JP6652021B2 - 熱間鍛造用鋼及び熱間鍛造品 - Google Patents
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Description
本発明は、熱間鍛造用鋼及び熱間鍛造品に関する。
熱間鍛造品は、産業用機械、建設用機械及び、自動車に代表される輸送用機械の機械部品として利用される。機械部品はたとえばエンジン部品や、たとえばクランクシャフトが例示される。
熱間鍛造品は、以下の工程により製造される。まず、熱間鍛造用鋼を熱間鍛造して中間品を製造する。製造された中間品に対して必要に応じて、調質処理を実施する。熱間鍛造したままの非調質の中間品又は調質処理後の中間品に対して、切削や穿孔等により部品形状に機械加工する。機械加工された中間品に対して、高周波焼入れ、浸炭、窒化等の表面硬化処理を実施する。表面硬化処理後、中間品に対して研削や研磨により仕上げ加工を実施し、熱間鍛造品を製造する。
熱間鍛造品は中間品の状態で切削や穿孔等の機械加工が実施される。そのため、熱間鍛造用鋼は、優れた被削性が要求される。鋼に硫黄（Ｓ）を含有すれば、被削性が向上することはよく知られている。Ｓは鋼中に硫化物を形成する。硫化物は例えば、ＭｎＳである。形成されたＭｎＳによって、鋼の被削性が向上する。
ところで、上述のとおり、熱間鍛造品は、表面硬化処理（高周波焼入れ、浸炭、窒化等）を実施される。表面硬化処理のうち、高周波焼入れは、浸炭や窒化と比較して短時間で鋼の表面を硬化することができる。しかしながら、高周波焼入れを実施された熱間鍛造品には、焼き割れが発生する場合がある。また、高周波焼入れ後の中間品に仕上げ加工を実施することで研削割れが発生する場合もある。そのため、高周波焼入れが実施された熱間鍛造品は一般的に、磁粉探傷試験が実施され、焼き割れや研削割れといった表面疵の有無の確認が行われる。
磁粉探傷試験は一般に、熱間鍛造品を磁化させることで熱間鍛造品の表面疵部分において漏洩磁束を発生させ、大きな漏洩磁束が発生している場所に磁粉を吸着させることで磁粉模様を形成させる。この磁粉模様により、疵の発生の有無及び表面疵の発生箇所を特定する。しかしながら、被削性の改善のためにＳ含有量を増加させると、磁粉探傷試験において、ＭｎＳに起因した擬似模様が発生する場合がある。この原因は、Ｓ含有量を増加させることで非磁性であるＭｎＳが形成され、漏洩磁束が発生し、ＭｎＳに起因した擬似模様が形成されるということである。
以上のように、擬似模様は、表面疵以外の要因により形成される磁粉模様である。したがって、擬似模様により、熱間鍛造品が表面疵を有すると誤認される場合がある。このような誤認を防止するためには、磁粉模様が発生した熱間鍛造品に対して浸透探傷試験を実施すれば、表面疵の有無を正確に確認できる。しかしながら、磁粉探傷試験に加えて浸透探傷試験を実施することで検査工数が増えてしまう。
特許文献１では、Ｔｉを含有し、かつ、Ｎ含有量を低くすることで、鋼中にＭｎＳに代えてＴｉＳに起因した炭硫化物を形成させる。この炭硫化物が分散することにより、被削性を維持しつつ、擬似模様の発生が抑制されると記載されている。
特許文献２では、鋼中にＴｅを含有させ、かつ、Ｃａ／Ｔｅ＜１．０とすることで、鋼中のＭｎＳにＣａ及びＴｅが固溶し、球状化したＭｎＳが生成され、被削性を維持しつつ擬似模様の発生が抑制されると記載されている。
しかし、特許文献１に記載された熱間鍛造用鋼は、Ｔｉ含有量が高い。そのため、熱間鍛造の条件によっては、鋼の硬度が高くなり過ぎ、被削性が低下する場合がある。
特許文献２に記載された熱間鍛造用鋼は、Ｃａ及びＴｅを添加することによりＭｎＳを球状化させ、かつ、熱間加工の圧下比を６．０以上とすることによりＭｎＳを分断・微細化させて、擬似模様の発生を抑制させている。なお、圧下比は鋳片又はインゴットの横断面積（ｍｍ２）／棒鋼の横断面積（ｍｍ２）で示される。しかしながら、鋳片サイズが小さく、かつ棒鋼のサイズが大きくなるような大物熱間鍛造品では、圧下比を大きくできず、粗大なＭｎＳが残存する恐れがある。圧下比が小さい場合でも、ＭｎＳを微細化するには、熱間圧延前の鋳片の段階で出来るだけＭｎＳを微細にする必要がある。
本発明は、熱間鍛造後の被削性に優れ、磁粉探傷試験時に擬似模様が発生しにくい熱間鍛造用鋼及び熱間鍛造品の提供を課題とする。
本発明の熱間鍛造用鋼は、質量％で、
Ｃ：０．３０％超〜０．６０％未満、
Ｓｉ：０．１０％〜０．９０％、
Ｍｎ：０．５０％〜２．００％、
Ｓ：０．０１０％〜０．１００％、
Ｃｒ：０．０１％〜１．００％、
Ｔｉ：０．００１％〜０．０４０％未満、
Ａｌ：０．００５％超〜０．１００％、
Ｎ：０．００３０％〜０．０２００％及び
Ｂｉ：０．０００１％超〜０．００５０％を含有し、
Ｓｂ：０．０００１％〜０．００５０％及びＳｎ：０．０００１％〜０．００５０％のうちの１種または２種を含有し、
更に、Ｐ及びＯがそれぞれ、
Ｐ：０．０５０％以下及び
Ｏ：０．００５０％以下であり、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
下記式（１）を満たし、
鋼材の圧延方向と平行な断面において円相当径が２μｍ未満のＭｎＳの存在密度が３００個／ｍｍ２以上である。
ｄ＋３σ＜２０μｍ ・・・（１）
式（１）中の、ｄは円相当径が１μｍ以上のＭｎＳの平均円相当径であり、σは円相当径が１μｍ以上のＭｎＳの、円相当径の標準偏差である。
また、本発明の熱間鍛造用鋼は、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｖ：０．３０％以下を含有してもよい。
また、本発明の熱間鍛造用鋼は、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．０００３％〜０．００４０％、またはＰｂ：０．４００％以下からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
Ｃ：０．３０％超〜０．６０％未満、
Ｓｉ：０．１０％〜０．９０％、
Ｍｎ：０．５０％〜２．００％、
Ｓ：０．０１０％〜０．１００％、
Ｃｒ：０．０１％〜１．００％、
Ｔｉ：０．００１％〜０．０４０％未満、
Ａｌ：０．００５％超〜０．１００％、
Ｎ：０．００３０％〜０．０２００％及び
Ｂｉ：０．０００１％超〜０．００５０％を含有し、
Ｓｂ：０．０００１％〜０．００５０％及びＳｎ：０．０００１％〜０．００５０％のうちの１種または２種を含有し、
更に、Ｐ及びＯがそれぞれ、
Ｐ：０．０５０％以下及び
Ｏ：０．００５０％以下であり、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
下記式（１）を満たし、
鋼材の圧延方向と平行な断面において円相当径が２μｍ未満のＭｎＳの存在密度が３００個／ｍｍ２以上である。
ｄ＋３σ＜２０μｍ ・・・（１）
式（１）中の、ｄは円相当径が１μｍ以上のＭｎＳの平均円相当径であり、σは円相当径が１μｍ以上のＭｎＳの、円相当径の標準偏差である。
また、本発明の熱間鍛造用鋼は、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｖ：０．３０％以下を含有してもよい。
また、本発明の熱間鍛造用鋼は、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．０００３％〜０．００４０％、またはＰｂ：０．４００％以下からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
