JP5737152B2 - 熱間鍛造用圧延棒鋼 - Google Patents

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と特許文献２にそれぞれ、次の「被削性に優れた熱間鍛造用非調質鋼材」と「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、Ｃ：０．１９〜０．２９％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｖ：０．０５〜０．５％、Ｃｒ：０．２９〜０．７９％、Ａｌ：０．０２％を超えて０．１％以下、Ｓ：０．０２〜０．３％、Ｐｂ：０．０２〜０．３％を含有し、必要に応じてさらに、Ｎｂ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下のうち１種または２種を含み、残部がＦｅおよび不純物からなり、引張強さ９０ｋｇｆ／ｍｍ²（８８３ＭＰａ）以上と、試験温度２０℃におけるノッチ深さ２ｍｍおよびノッチ底半径１ｍｍのＵノッチシャルピー衝撃試験片のシャルピー衝撃値が５ｋｇｆ／ｃｍ²（４９Ｊ／ｃｍ²）以上を併せ持ち、さらにドリル穿孔性を同一強度を有する他の非調質鋼に対して２割以上向上させた「被削性に優れた熱間鍛造用非調質鋼」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５−９６５２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（８８３ＭＰａ）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、近年の軽量化された小型部品の場合、熱間鍛造後の冷却速度が自ずと速くなってしまう。このため、特許文献１の「発明鋼」として具体的に開示されているような、Ｍｎが少なくとも１．５０％含有されている鋼を素材に用いると、熱間鍛造後に大気中で放冷しても冷却時にベイナイトが生成して、横目の疲労強度が低下する可能性がある。

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、鍛造後の８００℃から５５０℃の温度域における表面部の冷却速度が、８０℃／ｍｉｎにも達するような小型の非調質熱間鍛造部品であっても、９００ＭＰａ以上の引張強度および０．４３以上の横目の耐久比（疲労強度／引張強度）を安定して具備させ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９００ＭＰａ以上の引張強度を具備させるためには、焼入れ性を向上させる合金元素の含有量を厳密に管理する必要がある。

（ｃ）非調質熱間鍛造部品に高い横目の疲労強度を付与するには、Ｖによる析出強化を図るのが有効である。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ることによって、高い横目の疲労強度を付与することができる。

（ｄ）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。しかしながら、軽量化された小型部品の場合には、熱間鍛造後の冷却速度が自ずと速くなって、熱間鍛造後に大気中で放冷しても冷却時にベイナイトが生成することがある。このため、単に、微量のＳを含有させるだけでは、ベイナイトの生成抑制効果を必ずしも十分には得られず、高い横目の耐久比を得ることができないことがある。

（ｅ）一方、小型部品の場合であっても、圧延棒鋼に所定の大きさのＴｉＮを所定の個数密度で存在させておけば、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粗大化を抑制することができるので、ベイナイトの生成を確実に回避することが可能である。

（ｆ）その結果、熱間鍛造後に引張強度９００ＭＰａ以上、横目の耐久比０．４３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％、Ｔｉ：０．００４０％を超えて０．０３０％以下およびＮ：０．００８０〜０．０２００％を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、不可避的不純物中のＰおよびＯがそれぞれ、Ｐ：０．０３０％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の化学組成であって、サイズが０．００５μｍ以上のＴｉＮの個数密度が０．４個／μｍ²以上であり、１６０ｍｍ²中のＴｉＮの最大サイズが３０μｍ以下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％、Ｔｉ：０．００４０％を超えて０．０３０％以下および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および不可避的不純物からなり、不可避的不純物中のＰおよびＯがそれぞれ、Ｐ：０．０３０％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の化学組成であって、サイズが０．００５μｍ以上のＴｉＮの個数密度が０．４個／μｍ²以上であり、１６０ｍｍ²中のＴｉＮの最大サイズが３０μｍ以下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および不可避的不純物」における「不可避的不純物」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。

本発明でいう「ＴｉＮ」には、ＴｉおよびＮのみから形成される純粋なＴｉＮに加えて、ＴｉおよびＮを基本組成として、その一部にＶおよびＣの１種以上が固溶したもの、つまり、「（Ｔｉ、Ｖ）Ｎ」、「Ｔｉ（Ｎ、Ｃ）」および「（Ｔｉ、Ｖ）（Ｎ、Ｃ）」を含む。

