JP6555345B2 - 熱間鍛造用鋼材 - Google Patents
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Description
本発明は、熱間鍛造用鋼材に関し、さらに詳しくは、機械構造用部品に用いられる熱間鍛造用鋼材に関する。
自動車用部品、産業機械用部品、及び建設機械用部品に代表される機械構造用部品には、機械構造用炭素鋼鋼材や機械構造用合金鋼鋼材が用いられている。これらの鋼材は通常、熱間鍛造されて機械構造用部品に製造される。機械構造用部品には高い強度及び靭性が求められる。
機械構造用部品のうち、ハブに代表される部品は、寒冷地で用いられる場合がある。そのため、強度及び常温での靭性だけでなく、低温靭性も求められる。したがって、ハブ等の用途に利用される熱間鍛造用鋼材（機械構造用炭素鋼鋼材及び機械構造用合金鋼鋼材）には、高い強度とともに、優れた常温靭性及び低温靭性が求められる。
従来、強度及び靭性が求められる鋼材には、Ｖが含有されている。Ｖ以外の他の合金元素で強度を高めた場合、低温靭性が低下する。しかしながら、Ｖは高価であるため、製造コストを高める。そのため、製造コストを抑えるためにＶを極力使用しなくても、強度、常温靭性及び低温靭性に優れる熱間鍛造用鋼材が求められている。
強度及び靭性に優れる熱間鍛造用鋼材が特開平１１−２６９６００号公報（特許文献１）、特開平８−２７７４３７号公報（特許文献２）、及び、特開平８−３６８０号公報（特許文献３）に提案されている。
特許文献１に開示された熱間鍛造用非調質鋼は、重量基準でＣ：０．３０〜０．６０％、Ｓｉ：０．０５〜２．００％、Ｍｎ：０．５０〜１．８０％、Ｃｕ：０．１０〜１．５０％、Ｎｉ：０．１０〜１．５０％、Ｃｒ：０．１０〜１．５０％、Ｖ：０．０５〜０．４０％、ｓ−Ａｌ：０．０１０〜０．０４５％、Ｎ：０．００５〜０．０２５％、および次式を満たし、Ｍｎ＋Ｃｒ≦２．０％、０．４％≦Ｎｉ＋Ｃｕ≦２．０％、残部Ｆｅおよび不可避不純物よりなる。
特許文献２に開示された熱間鍛造用非調質鋼は、重量％でＣ：０．０５〜０．３％，Ｓｉ：０．０５〜１％，Ｍｎ：０．３〜５．０％，Ｃｒ：０．３〜３％，Ｎｂ：０．０１〜０．３％，Ｔｉ：０．０１〜０．０５％，Ｂ：０．０００３〜０．００５％，Ａｌ：０．００５〜０．０６％，Ｎ：０．００８％以下（０％を含まない）を含有し、且つ−１５．３Ｃ（％）＋１．６Ｍｎ（％）＋２．０Ｃｒ（％）≧２．０を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物元素からなる。上記非調質鋼では、熱間鍛造後の空冷により得られる組織がベイナイトとマルテンサイトの混合組織であるか、或はベイナイト組織であると共に、ラスベイナイトの面積率が５０％以上且つラスベイナイトの間隔が３μｍ以下である。
特許文献３に開示された熱間鍛造用鋼は、重量比にしてＣ：０．２０~０．４０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ:０．８０〜２．００％、Ｐ:０．０１８％以下、Ｓ:０．０３０％以下、Ｃｒ:０．３０〜１．５０％、Ｍｏ:０．０５〜０．５０％、Ａｌ:０．００２〜０．０６０％、Ｖ:０．０５〜０．５０％、Ｎ:０．００８〜０．０２０％と、必要に応じてＰｂ:０．０５〜０．３０％、Ｃａ:０．０００５〜０．０１％のうち１種または２種を含有し、かつＴｉ（％）+Ｎｂ（％）＜０．０１％、Ｍｏ（％）+Ｖ（％）＞０．２０（％）、１．８Ｍｎ（％）＋Ｃｒ（％）＋０．５Ｍｏ（％）＜２０Ｃ（％）、であり、残部Ｆｅならびに不純物元素からなる。
特許文献１の熱間鍛造用非調質鋼では、Ｃｕ及びＮｉを含有することにより十分な硬さと靱性が得られる。しかしながら、製造コストを高めるＶが０．０５％以上含有される必要がある。さらに、低温靭性について考慮されていない。
特許文献２の熱間鍛造用非調質鋼では、従来はフェライト及びパーライトであったミクロ組織を、ベイナイト及びマルテンサイト、又は、ベイナイト単相にすることにより、強度及び靭性を高める。しかしながら、低温靭性については考慮されていない。
特許文献３の熱間鍛造用非調質鋼では、Ｃ含有量及び他の合金元素含有量との関係を適切な範囲に規定する。これにより、島状マルテンサイト及び残留オーステナイトの生成を抑え、強度を高める。さらに、Ｔｉ及びＮｂ含有量を制限して、圧延直角方向の低温靭性を改善する。しかしながら、特許文献３の熱間鍛造用非調質鋼では、Ｖが０．０５％以上含有される必要がある。
本発明の目的は、Ｖによる製造コストの上昇を抑え、かつ、熱間鍛造後において、高い強度と、優れた常温靭性及び低温靭性とを有する熱間鍛造用鋼材を提供することである。
本発明による熱間鍛造用鋼材は、質量％で、Ｃ：０．３０超〜０．４０％未満、Ｓｉ：０．３０〜１．００％、Ｍｎ：１．００〜２．００％、Ｔｉ：０．００２〜０．０２０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０５０〜０．１００％、Ａｌ：０．０５０％以下、Ｃｒ：０．０２〜１．４９％、Ｖ：０．０２％以下、Ｎ：０．００３〜０．０３０％、Ｏ：０．００５０％以下、Ｃａ：０〜０．０１００％、Ｐｂ：０〜０．２０％、Ｃｕ：０〜０．２０％、Ｎｉ：０〜０．２０％、Ｍｏ：０〜０．２０％、Ｎｂ：０〜０．０５０％、及び、Ｂ：０〜０．００５０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）で定義されるｆｎ１が７．１以上であり、式（２）で定義されるｆｎ２が０．２６４以下であり、式（３）で定義されるｆｎ３が０．４９以上である。
ｆｎ１＝１７Ｃ＋Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｃｒ （１）
ｆｎ２＝０．２５Ｍｎ−１４Ｔｉ （２）
ｆｎ３＝Ｃ＋０．１Ｍｎ＋０．２８Ｃｒ （３）
ここで、式（１）〜式（３）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
ｆｎ１＝１７Ｃ＋Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｃｒ （１）
ｆｎ２＝０．２５Ｍｎ−１４Ｔｉ （２）
ｆｎ３＝Ｃ＋０．１Ｍｎ＋０．２８Ｃｒ （３）
ここで、式（１）〜式（３）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
本発明による熱間鍛造用鋼材は、Ｖによる製造コストの上昇を抑え、かつ、熱間鍛造後において高い強度と、優れた常温靭性及び低温靭性とを有する。
本発明者らは、Ｖを含有しなくても、熱間鍛造後の強度及び靭性（常温靭性及び低温靭性）を高める方法について調査、検討した。その結果、本発明者らは次の知見を得た。
［強度について］
Ｖを含有することなく高強度を得るためには、Ｃとともに、固溶強化元素であるＳｉ、Ｍｎ及びＣｒの含有量を高めることが有効である。
Ｖを含有することなく高強度を得るためには、Ｃとともに、固溶強化元素であるＳｉ、Ｍｎ及びＣｒの含有量を高めることが有効である。
ｆｎ１を式（１）で定義する。
