JP3541844B1 - 熱間鍛造非調質用棒鋼 - Google Patents
熱間鍛造非調質用棒鋼 Download PDFInfo
- Publication number
- JP3541844B1 JP3541844B1 JP2003011610A JP2003011610A JP3541844B1 JP 3541844 B1 JP3541844 B1 JP 3541844B1 JP 2003011610 A JP2003011610 A JP 2003011610A JP 2003011610 A JP2003011610 A JP 2003011610A JP 3541844 B1 JP3541844 B1 JP 3541844B1
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel
- inclusions
- region
- axial direction
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Lifetime
Links
Images
Landscapes
- Forging (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
【課題】非調質で高い疲労強度および衝撃値が得られる棒鋼の提供
【解決手段】Ｃ、Si、Mn、Ｓ、Al、Ｎ、Cr、Ｖ、Ca、Mg等を含有し、残部はFeおよび不純物からなり、不純物中のTiが0.005％以下、Ｏが0.004％以下、Ｐが0.03％以下であり、条件(a)〜(c)を満足し、軸方向に対し30°傾いた方向におけるシャルピー衝撃値の軸方向のそれに対する低下率が12％以下である熱間鍛造非調質用棒鋼。(a)(0.54−0.31C＋0.06Si＋1.05)×｛1100（C＋0.10Si＋0.20Mn＋0.23Cr＋1.65V−0.71S）｝から得られるfnの値が380以上であること、(b)Ｒ／２領域において、等価円直径が2μｍ以上である介在物が、50個/mm2以上250個/mm2以下存在し、かつその平均アスペクト比が5.5以下であること、(c)Ｒ／２領域と中心領域との硬さの差がロックウェルＢスケールで2.0以下であること。
【選択図】なし
【解決手段】Ｃ、Si、Mn、Ｓ、Al、Ｎ、Cr、Ｖ、Ca、Mg等を含有し、残部はFeおよび不純物からなり、不純物中のTiが0.005％以下、Ｏが0.004％以下、Ｐが0.03％以下であり、条件(a)〜(c)を満足し、軸方向に対し30°傾いた方向におけるシャルピー衝撃値の軸方向のそれに対する低下率が12％以下である熱間鍛造非調質用棒鋼。(a)(0.54−0.31C＋0.06Si＋1.05)×｛1100（C＋0.10Si＋0.20Mn＋0.23Cr＋1.65V−0.71S）｝から得られるfnの値が380以上であること、(b)Ｒ／２領域において、等価円直径が2μｍ以上である介在物が、50個/mm2以上250個/mm2以下存在し、かつその平均アスペクト比が5.5以下であること、(c)Ｒ／２領域と中心領域との硬さの差がロックウェルＢスケールで2.0以下であること。
【選択図】なし
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、熱間鍛造後非調質で使用する部品の素材に好適な棒鋼に係り、より詳しくは棒鋼を熱間鍛造ままで調質することなく、切削などによって成形する部品、例えばホイールハブ、ナックルなどの自動車の部品の素材に好適な棒鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車の部品であるホイールハブやナックルには、引張強さ、回転曲げ疲労強度、靭性などの特性が求められている。従来、この要求を達成すべく、これらの部品には、機械構造用炭素鋼や機械構造用合金鋼を熱間で鍛造した後、必要な強度と靭性を確保することを目的として焼入れ・焼戻し処理が施されたものが使用されてきた。しかしながら、近年、調質処理に用いられるエネルギーおよびコストの削減を目的として、例えばJIS G 4051に規定される機械構造用炭素鋼やJIS G 4106に規定される機械構造用マンガン鋼などにＶ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等に適用されている。
【０００３】
特許文献１には、ＶやNbを添加せずに、Si、Mn、Ｐ、Ｓ、Cr等の含有量を調整することにより調質鋼と同等の降伏比を確保し、同一引張強度に対して高い疲労強度を得る方法が開示されている。しかしながら、降伏比は、0.2％程度の塑性ひずみの領域での特性であるのに対し、疲労強度は、ほとんど塑性ひずみが生じない領域の特性である。また、降伏比自体も引張試験の静的応力−ひずみ曲線から得られるものと、繰返し応力−ひずみ曲線から得られるものとで異なり、疲労強度を論じるためには後者が重要であるにも拘わらず、この文献では前者を対象としている。これらのことから、降伏比と疲労強度との間に必ずしも良い相関が得られているとは言い難い。さらに、疲労強度のばらつきを低減すること、衝撃値の向上やその異方性を低減することに関しては何ら記載されていない。
【０００４】
非特許文献１には、析出硬化型元素としてＶを添加し、快削性元素としてSを添加した非調質鋼が規定されている。このような材料では、MnS等の軸方向に長く伸びた硫化物系介在物が多数存在するため、軸方向に対し傾いた方向の衝撃値が著しく低下する、すなわち衝撃値の異方性が増大するという問題が生じる。
【０００５】
特許文献２には、衝撃値の異方性を低減する方法として、0.4％以下のＳと0.1％以下のTeを、Te／Ｓで0.04以上の割合で含有させる方法が開示されている。しかしながらTeを添加すると、熱間加工性が悪化するので圧延や鍛造時に割れが生じやすいという問題がある。
【０００６】
【特許文献１】
特開平9-310152号公報
【特許文献２】
特開昭58-71354号公報
【非特許文献１】
"ISO11692:1994(E)"、DIN Handbook 404、Beuth、1998年、557頁
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記の問題を解決するためになされたものであり、熱間鍛造後に調質しなくても、高い疲労強度を安定して得ることができるとともに、衝撃値が高く、その異方性も少ない棒鋼を提供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、疲労強度とそのばらつき、および衝撃値とその異方性への影響を調査すべく、熱間鍛造後に調質しない条件で、これらの性能に及ぼす成分、介在物および偏析の影響について研究を重ねた結果、下記の知見を得た。
【０００９】
(A) 耐久比は主としてＣ、SiおよびＶとの相関があり、引張強さはＣ、Mn、Si、Cr、ＳおよびＶとの相関がある。従って、これらの成分の調整により、目標とする疲労強度が得られる。
【００１０】
(B) 疲労強度のばらつきは、熱間鍛造前の偏析に起因する。その偏析度は、Ｒ／２領域と中心領域との硬さの差により判定できる。
【００１１】
(C) 衝撃値は結晶粒径と相関があり、細粒であるほど高い値となる。結晶粒の細粒化は硫化物系介在物が粒内フェライトの核となるために生じ、この効果は、硫化物系介在物の個数に依存する。
【００１２】
(D) 衝撃値の異方性は介在物の個数が多いほど大きくなり、介在物の個数が同じである場合には、介在物のアスペクト比が小さいほど、小さくなる。
【００１３】
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、下記の熱間鍛造非調質用棒鋼を要旨とする。
【００１４】
即ち、質量％で、Ｃ：0.4〜0.65％、Si：0.1〜1.5％、Mn：0.2〜1.5％、Ｓ：0.015〜0.07％、Al：0.01〜0.04％、Ｎ：0.005〜0.015％、Cr：0〜1.5％およびＶ：0〜0.20％を含有し、残部はFeおよび不純物からなり、不純物中のTiが0.005％以下、Ｏが0.004％以下、Ｐが0.03％以下である棒鋼であって、下記の条件(a)〜(c)を満足し、軸方向に対し30°傾いた方向におけるシャルピー衝撃値の軸方向のそれに対する低下率が12％以下であることを特徴とする熱間鍛造非調質用棒鋼。
(a) 下記の(1)式から得られるfnの値が380以上であること。
【００１５】
fn＝fn1×fn2 …(1)
fn1＝0.54−0.31C＋0.06Si＋1.05V …(2)
fn2＝1100（C＋0.10Si＋0.20Mn＋0.23Cr＋1.65V−0.71S） …(3)
但し、(1)式中のfn1およびfn2は(2)式および(3)式から得られる値である。また、(2)式および(3)式中の元素はそれぞれの含有量（質量％）を意味する。
(b) Ｒ／２領域において、等価円直径が2μｍ以上である介在物が、50個/mm2以上250個/mm2以下存在し、かつその平均アスペクト比が5.5以下であること。
(c) Ｒ／２領域と中心領域との硬さの差がロックウェルＢスケールで2.0以下であること。
【００１６】
上記の熱間鍛造非調質用棒鋼は、Feの一部に代えて、Ca：0.0003〜0.0020％およびMg：0.0003〜0.0020％の1種または２種を含有してもよい。
【００１７】
なお、Ｒ／２領域とは、棒鋼の半径をＲとするとき、棒鋼の横断面の中心より0.46Ｒおよび0.54Ｒを半径とした二つの円で挟まれた範囲内を意味する。また、中心領域とは、中心より半径0.1Ｒの円の範囲内を意味する。
【００１８】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について詳しく説明する。なお、化学成分の含有量の「％」は「質量％」を意味する。
【００１９】
１．化学組成の範囲およびその限定理由について
Ｃ：0.4〜0.65％
Ｃは、機械的性質、特に引張強さを向上させるのに有効な元素である。Ｃの含有量が0.4％未満では、所望の機械的性質が得られない。一方、Ｃの含有量が0.65％を超えると、母材の靭性が著しく低下する。従って、Ｃの含有量を0.4〜0.65％とした。
【００２０】
Si：0.1〜1.5％
