JP3036416B2 - 高疲労強度を有する熱間鍛造非調質鋼および鍛造品の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、自動車や建設機械
等の機械構造用部品に用いられる高疲労強度を有する熱
間鍛造非調質鋼および該非調質鋼を用いて鍛造品を効率
よく製造する方法に関し、特に熱間鍛造後に実施される
焼入れ・焼戻しの調質処理を省略し非調質のままでも高
疲労強度が得られると共に、被削性を低下させることな
く高い引張強さを得ることのできる安価な熱間鍛造非調
質鋼および鍛造品の製造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】自動車や建設機械等に用いられる機械構
造用部品は、通常機械構造用炭素鋼や機械構造用合金鋼
を素材とし、必要な強度と靭性を確保するため熱間鍛造
後に焼入れ・焼戻し処理を行なうことによって製造され
てきた。しかし近年、上記の様な調質処理に要するエネ
ルギーの節約と仕掛り品の削滅によるコスト低減を目的
として、例えばＪＩＳ Ｇ ４０５１に規定される機械構
造用炭素鋼やＪＩＳＧ ４１０６に規定される機械構造
用マンガン鋼などに、ＶやＮｂ等の析出硬化型元素を添
加した非調質鋼が開発され、自動車のエンジン部品や足
回り部品あるいは建設機械部品等に適用されている。

【０００３】これらの非調質鋼は、熱間鍛造の後冷却し
て組織をフェライト・パーライト混合組織とし、フェラ
イト部にＶやＮｂ等の炭化物や窒化物を析出させること
によって目標強度を得るものであり、この様な非調質鋼
を使用すると、熱間鍛造後の焼入れ・焼戻し処理を省略
することができ、更には焼入れ時に発生する熱処理歪み
が減少するためその後の矯正加工が簡略化されるといっ
た利点に加えて、焼割れが発生しにくくなって焼割れに
よる不良品の発生率も減少し、部品製造コストを大幅に
低減することが可能となる。

【０００４】しかしながら、自動車におけるエンジンの
高出力化や部品の小型・軽量化への最近の動向に伴っ
て、上記非調質鋼を用いて製造される機械構造用部品に
ついても部材の高強度化が切望されている。現在、これ
らの部品の高強度化を図るうえでネックとなっているの
は疲労強度であり、この疲労強度を向上させるべく様々
な検討がなされている。そのなかでもフェライト・パー
ライト組織を有する非調質鋼の疲労強度を向上させるた
めの最も簡便な方法は、鋼材のＣ量を高め、硬質組織で
あるパーライト量を増加させることによって、部材全体
の硬さや引張強さを高めることである。しかしながら、
硬さや引張強さが大きくなり過ぎると、逆に被削性が大
幅に低下し、部品製造時の生産性が低下して製造コスト
の増加を招くといった問題が生じる。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】本発明は上記の様な事
情に着目してなされたものであって、その目的は、被削
性を低下させることなく従来の非調質鋼に比べて高い疲
労強度を有すると共に引張強さが７０〜１００ｋｇｆ／
ｍｍ² 程度の熱間鍛造非調質鋼を提供すると共に、この
非調質鋼を用いて、熱間鍛造後放冷または衝風冷却のま
まで上述した特性を具備する鍛造品を効率よく製造する
方法を提供しようとするものである。

【０００６】

【課題を解決するための手段】上記課題を解決すること
のできた本発明に係わる熱間鍛造非調質鋼は、鋼の成分
組成がＣ：０．１５〜０．６０％（質量％、以下同
じ），Ｓｉ：０．０５〜２．５％，Ｍｎ：０．３〜２．
５％，Ｓ：０．０１〜０．１０％，Ｃｒ：０．０５〜
２．５％，Ｖ：０．０５〜０．５％，Ａｌ：０．０１〜
０．０６０％，Ｎ：０．００５〜０．０３０％，Ｏ：
０．００１〜０．００５％，並びに残部：Ｆｅおよび不
可避不純物からなり、該鋼を熱間鍛造した後の組織がフ
ェライト・パーライト組織を有すると共に、該パーライ
ト組織が平均粒度番号：３．０以上、パーライト中の平
均コロニーサイズ：２０μｍ以下、および平均ラメラー
間隔：０．３０μｍ以下の要件を満足するところに要旨
を有するものである。

