JP7376784B2 - 熱間鍛造部品 - Google Patents

Description

本開示は、熱間鍛造部品に関する。

ハブ等に代表される自動車部品には、鋼材を熱間鍛造して製造される熱間鍛造部品が主として使用されている。

熱間鍛造部品は通常、次の製造工程で製造される。素材に対して熱間鍛造を実施して、中間品を製造する。中間品に対して、焼入れ及び焼戻しを実施する。焼入れ及び焼戻しされた中間品に対して切削加工を実施して、最終製品形状に加工する。以上の工程により熱間鍛造部品が製造される。

熱間鍛造部品は、使用中において、繰り返しの圧縮荷重及び引張荷重を受ける。そのため、熱間鍛造部品には、優れた疲労強度が求められる。一方で、上述のとおり、熱間鍛造部品の製造工程において、熱間鍛造を実施し、さらに、焼入れ及び焼戻しを実施した後、切削加工を実施して最終形状に加工される。そのため、熱間鍛造部品では、その製造工程において、優れた被削性も求められる。

被削性は鋼材の強度と負の相関がある。一方で、疲労強度は鋼材の強度と正の相関がある。そのため、疲労強度と被削性とは相反する特性である。一般的に、疲労強度を高めれば被削性が低下し、被削性を高めれば、疲労強度が低下する。したがって、熱間鍛造部品において、優れた疲労強度と優れた被削性との両立が求められている。

特開平６－３０６４６０号公報（特許文献１）は、疲労強度及び被削性に優れた熱間鍛造部品の製造方法を提案している。この文献では、質量％で、Ｃ：０．２０～０．６０％、Ｓｉ：０．１５～２．００％、Ｍｎ：０．５５～２．００％、Ｓ：０．０１～０．１０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ａｌ：０．０１５～０．０５％、Ｎ：０．０２０％以下を含有し、さらに、Ｖ：０．０３～０．７０％、Ｔｉ：０．００５～０．０５０％、Ｎｂ：０．００５～０．２０％のうち一種又は二種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる成分の鋼材を用いて熱間鍛造を実施する。このとき、Ａ）９６０～１３５０℃の加熱温度で鋼材を加熱し、Ｂ）加熱後の鋼材に対して、圧下率１０～９０％の鍛造を行い、直ちに２０℃／秒以上の冷却速度で焼入れを行い、Ｃ）焼入れ後の鋼材に対して、４００℃以上Ａ_ｃ１変態点未満の温度範囲で焼戻しを行う。これにより、優れた疲労強度が得られつつ、十分な被削性も得られる、と特許文献１には記載されている。

特開平６－３０６４６０号公報

しかしながら、特許文献１に記載の手段以外の他の手段により、高い被削性と高い疲労強度とを両立可能な熱間鍛造部品があってもよい。

本発明の目的は、高い被削性と高い疲労強度とを両立可能な熱間鍛造部品を提供することである。

本開示の熱間鍛造部品は、
表面から深さ３ｍｍ以上の内部における化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．３０～０．６０％、
Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
Ｍｎ：０．３０～１．４０％、
Ｐ：０．０３０％未満、
Ｓ：０．０４０～０．２００％、
Ｃｒ：０．０２～１．５０％、
Ａｌ：０．０１０～０．１００％、及び、
Ｎ：０．００５～０．０３０％を含有し、
残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たし、
前記熱間鍛造部品の表面から深さ３ｍｍ以上の前記内部のミクロ組織において、マルテンサイト及びベイナイトの総面積率が９０％以上であり、
前記熱間鍛造部品の長手方向に垂直な断面において、縦５０μｍ×横５０μｍの矩形の測定視野を表層部から５箇所、中心部から５箇所選定し、
前記各測定視野において、縦方向に５μｍピッチで１０等分し、横方向に５μｍピッチで１０等分して区画された１０×１０個の微小領域の各々でナノインデンテーション硬さ（ＧＰａ）を測定し、
１０箇所の前記測定視野で測定された前記微小領域のナノインデンテーション硬さの算術平均値を算術平均値Ａｖｅと定義し、
１０箇所の前記測定視野で測定された前記微小領域のナノインデンテーション硬さの標準偏差を標準偏差σと定義し、
前記標準偏差σの前記算術平均値Ａｖｅに対する比を変動係数ＣＶと定義したとき、
前記変動係数ＣＶは、式（２）を満たす。
２５≦７．８×［Ｃ］^１／２×（１＋９／１３×［Ｓｉ］）×（１＋２１／５×［Ｍｎ］）×（１－７／１１×［Ｓ］）×（１＋５／２×［Ｃｒ］）×（１＋５／９×［Ｎｉ］）×（１＋１１／４×［Ｍｏ］）≦１１３ （１）
９．２≦ＣＶ≦１３．０ （２）
ここで、式（１）中の［元素記号］には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。

