. Therefore, the Si amount needs to be 0.6% or less, preferably 0.45% or less, more preferably 0.35% or less.
［Ｍｎ：０．５〜１．５％］
Ｍｎは、鍛鋼品の焼入れ性を高めると共に、強度向上に寄与する元素である。充分な強度と焼入れ性を確保するには、Ｍｎは０．５％以上含有させる必要があり、好ましくは０．７％以上、より好ましくは０．９％以上である。しかし、Ｍｎ量が過剰になると、ベイナイトの形成が促進され、フェライト組織またはフェライト−パーライト混合組織で構成される健全部を確保し難くなる。また、Ｍｎ量が多過ぎると逆Ｖ偏析を助長し、マクロ偏析部に粗大な硫化物系介在物を形成するので、耐水素割れ性を改善できない。従ってＭｎ量は１．５％以下とする必要があり、好ましくは１．４５％以下、より好ましくは１．４％以下である。
[Mn: 0.5 to 1.5%]
Mn is an element that enhances the hardenability of the forged steel product and contributes to improvement in strength. In order to ensure sufficient strength and hardenability, it is necessary to contain Mn in an amount of 0.5% or more, preferably 0.7% or more, more preferably 0.9% or more. However, when the amount of Mn becomes excessive, the formation of bainite is promoted, and it becomes difficult to secure a healthy part composed of a ferrite structure or a ferrite-pearlite mixed structure. On the other hand, when the amount of Mn is too large, reverse V segregation is promoted and coarse sulfide inclusions are formed in the macro segregation part, so that the hydrogen cracking resistance cannot be improved. Therefore, the amount of Mn needs to be 1.5% or less, preferably 1.45% or less, more preferably 1.4% or less.
［Ｎｉ：０．０１〜０．５％］
Ｎｉは、鍛鋼品の靭性向上元素として有用な元素であり、０．０１％以上含有させる必要がある。Ｎｉ量は、好ましくは０．０３％以上、更に好ましくは０．１％以上である。しかし、Ｎｉ量が過剰になるとコストアップとなるので、０．５％以下とする必要がある。Ｎｉ量は、好ましくは０．４％以下、より好ましくは０．３％以下である。
[Ni: 0.01 to 0.5%]
Ni is an element useful as an element for improving toughness of forged steel products, and needs to be contained by 0.01% or more. The amount of Ni is preferably 0.03% or more, more preferably 0.1% or more. However, if the amount of Ni becomes excessive, the cost increases, so it is necessary to make it 0.5% or less. The amount of Ni is preferably 0.4% or less, more preferably 0.3% or less.
［Ｃｒ：０．０１〜０．５％］
Ｃｒは、鍛鋼品の焼入れ性を高めると共に、靭性を向上させる元素であり、それらの作用は０．０１％以上含有させることによって発揮される。Ｃｒ量は、好ましくは０．０３％以上、更に好ましくは０．１％以上である。しかし、Ｃｒ量が過剰になると、ベイナイト形成が促進され、フェライト組織またはフェライト−パーライト混合組織で構成される健全部を確保し難くなる。また、Ｃｒ量が多過ぎると逆Ｖ偏析を助長し、マクロ偏析部に粗大な炭化物［例えば、（Ｆｅ，Ｃｒ）23Ｃ6など］が形成されるので、耐水素割れ性を改善できない。従ってＣｒ量は０．５％以下とする必要があり、好ましくは０．４％以下、より好ましくは０．３５％以下である。
[Cr: 0.01 to 0.5%]
Cr is an element that enhances the hardenability of the forged steel product and improves the toughness, and exerts its action by containing 0.01% or more. The amount of Cr is preferably 0.03% or more, and more preferably 0.1% or more. However, when the amount of Cr is excessive, bainite formation is promoted, and it is difficult to secure a healthy part composed of a ferrite structure or a ferrite-pearlite mixed structure. On the other hand, if the amount of Cr is too large, reverse V segregation is promoted, and coarse carbides [for example, (Fe, Cr) 23 C 6 etc.] are formed in the macro segregation part, so that the hydrogen cracking resistance cannot be improved. Therefore, the Cr amount needs to be 0.5% or less, preferably 0.4% or less, more preferably 0.35% or less.
［Ｍｏ：０．０１〜０．３％］
Ｍｏは、鍛鋼品の焼入れ性、強度および靭性の向上に作用する元素であり、それらの作用を発揮させるには、０．０１％以上含有させる必要がある。Ｍｏ量は、好ましくは０．０５％以上である。しかし、Ｍｏは平衡分配係数が小さいので、Ｍｏ量が過剰になるとミクロ偏析（正常偏析）を生じ易くなる。また、Ｍｏ量が過剰になるとコストアップにつながる。そこでＭｏ量は０．３％以下とする必要があり、好ましくは０．２％以下である。
[Mo: 0.01 to 0.3%]
Mo is an element that acts to improve the hardenability, strength, and toughness of the forged steel product. In order to exert these effects, it is necessary to contain 0.01% or more. The amount of Mo is preferably 0.05% or more. However, since Mo has a small equilibrium partition coefficient, microsegregation (normal segregation) tends to occur when the amount of Mo becomes excessive. Moreover, when the amount of Mo becomes excessive, it leads to a cost increase. Therefore, the Mo amount needs to be 0.3% or less, preferably 0.2% or less.
［Ａｌ：０．０１０〜０．１％］
Ａｌは、製鋼工程において脱酸元素として作用し、酸素量低減に必要な元素である。また、Ａｌは、鍛鋼品の耐割れ性を向上させる作用も有している。従って、Ａｌは、０．０１０％以上含有させる必要があり、好ましくは０．０１２％以上である。しかし、Ａｌ量が過剰になると、Ａｌ2Ｏ3の形成量が増加したり、生成したＡｌ2Ｏ3が凝集しやすくなり、耐水素割れ性に悪影響を及ぼす。従ってＡｌ量は、０．１％以下とする必要があり、好ましくは０．０５％以下、より好ましくは０．０４％以下とする。
[Al: 0.010 to 0.1%]
Al acts as a deoxidizing element in the steel making process and is an element necessary for reducing the amount of oxygen. Moreover, Al also has the effect | action which improves the crack resistance of a forged steel product. Therefore, Al needs to be contained in an amount of 0.010% or more, preferably 0.012% or more. However, when the amount of Al becomes excessive, the amount of Al 2 O 3 formed increases or the produced Al 2 O 3 tends to aggregate, which adversely affects hydrogen cracking resistance. Therefore, the Al amount needs to be 0.1% or less, preferably 0.05% or less, more preferably 0.04% or less.
［Ｓ：０．０００２〜０．０１％］
Ｓは、鋼中のＭｎ、Ｍｇ、Ｃａ等と結合して硫化物系介在物を形成する元素であり、特にＣａを添加した鋼ではマクロ偏析部中に微細な硫化物系介在物が形成される。微細な硫化物系介在物は、応力場を形成して余剰水素を捕捉し、耐水素割れ性を改善する効果がある。このような微細な硫化物系介在物を確保するために、Ｓ量は０．０００２％以上含有させる必要があり、好ましくは０．０００３％以上、より好ましくは０．０００４％以上とする。しかし、Ｓは、逆Ｖ偏析を助長して硫化物系介在物を形成し、特に、細長い形状をした硫化物系介在物は長径が大きな粗大介在物となり易く、水素割れの起点となる。従って粗大な硫化物系介在物を減少させるために、Ｓ量は０．０１％以下とする必要があり、好ましくは０．００９％以下、より好ましくは０．００６０％以下、更に好ましくは０．００３０％以下とする。
[S: 0.0002 to 0.01%]
S is an element that combines with Mn, Mg, Ca, etc. in steel to form sulfide inclusions. In particular, in steel added with Ca, fine sulfide inclusions are formed in the macrosegregation part. The Fine sulfide inclusions have an effect of forming a stress field, capturing surplus hydrogen, and improving hydrogen cracking resistance. In order to secure such fine sulfide inclusions, the amount of S must be 0.0002% or more, preferably 0.0003% or more, and more preferably 0.0004% or more. However, S promotes reverse V segregation to form sulfide-based inclusions, and in particular, sulfide-based inclusions having an elongated shape tend to be coarse inclusions having a large major axis, and become a starting point for hydrogen cracking. Therefore, in order to reduce coarse sulfide inclusions, the S amount needs to be 0.01% or less, preferably 0.009% or less, more preferably 0.0060% or less, and still more preferably 0.8%. 0030% or less.
［Ｏ：０．００２％以下（０％を含まない）］
Ｏ（酸素）は、ＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3、ＭｇＯ、ＣａＯ等の酸化物系介在物を形成する元素である。Ｏは極力低減することによって粗大介在物の生成を抑制し、微細な介在物を析出させることができる。そのためＯ量は０．００２％以下とする必要があり、好ましくは０．００１０％以下とする。但し、工業生産上、Ｏを０％とすることは困難である。
[O: 0.002% or less (excluding 0%)]
O (oxygen) is an element that forms oxide inclusions such as SiO 2 , Al 2 O 3 , MgO, and CaO. O can suppress the production | generation of a coarse inclusion by reducing as much as possible, and can precipitate a fine inclusion. Therefore, the amount of O needs to be 0.002% or less, preferably 0.0010% or less. However, it is difficult to reduce O to 0% in industrial production.