【０００７】本発明において、より高い疲労強度を得る
ことを目的として、更にＮｂ：０．０５％以下（０％を
含まない），Ｔｉ：０．０５％以下（０％を含まな
い），Ｚｒ：０．１％以下（０％を含まない），Ｍｏ：
１％以下（０％を含まない）およびＮｉ：１％以下（０
％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも１
種を含有したり、或いはより一層の被削性向上を図るこ
とを目的として、更に他の元素としてＰｂ：０．３％以
下（０％を含まない），Ｃａ：０．０１％以下（０％を
含まない），Ｔｅ：０．３％以下（０％を含まない）お
よびＢｉ：０．３％以下（０％を含まない）よりなる群
から選択される少なくとも１種を含有することは本発明
の好ましい実施態様である。

【０００８】また、本発明の鍛造品の製造方法は、熱間
鍛造終了温度：１０００〜１２５０℃、および８００〜
３００℃における平均冷却速度：０．１〜５℃／ｓｅｃ
に制御することによって鍛造品を製造する方法におい
て、上述した成分組成を有する鋼を用いると共に、熱間
鍛造時の鋼材加熱温度（Ｔ）が下記式を満足するところ
に要旨を有するものである。 Ｔ（℃）≧｛３０４００／（２０．５−log ［Ｖ］⁴ ・
［Ｃ］³ ）｝−３００ （式中、［ ］は各元素の質量％をそれぞれ意味する）

【０００９】

【発明の実施の形態】本発明者らは、熱間鍛造後放冷ま
たは衝風冷却によって冷却した後の組織がフェライト・
パーライト組織となる従来の熱間鍛造非調質鋼の疲労強
度を向上させるべく、各種合金元素を様々な割合で添加
した非調質鋼を溶製し、丸棒に熱間鍛造した鍛造材（こ
れらの鍛造材は、合金元素量の差異により焼入性が異な
り且つ金属組織も異なるものである）を作製すると共
に、一部鋼については、熱間鍛造条件を変化させること
により金属組織の異なる鍛造材を作製し、これらの鍛造
材を用いて疲労試験片を加工し、疲労試験および疲労亀
裂の観察を行うことにより、下記の知見を得た。

【００１０】（１）疲労亀裂は、ミクロ組織的に最も弱
いフェライト部分で発生するが、Ｓｉ量とＮ量の増加に
よる固溶強化とＶ量の増加による析出強化の両作用によ
り該フェライト部を強化することによって、硬さや引張
強度をあまり高めることなく疲労強度を大幅に向上させ
ることができる。

【００１１】（２）疲労亀裂が伝播する際、フェライト
とパーライトの界面とパーライト中のコロニーの境界部
で抵抗を受け、該亀裂が屈曲することが観察された。ま
た、疲労亀裂が上記コロニー中を進展する際、セメンタ
イト板とフェライトの界面を進展する場合もあるが、セ
メンタイト板を切断しながら進展する場合も観察され
た。これらの観察結果を勘案した結果、疲労強度を高め
るにはパーライト組織が小さくなる様、単にパーライト
結晶粒径を小さくするのみならずパーライト中のコロニ
ー径や平均ラメラー間隔を小さくする方法、即ちパーラ
イト全体およびコロニーやラメラー間隔の細部組織に至
るまで細かく制御することが有効であることを見出し
た。

【００１２】（３）上記（１）の知見内容に基づいて特
定された熱間鍛造非調質鋼を熱間鍛造・冷却して鍛造品
を製造する際、ＶやＣの添加量に応じて鍛造加熱温度
（Ｔ）を特定することによって、加熱中にＶが鋼中に完
全に固溶すると共に冷却中にＶの炭化物が多量に析出し
てフェライト部を一層強化することができ、その結果、
疲労強度を大幅に向上させることができる。