本開示の熱間鍛造部品は、高い被削性と高い疲労強度とを両立可能である。

図１は、熱間鍛造部品の長手方向に垂直な断面を示す図である。 図２は、図１中の表層部及び中心部から採取されたサンプルの測定視野の一例を示す図である。 図３は、本実施形態の熱間鍛造部品における、後述の疲労試験前の測定視野の一部の硬さ分布を示す図である。 図４は、本実施形態の熱間鍛造部品における、後述の疲労試験後の測定視野の一部の硬さ分布を示す図である。 図５は、行領域群Ｒ１～Ｒ１０と、列領域群Ｃ１～Ｃ１０とを説明するための、測定視野の一例を示す図である。 図６は、図５の測定視野中の行領域群Ｒ１の領域をハッチングで示した図である。 図７は、図５の測定視野中の行領域群Ｒ２の領域をハッチングで示した図である。 図８は、図５の測定視野中の列領域群Ｃ１の領域をハッチングで示した図である。 図９は、図５の測定視野中の列領域群Ｃ２の領域をハッチングで示した図である。 図１０は、ミクロ組織におけるナノインデンテーション硬さの好ましい分布について説明するための図である。 図１１は、図１０と異なる、ミクロ組織におけるナノインデンテーション硬さの好ましい分布について説明するための図である。 図１２は本実施形態の熱間鍛造部品の製造工程の一例を示すフロー図である。

本発明者らは、被削性と疲労強度という、相反する特性をともに高めることができる熱間鍛造部品について検討を行った。

初めに、本発明者らは、化学組成の観点から、高い被削性と高い疲労強度との両立を検討した。その結果、質量％で、Ｃ：０．３０～０．６０％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｍｎ：０．３０～１．４０％、Ｐ：０．０３０％未満、Ｓ：０．０４０～０．２００％、Ｃｒ：０．０２～１．５０％、Ａｌ：０．０１０～０．１００％、Ｎ：０．００５～０．０３０％、Ｍｏ：０～０．２０％、及び、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成であれば、高い被削性及び高い疲労強度が得られる可能性があると考えた。

本発明者らは、化学組成の観点から、被削性及び疲労強度の両方を高める検討をさらに行った。その結果、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内であって、かつ、次の式（１）を満たせば、被削性及び疲労強度がともに高まる可能性があることを見出した。
２５≦７．８×［Ｃ］^１／２×（１＋９／１３×［Ｓｉ］）×（１＋２１／５×［Ｍｎ］）×（１－７／１１×［Ｓ］）×（１＋５／２×［Ｃｒ］）×（１＋５／９×［Ｎｉ］）×（１＋１１／４×［Ｍｏ］）≦１１３ （１）
ここで、式（１）中の［元素記号］には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。対応する元素含有量が化学分析において検出限界未満である場合、対応する元素記号には「０」を代入する。

次のとおり、Ｆ１を定義する。
Ｆ１＝７．８×［Ｃ］^１／２×（１＋９／１３×［Ｓｉ］）×（１＋２１／５×［Ｍｎ］）×（１－７／１１×［Ｓ］）×（１＋５／２×［Ｃｒ］）×（１＋５／９×［Ｎｉ］）×（１＋１１／４×［Ｍｏ］）