本発明に係る鍛鋼品の成分組成は上記の通りであり、残部成分は実質的に鉄であるが、不可避不純物の混入はもちろん許容される。 The component composition of the forged steel product according to the present invention is as described above, and the remaining component is substantially iron, but it is of course acceptable to mix inevitable impurities.
上記鍛鋼品に含まれるＭｎ量、Ｓ量、Ａｌ量、およびＯ（酸素）量は、下記式（１）を満足していることが好ましい。下記式（１）中、［ ］は、各元素の含有量（質量％）を示している。
（［Ｍｎ］×［Ｓ］）／（［Ａｌ］×［Ｏ］）≦６００ ・・・（１）
The amount of Mn, the amount of S, the amount of Al, and the amount of O (oxygen) contained in the forged steel product preferably satisfy the following formula (1). In the following formula (1), [] indicates the content (% by mass) of each element.
([Mn] × [S]) / ([Al] × [O]) ≦ 600 (1)
ＭｎとＳの積は、硫化物系介在物の生成のし易さを意味しており、ＡｌとＯの積は、酸化物系介在物の生成のし易さを意味しており、本発明では、（［Ｍｎ］×［Ｓ］）／（［Ａｌ］×［Ｏ］）の値を６００以下に好ましく制御することによって、硫化物系介在物と酸化物系介在物の生成量のバランスを適切に制御でき、硫化物系介在物と酸化物系介在物の大きさも適切に調整できる。上記鍛鋼品に含まれるＭｎ量、Ｓ量、Ａｌ量、およびＯ（酸素）量は、下記式（１ａ）を満足していることがより好ましく、下記式（１ｂ）を満足していることが更に好ましく、下記式（１ｃ）を満足することが最も推奨される。
（［Ｍｎ］×［Ｓ］）／（［Ａｌ］×［Ｏ］）≦５００ ・・・（１ａ）
（［Ｍｎ］×［Ｓ］）／（［Ａｌ］×［Ｏ］）≦４００ ・・・（１ｂ）
（［Ｍｎ］×［Ｓ］）／（［Ａｌ］×［Ｏ］）≦２００ ・・・（１ｃ）
The product of Mn and S means the ease of formation of sulfide inclusions, and the product of Al and O means the ease of formation of oxide inclusions. Then, by controlling the value of ([Mn] × [S]) / ([Al] × [O]) to 600 or less, the balance of the amount of sulfide inclusions and oxide inclusions produced is balanced. Appropriate control is possible, and the size of sulfide inclusions and oxide inclusions can also be adjusted appropriately. More preferably, the amount of Mn, S, Al, and O (oxygen) contained in the forged steel satisfies the following formula (1a), and satisfies the following formula (1b). More preferably, it is most recommended to satisfy the following formula (1c).
([Mn] × [S]) / ([Al] × [O]) ≦ 500 (1a)
([Mn] × [S]) / ([Al] × [O]) ≦ 400 (1b)
([Mn] × [S]) / ([Al] × [O]) ≦ 200 (1c)
本発明の鍛鋼品には、上述した本発明の効果に悪影響を与えない範囲で、以下に示す更に他の元素（選択元素）を積極的に含有させても良い。 The forged steel product of the present invention may further contain other elements (selective elements) shown below as long as the effects of the present invention described above are not adversely affected.
［Ｃｕ：０．２％以下（０％を含まない）］
Ｃｕは、鍛鋼品の靭性向上および組織の微細化作用を有する元素であり、この様な作用を有効に発揮させるには、Ｃｕは、０．０１％以上含有させることが好ましい。Ｃｕは、より好ましくは０．０５％以上である。しかし、Ｃｕ量が過剰になるとコストアップとなるので、Ｃｕは０．２％以下に抑えることが好ましく、より好ましくは０．１５％以下とする。
[Cu: 0.2% or less (excluding 0%)]
Cu is an element having an effect of improving the toughness of a forged steel product and a refinement of the structure. In order to effectively exhibit such an effect, it is preferable to contain Cu by 0.01% or more. Cu is more preferably 0.05% or more. However, if the amount of Cu becomes excessive, the cost increases, so Cu is preferably suppressed to 0.2% or less, more preferably 0.15% or less.
［Ｖ：０．２％以下（０％を含まない）］
Ｖは、鍛鋼品の析出強化および組織微細化の作用を有し、鍛鋼品の高強度化に有用な元素である。この様な作用を有効に発揮させるには、Ｖは０．０１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０２％以上含有させることが推奨される。しかし、Ｖを過剰に含有させても上記作用は飽和し、経済的に無駄であるので、Ｖ量は０．２％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．１５％以下である。
[V: 0.2% or less (excluding 0%)]
V is an element useful for increasing the strength of a forged steel product, having the effect of precipitation strengthening and microstructure refinement of the forged steel product. In order to effectively exhibit such an action, V is preferably contained in an amount of 0.01% or more, and more preferably 0.02% or more. However, even if V is excessively contained, the above action is saturated and economically wasteful. Therefore, the V amount is preferably 0.2% or less, more preferably 0.15% or less.
［Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）］
Ｃａは、鍛鋼品における硫化物系介在物の延伸を抑制し、耐水素割れ性を改善するのに寄与する元素である。この作用を有効に発揮させるには、Ｃａは０．０００１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．００１％以上である。しかしＣａ量が過剰になってもこの作用は飽和するため、Ｃａ量は０．０１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００８％以下である。
[Ca: 0.01% or less (excluding 0%)]
Ca is an element that contributes to suppressing the stretching of sulfide inclusions in the forged steel product and improving the hydrogen cracking resistance. In order to effectively exhibit this action, Ca is preferably contained in an amount of 0.0001% or more, and more preferably 0.001% or more. However, since this action is saturated even if the Ca amount is excessive, the Ca amount is preferably 0.01% or less, more preferably 0.008% or less.
［Ｔｉ、Ｚｒ、およびＨｆよりなる群から選択されるいずれか１種以上の元素：合計０．０１％以下（０％を含まない）］
Ｔｉ、Ｚｒ、およびＨｆは、鍛鋼品の靭性向上および組織微細化の作用を有し、鍛鋼品の高強度化に有用な元素である。これらの作用を有効に発揮させるために、いずれか１種または２種以上の元素を鋼に含有させても良い。これらの作用を発揮させるには、合計（１種の場合は単独の含有量）で、０．００１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．００３％以上である。しかしＴｉ、Ｚｒ、およびＨｆ量が過剰になると、これらの元素が鋼中のＣやＮと結合して粗大な炭化物、窒化物、炭窒化物として析出し、機械的特性や耐水素割れ性が劣化することがある。従って上記元素は、合計（１種の場合は単独の含有量）で、０．０１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００８％以下とする。
[One or more elements selected from the group consisting of Ti, Zr, and Hf: 0.01% or less in total (excluding 0%)]
Ti, Zr, and Hf have the effect of improving the toughness of the forged steel product and refining the structure, and are useful elements for increasing the strength of the forged steel product. In order to effectively exhibit these actions, any one or two or more elements may be contained in the steel. In order to exert these actions, the total (in the case of one kind, a single content) is preferably 0.001% or more, and more preferably 0.003% or more. However, when the amount of Ti, Zr, and Hf becomes excessive, these elements combine with C and N in the steel and precipitate as coarse carbides, nitrides, carbonitrides, resulting in mechanical properties and hydrogen cracking resistance. May deteriorate. Therefore, the total of the above elements (in the case of one kind, a single content) is preferably 0.01% or less, more preferably 0.008% or less.
積極添加が許容される他の元素の例としては、（１）焼入れ性改善効果を有するＢ（ホウ素）、（２）固溶強化元素または析出強化元素であるＷ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｅ、およびＴｅなどが挙げられる。これらの添加元素は、単独で、または２種以上を組み合わせて含有させることができる。これらの添加元素は、例えば合計で０．１％程度以下とすることが望ましい。 Examples of other elements that allow positive addition include (1) B (boron) having an effect of improving hardenability, (2) W, Nb, Ta, Ce, which are solid solution strengthening elements or precipitation strengthening elements, and Te etc. are mentioned. These additive elements can be contained alone or in combination of two or more. These additive elements are desirably about 0.1% or less in total.
２．鍛鋼品の組織分率
（１）基本組織
深さＤ／４の位置における鋼断面を５ｃｍ×５ｃｍの測定範囲にて観察したときに、鋼組織は、鍛鋼品に必要な引張強度と必要な鍛造性を得るため、フェライト組織またはフェライト−パーライト混合組織が９０面積％以上（好ましくは９５面積％以上、さらに好ましくは９７面積％以上）である。フェライト組織またはフェライト−パーライト混合組織に該当する部分では、水素割れが発生することは少ないため、以下この部分を「健全部」と記載する。残部組織は、「マクロ偏析部」と記載し、詳しくは後述するが、パーライト組織が主体で、ベイナイトを含有していてもよい組織である。
2. Structure fraction of forged steel products (1) Basic structure When the steel cross section at a depth of D / 4 is observed in a measurement range of 5cm x 5cm, the steel structure is the tensile strength required for forged steel products and the required forging. In order to obtain the properties, the ferrite structure or the ferrite-pearlite mixed structure is 90 area% or more (preferably 95 area% or more, more preferably 97 area% or more). In the portion corresponding to the ferrite structure or the ferrite-pearlite mixed structure, hydrogen cracking is rarely generated. Therefore, this portion is hereinafter referred to as “sound part”. The remaining structure is described as a “macro-segregation part” and will be described in detail later. However, the remaining structure is mainly a pearlite structure and may contain bainite.