また、ＴｉＮの「サイズ」とは、ＴｉＮの長辺の長さと短辺の長さを算術平均した値、すなわち「（長辺の長さ＋短辺の長さ）／２」を意味する。

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０．４３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。

（Ａ）化学組成について：
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。

Ｔｉ：０．００４０％を超えて０．０３０％以下
Ｔｉは、Ｎと結合してＴｉＮ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て、軽量化された小型部品、すなわち熱間鍛造後の冷却速度が自ずと速くなってしまうような部品の場合にも、熱間鍛造後のベイナイトの生成を抑制する作用を有する。このため、０．００４０％を超えるＴｉを含有させる必要がある。しかしながら、Ｔｉの含有量が多くなって、０．０３０％を超えると、ＴｉＮが粗大化し、熱間鍛造部品の軸方向に並んだ該粗大ＴｉＮによって横目の疲労強度が著しく低下してしまう。したがって、Ｔｉの含有量は０．００４０％を超えて０．０３０％以下とした。Ｔｉの含有量は０．０１５％未満とすることが好ましく、０．０１０％以下とすることがより好ましい。また、Ｔｉの含有量は０．００５０％以上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、ＴｉおよびＡｌと結合してＴｉＮおよびＡｌＮを形成し、それら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、軽量化された小型部品、すなわち熱間鍛造後の冷却速度が自ずと速くなってしまうような部品の場合にも、熱間鍛造後のベイナイトの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０．０１００％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および不可避的不純物からなり、不可避的不純物中のＰおよびＯがそれぞれ、Ｐ：０．０３０％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および不可避的不純物」における「不可避的不純物」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、不可避的不純物中のＰ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、鋼中に不可避的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、不可避的不純物中のＰの含有量を０．０３０％以下とした。不可避的不純物中のＰの含有量は０．０２５％以下とすることが好ましい。不可避的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。

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可避的不純物元素である。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、不可避的不純物中のＯの含有量を０．００２０％以下とした。なお、不可避的不純物中の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。

（Ｂ）ＴｉＮについて：
本発明の熱間鍛造用圧延棒鋼は、サイズが０．００５μｍ以上のＴｉＮの個数密度が０．４個／μｍ²以上であり、１６０ｍｍ²中のＴｉＮの最大サイズが３０μｍ以下でなければならない。

先ず、熱間鍛造時に１２００℃を超えるような高い温度域に加熱した場合であっても、ＴｉＮがピンニング粒子として作用してオーステナイト粒の成長を抑え、熱間鍛造後の冷却速度が自ずと速くなる軽量化された小型部品、具体的には、熱間鍛造後の８００℃から５５０℃の温度域における表面部の冷却速度が、８０℃／ｍｉｎにも達するような小型部品にベイナイトが生成することを抑制するためには、サイズが０．００５μｍ以上のＴｉＮの個数密度が０．４個／μｍ²以上でなくてはならない。

すなわち、ＴｉＮのサイズが０．００５μｍ未満の場合には、１２００℃を超えるような高い温度域への加熱によって、ＴｉＮはマトリックス中に固溶してピンニング粒子として作用せず、オーステナイト粒が粗大化してベイナイトが生成してしまう場合があるからである。しかも、サイズが０．００５μｍ以上のＴｉＮが存在していても、その個数密度が０．４個／μｍ²未満の場合には、ピンニング粒子として十分に作用せず、オーステナイト粒が粗大化して鍛造後の冷却時にベイナイトが生成してしまう場合があるからである。

上記のサイズが０．００５μｍ以上のＴｉＮの個数密度は０．６個／μｍ²以上であることが好ましく、また、１０個／μｍ²以下であることが好ましい。

次に、ＴｉＮは、熱間鍛造時にピンニング粒子として作用してオーステナイト粒の成長を抑え、ベイナイトの生成を抑制する作用を有する反面、そのサイズが大きくなると、横目の耐久比を大きく低下させ、特に、１６０ｍｍ²中のＴｉＮの最大サイズが３０μｍを超えると、その粗大なＴｉＮを起点とした疲労破壊が生じやすくなって、横目の耐久比の著しい低下を招く。

