JP5716640B2 - 熱間鍛造用圧延棒鋼 - Google Patents

熱間鍛造用圧延棒鋼 Download PDF

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Description

本発明は、熱間鍛造用圧延棒鋼に関する。詳しくは、自動車、産業機械等の高強度非調質熱間鍛造部品の素材として好適に使用できる、熱間鍛造用圧延棒鋼に関する。
近年、ＣＯ2削減の観点から燃費向上のニーズが高まっており、自動車、産業機械等に用いる機械構造用部品においては部品の小型化を目的に、部品の高強度化が望まれている。
また、製造コスト削減の観点から、熱間圧延で製造された棒鋼（以下、熱間圧延で製造された熱間圧延ままの状態の棒鋼を、「圧延棒鋼」という。）に、熱間鍛造で成形加工を行い、その後、焼入れおよび焼戻しの熱処理、つまり、「調質処理」を施さずとも所望の強度を与えられる熱間鍛造部品（以下、調質処理を施さずに製造した熱間鍛造部品を、「非調質熱間鍛造部品」という。）の適用が主流となっている。
熱間鍛造部品には、主に素材である圧延棒鋼の軸方向に圧下して成形加工されるものが多い。
しかしながら、一部には圧延棒鋼の軸方向にはほとんど圧下を施さず、主に圧延棒鋼の軸の垂直方向、すなわち圧延方向と垂直方向に圧下して成形加工される熱間鍛造部品もある。このような方向に圧下して成形加工される熱間鍛造部品では、熱間圧延で形成された介在物または／および析出物の分布状態、すなわち軸方向に延伸された介在物または／および析出物の圧延棒鋼での分布状態が、熱間鍛造後も引き継がれてしまう。そのため、熱間鍛造部品の軸の垂直方向の応力に対する疲労強度（以下、熱間鍛造部品の軸の垂直方向の応力に対する疲労強度を、「横目の疲労強度」という。）が低くなる傾向にある。
熱間鍛造部品の引張強度を高くすれば、横目の疲労強度も高くすることができる。しかしながら、調質処理を施さずに製造した非調質熱間鍛造部品の引張強度を高めるということは、熱間鍛造後に施される切削工程において、工具寿命の低下を招いてしまう。このため、切削コストが上昇するとともに切削時間が長くなるという問題が生じる。
したがって、引張強度を高めることにより熱間鍛造部品の横目の疲労強度を向上させるのは必ずしも望ましいことではない。
このような状況の下、特許文献１および特許文献２にそれぞれ、次の「熱間鍛造用高強度高靱性非調質鋼とその製造方法」および「高強度熱間鍛造用非調質鋼」が開示されている。
すなわち、特許文献１に、
質量％で、Ｓｉ：２％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．１０％以下（０％を含まない）、Ｎ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｏ：０．０１０％以下（０％を含まない）および不可避的不純物を含む鋼において、さらに、Ｃ：０．１０〜０．６％、Ｍｎ：０．３〜２．５％、Ｃｒ：０．０５〜２．５％、Ｖ：０．０３〜０．５％、Ａｌ：０．０６０％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％を含有するとともに、必要に応じてさらに、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）、Ｂｉ：０．３％以下（０％を含まない）、Ｚｒ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｈｆ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｙ：０．１％以下（０％を含まない）、希土類元素：０．１％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．１％以下（０％を含まない）のうちから選ばれる１種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物元素からなるとともに、平均結晶粒径が０．１〜５μｍである介在物を１×１０2〜１×１０6個／ｍｍ2含有し、
上記介在物がＴｉ酸・窒化物、ＭｎＳ、および該Ｔｉ酸・窒化物とＭｎＳを主体とする複合化合物である「熱間鍛造用高強度高靱性非調質鋼」およびその製造方法が開示されている。