本発明では、深さＤ／４の位置は、鍛鋼品の側表面からの距離をいうものとする。上記「Ｄ」は、鍛鋼品断面（鍛鋼品の長手方向に垂直な断面）の円相当直径（断面積と同じ面積を有する円の直径）を意味する。従って、鍛鋼品が円柱状のものであれば、Ｄは該円柱状の鍛鋼品の直径である。 In the present invention, the position of the depth D / 4 refers to the distance from the side surface of the forged steel product. The “D” means a circle-equivalent diameter (a diameter of a circle having the same area as the cross-sectional area) of a cross section of the forged steel product (a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the forged steel product). Therefore, if the forged steel product is cylindrical, D is the diameter of the cylindrical forged product.
（２）健全部とマクロ偏析部との判別
健全部とマクロ偏析部とを判別する方法について説明する。まず、鋼断面の５ｃｍ×５ｃｍの領域を写真撮影し、グレースケールのデータとして電子機器に取り込む。マクロ偏析部は、パーライト組織が主体（パーライト組織が概ね７０面積％超）であるため、健全部（フェライト組織または、フェライトとパーライト混合組織の場合はパーライト組織が概ね５０〜７０面積％）よりも暗めに写る。このことを利用して、｛（健全部の平均明度）＋（マクロ偏析部の平均明度）｝／２の値を閾値とし、画像処理により、この閾値よりも明度の高い（白い）部分を健全部と定め、逆に閾値よりも明度の低い（黒い）部分は、マクロ偏析部と定める。
(2) Discrimination between healthy part and macro-segregation part A method for discriminating between a healthy part and a macro-segregation part will be described. First, a 5 cm × 5 cm region of the steel cross section is photographed and imported to electronic equipment as grayscale data. Since the macrosegregation part is mainly composed of a pearlite structure (the pearlite structure is approximately over 70% by area), the macro segregation part is more than the sound part (a ferrite structure or a pearlite structure is approximately 50 to 70% by area in the case of a ferrite / pearlite mixed structure). It looks dark. Using this, the value of {(average brightness of the healthy part) + (average brightness of the macro-segregation part)} / 2 is used as a threshold value, and a part having a higher brightness (white) than this threshold value is processed by image processing. On the contrary, the part (black) whose brightness is lower than the threshold value is defined as a macro segregation part.
上記健全部の平均明度は、次のようにして定める。まず、鋼断面の５ｃｍ×５ｃｍの領域で比較的明度が高く（白く）写っている領域が健全部であることを確認するため、後述のＦＥ−ＳＥＭ（Field Emission type Scanning Electron Microscope；電解放出型走査電子顕微鏡）を用いて組織観察を行う。金属組織が健全部（フェライト組織またはフェライト−パーライト混合組織）であること確認した後、健全部の任意の１０点について明度を測定し、これを平均した値を健全部の平均明度とする。 The average brightness of the healthy part is determined as follows. First, in order to confirm that the area that is relatively bright (white) in the 5 cm × 5 cm area of the steel cross section is a healthy part, the FE-SEM (Field Emission Type Scanning Electron Microscope) described later is used. The structure is observed using a scanning electron microscope. After confirming that the metal structure is a healthy part (ferrite structure or ferrite-pearlite mixed structure), the brightness is measured for any 10 points of the healthy part, and the average value of this is used as the average brightness of the healthy part.
上記マクロ偏析部の平均明度についても同様に、マクロ偏析部の任意の１０点について明度を測定し、これを平均した値をマクロ偏析部の平均明度とする。 Similarly, with respect to the average brightness of the macro-segregation part, the brightness is measured at arbitrary 10 points of the macro-segregation part, and an average value of these is set as the average brightness of the macro-segregation part.
このような手法により、健全部とマクロ偏析部との区別をして鋼断面（金属組織全体）に対する健全部の割合（面積％）を求める。 By such a method, the healthy part and the macro-segregated part are distinguished from each other, and the ratio (area%) of the healthy part to the steel cross section (entire metal structure) is obtained.
以上の手法を用いて別の観察領域（５ｃｍ×５ｃｍ）において上記の画像処理を行い、これら２視野の平均値を最終的な健全部の割合（面積％）とする。 Using the above method, the above-described image processing is performed in another observation region (5 cm × 5 cm), and the average value of these two fields of view is used as the final healthy part ratio (area%).
本発明では、鍛鋼品に必要な引張強度と鍛造性を得るため、健全部（フェライト組織またはフェライト−パーライト混合組織）の割合を上述のように９０面積％以上とする。 In the present invention, in order to obtain the tensile strength and forgeability required for forged steel products, the proportion of the healthy part (ferrite structure or ferrite-pearlite mixed structure) is set to 90 area% or more as described above.
一方、１００面積％から健全部の割合（面積％）を差し引いた値をマクロ偏析部の割合（面積％）とする。 On the other hand, a value obtained by subtracting the percentage of healthy part (area%) from 100 area% is defined as the percentage of macro segregated part (area%).
３．マクロ偏析部における介在物
上記マクロ偏析部における介在物（硫化物系介在物および酸化物系介在物）は、水素割れの起点や伝播経路となり、鍛鋼品の耐水素割れ性に悪影響を及ぼす。そこで、本発明の鍛鋼品では、マクロ偏析部における硫化物系介在物および酸化物系介在物の形態（円相当直径およびアスペクト比）、並びに硫化物系介在物および酸化物系介在物の数密度を適切に制御している。
3. Inclusions in Macro Segregation Part Inclusions (sulfide inclusions and oxide inclusions) in the macro segregation part serve as starting points and propagation paths for hydrogen cracking, and adversely affect hydrogen cracking resistance of forged steel products. Therefore, in the forged steel product of the present invention, the form of sulfide inclusions and oxide inclusions (equivalent circle diameter and aspect ratio) in the macro-segregation part, and the number density of sulfide inclusions and oxide inclusions are appropriately set. Is controlling.
なお、上記マクロ偏析部に比べて、上記健全部には硫化物系介在物および酸化物系介在物は少ないため、健全部における硫化物系介在物および酸化物系介在物の形態と数密度は考慮する必要はない。 In addition, since the sound part has fewer sulfide inclusions and oxide inclusions than the macro segregation part, the form and number density of the sulfide inclusions and oxide inclusions in the sound part are There is no need to consider.
（硫化物系介在物）
上記マクロ偏析部における長径が１μｍ以上の硫化物系介在物について、平均円相当直径が２００μｍを超えると、硫化物系介在物と鋼組織の界面で水素割れが発生しやすくなる。従って上記マクロ偏析部における長径が１μｍ以上の硫化物系介在物は、平均円相当直径を２００μｍ以下とし、好ましくは１８０μｍ以下、より好ましくは１５０μｍ以下、更に好ましくは１００μｍ以下とする。
(Sulfide inclusions)
With respect to sulfide inclusions having a major axis of 1 μm or more in the macrosegregation portion, if the average equivalent circle diameter exceeds 200 μm, hydrogen cracking tends to occur at the interface between the sulfide inclusions and the steel structure. Therefore, the sulfide inclusions having a major axis of 1 μm or more in the macrosegregation part have an average equivalent circle diameter of 200 μm or less, preferably 180 μm or less, more preferably 150 μm or less, and still more preferably 100 μm or less.
上記マクロ偏析部における長径が１μｍ以上の硫化物系介在物について、平均アスペクト比が５０を超えると、鋼塊を冷却するときに硫化物系介在物と鋼組織との線膨張係数の差により、硫化物系介在物と鋼組織の界面が大きく剥離し、その空隙に水素が凝集して水素割れを発生する原因となる。従って上記マクロ偏析部における長径が１μｍ以上の硫化物系介在物は、平均アスペクト比を５０以下とし、好ましくは４０以下、より好ましくは３０以下とする。上記硫化物系介在物の平均アスペクト比の下限は、測定した領域で、通常、３程度である。 For sulfide inclusions having a major axis of 1 μm or more in the macrosegregation part, when the average aspect ratio exceeds 50, due to the difference in linear expansion coefficient between the sulfide inclusions and the steel structure when cooling the steel ingot, The interface between the sulfide inclusions and the steel structure is largely separated, causing hydrogen to aggregate in the voids and causing hydrogen cracking. Therefore, the sulfide inclusions having a major axis of 1 μm or more in the macro segregation part have an average aspect ratio of 50 or less, preferably 40 or less, more preferably 30 or less. The lower limit of the average aspect ratio of the sulfide inclusions is usually about 3 in the measured region.