【００１３】本発明は、上記知見に基づいてなされたも
のであり、フェライト部を強化することのできる鋼中成
分組成を特定すると共に、鋼を熱間鍛造した後の組織
（フェライト・パーライト組織）におけるパーライト組
織の粒径等を細かく制御することによって、高レベルの
疲労強度を有する熱間鍛造非調質鋼を得ることに成功し
たものであり、更には、この様な鋼を用いて鍛造品を効
率よく製造することのできる方法を見出したのである。
以下、本発明において鋼の成分組成および金属組織の特
性を規定した理由、更には熱間鍛造時の鋼材加熱温度を
定めた理由を詳述する。

【００１４】まず鋼材の化学成分を定めた理由について
説明する。 Ｃ：０．１５〜０．６０％ Ｃは、熱間鍛造・冷却後における鍛造品の金属組織（フ
ェライト・パーライト）中のパーライト量を増大させ、
鍛造品の強度を高める作用を有すると共に、Ｖ炭化物を
形成し、該炭化物の析出によるフェライト部の強度向上
作用を発揮させるのに必要な元素である。これらの作用
を有効に発揮させるめには０．１５％以上含有させなけ
ればならない。好ましい下限値は０．２０％である。し
かしながらＣ量が多くなり過ぎると、靭性が低下すると
共に被削性も大幅に低下してくるので、その上限を０．
６０％以下に抑えなければならない。好ましいＣ量は
０．５０％以下である。

【００１５】Ｓｉ：０．０５〜２．５％ Ｓｉは、鋼材溶製時の脱酸に有効に作用する他、鋼材の
フェライト地に固溶して熱間鍛造・冷却後の鍛造品を強
化するのに有効な元素であり、特に該鍛造品の耐力や疲
労強度の向上に有効に作用する。こうした作用を有効に
発揮させるには０．０５％以上の添加が必要である。好
ましい下限値は０．１５％である。しかしながら過剰に
添加すると被削性が大幅に低下するので２．５％を上限
とする。好ましい上限値は２．０％であり、より好まし
くは１．５０％である。

【００１６】Ｍｎ：０．３〜２．５％ ＭｎはＳｉと同様、鋼材溶製時の脱酸剤として有効な元
素であり、また鍛造品のパーライト焼入れ性を高めてパ
ーライト量を増大させると共に、パーライトの粒径とコ
ロニーサイズを微細化し、平均ラメラー間隔を細かくし
て疲労強度の増大に大きく寄与する。こうした効果を有
効に発揮させると共に、本発明における他の主要合金元
素量を考慮しつつ引張強さ：７０ｋｇｆ／ｍｍ² 以上の
高強度を得るには、少なくとも０．３％以上添加する必
要がある。好ましい下限値は０．５０％である。しかし
ながら過剰に添加すると、熱間鍛造後の金属組織中にベ
イナイトが生成し、引張強さは増大するものの疲労強度
の向上がほとんど得られず、且つ被削性に悪影響を及ぼ
す様になるので、その上限を２．５％以下に抑えなけれ
ばならない。好ましい上限値は２．０％である。

【００１７】Ｓ：０．０１〜０．１０％ Ｓは被削性向上作用を有すると共に、ＭｎＳを生成し且
つ鍛造後の冷却時にフェライトの核生成を促進して、パ
ーライトの粒径とコロニーサイズを微細化させるのに有
用な元素である。この様な作用を有効に発揮させるには
０．０１％以上添加する必要がある。好ましい下限値は
０．０２％である。しかしながら過剰に添加すると靭性
に悪影響を及ぼす様になり、且つ疲労強度も低下するの
で、その上限を０．１０％にする。疲労強度と被削性を
共に確保するための好ましい上限値は０．０７％であ
る。