Siは、フェライトに固溶しやすく、それを強化するので、引張強さ、回転曲げ疲労強度を高めるのに有効な元素であるとともに、脱酸剤として必要な元素でもある。また、鋼の切削性を向上させる元素でもある。その含有量が0.1％未満ではこれらの効果が得られない。一方、Siの含有量が1.5％を超えると、その効果が飽和し、むしろ靭性が低下する。従って、Siの含有量を0.1〜1.5％とした。
【００２１】
Mn：0.2〜1.5％
Mnは、母材の引張強さを高め、焼入れ性を向上させると同時に、Ｓによる熱間脆性の防止に必要な元素である。これらの効果を発揮させるためにはMnを0.2％以上含有させる必要がある。しかし、その含有量が1.5％を超えると、靭性が低下するとともに、Mnの中心偏析が著しくなり、その結果、棒鋼横断面における中心部の硬度が他の部分に較べて高くなり、疲労強度のばらつきおよび衝撃値の異方性が大きくなる。従って、Mn含有量を0.2〜1.5％とした。
【００２２】
Ｓ：0.015〜0.07％
ＳはMnと結合してMnSを形成し、切削加工性を向上させるとともに、MnSが粒内フェライトの生成核となるために、細粒化に効果がある元素である。Ｓの効果を積極的に利用するためには0.015％以上含有させる必要がある。一方、その含有量が0.07％を超えると、粗大なMnSを形成しやすくなり、衝撃値の異方性が増加し、MnSのアスペクト比を小さくしても、衝撃値の異方性が目標を上回る。従って、Ｓの含有量を0.015〜0.07％とした。
【００２３】
Al：0.01〜0.04％
Alは脱酸作用を有する元素であるため、鋼中の酸素量の低減に有効である。この効果を得るためには、Alは0.01％以上含有されている必要がある。しかし、Alは非金属系介在物を形成し、その含有量が0.04％を超えると、粗大な非金属系介在物を形成しやすくなるため、切削加工時の工具摩耗が増大する。従って、Alの含有量を0.01〜0.04％とした。
【００２４】
Ｎ：0.005〜0.015％
Ｎには、ＣＣＴ線図上のフェライトノーズを短時間側にシフトさせるので、熱間鍛造後の冷却時にベイナイトの生成を抑制する効果がある。この効果を得るためには、Ｎは0.005％以上含有されている必要がある。しかし、その含有量が0.015％を超えると、高温で未固溶の粗大なＶＮが形成されて、Ｖによる引張強さおよび疲労強度向上の効果が低下する。従って、Ｎの含有量を0.005〜0.015％とした。
【００２５】
Cr：0〜1.5％
Crは、鋼の焼入れ性を向上させると同時に、引張強さ、回転曲げ疲労強度を向上させる元素である。これらの効果は、鋼中に微量のCrが含まれておれば発揮されるので、Crは積極的に添加しなくてもよいが、Crが0.01％を超えて含有されるとき、これらの効果が顕著となる。しかし、Crは中心偏析しやすい元素であり、その含有量が1.5％を超えると中心偏析が著しくなる。その結果、棒鋼横断面における中心部の硬度が他の部分に較べて高くなり、疲労強度のばらつきおよび衝撃値の異方性が大きくなる。従って、Crの含有量を0〜1.5％とした。望ましいCrの含有量は0.01％を超え1.5％までである。
【００２６】
Ｖ：0〜0.20％
Ｖは、母材中に微細な窒化物、炭化物または炭窒化物として析出し、母材の引張強さ、回転曲げ疲労強度を向上させる。Ｖが鋼中に微量でも含まれておれば、これらの効果を奏するため、Ｖを積極的に添加しなくてもよいが、これらの効果を確実に得るためには、0.002％以上含有させることが望ましい。一方、Ｖの含有量が0.20％を超えると、粗大な窒化物、炭化物または炭窒化物が残存し、疲労強度向上の効果が飽和するとともに靭性も低下する。従って、Ｖの含有量を0〜0.20％とした。望ましいＶの含有量は0.002〜0.20％である。
本発明の棒鋼の一つは、上記の化学組成を有し、残部はFeおよび不純物からなるが、不純物元素としてのTi、Ｏ（酸素）およびＰの含有量については下記のとおりに制限する。
【００２７】
Ti：0.005％以下
Tiは、Ｎと結合してTiNを形成する。その含有量が0.005％を超えると、粗大なTiNが生成しやすくなり、切削加工時の工具摩耗が増大する。従って、Tiの含有量を0.005％以下に制限した。
【００２８】
Ｏ：0.004％以下
Ｏは、酸化物系介在物を形成し、切削加工時の工具摩耗量を増大させるので、その含有量はできるだけ少ないことが望ましい。特に、その含有量が0.004％を超えると粗大な非金属系介在物を形成しやすくなって、切削加工時の工具摩耗が増大する。従って、Ｏの含有量を0.004％以下に制限した。
【００２９】
Ｐ：0.03％以下
Ｐは、粒界偏析して粒界を脆化させやすい元素である。特に、その含有量が0.03％を超えると、熱間鍛造材の靭性が大きく低下し、所望の衝撃値（後述の実施例におけるシャルピー衝撃試験で、37 J/cm2以上の衝撃値）が得られなくなる。従って、Ｐ含有量を0.03％以下に制限した。
【００３０】
本発明の棒鋼の他の一つは、転動疲労寿命を向上させることを目的として、Feの一部に代えてCa：0.0003〜0.0020％およびMg：0.0003〜0.0020％の1種または２種を含有させたものである。
【００３１】
Ca：0.0003〜0.0020％
Caは、MnS中に固溶してアスペクト比を小さくするので、衝撃値の異方性を低減する効果を有する。この効果を確実に得るには、Caの含有量は0.0003％以上とするのが望ましい。しかし、Caを0.0020％を超えて含有させると、粗大なCa系酸化物が生成しやすくなり、逆に被削性の悪化や靭性の低下が生じる。従って、Caを含有させる場合の含有量は0.0003〜0.0020％とするのが望ましい。
【００３２】
Mg：0.0003〜0.0020％
MgもMnS中に固溶してアスペクト比を小さくして衝撃値の異方性を低減する効果を有する。この効果を確実に得るには、Mgを0.0003％以上含有させるのが望ましい。しかし、Mgの含有量が0.0020％を超える場合、粗大なMg系酸化物が生成しやすくなって逆に被削性の悪化や靭性の低下が生じる。従って、Mgを含有させる場合の含有量は0.0003〜0.0020％とするのが望ましい。
【００３３】
fn値：380以上
本発明の棒鋼は、化学組成が上記範囲を満足するとともに、下記の(1)式から得られるfnの値が380以上であることが必要である。但し、(1)式中のfn1およびfn2は(2)式および(3)式から得られる値である。また、(2)式および(3)式中の元素はそれぞれの含有量（質量％）を意味する。
【００３４】
fn＝fn1×fn2 …(1)
fn1＝0.54−0.31C＋0.06Si＋1.05V …(2)
fn2＝1100（C＋0.10Si＋0.20Mn＋0.23Cr＋1.65V−0.71S） …(3)
なお、CrおよびＶの一方または両方を含有しない場合は、上記の(2)式および(3)式のCrまたは／およびＶを０％とする。
【００３５】
鉄鋼材料の疲労強度は硬さに比例するため、材料間の比較を行う場合は、疲労限度を引張強さで除して得られる耐久比が用いられる。フェライト・パーライト鋼の耐久比は、一般に、フェライト分率およびフェライト強化機構に影響される。そこで、フェライト分率を支配する元素であるCおよび代表的な強化元素であるSi、Vについて、その耐久比に及ぼす影響を調査した。
【００３６】
まず、表１に示す鋼a〜eについて、真空溶解炉にて180kg溶解して鋳造した。これらは、JIS S55CをベースにC、Si、Vを変化させたものである。なお、溶解の際、不純物元素が十分低減するように原料の選定、精錬に十分注意を払った。これらのインゴット(直径230mm)につき、1250℃で16時間保持後空冷する均質化処理を行った。このインゴットを1250℃に加熱し、仕上げ温度を1000℃以上とした条件で、熱間鍛造し、直径55mmの棒鋼にした。
【００３７】
この棒鋼よりJIS Z 2274の1号試験片（試験部直径：8mm、小野式回転曲げ疲労試験片）およびJIS Z 2201の4号引張試験片のハーフ型試験片（試験部直径：7mm、標点間距離：25mm）を機械加工にて切り出し、回転曲げ疲労試験および引張試験を行った。疲労試験には、1鋼種当たり7本の試験片を用い、107回で未破断の最大の応力を疲労限度とした。引張試験には、１鋼種当たり2本の試験片を用い引張強さ（平均引張強さ）を求めた。耐久比は、疲労限度を平均引張強さで除して求めた。これらの結果を表１に併記する。
【００３８】
【表１】
【００３９】
表１に示した結果をもとに、耐久比の実測値とC、SiおよびV量との関係から、耐久比に相当する指数としてfn1を下記の(2)式のように定義した。
【００４０】
fn1＝0.54−0.31C＋0.06Si＋1.05V …(2)
図１は、(2)式から得られるfn1と耐久比の実測値との関係を示す図である。なお、図中にはCr含有量が不純物レベルである鋼eおよびＶ含有量が不純物レベルである鋼a、bおよびdのデータもプロットされている。図１に示すように、(2)式から得られるfn1と耐久比の実測値とは、CrおよびＶの添加、非添加にかかわらず、良好な相関関係を有する。
【００４１】
引張強さは、C当量と相関があることから、引張強さに相当する指数としてfn2を下記の(3)式のように定義した。
【００４２】
fn2＝1100（C＋0.10Si＋0.20Mn＋0.23Cr＋1.65V−0.71S） …(3)
疲労限度は耐久比と引張強さとの積であることから、疲労限度に相当する指数としてfnを下記の(1)式のように定義した。
【００４３】
fn＝fn1×fn2 …(1)
本発明の熱間鍛造非調質用棒鋼では、疲労限度をJIS S55Cベースの非調質鋼よりも20％以上向上させたレベル、即ち、380MPa以上を目標とするので、(1)式から得られるfnの値を380以上と規定した。
【００４４】
２．硫化物系介在物の分布形態について
本発明の熱間鍛造非調質用棒鋼は、Ｒ／２領域において、等価円直径が2μｍ以上である介在物が、50個/mm2以上250個/mm2以下存在し、かつその平均アスペクト比が5.5以下であることが必要である。
一般に、鉄鋼材料の衝撃特性は、同程度の硬さで比較すると結晶粒径の大きさに依存し、結晶粒径が小さくなると向上することが知られている。フェライト・パーライト組織を有する鋼では、硫化物系介在物が粒内フェライト生成の核となるために、フェライトおよびパーライトが細粒化される効果があるが、どのような分布形態の硫化物系介在物が細粒化に有効であるか不明である。