上記マクロ偏析部における長径が１μｍ以上の硫化物系介在物について、数密度が３００個／ｃｍ2を超えると、靭性等の機械的特性に悪影響を及ぼす。従って上記マクロ偏析部における長径が１μｍ以上の硫化物系介在物は、数密度を３００個／ｃｍ2以下とし、好ましくは２００個／ｃｍ2以下、より好ましくは１５０個／ｃｍ2以下、更に好ましくは１００個／ｃｍ2以下、特に好ましくは５０個／ｃｍ2以下とする。上記硫化物系介在物の数密度の下限は特に限定されず０個／ｃｍ2でも構わない。しかしマクロ偏析部における硫化物系介在物は、通常、酸化物系介在物よりもアスペクト比が高く、大きな応力場を形成するため、固溶限を超えた余剰水素を捕捉しやすくなり、歪み部への水素濃化を抑制でき、耐水素割れ性を改善できる。従って上記硫化物系介在物の数密度は、５個／ｃｍ2以上であることが好ましく、より好ましくは１０個／ｃｍ2以上、更に好ましくは２０個／ｃｍ2以上とする。 When the number density exceeds 300 / cm 2 for the sulfide inclusions having a major axis of 1 μm or more in the macrosegregation part, mechanical properties such as toughness are adversely affected. Therefore, the sulfide inclusions having a major axis of 1 μm or more in the macrosegregation part have a number density of 300 pieces / cm 2 or less, preferably 200 pieces / cm 2 or less, more preferably 150 pieces / cm 2 or less, still more preferably. Is 100 pieces / cm 2 or less, particularly preferably 50 pieces / cm 2 or less. The lower limit of the number density of the sulfide inclusions is not particularly limited, and may be 0 / cm 2 . However, sulfide inclusions in the macrosegregation part usually have a higher aspect ratio than oxide inclusions and form a large stress field, which makes it easier to capture surplus hydrogen beyond the solid solution limit, resulting in strained parts. It is possible to suppress hydrogen concentration in the water and improve hydrogen cracking resistance. Therefore, the number density of the sulfide inclusions is preferably 5 pieces / cm 2 or more, more preferably 10 pieces / cm 2 or more, and further preferably 20 pieces / cm 2 or more.
（酸化物系介在物）
酸化物系介在物は、上述した硫化物系介在物とは異なり、通常、微細で、低アスペクト比（円形に近い形状）であるため、耐水素割れ性には悪影響を及ぼさないと考えられている。しかし上記マクロ偏析部における長径が１μｍ以上の酸化物系介在物について、平均円相当直径が１００μｍを超えると、酸化物系介在物同士が凝集し、上記硫化物系介在物と同様、酸化物系介在物と鋼組織の界面で水素割れが発生しやすくなる。従って上記マクロ偏析部における長径が１μｍ以上の酸化物系介在物は、平均円相当直径を１００μｍ以下とし、好ましくは８０μｍ以下、より好ましくは６０μｍ以下とする。
(Oxide inclusions)
Unlike the sulfide inclusions described above, oxide inclusions are usually fine and have a low aspect ratio (a shape close to a circle) and are therefore considered not to adversely affect hydrogen cracking resistance. Yes. However, for oxide inclusions having a major axis of 1 μm or more in the macrosegregation portion, when the average equivalent circle diameter exceeds 100 μm, the oxide inclusions are aggregated, and like the sulfide inclusions, the oxide inclusions Hydrogen cracking is likely to occur at the interface between the inclusion and the steel structure. Accordingly, the oxide inclusions having a major axis of 1 μm or more in the macrosegregation part have an average equivalent circle diameter of 100 μm or less, preferably 80 μm or less, more preferably 60 μm or less.
上記マクロ偏析部における長径が１μｍ以上の酸化物系介在物について、平均アスペクト比が２０を超えると、上記硫化物系介在物と同様、鋼塊を冷却するときに酸化物系介在物と鋼組織との線膨張係数の差により、酸化物系介在物と鋼組織の界面が大きく剥離し、その空隙に水素が凝集して水素割れを発生する原因となる。従って上記マクロ偏析部における長径が１μｍ以上の酸化物系介在物は、平均アスペクト比を２０以下とし、好ましくは１５以下、より好ましくは１０以下とする。上記酸化物系介在物の平均アスペクト比の下限は、測定した領域で、通常、１程度である。 With respect to oxide inclusions having a major axis of 1 μm or more in the macrosegregation portion, when the average aspect ratio exceeds 20, the oxide inclusions and the steel structure are cooled when the steel ingot is cooled, similar to the sulfide inclusions. The interface between the oxide inclusions and the steel structure is largely separated due to the difference in the linear expansion coefficient between the two and hydrogen, causing hydrogen to aggregate in the voids and causing hydrogen cracking. Therefore, the oxide inclusions having a major axis of 1 μm or more in the macro segregation part have an average aspect ratio of 20 or less, preferably 15 or less, more preferably 10 or less. The lower limit of the average aspect ratio of the oxide inclusions is usually about 1 in the measured region.
上記マクロ偏析部における長径が１μｍ以上の酸化物系介在物について、数密度が３００個／ｃｍ2を超えると、靭性等の機械的特性に悪影響を及ぼす。従って上記マクロ偏析部における長径が１μｍ以上の酸化物系介在物は、数密度を３００個／ｃｍ2以下とし、好ましくは２００個／ｃｍ2以下、より好ましくは１００個／ｃｍ2以下とする。上記酸化物系介在物の数密度の下限は特に限定されないが、マクロ偏析部に酸化物系介在物が形成されると多数の応力場が分散して形成されるため、固溶限を超えた余剰水素を捕捉しやすくなり、歪み部への水素濃化を抑制でき、耐水素割れ性を改善できる。従って上記酸化物系介在物の数密度は、５個／ｃｍ2以上であることが好ましく、より好ましくは１０個／ｃｍ2以上、更に好ましくは２０個／ｃｍ2以上とする。 When the number density of the oxide inclusions having a major axis of 1 μm or more in the macrosegregation portion exceeds 300 / cm 2 , mechanical properties such as toughness are adversely affected. Accordingly, the oxide inclusions having a major axis of 1 μm or more in the macro-segregation part have a number density of 300 pieces / cm 2 or less, preferably 200 pieces / cm 2 or less, more preferably 100 pieces / cm 2 or less. The lower limit of the number density of the oxide inclusions is not particularly limited, but when the oxide inclusions are formed in the macrosegregation part, a large number of stress fields are dispersed, so surplus hydrogen exceeding the solid solubility limit is formed. Can be easily captured, hydrogen concentration in the strained portion can be suppressed, and resistance to hydrogen cracking can be improved. Accordingly, the number density of the oxide inclusions is preferably 5 pieces / cm 2 or more, more preferably 10 pieces / cm 2 or more, and further preferably 20 pieces / cm 2 or more.
上記マクロ偏析部における、上記硫化物系介在物および酸化物系介在物の形態（円相当直径およびアスペクト比）、並びに硫化物系介在物および酸化物系介在物の数密度は、次の手順で測定できる。即ち、鍛鋼品の深さＤ／４の位置に存在するマクロ偏析部から試験片を採取し、試験片の表面について、ＳＥＭ−ＥＰＭＡ（例えば、日本電子株式会社製「ＪＸＡ−８９００ＲＬ」、「ＸＭ−Ｚ００４３Ｔ」、「ＸＭ−８７５６２」）による画像解析を行い、観察される介在物の成分組成をＥＤＸで分析する。成分組成の分析は、長径が１μｍ以上の介在物を対象として行い、ＥＤＸによる分析は、介在物の重心位置を１点につき１０秒程度で自動分析すればよい。長径が１μｍ未満の硫化物系介在物および酸化物系介在物も耐水素割れ性を向上させる作用を有しているが、測定効率を向上させるために、本発明では、長径が１μｍ未満の介在物は測定対象から除外する。 The form of the sulfide inclusions and oxide inclusions (equivalent circle diameter and aspect ratio) and the number density of sulfide inclusions and oxide inclusions in the macrosegregation portion can be measured by the following procedure. . That is, a test piece was collected from a macrosegregation part existing at a depth D / 4 position of the forged steel product, and the surface of the test piece was subjected to SEM-EPMA (for example, “JXA-8900RL”, “XM” manufactured by JEOL Ltd.). -Z0043T "," XM-87562 ")), and the component composition of the observed inclusions is analyzed by EDX. The analysis of the component composition is performed for inclusions having a major axis of 1 μm or more, and the analysis by EDX may be performed by automatically analyzing the center of gravity of the inclusions for about 10 seconds per point. Sulfide inclusions and oxide inclusions whose major axis is less than 1 μm also have the effect of improving the hydrogen cracking resistance. However, in order to improve the measurement efficiency, the present invention uses an inclusion whose major axis is less than 1 μm. Objects are excluded from measurement.
成分組成を分析した介在物のうち、硫黄（Ｓ）含有率が３０質量％以上で、且つ酸素（Ｏ）含有率が１質量％未満のものを本明細書では硫化物系介在物と定義する。 Among the inclusions analyzed for the component composition, those having a sulfur (S) content of 30% by mass or more and an oxygen (O) content of less than 1% by mass are defined as sulfide inclusions in this specification. .
また、成分組成を分析した介在物のうち、酸素（Ｏ）含有率が１質量％以上のものを本明細書では酸化物系介在物と定義する。 Further, among the inclusions analyzed for the component composition, those having an oxygen (O) content of 1% by mass or more are defined as oxide inclusions in this specification.
成分組成を分析して同定された硫化物系介在物および酸化物系介在物について、円相当直径とアスペクト比（長径／短径）を測定し、平均値を求めればよい。 For the sulfide inclusions and oxide inclusions identified by analyzing the component composition, the equivalent circle diameter and the aspect ratio (major axis / minor axis) may be measured to determine the average value.