ｆｎ１＝１７Ｃ＋Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｃｒ （１）
ここで、式（１）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
ｆｎ１＝１７Ｃ＋Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｃｒ （１）
ここで、式（１）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
図１は、ｆｎ１と引張強度との関係を示す図である。図１は後述の実施例及び後述の化学組成の説明に記載のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、及び、Ｃｒ含有量の範囲内の条件で、ｆｎ１を種々振った実験で得られたデータをプロットしたものである。図１を参照して、ｆｎ１の上昇に伴い、引張強度（ＭＰａ）も上昇する。そして、ｆｎ１が７．１以上の場合、引張強度は、機械構造用部品として十分な引張強度である７００ＭＰａ以上となる。したがって、ｆｎ１を７．１以上とする。
［靭性について］
（Ａ）低温靭性及び常温靭性には、相関関係が必ずしも認められない。低温靭性を高めた場合、常温靭性が低下する場合があり、その逆もある。たとえば、後述の表２の試験番号４０と試験番号４１とに注目する。試験番号４１では、試験番号４０と比較してＮ含有量が低い。そのため、試験番号４１の常温靭性（２０℃でのシャルピー衝撃試験で得られたシャルピー衝撃値）は、試験番号４０の常温靭性よりも優れる。しかしながら、試験番号４０の低温靭性（−４０℃でのシャルピー衝撃試験で得られたシャルピー衝撃値）は、試験番号４１の低温靭性よりも低い。したがって、Ｎ含有量の低減は、常温靭性を高めるが、低温靭性を低下する。このように、常温靭性及び低温靭性には、相関関係が必ずしも得られない。したがって、常温靭性の改善策が低温靭性に与える影響を予測することは困難である。
（Ａ）低温靭性及び常温靭性には、相関関係が必ずしも認められない。低温靭性を高めた場合、常温靭性が低下する場合があり、その逆もある。たとえば、後述の表２の試験番号４０と試験番号４１とに注目する。試験番号４１では、試験番号４０と比較してＮ含有量が低い。そのため、試験番号４１の常温靭性（２０℃でのシャルピー衝撃試験で得られたシャルピー衝撃値）は、試験番号４０の常温靭性よりも優れる。しかしながら、試験番号４０の低温靭性（−４０℃でのシャルピー衝撃試験で得られたシャルピー衝撃値）は、試験番号４１の低温靭性よりも低い。したがって、Ｎ含有量の低減は、常温靭性を高めるが、低温靭性を低下する。このように、常温靭性及び低温靭性には、相関関係が必ずしも得られない。したがって、常温靭性の改善策が低温靭性に与える影響を予測することは困難である。
（Ｂ）常温靭性を維持しつつ、低温靭性を高めるには、Ｔｉによるパーライト粒の微細化が有効である。Ｔｉは微細な窒化物を形成する。微細なＴｉ窒化物によりパーライト粒が微細化される。パーライト粒が微細化されれば、遷移温度が低下する。通常、遷移温度よりも高い温度域の靭性は高く、遷移温度よりも低い温度域の靭性は低い。したがって、遷移温度が低下すれば、低温靭性が高まる。
一方、Ｍｎは上述のとおり強度を高めるものの、低温靭性を低下する。したがって、Ｍｎ含有量とＴｉ含有量とを適正化できれば、強度を高めつつ、低温靭性も高まる。
ｆｎ２を式（２）で定義する。
ｆｎ２＝０．２５Ｍｎ−１４Ｔｉ （２）
ここで、式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
ｆｎ２＝０．２５Ｍｎ−１４Ｔｉ （２）
ここで、式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
図２は、ｆｎ２と低温靭性（−４０℃でのシャルピー衝撃試験で得られたシャルピー衝撃値）との関係を示す図である。図２は後述の実施例及び後述の化学組成の説明中のＭｎ及びＴｉ含有量の範囲内の条件で、ｆｎ２を種々振った実験のデータをプロットしたものである。
図２を参照して、ｆｎ２が０．２６４よりも高い場合、ｆｎ２の値にかかわらず、シャルピー衝撃値は２０Ｊ／ｃｍ2程度でほぼ一定である。一方、ｆｎ２が０．２６４以下の場合、シャルピー衝撃値は急激に上昇する。したがって、ｆｎ２が０．２６４以下であれば、優れた低温靭性が得られる。
（Ｃ）低温靭性はさらに、フェライトがパーライト粒の周りを囲んで形成された場合にも、低下する。このように、パーライト粒の粒界に連続的に形成されたフェライトを、本明細書では「ネットワークフェライト」という。ネットワークフェライトが形成された場合、ネットワークフェライトにおいて亀裂が発生及び進展する。その結果、低温靭性が低下する。
ネットワークフェライトの生成を抑制すれば、亀裂の進展を阻止でき、低温靭性が高まる。Ｃ含有量を高めれば、フェライトの生成が抑制される。そのため、フェライトの生成が不連続（断続的）となり、隣り合うフェライト粒の間にパーライト粒が生成されて、ネットワークフェライトの生成が抑制される。しかしながら、ネットワークフェライトの生成が抑制できても、不連続に生成されたフェライト粒間のパーライト粒が亀裂の進展を抑制できなければ、低温靭性が改善されない。Ｃｒ及びＭｎはパーライト粒での亀裂の進展を抑制する。したがって、Ｃ含有量、Ｍｎ含有量及びＣｒ含有量を適正化すれば、ネットワークフェライトによる低温靭性の低下を抑制できる。
ｆｎ３を式（３）で定義する。
ｆｎ３＝Ｃ＋０．１Ｍｎ＋０．２８Ｃｒ （３）
ここで、式（３）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
ｆｎ３＝Ｃ＋０．１Ｍｎ＋０．２８Ｃｒ （３）
ここで、式（３）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
ｆｎ３が０．４９以上であれば、ネットワークフェライトの生成が十分に抑制され、かつ、パーライト粒が亀裂進展を抑制するため、低温靭性が高まる。
以上の知見に基づいて完成した本実施形態の熱間鍛造用鋼材は、質量％で、Ｃ：０．３０超〜０．４０％未満、Ｓｉ：０．３０〜１．００％、Ｍｎ：１．００〜２．００％、Ｔｉ：０．００２〜０．０２０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０５０〜０．１００％、Ａｌ：０．０５０％以下、Ｃｒ：０．０２〜１．４９％、Ｖ：０．０２％以下、Ｎ：０．００３〜０．０３０％、Ｏ：０．００５０％以下、Ｃａ：０〜０．０１００％、Ｐｂ：０〜０．２０％、Ｃｕ：０〜０．２０％、Ｎｉ：０〜０．２０％、Ｍｏ：０〜０．２０％、Ｎｂ：０〜０．０５０％、及び、Ｂ：０〜０．００５０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）で定義されるｆｎ１が７．１以上であり、式（２）で定義されるｆｎ２が０．２６４以下であり、式（３）で定義されるｆｎ３が０．４９以上である。
ｆｎ１＝１７Ｃ＋Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｃｒ （１）