【００４５】
そこで、表２に示すS量を変化させた３種類の鋼f〜hについて、真空溶解炉にて180kg溶解して鋳造した。なお、溶解の際、不純物元素が十分低減するように原料の選定、精錬に十分注意を払った。これらのインゴット(直径：230mm)を1250℃での10時間均質化熱処理を施して偏析を十分低減した。その後、このインゴットを熱間鍛造により直径100mm、60mm、40mmの棒鋼にした。この棒鋼を硬さが同じになるように、加熱温度を1100℃から1250℃の範囲で30分保持後、冷却速度を単純な空冷からファン冷却の範囲で調整した条件で、熱間鍛造後の放冷をシミュレートした高温焼きならし処理を行った。
【００４６】
これらの棒鋼について、Ｒ／２領域から約15mm×10mmの縦断面を切り出し、画像処理による介在物の調査を行った。切り出した試料は、水焼入れした後、樹脂マウントし、ペーパー研磨を行った。そして最終仕上げとして、研磨による傷をできるだけ低減させるため、ダイヤモンドペーストによるバフ研磨を行った。この試料について、倍率200倍で１視野当たり0.3mm2の領域について、10視野（合計3.0mm2）、画像処理を行った。
【００４７】
このとき、等価円直径で2μｍ以上の介在物について、面積とアスペクト比を測定するとともに、単位面積当たりの個数と、面積で多重平均したアスペクト比を求めた。表２にこれらの結果も併記する。なお、介在物１のアスペクト比は、図２に示すように棒鋼の軸方向の長さ（L1)に対する垂直な方向の長さ(L2)の比（L1／L2）と定義する。
【００４８】
次に、これらの棒鋼から、図３に示すように棒鋼２の軸方向と平行な断面および軸方向からの傾斜角度が30゜の方向に平行な断面からシャルピー衝撃試験片（JIS Z2202、ノッチ下高さ8mmのUノッチ試験片）を１鋼種当たり各断面毎に３つずつ、合計６つ採取した。そして20℃の雰囲気でシャルピー衝撃試験を行い、衝撃値（平均値）を求め、さらに軸方向に対し30°傾いた方向におけるシャルピー衝撃値の軸方向のそれに対する低下率を算出した。ここで、衝撃値の低下率は、棒鋼の軸方向と平行な断面および軸方向からの傾斜角度が30°の方向に平行な断面からそれぞれ採取した試験片の衝撃値をＥ0、Ｅ30とするとき、100×（Ｅ0−Ｅ30）／Ｅ0（％）で表される値である。これらの結果も表２に併記する。
【００４９】
なお、軸方向からの傾斜角度が30゜の方向に平行な断面から採取した試験片でシャルピー試験を行うのは、図４に示すように、ホイールハブのようにフランジ３を有する形状では、フランジ３の付け根のＲ部（図中の点線で囲った部分）が危険部となり、衝撃荷重が作用したときにメタルフロー(鍛造前の軸方向に一致)に対し最大で30゜程度傾いた方向が主応力方向、すなわち脆性破壊を生じさせる応力の方向となる可能性があるからである。すなわち、実部品の衝撃特性にはメタルフローに対して30°傾いた方向の衝撃値が最も大きく影響する。このため、材料の特性としてはメタルフローに沿った方向の衝撃値が高いだけでなくメタルフローに対して30°傾いた場合にも衝撃値の低下率が小さいことが求められる。
【００５０】
【表２】
【００５１】
表２に示す各性能の関係を図５および図６に示す。図５は、軸方向の衝撃値と介在物個数との関係を示す図である。図５に示すように、Ｒ／２領域に存在する介在物が50個／mm2から250個／mm2の範囲の場合に、高い衝撃値が得られる。これは、介在物が粒内フェライト生成の核となることにより、フェライトおよびパーライトが細粒化されたためと考えられる。
【００５２】
図６は、介在物のアスペクト比と試験片採取方向が30゜傾いたことによる衝撃値の低下率との関係を示す。図６に示すように、介在物のアスペクト比が5.5以下であれば、鍛造品において主応力方向に対してメタルフローが傾いた場合でも、衝撃特定の低下やばらつきが小さい状態、即ち、衝撃値の低下率を12％以下に維持することができる。これは、アスペクト比が小さいと、介在物を主応力方向に投影した面積が低減され、衝撃試験時に脆性破壊、即ち、へき開破面形成の起点となる等の悪影響が小さくなるためと考えられる。
【００５３】
介在物の個数およびアスペクト比は、素材の化学組成、介在物の組成、凝固速度、凝固偏析等の影響のほか、製鋼設備の影響も受ける。本発明の棒鋼において対象とする介在物は、主として硫化物系介在物であるから圧延過程でも変形しやすい。一般に、硫化物系介在物は、素材のＳ含有量が増えると、その総量が増加する。また、この介在物は、鋳造時の凝固速度が速く、インゴットまたはブルームの断面が小さいほど、その粒径が細かくなり、その個数も増加する。そして、この介在物は、インゴットまたはブルームから棒鋼に至るまでの鍛錬成形比が大きくなるほど、その個数が増え、アスペクト比が大きくなる。従って、目標とする介在物の素数およびアスペクト比を得るためには、例えば、下記の(ア)〜(エ)を満たす条件で棒鋼を製造すればよい。
【００５４】
(ア) 鋼中のＳ含有量を0.015〜0.07％とする。
【００５５】
(イ) 例えば、直径230mm程度のインゴットを鋳造するときは、Ｓ含有量が0.015〜0.03％の場合には鍛錬成形比を8〜20とし、Ｓ含有量が0.03％を超え0.05％までの場合には鍛錬成形比を5〜20とし、Ｓ含有量が0.05を超え0.07％までの場合には鍛錬成形比を3〜20とすればよい。
【００５６】
(ウ) 例えば、300mm×400mm程度のブルームを鋳造するときには、Ｓ含有量が0.015〜0.03％の場合には鍛錬成形比を20〜100とし、Ｓ含有量が0.03％を超え0.05％までの場合には鍛錬成形比を15〜100とし、Ｓ含有量が0.05を超え0.07％までの場合には鍛錬成形比を10〜100とすればよい。
【００５７】
(エ) 鋼中にCa：0.0003〜0.0020％およびMg：0.0003〜0.0020％の１種または２種を含有させる場合は、MnＳ等の硫化物中に固溶して介在物のアスペクト比を小さくできるので、鍛錬成形比は、上記の(イ)および(ウ)に記載した上限値を超えてもよい。
【００５８】
３．Ｒ／２領域と中心領域との硬さの差について
本発明の棒鋼は、Ｒ／２領域と中心領域との硬さの差がロックウェルＢスケールで2.0以下であることが必要である。ここで、Ｒ／２領域の硬さは、Ｒ／２領域について円周方向にほぼ均等間隔で4点測定した平均値であり、中心領域の硬さとは、中心より半径0.1Rの円内でランダムに4点測定した平均値である。
【００５９】
鉄鋼材料の疲労強度が硬さに比例することは知られているが、疲労強度のばらつきに関しては十分な研究がなされていない。そこで、熱間鍛造品の疲労強度のばらつきについて、素材の偏析に着目して以下の実験を行った。
【００６０】
まず、表３に示す２段階のC量の鋼iおよびjについて、真空溶解炉にて180kg溶解して鋳造した。なお、溶解の際、不純物元素が十分低減するように原料の選定、精錬に十分注意を払った。これらのインゴット（直径230mm）には、意図的に偏析度合いを変化させるため、表３に示すような３段階の均質化処理を行った。その後、このインゴットを熱間鍛造により直径55mmの棒鋼にした。
【００６１】
これらの棒鋼について、横断面にてＲ／２領域と中心領域についてロックウェルＢスケールで硬さを測定した。Ｒ／２領域および中心領域の硬さおよびこれらの差を表３に併記する。
【００６２】
上記の棒鋼を直径38mm×長さ50mmに機械加工し、1250℃に加熱し、30min保持後、1000℃にて減面率60％の熱間押出し加工を行い、直径24mmの丸棒を得た。この丸棒からJIS Z 2274の1号試験片（試験部直径：8mm、小野式回転曲げ疲労試験片）およびJIS Z 2201の4号引張試験片のハーフ型試験片（試験部直径：7mm、標点間距離：25mm）を機械加工にて切り出し、回転曲げ疲労試験および引張試験を行った。疲労試験には、1鋼種当たり14本の試験片を用い、試験結果を日本材料学会標準 JSMS-SD-6-02（金属材料疲労信頼性評価標準−S-N曲線回帰法−）により回帰分析した。引張強さ、50％破壊確率での疲労限度および変動係数（標準偏差／疲労限度）を表３に併記する。
【００６３】
【表３】
【００６４】
表３に示す結果から得られた各性能の関係を図７〜図９に示す。ここで、図７は、引張強さと疲労限度との関係を示す図であり、図８は、引張強さと変動係数との関係を示す図である。また、図９は、Ｒ／２領域と中心領域との硬さの差と変動係数との関係を示す図である。
【００６５】
図７に示すように、引張強さの増加とともに疲労限度は増加するが、図８に示すように、引張強さと変動係数との相関は見られない。また、図９に示すように、Ｒ／２領域と中心領域との硬さの差の増大とともに変動係数が増加するので、変動係数を６％以下とするには、Ｒ／２領域と中心領域との硬さの差を2.0以下とすれば良いことがわかる。なお、変動係数が６％であることは、設計許容応力である0.1％破壊確率の疲労限度が50％破壊確率の疲労限度を約20％低下させたレベルであることを意味する。
【００６６】
素材の偏析に起因したＲ／２領域と中心領域との硬さの差は、素材の化学組成、凝固条件、均質化処理条件等の影響を受ける。従って、下記の(ア)〜(エ)に示される条件を満たすように棒鋼を製造すれば、多くの場合、所望する硬さの差が得られる。
【００６７】
(ア) 鋼中のMn含有量およびCr含有量を1.5％以下とする。
【００６８】
(イ) 例えば、直径230mm程度のインゴットを鋳造する場合には、インゴットの上下端の偏析の多い部分を除去する。
【００６９】
(ウ) 例えば、連続鋳造を行う場合、モールド内またはストランド内で電磁撹拌を行い、さらに軽圧下を行う。
【００７０】
(エ) 棒鋼成形のための圧延または鍛造前に、インゴットまたはブルームに均質化処理（例えば、直径230mmのインゴットの場合、1250℃の加熱温度で2時間以上保持する処理）を施す。
【００７１】
【実施例】
以下では、本発明の実施例について説明する。
【００７２】
表４に示す化学組成を有する鋼No.1〜29を製作した。表中の鋼No.1〜16は本発明例であり、表中の鋼No.17〜29は比較例である。