【００１８】Ｃｒ：０．０５〜２．５％ Ｃｒは、前記Ｍｎと同様にパーライト焼入性を高めて疲
労強度を向上させる元素である。こうした効果を有効に
発揮させると共に、本発明における他の主要合金元素量
を考慮しつつ引張強さ：７０ｋｇｆ／ｍｍ² 以上の高強
度を得るには、少なくとも０．０５％以上添加する必要
がある。好ましい下限値は０．２０％である。しかし
２．５％を超えて過剰に添加すると、鍛造品の金属組織
中にベイナイトが生成し、引張強さは増大するものの疲
労強度の向上はほとんど認められず、また被削性にも悪
影響を及ぼす様になるので、その上限を２．５％とす
る。疲労強度と被削性を共に確保するための好ましい上
限値は１．００％である。

【００１９】Ｖ：０．０５〜０．５％ Ｖは炭化物または窒化物を形成してオーステナイト結晶
粒を微細化するのに有効な元素であると共に、Ｖ炭化物
がフェライト部に析出して疲労破壊の起点となるフェラ
イト地を強化し、疲労強度を向上させる元素である。こ
の様な効果を有効に発揮させるには０．０５％以上添加
する必要がある。好ましい下限値は０．１％である。し
かしながら０．５％を超えて添加しても上記効果が飽和
するだけで無駄であるので、その上限を０．５％とす
る。好ましい上限値は０．４％である。

【００２０】Ａｌ：０．０１〜０．０６０％ Ａｌは、鋼材溶製時の脱酸元素として有効に作用するほ
か、窒化物の生成によってオーステナイト結晶粒を微細
化して靭性向上に寄与するものである。こうした効果を
有効に発揮させるには０．０１％以上添加する必要があ
る。好ましい下限値は０．０１５％である。しかし過剰
に添加するとオーステナイト結晶粒が却って粗大化して
靭性に悪影響を及ぼす様になるので、その上限を０．０
６０％にする必要がある。好ましい上限値は０．０４０
％である。

【００２１】Ｎ：０．００５〜０．０３０％ Ｎは、前記Ｖ等の窒化物形成元素と結合してオーステナ
イト結晶粒を微細化するのに有効な元素であると共に、
フェライト中に固溶してフェライト部を強化し、耐力や
疲労強度を向上させる元素である。この様な効果を有効
に発揮させるには０．００５％以上添加する必要があ
る。好ましい下限値は０．００６％である。しかしなが
ら過剰に添加してもその効果が飽和するだけで無駄であ
るので、その上限を０．０３０％とした。好ましい上限
値は０．０２０％である。

【００２２】Ｏ：０．００１〜０．００５％ Ｏは酸化物を生成して疲労強度を低下させるため、その
含有量を極力少なくすることが望ましいが、０．００１
％未満に制御しようとすると製造コストが大幅に増加す
るので、その下限を０．００１％にする。しかし０．０
０５％を超えて添加すると、Ａｌ₂ Ｏ₃ やＳｉＯ₂ 等の
酸化物系介在物が多量に生成して被削性が低下するた
め、その上限を０．００５％とする。好ましい上限値は
０．００３％である。

【００２３】本発明に用いられる鋼は上記元素を必須成
分とするものであるが、更に下記（i ）および／または
（ii）の群から選択される元素を選択的許容成分として
含有させても良い。

【００２４】（i ）Ｎｂ：０．０５％，Ｔｉ：０．０５
％，Ｚｒ：０．１％，Ｍｏ：１％およびＮｉ：１％より
なる群から選択される少なくとも１種（いずれの元素も
０％を含まない） これらの元素は、いずれも疲労強度
向上元素として有用である。以下、各元素について説明
する。

【００２５】Ｎｂ：０．０５％以下 Ｎｂは、炭化物または窒化物を形成してオーステナイト
結晶粒を微細化し、パーライトの粒度とコロニーサイズ
を小さくするのに有効な元素であり、且つ熱間鍛造の様
な高温加熱処理を施す際には、添加したＮｂの一部が固
溶して冷却時に析出強化することによって疲労強度を向
上させる元素である。この様な効果を有効に発揮させる
には０．００５％以上の添加が好ましい。しかし０．０
５％を超えて過剰に添加してもその効果が飽和し無駄で
あるので、その上限を０．０５％にすることが好まし
い。