ｆｎ２＝０．２５Ｍｎ−１４Ｔｉ （２）
ｆｎ３＝Ｃ＋０．１Ｍｎ＋０．２８Ｃｒ （３）
ここで、式（１）〜式（３）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
ｆｎ１＝１７Ｃ＋Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｃｒ （１）
ｆｎ２＝０．２５Ｍｎ−１４Ｔｉ （２）
ｆｎ３＝Ｃ＋０．１Ｍｎ＋０．２８Ｃｒ （３）
ここで、式（１）〜式（３）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
上述の熱間鍛造用鋼材は、Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％、及び、Ｐｂ：０．０２〜０．２０％からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
上述の熱間鍛造用鋼材は、Ｃｕ：０．０５〜０．２０％、Ｎｉ：０．０５〜０．２０％、及び、Ｍｏ：０．０５〜０．２０％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
上述の熱間鍛造用鋼材は、Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％、及び、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
本実施形態の熱間鍛造用鋼材は、Ｖを実質的に含有しないため、Ｖによる製造コストの上昇を抑制できる。本実施形態の熱間鍛造用鋼材はさらに、熱間鍛造後において、高い強度を有し、かつ、常温靭性及び低温靭性に優れる。
以下、本実施形態の熱間鍛造用鋼材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。
［化学組成］
本実施形態による熱間鍛造用鋼材の化学組成は、次の元素を含有する。
本実施形態による熱間鍛造用鋼材の化学組成は、次の元素を含有する。
Ｃ：０．３０超〜０．４０％未満
炭素（Ｃ）は、機械構造用部品としての鋼の強度を高める。Ｃ含有量が０．３０％以下であれば、この効果が得られない。さらに、フェライトが旧オーステナイト粒界に生成しやすくなり、パーライト粒を囲む。この場合、ネットワークフェライトが形成され、上述のとおり、鋼の低温靭性が低下する。一方、Ｃ含有量が０．４０％以上であれば、鋼の低温靭性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．３０超〜０．４０％未満である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．３１％であり、さらに好ましくは０．３２％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．３９％であり、さらに好ましくは０．３８％である。
炭素（Ｃ）は、機械構造用部品としての鋼の強度を高める。Ｃ含有量が０．３０％以下であれば、この効果が得られない。さらに、フェライトが旧オーステナイト粒界に生成しやすくなり、パーライト粒を囲む。この場合、ネットワークフェライトが形成され、上述のとおり、鋼の低温靭性が低下する。一方、Ｃ含有量が０．４０％以上であれば、鋼の低温靭性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．３０超〜０．４０％未満である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．３１％であり、さらに好ましくは０．３２％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．３９％であり、さらに好ましくは０．３８％である。
Ｓｉ：０．３０〜１．００％
シリコン（Ｓｉ）は、フェライトを固溶強化して鋼の強度を高める。Ｓｉ含有量が０．３０％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が１．００％を超えれば、鋼の靭性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．３０〜１．０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．３５％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．９５％である。
シリコン（Ｓｉ）は、フェライトを固溶強化して鋼の強度を高める。Ｓｉ含有量が０．３０％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が１．００％を超えれば、鋼の靭性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．３０〜１．０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．３５％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．９５％である。
Ｍｎ：１．００〜２．００％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼の強度を高める。Ｍｎ含有量が１．００％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が２．００％を超えれば、鋼の常温での靭性が低下する。そのため、常温での靭性の低下を抑制するためのＭｎ含有量の上限は２．００％である。しかしながら、本実施形態の熱間鍛造用鋼材では、常温での靭性だけでなく、低温靭性の向上も求められる。Ｍｎ含有量が２．００％を超えれば、低温靭性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は１．００〜２．００％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．１０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．９０％である。
マンガン（Ｍｎ）は、鋼の強度を高める。Ｍｎ含有量が１．００％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が２．００％を超えれば、鋼の常温での靭性が低下する。そのため、常温での靭性の低下を抑制するためのＭｎ含有量の上限は２．００％である。しかしながら、本実施形態の熱間鍛造用鋼材では、常温での靭性だけでなく、低温靭性の向上も求められる。Ｍｎ含有量が２．００％を超えれば、低温靭性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は１．００〜２．００％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．１０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．９０％である。