次に、本発明の熱間鍛造品は、質量％で、
Ｃ：０．３０％超〜０．６０％未満、
Ｓｉ：０．１０％〜０．９０％、
Ｍｎ：０．５０％〜２．００％、
Ｓ：０．０１０％〜０．１００％、
Ｃｒ：０．０１％〜１．００％、
Ｔｉ：０．００１％〜０．０４０％未満、
Ａｌ：０．００５％超〜０．１００％、
Ｎ：０．００３０％〜０．０２００％及び
Ｂｉ：０．０００１％超〜０．００５０％を含有し、
Ｓｂ：０．０００１％〜０．００５０％及びＳｎ：０．０００１％〜０．００５０％のうちの１種または２種を含有し、
更に、Ｐ及びＯがそれぞれ、
Ｐ：０．０５０％以下及び
Ｏ：０．００５０％以下であり、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
下記式（２）を満たし、
鋼材の圧延方向と平行な断面において円相当径が２μｍ未満のＭｎＳの存在密度が３００個／ｍｍ２以上である。
ｄ＋３σ＜２０μｍ ・・・（２）
式（２）中の、ｄは円相当径が１μｍ以上のＭｎＳの平均円相当径であり、σは円相当径が１μｍ以上のＭｎＳの、円相当径の標準偏差である。
また、本発明の熱間鍛造品は、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｖ：０．３０％以下を含有してもよい。
また、本発明の熱間鍛造品は、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．０００３％〜０．００４０％、またはＰｂ：０．４００％以下からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
更に、本発明の熱間鍛造品は、先のいずれか１項に記載の熱間鍛造用鋼を熱間鍛造し、熱間鍛造後に高周波焼入れして製造されたものでもよい。
Ｃ：０．３０％超〜０．６０％未満、
Ｓｉ：０．１０％〜０．９０％、
Ｍｎ：０．５０％〜２．００％、
Ｓ：０．０１０％〜０．１００％、
Ｃｒ：０．０１％〜１．００％、
Ｔｉ：０．００１％〜０．０４０％未満、
Ａｌ：０．００５％超〜０．１００％、
Ｎ：０．００３０％〜０．０２００％及び
Ｂｉ：０．０００１％超〜０．００５０％を含有し、
Ｓｂ：０．０００１％〜０．００５０％及びＳｎ：０．０００１％〜０．００５０％のうちの１種または２種を含有し、
更に、Ｐ及びＯがそれぞれ、
Ｐ：０．０５０％以下及び
Ｏ：０．００５０％以下であり、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
下記式（２）を満たし、
鋼材の圧延方向と平行な断面において円相当径が２μｍ未満のＭｎＳの存在密度が３００個／ｍｍ２以上である。
ｄ＋３σ＜２０μｍ ・・・（２）
式（２）中の、ｄは円相当径が１μｍ以上のＭｎＳの平均円相当径であり、σは円相当径が１μｍ以上のＭｎＳの、円相当径の標準偏差である。
また、本発明の熱間鍛造品は、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｖ：０．３０％以下を含有してもよい。
また、本発明の熱間鍛造品は、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．０００３％〜０．００４０％、またはＰｂ：０．４００％以下からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
更に、本発明の熱間鍛造品は、先のいずれか１項に記載の熱間鍛造用鋼を熱間鍛造し、熱間鍛造後に高周波焼入れして製造されたものでもよい。
本発明によれば、熱間鍛造後の被削性に優れ、磁粉探傷試験時に擬似模様が発生しにくい熱間鍛造用鋼及び熱間鍛造品を提供できる。
本発明者らは、熱間鍛造用鋼に関する研究及び検討の結果、以下の知見を得た。
（ａ）鋼中のＳ含有量を少なくすれば、ＭｎＳが少なくなり、磁粉探傷試験時における擬似模様の発生が抑制される。しかしながら、ＭｎＳが少なくなると鋼の被削性が低下してしまう。このように、擬似模様の発生抑制と被削性の向上とは相互に相反する関係にある。
（ｂ）Ｓ含有量を多くすることなく被削性を向上するには、ＭｎＳのサイズ及び分布の制御が重要である。
（ｃ）ＭｎＳの円相当径と工具摩耗量との関係について種々実験を行った結果、円相当径が２μｍ未満のＭｎＳが３００個／ｍｍ２以上の存在密度で鋼中に存在すると、工具の摩耗が抑制される。
（ｄ）一方、磁粉探傷試験において、磁粉は、大きな漏洩磁束が発生している場所に吸着され、磁粉模様を形成する。ＭｎＳは非磁性であることから。鋼の表層のＭｎＳのサイズが大きくなると、ＭｎＳに起因した漏洩磁束は磁粉模様を形成できる程度に大きくなる。一方、ＭｎＳのサイズが小さければ、ＭｎＳに起因した漏洩磁束が小さくなり、磁粉模様を形成しにくくなる。したがって、ＭｎＳを微細化すれば擬似模様の発生は抑制される。
（ｅ）鋼材中のＭｎＳは、凝固前（溶鋼中）または凝固時に晶出することが多く、ＭｎＳのサイズは、凝固時の冷却速度に大きく影響を受ける。また、連続鋳造鋳片の凝固組織は、通常はデンドライト形態を呈しており、このデンドライトは、凝固過程における溶質元素の拡散に起因して形成され、溶質元素は、デンドライトの樹間部において濃化する。Ｍｎは、樹間部において濃化し、ＭｎＳが樹間に晶出する。
（ｆ）ＭｎＳを微細に分散させるには、デンドライトの樹間の間隔を短くする必要がある。デンドライトの１次アーム間隔に関する研究は従来から行われており、下記（Ａ）式で表すことができる。
λ∝（Ｄ×σ×ΔＴ）０．２５ …（Ａ）
ここで、λ：デンドライトの１次アーム間隔（μｍ）、Ｄ：拡散係数（ｍ２／ｓ）、σ：固液界面エネルギー（Ｊ／ｍ２）、ΔＴ：凝固温度範囲（℃）である。
λ∝（Ｄ×σ×ΔＴ）０．２５ …（Ａ）
ここで、λ：デンドライトの１次アーム間隔（μｍ）、Ｄ：拡散係数（ｍ２／ｓ）、σ：固液界面エネルギー（Ｊ／ｍ２）、ΔＴ：凝固温度範囲（℃）である。
非特許文献：Ｗ.Ｋｕｒｚ ａｎｄ Ｄ.Ｊ.Ｆｉｓｈｅｒ著、「Ｆｕｎｄａｍｅｎｔａｌｓ ｏｆ Ｓｏｌｉｄｉｆｉｃａｔｉｏｎ」、Ｔｒａｎｓ Ｔｅｃｈ Ｐｕｂｌｉｃａｔｉｏｎｓ Ｌｔｄ.、（Ｓｗｉｔｚｅｒｌａｎｄ）、１９９８年、ｐ．２５６
この（Ａ）式から、デンドライトの１次アーム間隔λは、固液界面エネルギーσに依存しており、このσを低減できればλが減少することがわかる。λを減少させることができれば、デンドライト樹間に晶出するＭｎＳサイズを低減させることができる。本発明者らは、鋼にＢｉを微量添加することにより、ＭｎＳのサイズを微細化できることを見出した。以下、本発明の熱間鍛造用鋼及び熱間鍛造品について詳細に説明する。
まず、各成分元素の含有量について説明する。ここで、成分についての「％」は質量％である。
Ｃ：０．３０％超〜０．６０％未満
炭素（Ｃ）は、鋼の引張強度及び疲労強度を高める。一方、Ｃ含有量が多すぎれば、鋼の被削性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．３０超〜０．６０％未満である。好ましいＣ含有量は０．３２％〜０．５５％である。
炭素（Ｃ）は、鋼の引張強度及び疲労強度を高める。一方、Ｃ含有量が多すぎれば、鋼の被削性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．３０超〜０．６０％未満である。好ましいＣ含有量は０．３２％〜０．５５％である。