観察視野数は、５箇所以上とすることが好ましい。 The number of viewing fields is preferably 5 or more.
また、硫化物系介在物および酸化物系介在物の数密度は、成分組成を分析して同定された硫化物系介在物および酸化物系介在物のうち、長径が１μｍ以上の硫化物系介在物および酸化物系介在物の数を測定し、単位観察視野面積あたりの数密度（個／ｃｍ2）を算出する。上述したように、長径が１μｍ未満の硫化物系介在物および酸化物系介在物も、耐水素割れ性を向上させる作用を有しているが、微細過ぎる介在物を測定すると測定効率が低下する。従って本発明では、長径が１μｍ未満の介在物については測定対象から外している。 In addition, the number density of sulfide inclusions and oxide inclusions is the sulfide inclusions having a major axis of 1 μm or more among the sulfide inclusions and oxide inclusions identified by analyzing the component composition and The number of oxide inclusions is measured, and the number density (units / cm 2 ) per unit observation visual field area is calculated. As described above, sulfide inclusions and oxide inclusions having a major axis of less than 1 μm also have an effect of improving hydrogen cracking resistance, but measurement efficiency decreases when measuring too fine inclusions. . Therefore, in the present invention, inclusions whose major axis is less than 1 μm are excluded from the measurement target.
（硫化物系介在物および酸化物系介在物の数密度）
本発明の鍛鋼品は、上記マクロ偏析部において酸化物系介在物と硫化物系介在物の両方が存在している場合には、酸化物系介在物の数密度が、硫化物系介在物の数密度以上になっていることが好ましい。即ち、酸化物系介在物の数密度が、硫化物系介在物の数密度と同じであるか、酸化物系介在物の数密度が、硫化物系介在物の数密度を超えていることで、割れの起点が減少し、水素トラップ能を向上させることができるため、耐水素割れ性を改善できる。従って、上記酸化物系介在物の数密度／硫化物系介在物の数密度の値は、１．０以上であることが好ましく、より好ましくは１．１以上である。上記酸化物系介在物の数密度／硫化物系介在物の数密度の値の上限は特に限定されない。なお、上述したように、上記マクロ偏析部における長径が１μｍ以上の硫化物系介在物は、数密度が０個／ｃｍ2でも構わない。
(Number density of sulfide inclusions and oxide inclusions)
In the forged steel product of the present invention, when both oxide inclusions and sulfide inclusions are present in the macrosegregation part, the number density of oxide inclusions is greater than or equal to the number density of sulfide inclusions. It is preferable that That is, the number density of oxide inclusions is the same as the number density of sulfide inclusions, or the number density of oxide inclusions exceeds the number density of sulfide inclusions, the starting point of cracking is reduced, Since hydrogen trap ability can be improved, hydrogen cracking resistance can be improved. Therefore, the value of the number density of oxide inclusions / number density of sulfide inclusions is preferably 1.0 or more, more preferably 1.1 or more. The upper limit of the value of the number density of the oxide inclusions / number density of the sulfide inclusions is not particularly limited. As described above, the sulfide inclusions having a major axis of 1 μm or more in the macro-segregation part may have a number density of 0 / cm 2 .
４．製造方法
（１）組織の制御
本発明の鍛鋼品は、例えば以下のように鋼組織および介在物を制御して製造できる。鍛鋼品の金属組織をフェライト組織またはフェライト−パーライト混合組織とするには、熱間鍛造後の供試材を、Ａｃ3点＋１２０℃以上の温度で加熱した後、室温まで自然冷却（平均冷却速度は、例えば、５℃／分以下）すればよい。Ａｃ3点＋１２０℃以上に加熱することによって、後述するように、マクロ偏析部における硫化物系介在物も微細化できる。
4). Manufacturing Method (1) Control of Structure The forged steel product of the present invention can be manufactured by controlling the steel structure and inclusions as follows, for example. In order to make the metal structure of a forged steel product into a ferrite structure or a ferrite-pearlite mixed structure, the specimen after hot forging is heated at a temperature of Ac 3 point + 120 ° C. or higher, and then naturally cooled to room temperature (average cooling rate) For example, 5 ° C./min or less). By heating to Ac 3 point + 120 ° C. or higher, sulfide inclusions in the macro-segregation part can be refined as described later.
上記鍛鋼品のマクロ偏析部における硫化物系介在物および酸化物系介在物の形態と数密度を所定の範囲に制御するには、上記熱間鍛造に供する供試材を製造する際に、溶鋼中のＳ量およびＯ量を低減しておけばよい。即ち、鋼中のＳは、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｃａ等と結合して硫化物系介在物を形成する。硫化物系介在物のうち、伸展して粗大化した（高アスペクト比化した）ＭｎＳが水素割れに対して特に悪影響を及ぼす。そこで硫化物系介在物の粗大化を抑制するには、溶鋼中のＳ量を低減すればよく、Ｓ量を低減することによって硫化物系介在物自体の個数が少なくなり、更に成長も抑制されるため、微細化する（低アスペクト比化する）。 In order to control the form and number density of the sulfide inclusions and oxide inclusions in the macrosegregation part of the forged steel product within a predetermined range, when manufacturing the test material to be subjected to the hot forging, molten steel What is necessary is just to reduce the amount of S and O in the inside. That is, S in steel combines with Mn, Mg, Ca, etc. to form sulfide inclusions. Among sulfide inclusions, MnS that has been expanded and coarsened (high aspect ratio) has a particularly adverse effect on hydrogen cracking. Therefore, in order to suppress the coarsening of sulfide inclusions, it is only necessary to reduce the amount of S in the molten steel. By reducing the amount of S, the number of sulfide inclusions themselves is reduced, and further growth is suppressed. Therefore, it is miniaturized (low aspect ratio).
溶鋼中のＳ量を低減する方法は特に限定されず、公知の方法を採用でき、例えば、溶製時のスラグ組成を制御する方法が挙げられる。上記スラグ組成は、スラグ中のＣａＯ量とＳｉＯ2量に基づいて算出される塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ2）を高めに設定すればよく、塩基度は、例えば、５〜１０の範囲に設定することが推奨される。 The method for reducing the amount of S in the molten steel is not particularly limited, and a known method can be adopted. The slag composition may be set higher basicity calculated based on the amount of CaO and SiO 2 content in the slag (CaO / SiO 2), basicity, for example, set in the range of 5 to 10 It is recommended.
また、上記溶鋼とスラグとの反応を一層促進するには、真空脱ガス処理を実施することが好ましい。真空脱ガス処理を行うことによって、溶鋼中にスラグを積極的に巻込ませることができるため、溶鋼とスラグとの反応を促進でき、溶鋼中のＳ量を低減できる。 In order to further promote the reaction between the molten steel and the slag, it is preferable to perform a vacuum degassing treatment. By performing the vacuum degassing treatment, slag can be actively wound in the molten steel, so that the reaction between the molten steel and slag can be promoted, and the amount of S in the molten steel can be reduced.
また、硫化物系介在物を小さく、低アスペクト比化するには、Ｃａを添加してもよい。Ｃａは、硫化物系介在物を球状化する作用を有している元素である。 In order to reduce the sulfide inclusions and reduce the aspect ratio, Ca may be added. Ca is an element having an action of spheroidizing sulfide inclusions.
また、上述したように、熱間鍛造後の供試材を、Ａｃ3点＋１２０℃以上の温度に加熱して保持することが好ましい。Ａｃ3点＋１２０℃以上の温度に加熱することによって、マクロ偏析部に濃化した元素を拡散、均一化できる。その結果、マクロ偏析部における硫化物系介在物（例えば、ＭｎＳなど）を微細化できる。 Moreover, as mentioned above, it is preferable to heat and hold the specimen after hot forging to a temperature of Ac 3 point + 120 ° C. or higher. By heating to a temperature of Ac 3 point + 120 ° C. or higher, the element concentrated in the macro-segregation part can be diffused and made uniform. As a result, sulfide inclusions (for example, MnS etc.) in the macro segregation part can be refined.
上記Ａｃ3点は、下記式（ａ）を用いて求めることができる［例えば、「レスリー鉄鋼材料学」丸善、（１９８５）参照］。下記式中、［ ］は、各元素の含有量（質量％）を示す。なお、各項に示した元素を含有しない場合は、その項がないものとして計算する。
Ａｃ3点（℃）＝９１０−２０３×［Ｃ］1/2＋４４．７×［Ｓｉ］−３０×［Ｍｎ］＋７００×［Ｐ］＋４００×［Ａｌ］＋４００×［Ｔｉ］＋１０４×［Ｖ］−１１×［Ｃｒ］＋３１．５×［Ｍｏ］−２０×［Ｃｕ］−１５．２×［Ｎｉ］ ・・・（ａ）
The Ac 3 point can be obtained using the following formula (a) [see, for example, “Leslie Steel Material Science” Maruzen, (1985)]. In the following formula, [] indicates the content (% by mass) of each element. In addition, when it does not contain the element shown in each term, it is calculated that there is no term.