特許文献２に、
質量％で、Ｃ：０．２５〜０．５０％、Ｓｉ：０．４０〜２．００％、Ｍｎ：０．５０〜２．５０％、Ｃｒ：０．１０〜１．００％、Ｓ：０．０３〜０．１０％、Ｖ：０．０５〜０．３０％、Ｎ：０．００５０〜０．０２００％、さらにＡｌ：０．００５〜０．０５０％とＴｉ：０．００２〜０．０５０％の１種または２種を含み、必要に応じてさらに、Ｃａ：０．０００４〜０．００５０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
Ｃｅｑ．（％）＝％Ｃ＋（％Ｓｉ）／２０＋（％Ｍｎ）／５＋（％Ｃｒ）／９＋１．５４（％Ｖ）
の式で表される炭素当量Ｃｅｑ．（％）が０．８３〜１．２３％、
Ｂｔ＝３１．２−１００（％Ｃ）−６．７（％Ｓｉ）＋９．０（％Ｍｎ）＋４．９（％Ｃｒ）−８１（％Ｖ）
の式で表されるベイナイト変態指数Ｂｔが０以下、
である高強度熱間鍛造用非調質鋼が開示されている。
特開平８−９２６８７号公報 特開平６−２８７６７７号公報
特許文献１に開示されている技術によって、非調質熱間鍛造部品に９０ｋｇｆ／ｍｍ2（８８２．６ＭＰａ）以上の引張強度を具備させることができる。しかしながら、特許文献１で提案された技術のように、必須元素として０．００５％以上のＴｉを含有している鋼の場合、単に、平均結晶粒径が０．１〜５μｍである、Ｔｉ酸・窒化物、ＭｎＳ、および該Ｔｉ酸・窒化物とＭｎＳを主体とする複合化合物である介在物を、１×１０2〜１×１０6個／ｍｍ2含有するだけでは、圧延棒鋼を軸の垂直方向に圧下して熱間鍛造により成形加工して使用される場合には、熱間鍛造部品の軸方向に並んだＴｉ窒化物によって横目の疲労強度が低下してしまう。
特許文献２に開示されている技術によって、非調質熱間鍛造部品に９００ＭＰａ以上の引張強度を具備させることができる。しかも、その非調質熱間鍛造部品は、ベイナイトの生成を回避したフェライトとパーライトの混合組織（以下、「フェライト・パーライト」という。）からなるため、被削性に優れている。しかしながら、特許文献２に具体的に開示されている鋼には、Ｓが少なくとも０．０３３％含有されている。このように鋼に多量のＳを含有させた場合には、圧延棒鋼を軸の垂直方向に圧下して熱間鍛造により成形加工して使用される場合には、熱間鍛造部品の軸方向に並んだ粗大なＭｎＳによって横目の疲労強度が低下してしまう。
本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、９００ＭＰａ以上の引張強度および０．４７以上の横目の耐久比（疲労強度／引張強度）を有する高強度非調質熱間鍛造部品を得ることができる熱間鍛造用圧延棒鋼を提供することを目的とする。
なお、横目の耐久比とは、熱間鍛造部品の軸の垂直方向の応力に対する疲労強度を、熱間鍛造部品の軸の垂直方向の引張強度で除した値である。
本発明者らは、前記した課題を解決するために種々の検討を実施した。その結果、下記（ａ）〜（ｆ）の知見を得た。
（ａ）非調質熱間鍛造部品において、高い横目の耐久比を得るためには、内部組織、つまり、熱間鍛造時の加熱段階で脱炭層の生成する可能性がある表層部分を除いた組織を、フェライト・パーライトにする必要がある。一方、内部組織にベイナイトとマルテンサイトのいずれかまたは双方が混在する場合は、高い横目の耐久比を得ることができない。
（ｂ）熱間鍛造後にベイナイトの生成を避け、なおかつ、非調質熱間鍛造部品において９００ＭＰａ以上の引張強度を確保するためには、焼入れ性を向上させる元素の含有量を厳密に管理する必要がある。
（ｃ）圧延棒鋼の軸の垂直方向に圧下して成形加工される熱間鍛造部品において高い横目の疲労強度を得るためには、析出強化元素を含有させることが有効である。しかしながら、凝固時に粗大な窒化物を形成しやすいＴｉを添加することは好ましくない。
（ｄ）一方、Ｖは、Ｔｉのように凝固時に粗大な窒化物を形成しない。したがって、Ｎの含有量も増やすことができる。それにより、熱間鍛造時の冷却過程でＶの炭化物、窒化物または炭窒化物を析出させ、高い横目の疲労強度を付与することができる。
（ｅ）微量のＳを含有させることにより、横目の疲労強度に悪影響を及ぼすと考えられていたＭｎＳを粗大化させずに棒鋼中に微細に分散させることで、熱間鍛造後のオーステナイト粒内にもフェライトの生成核を増やし、ベイナイトの生成を抑制することができる。