Ｓｉ：０．１０％〜０．９０％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼中のフェライトに固溶して、鋼の引張強度を高める。一方、Ｓｉ含有量が多すぎれば、熱間鍛造品の表面にスケールが残りやすくなり、熱間鍛造品の外観を損ねる。したがって、Ｓｉ含有量は、０．１０％〜０．９０％である。好ましいＳｉ含有量は０．１７％〜０．７４％である。
シリコン（Ｓｉ）は、鋼中のフェライトに固溶して、鋼の引張強度を高める。一方、Ｓｉ含有量が多すぎれば、熱間鍛造品の表面にスケールが残りやすくなり、熱間鍛造品の外観を損ねる。したがって、Ｓｉ含有量は、０．１０％〜０．９０％である。好ましいＳｉ含有量は０．１７％〜０．７４％である。
Ｍｎ：０．５０％〜２．００％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼に固溶して鋼の引張強度及び疲労強度を高め、鋼の焼入れ性を高める。Ｍｎは更に、鋼中の硫黄（Ｓ）と結合してＭｎＳを形成し、鋼の被削性を高める。一方、Ｍｎ含有量が多すぎれば、鋼の被削性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は、０．５０％〜２．００％である。鋼の引張強度、疲労強度及び焼入れ性を高める場合、好ましいＭｎ含有量の下限は０．６０％以上であり、更に好ましくは、０．７５％以上である。鋼の冷間鍛造性を更に高める場合、好ましいＭｎ含有量の上限は１．９０％以下であり、更に好ましくは、１．７０％以下である。
マンガン（Ｍｎ）は、鋼に固溶して鋼の引張強度及び疲労強度を高め、鋼の焼入れ性を高める。Ｍｎは更に、鋼中の硫黄（Ｓ）と結合してＭｎＳを形成し、鋼の被削性を高める。一方、Ｍｎ含有量が多すぎれば、鋼の被削性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は、０．５０％〜２．００％である。鋼の引張強度、疲労強度及び焼入れ性を高める場合、好ましいＭｎ含有量の下限は０．６０％以上であり、更に好ましくは、０．７５％以上である。鋼の冷間鍛造性を更に高める場合、好ましいＭｎ含有量の上限は１．９０％以下であり、更に好ましくは、１．７０％以下である。
Ｓ：０．０１０％〜０．１００％
硫黄（Ｓ）は、鋼中のＭｎと結合してＭｎＳを形成し、鋼の被削性を高める。一方、Ｓ含有量が多すぎれば、鋼の疲労強度を低下させる。更に高周波焼入れ後の熱間鍛造品に対して磁粉探傷試験を実施する場合、熱間鍛造品の表面に擬似模様が発生しやすくなる。したがって、Ｓ含有量は、０．０１０％〜０．１００％である。鋼の被削性を高める場合、好ましいＳ含有量の下限は０．０１５％以上であり、更に好ましくは、０．０２０％以上である。好ましいＳ含有量の上限は、０．０９０％以下であり、更に好ましくは、０．０８０％以下である。
硫黄（Ｓ）は、鋼中のＭｎと結合してＭｎＳを形成し、鋼の被削性を高める。一方、Ｓ含有量が多すぎれば、鋼の疲労強度を低下させる。更に高周波焼入れ後の熱間鍛造品に対して磁粉探傷試験を実施する場合、熱間鍛造品の表面に擬似模様が発生しやすくなる。したがって、Ｓ含有量は、０．０１０％〜０．１００％である。鋼の被削性を高める場合、好ましいＳ含有量の下限は０．０１５％以上であり、更に好ましくは、０．０２０％以上である。好ましいＳ含有量の上限は、０．０９０％以下であり、更に好ましくは、０．０８０％以下である。
Ｃｒ：０．０１％〜１．００％
クロム（Ｃｒ）は、鋼の引張強度を高める。また、Ｃｒは、鋼の焼入れ性を高め、浸炭処理や高周波焼入れ後の鋼の表面硬度を高める。一方、Ｃｒ含有量が多すぎると、鋼の被削性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は、０．０１％〜１．００％である。鋼の焼入れ性及び引張強度を高める場合、好ましいＣｒ含有量の下限は、０．０３％以上であり、更に好ましくは、０．１０％以上である。疲労強度を更に高める場合、好ましいＣｒ含有量の上限は０．７０％以下であり、更に好ましくは、０．５０％以下である。
クロム（Ｃｒ）は、鋼の引張強度を高める。また、Ｃｒは、鋼の焼入れ性を高め、浸炭処理や高周波焼入れ後の鋼の表面硬度を高める。一方、Ｃｒ含有量が多すぎると、鋼の被削性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は、０．０１％〜１．００％である。鋼の焼入れ性及び引張強度を高める場合、好ましいＣｒ含有量の下限は、０．０３％以上であり、更に好ましくは、０．１０％以上である。疲労強度を更に高める場合、好ましいＣｒ含有量の上限は０．７０％以下であり、更に好ましくは、０．５０％以下である。
Ｔｉ：０．００１％〜０．０４０％未満
チタン（Ｔｉ）は鋼中で窒化物や炭窒化物を形成する。窒化物や炭窒化物は、オーステナイト結晶粒を微細化し、鋼の疲労強度を高める。一方、Ｔｉ含有量が多すぎれば、鋼の被削性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００１％〜０．０４０％未満である。より好ましいＴｉ含有量の上限は０．０２０％以下であり、より好ましい下限は、０．００５％以上である。
チタン（Ｔｉ）は鋼中で窒化物や炭窒化物を形成する。窒化物や炭窒化物は、オーステナイト結晶粒を微細化し、鋼の疲労強度を高める。一方、Ｔｉ含有量が多すぎれば、鋼の被削性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００１％〜０．０４０％未満である。より好ましいＴｉ含有量の上限は０．０２０％以下であり、より好ましい下限は、０．００５％以上である。
Ａｌ：０．００５％超〜０．１００％
アルミニウム（Ａｌ）は脱酸作用を有すると同時に、Ｎと結合してＡｌＮを形成しやすく、浸炭加熱時のオーステナイト粒粗大化防止に有効な元素である。しかし、Ａｌ含有量が０．００５％以下では、安定してオーステナイト粒の粗大化を防止できず、オーステナイト粒が粗大化した場合は、曲げ疲労強度が低下する。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると、粗大な酸化物を形成しやすくなり、曲げ疲労強度が低下する。したがって、Ａｌの含有量を０．００５％超〜０．１００％とした。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０３０％以上であり、好ましい上限は０．０６０％以下である。
アルミニウム（Ａｌ）は脱酸作用を有すると同時に、Ｎと結合してＡｌＮを形成しやすく、浸炭加熱時のオーステナイト粒粗大化防止に有効な元素である。しかし、Ａｌ含有量が０．００５％以下では、安定してオーステナイト粒の粗大化を防止できず、オーステナイト粒が粗大化した場合は、曲げ疲労強度が低下する。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると、粗大な酸化物を形成しやすくなり、曲げ疲労強度が低下する。したがって、Ａｌの含有量を０．００５％超〜０．１００％とした。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０３０％以上であり、好ましい上限は０．０６０％以下である。
Ｎ：０．００３０％〜０．０２００％
窒素（Ｎ）をＴｉやＮｂとともに含有させると、窒化物や炭窒化物を生成することにより、オーステナイト結晶粒が微細化され、鋼の疲労強度を高める。一方、Ｎ含有量が多すぎれば、鋼中の窒化物が粗大化し、鋼の被削性が低下する。したがって、Ｎ含有量は、０．００３０％〜０．０２００％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００５０％以上であり、好ましい上限は０．０１８０％以下である。