【００２６】Ｔｉ：０．０５％以下 Ｔｉも前記Ｎｂと同様、炭化物または窒化物を形成して
オーステナイト結晶粒を微細化し、パーライトの粒度と
コロニーサイズを小さくし、疲労強度を向上させるのに
有効な元素である。この様な作用を有効に発揮させるに
は０．００５％以上の添加が好ましいが、０．０５％を
超えて添加しても上記効果が飽和して無駄であるので、
その上限を０．０５％とすることが推奨される。

【００２７】Ｚｒ：０．１％以下 Ｚｒも前記ＮｂやＴｉと同様、加熱時のオーステナイト
結晶粒の成長を抑制する元素であり、疲労強度を改善す
る効果を発揮する。この様な効果を有効に発揮させるに
は０．００１％以上の添加が好ましいが、０．１％を超
えて添加してもその効果が飽和して無駄であるのでその
上限を０．１％とすることが推奨される。

【００２８】Ｍｏ：１％以下，Ｎｉ：１．００％以下 これらの元素は、共に靭性を損なうことなく疲労強度を
増加させるのに有効な元素である。この様な作用を有効
に発揮させるには、いずれも０．０５％以上の添加が好
ましいが、１％を超えて添加すると、ベイナイト組織が
生成して疲労強度が大幅に低下するため、その上限を１
％にすることが推奨される。

【００２９】（ii）Ｐｂ：０．３％以下、Ｃａ：０．０
１％以下、Ｔｅ：０．３％以下およびＢｉ：０．３％以
下よりなる群から選択される少なくとも１種（いずれの
元素も０％を含まない） 上記元素は何れも被削性向上元素であり、そのうちＺ
ｒ，Ｃａ，Ｔｅ，Ｂｉは、ＭｎＳを粒状化して鍛造品の
異方性を改善する作用を有しており、これらを上記の下
限値以上含有させることによってそれらの効果を有効に
発揮させることができる。しかしながら、各元素の含有
量が上限値を超えて添加してもその効果が飽和して無駄
である。

【００３０】本発明の非調質鋼における鋼の化学組成は
上述した通りであるが、該鋼を熱間鍛造した後の組織
は、非調質鋼としてのフェライト・パーライト組織を有
することは勿論のこと、更に以下に示す〜の要件を
満足するものである。

【００３１】パーライトの平均粒度番号（Ｇｆ粒
度）：３．０以上、パーライトの平均コロニーサイ
ズ：２０μｍ以下および平均ラメラー間隔：０．３０
μｍ以下即ち、上述した様に疲労亀裂が伝播する際、フ
ェライトとパーライトの界面およびパーライト中のコロ
ニーの境界部で抵抗を受け、亀裂が屈曲すると共に、疲
労亀裂がコロニーのなかを進展する際、セメンタイト板
とフェライトの界面を進展する場合もあるが、セメンタ
イト板を切断しながら進展する場合も観察されている。
上記要件は、この様な観察結果を総合的に勘案した結
果、パーライト組織全体のみならずコロニーレベル及び
ラメラー間隔レベルにおいても細かく制御することによ
って所期の目的を達成しようとするものである。

【００３２】尚、被削性を低下させることなく一層の疲
労強度を図ることを目的として推奨される範囲は、パー
ライトの平均粒度番号：４．０以上（より好ましくは
５．０以上）、平均コロニーサイズ：１５μｍ以下（よ
り好ましくは１０μｍ以下）、および平均ラメラー間
隔：０．２５μｍ以下（より好ましくは０．２０μｍ以
下）である。

【００３３】次に、本発明の鍛造品製造方法における要
件の限定理由について説明する。まず、上記鋼を用いて
熱間鍛造するに当たっては、熱間鍛造時の鋼材加熱温度
（Ｔ）が上記式を満足することが必要であり、本発明の
製造方法は、この様に上記鋼材加熱温度をＶ濃度やＣ濃
度に応じて特定したところに最大の特徴を有するもので
ある。