【００７３】
表中の鋼No.1および2は、大気溶解炉にて3t溶解して鋳造し、直径500mmのインゴットを得た。このとき、事前に不純物元素が十分低減するように原料の選定、炉壁の清浄、精錬等に十分注意を払った。溶解時には、酸素吹込みによって溶鋼中のＣ量を下げる処理を行い、さらに還元処理によって脱酸した後、所要の合金元素を添加した。そして、鋳造時には、溶鋼の酸化を防ぐためアルゴンガスによるシーリングを行った。このインゴットを1250℃で16時間保持後空冷する均質化処理を行った後、分塊圧延し、180mm角の鋼片を得た。さらに、これを1200℃で2hr加熱した後圧延し、直径55mmの棒鋼を得た。なお、分塊圧延の途中でインゴット上・下端の偏析の多い部分を除去している。
【００７４】
表中の鋼No.3〜29は、真空溶解炉にて180kg溶解して鋳造し、直径230mmのインゴットを得た。このとき、事前に不純物元素が十分低減するように原料の選定、炉壁の清浄、精錬、に十分注意を払った。また、鋳造時には、溶鋼の酸化を防ぐためアルゴンガスによるシーリングを行った。これらのインゴットのうち、鋼No.3〜28のインゴットについては、1250℃で16時間保持後、空冷する均質化処理を行った後、鋼No.29のインゴットについては、均質化処理を行うことなく、加熱温度を1250℃、仕上げ温度を1000℃以上とする熱間鍛造により直径55mmの棒鋼を作製した。
【００７５】
これらの棒鋼について、Ｒ／２領域から約15mm×10mmの縦断面を切り出し、画像処理による介在物の調査を行った。切り出した試料は、水焼入れした後、樹脂マウントし、ペーパー研磨を行った。そして最終仕上げとして、研磨による傷をできるだけ低減させるため、ダイヤモンドペーストによるバフ研磨を行った。この試料について、倍率200倍で１視野当たり0.3mm2の領域について、10視野（合計3.0mm2）、画像処理を行った。
【００７６】
このとき、等価円直径で2μｍ以上の介在物について、面積とアスペクト比を測定するとともに、単位面積当たりの個数と、面積で多重平均したアスペクト比を求めた。さらに、横断面にてＲ／２領域と中心領域についてロックウェルＢスケールで硬さを測定した。このとき、Ｒ／２領域については、中心より0.46R(R：棒鋼半径)と0.54Rを半径とした二つの円で挟まれた範囲内で、円周方向にほぼ均等間隔で4点測定し、その平均値を求め、中心領域については、中心より半径0.1Rの円内でランダムに4点測定し、その平均値を求め、さらに両平均値の差を求めた。
これらの値も表４に併記する。
【００７７】
【表４】
【００７８】
次に、これらの棒鋼を直径38mm×長さ50mmに機械加工し、1250℃に加熱し、30min保持後、1000℃にて減面率60％の熱間押出し加工を行い、直径24mmの丸棒を得た。この丸棒より、JIS Z 2274の1号試験片（試験部直径：8mm、小野式回転曲げ疲労試験片）およびJIS Z 2201の4号引張試験片のハーフ型試験片（試験部直径：7mm、標点間距離：25mm）を機械加工にて切り出し、回転曲げ疲労試験および引張試験を行った。疲労試験には、1鋼種当たり14本の試験片を用い、試験結果を日本材料学会標準 JSMS-SD-6-02（金属材料疲労信頼性評価標準−S-N曲線回帰法−）により回帰分析し、50％破壊確率での疲労限度および変動係数（標準偏差／疲労限度）を得た。
【００７９】
前記の直径55mmの棒鋼から図３に示すように軸方向と平行な断面および軸方向からの傾斜角度が30゜の方向に平行な断面からシャルピー衝撃試験片（JIS Z2202、ノッチ下高さ8mmのUノッチ試験片） を１鋼種当たり各断面毎に３つずつ、合計６つ採取した。そして20℃の雰囲気でシャルピー衝撃試験を行い、衝撃値（平均値）を求め、さらに試験片採取方向が30゜傾いたことによる衝撃値の低下率を算出した。
【００８０】
以上の試験で得られた引張強さ、50％破壊確率での疲労限度、変動係数、衝撃値および衝撃値の低下率を表５に示す。
【００８１】
【表５】
【００８２】
本発明例である鋼No.1〜16では、いずれも良い特性が得られているのに対し、比較例である鋼No.17〜29ではいずれかの特性に劣っていた。例えばＣ含有量が本発明で規定される範囲を下回る鋼No.17では引張強さが不足していた。Ｃ、Si、Mn、Cr、Ｖ、Ｐの含有量がそれぞれ本発明で規定される範囲を上回る鋼No.18〜23、Ｓ含有量および介在物個数が本発明で規定される範囲を超える鋼No.25、およびＳ含有量および介在物個数が本発明で規定される範囲を下回る鋼No.27では、いずれも衝撃値が劣っていた。さらに、Ｎ含有量が本発明で規定される範囲を超える鋼No.24、およびfn値が本発明で規定される範囲を下回る鋼No.26では疲労限度が劣っていた。また、Ｒ／２領域と中心領域との硬さの差が本発明で規定される範囲を上回る鋼No.20、21および29では、疲労限度の変動係数が大きかった。介在物のアスペクト比が本発明で規定される範囲を超える鋼No.28では、長手方向に対し試験片採取方向が30°傾いた場合の衝撃値の低下率が大きかった。
【００８３】
【発明の効果】
本発明の棒鋼は、熱間鍛造をした後、調質処理を施さなくても、高い疲労強度が安定して得られるとともに、衝撃値が異方性が少ない状態で高い値に維持できる。従って、本発明の棒鋼は、自動車の部品であるホイールハブ、ナックルなどに用いられる鋼材に好適である。
【図面の簡単な説明】
【図１】(2)式から得られるfn1と耐久比の実測値との関係を示す図である。
【図２】アスペクト比の定義を示す図である。
【図３】シャルピー衝撃試験片の採取方法を示す図である。
【図４】フランジの付け根部分の断面図である。
【図５】軸方向の衝撃値と介在物個数との関係を示す図である。
【図６】介在物のアスペクト比と試験片採取方向が30゜傾いたことによる衝撃値の低下率との関係を示す。
【図７】引張強さと疲労限度との関係を示す図である。
【図８】引張強さと変動係数との関係を示す図である。
【図９】Ｒ／２領域と中心領域との硬さの差と変動係数との関係を示す図である。
【符号の説明】
１．介在物、２．棒鋼、３．フランジ
【発明の属する技術分野】
本発明は、熱間鍛造後非調質で使用する部品の素材に好適な棒鋼に係り、より詳しくは棒鋼を熱間鍛造ままで調質することなく、切削などによって成形する部品、例えばホイールハブ、ナックルなどの自動車の部品の素材に好適な棒鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車の部品であるホイールハブやナックルには、引張強さ、回転曲げ疲労強度、靭性などの特性が求められている。従来、この要求を達成すべく、これらの部品には、機械構造用炭素鋼や機械構造用合金鋼を熱間で鍛造した後、必要な強度と靭性を確保することを目的として焼入れ・焼戻し処理が施されたものが使用されてきた。しかしながら、近年、調質処理に用いられるエネルギーおよびコストの削減を目的として、例えばJIS G 4051に規定される機械構造用炭素鋼やJIS G 4106に規定される機械構造用マンガン鋼などにＶ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等に適用されている。
【０００３】
特許文献１には、ＶやNbを添加せずに、Si、Mn、Ｐ、Ｓ、Cr等の含有量を調整することにより調質鋼と同等の降伏比を確保し、同一引張強度に対して高い疲労強度を得る方法が開示されている。しかしながら、降伏比は、0.2％程度の塑性ひずみの領域での特性であるのに対し、疲労強度は、ほとんど塑性ひずみが生じない領域の特性である。また、降伏比自体も引張試験の静的応力−ひずみ曲線から得られるものと、繰返し応力−ひずみ曲線から得られるものとで異なり、疲労強度を論じるためには後者が重要であるにも拘わらず、この文献では前者を対象としている。これらのことから、降伏比と疲労強度との間に必ずしも良い相関が得られているとは言い難い。さらに、疲労強度のばらつきを低減すること、衝撃値の向上やその異方性を低減することに関しては何ら記載されていない。
【０００４】
非特許文献１には、析出硬化型元素としてＶを添加し、快削性元素としてSを添加した非調質鋼が規定されている。このような材料では、MnS等の軸方向に長く伸びた硫化物系介在物が多数存在するため、軸方向に対し傾いた方向の衝撃値が著しく低下する、すなわち衝撃値の異方性が増大するという問題が生じる。
【０００５】
特許文献２には、衝撃値の異方性を低減する方法として、0.4％以下のＳと0.1％以下のTeを、Te／Ｓで0.04以上の割合で含有させる方法が開示されている。しかしながらTeを添加すると、熱間加工性が悪化するので圧延や鍛造時に割れが生じやすいという問題がある。
【０００６】
【特許文献１】
特開平9-310152号公報
【特許文献２】
特開昭58-71354号公報
【非特許文献１】
"ISO11692:1994(E)"、DIN Handbook 404、Beuth、1998年、557頁
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記の問題を解決するためになされたものであり、熱間鍛造後に調質しなくても、高い疲労強度を安定して得ることができるとともに、衝撃値が高く、その異方性も少ない棒鋼を提供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、疲労強度とそのばらつき、および衝撃値とその異方性への影響を調査すべく、熱間鍛造後に調質しない条件で、これらの性能に及ぼす成分、介在物および偏析の影響について研究を重ねた結果、下記の知見を得た。
【０００９】
(A) 耐久比は主としてＣ、SiおよびＶとの相関があり、引張強さはＣ、Mn、Si、Cr、ＳおよびＶとの相関がある。従って、これらの成分の調整により、目標とする疲労強度が得られる。
【００１０】
(B) 疲労強度のばらつきは、熱間鍛造前の偏析に起因する。その偏析度は、Ｒ／２領域と中心領域との硬さの差により判定できる。
【００１１】
(C) 衝撃値は結晶粒径と相関があり、細粒であるほど高い値となる。結晶粒の細粒化は硫化物系介在物が粒内フェライトの核となるために生じ、この効果は、硫化物系介在物の個数に依存する。