窒素（Ｎ）をＴｉやＮｂとともに含有させると、窒化物や炭窒化物を生成することにより、オーステナイト結晶粒が微細化され、鋼の疲労強度を高める。一方、Ｎ含有量が多すぎれば、鋼中の窒化物が粗大化し、鋼の被削性が低下する。したがって、Ｎ含有量は、０．００３０％〜０．０２００％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００５０％以上であり、好ましい上限は０．０１８０％以下である。
Ｂｉ：０．０００１％超〜０．００５０％
ビスマス（Ｂｉ）は、本発明において重要な元素である。微量のＢｉを含有することによって、鋼の凝固組織が微細化し、ＭｎＳが微細分散する。ＭｎＳの微細化効果を得るには、Ｂｉ含有量を０．０００１％超とする必要がある。しかし、Ｂｉ含有量が０．００５０％を超えると、デンドライト組織の微細化効果が飽和し、かつ鋼の熱間加工性が劣化し、熱間圧延が困難となる。これらのことから、本発明では、Ｂｉ含有量は０．０００１％超〜０．００５０％である。更に、被削性向上及びＭｎＳ微細分散化効果を得るには、Ｂｉ含有量の下限を０．００１０％以上とすることが好ましい。
ビスマス（Ｂｉ）は、本発明において重要な元素である。微量のＢｉを含有することによって、鋼の凝固組織が微細化し、ＭｎＳが微細分散する。ＭｎＳの微細化効果を得るには、Ｂｉ含有量を０．０００１％超とする必要がある。しかし、Ｂｉ含有量が０．００５０％を超えると、デンドライト組織の微細化効果が飽和し、かつ鋼の熱間加工性が劣化し、熱間圧延が困難となる。これらのことから、本発明では、Ｂｉ含有量は０．０００１％超〜０．００５０％である。更に、被削性向上及びＭｎＳ微細分散化効果を得るには、Ｂｉ含有量の下限を０．００１０％以上とすることが好ましい。
Ｓｂ：０．０００１％〜０．００５０％
Ｓｎ：０．０００１％〜０．００５０％
本発明は上記の成分に加えて、アンチモン（Ｓｂ）または錫（Ｓｎ）のうち、１種または２種をそれぞれ、０．０００１％〜０．００５０％の範囲内で添加することが特徴である。これら２つの元素は、結晶粒界もしくは、母相と介在物との界面に偏析し、界面の結合力を低下させ、微量の添加でも被削性を向上させる。本発明ではＢｉの添加により、被削性を向上させることができるが、ＳｂまたはＳｎのうち、１種または２種の添加により、さらに被削性向上効果を発揮させることが可能となる。Ｓｂ及びＳｎともに下限を０．０００１％以上としたが、効果を十分に発揮させるためのより好ましい下限としては０．００１５％以上とする。また、上限については、Ｓｂ及びＳｎを過度に添加すると、鋼の熱間加工性が劣化し、鋳造が困難となることから、上限をそれぞれ０．００５０％以下とする。より好ましい上限はそれぞれ０．００３０％以下である。熱間加工性を向上させるために更に好ましくは、Ｂｉ、Ｓｂ及びＳｎの濃度の合計が０．０００１％〜０．００５０％であるとよい。
Ｓｎ：０．０００１％〜０．００５０％
本発明は上記の成分に加えて、アンチモン（Ｓｂ）または錫（Ｓｎ）のうち、１種または２種をそれぞれ、０．０００１％〜０．００５０％の範囲内で添加することが特徴である。これら２つの元素は、結晶粒界もしくは、母相と介在物との界面に偏析し、界面の結合力を低下させ、微量の添加でも被削性を向上させる。本発明ではＢｉの添加により、被削性を向上させることができるが、ＳｂまたはＳｎのうち、１種または２種の添加により、さらに被削性向上効果を発揮させることが可能となる。Ｓｂ及びＳｎともに下限を０．０００１％以上としたが、効果を十分に発揮させるためのより好ましい下限としては０．００１５％以上とする。また、上限については、Ｓｂ及びＳｎを過度に添加すると、鋼の熱間加工性が劣化し、鋳造が困難となることから、上限をそれぞれ０．００５０％以下とする。より好ましい上限はそれぞれ０．００３０％以下である。熱間加工性を向上させるために更に好ましくは、Ｂｉ、Ｓｂ及びＳｎの濃度の合計が０．０００１％〜０．００５０％であるとよい。
Ｐ：０．０５０％以下
燐（Ｐ）は鋼の疲労強度や熱間加工性を低下させることから、Ｐ含有量は少ない方が好ましい。したがって、Ｐ含有量の上限は０．０５０％以下である。好ましいＰ含有量の上限は０．０３５％以下であり、更に好ましくは、０．０２０％以下である。なお、Ｐ含有量は少ない方が好ましいが、Ｐ含有量を極度に低減させるには製造コストが高くなるため、経済性の観点からＰ含有量の下限は、０．００３％以上とすることが好ましい。
燐（Ｐ）は鋼の疲労強度や熱間加工性を低下させることから、Ｐ含有量は少ない方が好ましい。したがって、Ｐ含有量の上限は０．０５０％以下である。好ましいＰ含有量の上限は０．０３５％以下であり、更に好ましくは、０．０２０％以下である。なお、Ｐ含有量は少ない方が好ましいが、Ｐ含有量を極度に低減させるには製造コストが高くなるため、経済性の観点からＰ含有量の下限は、０．００３％以上とすることが好ましい。
Ｏ：０．００５０％以下
酸素（Ｏ）は、Ａｌと結合して硬質な酸化物系介在物を形成しやすく、曲げ疲労強度を低下させる。特に、Ｏ含有量が０．００５０％を超えると、疲労強度の低下が著しくなる。したがって、Ｏ含有量の上限を０．００５０％以下とした。なお、不純物元素としてのＯ含有量は０．００１０％以下にすることがより好ましく、製造コストの上昇をきたさない範囲で、できる限り少なくすることが更に好ましい。
酸素（Ｏ）は、Ａｌと結合して硬質な酸化物系介在物を形成しやすく、曲げ疲労強度を低下させる。特に、Ｏ含有量が０．００５０％を超えると、疲労強度の低下が著しくなる。したがって、Ｏ含有量の上限を０．００５０％以下とした。なお、不純物元素としてのＯ含有量は０．００１０％以下にすることがより好ましく、製造コストの上昇をきたさない範囲で、できる限り少なくすることが更に好ましい。
本実施形態による熱間鍛造用鋼の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここでいう不純物は、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップ、あるいは製造過程の環境等から混入する元素をいう。
［選択元素について］
本実施形態による熱間鍛造用鋼は更に、Ｆｅの一部に代えて、Ｖを含有してもよい。
本実施形態による熱間鍛造用鋼は更に、Ｆｅの一部に代えて、Ｖを含有してもよい。
Ｖ：０．３０％以下
バナジウム（Ｖ）は、鋼中で炭化物を形成し、鋼の疲労強度を高める。Ｖ炭化物は、フェライト中に析出して鋼の芯部（表層以外の部分）の強度を高める。Ｖを少しでも含有すれば、上記効果が得られる。一方、Ｖ含有量が多すぎれば、鋼の被削性及び疲労強度が低下する。したがって、Ｖ含有量の上限は０．３０％以下である。Ｖ含有量が０．０３％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。好ましいＶ含有量は０．０４％〜０．２０％であり、更に好ましくは０．０５％〜０．１０％である。
バナジウム（Ｖ）は、鋼中で炭化物を形成し、鋼の疲労強度を高める。Ｖ炭化物は、フェライト中に析出して鋼の芯部（表層以外の部分）の強度を高める。Ｖを少しでも含有すれば、上記効果が得られる。一方、Ｖ含有量が多すぎれば、鋼の被削性及び疲労強度が低下する。したがって、Ｖ含有量の上限は０．３０％以下である。Ｖ含有量が０．０３％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。好ましいＶ含有量は０．０４％〜０．２０％であり、更に好ましくは０．０５％〜０．１０％である。