Ｐ：０．０３５％以下
燐（Ｐ）は、鋼中に不可避的に含有される。Ｐは鋼中で偏析しやすく、局所的に靱性を低下する。特に、Ｐ含有量が０．０３５％を超えれば、局所的な靱性低下が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０．０３５％以下である。Ｐの含有量の好ましい上限は、０．０３０％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。
燐（Ｐ）は、鋼中に不可避的に含有される。Ｐは鋼中で偏析しやすく、局所的に靱性を低下する。特に、Ｐ含有量が０．０３５％を超えれば、局所的な靱性低下が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０．０３５％以下である。Ｐの含有量の好ましい上限は、０．０３０％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。
Ｓ：０．０５０〜０．１００％
硫黄（Ｓ）は、鋼の被削性を高める。Ｓ含有量が０．０５０％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｓ含有量が０．１００％を超えれば、鋼中に粗大な硫化物が生成して熱間鍛造時に割れが発生しやすくなる。したがって、Ｓ含有量は０．０５０〜０．１００％である。Ｓの含有量の好ましい下限は０．０５５％であり、Ｓ含有量の好ましい上限は０．０８０％である。
硫黄（Ｓ）は、鋼の被削性を高める。Ｓ含有量が０．０５０％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｓ含有量が０．１００％を超えれば、鋼中に粗大な硫化物が生成して熱間鍛造時に割れが発生しやすくなる。したがって、Ｓ含有量は０．０５０〜０．１００％である。Ｓの含有量の好ましい下限は０．０５５％であり、Ｓ含有量の好ましい上限は０．０８０％である。
Ａｌ：０．０５０％以下
アルミニウム（Ａｌ）は鋼中に不可避に含有される。Ａｌは鋼を脱酸する。しかしながら、Ａｌ含有量が０．０５０％を超えれば、鋼中に粗大な介在物が生成し、熱間鍛造時に割れが発生しやすくなる。したがって、Ａｌ含有量は０．０５０％以下である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０４５％である。本明細書におけるＡｌ含有量は、全Ａｌ（ｔｏｔａｌ Ａｌ）の含有量を意味する。
アルミニウム（Ａｌ）は鋼中に不可避に含有される。Ａｌは鋼を脱酸する。しかしながら、Ａｌ含有量が０．０５０％を超えれば、鋼中に粗大な介在物が生成し、熱間鍛造時に割れが発生しやすくなる。したがって、Ａｌ含有量は０．０５０％以下である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０４５％である。本明細書におけるＡｌ含有量は、全Ａｌ（ｔｏｔａｌ Ａｌ）の含有量を意味する。
Ｔｉ：０．００２〜０．０２０％
チタン（Ｔｉ）は、窒化物を生成して熱間鍛造後の鋼材のパーライト粒を微細化し、鋼の低温靱性を高める。Ｔｉ含有量が０．００２％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｔｉ含有量が０．０２０％を超えれば、粗大なＴｉ炭窒化物が生成して鋼の低温靱性がかえって低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００２〜０．０２０％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．００８０％超であり、さらに好ましくは０．００９０％超である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０１８％である。
チタン（Ｔｉ）は、窒化物を生成して熱間鍛造後の鋼材のパーライト粒を微細化し、鋼の低温靱性を高める。Ｔｉ含有量が０．００２％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｔｉ含有量が０．０２０％を超えれば、粗大なＴｉ炭窒化物が生成して鋼の低温靱性がかえって低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００２〜０．０２０％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．００８０％超であり、さらに好ましくは０．００９０％超である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０１８％である。
Ｃｒ：０．０２〜１．４９％
クロム（Ｃｒ）は、鋼中に固溶して熱間鍛造後の鋼を強化する。Ｃｒ含有量が０．０２％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が１．４９％を超えれば、鋼の低温靭性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．０２〜１．４９％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．０３％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．４４％である。
クロム（Ｃｒ）は、鋼中に固溶して熱間鍛造後の鋼を強化する。Ｃｒ含有量が０．０２％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が１．４９％を超えれば、鋼の低温靭性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．０２〜１．４９％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．０３％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．４４％である。
Ｖ：０．０２％以下
バナジウム（Ｖ）は含有されなくてもよい。Ｖは高価であり、製造コストを高める。そのため、本実施形態では、Ｖ含有量はなるべく低い方が好ましい。したがって、Ｖ含有量は０．０２％以下である。
バナジウム（Ｖ）は含有されなくてもよい。Ｖは高価であり、製造コストを高める。そのため、本実施形態では、Ｖ含有量はなるべく低い方が好ましい。したがって、Ｖ含有量は０．０２％以下である。
Ｎ：０．００３〜０．０３０％
窒素（Ｎ）は、Ｔｉ等と窒化物を生成して結晶粒を微細化し、低温靭性を高める。Ｎ含有量が０．００３％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｎ含有量が高すぎれば、粗大な析出物（窒化物）を生成して常温靭性が低下する。Ｎ含有量が０．０３０％を超えれば特に、常温靭性が顕著に低下することを本発明者らは知見した。したがって、Ｎ含有量は０．００３〜０．０３０％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００４％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０２２％である。