【００１２】
(D) 衝撃値の異方性は介在物の個数が多いほど大きくなり、介在物の個数が同じである場合には、介在物のアスペクト比が小さいほど、小さくなる。
【００１３】
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、下記の熱間鍛造非調質用棒鋼を要旨とする。
【００１４】
即ち、質量％で、Ｃ：0.4〜0.65％、Si：0.1〜1.5％、Mn：0.2〜1.5％、Ｓ：0.015〜0.07％、Al：0.01〜0.04％、Ｎ：0.005〜0.015％、Cr：0〜1.5％およびＶ：0〜0.20％を含有し、残部はFeおよび不純物からなり、不純物中のTiが0.005％以下、Ｏが0.004％以下、Ｐが0.03％以下である棒鋼であって、下記の条件(a)〜(c)を満足し、軸方向に対し30°傾いた方向におけるシャルピー衝撃値の軸方向のそれに対する低下率が12％以下であることを特徴とする熱間鍛造非調質用棒鋼。
(a) 下記の(1)式から得られるfnの値が380以上であること。
【００１５】
fn＝fn1×fn2 …(1)
fn1＝0.54−0.31C＋0.06Si＋1.05V …(2)
fn2＝1100（C＋0.10Si＋0.20Mn＋0.23Cr＋1.65V−0.71S） …(3)
但し、(1)式中のfn1およびfn2は(2)式および(3)式から得られる値である。また、(2)式および(3)式中の元素はそれぞれの含有量（質量％）を意味する。
(b) Ｒ／２領域において、等価円直径が2μｍ以上である介在物が、50個/mm2以上250個/mm2以下存在し、かつその平均アスペクト比が5.5以下であること。
(c) Ｒ／２領域と中心領域との硬さの差がロックウェルＢスケールで2.0以下であること。
【００１６】
上記の熱間鍛造非調質用棒鋼は、Feの一部に代えて、Ca：0.0003〜0.0020％およびMg：0.0003〜0.0020％の1種または２種を含有してもよい。
【００１７】
なお、Ｒ／２領域とは、棒鋼の半径をＲとするとき、棒鋼の横断面の中心より0.46Ｒおよび0.54Ｒを半径とした二つの円で挟まれた範囲内を意味する。また、中心領域とは、中心より半径0.1Ｒの円の範囲内を意味する。
【００１８】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について詳しく説明する。なお、化学成分の含有量の「％」は「質量％」を意味する。
【００１９】
１．化学組成の範囲およびその限定理由について
Ｃ：0.4〜0.65％
Ｃは、機械的性質、特に引張強さを向上させるのに有効な元素である。Ｃの含有量が0.4％未満では、所望の機械的性質が得られない。一方、Ｃの含有量が0.65％を超えると、母材の靭性が著しく低下する。従って、Ｃの含有量を0.4〜0.65％とした。
【００２０】
Si：0.1〜1.5％
Siは、フェライトに固溶しやすく、それを強化するので、引張強さ、回転曲げ疲労強度を高めるのに有効な元素であるとともに、脱酸剤として必要な元素でもある。また、鋼の切削性を向上させる元素でもある。その含有量が0.1％未満ではこれらの効果が得られない。一方、Siの含有量が1.5％を超えると、その効果が飽和し、むしろ靭性が低下する。従って、Siの含有量を0.1〜1.5％とした。
【００２１】
Mn：0.2〜1.5％
Mnは、母材の引張強さを高め、焼入れ性を向上させると同時に、Ｓによる熱間脆性の防止に必要な元素である。これらの効果を発揮させるためにはMnを0.2％以上含有させる必要がある。しかし、その含有量が1.5％を超えると、靭性が低下するとともに、Mnの中心偏析が著しくなり、その結果、棒鋼横断面における中心部の硬度が他の部分に較べて高くなり、疲労強度のばらつきおよび衝撃値の異方性が大きくなる。従って、Mn含有量を0.2〜1.5％とした。
【００２２】
Ｓ：0.015〜0.07％
ＳはMnと結合してMnSを形成し、切削加工性を向上させるとともに、MnSが粒内フェライトの生成核となるために、細粒化に効果がある元素である。Ｓの効果を積極的に利用するためには0.015％以上含有させる必要がある。一方、その含有量が0.07％を超えると、粗大なMnSを形成しやすくなり、衝撃値の異方性が増加し、MnSのアスペクト比を小さくしても、衝撃値の異方性が目標を上回る。従って、Ｓの含有量を0.015〜0.07％とした。
【００２３】
Al：0.01〜0.04％
Alは脱酸作用を有する元素であるため、鋼中の酸素量の低減に有効である。この効果を得るためには、Alは0.01％以上含有されている必要がある。しかし、Alは非金属系介在物を形成し、その含有量が0.04％を超えると、粗大な非金属系介在物を形成しやすくなるため、切削加工時の工具摩耗が増大する。従って、Alの含有量を0.01〜0.04％とした。
【００２４】
Ｎ：0.005〜0.015％
Ｎには、ＣＣＴ線図上のフェライトノーズを短時間側にシフトさせるので、熱間鍛造後の冷却時にベイナイトの生成を抑制する効果がある。この効果を得るためには、Ｎは0.005％以上含有されている必要がある。しかし、その含有量が0.015％を超えると、高温で未固溶の粗大なＶＮが形成されて、Ｖによる引張強さおよび疲労強度向上の効果が低下する。従って、Ｎの含有量を0.005〜0.015％とした。
【００２５】
Cr：0〜1.5％
Crは、鋼の焼入れ性を向上させると同時に、引張強さ、回転曲げ疲労強度を向上させる元素である。これらの効果は、鋼中に微量のCrが含まれておれば発揮されるので、Crは積極的に添加しなくてもよいが、Crが0.01％を超えて含有されるとき、これらの効果が顕著となる。しかし、Crは中心偏析しやすい元素であり、その含有量が1.5％を超えると中心偏析が著しくなる。その結果、棒鋼横断面における中心部の硬度が他の部分に較べて高くなり、疲労強度のばらつきおよび衝撃値の異方性が大きくなる。従って、Crの含有量を0〜1.5％とした。望ましいCrの含有量は0.01％を超え1.5％までである。
【００２６】
Ｖ：0〜0.20％
Ｖは、母材中に微細な窒化物、炭化物または炭窒化物として析出し、母材の引張強さ、回転曲げ疲労強度を向上させる。Ｖが鋼中に微量でも含まれておれば、これらの効果を奏するため、Ｖを積極的に添加しなくてもよいが、これらの効果を確実に得るためには、0.002％以上含有させることが望ましい。一方、Ｖの含有量が0.20％を超えると、粗大な窒化物、炭化物または炭窒化物が残存し、疲労強度向上の効果が飽和するとともに靭性も低下する。従って、Ｖの含有量を0〜0.20％とした。望ましいＶの含有量は0.002〜0.20％である。
本発明の棒鋼の一つは、上記の化学組成を有し、残部はFeおよび不純物からなるが、不純物元素としてのTi、Ｏ（酸素）およびＰの含有量については下記のとおりに制限する。
【００２７】
Ti：0.005％以下
Tiは、Ｎと結合してTiNを形成する。その含有量が0.005％を超えると、粗大なTiNが生成しやすくなり、切削加工時の工具摩耗が増大する。従って、Tiの含有量を0.005％以下に制限した。
【００２８】
Ｏ：0.004％以下
Ｏは、酸化物系介在物を形成し、切削加工時の工具摩耗量を増大させるので、その含有量はできるだけ少ないことが望ましい。特に、その含有量が0.004％を超えると粗大な非金属系介在物を形成しやすくなって、切削加工時の工具摩耗が増大する。従って、Ｏの含有量を0.004％以下に制限した。
【００２９】
Ｐ：0.03％以下
Ｐは、粒界偏析して粒界を脆化させやすい元素である。特に、その含有量が0.03％を超えると、熱間鍛造材の靭性が大きく低下し、所望の衝撃値（後述の実施例におけるシャルピー衝撃試験で、37 J/cm2以上の衝撃値）が得られなくなる。従って、Ｐ含有量を0.03％以下に制限した。
【００３０】
本発明の棒鋼の他の一つは、転動疲労寿命を向上させることを目的として、Feの一部に代えてCa：0.0003〜0.0020％およびMg：0.0003〜0.0020％の1種または２種を含有させたものである。
【００３１】
Ca：0.0003〜0.0020％
Caは、MnS中に固溶してアスペクト比を小さくするので、衝撃値の異方性を低減する効果を有する。この効果を確実に得るには、Caの含有量は0.0003％以上とするのが望ましい。しかし、Caを0.0020％を超えて含有させると、粗大なCa系酸化物が生成しやすくなり、逆に被削性の悪化や靭性の低下が生じる。従って、Caを含有させる場合の含有量は0.0003〜0.0020％とするのが望ましい。
【００３２】
Mg：0.0003〜0.0020％
MgもMnS中に固溶してアスペクト比を小さくして衝撃値の異方性を低減する効果を有する。この効果を確実に得るには、Mgを0.0003％以上含有させるのが望ましい。しかし、Mgの含有量が0.0020％を超える場合、粗大なMg系酸化物が生成しやすくなって逆に被削性の悪化や靭性の低下が生じる。従って、Mgを含有させる場合の含有量は0.0003〜0.0020％とするのが望ましい。
【００３３】
fn値：380以上
本発明の棒鋼は、化学組成が上記範囲を満足するとともに、下記の(1)式から得られるfnの値が380以上であることが必要である。但し、(1)式中のfn1およびfn2は(2)式および(3)式から得られる値である。また、(2)式および(3)式中の元素はそれぞれの含有量（質量％）を意味する。
【００３４】
fn＝fn1×fn2 …(1)
fn1＝0.54−0.31C＋0.06Si＋1.05V …(2)
fn2＝1100（C＋0.10Si＋0.20Mn＋0.23Cr＋1.65V−0.71S） …(3)
なお、CrおよびＶの一方または両方を含有しない場合は、上記の(2)式および(3)式のCrまたは／およびＶを０％とする。
【００３５】
鉄鋼材料の疲労強度は硬さに比例するため、材料間の比較を行う場合は、疲労限度を引張強さで除して得られる耐久比が用いられる。フェライト・パーライト鋼の耐久比は、一般に、フェライト分率およびフェライト強化機構に影響される。そこで、フェライト分率を支配する元素であるCおよび代表的な強化元素であるSi、Vについて、その耐久比に及ぼす影響を調査した。
【００３６】