上記の１６０ｍｍ²中のＴｉＮの最大サイズは２５μｍ以下であることが好ましい。

なお、上記の１６０ｍｍ²中のＴｉＮの最大サイズは小さいにこしたことはないが、０．００５μｍ未満のＴｉＮは、１２００℃を超えるような高い温度域への加熱によってマトリックス中に固溶してしまうので、上記の１６０ｍｍ²中のＴｉＮの最大サイズの下限は０．００５μｍである。

既に述べたように、本発明でいう「ＴｉＮ」には、ＴｉおよびＮのみから形成される純粋なＴｉＮに加えて、ＴｉおよびＮを基本組成として、その一部にＶおよびＣの１種以上が固溶したもの、つまり、「（Ｔｉ、Ｖ）Ｎ」、「Ｔｉ（Ｎ、Ｃ）」および「（Ｔｉ、Ｖ）（Ｎ、Ｃ）」を含む。また、ＴｉＮの「サイズ」とは、ＴｉＮの長辺の長さと短辺の長さを算術平均した値、すなわち「（長辺の長さ＋短辺の長さ）／２」を意味する。

本発明の熱間鍛造用圧延棒鋼は、例えば、前記（Ａ）項で述べた化学組成を有する鋳片を、１２２０℃以上の温度域に加熱して３６００ｓ以上（６０ｍｉｎ以上）保持し、かつ下記の式（３）を満たす条件で分塊圧延および棒鋼圧延を行うことによって、安定して製造することができる。
Ｙ３＝（Ｔ₁＋２７３）×ｌｏｇ（ｔ₁＋ｔ₂ ^T(2)）≦６．７×１０³・・・（３）。

上記の式（３）におけるＴは、「℃」単位での加熱温度、ｔは、加熱温度Ｔにおける「ｓ」単位での保持時間、添え字１は分塊圧延工程、添え字２は棒鋼圧延工程を表し、Ｔ（２）＝（Ｔ₂＋２７３）／（Ｔ₁＋２７３）を意味する。

すなわち、Ｔ₁は分塊圧延工程における加熱温度（℃）、Ｔ₂は棒鋼圧延工程における加熱温度（℃）、ｔ₁は分塊圧延工程におけるＴ₁℃での保持時間（ｓ）、ｔ₂は棒鋼圧延工程におけるＴ₂℃での保持時間（ｓ）である。

上記の各処理における温度は、鋳片または鋼片を熱する際の炉内の温度を指し、以下の説明においても同じである。

鋳片の偏析を軽減するためには、通常、鋳片を圧延する際の加熱温度を高くするとともに、その加熱温度での保持時間を長くすることが望ましいとされている。

しかしながら、前記（Ａ）項で述べた化学組成を有する鋼においては、熱間鍛造後の８００℃から５５０℃の温度域における表面部の冷却速度が、８０℃／ｍｉｎにも達するような小型部品にベイナイトが生成することを抑制するためには、加熱温度を高くしたり、加熱保持時間を長くすることは望ましくない。

すなわち、前記（Ａ）項で述べた化学組成を有する鋼の場合、連続鋳造時の冷却過程でＴｉはＮと結合し、ＴｉＮとして晶出または析出する。このＴｉＮが晶出または析出した鋳片を圧延する際、いたずらに加熱温度を高くしたり、加熱保持時間を長くすれば、ＴｉＮの個数密度が低くなって、ピンニング粒子として十分に作用せず、熱間鍛造加熱時にオーステナイト粒が粗大化して鍛造後の冷却時にベイナイトが生成してしまう場合がある。

そこで、鋳片を圧延する際に、加熱温度を１２２０℃以上とし、また、中心部まで均熱させるために加熱保持時間を３６００ｓ以上（６０ｍｉｎ以上）とした上で、上述した式（３）を満たす条件で圧延すれば、ＴｉＮの個数密度が低下することを抑制でき、それによって熱間鍛造加熱時にオーステナイト粒が粗大化して鍛造後の冷却時にベイナイトが生成することを容易に抑制できる。

以下、式（３）について詳しく説明する。

ＴｉＮのオストワルド成長の程度は、加熱温度Ｔ（℃）とその加熱温度での保持時間ｔ（ｓ）に影響されるので、以下、焼戻しパラメータ「（Ｔ＋２７３）×ｌｏｇ（ｔ）」で整理して説明する。

棒鋼の製造は、鋳片の分塊圧延と、棒鋼圧延との、２段階の圧延で行うことが一般的である。

そこで、分塊圧延および棒鋼圧延における、加熱温度をそれぞれ、Ｔ₁（℃）およびＴ₂（℃）、上記加熱温度での保持時間をそれぞれ、ｔ₁（ｓ）およびｔ₂（ｓ）とすると、それぞれの圧延における焼戻しパラメータは、「（Ｔ₁＋２７３）×ｌｏｇｔ₁」および「（Ｔ₂＋２７３）×ｌｏｇｔ₂」となる。

棒鋼圧延におけるＴｉＮのオストワルド成長の焼戻しパラメータ「（Ｔ₂＋２７３）×ｌｏｇｔ₂」は、該ＴｉＮのオストワルド成長を、分塊圧延の加熱温度Ｔ₁（℃）で起こすのに要する保持時間ｘ（ｓ）を使って次の式（ａ）のように表すことができる。
（Ｔ₂＋２７３）ｌｏｇｔ₂＝（Ｔ₁＋２７３）ｌｏｇｘ・・・（ａ）。

ここで、Ｔ（２）＝（Ｔ₂＋２７３）／（Ｔ₁＋２７３）とすると、上記の保持時間ｘ（ｓ）は、式（ｂ）のように表すことができる。
ｘ＝ｔ₂ ^T(2)・・・（ｂ）。

そして、加熱温度Ｔ₂（℃）、該温度Ｔ₂での保持時間ｔ₂（ｓ）の棒鋼圧延で起こるＴｉＮのオストワルド成長の程度を、分塊圧延の加熱温度Ｔ₁（℃）と該温度Ｔ₁での保持時間ｘ（ｓ）で表すことにより、分塊圧延と棒鋼圧延の圧延工程２回分のＴｉＮのオストワルド成長の程度Ｙ３は、分塊圧延１回分のパラメータとして、式（ｃ）のように表すことができ、さらに式（ｂ）を式（ｃ）に代入することによって、式（ｄ）を得ることができる。
Ｙ３＝（Ｔ₁＋２７３）×ｌｏｇ（ｔ₁＋ｘ）・・・（ｃ）、
Ｙ３＝（Ｔ₁＋２７３）×ｌｏｇ（ｔ₁＋ｔ₂ ^T(2)）・・・（ｄ）。

そして、このようにして求められた式（ｄ）のパラメータＹ３と、ＴｉＮのサイズおよび個数密度との関係を詳細に調査した結果、Ｙ３の値が６．７×１０³以下であれば、前記（１）および（２）に示した本発明に関わる熱間鍛造用圧延棒鋼を安定して製造できることが判明した。

なお、圧延工程の回数をｉ段階にまで拡張すると、ＴｉＮのオストワルド成長の程度を表すパラメータＹ３’は式（ｅ）のように表され、圧延工程が２回の場合と同様に整理することができる。

Ｙ３’＝（Ｔ₁＋２７３）×ｌｏｇ｛Σ（ｔ_i ^T(i)）｝・・・（ｅ）。
ここで、Ｔ（ｉ）＝（Ｔ_i＋２７３）／（Ｔ₁＋２７３）を意味する。

上記の場合には、Ｙ３’の値が６．７×１０³以下であれば、前記（１）および（２）に示した本発明に関わる熱間鍛造用圧延棒鋼を安定して製造することができる。

そして、分塊圧延および棒鋼圧延によって所定のサイズ、例えば直径４０ｍｍにした本発明の熱間鍛造用圧延棒鋼を素材とする場合には、該棒鋼を、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１２ｍｍまで圧延棒鋼の軸の垂直方向にプレス鍛造して、８００〜５５０℃の温度域を表面部について８０℃／ｍｉｎにも達するような冷却速度で冷却しても、容易に９００ＭＰａ以上の引張強度と０．４３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。

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〜Ｒからなる断面が３００ｍｍ×４００ｍｍの鋳片を分塊圧延して１８０ｍｍ×１８０ｍｍの鋼片を作製した。次いで、各鋼片を熱間棒鋼圧延して、直径４０ｍｍの棒鋼を製造した。

表１における鋼Ａ〜Ｉ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Ｊ〜Ｒ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。

表２に、分塊圧延および熱間棒鋼圧延での加熱条件を示す。なお、表２には、前記の式（ｄ）で表されるＹ３の値を併記した。

上記のようにして作製した直径４０ｍｍの棒鋼を用いて、ＴｉＮの個数密度の調査を行った。

すなわち、上記直径４０ｍｍの棒鋼のＲ／２部（「Ｒ」は棒鋼の半径を表す。）の縦断面から抽出レプリカ法によって試料を採取し、透過型電子顕微鏡観察を行ってＴｉＮの個数密度を調査した。具体的には、倍率を３００００倍として２０視野観察し、サイズが０．００５μｍ以上であるＴｉＮの個数を数え、単位面積あたりの個数密度に換算した。

また、上記直径４０ｍｍの棒鋼のＲ／２部から、１６ｍｍ長さ×１０ｍｍ幅の縦断面を有する試料を切り出した。次いで、上記の縦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、倍率を５００倍として光学顕微鏡を用いて、被検面１６０ｍｍ²中におけるＴｉＮの最大のサイズを調査した。

さらに、上記直径４０ｍｍの各棒鋼を素材として、熱間鍛造により厚さ１２ｍｍ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１２ｍｍ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８０℃／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１２ｍｍ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１２ｍｍ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１２ｍｍ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、０．４３以上であることとした。

表３に、上記の各試験結果をまとめて示す。表３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。

表３から、本発明で規定する条件を満たす試験番号１〜９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０．４３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、本発明で規定する条件を満たさない試験番号１０〜２０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１０は、用いた鋼ＪのＶの含有量が０．１７２％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０．４０と低い。

試験番号１１は、用いた鋼Ｋ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１．２２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１２は、用いた鋼ＬのＴｉの含有量が０．０３９５％であって本発明で規定する範囲を上回り、さらに、圧延棒鋼の１６０ｍｍ²中のＴｉＮの最大サイズが３４．５μｍであって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０．４１と低い。

試験番号１３は、用いた鋼ＭのＭｎの含有量が１．７４％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０．９７と小さく、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８７８ＭＰａと低い。

試験番号１５は、用いた鋼ＯのＳの含有量が０．０４８％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１６は、用いた鋼ＰのＯの含有量が０．００２９％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０．４１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、Ｙ２が１．２３と大きく、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０．４０と低い。

試験番号１８は、用いた鋼Ｒ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と小さく、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８８５ＭＰａと低い。

試験番号１９は、用いた鋼Ｆの化学組成は本発明で規定する条件を満たすものの、圧延棒鋼におけるサイズが０．００５μｍ以上のＴｉＮの個数密度が０．１１個／μｍ²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。

同様に、試験番号２０は、用いた鋼Ｈの化学組成は本発明で規定する条件を満たすものの、圧延棒鋼におけるサイズが０．００５μｍ以上のＴｉＮの個数密度が０．０９個／μｍ²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。

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０．４３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％、Ｔｉ：０．００４０％を超えて０．０３０％以下およびＮ：０．００８０〜０．０２００％を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、不可避的不純物中のＰおよびＯがそれぞれ、Ｐ：０．０３０％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の化学組成であって、サイズが０．００５μｍ以上のＴｉＮの個数密度が０．４個／μｍ²以上であり、１６０ｍｍ²中のＴｉＮの最大サイズが３０μｍ以下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％、Ｔｉ：０．００４０％を超えて０．０３０％以下および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および不可避的不純物からなり、不可避的不純物中のＰおよびＯがそれぞれ、Ｐ：０．０３０％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の化学組成であって、サイズが０．００５μｍ以上のＴｉＮの個数密度が０．４個／μｍ²以上であり、１６０ｍｍ²中のＴｉＮの最大サイズが３０μｍ以下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。