窒素（Ｎ）は、Ｔｉ等と窒化物を生成して結晶粒を微細化し、低温靭性を高める。Ｎ含有量が０．００３％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｎ含有量が高すぎれば、粗大な析出物（窒化物）を生成して常温靭性が低下する。Ｎ含有量が０．０３０％を超えれば特に、常温靭性が顕著に低下することを本発明者らは知見した。したがって、Ｎ含有量は０．００３〜０．０３０％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００４％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０２２％である。
Ｏ：０．００５０％以下
酸素（Ｏ）は不可避的に含有される。Ｏは、粗大な酸化物系介在物を生成する。粗大な酸化物系介在物は割れの起点となり、鋼の疲労強度及び低温靭性を低下する。したがって、Ｏ含有量は０．００５０％以下である。Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。
酸素（Ｏ）は不可避的に含有される。Ｏは、粗大な酸化物系介在物を生成する。粗大な酸化物系介在物は割れの起点となり、鋼の疲労強度及び低温靭性を低下する。したがって、Ｏ含有量は０．００５０％以下である。Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。
本実施形態の熱間鍛造用鋼材の化学組成の残部はＦｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、熱間鍛造用鋼材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されるものを意味する。
本実施形態の熱間鍛造用鋼材はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ及びＰｂからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。これらの元素は任意元素であり、いずれも、鋼の被削性を高める。
Ｃａ：０〜０．０１００％
カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃａは鋼の被削性を高める。しかしながら、Ｃａ含有量が０．０１００％を超えれば、粗大な介在物が生成する。粗大な介在物は熱間鍛造時の割れ発生の原因となる。したがって、Ｃａ含有量は０〜０．０１００％である。上記効果をより有効に得るためのＣａ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００９５％である。
カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃａは鋼の被削性を高める。しかしながら、Ｃａ含有量が０．０１００％を超えれば、粗大な介在物が生成する。粗大な介在物は熱間鍛造時の割れ発生の原因となる。したがって、Ｃａ含有量は０〜０．０１００％である。上記効果をより有効に得るためのＣａ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００９５％である。
Ｐｂ：０〜０．２０％
鉛（Ｐｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｐｂは鋼の被削性を高める。しかしながら、Ｐｂ含有量が０．２０％を超えれば、熱間鍛造性が低下する。したがって、Ｐｂ含有量は０〜０．２０％である。上記効果をより有効に得るためのＰｂ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。Ｐｂ含有量の好ましい上限は０．１９％である。
鉛（Ｐｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｐｂは鋼の被削性を高める。しかしながら、Ｐｂ含有量が０．２０％を超えれば、熱間鍛造性が低下する。したがって、Ｐｂ含有量は０〜０．２０％である。上記効果をより有効に得るためのＰｂ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。Ｐｂ含有量の好ましい上限は０．１９％である。
本実施形態の熱間鍛造用鋼材はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｎｉ及びＭｏからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素は任意元素であり、いずれも、フェライトに固溶して鋼の硬さを高める。
Ｃｕ：０〜０．２０％
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｕはフェライト中に固溶して鋼の硬さを高める。しかしながら、Ｃｕ含有量が０．２０％を超えれば、熱間鍛造性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０〜０．２０％である。上記効果をより有効に得るためのＣｕ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．０７％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．１９％である。
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｕはフェライト中に固溶して鋼の硬さを高める。しかしながら、Ｃｕ含有量が０．２０％を超えれば、熱間鍛造性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０〜０．２０％である。上記効果をより有効に得るためのＣｕ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．０７％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．１９％である。
Ｎｉ：０〜０．２０％
ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｎｉはフェライト中に固溶して鋼の硬さを高める。しかしながら、Ｎｉ含有量が０．２０％を超えれば、熱間鍛造性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０〜０．２０％である。上記効果をより有効に得るためのＮｉ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．０７％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．１９％である。
ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｎｉはフェライト中に固溶して鋼の硬さを高める。しかしながら、Ｎｉ含有量が０．２０％を超えれば、熱間鍛造性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０〜０．２０％である。上記効果をより有効に得るためのＮｉ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．０７％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．１９％である。
Ｍｏ：０〜０．２０％
モリブデン（Ｍｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｍｏはフェライト中に固溶して鋼の硬さを高める。しかしながら、Ｍｏ含有量が０．２０％を超えれば、熱間鍛造性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０〜０．２０％である。上記効果をより有効に得るためのＭｏ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．０７％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．１９％である。
モリブデン（Ｍｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｍｏはフェライト中に固溶して鋼の硬さを高める。しかしながら、Ｍｏ含有量が０．２０％を超えれば、熱間鍛造性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０〜０．２０％である。上記効果をより有効に得るためのＭｏ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．０７％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．１９％である。
上述のＣｕ、Ｎｉ及びＭｏからなる群から選択される１種又は２種以上が含有される場合、それらの元素の合計含有量の好ましい上限は０．５０％である。
本実施形態の熱間鍛造用鋼材はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｎｂを含有してもよい。
Ｎｂ：０〜０．０５０％
ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｎｂは結晶粒を微細化して、鋼の低温靭性を高める。しかしながら、Ｎｂ含有量が０．０５０％を超えれば、粗大な析出物が生成する。粗大な析出物は割れの起点となり、鋼の低温靭性を低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０〜０．０５０％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．００２％であり、さらに好ましくは０．００５％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０４５％である。
ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｎｂは結晶粒を微細化して、鋼の低温靭性を高める。しかしながら、Ｎｂ含有量が０．０５０％を超えれば、粗大な析出物が生成する。粗大な析出物は割れの起点となり、鋼の低温靭性を低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０〜０．０５０％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．００２％であり、さらに好ましくは０．００５％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０４５％である。
本実施形態の熱間鍛造用鋼材はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｂを含有してもよい。
Ｂ：０〜０．００５０％
ボロン（Ｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｂはオーステナイト粒界に偏析し、Ｐ等の粒界脆化元素を粒界から排除する。その結果、粒界が強化される。しかしながら、Ｂ含有量が０．００５０％を超えれば、Ｂの粒界への偏析が強くなりすぎ、かえって粒界強度が低下する。したがって、Ｂ含有量は０〜０．００５０％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、さらに好ましくは０．０００８％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００４５％である。
ボロン（Ｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｂはオーステナイト粒界に偏析し、Ｐ等の粒界脆化元素を粒界から排除する。その結果、粒界が強化される。しかしながら、Ｂ含有量が０．００５０％を超えれば、Ｂの粒界への偏析が強くなりすぎ、かえって粒界強度が低下する。したがって、Ｂ含有量は０〜０．００５０％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、さらに好ましくは０．０００８％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００４５％である。
［ｆｎ１〜ｆｎ３について］
本実施形態の熱間鍛造用鋼材ではさらに、式（１）で定義されるｆｎ１が７．１以上であり、式（２）で定義されるｆｎ２が０．２６４以下であり、式（３）で定義されるｆｎ３が０．４９以上である。
ｆｎ１＝１７Ｃ＋Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｃｒ （１）
ｆｎ２＝０．２５Ｍｎ−１４Ｔｉ （２）
ｆｎ３＝Ｃ＋０．１Ｍｎ＋０．２８Ｃｒ （３）
ここで、式（１）〜式（３）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
本実施形態の熱間鍛造用鋼材ではさらに、式（１）で定義されるｆｎ１が７．１以上であり、式（２）で定義されるｆｎ２が０．２６４以下であり、式（３）で定義されるｆｎ３が０．４９以上である。
ｆｎ１＝１７Ｃ＋Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｃｒ （１）
ｆｎ２＝０．２５Ｍｎ−１４Ｔｉ （２）
ｆｎ３＝Ｃ＋０．１Ｍｎ＋０．２８Ｃｒ （３）
ここで、式（１）〜式（３）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
［ｆｎ１について］
ｆｎ１は鋼の強度の指標である。式（１）中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ及びＣｒはいずれも、鋼の強度を高める。図１を参照して、ｆｎ１の上昇とともに、引張強度も上昇する。そして、ｆｎ１が７．１以上であれば、熱間鍛造用鋼材として十分高い７００ＭＰａ以上の引張強度が得られる。したがって、ｆｎ１は７．１以上である。ｆｎ１の好ましい下限は７．３であり、さらに好ましくは７．４である。ｆｎ１の上限は特に限定されないが、上述の各元素（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ及びＣｒ）含有量の上限値により決まる。