Ac 3 points (° C.) = 910−203 × [C] 1/2 + 44.7 × [Si] −30 × [Mn] + 700 × [P] + 400 × [Al] + 400 × [Ti] + 104 × [V] −11 × [Cr] + 31.5 × [Mo] −20 × [Cu] −15.2 × [Ni] (a)
また、酸化物系介在物の生成量を低減するには、溶鋼中のＯ量を低減すればよい。即ち、鋼中のＯは、Ａｌ、Ｍｇ等と結合して酸化物系介在物を形成する。酸化物系介在物は、通常、上記硫化物系介在物のように粗大化し難いため、耐水素割れ性に悪影響は及ぼし難いが、酸化物系介在物の生成量が多くなり、互いに凝集すると、上記硫化物系介在物のように水素割れに悪影響を及ぼすようになる。そこで溶鋼中のＯ量を低減することによって、酸化物系介在物の生成量を低減することが推奨される。 Moreover, what is necessary is just to reduce the amount of O in molten steel, in order to reduce the production amount of an oxide inclusion. That is, O in steel combines with Al, Mg and the like to form oxide inclusions. Oxide inclusions are usually difficult to coarsen like the above sulfide inclusions, so it is difficult to adversely affect hydrogen cracking resistance, but when the amount of oxide inclusions increases and aggregates, Like the sulfide inclusions, the hydrogen cracking is adversely affected. Therefore, it is recommended that the amount of oxide inclusions be reduced by reducing the amount of O in the molten steel.
酸化物系介在物の生成量を低減することによって、酸化物系介在物と硫化物系介在物が複合した介在物の生成量を低減できるため、耐水素割れ性を一層向上できる。硫化物は、酸化物系介在物を生成核としてその周りに形成しやすく、酸化物系介在物と硫化物系介在物が複合した介在物も、水素割れに悪影響を及ぼすからである。 By reducing the production amount of oxide inclusions, the production amount of inclusions in which oxide inclusions and sulfide inclusions are combined can be reduced, so that hydrogen cracking resistance can be further improved. This is because sulfides are easily formed around oxide inclusions as product nuclei, and inclusions in which oxide inclusions and sulfide inclusions are combined adversely affect hydrogen cracking.
上記溶鋼中のＯ量を低減する方法は特に限定されず、公知の方法を採用でき、例えば、溶製時に真空脱ガスを充分に行なえばよい。 A method for reducing the amount of O in the molten steel is not particularly limited, and a known method can be employed. For example, vacuum degassing may be sufficiently performed during melting.
次に、室温まで自然冷却した後は、鍛鋼品を均質化するために、焼戻し処理を行えばよい。焼戻し処理は、例えば、６００〜９００℃に加熱して、この温度域で１〜２０時間保持した後、室温まで自然冷却（平均冷却速度は、例えば、５℃／分以下）すればよい。 Next, after natural cooling to room temperature, a tempering process may be performed to homogenize the forged steel product. For example, the tempering process may be performed by heating to 600 to 900 ° C. and holding in this temperature range for 1 to 20 hours, and then naturally cooling to room temperature (the average cooling rate is, for example, 5 ° C./min or less).
上述した熱処理は、表面からの深さがＤ／４の位置付近における温度を制御すれば良いが、大型鋼塊ではこの位置での温度を実測することは困難である。そのため例えば表面温度を基準に温度制御して鍛鋼品を製造し、その組織観察の結果をフィードバックして温度制御を適宜実施すればよい。 In the heat treatment described above, the temperature near the position where the depth from the surface is D / 4 may be controlled, but it is difficult to measure the temperature at this position in a large steel ingot. For this reason, for example, a forged steel product may be manufactured by controlling the temperature based on the surface temperature, and the temperature control may be appropriately performed by feeding back the result of the structure observation.
本発明の鍛鋼品は、特に、大型鍛鋼品として有用に利用される。大型とは、重さが２０トン以上であることを意味する。本発明の鍛鋼品は、例えば、クランクジャーナルまたはクランクスローとして好適に用いることができる。上記クランクジャーナルおよび／または上記クランクスローを用いれば、組立型クランク軸を製造でき、この組立型クランク軸は、例えば、ディーゼル機関の主要部品として用いることができる。 The forged steel product of the present invention is particularly useful as a large forged steel product. Large size means that the weight is 20 tons or more. The forged steel product of the present invention can be suitably used as, for example, a crank journal or a crank throw. By using the crank journal and / or the crank throw, an assembled crankshaft can be manufactured, and the assembled crankshaft can be used as a main part of a diesel engine, for example.
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、上記・下記の趣旨に適合しうる範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術範囲に包含される。 EXAMPLES Hereinafter, the present invention will be described more specifically with reference to examples. However, the present invention is not limited by the following examples, and appropriate modifications are made within a range that can meet the above and the following purposes. Of course, it is possible to implement them, and they are all included in the technical scope of the present invention.
電極アーク加熱機能を備える溶鋼処理設備によって、下記表１に示す成分組成の鋼（残部は鉄および不可避不純物）をそれぞれ溶製し、４０トンクラス（全高３ｍ、直径１．５ｍ）の鋳型を用いて鋳造した。なお、溶湯段階での水素量は、ハイドリス測定で３ｐｐｍであった。溶製時のスラグ組成は、スラグ中の塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ2）が５〜１０となるように調整した。また、溶製時には、真空脱ガス処理も行なった。下記表１には、鋼の成分組成および上記式（１）に基づいて、（［Ｍｎ］×［Ｓ］）／（［Ａｌ］×［Ｏ］）の値を算出した結果を示す。 Steel with the component composition shown in Table 1 below (with the balance being iron and unavoidable impurities) is melted by a molten steel processing facility equipped with an electrode arc heating function, and a 40 ton class (total height 3 m, diameter 1.5 m) mold is used. And cast. The amount of hydrogen at the molten metal stage was 3 ppm as measured by the Hydris. The slag composition at the time of melting was adjusted so that the basicity (CaO / SiO 2 ) in the slag was 5-10. Moreover, the vacuum degassing process was also performed at the time of melting. Table 1 below shows the results of calculating the value of ([Mn] × [S]) / ([Al] × [O]) based on the steel component composition and the above formula (1).
凝固した鋼塊を１０００℃付近で脱型した後、約１２００℃まで加熱し、同温度で熱間鍛造を施し、断面直径１５０ｍｍの鍛鋼品に仕上げた。熱間鍛造は、鋼塊本体をプレス機により伸ばした後、専用工具を用いて丸断面に成形した。得られた鍛鋼品を９３０℃（表面温度）で２時間保持し、この温度から、室温までゆっくりと自然冷却（平均冷却速度は約０．５℃／分）した後、再度約６００℃程度まで加熱した後、室温までゆっくりと自然冷却（平均冷却速度は約０．５℃／分）した。なお、下記表２に示すＮｏ．２は、得られた鍛鋼品を９３０℃（表面温度）で保持する代わりに、８５０℃で保持する以外は同じ条件とした。下記表２には、鋼の成分組成および上記式（ａ）に基づいて算出したＡｃ3点を示す。また、下記表２にはＡｃ3点＋１２０℃の値も併せて示す。 The solidified steel ingot was demolded at around 1000 ° C., then heated to about 1200 ° C., hot forged at the same temperature, and finished into a forged steel product having a cross-sectional diameter of 150 mm. In hot forging, the steel ingot body was stretched with a press machine and then formed into a round cross section using a dedicated tool. The obtained forged steel product is held at 930 ° C. (surface temperature) for 2 hours, and after this temperature, it is naturally cooled slowly to room temperature (average cooling rate is about 0.5 ° C./min) and then again to about 600 ° C. After heating, it was naturally cooled slowly to room temperature (average cooling rate was about 0.5 ° C./min). In addition, No. shown in Table 2 below. 2 was made into the same conditions except hold | maintaining at 850 degreeC instead of hold | maintaining the obtained forged steel goods at 930 degreeC (surface temperature). Table 2 below shows the Ac 3 point calculated based on the steel component composition and the above formula (a). Table 2 below also shows the value of Ac 3 point + 120 ° C.
室温まで冷却して得られた鍛鋼品について、深さＤ／４の位置における鋼断面の金属組織を観察した。金属組織の観察は、深さＤ／４の位置から試料を採取し、残留オーステナイトの変態を防ぐために電解研磨を行った後、ＥＢＳＰ（Electron Back Scatter diffraction Pattern；結晶方位解析）検出器を備えたＦＥ−ＳＥＭで、金属組織の種類およびその面積率を測定した。なお、ＥＢＳＰは、試料表面に電子線を入射させ、この時に発生する反射電子から得られた菊池パターンを解析することにより、電子線入射位置の結晶方位を決定するものである。電子線を試料表面に二次元で走査させ、所定のピッチ毎に結晶方位を測定すれば、試料表面の方位分布を測定できる。 About the forged steel obtained by cooling to room temperature, the metal structure of the steel cross section in the position of depth D / 4 was observed. For observation of the metal structure, an EBSP (Electron Back Scatter Diffraction Pattern) detector was provided after taking a sample from a position of depth D / 4, performing electropolishing to prevent transformation of retained austenite. The type of metal structure and its area ratio were measured by FE-SEM. The EBSP determines the crystal orientation of the electron beam incident position by making an electron beam incident on the sample surface and analyzing the Kikuchi pattern obtained from the reflected electrons generated at this time. The orientation distribution on the sample surface can be measured by scanning the sample surface in two dimensions with the electron beam and measuring the crystal orientation at every predetermined pitch.