本実施形態による熱間鍛造用鋼は更に、Ｆｅの一部に代えて、Ｐｂ、またはＣａからなる群から選択された１種以上を含有してもよい。
Ｃａ：０．０００３％〜０．００４０％
カルシウム（Ｃａ）は、ＭｎＳに固溶してＭｎＳ系介在物を球状化する。これにより、ＭｎＳが微細化する。微細なＭｎＳ系介在物は、磁粉探傷試験における擬似模様の発生を抑制する。一方、Ｃａ含有量が多すぎると、粗大な酸化物が形成される。粗大な酸化物は、鋼の被削性を低下させる。したがって、Ｃａ含有量は、０．０００３％〜０．００４０％である。更に好ましいＣａ含有量の上限は、０．００３５％以下である。
カルシウム（Ｃａ）は、ＭｎＳに固溶してＭｎＳ系介在物を球状化する。これにより、ＭｎＳが微細化する。微細なＭｎＳ系介在物は、磁粉探傷試験における擬似模様の発生を抑制する。一方、Ｃａ含有量が多すぎると、粗大な酸化物が形成される。粗大な酸化物は、鋼の被削性を低下させる。したがって、Ｃａ含有量は、０．０００３％〜０．００４０％である。更に好ましいＣａ含有量の上限は、０．００３５％以下である。
Ｐｂ：０．４００％以下
鉛（Ｐｂ）は、鋼の被削性を高める。Ｐｂを少しでも含有すれば、上記効果が得られる。一方、Ｐｂが過剰に含有されれば、鋼の靭性及び熱間延性が低下する。したがって、Ｐｂ含有量の上限は０．４００％以下である。更に好ましいＰｂ含有量の上限は、０．２５０％以下である。
鉛（Ｐｂ）は、鋼の被削性を高める。Ｐｂを少しでも含有すれば、上記効果が得られる。一方、Ｐｂが過剰に含有されれば、鋼の靭性及び熱間延性が低下する。したがって、Ｐｂ含有量の上限は０．４００％以下である。更に好ましいＰｂ含有量の上限は、０．２５０％以下である。
以上のように、本実施形態の熱間鍛造用鋼は、上述の基本元素を含み、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成、または、上述の基本元素と、上述の選択元素から選択される少なくとも１種とを含み、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する。
［デンドライト組織］
連続鋳造後の鋳片の凝固組織は、通常はデンドライト形態を呈している。鋼材中のＭｎＳは、凝固前（溶鋼中）、または凝固時に晶出することが多く、デンドライト１次アーム間隔に大きく影響を受ける。すなわち、デンドライト１次アーム間隔が小さければ、樹間に晶出するＭｎＳは小さくなる。本実施形態の熱間鍛造用鋼は、鋳片の段階において、表層から１５ｍｍ深さにおけるデンドライト１次アーム間隔が６００μｍ未満であることが望ましい。
連続鋳造後の鋳片の凝固組織は、通常はデンドライト形態を呈している。鋼材中のＭｎＳは、凝固前（溶鋼中）、または凝固時に晶出することが多く、デンドライト１次アーム間隔に大きく影響を受ける。すなわち、デンドライト１次アーム間隔が小さければ、樹間に晶出するＭｎＳは小さくなる。本実施形態の熱間鍛造用鋼は、鋳片の段階において、表層から１５ｍｍ深さにおけるデンドライト１次アーム間隔が６００μｍ未満であることが望ましい。
ＭｎＳを安定的にかつ効果的に微細分散させるには、微量のＢｉを添加し、溶鋼中の固液界面エネルギーを低減させる。固液界面エネルギーが低減することにより、デンドライト組織が微細となる。
デンドライト組織を微細化することで、デンドライト一次アームから晶出するＭｎＳが微細化され、ＭｎＳの最大円相当径が２０μｍ未満となる。
［ＭｎＳ］
ＭｎＳは、被削性の向上に有用であるため、その存在密度を確保することが必要である。Ｓ含有量が増加すると被削性は向上するが、粗大なＭｎＳが増加する。粗大なＭｎＳは、磁粉探傷試験時に擬似模様として検出されるため、サイズを制御することが必要である。円相当径で２μｍ未満のＭｎＳが３００個／ｍｍ２以上の存在密度で鋼中に存在すると、工具の摩耗が抑制される。なお、介在物がＭｎＳであることは、走査型電子顕微鏡に付属するエネルギー分散型Ｘ線解析装置によって確認すればよい。また、ＭｎＳの円相当径はＭｎＳの面積と等しい面積を有する円の直径であり、画像解析によって求めることができる。同様に、ＭｎＳの存在密度は、画像解析によって求められる。
ＭｎＳは、被削性の向上に有用であるため、その存在密度を確保することが必要である。Ｓ含有量が増加すると被削性は向上するが、粗大なＭｎＳが増加する。粗大なＭｎＳは、磁粉探傷試験時に擬似模様として検出されるため、サイズを制御することが必要である。円相当径で２μｍ未満のＭｎＳが３００個／ｍｍ２以上の存在密度で鋼中に存在すると、工具の摩耗が抑制される。なお、介在物がＭｎＳであることは、走査型電子顕微鏡に付属するエネルギー分散型Ｘ線解析装置によって確認すればよい。また、ＭｎＳの円相当径はＭｎＳの面積と等しい面積を有する円の直径であり、画像解析によって求めることができる。同様に、ＭｎＳの存在密度は、画像解析によって求められる。
［式（１）について］
上述の通り、デンドライト１次アーム間隔を低減して、デンドライト樹間から晶出した微細なＭｎＳの割合を増やし、最大円相当径で２０μｍ以上のＭｎＳを無くせば、擬似模様発生を抑制できる。観察視野９ｍｍ２当りに検出されるＭｎＳの円相当径のばらつきを標準偏差σとして算出し、この標準偏差の３σに平均円相当径ｄを加えた値を式（１）とし、Ｆ１を次のとおり定義した。
上述の通り、デンドライト１次アーム間隔を低減して、デンドライト樹間から晶出した微細なＭｎＳの割合を増やし、最大円相当径で２０μｍ以上のＭｎＳを無くせば、擬似模様発生を抑制できる。観察視野９ｍｍ２当りに検出されるＭｎＳの円相当径のばらつきを標準偏差σとして算出し、この標準偏差の３σに平均円相当径ｄを加えた値を式（１）とし、Ｆ１を次のとおり定義した。
Ｆ１＝ｄ＋３σ
ここで、Ｆ１中のｄは円相当径が１μｍ以上のＭｎＳの平均円相当径であり、σは円相当径が１μｍ以上のＭｎＳの、平均円相当径の標準偏差である。Ｆ１値は、観察視野９ｍｍ２で、９９．７％の確率で存在するＭｎＳの最大円相当径を示している。すなわち、Ｆ１値が２０μｍ未満であれば、最大円相当径で２０μｍ以上のＭｎＳはほとんど存在しないことを示しており、このような鋼は擬似模様発生を抑制できる。ＭｎＳの円相当径はＭｎＳの面積と等しい面積を有する円の直径であり、画像解析によって求めることができる。なお、観察対象としたＭｎＳの円相当径を１μｍ以上としたのは、現実的に汎用の機器で、粒子のサイズと成分を統計的に扱うことが可能であり、かつ、これより小さなＭｎＳを制御しても熱間鍛造性及び切りくず処理性に与える影響が少ないためである。
［製造方法］
次に、本実施形態による熱間鍛造用鋼の製造方法を説明する。
次に、本実施形態による熱間鍛造用鋼の製造方法を説明する。
本実施形態の熱間鍛造用鋼の製造方法は、上記の化学成分を有し、かつ表層から１５ｍｍ深さにおけるデンドライト１次アーム間隔が６００μｍ未満である鋳片を連続鋳造し、この鋳片を熱間加工することによって製造される。熱間加工は、熱間圧延を含んでもよい。
［連続鋳造工程］