ｆｎ１は鋼の強度の指標である。式（１）中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ及びＣｒはいずれも、鋼の強度を高める。図１を参照して、ｆｎ１の上昇とともに、引張強度も上昇する。そして、ｆｎ１が７．１以上であれば、熱間鍛造用鋼材として十分高い７００ＭＰａ以上の引張強度が得られる。したがって、ｆｎ１は７．１以上である。ｆｎ１の好ましい下限は７．３であり、さらに好ましくは７．４である。ｆｎ１の上限は特に限定されないが、上述の各元素（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ及びＣｒ）含有量の上限値により決まる。
［ｆｎ２について］
ｆｎ２は鋼のパーライト粒の細粒化による低温靭性の指標である。式（２）中のＴｉは窒化物を形成して、熱間鍛造後の鋼中のパーライト粒を微細化する。これにより、低温靭性が高まる。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、低温靭性が低下し、Ｔｉによる低温靭性の向上効果が低減される。
ｆｎ２は鋼のパーライト粒の細粒化による低温靭性の指標である。式（２）中のＴｉは窒化物を形成して、熱間鍛造後の鋼中のパーライト粒を微細化する。これにより、低温靭性が高まる。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、低温靭性が低下し、Ｔｉによる低温靭性の向上効果が低減される。
図２を参照して、ｆｎ２が０．２６４以下の場合、ｆｎ２が０．２６４よりも高い場合と比較して、−４０℃でのシャルピー衝撃試験で得られたシャルピー衝撃値が急激に上昇する。したがって、ｆｎ２が０．２６４以下であれば、優れた低温靭性が得られる。ｆｎ２の好ましい上限は０．２６０であり、さらに好ましくは０．２５０であり、さらに好ましくは０．２４５未満である。
［ｆｎ３について］
ｆｎ３はネットワークフェライトに起因した低温靭性の指標である。式（３）中のＣ、Ｍｎ及びＣｒのうち、Ｃはフェライトの生成を抑制してパーライト粒の周りに生成するフェライトを抑制する。この場合、フェライトが不連続に（断続して）生成し、隣り合うフェライトの間にパーライトが生成する。そのため、低温靭性の低下が抑制される。さらに、Ｍｎ及びＣｒはパーライトの強度を高めるため、フェライト間に形成されたパーライトでの亀裂進展が抑制される。そのため、低温靭性が高まる。ｆｎ３が０．４９以上であれば、上記効果が得られる。ｆｎ３の好ましい下限は０．５０であり、さらに好ましくは０．５１である。ｆｎ３の上限は特に限定されないが、上述の各元素（Ｃ、Ｍｎ及びＣｒ）含有量の上限値により決まる。
ｆｎ３はネットワークフェライトに起因した低温靭性の指標である。式（３）中のＣ、Ｍｎ及びＣｒのうち、Ｃはフェライトの生成を抑制してパーライト粒の周りに生成するフェライトを抑制する。この場合、フェライトが不連続に（断続して）生成し、隣り合うフェライトの間にパーライトが生成する。そのため、低温靭性の低下が抑制される。さらに、Ｍｎ及びＣｒはパーライトの強度を高めるため、フェライト間に形成されたパーライトでの亀裂進展が抑制される。そのため、低温靭性が高まる。ｆｎ３が０．４９以上であれば、上記効果が得られる。ｆｎ３の好ましい下限は０．５０であり、さらに好ましくは０．５１である。ｆｎ３の上限は特に限定されないが、上述の各元素（Ｃ、Ｍｎ及びＣｒ）含有量の上限値により決まる。
［製造方法］
本実施形態の熱間鍛造用鋼材の製造方法の一例は次のとおりである。
本実施形態の熱間鍛造用鋼材の製造方法の一例は次のとおりである。
上述の化学組成及びｆｎ１〜ｆｎ３を満たす溶鋼を準備する。溶鋼を用いて造塊法によりインゴットを製造する。又は、溶鋼を用いて連続鋳造法により鋳片を製造する。インゴット又は鋳片を、熱間圧延（分塊圧延等）してビレットを製造してもよい。
素材（インゴット、鋳片又はビレット）を熱間圧延して鋼材を製造する。熱間圧延条件は特に制限されない。冷却方法も特に制限されず、例えば、放冷でよい。以上の製造により、熱間鍛造用鋼材（鋳片、インゴット、鋼片又は棒鋼）を製造する。
熱間鍛造用鋼材を熱間鍛造して機械構造用部品（例えばハブ）の粗形状の中間品を製造する。製造された中間品を大気中で放冷する。中間品を機械加工により所定の形状に切削する。以上の工程により、機械構造用部品が製造される。
種々の化学組成を有する熱間鍛造用鋼材を製造し、強度及び靭性（常温靭性及び低温靭性）について調査した。
［実験方法］
［熱間鍛造用鋼材の製造］
表１及び表２に示す化学組成を有する１５０ｋｇの溶鋼を真空溶解により製造し、インゴット（熱間鍛造用鋼材）とした。
［熱間鍛造用鋼材の製造］
表１及び表２に示す化学組成を有する１５０ｋｇの溶鋼を真空溶解により製造し、インゴット（熱間鍛造用鋼材）とした。
各インゴットを１２５０℃に加熱した後、熱間鍛造を実施した。熱間鍛造時の仕上げ温度はいずれも１０００℃であった。熱間鍛造により、直径４０ｍｍの丸棒鍛伸材を製造した。
［引張試験］
各試験番号の丸棒鍛伸材から、ＪＩＳ１４号試験片を作製した。試験片の長手方向は、丸棒鍛伸材の長手方向と平行であった。試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）に準拠して、常温（２０℃）、大気中にて引張試験を実施して、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）を測定した。
各試験番号の丸棒鍛伸材から、ＪＩＳ１４号試験片を作製した。試験片の長手方向は、丸棒鍛伸材の長手方向と平行であった。試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）に準拠して、常温（２０℃）、大気中にて引張試験を実施して、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）を測定した。
測定結果を表３に示すとおり分類した。各試験番号の測定結果を表１及び表２に示す。
［シャルピー衝撃試験］
各試験番号の丸棒鍛伸材から、ＪＩＳ３号Ｕノッチシャルピー試験片を作製した。試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ２２４２（２００５）に準拠したシャルピー衝撃試験を実施した。シャルピー衝撃試験では、各試験番号ごとに、常温（２０℃）と−４０℃とで実施し、常温での吸収エネルギー（Ｊ）と、−４０℃での吸収エネルギー（Ｊ）とをそれぞれ求め、シャルピー衝撃値（Ｊ／ｃｍ2）を算出した。