まず、表１に示す鋼a〜eについて、真空溶解炉にて180kg溶解して鋳造した。これらは、JIS S55CをベースにC、Si、Vを変化させたものである。なお、溶解の際、不純物元素が十分低減するように原料の選定、精錬に十分注意を払った。これらのインゴット(直径230mm)につき、1250℃で16時間保持後空冷する均質化処理を行った。このインゴットを1250℃に加熱し、仕上げ温度を1000℃以上とした条件で、熱間鍛造し、直径55mmの棒鋼にした。
【００３７】
この棒鋼よりJIS Z 2274の1号試験片（試験部直径：8mm、小野式回転曲げ疲労試験片）およびJIS Z 2201の4号引張試験片のハーフ型試験片（試験部直径：7mm、標点間距離：25mm）を機械加工にて切り出し、回転曲げ疲労試験および引張試験を行った。疲労試験には、1鋼種当たり7本の試験片を用い、107回で未破断の最大の応力を疲労限度とした。引張試験には、１鋼種当たり2本の試験片を用い引張強さ（平均引張強さ）を求めた。耐久比は、疲労限度を平均引張強さで除して求めた。これらの結果を表１に併記する。
【００３８】
【表１】
表１に示した結果をもとに、耐久比の実測値とC、SiおよびV量との関係から、耐久比に相当する指数としてfn1を下記の(2)式のように定義した。
【００４０】
fn1＝0.54−0.31C＋0.06Si＋1.05V …(2)
図１は、(2)式から得られるfn1と耐久比の実測値との関係を示す図である。なお、図中にはCr含有量が不純物レベルである鋼eおよびＶ含有量が不純物レベルである鋼a、bおよびdのデータもプロットされている。図１に示すように、(2)式から得られるfn1と耐久比の実測値とは、CrおよびＶの添加、非添加にかかわらず、良好な相関関係を有する。
【００４１】
引張強さは、C当量と相関があることから、引張強さに相当する指数としてfn2を下記の(3)式のように定義した。
【００４２】
fn2＝1100（C＋0.10Si＋0.20Mn＋0.23Cr＋1.65V−0.71S） …(3)
疲労限度は耐久比と引張強さとの積であることから、疲労限度に相当する指数としてfnを下記の(1)式のように定義した。
【００４３】
fn＝fn1×fn2 …(1)
本発明の熱間鍛造非調質用棒鋼では、疲労限度をJIS S55Cベースの非調質鋼よりも20％以上向上させたレベル、即ち、380MPa以上を目標とするので、(1)式から得られるfnの値を380以上と規定した。
【００４４】
２．硫化物系介在物の分布形態について
本発明の熱間鍛造非調質用棒鋼は、Ｒ／２領域において、等価円直径が2μｍ以上である介在物が、50個/mm2以上250個/mm2以下存在し、かつその平均アスペクト比が5.5以下であることが必要である。
一般に、鉄鋼材料の衝撃特性は、同程度の硬さで比較すると結晶粒径の大きさに依存し、結晶粒径が小さくなると向上することが知られている。フェライト・パーライト組織を有する鋼では、硫化物系介在物が粒内フェライト生成の核となるために、フェライトおよびパーライトが細粒化される効果があるが、どのような分布形態の硫化物系介在物が細粒化に有効であるか不明である。
【００４５】
そこで、表２に示すS量を変化させた３種類の鋼f〜hについて、真空溶解炉にて180kg溶解して鋳造した。なお、溶解の際、不純物元素が十分低減するように原料の選定、精錬に十分注意を払った。これらのインゴット(直径：230mm)を1250℃での10時間均質化熱処理を施して偏析を十分低減した。その後、このインゴットを熱間鍛造により直径100mm、60mm、40mmの棒鋼にした。この棒鋼を硬さが同じになるように、加熱温度を1100℃から1250℃の範囲で30分保持後、冷却速度を単純な空冷からファン冷却の範囲で調整した条件で、熱間鍛造後の放冷をシミュレートした高温焼きならし処理を行った。
【００４６】
これらの棒鋼について、Ｒ／２領域から約15mm×10mmの縦断面を切り出し、画像処理による介在物の調査を行った。切り出した試料は、水焼入れした後、樹脂マウントし、ペーパー研磨を行った。そして最終仕上げとして、研磨による傷をできるだけ低減させるため、ダイヤモンドペーストによるバフ研磨を行った。この試料について、倍率200倍で１視野当たり0.3mm2の領域について、10視野（合計3.0mm2）、画像処理を行った。
【００４７】
このとき、等価円直径で2μｍ以上の介在物について、面積とアスペクト比を測定するとともに、単位面積当たりの個数と、面積で多重平均したアスペクト比を求めた。表２にこれらの結果も併記する。なお、介在物１のアスペクト比は、図２に示すように棒鋼の軸方向の長さ（L1)に対する垂直な方向の長さ(L2)の比（L1／L2）と定義する。
【００４８】
次に、これらの棒鋼から、図３に示すように棒鋼２の軸方向と平行な断面および軸方向からの傾斜角度が30゜の方向に平行な断面からシャルピー衝撃試験片（JIS Z2202、ノッチ下高さ8mmのUノッチ試験片）を１鋼種当たり各断面毎に３つずつ、合計６つ採取した。そして20℃の雰囲気でシャルピー衝撃試験を行い、衝撃値（平均値）を求め、さらに軸方向に対し30°傾いた方向におけるシャルピー衝撃値の軸方向のそれに対する低下率を算出した。ここで、衝撃値の低下率は、棒鋼の軸方向と平行な断面および軸方向からの傾斜角度が30°の方向に平行な断面からそれぞれ採取した試験片の衝撃値をＥ0、Ｅ30とするとき、100×（Ｅ0−Ｅ30）／Ｅ0（％）で表される値である。これらの結果も表２に併記する。
【００４９】
なお、軸方向からの傾斜角度が30゜の方向に平行な断面から採取した試験片でシャルピー試験を行うのは、図４に示すように、ホイールハブのようにフランジ３を有する形状では、フランジ３の付け根のＲ部（図中の点線で囲った部分）が危険部となり、衝撃荷重が作用したときにメタルフロー(鍛造前の軸方向に一致)に対し最大で30゜程度傾いた方向が主応力方向、すなわち脆性破壊を生じさせる応力の方向となる可能性があるからである。すなわち、実部品の衝撃特性にはメタルフローに対して30°傾いた方向の衝撃値が最も大きく影響する。このため、材料の特性としてはメタルフローに沿った方向の衝撃値が高いだけでなくメタルフローに対して30°傾いた場合にも衝撃値の低下率が小さいことが求められる。
【００５０】
【表２】
表２に示す各性能の関係を図５および図６に示す。図５は、軸方向の衝撃値と介在物個数との関係を示す図である。図５に示すように、Ｒ／２領域に存在する介在物が50個／mm2から250個／mm2の範囲の場合に、高い衝撃値が得られる。これは、介在物が粒内フェライト生成の核となることにより、フェライトおよびパーライトが細粒化されたためと考えられる。
【００５２】
図６は、介在物のアスペクト比と試験片採取方向が30゜傾いたことによる衝撃値の低下率との関係を示す。図６に示すように、介在物のアスペクト比が5.5以下であれば、鍛造品において主応力方向に対してメタルフローが傾いた場合でも、衝撃特定の低下やばらつきが小さい状態、即ち、衝撃値の低下率を12％以下に維持することができる。これは、アスペクト比が小さいと、介在物を主応力方向に投影した面積が低減され、衝撃試験時に脆性破壊、即ち、へき開破面形成の起点となる等の悪影響が小さくなるためと考えられる。
【００５３】
介在物の個数およびアスペクト比は、素材の化学組成、介在物の組成、凝固速度、凝固偏析等の影響のほか、製鋼設備の影響も受ける。本発明の棒鋼において対象とする介在物は、主として硫化物系介在物であるから圧延過程でも変形しやすい。一般に、硫化物系介在物は、素材のＳ含有量が増えると、その総量が増加する。また、この介在物は、鋳造時の凝固速度が速く、インゴットまたはブルームの断面が小さいほど、その粒径が細かくなり、その個数も増加する。そして、この介在物は、インゴットまたはブルームから棒鋼に至るまでの鍛錬成形比が大きくなるほど、その個数が増え、アスペクト比が大きくなる。従って、目標とする介在物の素数およびアスペクト比を得るためには、例えば、下記の(ア)〜(エ)を満たす条件で棒鋼を製造すればよい。
【００５４】
(ア) 鋼中のＳ含有量を0.015〜0.07％とする。
【００５５】
(イ) 例えば、直径230mm程度のインゴットを鋳造するときは、Ｓ含有量が0.015〜0.03％の場合には鍛錬成形比を8〜20とし、Ｓ含有量が0.03％を超え0.05％までの場合には鍛錬成形比を5〜20とし、Ｓ含有量が0.05を超え0.07％までの場合には鍛錬成形比を3〜20とすればよい。
【００５６】
(ウ) 例えば、300mm×400mm程度のブルームを鋳造するときには、Ｓ含有量が0.015〜0.03％の場合には鍛錬成形比を20〜100とし、Ｓ含有量が0.03％を超え0.05％までの場合には鍛錬成形比を15〜100とし、Ｓ含有量が0.05を超え0.07％までの場合には鍛錬成形比を10〜100とすればよい。
【００５７】
(エ) 鋼中にCa：0.0003〜0.0020％およびMg：0.0003〜0.0020％の１種または２種を含有させる場合は、MnＳ等の硫化物中に固溶して介在物のアスペクト比を小さくできるので、鍛錬成形比は、上記の(イ)および(ウ)に記載した上限値を超えてもよい。
【００５８】
３．Ｒ／２領域と中心領域との硬さの差について
本発明の棒鋼は、Ｒ／２領域と中心領域との硬さの差がロックウェルＢスケールで2.0以下であることが必要である。ここで、Ｒ／２領域の硬さは、Ｒ／２領域について円周方向にほぼ均等間隔で4点測定した平均値であり、中心領域の硬さとは、中心より半径0.1Rの円内でランダムに4点測定した平均値である。
【００５９】
鉄鋼材料の疲労強度が硬さに比例することは知られているが、疲労強度のばらつきに関しては十分な研究がなされていない。そこで、熱間鍛造品の疲労強度のばらつきについて、素材の偏析に着目して以下の実験を行った。
【００６０】
まず、表３に示す２段階のC量の鋼iおよびjについて、真空溶解炉にて180kg溶解して鋳造した。なお、溶解の際、不純物元素が十分低減するように原料の選定、精錬に十分注意を払った。これらのインゴット（直径230mm）には、意図的に偏析度合いを変化させるため、表３に示すような３段階の均質化処理を行った。その後、このインゴットを熱間鍛造により直径55mmの棒鋼にした。
【００６１】