【００３４】即ち、鋼材加熱温度をＶ濃度やＣ濃度に基
づいて設定することによって、上述したＶ炭化物による
フェライト部の析出強化作用を十分に発揮させることが
できるのである。上記式の範囲外では、オーステナイト
中にＶが完全に固溶しないため、鍛造後の放冷または衝
風冷却等の調整冷却時に上述した析出強化作用が有効に
発揮されず、疲労強度の向上作用が十分得られなくな
る。尚、本発明においては、その上限は特に規定するも
のではないが、１３５０℃を超えると粒界酸化を生じ、
結晶粒が必要以上に粗大化するため、その上限を１３５
０℃以下（より好ましくは１３００℃以下）にすること
が好ましい。

【００３５】次に、鍛造終了温度は１０００〜１２５０
℃の範囲内に制御する。その上限が１２５０℃を超える
とオーステナイト結晶粒が粗大化し、パーライトの粒径
とコロニーサイズが粗大化し、疲労強度の低下を招く。
好ましい上限値は１２００℃である。一方、１０００℃
未満になると、鍛造加熱時におけるＮｂやＶの固溶能が
低下して冷却時の析出強化作用が低下したり、或いは変
形抵抗が大きくなって金型寿命が大幅に低下する。好ま
しい下限値は１０５０℃である。

【００３６】この様にして熱間鍛造を施してから所定の
形状に成形加工した後、８００〜３００℃の温度領域を
０．１〜５℃／ｓｅｃの平均冷却速度で空冷または衝風
冷却する。この温度領域における平均冷却速度が０．１
℃／ｓｅｃ未満になると、初析フェライトの体積率が増
大し疲労強度が低下すると共に、フェライト中で析出す
るＶ炭化物が凝集してしまい、フェライトの強度を増加
させることのできる微細なＶ炭化物の量が減少し、疲労
強度の向上効果を十分に発揮させることができない。下
限値として好ましいのは０．３℃／ｓｅｃである。一
方、平均冷却速度が５℃／ｓｅｃを超えると組織中にベ
イナイトが生成して疲労強度が低下すると共に、冷却後
に割れや歪みを生じ易くなる。上限値として好ましいの
は３℃／ｓｅｃである。

【００３７】次に実施例を挙げて本発明をより具体的に
説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限
を受けるものではなく、前後記の趣旨に適合し得る範囲
で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的範囲に含まれる。

【００３８】

【実施例】

実施例１ 表１および表２に示す化学組成の鋼を真空炉または生産
炉で溶製した後、熱間鍛造によってφ７０ｍｍの丸棒に
鍛伸してから２００ｍｍの長さに切断した。次いで、１
３００℃に加熱した後、鍛造終了温度１１５０℃でφ５
０ｍｍに熱間鍛造し、その後空冷した。尚、Ｎo.２９は
ＪＩＳのＳＣＲ４４０に相当する鋼であり、φ５０ｍｍ
の丸棒に鍛造した後、焼入れ・焼戻し処理（調質処理）
を施したものであり、調質鋼の例とした。

【００３９】この様にして得られた各丸棒からＬ方向の
Ｄ／４部を切削加工した後、ＪＩＳ４号引張試験片、Ｊ
ＩＳ３号衝撃試験片、ＪＩＳ１号回転曲げ疲労試験片を
採取し、室温にて各々試験を行った。得られた結果を夫
々表３および表４に示す。

【００４０】

【表１】

【００４１】

【表２】

【００４２】

【表３】

【００４３】

【表４】

【００４４】これらの結果から以下の様に考察すること
ができる。Ｎo.１〜１６は本発明の規定要件を全て満足
する実施例であり、引張強さ及び疲労強度（σｗ）の何
れも高い値を示しており、且つ、これらの数値は、従来
鋼（Ｎo.３１）の焼入れ・焼戻し材と比較しても同等若
しくはそれ以上の高値を有しており、従来の非調質鋼
（Ｎo.３２）と比較しても大幅に改善されていることが
分かる。更に本発明鋼では、前記従来鋼や比較鋼に比べ
て疲れ限度比（σｗ／ＴＳ）が全て高い。このことは、
引張強さをあまり高めることなく疲労強度のみを向上す
ることが可能であることを意味するものである。