（ｆ）その結果、熱間鍛造後に引張強度９００ＭＰａ以上、横目の耐久比０．４７以上の熱間鍛造部品を得ることができる。
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記（１）および（２）に示す熱間鍛造用圧延棒鋼にある。
（１）質量％で、Ｃ：０．２７〜０．３７％、Ｓｉ：０．３０〜０．７５％、Ｍｎ：１．００〜１．４５％、Ｓ：０．００８％以上で０．０３０％未満、Ｃｒ：０．０５〜０．３０％、Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、Ｖ：０．２００〜０．３２０％およびＮ：０．００８０〜０．０２００％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰ、ＴｉおよびＯがそれぞれ、Ｐ：０．０３０％以下、Ｔｉ：０．００４０％以下およびＯ：０．００２０％以下であり、かつ、下記の＜１＞式で表わされるＹ１が１．０５〜１．１８の化学組成であることを特徴とする熱間鍛造用圧延棒鋼。
Ｙ１＝Ｃ＋（１／１０）Ｓｉ＋（１／５）Ｍｎ＋（５／２２）Ｃｒ＋１．６５Ｖ−（５／７）Ｓ・・・＜１＞
ただし、上記＜１＞式におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、ＶおよびＳは、それぞれの元素の質量％での含有量を表す。
（２）質量％で、Ｃ：０．２７〜０．３７％、Ｓｉ：０．３０〜０．７５％、Ｍｎ：１．００〜１．４５％、Ｓ：０．００８％以上で０．０３０％未満、Ｃｒ：０．０５〜０．３０％、Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、Ｖ：０．２００〜０．３２０％およびＮ：０．００８０〜０．０２００％を含むとともに、Ｃｕ：０．３０％以下、Ｎｉ：０．３０％以下およびＭｏ：０．１０％以下から選択される１種以上を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰ、ＴｉおよびＯがそれぞれ、Ｐ：０．０３０％以下、Ｔｉ：０．００４０％以下およびＯ：０．００２０％以下であり、かつ、下記の＜２＞式で表わされるＹ２が１．０５〜１．１８の化学組成であることを特徴とする熱間鍛造用圧延棒鋼。
Ｙ２＝Ｃ＋（１／１０）Ｓｉ＋（１／５）Ｍｎ＋（５／２２）Ｃｒ＋１．６５Ｖ−（５／７）Ｓ＋（１／５）Ｃｕ＋（１／５）Ｎｉ＋（１／４）Ｍｏ・・・＜２＞
ただし、上記＜２＞式におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｓ、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏは、それぞれの元素の質量％での含有量を表す。
残部としての「Ｆｅおよび不純物」における「不純物」とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入するものを指す。
本発明の熱間鍛造用圧延棒鋼を素材として用いることにより、９００ＭＰａ以上の引張強度および０．４７以上の横目の耐久比を有する高強度非調質熱間鍛造部品を得ることができる。
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、以下の説明における各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。
Ｃ：０．２７〜０．３７％
Ｃは、鋼を強化する元素であり、０．２７％以上含有させなくてはならない。一方、Ｃの含有量が０．３７％を超えると、熱間鍛造後の引張強度は高くなるものの、横目の耐久比の低下を招いてしまう場合がある。したがって、Ｃの含有量を０．２７〜０．３７％とした。Ｃの含有量は０．２９％以上とすることが好ましく、０．３５％以下とすることが好ましい。
Ｓｉ：０．３０〜０．７５％
Ｓｉは、脱酸元素であるとともに、固溶強化によってフェライトを強化し、熱間鍛造後の引張強度を高めるのに必要な元素である。こうした効果を確保するには、Ｓｉを０．３０％以上含有させる必要がある。一方、Ｓｉの含有量が０．７５％を超えると、その効果が飽和するばかりか、圧延棒鋼の表面脱炭が著しくなる。したがって、Ｓｉの含有量を０．３０〜０．７５％とした。Ｓｉの含有量は０．３５％以上とすることが好ましく、０．７０％以下とすることが好ましい。