これらの棒鋼について、横断面にてＲ／２領域と中心領域についてロックウェルＢスケールで硬さを測定した。Ｒ／２領域および中心領域の硬さおよびこれらの差を表３に併記する。
【００６２】
上記の棒鋼を直径38mm×長さ50mmに機械加工し、1250℃に加熱し、30min保持後、1000℃にて減面率60％の熱間押出し加工を行い、直径24mmの丸棒を得た。この丸棒からJIS Z 2274の1号試験片（試験部直径：8mm、小野式回転曲げ疲労試験片）およびJIS Z 2201の4号引張試験片のハーフ型試験片（試験部直径：7mm、標点間距離：25mm）を機械加工にて切り出し、回転曲げ疲労試験および引張試験を行った。疲労試験には、1鋼種当たり14本の試験片を用い、試験結果を日本材料学会標準 JSMS-SD-6-02（金属材料疲労信頼性評価標準−S-N曲線回帰法−）により回帰分析した。引張強さ、50％破壊確率での疲労限度および変動係数（標準偏差／疲労限度）を表３に併記する。
【００６３】
【表３】
表３に示す結果から得られた各性能の関係を図７〜図９に示す。ここで、図７は、引張強さと疲労限度との関係を示す図であり、図８は、引張強さと変動係数との関係を示す図である。また、図９は、Ｒ／２領域と中心領域との硬さの差と変動係数との関係を示す図である。
【００６５】
図７に示すように、引張強さの増加とともに疲労限度は増加するが、図８に示すように、引張強さと変動係数との相関は見られない。また、図９に示すように、Ｒ／２領域と中心領域との硬さの差の増大とともに変動係数が増加するので、変動係数を６％以下とするには、Ｒ／２領域と中心領域との硬さの差を2.0以下とすれば良いことがわかる。なお、変動係数が６％であることは、設計許容応力である0.1％破壊確率の疲労限度が50％破壊確率の疲労限度を約20％低下させたレベルであることを意味する。
【００６６】
素材の偏析に起因したＲ／２領域と中心領域との硬さの差は、素材の化学組成、凝固条件、均質化処理条件等の影響を受ける。従って、下記の(ア)〜(エ)に示される条件を満たすように棒鋼を製造すれば、多くの場合、所望する硬さの差が得られる。
【００６７】
(ア) 鋼中のMn含有量およびCr含有量を1.5％以下とする。
【００６８】
(イ) 例えば、直径230mm程度のインゴットを鋳造する場合には、インゴットの上下端の偏析の多い部分を除去する。
【００６９】
(ウ) 例えば、連続鋳造を行う場合、モールド内またはストランド内で電磁撹拌を行い、さらに軽圧下を行う。
【００７０】
(エ) 棒鋼成形のための圧延または鍛造前に、インゴットまたはブルームに均質化処理（例えば、直径230mmのインゴットの場合、1250℃の加熱温度で2時間以上保持する処理）を施す。
【００７１】
【実施例】
以下では、本発明の実施例について説明する。
【００７２】
表４に示す化学組成を有する鋼No.1〜29を製作した。表中の鋼No.1〜16は本発明例であり、表中の鋼No.17〜29は比較例である。
【００７３】
表中の鋼No.1および2は、大気溶解炉にて3t溶解して鋳造し、直径500mmのインゴットを得た。このとき、事前に不純物元素が十分低減するように原料の選定、炉壁の清浄、精錬等に十分注意を払った。溶解時には、酸素吹込みによって溶鋼中のＣ量を下げる処理を行い、さらに還元処理によって脱酸した後、所要の合金元素を添加した。そして、鋳造時には、溶鋼の酸化を防ぐためアルゴンガスによるシーリングを行った。このインゴットを1250℃で16時間保持後空冷する均質化処理を行った後、分塊圧延し、180mm角の鋼片を得た。さらに、これを1200℃で2hr加熱した後圧延し、直径55mmの棒鋼を得た。なお、分塊圧延の途中でインゴット上・下端の偏析の多い部分を除去している。
【００７４】
表中の鋼No.3〜29は、真空溶解炉にて180kg溶解して鋳造し、直径230mmのインゴットを得た。このとき、事前に不純物元素が十分低減するように原料の選定、炉壁の清浄、精錬、に十分注意を払った。また、鋳造時には、溶鋼の酸化を防ぐためアルゴンガスによるシーリングを行った。これらのインゴットのうち、鋼No.3〜28のインゴットについては、1250℃で16時間保持後、空冷する均質化処理を行った後、鋼No.29のインゴットについては、均質化処理を行うことなく、加熱温度を1250℃、仕上げ温度を1000℃以上とする熱間鍛造により直径55mmの棒鋼を作製した。
【００７５】
これらの棒鋼について、Ｒ／２領域から約15mm×10mmの縦断面を切り出し、画像処理による介在物の調査を行った。切り出した試料は、水焼入れした後、樹脂マウントし、ペーパー研磨を行った。そして最終仕上げとして、研磨による傷をできるだけ低減させるため、ダイヤモンドペーストによるバフ研磨を行った。この試料について、倍率200倍で１視野当たり0.3mm2の領域について、10視野（合計3.0mm2）、画像処理を行った。
【００７６】
このとき、等価円直径で2μｍ以上の介在物について、面積とアスペクト比を測定するとともに、単位面積当たりの個数と、面積で多重平均したアスペクト比を求めた。さらに、横断面にてＲ／２領域と中心領域についてロックウェルＢスケールで硬さを測定した。このとき、Ｒ／２領域については、中心より0.46R(R：棒鋼半径)と0.54Rを半径とした二つの円で挟まれた範囲内で、円周方向にほぼ均等間隔で4点測定し、その平均値を求め、中心領域については、中心より半径0.1Rの円内でランダムに4点測定し、その平均値を求め、さらに両平均値の差を求めた。
これらの値も表４に併記する。
【００７７】
【表４】
次に、これらの棒鋼を直径38mm×長さ50mmに機械加工し、1250℃に加熱し、30min保持後、1000℃にて減面率60％の熱間押出し加工を行い、直径24mmの丸棒を得た。この丸棒より、JIS Z 2274の1号試験片（試験部直径：8mm、小野式回転曲げ疲労試験片）およびJIS Z 2201の4号引張試験片のハーフ型試験片（試験部直径：7mm、標点間距離：25mm）を機械加工にて切り出し、回転曲げ疲労試験および引張試験を行った。疲労試験には、1鋼種当たり14本の試験片を用い、試験結果を日本材料学会標準 JSMS-SD-6-02（金属材料疲労信頼性評価標準−S-N曲線回帰法−）により回帰分析し、50％破壊確率での疲労限度および変動係数（標準偏差／疲労限度）を得た。
【００７９】
前記の直径55mmの棒鋼から図３に示すように軸方向と平行な断面および軸方向からの傾斜角度が30゜の方向に平行な断面からシャルピー衝撃試験片（JIS Z2202、ノッチ下高さ8mmのUノッチ試験片） を１鋼種当たり各断面毎に３つずつ、合計６つ採取した。そして20℃の雰囲気でシャルピー衝撃試験を行い、衝撃値（平均値）を求め、さらに試験片採取方向が30゜傾いたことによる衝撃値の低下率を算出した。
【００８０】
以上の試験で得られた引張強さ、50％破壊確率での疲労限度、変動係数、衝撃値および衝撃値の低下率を表５に示す。
【００８１】
【表５】
本発明例である鋼No.1〜16では、いずれも良い特性が得られているのに対し、比較例である鋼No.17〜29ではいずれかの特性に劣っていた。例えばＣ含有量が本発明で規定される範囲を下回る鋼No.17では引張強さが不足していた。Ｃ、Si、Mn、Cr、Ｖ、Ｐの含有量がそれぞれ本発明で規定される範囲を上回る鋼No.18〜23、Ｓ含有量および介在物個数が本発明で規定される範囲を超える鋼No.25、およびＳ含有量および介在物個数が本発明で規定される範囲を下回る鋼No.27では、いずれも衝撃値が劣っていた。さらに、Ｎ含有量が本発明で規定される範囲を超える鋼No.24、およびfn値が本発明で規定される範囲を下回る鋼No.26では疲労限度が劣っていた。また、Ｒ／２領域と中心領域との硬さの差が本発明で規定される範囲を上回る鋼No.20、21および29では、疲労限度の変動係数が大きかった。介在物のアスペクト比が本発明で規定される範囲を超える鋼No.28では、長手方向に対し試験片採取方向が30°傾いた場合の衝撃値の低下率が大きかった。
【００８３】
【発明の効果】
本発明の棒鋼は、熱間鍛造をした後、調質処理を施さなくても、高い疲労強度が安定して得られるとともに、衝撃値が異方性が少ない状態で高い値に維持できる。従って、本発明の棒鋼は、自動車の部品であるホイールハブ、ナックルなどに用いられる鋼材に好適である。
【図面の簡単な説明】
【図１】(2)式から得られるfn1と耐久比の実測値との関係を示す図である。
【図２】アスペクト比の定義を示す図である。
【図３】シャルピー衝撃試験片の採取方法を示す図である。
【図４】フランジの付け根部分の断面図である。
【図５】軸方向の衝撃値と介在物個数との関係を示す図である。
【図６】介在物のアスペクト比と試験片採取方向が30゜傾いたことによる衝撃値の低下率との関係を示す。
【図７】引張強さと疲労限度との関係を示す図である。
【図８】引張強さと変動係数との関係を示す図である。
【図９】Ｒ／２領域と中心領域との硬さの差と変動係数との関係を示す図である。
【符号の説明】
１．介在物、２．棒鋼、３．フランジ
Claims (2)
- 質量％で、Ｃ：0.4〜0.65％、Si：0.1〜1.5％、Mn：0.2〜1.5％、Ｓ：0.015〜0.07％、Al：0.01〜0.04％、Ｎ：0.005〜0.015％、Cr：0〜1.5％およびＶ：0〜0.20％を含有し、残部はFeおよび不純物からなり、不純物中のTiが0.005％以下、Ｏが0.004％以下、Ｐが0.03％以下である棒鋼であって、下記の条件(a)〜(c)を満足し、軸方向に対し30°傾いた方向におけるシャルピー衝撃値の軸方向のそれに対する低下率が12％以下であることを特徴とする熱間鍛造非調質用棒鋼。
(a) 下記の(1)式から得られるfnの値が380以上であること。
fn＝fn1×fn2 …(1)
fn1＝0.54−0.31C＋0.06Si＋1.05V …(2)
fn2＝1100（C＋0.10Si＋0.20Mn＋0.23Cr＋1.65V−0.71S） …(3)
但し、(1)式中のfn1およびfn2は(2)式および(3)式から得られる値である。また、(2)式および(3)式中の元素はそれぞれの含有量（質量％）を意味する。
(b) Ｒ／２領域において、等価円直径が2μｍ以上である介在物が、50個/mm2以上250個/mm2以下存在し、かつその平均アスペクト比が5.5以下であること。