上記化学組成及び式（１）を満たす鋼の鋳片を連続鋳造法により製造する。造塊法によりインゴット（鋼塊）にしてもよい。鋳造条件は例えば、２２０×２２０ｍｍ角の鋳型を用いて、タンディッシュ内の溶鋼のスーパーヒートを１０〜５０℃とし、鋳込み速度を１．０〜１．５ｍ／ｍｉｎとする条件を例示できる。更に、上述したデンドライト一次アーム間隔を６００μｍ未満にするために、上記化学組成を有する溶鋼を鋳造する際に、鋳片表面から１５ｍｍの深さにおける、液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度を１００℃／ｍｉｎ以上５００℃／ｍｉｎ以下とすることが望ましい。平均冷却速度が１００℃／ｍｉｎ未満では、鋳片表面から１５ｍｍの深さにおけるデンドライト一次アーム間隔を６００μｍ未満とすることが困難となり、ＭｎＳを微細分散できないおそれがある。一方、５００℃／ｍｉｎ超では、デンドライト樹間から晶出するＭｎＳが微細になり過ぎ、被削性が低下してしまう恐れがある。
上記化学組成及び式（１）を満たす鋼の鋳片を連続鋳造法により製造する。造塊法によりインゴット（鋼塊）にしてもよい。鋳造条件は例えば、２２０×２２０ｍｍ角の鋳型を用いて、タンディッシュ内の溶鋼のスーパーヒートを１０〜５０℃とし、鋳込み速度を１．０〜１．５ｍ／ｍｉｎとする条件を例示できる。更に、上述したデンドライト一次アーム間隔を６００μｍ未満にするために、上記化学組成を有する溶鋼を鋳造する際に、鋳片表面から１５ｍｍの深さにおける、液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度を１００℃／ｍｉｎ以上５００℃／ｍｉｎ以下とすることが望ましい。平均冷却速度が１００℃／ｍｉｎ未満では、鋳片表面から１５ｍｍの深さにおけるデンドライト一次アーム間隔を６００μｍ未満とすることが困難となり、ＭｎＳを微細分散できないおそれがある。一方、５００℃／ｍｉｎ超では、デンドライト樹間から晶出するＭｎＳが微細になり過ぎ、被削性が低下してしまう恐れがある。
液相線温度から固相線温度までの温度域とは、凝固開始から凝固終了までの温度域のことである。したがって、この温度域での平均冷却速度とは、鋳片の平均凝固速度を意味する。上記の平均冷却速度は、例えば、鋳型断面の大きさ、鋳込み速度等を適正な値に制御すること、または鋳込み直後において、水冷に用いる冷却水量を増大させるなどの手段により達成できる。これは、連続鋳造法及び造塊法共に適用可能である。
上記の１５ｍｍ深さの冷却速度は、得られた鋳片の断面をピクリン酸にてエッチングし、鋳片表面から１５ｍｍ深さの位置のそれぞれについて、鋳込み方向に５ｍｍピッチでデンドライト２次アーム間隔λ２（μｍ）を１００点測定し、次式に基づいて、その値からスラブの液相線温度から固相線温度までの温度域内の冷却速度Ａ(℃／秒)を算出し、算術平均した値である。
λ２＝７１０×Ａ−０．３９
例えば、鋳造条件を変更した複数の鋳片を製造し、各鋳片における冷却速度を上記式により求め、得られた冷却速度から最適な鋳造条件を決定すればよい。
［熱間加工］
次いで、鋳片又はインゴットを、分塊圧延等の熱間加工を施し、ビレット（鋼片）を製造する。更に、ビレットを熱間圧延することにより、本実施形態の熱間鍛造用鋼である棒鋼や線材とする。熱間加工における圧下比、加熱温度及び加熱時間に特に制限はない。
次いで、鋳片又はインゴットを、分塊圧延等の熱間加工を施し、ビレット（鋼片）を製造する。更に、ビレットを熱間圧延することにより、本実施形態の熱間鍛造用鋼である棒鋼や線材とする。熱間加工における圧下比、加熱温度及び加熱時間に特に制限はない。
熱間圧延は、例えば、ビレットを１２５０〜１３００℃の加熱温度で１．５時間以上加熱した後、仕上げ温度を９００〜１１００℃として熱間圧延する。仕上げ圧延を行った後は、大気中で、冷却速度が放冷以下となる条件で冷却する。仕上げ圧延を行った後は、冷却速度が上記の放冷以下となる条件で、室温に至るまで冷却しても構わないが、生産性を高めるためには、６００℃に至った時点で、空冷、ミスト冷却及び水冷など、適宜の手段で冷却することが好ましい。なお、上記の加熱温度及び加熱時間はそれぞれ、炉内の平均温度及び在炉時間を意味する。また、熱間圧延の仕上げ温度は、複数のスタンドを備える圧延機の最終スタンド出口での棒鋼や線材の表面温度を意味する。仕上げ圧延を行った後の冷却速度は、棒鋼や線材の表面での冷却速度を指す。
以上の工程により、本実施形態の熱間鍛造用鋼が得られる。
以上の工程により、本実施形態の熱間鍛造用鋼が得られる。
次に、本実施形態による熱間鍛造品の製造方法を説明する。熱間鍛造品はたとえば、自動車及び建設用機械等に利用される機械部品であり、例えば、クランクシャフトに代表されるエンジン部品である。
上述の本実施形態により製造された棒鋼や線材（熱間鍛造用鋼）を熱間鍛造して、粗形状の中間品を製造する。中間品に対して調質処理を実施してもよい。更に、中間品を機械加工し、中間品を所定の形状にする。機械加工は例えば、切削や穿孔である。
次に、中間品に対して高周波焼入れを実施し、中間品の表面を硬化する。これにより、中間品の表面に表面硬化層が形成される。そして、高周波焼入れされた中間品に対して仕上げ加工を実施する。仕上げ加工は、研削や研磨である。
以上の工程により本実施形態の熱間鍛造品が製造される。本実施形態の熱間鍛造品は、熱間鍛造用鋼と同じ化学成分を有し、円相当径が２μｍ未満のＭｎＳの存在密度が３００個／ｍｍ２以上であり、ｄ＋３σ＜２０μｍを満足するものとなる。また、表面硬化層を有するものとなる。
以上の工程により本実施形態の熱間鍛造品が製造される。本実施形態の熱間鍛造品は、熱間鍛造用鋼と同じ化学成分を有し、円相当径が２μｍ未満のＭｎＳの存在密度が３００個／ｍｍ２以上であり、ｄ＋３σ＜２０μｍを満足するものとなる。また、表面硬化層を有するものとなる。
熱間鍛造品に対して、磁粉探傷試験を実施する。磁粉探傷試験は、磁粉を利用して、熱間鍛造品の表面疵（焼き割れ、研削割れ等）を検出する。磁粉探傷試験では、熱間鍛造品を磁化する。このとき、熱間鍛造品の疵部分では漏洩磁束が発生する。磁粉は、大きな漏洩磁束が発生している場所に吸着され、磁粉模様を形成する。したがって、磁粉模様により、疵の発生の有無及び発生箇所を特定できる。
熱間鍛造用鋼や熱間鍛造品の表層に粗大なＭｎＳが存在すれば、ＭｎＳに起因した大きな漏洩磁束が発生し、擬似模様が形成される。しかしながら、本実施形態の熱間鍛造用鋼や熱間鍛造品は、デンドライト１次アーム間隔の低減により、ＭｎＳが微細化される。ＭｎＳが微細であれば、擬似模様を形成するのに十分な漏洩磁束が発生しにくい。したがって、擬似模様の発生が抑制される。
上述のとおり、熱間鍛造品の素材となる熱間鍛造用鋼（上記例では棒鋼）において、ＭｎＳの最大円相当径が２０μｍ未満となる必要がある。素材（棒鋼）を熱間鍛造すれば、鍛錬成形比に応じて鋼中のＭｎＳが微細化される。しかしながら、熱間鍛造品は複雑な形状を有するものが多く、鍛錬成形比が素材全体に対して一様にならない。したがって、熱間鍛造された素材内において、ほとんど鍛錬されない部分、つまり、鍛錬成形比が非常に小さい部分が生じる。このような部分においても、擬似模様の発生を抑制するためには、素材となる熱間鍛造用鋼中のＭｎＳの最大円相当径が２０μｍ未満になる必要がある。本実施形態の熱間鍛造用鋼は、熱間加工の加工量によらず、被削性向上と擬似模様発生の抑制が可能になる。
以上説明したように、本実施形態の熱間鍛造用鋼は、熱間鍛造品となった場合に、熱間鍛造を含む熱間加工の圧下比によらず、熱間鍛造後の被削性に優れ、磁粉探傷試験時に擬似模様が発生しにくくなる。