Ｆ１は、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内である熱間鍛造部品の疲労強度及び被削性の指標である。Ｆ１が２５未満である場合、熱間鍛造部品の疲労強度が十分に得られない。熱間鍛造部品の化学組成において、Ｆ１が２５以上であれば、熱間鍛造部品の疲労強度が高まる。一方、Ｆ１が１１３を超えれば、熱間鍛造部品の製造工程において、熱間鍛造後、焼入れ及び焼戻しされた鋼材の被削性が十分に得られない。熱間鍛造部品の化学組成において、Ｆ１が１１３以下であれば、被削性を高めることができる。

本発明者らはさらに、上述の化学組成の観点だけでなく、ミクロ組織の観点から、熱間鍛造部品の被削性及び疲労強度の両方を高める検討を行った。その結果、化学組成の各元素含有量が上述の範囲内であって、かつ、Ｆ１が式（１）を満たす場合、ミクロ組織においてさらに、マルテンサイト及びベイナイトの総面積率が９０％以上であれば、高い被削性及び高い疲労強度の両立が可能であると考えた。

しかしながら、化学組成の各元素含有量が上述の範囲であって、Ｆ１が式（１）を満たし、さらに、ミクロ組織におけるマルテンサイト及びベイナイトの総面積率が９０％以上であっても、依然として、高い被削性及び高い疲労強度の両立が得られない場合があった。そこで、本発明者らは、ミクロ組織の観点から、高い被削性及び高い疲労強度の両立について、さらに検討を行った。

上述のとおり、被削性は、熱間鍛造部品の製造工程において、熱間鍛造部品用の鋼材を熱間鍛造し、さらに、焼入れ及び焼戻しされた後の切削加工時に要求される特性である。つまり、被削性は、熱間鍛造部品の使用前に要求される特性である。一方、疲労強度は、熱間鍛造部品の使用中に要求される特性である。したがって、熱間鍛造部品において、使用前では被削性に優れ、使用中では疲労強度が高まるミクロ組織が、被削性と疲労強度との両立に極めて有効である。

そこで、本発明者らは、被削性と疲労強度とを両立させるために、ミクロ組織中のマルテンサイト及びベイナイトの総面積だけでなく、ミクロ組織中のマルテンサイト及びベイナイトの分布状態にも注目した。マルテンサイトの硬さはベイナイトの硬さよりも高い。したがって、熱間鍛造部品の使用前の被削性を考慮すれば、ミクロ組織中において、ある程度の量のベイナイトが分布していることが望ましい。一方、熱間鍛造部品の使用中の疲労強度を考慮すれば、ミクロ組織の硬さが高い方が好ましい。ミクロ組織の硬さは、疲労強度と正の相関を示すからである。

以上の検討の結果、使用前の熱間鍛造部品のミクロ組織では、ある程度の量のベイナイトが分布していることにより、被削性を高めることが有効である。一方、使用中の熱間鍛造部品のミクロ組織では、ミクロ組織中に分布しているベイナイトが、マルテンサイトに挟まれたり、囲まれたりしていることが、疲労強度を高めるのに有効である。ミクロ組織中に分布しているベイナイトが、マルテンサイトに挟まれたり、囲まれたりしていれば、使用中において、ベイナイトに応力が集中し、ベイナイトが加工硬化する。ベイナイトが加工硬化すれば、疲労強度を高めることができると考えられる。そこで、本発明者らは、被削性及び疲労強度の観点から、マルテンサイトとベイナイトとが適切な分布状態であるミクロ組織について検討を行った。