Ｍｎ：１．００〜１．４５％
Ｍｎは、固溶強化によってフェライトおよびパーライトを強化し、熱間鍛造後の引張強度を高めるのに必要な元素であり、１．００％以上含有させなくてはならない。一方、Ｍｎの含有量が１．４５％を超えると、その効果が飽和するばかりか、焼入れ性が高くなり、熱間鍛造後にベイナイトが生成してしまい、横目の疲労強度の低下を招いてしまう場合がある。したがって、Ｍｎの含有量を１．００〜１．４５％とした。Ｍｎの含有量は１．１０％以上とすることが好ましく、１．４０％以下とすることが好ましい。
Ｓ：０．００８％以上で０．０３０％未満
Ｓは、本発明における重要な元素である。Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、熱間鍛造後のオーステナイト粒内にもフェライトの生成核を増やすので、ベイナイトの生成を抑制することができる。さらには、ＭｎＳによって被削性も向上する。そのため、Ｓを０．００８％以上含有しなくてはならない。一方、Ｓ含有量が０．０３０％以上になると、ＭｎＳは延伸された粗大な形態となるため、横目の疲労強度が低下し、横目の耐久比が低下してしまう。したがって、Ｓの含有量は厳しく管理する必要があり、０．００８％以上で０．０３０％未満とした。Ｓの含有量は０．０１０％以上であることが望ましく、０．０２７％以下であることが望ましい。
Ｃｒ：０．０５〜０．３０％
Ｃｒは、Ｍｎと同様に、固溶強化によってフェライトおよびパーライトを強化し、熱間鍛造後の引張強度を高める元素であり、０．０５％以上含有させなければならない。一方、Ｃｒの含有量が０．３０％を超えると、その効果が飽和するばかりか、焼入れ性が高くなり、熱間鍛造後にベイナイトが生成してしまい、横目の疲労強度の低下を招いてしまう場合がある。したがって、Ｃｒの含有量を０．０５〜０．３０％とした。Ｃｒの含有量は０．０８％以上とすることが好ましく、０．２０％以下とすることが好ましい。Ｃｒの含有量は０．２０％未満とすることがより好ましい。
Ａｌ：０．００５〜０．０５０％
Ａｌは、脱酸作用を有するだけでなく、Ｎと結合してＡｌＮを形成し、そのピンニング効果により熱間鍛造時のオーステナイト粒の成長を抑制し、ベイナイト生成を抑制する作用を有する。このため、Ａｌは０．００５％以上含有させなくてはならない。一方、Ａｌの含有量が０．０５０％を超えると、その効果が飽和してしまう。したがって、Ａｌの含有量を０．００５〜０．０５０％とした。Ａｌの含有量は０．０１０％以上とすることが好ましい。
Ｖ：０．２００〜０．３２０％
Ｖは、ＣおよびＮと結合して、炭化物、窒化物または炭窒化物を形成して、熱間鍛造部品の横目の耐久比を有効に高める作用を有する。このため、０．２００％以上のＶを含有させる。一方、Ｖの含有量が０．３２０％を超えると、その効果が飽和するばかりか、コストの上昇を招く。したがって、Ｖの含有量を０．２００〜０．３２０％とした。Ｖの含有量は０．２２０％以上とすることが好ましく、０．３００％以下とすることが好ましい。
Ｎ：０．００８０〜０．０２００％
Ｎは、本発明における重要な元素である。Ｎは、Ｖと結合して窒化物または炭窒化物を形成して、熱間鍛造部品の横目の耐久比を有効に高める作用を有するだけでなく、Ａｌと結合してＡｌＮを形成し、そのピンニング効果により熱間鍛造時のオーステナイト粒の成長を抑制し、ベイナイト生成を抑制する作用を有する。このため、０．００８０％以上のＮを含有させる必要がある。しかしながら、Ｎの含有量が多くなって、特に０．０２００％を超えると、鋼中にピンホールが形成される場合がある。したがって、Ｎの含有量は０．００８０〜０．０２００％とした。Ｎの含有量は０．００９０％以上とすることが好ましく、０．０１５０％以下とすることが好ましい。
本発明の熱間鍛造用圧延棒鋼は、上述のＣからＮまでの元素を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰ、ＴｉおよびＯがそれぞれ、Ｐ：０．０３０％以下、Ｔｉ：０．００４０％以下およびＯ：０．００２０％以下であり、かつ、前記の＜１＞式で表わされるＹ１が１．０５〜１．１８である化学組成の鋼である。