【００４５】これに対して、Ｎo.１７はＣ量が本発明で
規定する下限値より低いため疲労強度が低い。また、Ｎ
o.１８はＣ量が本発明の上限値を超えるため引張強さが
高くなり過ぎると共に、得られた組織もフェライト・パ
ーライト組織の他にベイナイト組織が混在したものにな
っている。Ｎo.１９はＳｉ量が多いため引張強さが高く
なり過ぎると共に、得られた組織もフェライト・ベイナ
イト・マルテンサイト組織になっている。

【００４６】Ｎo.２０はＭｎが少なく且つパーライトコ
ロニーサイズおよびラメラー間隔が共に本発明で規定す
る上限値を超えるため疲労強度が低くなり、Ｎo.２１
は、逆にＭｎ量が多いために引張強さが高く衝撃値が低
くなる他、フェライト組織以外に、ベイナイト組織やマ
ルテンサイト組織も混在していた。

【００４７】Ｎo.２２はＳ量が少ないためパーライト粒
度が粗くなり且つパーライトコロニーサイズおよびラメ
ラー間隔が上限値を超えるため疲労強度が高い例であ
り、一方、Ｎo.２３はＳ量が多いために衝撃値および疲
労強度の両方が低下している。Ｎo.２４は、Ｃｒ量が多
いため引張強さが高くなり過ぎると共に衝撃値も低く、
得られた組織もベイナイトやマルテンサイト組織が混在
したものになっている。

【００４８】Ｎo.２５は、Ｖ量が少なく且つパーライト
コロニーサイズやラメラー間隔が上限値を超えるため疲
労強度が低く、一方Ｎo.２６はＶ量が多いため疲労強度
向上効果が飽和している例である。Ｎo.２７はＣｒ量が
少なく且つＡｌが多く、パーライトコロニーサイズおよ
びラメラー間隔が上限値を超えており、そのため疲労強
度が低い。

【００４９】Ｎo.２８はＮが少なくパーライト粒度等も
全て粗いため析出効果が十分でなく、従って疲労強度も
低く、一方Ｎo.３０はＮを過剰に添加しており、その効
果が飽和している。Ｎo.２９はＯ量が多くてＡｌ₂ Ｏ₃
が多量に生成されるため、衝撃値および疲労強度の両方
が低い。

【００５０】実施例２ 表５に示す化学組成の鋼を真空炉で溶製した後、熱間鍛
造によってφ７０ｍｍの丸棒に鍛伸してから２００ｍｍ
の長さに切断した。次いで、１３００℃に加熱した後、
鍛造終了温度１０００〜１２６０℃でφ５０ｍｍに熱間
鍛造し、その後、８００〜３００℃の平均冷却速度を
０．０５〜１０℃／ｓｅｃの範囲で変化させながら冷却
した。この様にして得られた各丸棒からＬ方向のＤ／４
部を切削加工した後、実施例１と同様にして種々の特性
を評価した。その結果を表６に示す。尚、本実施例に用
いられる鋼組成を上記式に代入して得られる熱間鍛造時
の加熱温度（Ｔ）は１１７５℃であり、本実施例におけ
る鋼材加熱温度１３００℃は本発明の範囲内である。

【００５１】

【表５】

【００５２】

【表６】

【００５３】表６から明らかな様に、本発明の要件を満
足するＮo.１，Ｎo.４およびＮo.５は引張強さ及び疲労
強度が高く、疲れ限度比も高い。これに対して、冷却速
度の大きいＮo.２では、ベイナイト・マルテンサイト組
織が得られ、引張強さが高くなり過ぎると共に衝撃値も
低い。また、Ｎo.３は冷却速度の遅い例、Ｎo.６は鍛造
終了温度が高い例であり、いずれも衝撃値、疲れ限度お
よび疲れ限度比が低い。