(c) Ｒ／２領域と中心領域との硬さの差がロックウェルＢスケールで2.0以下であること。 - 質量％で、Ｃ：0.4〜0.65％、Si：0.1〜1.5％、Mn：0.2〜1.5％、Ｓ：0.015〜0.07％、Al：0.01〜0.04％、Ｎ：0.005〜0.015％、Cr：0〜1.5％、Ｖ：0〜0.20％、ならびにCa：0.0003〜0.0020％およびMg：0.0003〜0.0020％の1種または２種を含有し、残部はFeおよび不純物からなり、不純物中のTiが0.005％以下、Ｏが0.004％以下、Ｐが0.03％以下である棒鋼であって、下記の条件(a)〜(c)を満足し、軸方向に対し30°傾いた方向におけるシャルピー衝撃値の軸方向のそれに対する低下率が12％以下であることを特徴とする熱間鍛造非調質用棒鋼。
(a) 下記の(1)式から得られるfnの値が380以上であること。
fn＝fn1×fn2 …(1)
fn1＝0.54−0.31C＋0.06Si＋1.05V …(2)
fn2＝1100（C＋0.10Si＋0.20Mn＋0.23Cr＋1.65V−0.71S） …(3)
但し、(1)式中のfn1およびfn2は(2)式および(3)式から得られる値である。また、(2)式および(3)式中の元素はそれぞれの含有量（質量％）を意味する。
(b) Ｒ／２領域において、等価円直径が2μｍ以上である介在物が、50個/mm2以上250個/mm2以下存在し、かつその平均アスペクト比が5.5以下であること。
(c) Ｒ／２領域と中心領域との硬さの差がロックウェルＢスケールで2.0以下であること。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2003011610A JP3541844B1 (ja) | 2003-01-20 | 2003-01-20 | 熱間鍛造非調質用棒鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2003011610A JP3541844B1 (ja) | 2003-01-20 | 2003-01-20 | 熱間鍛造非調質用棒鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP3541844B1 true JP3541844B1 (ja) | 2004-07-14 |
| JP2004225073A JP2004225073A (ja) | 2004-08-12 |
Family
ID=32767288
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2003011610A Expired - Lifetime JP3541844B1 (ja) | 2003-01-20 | 2003-01-20 | 熱間鍛造非調質用棒鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3541844B1 (ja) |
Families Citing this family (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4025229B2 (ja) * | 2003-03-28 | 2007-12-19 | 株式会社神戸製鋼所 | 高周波焼入部の低温耐衝撃特性に優れたステアリングラック用棒鋼及びステアリングラック |
| JP5097047B2 (ja) * | 2008-08-11 | 2012-12-12 | 住友金属工業株式会社 | 熱間鍛造用鋼材およびその製造方法 |
| JP5326885B2 (ja) * | 2009-07-09 | 2013-10-30 | 新日鐵住金株式会社 | 熱間鍛造用圧延鋼材およびその製造方法 |
| KR101169654B1 (ko) | 2012-02-02 | 2012-08-03 | (주)시내산업 | 마르텐사이트조직의 표면과 베이나이트조직의 심부를 갖는 그라인딩용 밀(Ｍｉｌｌ)에 사용하는 단조강구 |
| KR101555160B1 (ko) * | 2013-04-30 | 2015-09-22 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 비조질 강재 |
| KR101536405B1 (ko) * | 2013-08-22 | 2015-07-13 | 주식회사 포스코 | 내피로특성이 우수한 고탄소 크롬 베어링용 강 및 그 제조방법 |
| JP6055400B2 (ja) * | 2013-12-26 | 2016-12-27 | 株式会社神戸製鋼所 | 鋼材およびその製造方法 |
| JP6630191B2 (ja) * | 2016-03-03 | 2020-01-15 | 株式会社神戸製鋼所 | 鍛鋼品の清浄度評価方法 |
| KR20230165627A (ko) * | 2022-05-27 | 2023-12-05 | 주식회사 포스코 | 절삭성 및 충격인성이 우수한 비조질 선재 및 그 제조방법 |
-
2003
- 2003-01-20 JP JP2003011610A patent/JP3541844B1/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2004225073A (ja) | 2004-08-12 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6210155B2 (ja) | 鉄道車両用車輪および鉄道車両用車輪の製造方法 | |
| JP5123335B2 (ja) | クランクシャフトおよびその製造方法 | |
| JP6384626B2 (ja) | 高周波焼入れ用鋼 | |
| JP6384627B2 (ja) | 高周波焼入れ用鋼 | |
| JP7168003B2 (ja) | 鋼材 | |
| JP6468402B2 (ja) | 肌焼鋼およびその製造方法ならびに歯車部品の製造方法 | |
| KR20190028781A (ko) | 고주파 담금질용 강 | |
| JP2019178405A (ja) | 鋼線材の製造方法 | |
| KR20190028757A (ko) | 고주파 담금질용 강 | |
| JP3541844B1 (ja) | 熱間鍛造非調質用棒鋼 | |
| JP6798557B2 (ja) | 鋼 | |
| JP3932995B2 (ja) | 高周波焼もどし用鋼およびその製造方法 | |
| JP5799917B2 (ja) | 熱間圧延棒鋼または線材 | |
| JP4014042B2 (ja) | 高周波焼入れ用棒鋼 | |
| JP6620490B2 (ja) | 時効硬化性鋼 | |
| EP3272896B1 (en) | Age-hardenable steel, and method for manufacturing components using age-hardenable steel | |
| JP6390685B2 (ja) | 非調質鋼およびその製造方法 | |
| JP6465206B2 (ja) | 熱間圧延棒線材、部品および熱間圧延棒線材の製造方法 | |
| JP6459704B2 (ja) | 冷間鍛造部品用鋼 | |
| JP2008144211A (ja) | Ｖ含有非調質鋼 | |
| JP4280923B2 (ja) | 浸炭部品又は浸炭窒化部品用の鋼材 | |
| JP6791179B2 (ja) | 非調質鋼およびその製造方法 | |
| JP2004124190A (ja) | ねじり特性に優れる高周波焼もどし鋼 | |
| JP2002146480A (ja) | 冷間加工性に優れた線材・棒鋼およびその製造方法 | |
| JP2005350736A (ja) | 耐食性および疲労特性に優れた高強度ばね用鋼およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20040322 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 3541844 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080409 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090409 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100409 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110409 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120409 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120409 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130409 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130409 Year of fee payment: 9 |
|
| S111 | Request for change of ownership or part of ownership |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313111 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130409 Year of fee payment: 9 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140409 Year of fee payment: 10 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |