JP5801529B2

JP5801529B2 - 曲げ疲労強度が高く、繰り返し応力による変形量の小さい熱間鍛造用非調質鋼およびその部品の製造方法

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Publication number: JP5801529B2
Application number: JP2009120722A
Authority: JP
Inventors: 福岡　和明; 和明福岡; 冨田　邦和; 邦和冨田
Original assignee: JFE Steel Corp; JFE Bars and Shapes Corp
Current assignee: JFE Steel Corp; JFE Bars and Shapes Corp
Priority date: 2009-05-19
Filing date: 2009-05-19
Publication date: 2015-10-28
Anticipated expiration: 2029-05-19
Also published as: JP2010270346A

Description

本発明は熱間鍛造用非調質鋼およびその部品の製造方法に関し、特に、自動車および各種産業機械用として好適な、曲げ疲労強度が高く、０．２％より小さい低歪域で繰り返し応力を負荷された際に、変形が起こりにくいものに関する。

自動車や建機に使用される機械構造用部品は省エネ・コンパクト化が進められているが、小サイズ化を実施した場合にも今までと変わらない疲労強度が要求されるため、一般的に降伏応力を高めたものが用いられている。

特に、シャフト等の繰り返し曲げ応力や軸方向への繰り返し圧縮応力がかかる部品では、降伏応力のより高い鋼材が要求されるため、熱間鍛造後に焼入れ・焼戻しを行って、強度と靭性を確保し、降伏強度を引張強さの７〜９割程度まで回復させている。

近年、省エネ・省コストの観点から、熱間鍛造後に焼入れ・焼戻しを行うことなく必要な特性を得る鋼材、いわゆる非調質鋼が要望され、熱間鍛造用として、ＪＩＳの機械構造用炭素鋼や機械構造用合金鋼の調質材に対して、Ｖ，Ｎｂなどの析出硬化元素を添加し、強度の向上を図るとともに、含有炭素量の低減を行って延靭性の向上を図ったものが開発されている。

しかしながら、従来の引張強さ６５０〜８５０ＭＰａを有する非調質鋼はフェライト・パーライト非調質鋼がほとんどで、更なる強度向上は難しく、強度が向上したとしても靭性が低いため、炭素含有量を極端に少なくし、組織をベイナイト単相として強度向上とともに靭性向上を図った、いわゆるベイナイト非調質鋼（例えば特許文献１）や、フェライト・パーライト組織でパーライトの大きさや分布を規定して、高強度化とともに、疲労強度・被削性の向上を図ったもの（例えば、特許文献２）が開発された。

パーライトの大きさや分布を規定した場合、疲れ限度比の向上は認められるものの、軟質なフェライトの影響が残っているために、降伏比の更なる向上が望めず、引張強さおよび硬さが高く、切削加工における工具の寿命の悪化が懸念され、快削元素であるＳの添加が必要となり、コストアップが避けられない。

特許文献３はコンロッドなどの部品に好適な高耐力比非調質鋼に関し、成分組成においてＰを０．０６〜０．１５％、Ｓを０．０７〜０．１５％と多量に添加して０．２％耐力と引張り強さの比である耐力比を高くさせた場合、引張り強さが増大すると低下する被削性を損なわずに高耐力の部品が製造可能であることが記載されている。しかし、Ｐの粒界偏析による粒界脆化で、疲労強度の低下が懸念される。

特開２０００−２６５２４５号公報特開平９−１４３６０号公報特開２００６−２０６９３４号公報

上述したように、フェライトとパーライトからなる組織で強度をあげることは困難であるが、ベイナイト非調質鋼は引張強さが向上するとともに靭性も確保され、降伏点が得られない特性を有するため、０．２％耐力は高い値が得られる。

しかし、ベイナイト非調質鋼は引張試験において低荷重の領域から永久変形が始まるため、歪量が０．２％よりもさらに小さい歪域での耐力は、より引張強さの低いフェライト・パーライト非調質鋼より低く、低応力域で曲げ等の応力を繰り返し負荷された場合は、変形が生じやすいため、そのような特性を要求される部品として要求を満たすことが難しい。

また、フェライト・パーライト、ベイナイトのいずれの組織においても非調質鋼として高強度化した場合には鍛造後の機械加工において硬すぎて工具寿命が悪化するため、快削元素の添加が必要となってくる。もしくは鍛造後に焼なましが必要となり、コストも高くなり、非調質の意を成さなくなってしまう。

本発明は、一般に使用されている熱間鍛造設備を用いて製造可能で、部品製造における機械加工性を損なわずに、曲げ疲労において短寿命で破壊せず、且つ低歪域における繰り返し応力負荷による変形が少ない、熱間鍛造用非調質鋼およびそれを用いた部品の製造方法を提供することを目的とする。

発明者らは、上記課題を解決するため鋭意研究を行い、以下の知見を得た。
（１）繰り返しの応力負荷による変形を抑えるためには低歪領域における完全弾性領域が長く、降伏点を有するフェライト・パーライト組織のまま強度を上げることが重要である。
（２）降伏点を高めることにより、低歪領域における強度を高めることが可能で、粒界を強化することで疲労強度をさらに向上させ、また、繰り返し応力による変形量も小さくすることが可能である。
（３）降伏点を高めるには、フェライトの析出強化が最も有効で、フェライトの体積分率や、フェライト内の析出物の分布状態を制御することで降伏強度の向上を最大化することが可能である。成分組成と組織の最適化により達成される。
（４）フェライト中の析出物の析出形態は、析出強化する際の析出物となるＶの含有量、フェライトの粒径、並びにフェライトの体積分率により制御されるが、フェライト中のＶ析出物を小さく且つ多量に分散させて強化能を最大限引き出すことが重要である。
（５）既存のフェライト・パーライト組織の非調質鋼に対して、（１）〜（４）の知見をもとに製造した鋼は、引張強さをほとんど上昇させずに、降伏点をより高めて、鍛造ままでの硬さを抑えることが可能で、切削元素を増量添加しなくても同様の加工性や切削性が得られる。

本発明は以上の知見を基に更に検討を加えてなされたもので、すなわち、本発明は、
１．質量％で，Ｃ：０．２５〜０．５０％、Ｓｉ：０．０５〜１．００％、Ｍｎ：０．６０〜１．８０％、Ｐ≦０．０３０％、Ｓ≦０．０６０％、Ｃｒ：０．５０％以下（無添加の場合を含む）、Ｍｏ：０．０３％以下（無添加の場合を含む）、Ｖ：０．０５０〜０．２５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、Ａｌ：０．０６０％以下、Ｎ：０．００８〜０．０１５％、（１）式を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と熱間鍛造粗材におけるミクロ組織が、フェライト体積分率（Ｆ％）が４％≦Ｆ％≦２３％のフェライトとパーライトを含み、且つベイナイト体積分率（Ｂ％）がＢ％≦５％の組織で、更に、フェライト体積分率（Ｆ％）およびフェライト平均粒径（μｍ）と鋼中Ｖの含有量（％）が（２）式を満足することを特徴とする曲げ疲労強度が高く、繰り返し応力に対して変形量の少ない熱間鍛造用非調質鋼。
３．１０≦２．７×Ｍｎ＋４．６×Ｃｒ＋Ｖ≦５．６０・・・（１）
ここで、各合金元素は含有量（質量％）を示す。
０．０４≦フェライト体積分率（Ｆ％）×Ｖ／フェライト平均粒径（μｍ）≦０．１８・・・（２）
ここで、Ｖは合金元素で含有量（質量％）を示す。
フェライト体積分率（Ｆ％）およびベイナイト体積分率（Ｂ％）は任意の視野における面積１０ｍｍ^２中の割合を示す。フェライト平均粒径は体積分率を求めた視野における、画像処理によって判別された円相当平均粒径を示す。
２．質量％で，Ｃｕ≦０．３０％またはＮｉ≦０．２０％を含有することを特徴とする，１に記載の曲げ疲労強度が高く、繰り返し応力に対して変形量の少ない熱間鍛造用非調質鋼
３．前期熱間鍛造粗材が、１２００〜１３００℃に加熱後、仕上げ温度１０５０℃以上の熱間鍛造を行った後、０．８℃／秒以下の冷却速度により冷却して得られるものであることを特徴とする１または２記載の曲げ疲労強度が高く、繰り返し応力に対して変形量の少ない熱間鍛造用非調質鋼。
４．上記１または２に記載の成分組成を有する鋼片を、１２００〜１３００℃に加熱後、仕上げ温度１０５０℃以上で熱間鍛造を行い、その後、０．８℃／秒以下の冷却速度により室温まで冷却した後、機械加工により部品形状とすることを特徴とする曲げ疲労強度が高く、繰り返し応力に対して変形量の少ない熱間鍛造部品の製造方法。
５．上記１または２に記載の成分組成を有する鋼片を、１２００〜１３００℃に加熱後、仕上げ温度１０５０℃以上で熱間鍛造を行い、その後、０．８℃／秒以下の冷却速度により室温まで冷却した後、機械加工により部品形状とした後、前記部品に冷間加工、高周波焼入れ・焼戻し、ショットピーニング、軟窒化処理または浸炭焼入れ・焼戻しのいずれか１種または２種以上を行うことを特徴とする曲げ疲労強度が高く、繰り返し応力に対して変形量の少ない熱間鍛造部品の製造方法。

本発明によれば、熱間鍛造における金型の寿命なども低下させず、また、その後の機械加工において被削性を損なわずに加工が可能で、高い曲げ疲労強度を有し、繰り返し応力負荷における変形量の少ない特性を有する熱間鍛造部品を製造することが可能で産業上極めて有用である。

本発明では、成分組成と熱間鍛造後の粗材のミクロ組織を規定する。
［成分組成］以下の説明において、％は質量％とする。
Ｃ：０．２５〜０．５０％
Ｃは強度確保のため添加し、所望の強度を確保するため、含有量を０．２５％以上とする。一方、０．５０％を超えるとミクロ組織におけるフェライト量が少なくなり、低歪量での耐力が低下するため、０．２５〜０．５０％とする。

Ｓｉ：０．０５〜１．００％
Ｓｉは脱酸のため、０．０５％以上を含有させ、一方、１．００％を超えて含有すると熱間鍛造時の変形抵抗を高めて金型の寿命を低下させるため、０．０５〜１．００％とする。

Ｍｎ：０．６０〜１．８０％
Ｍｎは固溶強化元素で強度を向上させる。所望の強度を確保するため、含有量を０．６０％以上とする。一方、１．８０％を超えると、ミクロ組織中にベイナイトが含まれ、耐力が低下して繰り返し応力負荷時の変形量が大きくなり疲労強度を低下させるので、０．６０〜１．８０％とする。

Ｐ：０．０３０％以下
Ｐはフェライトを固溶強化するが、同時に粒界にも偏析して粒界を脆化し、疲労強度を低下させる。疲労強度を下げることなしに固溶強化を得るため、０．０３０％以下とする。

Ｓ：０．０６０％以下
Ｓは被削性を向上させるが、０．０６０％を超えて含有するとＭｎＳ介在物が多量となって、疲労破壊の進行を早めて疲労強度の低下を招くため、０．０６０％以下とする。

Ｃｒ：０．５０％以下（無添加の場合を含む）
Ｃｒは強度を向上させる場合に含有させるが、０．５０％を超えて含有するとベイナイト組織が多量に生成して耐力を低下させ、繰り返し応力による変形量が大きくなるため、０．５０％以下とする。無添加としても良い。

Ｍｏ：０．０３％以下（無添加の場合を含む）
Ｍｏは強度を向上させる場合に含有させるが、０．０３％を超えて含有するとベイナイト組織を多く生成させて耐力を低下させ、繰り返し応力による変形量が大きくなるため、０．０３％以下とする。無添加としても良い。

Ｖ：０．０５０〜０．２５０％
Ｖはフェライト内に炭化物、炭窒化物を析出してフェライトを強化させるため、０．０５０％以上を含有させる。一方、０．２５０％を超えて含有した場合、析出物が多すぎてフェライトの靭性が低下して衝撃値が低くなり、疲労強度も低下するため０．０５０〜０．２５０％とする。

Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％
Ｔｉは組織を微細にさせて粒界を強化し、衝撃特性を高めて疲労強度を向上させる効果があるため、０．００５％以上を含有させるが、０．０２０％を超えるとその効果は飽和するため、０．００５〜０．０２０％とする。

Ａｌ：０．０５０％以下
Ａｌは脱酸に必要な元素であるが、多く添加しすぎると鋳造時のノズル詰まりを発生させるため、０．０５０％以下とする。

Ｎ：０．００８〜０．０１５％
ＮはＶと結合し窒化物あるいは炭窒化物を形成してフェライトを析出強化する。含有量が０．００８％未満では、析出強化量が不足して低歪領域での耐力が低く、回転曲げ疲労強度が低く、繰り返し応力による変形量が大きくなるため、０．００８％以上とする。一方、０．０１５％を超えるとこの効果が飽和し、靭性に悪影響を与えるため、０．００８〜０．０１５％とする。

３．１０≦２．７×Ｍｎ＋４．６×Ｃｒ＋Ｖ≦５．６０
ここで、各合金元素は含有量（質量％）を示す。
本パラメータ式は低歪量：０．０５％における耐力の指標で、３．１０未満の場合、低歪領域での耐力が低下して疲労強度も高い値が得られない。一方、５．６０を超えるとベイナイト組織が発生しやすくなり、同様に耐力が低下して繰り返し応力による変形が早期に起こるため、３．１０≦２．７×Ｍｎ＋４．６×Ｃｒ＋Ｖ≦５．６０とする。

以上が、本発明の基本成分組成であるが、スケール剥離性を向上させる場合、更に、ＣｕまたはＮｉを含有させる。

Ｃｕ：０．３０％以下またはＮｉ：０．２０％以下
Ｃｕ、Ｎｉは熱間鍛造後の表面のスケール剥離性に影響を及ぼし、それらの含有量がＣｕは０．３０％、Ｎｉは０．２０％を超えると、スケールが付着したままの部分が残りやすく、その後の機械加工の工具寿命や部品精度に影響を及ぼす場合もあるため、Ｃｕ：０．３０％以下またはＮｉ：０．２０％以下とする。

上述の成分を限定した鋼材には被削性を向上させるために必要に応じて、Ｐｂ、Ｃａ等の快削元素を含有させてもよく、それにより本発明が目的とする特性を損ねる事は無い。

［熱間鍛造後の粗材のミクロ組織］
熱間鍛造後の粗材のミクロ組織は、フェライトとパーライトを主体とし、その他の組織としてのベイナイトの量を規制した組織とする。

フェライトは、４％≦フェライトの体積分率（Ｆ％）≦２３％とする。体積分率で４％に満たない場合、低歪域の耐力が低下してしまう。一方、２３％を超えて存在すると硬さが低すぎて強度自体が低下し、それに伴って低歪域の耐力が低下するため、４％≦フェライトの体積分率（Ｆ％）≦２３％とする。

更に、フェライトとパーライトを主体としたミクロ組織中にベイナイトが多量に混在した場合には強度が高くても低歪領域の耐力が低下するため、ベイナイトの体積分率（Ｂ％）≦５％に制限する。

また、フェライト中の析出物の分布状態を制御するため、フェライト体積分率（Ｆ％）、フェライト平均粒径（μｍ）と、成分組成中の析出強化元素であるＶの含有量が下式を満足するように規定する。

０．０４≦フェライト体積分率（Ｆ％）×Ｖ／フェライト平均粒径（μｍ）≦０．１８
ここで、Ｖは成分組成における合金元素で、含有量（質量％）を示す。

本パラメータ式は、フェライト中のＶ炭化物および／またはＶ炭窒化物（以下、これらの総称としてＶ析出物）を小さく且つ多量に分散させて強化能を最大限引き出すためのものである。

本発明では、鍛造後の冷却にてフェライトとパーライト主体組織とするが、疲労強度および繰り返し応力に対する強化機構としてＶによる軟質なフェライト部の析出強化能を利用するため、フェライト中にＶ析出物を微細に多量に分散させることが必要である。

Ｖの析出物は粒径が50ｎｍ以下程度と小さく、直接、Ｖの析出状態を規定することが難しいため、フェライト体積分率（Ｆ％）×Ｖ／フェライト平均粒径（μｍ）をその代替指標とする。

上記式の値が０．０４未満でも、０．１８超えでも、低歪領域での耐力および降伏応力が確保できず、疲労強度の低下と繰り返し曲げにより変形が早期に発生する。

以上の説明において、フェライトの体積分率（Ｆ％）、ベイナイトの体積分率（Ｂ％）は任意の視野における面積１０ｍｍ^２中について求め、フェライト平均粒径は当該体積分率を求めた視野における、画像処理によって判別された円相当平均粒径とする。

熱間鍛造条件は以下の条件とすることが好ましい。
熱間鍛造前加熱温度：１２００〜１３００℃
熱間鍛造前加熱温度が１２００℃より低い場合、Ｔｉ析出物を再固溶させられず、粗大なＴｉ析出物が残存して鍛造金型寿命の低下を招く。一方、１３００℃を超えて加熱すると粗大組織となり、熱間鍛造部品として必要な靭性を満足することが困難となるため、１２００〜１３００℃とすることが好ましい。

熱間鍛造仕上温度：１０５０℃以上
１０５０℃未満の温度まで熱間鍛造した場合、変形抵抗が高くなり、鍛造金型の寿命が急激に低下するようになるため、１０５０℃以上とすることが好ましい。

鍛造後の冷却速度：０．８℃／秒以下
熱間鍛造後の冷却速度が０．８℃／秒を超える場合、組織中にベイナイトが混在するようになり、低歪領域の耐力が極端に低下するため、０．８℃／秒以下とすることが好ましい。

本発明に係る熱間鍛造用非調質鋼を熱間鍛造後、機械加工により部品とすると、曲げ疲労強度が高く、繰り返し応力に対して変形量の少ない熱間鍛造部品が得られる。機械加工により部品形状とした後、さらに冷間加工、高周波焼入れ・焼戻し、ショットピーニング、軟窒化処理または浸炭焼入れ・焼戻しのいずれか１種または２種以上を行ってもよい。以下、実施例を用いて本発明の作用効果を示す。

表１に示す化学成分の鋼を溶解し、溶製されたインゴットを熱間圧延により直径１００ｍｍの丸棒鋼に調製後、１２３０℃に加熱し、仕上がり温度１１００℃で３５ｍｍφに熱間鍛造した。

鍛造後、冷却速度をそれぞれ０．１、０．３、０．５、０．８、１．０、１．３、１．５℃／秒として室温まで冷却を行い供試材とした。得られた供試材について、ミクロ組織、引張り強度、繰り返し応力負荷試験による繰り返し数、靭性および疲労強度を調査した。
[ミクロ組織]
ミクロ組織の調査は、供試材の任意の１０ｍｍ^２の領域をナイタール試薬で腐食し、光学顕微鏡（×４００）で観察された複数の視野の写真でのフェライトとベイナイト組織の面積分率（％）の平均値を求め、各組織の体積分率（％）として評価した。
[引張り強度]
引張り強度は、ＪＩＳ４号引張試験片を作成して引張試験を行い、引張強さ、降伏点とともに、低歪領域の耐力として歪量０．０５％における応力を０．０５％耐力として調査した。
[繰り返し応力負荷試験]
繰り返し応力負荷試験は、引張試験片を用いて、５トンの引張荷重を加えた後に取り除く作業を繰り返して行い、変形量が０．５ｍｍになるまでの回数を調査した。なお、繰り返し数は１００回までとした。
[靭性]
靭性は、Ｕノッチシャルピー衝撃試験を試験温度20℃で、10本行い、シャルピー衝撃値（Ｊ／ｃｍ^２）の平均値を求めた。シャルピー衝撃試験片は、長手方向の半径／２の位置より採取した。
[疲労試験]
疲労試験は、回転曲げ疲労試験を平行部が直径８ｍｍの小野式回転曲げ疲労試験片を用いて行い、疲労限を求めた。

表２に試験結果を示す。冷却速度０．１、０．３、０．５、０．８℃／秒で冷却した材料はベイナイト体積分率（Ｂ％）が５％以下で、引張試験による降伏点も高く、０．０５％歪量での耐力も高い値であった。

また小野式回転曲げによる疲労限が高く、繰り返し引張（１００回の５トン荷重負荷）で規定の０．５ｍｍまで伸び量が到達しなかったり、繰り返し数も１００回以上であった。

一方、１．０、１．３、１．５℃／秒で冷却した材料（Ｎｏ．５，６，７）は、ベイナイト体積分率（Ｂ％）が５％を超えて存在し、引張試験において降伏点が得られず、０．０５％耐力も低い値であった。そのため、小野式回転曲げの疲労限が低く、荷重５トンでの繰り返し引張において、規定伸び量まで到達する回数が３０回以下と少なかった。

表３、４に示す化学成分の鋼を溶解し、供試鋼とした。表３のＮｏ．１（実施例１の供試鋼）〜３、５〜１１、１３〜１６、１８〜２１は本発明範囲内の成分組成を有する鋼（本発明例）、表４のＮｏ．２２〜３８は本発明範囲外の成分組成を有する鋼（比較例）で、Ｎｏ．４１は従来例（焼入れ・焼戻しして使用される鋼材）を示す。

溶製されたインゴットを熱間圧延により直径１００ｍｍの丸棒鋼に調製後、１２３０℃に加熱し、仕上がり温度１１００℃で３５ｍｍφに熱間鍛造した。鍛造後の冷却速度は０．８℃／秒で室温まで冷却した。Ｎｏ．４１は同様に熱間鍛造した後、焼入れ焼戻しを実施した。

得られた材料について、実施例１に準拠して、ミクロ組織、引張り強度、繰り返し応力負荷試験による繰り返し数、靭性および疲労強度を調査した。また、鍛造後の表面性状を目視で観察し、スケール付着の有無を確認した。

表５に、表３の供試鋼についての上記試験の結果を、表６に、表４の供試鋼についての上記試験の結果を示す。表５および表６より下記事項が明らかである。

本発明鋼のＮｏ．１〜３、５〜１１、１３〜１６、１８〜２１は引張試験における降伏点が高く、０．０５％耐力も高く、衝撃特性は５０Ｊ／ｃｍ^２以上の高い値が得られ、表６に示す、Ｎｏ．４１の焼入れ焼戻しされた従来材よりも高い小野式回転曲げ疲労強度および繰り返し応力に対して変形量の少ない結果が得られた。

また、鍛造後の表面性状はＮｏ．１〜３、５〜１１、１３〜１６、１８〜２１の鋼材はスケールが完全に剥離してきれいな表面であった。

表６に示す、比較鋼であるＮｏ．２２〜４０は本発明鋼に対し、以下の点で劣っていた。比較鋼Ｎｏ．２２、２３はミクロ組織、引張り強度、繰り返し応力負荷試験による繰り返し数、靭性および疲労強度は本発明鋼と同等であったが、鍛造後の表面性状においてスケールが残っている部分が観察された。

比較鋼Ｎｏ．２４はＣ含有量が本発明範囲より低いために、引張強さ、降伏点、０．０５％耐力が低い。そのために回転曲げ疲労強度が低下し、繰り返し荷重負荷試験における繰り返し数が少なかった。

比較鋼Ｎｏ．２５はＣ含有量が本発明の範囲より高いために、フェライトが少なすぎて０．０５％耐力が低い値であった。そのため回転曲げ疲労強度が低下し、繰り返し応力負荷での繰り返し数が少なかった。

比較鋼Ｎｏ．２６はＳｉ含有量が本発明の範囲よりも低い。そのため小野式回転曲げ疲労試験において、疲労破断面に酸化物系介在物が多く見られ、疲労限が低下した。

比較鋼Ｎｏ．２７はＭｎ含有量が本発明の範囲より低く、そのために引張強さ、降伏点、０．０５％耐力が低くなった。よって回転曲げ疲労強度が低下し、繰り返し荷重負荷試験における繰り返し数が少なかった。

比較鋼Ｎｏ．２８はＭｎ含有量が本発明範囲より高いためにベイナイトが多く発生したために降伏点が得られず、０．０５％耐力が低く、回転曲げ疲労強度が低下し、繰り返し荷重負荷試験における繰り返し数が少なかった。

比較鋼Ｎｏ．２９はＰ含有量が本発明の範囲より高いために粒界が脆くなっており、衝撃値および回転曲げ疲労強度が低下した。

比較鋼Ｎｏ．３０はＳ量が本発明範囲より高いために、回転曲げ疲労強度が低下した。比較鋼Ｎｏ．３１はＣｒ量が本発明範囲より高いために、組織中にベイナイトを多く含んでおり、降伏点が得られず、０．０５％耐力が低く、回転曲げ疲労強度が低下し繰り返し荷重負荷試験における繰り返し数が少なかった。

比較鋼Ｎｏ．３２はＭｏ量が本発明範囲より高いために、組織中にベイナイトを多く含んでおり、０．０５％耐力が低く、回転曲げ疲労強度が低下し、繰り返し荷重負荷試験における繰り返し数が少なかった。

比較鋼Ｎｏ．３３はＴｉ量が本発明範囲より低いために、衝撃値が低くなりすぎて、回転曲げ疲労強度が低下した。

比較鋼Ｎｏ．３４はＶ量が本発明範囲より低いために、引張強さ、降伏点、０．０５％耐力が低く、回転曲げ疲労強度が低下し、繰り返し荷重負荷試験における繰り返し数が少なかった。

比較鋼Ｎｏ．３５はＶ量が本発明範囲より高いために、靭性が低くなりすぎて、衝撃値が低く、回転曲げ疲労強度が低下した。

比較鋼Ｎｏ．３６はＮ量が本発明範囲より低いために、０．０５％耐力が低く、回転曲げ疲労強度が低下し、繰り返し荷重負荷試験における繰り返し数が少なかった。

比較鋼Ｎｏ．３７は（１）式の値が本発明範囲より低いために、０．０５％耐力が低く、回転曲げ疲労強度が低下し、繰り返し荷重負荷試験における繰り返し数が少なかった。

比較鋼Ｎｏ．３８は（１）式の値が本発明範囲より高いために、ベイナイトが多く認められ、降伏点が得られず、０．０５％耐力が低く、回転曲げ疲労強度が低下し、繰り返し荷重負荷試験における繰り返し数が少なかった。

Claims

質量％で、Ｃ：０．２５〜０．５０％、Ｓｉ：０．０５〜１．００％、Ｍｎ：０．６０〜１．８０％、Ｐ≦０．０３０％、Ｓ≦０．０６０％、Ｃｒ：０．４２％以下（無添加の場合を含む）、Ｍｏ：０．０３％以下（無添加の場合を含む）、Ｖ：０．０５０〜０．２２５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０１８％、Ａｌ：０．０５０％以下、Ｎ：０．００８〜０．０１５％、（１）式を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と熱間鍛造粗材におけるミクロ組織が、フェライト体積分率（Ｆ％）が４％≦Ｆ％≦２３％のフェライトとパーライトを含み、且つベイナイト体積分率（Ｂ％）がＢ％≦５％の組織で、更に、フェライト体積分率（Ｆ％）およびフェライト平均粒径（μｍ）と鋼中Ｖの含有量（％）が（２）式を満足することを特徴とする曲げ疲労強度が高く、繰り返し応力に対して変形量の少ない熱間鍛造用非調質鋼。
３．１０≦２．７×Ｍｎ＋４．６×Ｃｒ＋Ｖ≦５．６０・・・（１）
ここで、各合金元素は含有量（質量％）を示す。
０．０４≦フェライト体積分率（Ｆ％）×Ｖ／フェライト平均粒径（μｍ）≦０．１８・・・（２）
ここで、Ｖは含有量（質量％）を示す。
フェライト体積分率（Ｆ％）およびベイナイト体積分率（Ｂ％）は任意の視野における面積１０ｍｍ^２中の割合を示す。フェライト平均粒径は体積分率を求めた視野における、画像処理によって判別された円相当平均粒径を示す。
質量％で、Ｃｕ≦０．３０％またはＮｉ≦０．２０％を含有することを特徴とする、請求項１に記載の曲げ疲労強度が高く、繰り返し応力に対して変形量の少ない熱間鍛造用非調質鋼。
前記熱間鍛造粗材が、１２００〜１３００℃に加熱後、仕上げ温度１０５０℃以上の熱間鍛造を行った後、０．８℃／秒以下の冷却速度により冷却して得られるものであることを特徴とする請求項１または２記載の曲げ疲労強度が高く、繰り返し応力に対して変形量の少ない熱間鍛造用非調質鋼。
請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼片を、１２００〜１３００℃に加熱後、仕上げ温度１０５０℃以上で熱間鍛造を行い、その後、０．８℃／秒以下の冷却速度により室温まで冷却した後、機械加工により部品形状とすることを特徴とする曲げ疲労強度が高く、繰り返し応力に対して変形量の少ない熱間鍛造部品の製造方法。
請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼片を、１２００〜１３００℃に加熱後、仕上げ温度１０５０℃以上で熱間鍛造を行い、その後、０．８℃／秒以下の冷却速度により室温まで冷却した後、機械加工により部品形状とした後、前記部品に冷間加工、高周波焼入れ・焼戻し、ショットピーニング、軟窒化処理または浸炭焼入れ・焼戻しのいずれか１種または２種以上を行うことを特徴とする曲げ疲労強度が高く、繰り返し応力に対して変形量の少ない熱間鍛造部品の製造方法。