残部としての「Ｆｅおよび不純物」における「不純物」とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入するものを指す。
以下、本発明において、不純物中のＰ、ＴｉおよびＯの含有量をそれぞれ、上記の範囲に限定する理由について説明する。
Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、鋼中に不純物として含まれる元素であり、特に、その含有量が０．０３０％を超えると、偏析が著しくなり、疲労強度の低下を招く場合がある。したがって、不純物中のＰの含有量を０．０３０％以下とした。不純物中のＰの含有量は０．０２５％以下とすることが好ましい。不純物として含まれるＰの含有量は、製鋼工程でのコスト上昇をきたさない範囲で、できる限り少なくすることが望ましい。
Ｔｉ：０．００４０％以下
本発明において、Ｔｉは、その含有量を制限しなければならない元素である。しかしながら、Ｔｉは鉱石、スクラップ等からの混入を避けることができない。特に原料価格の抑制を重視して、スクラップの配合比率を増すと、不純物とはいえＴｉの混入量が高くなる。Ｔｉの混入量が増えて、粗大なＴｉ窒化物が形成されると、該Ｔｉ窒化物が熱間鍛造部品の軸方向に並んでしまい、特に０．００４０％を上回ると、横目の疲労強度が低下し、０．４７以上の横目の耐久比を得ることができない。そのため、不純物中のＴｉの含有量は、０．００４０％以下とした。不純物中のＴｉの含有量は０．００３５％以下とすることが好ましく、０．００３０％未満とすることがより好ましい。
Ｏ：０．００２０％以下
Ｏ（酸素）は、鋼中において、主として酸化物系介在物として存在し、横目の疲労強度の低下を招く不純物元素である。Ｏの含有量が多くなって、特に０．００２０％を超えると、粗大な酸化物の発生頻度が高くなり、横目の疲労強度が低下し、横目の耐久比の低下を招く。したがって、不純物中のＯの含有量を０．００２０％以下とした。なお、不純物中のＯの含有量は０．００１５％以下とすることが好ましい。
＜１＞式で表わされるＹ１の限定理由については、＜２＞式で表わされるＹ２の限定理由とともに後述する。
本発明の熱間鍛造用圧延棒鋼は、そのＦｅの一部に代えて、必要に応じて、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏから選択される１種以上の元素を含有させてもよい。その場合は、前記の＜２＞式で表わされるＹ２が１．０５〜１．１８である。
以下、任意元素であるＣｕ、ＮｉおよびＭｏの作用効果と、含有量の限定理由について説明する。
Ｃｕ：０．３０％以下
Ｃｕは、固溶強化によってフェライトおよびパーライトを強化する元素である。このため、Ｃｕを含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕの含有量が０．３０％を超えると、その効果が飽和するばかりか、焼入れ性が高くなり、熱間鍛造後にベイナイトが生成してしまい、横目の疲労強度の低下を招いてしまう場合がある。したがって、含有させる場合のＣｕの量に上限を設け、０．３０％以下とした。含有させる場合のＣｕの量は０．２０％以下であることが好ましい。
一方、前記したＣｕの効果を安定して得るためには、Ｃｕの量は０．０３％以上であることが好ましく、０．０５％以上であれば一層好ましい。
Ｎｉ：０．３０％以下
Ｎｉは、固溶強化によってフェライトおよびパーライトを強化する元素である。このため、Ｎｉを含有させてもよい。しかしながら、Ｎｉの含有量が０．３０％を超えると、その効果が飽和するばかりか、焼入れ性が高くなり、熱間鍛造後にベイナイトが生成してしまい、横目の疲労強度の低下を招いてしまう場合がある。したがって、含有させる場合のＮｉの量に上限を設け、０．３０％以下とした。含有させる場合のＮｉの量は０．２０％以下であることが好ましい。
一方、前記したＮｉの効果を安定して得るためには、Ｎｉの量は０．０３％以上であることが好ましく、０．０５％以上であれば一層好ましい。
Ｍｏ：０．１０％以下
Ｍｏは、固溶強化によってフェライトおよびパーライトを強化する元素である。このため、Ｍｏを含有させてもよい。しかしながら、Ｍｏの含有量が０．１０％を超えると、熱間鍛造後にベイナイトが生成してしまい、横目の疲労強度の低下を招いてしまう場合がある。したがって、含有させる場合のＭｏの量に上限を設け、０．１０％以下とした。含有させる場合のＭｏの量は０．０８％以下であることが好ましい。