上記ＦＥ−ＳＥＭの鏡筒内にセットした試料について、鋼断面の５ｃｍ×５ｃｍの領域において、前述の金属組織観察で比較的明度が高く（白色）写っている箇所のうち、あらかじめ健全部の可能性が高い５００μｍ×５００μｍの測定範囲にて１μｍ間隔で電子線を照射し、スクリーン上に投影されるＥＢＳＰ画像を高感度カメラで撮影し、コンピューターに画像として取込んでコンピューターで画像解析を行い、既知の結晶系を用いたシミュレーションによるパターンと比較することによって、各色相（各組織）をカラーマップした。このようにしてマッピングされた各組織（領域）の面積率を求めた。なお、上記解析に係るハードウェアおよびソフトとして、ＴｅｘＳＥＭ ＬａｂｏｒａｔｏｒｉｅｓＩｎｃ．のＯＩＭ（Orientation Imaging MicroscopyTM）システムを用いた。その結果、表面から深さＤ／４の位置における組織は、いずれもフェライト−パーライト混合組織で構成される健全部が、鋼断面に対して９０面積％以上であり、残部のマクロ偏析部の組織は、パーライト主体であった。 Regarding the sample set in the above-mentioned FE-SEM column, in a 5 cm × 5 cm region of the steel cross section, among the portions where the brightness is relatively high (white) in the metal structure observation described above, a healthy part is possible in advance. The electron beam is irradiated at 1 μm intervals in the high measurement range of 500 μm × 500 μm, the EBSP image projected on the screen is taken with a high-sensitivity camera, captured as a computer image, and image analysis is performed with the computer. Each hue (each texture) was color-mapped by comparing with a pattern obtained by simulation using a known crystal system. The area ratio of each tissue (region) mapped in this way was determined. As the hardware and software related to the above analysis, TexSEM Laboratories Inc. OIM (Orientation Imaging Microscopy ™ ) system. As a result, the structure at a depth of D / 4 from the surface has a healthy part composed of a ferrite-pearlite mixed structure of 90 area% or more with respect to the steel cross section, and the structure of the remaining macrosegregation part Was mainly perlite.
また、上記深さＤ／４の位置から採取した試料に対し、塩酸水溶液を用いてエッチング処理を行ってマクロ偏析部の分布を観察した。上記マクロ偏析部を上述した手順で自動ＥＰＭＡにて観察し、マクロ偏析部に観察される長径が１μｍ以上の硫化物系介在物または長径が１μｍ以上の酸化物系介在物について、円相当直径およびアスペクト比を測定し、夫々、平均値を求めた。また、観察視野面積に対する長径が１μｍ以上の硫化物系介在物または長径が１μｍ以上の酸化物系介在物について、数密度も算出した。また、マクロ偏析部における硫化物系介在物の数密度に対して、酸化物系介在物の数密度比（酸化物系介在物の数密度／硫化物系介在物の数密度）を算出し、下記表２に併せて示す。 Further, the sample collected from the position of the depth D / 4 was etched using an aqueous hydrochloric acid solution, and the distribution of the macrosegregation portion was observed. The macro-segregation part is observed by automatic EPMA according to the procedure described above, and the equivalent circle diameter and the sulfide-type inclusions having a major axis of 1 μm or more or the major axis of 1 μm or more observed in the macro-segregation part The aspect ratio was measured, and the average value was obtained for each. The number density was also calculated for sulfide inclusions having a major axis of 1 μm or more with respect to the observation visual field area or oxide inclusions having a major axis of 1 μm or more. Further, the number density ratio of oxide inclusions (number density of oxide inclusions / number density of sulfide inclusions) is calculated with respect to the number density of sulfide inclusions in the macrosegregation part, and is also shown in Table 2 below.
次に、深さＤ／４の位置から採取した試料について以下に示す手順で耐水素割れ性を評価した。耐水素割れ性の評価は、水素割れ感受性の比較試験法に基づいて行った。水素割れ感受性の比較試験には、図３に示す装置を用いた。図３中、１は試験片、２は容器、３は試験用水溶液、４は対極（白金電極）、５は電流制御装置、６はクロスヘッド、７は固定台、８はパーソナルコンピューター、９は応力−歪制御装置、を夫々示している。 Next, the hydrogen cracking resistance was evaluated by the following procedure for the sample collected from the position of depth D / 4. The evaluation of hydrogen cracking resistance was performed based on a comparative test method for hydrogen cracking sensitivity. The apparatus shown in FIG. 3 was used for the comparative test of hydrogen cracking sensitivity. In FIG. 3, 1 is a test piece, 2 is a container, 3 is a test aqueous solution, 4 is a counter electrode (platinum electrode), 5 is a current control device, 6 is a crosshead, 7 is a fixed base, 8 is a personal computer, 9 is 1 shows a stress-strain control device.
水素割れ感受性の比較試験は、図３に示すように、長さ１５０ｍｍ、両端のつかみ具部分を直径８ｍｍにして長さ１５ｍｍにわたってねじを設け、標線間距離を１０ｍｍのダンベル状に加工し、中央部分を直径４ｍｍとし、この部分にマクロ偏析部が位置するように作製した試験片１を用いて行った。この試験片１を試験装置に装着し、０．１ｍｏｌ／ＬのＨ2ＳＯ4＋０．０１ｍｏｌ／ＬのＫＳＣＮである試験用水溶液３に囲まれるように、前記水溶液中に完全に浸漬させ、電流密度を０．１ｍＡ／ｍｍ2にて４時間陰極電解して試験片中の水素分布を均一化した。そして、そのままの電流密度を印加、即ち、陰極電解しながらＳＳＲＴ（低歪み速度試験：一定、もしくは一定範囲の振幅ではなく応力増加型の試験）により、試験片に長軸方向の引張り負荷を与えてその応力（Ｓ1）を測定した。このときの試験装置のクロスヘッド６の引張り速度は２×１０-3ｍｍ／分とした。一方、上記水溶液への浸漬を省略した状態、即ち、大気中で、上記と同じ引張り条件にてＳＳＲＴ試験を実施し、試験片の破断応力（Ｓ0）を測定した。そして、以上の各測定値から水素割れ感受性指数（Ｓ1／Ｓ0）を求め、各鋼材の耐水素割れ性を評価した。結果を表２に示す。本発明では、水素割れ感受性指数（Ｓ1／Ｓ0）が０．５０以上のものを耐水素割れ性に優れると評価した。 As shown in FIG. 3, the hydrogen cracking susceptibility comparison test has a length of 150 mm, the gripping part at both ends is 8 mm in diameter, a screw is provided over a length of 15 mm, and the distance between marked lines is processed into a dumbbell shape with a distance of 10 mm. The test was performed using a test piece 1 having a central portion having a diameter of 4 mm and a macro-segregation portion located in this portion. The test piece 1 is mounted on a test apparatus and completely immersed in the aqueous solution so as to be surrounded by the aqueous test solution 3 which is 0.1 mol / L H 2 SO 4 +0.01 mol / L KSCN. Cathodic electrolysis was performed at a density of 0.1 mA / mm 2 for 4 hours to make the hydrogen distribution in the test piece uniform. Then, applying the current density as it is, that is, applying a tensile load in the long axis direction to the specimen by SSRT (low strain rate test: stress increase type test instead of constant or constant amplitude) while cathodic electrolysis. The stress (S 1 ) was measured. At this time, the tensile speed of the crosshead 6 of the test apparatus was 2 × 10 −3 mm / min. On the other hand, the SSRT test was carried out in the state where the immersion in the aqueous solution was omitted, that is, in the atmosphere, under the same tensile conditions as described above, and the breaking stress (S 0 ) of the test piece was measured. Then, a hydrogen cracking sensitivity index (S 1 / S 0) from the above measured values were evaluated hydrogen cracking resistance of the steel. The results are shown in Table 2. In the present invention, a hydrogen cracking susceptibility index (S 1 / S 0 ) of 0.50 or more was evaluated as excellent in hydrogen cracking resistance.
下記表１、表２から次のように考察できる。Ｎｏ．１、３〜８、１４〜１８は、いずれも本発明で規定する要件を満足している例であり、フェライト−パーライト混合組織で構成されている健全部と、硫化物系介在物および酸化物系介在物の形態と数密度が所定の範囲を満足しているマクロ偏析部で構成されているため、水素割れ感受性指数（Ｓ1／Ｓ0）が０．５０以上となり、耐水素割れ性に優れることが分かる。特に、鋼種Ｇ、鋼種Ｏ、鋼種Ｐ、または鋼種Ｑを用いたＮｏ．８、１６〜１８によれば、鋼中のＳ量を０．００３０％以下（３０ｐｐｍ以下）に抑えることによって、水素割れ感受性指数（Ｓ1／Ｓ0）が０．６７以上となり、耐水素割れ性が一段と優れることが分かる。 The following Table 1 and Table 2 can be considered as follows. No. 1, 3 to 8, and 14 to 18 are examples satisfying the requirements defined in the present invention, and a healthy part composed of a ferrite-pearlite mixed structure, sulfide inclusions and oxides Since it is composed of a macrosegregation part in which the shape and number density of the system inclusions satisfy a predetermined range, the hydrogen cracking sensitivity index (S 1 / S 0 ) is 0.50 or more, and hydrogen cracking resistance is improved. It turns out that it is excellent. In particular, No. using steel type G, steel type O, steel type P, or steel type Q. 8, 16-18, by suppressing the amount of S in the steel to 0.0030% or less (30 ppm or less), the hydrogen cracking sensitivity index (S 1 / S 0 ) becomes 0.67 or more, and hydrogen cracking resistance It can be seen that the properties are even better.