各試験番号の丸棒鍛伸材から、ＪＩＳ３号Ｕノッチシャルピー試験片を作製した。試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ２２４２（２００５）に準拠したシャルピー衝撃試験を実施した。シャルピー衝撃試験では、各試験番号ごとに、常温（２０℃）と−４０℃とで実施し、常温での吸収エネルギー（Ｊ）と、−４０℃での吸収エネルギー（Ｊ）とをそれぞれ求め、シャルピー衝撃値（Ｊ／ｃｍ2）を算出した。
測定結果を表４に示すとおり分類した。各試験番号の測定結果を表１及び表２に示す。表１、表２及び表４中の「常温靭性」は、２０℃でのシャルピー衝撃試験結果を示す。「低温靭性」は、−４０℃でのシャルピー衝撃試験結果を示す。
［試験結果］
表１及び表２を参照して、試験番号１〜４、７〜１０、１３〜１６、２０、２１、２３〜２６、２９〜３２、３５〜３９、４２、４４、４５、４７〜４９、５１、５３〜６２の化学組成は適切であり、ｆｎ１〜ｆｎ３も適切であった。その結果、いずれの試験番号においても、強度は良好であり、引張強度ＴＳが７００ＭＰａ以上であった。さらに、２０℃でのシャルピー衝撃値（常温靭性）は５５Ｊ／ｃｍ2以上、−４０℃でのシャルピー衝撃値（低温靭性）は３５Ｊ／ｃｍ2以上であり、優れた常温靭性及び低温靭性を示した。
表１及び表２を参照して、試験番号１〜４、７〜１０、１３〜１６、２０、２１、２３〜２６、２９〜３２、３５〜３９、４２、４４、４５、４７〜４９、５１、５３〜６２の化学組成は適切であり、ｆｎ１〜ｆｎ３も適切であった。その結果、いずれの試験番号においても、強度は良好であり、引張強度ＴＳが７００ＭＰａ以上であった。さらに、２０℃でのシャルピー衝撃値（常温靭性）は５５Ｊ／ｃｍ2以上、−４０℃でのシャルピー衝撃値（低温靭性）は３５Ｊ／ｃｍ2以上であり、優れた常温靭性及び低温靭性を示した。
一方、試験番号５のＣ含有量は高すぎた。そのため、−４０℃でのシャルピー衝撃値が３５Ｊ／ｃｍ2未満であり、低温靭性が低かった。
試験番号６のＣ含有量は低すぎた。そのため、引張強度ＴＳが７００ＭＰａ未満と低かった。さらに、−４０℃でのシャルピー衝撃値が３５Ｊ／ｃｍ2未満であり、低温靭性が低かった。
試験番号１１のＳｉ含有量は高すぎた。そのため、−４０℃でのシャルピー衝撃値が３５Ｊ／ｃｍ2未満であり、低温靭性が低かった。試験番号１２のＳｉ含有量は低すぎた。そのため、引張強度ＴＳが７００ＭＰａ未満と低かった。
試験番号１７のＭｎ含有量は２．５０％以上であった。そのため、２０℃でのシャルピー衝撃値が５５Ｊ／ｃｍ2未満であり、常温靭性が低かった。さらに、ｆｎ２が高すぎ、−４０℃でのシャルピー衝撃値が３５Ｊ／ｃｍ2未満であり、低温靭性が低かった。
試験番号１８のＭｎ含有量は２．００％よりも高すぎた。そのため、−４０℃でのシャルピー衝撃値が３５Ｊ／ｃｍ2未満であり、低温靭性が低かった。
試験番号１９のＭｎ含有量は低すぎた。そのため、引張強度ＴＳが７００ＭＰａ未満と低かった。
試験番号２２のＰ含有量は高すぎた。そのため、−４０℃でのシャルピー衝撃値が３５Ｊ／ｃｍ2未満であり、低温靭性が低かった。
試験番号２７のＴｉ含有量は高すぎた。また、試験番号２８のＴｉ含有量は低すぎた。そのため、試験番号２７及び２８ではいずれも、−４０℃でのシャルピー衝撃値が３５Ｊ／ｃｍ2未満であり、低温靭性が低かった。
試験番号３３のＣｒ含有量は高かった。そのため、−４０℃でのシャルピー衝撃値が３５Ｊ／ｃｍ2未満であり、低温靭性が低かった。
試験番号３４のＣｒ含有量は低すぎた。そのため、引張強度ＴＳが７００ＭＰａ未満と低かった。
試験番号４０のＮ含有量は高すぎた。そのため、２０℃でのシャルピー衝撃値が５５Ｊ／ｃｍ2未満であり、常温靭性が低かった。
試験番号４１のＮ含有量は低すぎた。そのため、−４０℃でのシャルピー衝撃値が３５Ｊ／ｃｍ2未満であり、低温靭性が低かった。
試験番号４３のＯ含有量は高すぎた。そのため、−４０℃でのシャルピー衝撃値が３５Ｊ／ｃｍ2未満であり、低温靭性が低かった。
試験番号４６では、ｆｎ１が低すぎた。そのため、引張強度ＴＳが７００ＭＰａ未満と低く、疲労強度が低いことが予想された。
試験番号５０では、ｆｎ２が高すぎた。そのため、−４０℃でのシャルピー衝撃値が３５Ｊ／ｃｍ2未満であり、低温靭性が低かった。
試験番号５２では、ｆｎ３が低すぎた。そのため、−４０℃でのシャルピー衝撃値が３５Ｊ／ｃｍ2未満であり、低温靭性が低かった。
以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。
本発明による熱間鍛造用鋼材は、高い強度を有し、さらに、常温靭性だけでなく、低温靭性にも優れる。そのため、熱間鍛造により製造される機械構造用部品に広く適用できる。特に、従前には高価なＶを含有した非調質鋼から製造されていた、寒冷地での靭性が必要となる機械構造用部品（ハブ等）に好適である。
Claims (4)
- 質量％で、
Ｃ：０．３０超〜０．４０％未満、
Ｓｉ：０．３０〜１．００％、
Ｍｎ：１．０９〜２．００％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、
Ｐ：０．０３５％以下、
Ｓ：０．０５０〜０．１００％、
Ａｌ：０．０５０％以下、
Ｃｒ：０．０３〜１．４９％、
Ｖ：０．０２％以下、
Ｎ：０．００３〜０．０３０％、
Ｏ：０．００５０％以下、
Ｃａ：０〜０．０１００％、
Ｐｂ：０〜０．２０％、
Ｃｕ：０〜０．２０％、
Ｎｉ：０〜０．２０％、
Ｍｏ：０〜０．２０％、
Ｎｂ：０〜０．０５０％、及び、
Ｂ：０〜０．００５０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、
式（１）で定義されるｆｎ１が７．１以上であり、
式（２）で定義されるｆｎ２が０．２６４以下であり、
式（３）で定義されるｆｎ３が０．４９以上である、熱間鍛造用鋼材。
ｆｎ１＝１７Ｃ＋Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｃｒ （１）
ｆｎ２＝０．２５Ｍｎ−１４Ｔｉ （２）
ｆｎ３＝Ｃ＋０．１Ｍｎ＋０．２８Ｃｒ （３）
ここで、式（１）〜式（３）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。 - 請求項１に記載の熱間鍛造用鋼材であって、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％、及び、
Ｐｂ：０．０２〜０．２０％からなる群から選択される１種以上を含有する、熱間鍛造用鋼材。 - 請求項１又は請求項２に記載の熱間鍛造用鋼材であって、
Ｃｕ：０．０５〜０．２０％、
Ｎｉ：０．０５〜０．２０％、及び、
Ｍｏ：０．０５〜０．２０％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、熱間鍛造用鋼材。 - 請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載の熱間鍛造用鋼材であって、
Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％、及び、
Ｂ：０．０００５〜０．００５０％からなる群から選択される１種以上を含有する、熱間鍛造用鋼材。
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