一方、前記したＭｏの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＭｏの量は０．０３％以上であることが好ましい。
上記のＣｕ、ＮｉおよびＭｏは、そのうちのいずれか１種のみ、または２種以上の複合で含有させることができる。Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏの合計の含有量は、０．３０％以下であることが好ましい。
Ｙ１またはＹ２：１．０５〜１．１８
非調質熱間鍛造部品に、９００ＭＰａ以上の引張強度を具備させるためには、該非調質熱間鍛造部品の素材である熱間鍛造用圧延棒鋼は、
Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏを含まない場合には、前記＜１＞式で表わされるＹ１〔＝Ｃ＋（１／１０）Ｓｉ＋（１／５）Ｍｎ＋（５／２２）Ｃｒ＋１．６５Ｖ−（５／７）Ｓ〕が、
また、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏのうちの１種以上を含む場合には、前記＜２＞式で表わされるＹ２〔＝Ｃ＋（１／１０）Ｓｉ＋（１／５）Ｍｎ＋（５／２２）Ｃｒ＋１．６５Ｖ−（５／７）Ｓ＋（１／５）Ｃｕ＋（１／５）Ｎｉ＋（１／４）Ｍｏ〕が、
それぞれ、１．０５〜１．１８でなければならない。
Ｙ１またはＹ２が１．１８を超えると、熱間鍛造後の硬さが高くなって、切削性の低下を招いてしまう場合がある。さらには焼入れ性が高くなって、熱間鍛造後にベイナイトが生成し、横目の耐久比が低下してしまう可能性がある。一方、Ｙ１またはＹ２が１．０５を下回ると、その熱間鍛造用圧延棒鋼を素材とする非調質熱間鍛造部品に９００ＭＰａ以上の引張強度を確保させることができない。
Ｙ１またはＹ２は、１．０８以上であることが好ましく、１．１６以下であることが好ましい。
本発明の熱間鍛造用圧延棒鋼は、本発明で規定された化学組成を有する鋳片を、例えば、１２００〜１３００℃で１２０〜１８０分加熱した後、分塊圧延して１８０ｍｍ×１８０ｍｍの鋼片を作製し、その後、該鋼片を１１５０〜１２５０℃で９０〜１５０分加熱して、１１００〜１０００℃の温度域で所定のサイズ、例えば、直径４０ｍｍに棒鋼圧延することで得ることができる。
そして、上記所定のサイズ、例えば、直径４０ｍｍにした本発明の熱間鍛造用圧延棒鋼を、例えば、長さ１００ｍｍに切断し、高周波加熱装置にて１２００〜１２５０℃に加熱した後、１１５０〜１１００℃の温度域で熱間鍛造機を用いて、厚さ１８ｍｍまで圧延棒鋼の軸の垂直方向にプレス鍛造して、８００〜５５０℃の温度域を３０〜５０℃／分の冷却速度で冷却することによって、容易に９００ＭＰａ以上の引張強度と０．４７以上の横目の耐久比を有する非調質熱間鍛造部品を得ることができる。
なお、上記の鋳片および鋼片の「加熱温度」は、鋳片および鋼片を熱する際の炉内の温度を意味する。
棒鋼圧延温度は、被圧延材の表面温度を指す。
高周波加熱装置を用いた棒鋼の「加熱温度」は、棒鋼の表面温度を意味する。熱間鍛造機を用いたプレス鍛造温度、鍛造後に３０〜５０℃／分の冷却速度で冷却する温度も被鍛造材の表面温度を指す。
鍛造後の８００〜５５０℃の温度域における「冷却速度」は、温度差としての２５０℃を、被鍛造材の表面温度が８００℃から５５０℃まで低下するのに要した時間で除した値を指す。
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
表１に示す化学組成を有する鋼Ａ〜Ｕからなる断面が３００ｍｍ×４００ｍｍの鋳片を、１２５０℃で１２０分加熱した後、分塊圧延して１８０ｍｍ×１８０ｍｍの鋼片を作製した。その後、該鋼片を１２００℃で９０分加熱して、１１００〜１０００℃の温度域で熱間圧延し、直径４０ｍｍの棒鋼を製造した。
表１における鋼Ａ〜Ｊは、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。一方、鋼Ｋ〜Ｕは、化学組成が本発明で規定する条件から外れた鋼である。
Figure 0005716640