表１に示す化学組成を有する鋼Ａ〜ＡＡを２７０ｔｏｎ転炉で溶製し、連続鋳造機を用いて連続鋳造を実施し、２２０×２２０ｍｍ角の鋳片を製造した。鋳造条件は、２２０×２２０ｍｍ角の鋳型を用いて、タンディッシュ内の溶鋼のスーパーヒートを１０〜５０℃とし、鋳込み速度を１．０〜１．５ｍ／ｍｉｎとした。なお、連続鋳造の凝固途中の段階で圧下を加えた。鋳片の連続鋳造において、鋳片の表面から１５ｍｍ深さにおける、液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度を１００〜５００℃／ｍｉｎとした。鋳片の表面から１５ｍｍ深さにおける、液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度の調整は、鋳型の冷却水量を変更することによって行った。
次いで、製造した鋳片を加熱炉に装入し、１２５０〜１３００℃の加熱温度で１０時間以上加熱した後、分塊圧延してビレットとした。なお、鋳片を分塊圧延する前に鋳片を一旦室温まで冷却して、組織観察用の試験片を採取した。
次いで、ビレットを１２５０〜１３００℃の加熱温度で１．５時間以上加熱した後、仕上げ温度を９００〜１１００℃として熱間圧延して、直径９０ｍｍの丸棒とした。熱間圧延後の丸棒は大気中で放冷した。このようにして、試験番号１〜２７の熱間鍛造用鋼を製造した。
表１に示す鋼Ａ〜Ｌは、本発明で規定する化学組成を有する鋼である。一方、鋼Ｍ〜ＡＡは、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。表１中の数値の下線は、本実施形態による熱間鍛造用鋼の範囲外であることを示す。
そして、製造した熱間鍛造用鋼の被削性及び磁粉探傷試験における擬似模様の有無を調査した。製造した熱間鍛造用鋼の被削性は、熱間鍛造用鋼に旋削加工を実施し、使用した超硬工具の逃げ面の摩耗量（ｍｍ）から判定した。
なお、鋼Ｙ〜ＡＡについては、連続鋳造時または熱間圧延工程において、割れが多く発生したため、熱間鍛造性に優れないとし、組織観察、旋削試験及び、擬似模様評価試験を実施しなかった。
なお、鋼Ｙ〜ＡＡについては、連続鋳造時または熱間圧延工程において、割れが多く発生したため、熱間鍛造性に優れないとし、組織観察、旋削試験及び、擬似模様評価試験を実施しなかった。
［凝固組織観察方法］
凝固組織は、上記の鋳片の断面をピクリン酸にてエッチングし、鋳片表面から１５ｍｍ深さの位置を、鋳込み方向に５ｍｍピッチでデンドライト１次アーム間隔を１００点測定し、平均値を求めた。表２に、デンドライト１次アーム間隔の平均値を示す。
凝固組織は、上記の鋳片の断面をピクリン酸にてエッチングし、鋳片表面から１５ｍｍ深さの位置を、鋳込み方向に５ｍｍピッチでデンドライト１次アーム間隔を１００点測定し、平均値を求めた。表２に、デンドライト１次アーム間隔の平均値を示す。
［ミクロ組織試験]
各鋼番号の丸棒（熱間鍛造用鋼）のミクロ組織を観察した。丸棒の軸方向長さをＬとした時のＬ／４位置を軸方向に対して垂直に切断し、ミクロ組織観察用の試験片を採取した。試験片の切断面を研磨し、光学顕微鏡によって鋼の金属組織を観察し、組織中のコントラストから析出物を判別した。被検面は、連続鋳造時の圧延方向と平行な断面である。なお、走査型電子顕微鏡とエネルギー分散型Ｘ線分光分析装置（ＥＤＳ）とを用いて析出物を同定した。前記試験片の長手方向を含む断面から、縦１０ｍｍ×横１０ｍｍの研磨試験片を１０個作製し、これらの研磨試験片の所定位置を光学顕微鏡にて１００倍で写真撮影して、０．９ｍｍ２の検査基準面積（領域）の画像を１０視野分準備した。その観察視野（画像）中のＭｎＳの中から大きい順に１０個選定する。選定した各ＭｎＳの面積と同等の面積となる円の直径を円相当径とし、各ＭｎＳの円相当径を算出した。検出したＭｎＳの粒径分布から、円相当径が２μｍ未満であるＭｎＳの存在密度、円相当径が１μｍ以上であるＭｎＳの平均円相当径及び標準偏差を算出した。
各鋼番号の丸棒（熱間鍛造用鋼）のミクロ組織を観察した。丸棒の軸方向長さをＬとした時のＬ／４位置を軸方向に対して垂直に切断し、ミクロ組織観察用の試験片を採取した。試験片の切断面を研磨し、光学顕微鏡によって鋼の金属組織を観察し、組織中のコントラストから析出物を判別した。被検面は、連続鋳造時の圧延方向と平行な断面である。なお、走査型電子顕微鏡とエネルギー分散型Ｘ線分光分析装置（ＥＤＳ）とを用いて析出物を同定した。前記試験片の長手方向を含む断面から、縦１０ｍｍ×横１０ｍｍの研磨試験片を１０個作製し、これらの研磨試験片の所定位置を光学顕微鏡にて１００倍で写真撮影して、０．９ｍｍ２の検査基準面積（領域）の画像を１０視野分準備した。その観察視野（画像）中のＭｎＳの中から大きい順に１０個選定する。選定した各ＭｎＳの面積と同等の面積となる円の直径を円相当径とし、各ＭｎＳの円相当径を算出した。検出したＭｎＳの粒径分布から、円相当径が２μｍ未満であるＭｎＳの存在密度、円相当径が１μｍ以上であるＭｎＳの平均円相当径及び標準偏差を算出した。
表２に、円相当径が２μｍ未満であるＭｎＳの存在密度及びＦ１値（ｄ＋３σ）を示す。ここで、表２中の＊印は、本発明の円相当径が２μｍ未満であるＭｎＳの存在密度または、Ｆ１値の条件を満足しないことを意味する。
次に、試験例１〜２４の丸棒（熱間鍛造用鋼）を用いて、被削性、及び、磁粉探傷試験時の擬似模様の発生有無を調査した。試験例１〜２４の丸棒は、熱間鍛造品の素材に相当する。素材である丸棒の被削性が高く、かつ、磁粉探傷試験時に擬似模様が発生しにくければ、丸棒を熱間鍛造して成形され、鍛造終了後放冷された熱間鍛造品も当然に、優れた被削性を有し、かつ、磁粉探傷試験時に擬似模様が発生しにくい。そこで、素材に相当する丸棒の被削性及び磁粉探傷試験の擬似模様の発生有無を、以下の試験方法により調査した。
［旋削試験］
試験例１〜２４の棒鋼（直径９０ｍｍ）を直径が８５ｍｍになるまでピーリングして旋削試験片とした。
試験例１〜２４の棒鋼（直径９０ｍｍ）を直径が８５ｍｍになるまでピーリングして旋削試験片とした。
製造された試験片を用いて、旋削加工を実施した。旋削加工では、ＪＩＳ規格に準拠し
を２５０ｍ／ｍｉｎ、送り速度を０．３０ｍｍ／ｒｅｖ、切り込みを１．５ｍｍとし、潤滑油を使用せずに旋削加工を実施した。旋削加工を開始してから１０分経過後、超硬工具の逃げ面の摩耗量（ｍｍ）を測定した。表２に、測定した超硬工具の逃げ面の摩耗量（ｍｍ）を示す。ここで、表２中の＊印は、本発明の超硬工具の逃げ面の摩耗量（ｍｍ）の条件を満足しないことを意味する。
を２５０ｍ／ｍｉｎ、送り速度を０．３０ｍｍ／ｒｅｖ、切り込みを１．５ｍｍとし、潤滑油を使用せずに旋削加工を実施した。旋削加工を開始してから１０分経過後、超硬工具の逃げ面の摩耗量（ｍｍ）を測定した。表２に、測定した超硬工具の逃げ面の摩耗量（ｍｍ）を示す。ここで、表２中の＊印は、本発明の超硬工具の逃げ面の摩耗量（ｍｍ）の条件を満足しないことを意味する。
［擬似模様評価試験］
試験例１〜２４の丸棒の中心部から、直径５０ｍｍ、長さ１００ｍｍの丸棒試験片を採取した。丸棒試験片の軸方向は、各丸棒の軸方向と同じであった。丸棒試験片の円周面に対して、周波数４０ｋＨｚ、電圧６ｋＶ、加熱時間３．０秒の条件で高周波焼入れを実施した。高周波焼入れ後、丸棒試験片に対して焼戻しを実施した。具体的には、丸棒試験片を１５０℃で１時間加熱し、その後、大気中で放冷した。焼戻し後、丸棒試験片の円周面を仕上げ研磨し、表面粗さを調整した。具体的には、仕上げ研磨により、円周面の中心線平均粗さ（Ｒａ）を３．０μｍ以内とし、最大高さ（Ｒｍａｘ）を９．０μｍ以内にした。仕上げ研磨された複数の丸棒試験片に対して、ＪＩＳ Ｚ２３４３−１（２００１）に準拠した浸透探傷試験を実施し、疵のない丸棒試験片を各試験例につき５０本選択した。
選択された５０本の丸棒試験片に対して、下記に示す条件で磁粉探傷試験を実施した。