一方、Ｎｏ．２、９〜１３は、本発明で規定する要件を満足していない例であり、水素割れ感受性指数（Ｓ1／Ｓ0）が０．５０未満となり、耐水素割れ性を改善できていないことが分かる。即ち、Ｎｏ．２は、Ｎｏ．１と同じ鋼種Ａを用いた例であるが、熱間鍛造後の保持を８５０℃で行ったため、保持温度が低過ぎ、ＭｎＳやＳの拡散が不充分となり、ＭｎやＳはマクロ偏析部に濃化してマクロ偏析部に粗大な硫化物系介在物が析出した。また、硫化物系介在物の平均アスペクト比も大きくなった。その結果、耐水素割れ性を改善できなかった。 On the other hand, no. 2, 9 to 13 are examples that do not satisfy the requirements defined in the present invention, and the hydrogen cracking sensitivity index (S 1 / S 0 ) is less than 0.50, and the hydrogen cracking resistance cannot be improved. I understand. That is, no. 2 is No.2. In this example, the same steel type A as in No. 1 was used, but since the holding after hot forging was performed at 850 ° C., the holding temperature was too low, MnS and S were not sufficiently diffused, and Mn and S remained in the macrosegregation part. Concentrated and coarse sulfide inclusions were deposited in the macrosegregation part. In addition, the average aspect ratio of sulfide inclusions also increased. As a result, hydrogen cracking resistance could not be improved.
Ｎｏ．９は、Ｓを過剰に含有する例であり、マクロ偏析部に粗大な硫化物系介在物が多数析出すると共に、平均アスペクト比も大きくなった。また、硫化物系介在物の数密度も高くなった。また、酸化物系介在物の平均アスペクト比も大きくなった。従って、耐水素割れ性を改善できなかった。Ｎｏ．１０は、Ｍｎを過剰に含有する例であり、マクロ偏析部に粗大な硫化物系介在物が多数析出すると共に、平均アスペクト比も大きくなった。また、硫化物系介在物の数密度も高くなった。また、酸化物系介在物の平均アスペクト比も大きくなった。従って、耐水素割れ性を改善できなかった。Ｎｏ．１１は、Ｏを過剰に含有する例であり、マクロ偏析部における酸化物系介在物の平均アスペクト比が大きくなり、また酸化物系介在物（例えば、Ａｌ2Ｏ3）が多数析出した。そのため、析出した酸化物系介在物が凝集し、粗大な硫化物系介在物と類似の作用を及ぼしたため、耐水素割れ性を改善できなかった。 No. No. 9 is an example containing excessive S, and a large number of coarse sulfide inclusions precipitated in the macro-segregation part, and the average aspect ratio also increased. In addition, the number density of sulfide inclusions also increased. Moreover, the average aspect ratio of the oxide inclusions also increased. Therefore, the hydrogen cracking resistance could not be improved. No. No. 10 is an example containing excessive Mn, and a large number of coarse sulfide inclusions were precipitated in the macro-segregation part, and the average aspect ratio was also increased. In addition, the number density of sulfide inclusions also increased. Moreover, the average aspect ratio of the oxide inclusions also increased. Therefore, the hydrogen cracking resistance could not be improved. No. 11 is an example containing O excessively, the average aspect ratio of the oxide inclusions in the macro-segregation part was increased, and a large number of oxide inclusions (for example, Al 2 O 3 ) were precipitated. For this reason, the precipitated oxide inclusions aggregated and exerted an action similar to that of coarse sulfide inclusions, so that the hydrogen cracking resistance could not be improved.
Ｎｏ．１２は、Ａｌを過剰に含有する例であり、マクロ偏析部における酸化物系介在物の平均アスペクト比が大きくなり、また酸化物系介在物（例えば、Ａｌ2Ｏ3）が多数析出した。そのため、析出した酸化物系介在物が凝集し、粗大な硫化物系介在物と類似の作用を及ぼしたため、耐水素割れ性を改善できなかった。Ｎｏ．１３は、Ａｌが少な過ぎる例であり、Ｓ含有量は本発明で規定する範囲内であるが多めのため、酸化物系介在物を核として硫化物が巻き付いた複合酸化物を形成した。その結果、酸化物系介在物が粗大化したため、耐水素割れ性を改善できなかった。 No. No. 12 is an example of excessively containing Al, and the average aspect ratio of oxide inclusions in the macro segregation portion is increased, and a large number of oxide inclusions (for example, Al 2 O 3 ) are precipitated. For this reason, the precipitated oxide inclusions aggregated and exerted an action similar to that of coarse sulfide inclusions, so that the hydrogen cracking resistance could not be improved. No. No. 13 is an example in which there is too little Al, and since the S content is within the range defined in the present invention, a complex oxide in which sulfides are wound with oxide inclusions as nuclei was formed. As a result, since the oxide inclusions became coarse, the hydrogen cracking resistance could not be improved.
１ 試験片
２ 容器
３ 試験用水溶液
４ 対極（白金電極）
５ 電流制御装置
６ クロスヘッド
７ 固定台
８ パーソナルコンピューター
９ 応力−歪制御装置
1 Test piece 2 Container 3 Test aqueous solution 4 Counter electrode (platinum electrode)
5 Current control device 6 Crosshead 7 Fixed base 8 Personal computer 9 Stress-strain control device
Claims (8)
Ｓｉ：０．６％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：０．５〜１．５％、
Ｎｉ：０．０１〜０．５％、
Ｃｒ：０．０１〜０．５％、
Ｍｏ：０．０１〜０．３％、
Ａｌ：０．０１０〜０．１％、
Ｓ ：０．０００２〜０．０１％、
Ｏ ：０．００２％以下（０％を含まない）を含有し、
残部：鉄および不可避不純物からなる鍛鋼品であり、
深さＤ／４（Ｄ：鍛鋼品断面の円相当直径）の位置における鋼断面を５ｃｍ×５ｃｍの測定範囲にて観察したときに、フェライト組織またはフェライト−パーライト混合組織で構成される健全部と残部（以下、「マクロ偏析部」と記載する）で構成され、
前記鋼断面に対する前記健全部の割合が９０面積％以上であり、
前記マクロ偏析部における長径が１μｍ以上の硫化物系介在物は、平均円相当直径が２００μｍ以下、平均アスペクト比が５０以下、数密度が３００個／ｃｍ2以下で、
前記マクロ偏析部における長径が１μｍ以上の酸化物系介在物は、平均円相当直径が１００μｍ以下、平均アスペクト比が２０以下、数密度が３００個／ｃｍ2以下であること
を特徴とする耐水素割れ性に優れた鍛鋼品。 C: 0.15 to 0.5% (meaning mass%; the same applies to the component composition),
Si: 0.6% or less (excluding 0%),
Mn: 0.5 to 1.5%
Ni: 0.01 to 0.5%,
Cr: 0.01 to 0.5%
Mo: 0.01 to 0.3%,
Al: 0.010 to 0.1%
S: 0.0002 to 0.01%
O: 0.002% or less (excluding 0%),
The rest: a forged steel product consisting of iron and inevitable impurities,
When a steel cross section at a position of depth D / 4 (D: circle equivalent diameter of a cross section of a forged steel product) is observed in a measurement range of 5 cm × 5 cm, a healthy part composed of a ferrite structure or a ferrite-pearlite mixed structure; It consists of the remainder (hereinafter referred to as “macro-segregation part”),
The ratio of the healthy part to the steel cross section is 90 area% or more,
The sulfide inclusions having a major axis of 1 μm or more in the macrosegregation part have an average equivalent circle diameter of 200 μm or less, an average aspect ratio of 50 or less, and a number density of 300 pieces / cm 2 or less.
The oxide inclusions having a major axis of 1 μm or more in the macrosegregation part have an average equivalent circle diameter of 100 μm or less, an average aspect ratio of 20 or less, and a number density of 300 / cm 2 or less. Forged steel products with excellent crackability.
Ｃｕ：０．２％以下（０％を含まない）
を含有する請求項１または２に記載の鍛鋼品。 As other elements,
Cu: 0.2% or less (excluding 0%)
The forged steel product according to claim 1 or 2, comprising:
Ｖ：０．２％以下（０％を含まない）
を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の鍛鋼品。 As other elements,
V: 0.2% or less (excluding 0%)
The forged steel product according to claim 1, comprising:
Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）
を含有する請求項１〜４のいずれかに記載の鍛鋼品。 As other elements,
Ca: 0.01% or less (excluding 0%)
The forged steel product according to any one of claims 1 to 4, comprising:
Ｔｉ、Ｚｒ、およびＨｆよりなる群から選択されるいずれか１種以上の元素：合計で０．０１％以下（０％を含まない）
を含有する請求項１〜５のいずれかに記載の鍛鋼品。 As other elements,
One or more elements selected from the group consisting of Ti, Zr, and Hf: 0.01% or less in total (excluding 0%)
The forged steel product according to claim 1, comprising:
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