次に、上記直径４０ｍｍの各棒鋼を素材として、熱間鍛造により厚さ１８ｍｍの鍛造品を作製した。
具体的には、先ず、直径４０ｍｍの各棒鋼を長さ１１０ｍｍに切断した。
次いで、直径４０ｍｍで長さ１１０ｍｍの棒鋼を、高周波加熱装置にて１２５０℃に加熱した後、１１５０〜１１００℃で、プレスにより棒鋼の軸の垂直方向に圧下する熱間鍛造を行って厚さ１８ｍｍの鍛造品に仕上げ、大気中で放冷して室温まで冷却した。なお、８００〜５５０℃の温度域における冷却速度は３０℃／分であった。
上記の鍛造品について、下記〈１〉〜〈３〉の方法でミクロ組織、引張特性および疲労特性を調査した。
〈１〉鍛造品のミクロ組織の調査：
上記厚さ１８ｍｍの鍛造品の、幅方向１／２の位置で、かつ厚さ方向１／２の位置から、１０ｍｍ×１０ｍｍの横断面を有する試料を切り出した。次いで、上記の横断面が被検面になるように樹脂に埋め込み、鏡面研磨した後、３％硝酸アルコール（ナイタル）で腐食してミクロ組織を現出させた。その後、倍率を５００倍として光学顕微鏡を用いて５視野についてミクロ組織画像を撮影し、「相」を同定した。
〈２〉鍛造品の引張特性の調査：
上記厚さ１８ｍｍの鍛造品の厚さ方向１／２の位置から、試験片の長手方向が鍛造品の幅方向、すなわち鍛造品の軸の垂直方向となり、また試験片の平行部の中心が鍛造品の幅方向１／２になるように、２０１１年１月２１日に財団法人日本規格協会発行のＪＩＳハンドブック［１］鉄鋼ＩのＪＩＳ Ｚ ２２０１（１９９８）に規定される１４Ａ号試験片（ただし、平行部直径：５ｍｍ）を採取した。そして、標点距離を２５ｍｍとして室温で引張試験を実施し、引張強度を求めた。鍛造品の引張強度の目標は、９００ＭＰａ以上であることとした。
〈３〉鍛造品の疲労特性の調査：
また、上記厚さ１８ｍｍの鍛造品の幅の両端をフライス加工して、スケールを除去するとともに平面に仕上げた。次いで、上記のフライス加工した鍛造品の両端とＪＩＳ Ｇ ４０５１（２００９）に規定された市販のＳ１０Ｃを電子ビーム溶接によって溶接し、幅１３０ｍｍの板材を作製した。その後、上記板材の厚さ方向１／２の位置から、試験片の長手方向が板材の幅方向、すなわち鍛造品の軸の垂直方向となるように、また試験片の平行部の中心が板材の幅方向１／２になるように、平行部の直径が８ｍｍ、長さが１０６ｍｍの小野式回転曲げ疲労試験片を作製した。
そして、試験数を８として、室温、大気中で、応力比が−１となる条件で回転曲げ疲労試験を実施した。繰り返し数が１．０×１０7以上で耐久した応力振幅の最低値を疲労強度とした。さらに、この疲労強度を引張強度で除して横目の耐久比を求めた。鍛造品の横目の耐久比の目標は、０．４７以上であることとした。
表２に、上記の各試験結果をまとめて示す。表２の「評価」欄における「○」印は、鍛造品の引張強度と横目の耐久比が、いずれも上述した目標を満たしていることを示し、「×」印は少なくとも１つの特性が目標に達していないことを示す。
Figure 0005716640
表２から、本発明で規定する条件を満たす試験番号１〜１０の場合、その評価は「○」である。すなわち、各棒鋼を素材とする鍛造品のミクロ組織はいずれも、フェライト・パーライトであって、目標とする９００ＭＰａ以上の引張強度と０．４７以上の横目の耐久比を有していることが明らかである。
これに対して、本発明で規定する化学組成を満たさない試験番号１１〜２１の場合、鍛造品の引張強度と横目の耐久比のうちのいずれかが目標に達していない。
試験番号１１は、用いた鋼ＫのＶの含有量が０．１７７％であり、本発明で規定する範囲を下回っている。このため、鍛造品の横目の耐久比が０．４４と低い。
試験番号１２は、用いた鋼Ｌの個々の元素の含有量は本発明で規定する条件を満たすものの、Ｙ１が１．２４と高く、本発明で規定する範囲を外れている。このため、鍛造品のミクロ組織にはフェライトとパーライトに加えてベイナイトが認められ、横目の耐久比が０．４１と低い。
試験番号１３は、用いた鋼ＭのＮｉの含有量が０．３５％であり、本発明で規定する範囲を上回っている。このため、鍛造品のミクロ組織にはフェライトとパーライトに加えてベイナイトが認められ、横目の耐久比が０．４０と低い。
試験番号１４は、用いた鋼ＮのＴｉの含有量が０．００９８％であり、本発明で規定する範囲を上回っている。このため、鍛造品の横目の耐久比が０．４４と低い。