【００５４】実施例３ 前記表５に示す化学組成の鋼を真空炉で溶製した後、熱
間鍛造によってφ７０ｍｍの丸棒に鍛伸してから２００
ｍｍの長さに切断した。次いで、１１００〜１３００℃
に加熱した後、鍛造終了温度１０００℃でφ５０ｍｍに
熱間鍛造し、その後、８００〜３００℃の平均冷却速度
を０．３８℃／ｓｅｃで冷却した。この様にして得られ
た各丸棒からＬ方向のＤ／４部を切削加工した後、実施
例１と同様にして種々の特性を評価した。その結果を表
７に示す。尚、本実施例に用いられる鋼組成を上記式に
代入して得られる熱間鍛造時の加熱温度（Ｔ）は１１７
５℃である。

【００５５】

【表７】

【００５６】表７から明らかな様に、本発明の要件を満
足するＮo.１およびＮo.２では、引張強さ及び疲れ限度
が高く、疲れ限度比も高い。これに対して、Ｎo.３およ
びＮo.４は鋼材加熱温度が低い例であり、いずれも衝撃
値、疲れ限度および疲れ限度比が低い。

【００５７】

【発明の効果】本発明は以上の様に構成されており、被
削性を低下させることなく従来の非調質鋼に比べて高い
疲労強度を有すると共に引張強さが７０〜１００ｋｇｆ
／ｍｍ ² 程度の熱間鍛造非調質鋼を提供することができ
た。そして、本発明の製造方法を用いれば、熱間鍛造後
放冷または衝風冷却のままで上述した特性を有する鍛造
品を効率よく製造することができた。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平７−102340（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−177152（ＪＰ，Ａ) 特開 平７−242992（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60 C21D 8/00 - 8/04

Claims (4)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 鋼の成分組成がＣ：０．１５〜０．６０
   ％（質量％、以下同じ），Ｓｉ：０．０５〜２．５％，
   Ｍｎ：０．３〜２．５％，Ｓ：０．０１〜０．１０％，
   Ｃｒ：０．０５〜２．５％，Ｖ：０．０５〜０．５％，
   Ａｌ：０．０１〜０．０６０％，Ｎ：０．００５〜０．
   ０３０％，Ｏ：０．００１〜０．００５％，並びに残
   部：Ｆｅおよび不可避不純物からなり、 該鋼を熱間鍛造した後の組織がフェライト・パーライト
   組織を有すると共に、該パーライト組織が平均粒度番
   号：３．０以上、パーライト中の平均コロニーサイズ：
   ２０μｍ以下、および平均ラメラー間隔：０．３０μｍ
   以下の要件を満足することを特徴とする高疲労強度を有
   する熱間鍛造非調質鋼。
2. 【請求項２】 更に、 Ｎｂ：０．０５％以下（０％を含まない），Ｔｉ：０．
   ０５％以下（０％を含まない），Ｚｒ：０．１％以下
   （０％を含まない），Ｍｏ：１％以下（０％を含まな
   い）およびＮｉ：１％以下（０％を含まない）よりなる
   群から選択される少なくとも１種を含有するものである
   請求項１に記載の熱間鍛造非調質鋼。
3. 【請求項３】 更に他の元素として、 Ｐｂ：０．３％以下（０％を含まない）， Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）， Ｔｅ：０．３％以下（０％を含まない）および Ｂｉ：０．３％以下（０％を含まない） よりなる群から選択される少なくとも１種を含有するも
   のである請求項１または２に記載の熱間鍛造非調質鋼。
4. 【請求項４】 熱間鍛造終了温度：１０００〜１２５０
   ℃、および８００〜３００℃における平均冷却速度：
   ０．１〜５℃／ｓｅｃに制御することによって鍛造品を
   製造する方法において、 請求項１〜３のいずれかに記載の成分組成を有する鋼を
   用いると共に、 熱間鍛造時の鋼材加熱温度（Ｔ）が下記式を満足するこ
   とを特徴とする鍛造品の製造方法。 Ｔ（℃）≧｛３０４００／（２０．５−log ［Ｖ］⁴ ・
   ［Ｃ］³ ）｝−３００ （式中、［ ］は各元素の質量％をそれぞれ意味する）