試験例１〜２４の丸棒の中心部から、直径５０ｍｍ、長さ１００ｍｍの丸棒試験片を採取した。丸棒試験片の軸方向は、各丸棒の軸方向と同じであった。丸棒試験片の円周面に対して、周波数４０ｋＨｚ、電圧６ｋＶ、加熱時間３．０秒の条件で高周波焼入れを実施した。高周波焼入れ後、丸棒試験片に対して焼戻しを実施した。具体的には、丸棒試験片を１５０℃で１時間加熱し、その後、大気中で放冷した。焼戻し後、丸棒試験片の円周面を仕上げ研磨し、表面粗さを調整した。具体的には、仕上げ研磨により、円周面の中心線平均粗さ（Ｒａ）を３．０μｍ以内とし、最大高さ（Ｒｍａｘ）を９．０μｍ以内にした。仕上げ研磨された複数の丸棒試験片に対して、ＪＩＳ Ｚ２３４３−１（２００１）に準拠した浸透探傷試験を実施し、疵のない丸棒試験片を各試験例につき５０本選択した。
選択された５０本の丸棒試験片に対して、下記に示す条件で磁粉探傷試験を実施した。
＜試験条件＞
磁粉：黒色磁粉
磁粉濃度：１．８ｍｌ（磁粉の沈殿容積）／１００ｍｌ（単位容積）
検出媒体の種類：湿式
磁粉の適用時期：連続法
磁化方法：軸通電法
磁化時間：５秒以上
磁化電流：ＡＣ
電流値：２５００Ａ
磁粉：黒色磁粉
磁粉濃度：１．８ｍｌ（磁粉の沈殿容積）／１００ｍｌ（単位容積）
検出媒体の種類：湿式
磁粉の適用時期：連続法
磁化方法：軸通電法
磁化時間：５秒以上
磁化電流：ＡＣ
電流値：２５００Ａ
表１及び表２を参照して、鋼Ａ〜Ｌの鋼の化学組成は、本実施形態による熱間鍛造用鋼の化学組成の範囲内であり、かつ、円相当径が２μｍ未満であるＭｎＳの存在密度が３００（個／ｍｍ２）以上であった。更に、Ｆ１値（ｄ＋３σ）が２０μｍ未満であることを満たした。その結果、鋼Ａ〜Ｌは、優れた被削性を有し、かつ、擬似模様が発生しなかった。
試験番号１３は、Ｂｉ、Ｓｂ及びＳｎを含有せず、Ｓ含有量は、本発明のＳ含有量の下限未満であった。そのため、円相当径が２μｍ未満であるＭｎＳの存在密度が３００（個／ｍｍ２）未満となり、逃げ面摩耗量は０．２０ｍｍを超えた。
試験番号１４は、Ｂｉ、Ｓｂ及びＳｎを含有しなかった。そのため、Ｆ１値が２０μｍ以上となり、擬似模様が発生した。
試験番号１５は、Ｂｉ、Ｓｂ及びＳｎを含有しなかった。そのため、円相当径が２μｍ未満であるＭｎＳの存在密度が３００（個／ｍｍ２）未満となり、また、Ｆ１値が２０μｍ以上となり、擬似模様が発生した。
試験番号１６は、Ｂｉ、Ｓｂ及びＳｎを含有しなかった。そのため、円相当径が２μｍ未満であるＭｎＳの存在密度が３００（個／ｍｍ２）未満となり、逃げ面摩耗量が０．２０ｍｍを超えた。
試験番号１７は、Ｓ含有量が本発明のＳ含有量の上限を超え、また、Ｓｂ及びＳｎを含有しなかった。そのため、Ｆ１値が２０μｍ以上となり、擬似模様が発生した。
試験番号１８〜２０は、Ｓ含有量が本発明のＳ含有量の下限未満であり、また、Ｓｂ及びＳｎを含有しなかった。そのため、円相当径が２μｍ未満であるＭｎＳの存在密度が３００（個／ｍｍ２）未満となり、逃げ面摩耗量が０．２０ｍｍを超えた。
試験番号２１は、Ｃ含有量が本発明のＣ含有量の上限以上であり、また、Ｓｂ及びＳｎを含有しなかった。そのため、逃げ面摩耗量が０．２０ｍｍを超えた。
試験番号２２は、Ｍｎ含有量が本発明のＭｎ含有量の上限を超え、また、Ｓｂ及びＳｎを含有しなかった。そのため、逃げ面摩耗量が０．２０ｍｍを超えた。
試験番号２３は、Ｃｒ含有量が本発明のＣｒ含有量の上限を超え、また、Ｓｂ及びＳｎを含有しなかった。そのため、逃げ面摩耗量が０．２ｍｍを超えた。
試験番号２４のＴｉ含有量は、本発明のＴｉ含有量の上限以上であり、また、Ｓｂ及びＳｎを含有しなかった。そのため、逃げ面摩耗量が０．２０ｍｍを超えた。
試験番号２５〜２７は、Ｂｉ、Ｓｂ、Ｓｎのいずれかが本発明の範囲外であったため、いずれも熱間加工性が低下し、連続鋳造時に割れが多発した。
以上、本発明の実施形態を説明したが、上述した実施形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。よって、本発明は上述した実施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形態を適宜変形して実施することが可能である。
Claims (6)
- 質量％で、
Ｃ：０．３０％超〜０．６０％未満、
Ｓｉ：０．１０％〜０．９０％、
Ｍｎ：０．５０％〜２．００％、
Ｓ：０．０１０％〜０．１００％、
Ｃｒ：０．０１％〜１．００％、
Ｔｉ：０．００１％〜０．０４０％未満、
Ａｌ：０．００５％超〜０．１００％、
Ｎ：０．００３０％〜０．０２００％及び
Ｂｉ：０．０００１％超〜０．００５０％を含有し、
Ｓｂ：０．０００１％〜０．００５０％及びＳｎ：０．０００１％〜０．００５０％のうちの１種または２種を含有し、
更に、Ｐ及びＯがそれぞれ、
Ｐ：０．０５０％以下及び
Ｏ：０．００５０％以下であり、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
下記式（１）を満たし、
鋼材の圧延方向と平行な断面において円相当径が２μｍ未満のＭｎＳの存在密度が３００個／ｍｍ２以上である熱間鍛造用鋼。
ｄ＋３σ＜２０μｍ ・・・（１）
式（１）中の、ｄは円相当径が１μｍ以上のＭｎＳの平均円相当径であり、σは円相当径が１μｍ以上のＭｎＳの、円相当径の標準偏差である。 - Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｖ：０．３０％以下を含有する、請求項１に記載の熱間鍛造用鋼。
- Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．０００３％〜０．００４０％、またはＰｂ：０．４００％以下からなる群から選択される１種以上を含有する、請求項１または請求項２に記載の熱間鍛造用鋼。
- 質量％で、
Ｃ：０．３０％超〜０．６０％未満、
Ｓｉ：０．１０％〜０．９０％、
Ｍｎ：０．５０％〜２．００％、
Ｓ：０．０１０％〜０．１００％、
Ｃｒ：０．０１％〜１．００％、
Ｔｉ：０．００１％〜０．０４０％未満、
Ａｌ：０．００５％超〜０．１００％、
Ｎ：０．００３０％〜０．０２００％及び
Ｂｉ：０．０００１％超〜０．００５０％を含有し、
Ｓｂ：０．０００１％〜０．００５０％及びＳｎ：０．０００１％〜０．００５０％のうちの１種または２種を含有し、
更に、Ｐ及びＯがそれぞれ、
Ｐ：０．０５０％以下及び
Ｏ：０．００５０％以下であり、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
下記式（２）を満たし、
鋼材の圧延方向と平行な断面において円相当径が２μｍ未満のＭｎＳの存在密度が３００個／ｍｍ２以上である熱間鍛造品。
ｄ＋３σ＜２０μｍ ・・・（２）
式（２）中の、ｄは円相当径が１μｍ以上のＭｎＳの平均円相当径であり、σは円相当径が１μｍ以上のＭｎＳの、円相当径の標準偏差である。 - Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｖ：０．３０％以下を含有する、請求項４に記載の熱間鍛造品。
- Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．０００３％〜０．００４０％、またはＰｂ：０．４００％以下からなる群から選択される１種以上を含有する、請求項４または請求項５に記載の熱間鍛造品。
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