試験番号１５は、用いた鋼ＯのＭｎの含有量が１．５３％であり、本発明で規定する範囲を上回っている。このため、鍛造品のミクロ組織にはフェライトとパーライトに加えてベイナイトが認められ、横目の耐久比が０．４１と低い。
試験番号１６は、用いた鋼Ｐの個々の元素の含有量は本発明で規定する条件を満たすものの、Ｙ２が１．２３と高く、本発明で規定する範囲を外れている。このため、鍛造品のミクロ組織にはフェライトとパーライトに加えてベイナイトが認められ、横目の耐久比が０．４１と低い。
試験番号１７は、用いた鋼Ｑの個々の元素の含有量は本発明で規定する条件を満たすものの、Ｙ１が０．９６と低く、本発明で規定する範囲を外れている。このため、鍛造品の引張強度が８６８ＭＰａと低い。
試験番号１８は、用いた鋼ＲのＳの含有量が０．０４３％であり、本発明で規定する範囲を上回っている。このため、鍛造品の横目の耐久比が０．４２と低い。
試験番号１９は、用いた鋼Ｓの個々の元素の含有量は本発明で規定する条件を満たすものの、Ｙ２が０．９９と低く、本発明で規定する範囲を外れている。このため、鍛造品の引張強度が８７４ＭＰａと低い。
試験番号２０は、用いた鋼ＴのＯの含有量が０．００３１％であり、本発明で規定する範囲を上回っている。このため、鍛造品の横目の耐久比が０．４２と低い。
試験番号２１は、用いた鋼ＵのＣの含有量が０．４５％であり、本発明で規定する範囲を上回っている。このため、鍛造品の横目の耐久比が０．４５と低い。
本発明の熱間鍛造用圧延棒鋼を素材として用いることにより、９００ＭＰａ以上の引張強度および０．４７以上の横目の耐久比を有する高強度非調質熱間鍛造部品を得ることができる。

Claims (2)

  1. 質量％で、Ｃ：０．２７〜０．３７％、Ｓｉ：０．３０〜０．７５％、Ｍｎ：１．００〜１．４５％、Ｓ：０．００８％以上で０．０３０％未満、Ｃｒ：０．０５〜０．３０％、Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、Ｖ：０．２００〜０．３２０％およびＮ：０．００８０〜０．０２００％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰ、ＴｉおよびＯがそれぞれ、Ｐ：０．０３０％以下、Ｔｉ：０．００４０％以下およびＯ：０．００２０％以下であり、かつ、下記の＜１＞式で表わされるＹ１が１．０５〜１．１８の化学組成であることを特徴とする熱間鍛造用圧延棒鋼。
    Ｙ１＝Ｃ＋（１／１０）Ｓｉ＋（１／５）Ｍｎ＋（５／２２）Ｃｒ＋１．６５Ｖ−（５／７）Ｓ・・・＜１＞
    ただし、上記＜１＞式におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、ＶおよびＳは、それぞれの元素の質量％での含有量を表す。
  2. 質量％で、Ｃ：０．２７〜０．３７％、Ｓｉ：０．３０〜０．７５％、Ｍｎ：１．００〜１．４５％、Ｓ：０．００８％以上で０．０３０％未満、Ｃｒ：０．０５〜０．３０％、Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、Ｖ：０．２００〜０．３２０％およびＮ：０．００８０〜０．０２００％を含むとともに、Ｃｕ：０．３０％以下、Ｎｉ：０．３０％以下およびＭｏ：０．１０％以下から選択される１種以上を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰ、ＴｉおよびＯがそれぞれ、Ｐ：０．０３０％以下、Ｔｉ：０．００４０％以下およびＯ：０．００２０％以下であり、かつ、下記の＜２＞式で表わされるＹ２が１．０５〜１．１８の化学組成であることを特徴とする熱間鍛造用圧延棒鋼。
    Ｙ２＝Ｃ＋（１／１０）Ｓｉ＋（１／５）Ｍｎ＋（５／２２）Ｃｒ＋１．６５Ｖ−（５／７）Ｓ＋（１／５）Ｃｕ＋（１／５）Ｎｉ＋（１／４）Ｍｏ・・・＜２＞
    ただし、上記＜２＞式におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｓ、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏは、それぞれの元素の質量％での含有量を表す。
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