ミクロ組織中のマルテンサイトとベイナイトとを、光学顕微鏡観察によってコントラストにより区別することは極めて困難である。一方で、マルテンサイトとベイナイトとは硬さが異なる。そこで、本発明者らは、ミクロ組織を５μｍ×５μｍの微小領域に区画して、各微小領域の硬さをナノインデンテーション法により求めることにより、ミクロ組織の硬さの分布を求め、得られた硬さの分布状態を、マルテンサイトとベイナイトとの分布状態に代替した。そして、ミクロ組織における硬さの分布状態と、被削性及び疲労強度との関係について、調査を行った。その結果、熱間鍛造部品の長手方向に垂直な断面において、縦５０μｍ×横５０μｍの矩形の測定視野を表層部から任意の５箇所、中心部から任意の５箇所選定し、各測定視野において、縦方向に５μｍピッチで１０等分し、横方向に５μｍピッチで１０等分して区画された１０×１０個の微小領域の各々でナノインデンテーション硬さ（ＧＰａ）を測定し、１０箇所の測定視野で測定された微小領域のナノインデンテーションの算術平均値を算術平均値Ａｖｅと定義し、１０箇所の測定視野で測定された微小領域のナノインデンテーションの標準偏差を標準偏差σと定義し、標準偏差σの算術平均値Ａｖｅに対する比を変動係数ＣＶと定義したとき、変動係数ＣＶが式（２）を満たせば、優れた被削性と優れた疲労強度との両立が可能であることを見出した。
９．２≦ＣＶ≦１３．０ （２）

以上の知見により完成した本実施形態の熱間鍛造部品は、次の構成を有する。

［１］
熱間鍛造部品であって、
表面から深さ３ｍｍ以上の内部における化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．３０～０．６０％、
Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
Ｍｎ：０．３０～１．４０％、
Ｐ：０．０３０％未満、
Ｓ：０．０４０～０．２００％、
Ｃｒ：０．０２～１．５０％、
Ａｌ：０．０１０～０．１００％、及び、
Ｎ：０．００５～０．０３０％を含有し、
残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たし、
前記熱間鍛造部品の表面から深さ３ｍｍ以上の前記内部のミクロ組織において、マルテンサイト及びベイナイトの総面積率が９０％以上であり、
前記熱間鍛造部品の長手方向に垂直な断面において、縦５０μｍ×横５０μｍの矩形の測定視野を表層部から５箇所、中心部から５箇所選定し、
前記各測定視野において、縦方向に５μｍピッチで１０等分し、横方向に５μｍピッチで１０等分して区画された１０×１０個の微小領域の各々でナノインデンテーション硬さ（ＧＰａ）を測定し、
１０箇所の前記測定視野で測定された前記微小領域のナノインデンテーション硬さの算術平均値を算術平均値Ａｖｅと定義し、
１０箇所の前記測定視野で測定された前記微小領域のナノインデンテーション硬さの標準偏差を標準偏差σと定義し、
前記標準偏差σの前記算術平均値Ａｖｅに対する比を変動係数ＣＶと定義したとき、
前記変動係数ＣＶは、式（２）を満たす、
熱間鍛造部品。
２５≦７．８×［Ｃ］^１／２×（１＋９／１３×［Ｓｉ］）×（１＋２１／５×［Ｍｎ］）×（１－７／１１×［Ｓ］）×（１＋５／２×［Ｃｒ］）×（１＋５／９×［Ｎｉ］）×（１＋１１／４×［Ｍｏ］）≦１１３ （１）
９．２≦ＣＶ≦１３．０ （２）
ここで、式（１）中の［元素記号］には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。

［２］
［１］に記載の熱間鍛造部品であって、
前記各測定視野の１０×１０個の前記微小領域において、
同じ行に配列されている１０個の前記微小領域からなる領域群を行領域群Ｒ１～Ｒ１０と定義し、
同じ列に配列されている１０個の前記微小領域からなる領域群を列領域群Ｃ１～Ｃ１０と定義し、
前記行領域群Ｒ１～Ｒ１０の各々において、
前記行領域群内の１０個の前記微小領域のナノインデンテーション硬さの算術平均値を算術平均値ＲＡｖｅと定義し、
前記行領域群内の１０個の前記微小領域のナノインデンテーション硬さの標準偏差を標準偏差Ｒσと定義し、
前記標準偏差Ｒσに対する前記算術平均値ＲＡｖｅの比を変動係数ＲＣＶと定義し、
隣り合う前記行領域群での前記変動係数ＲＣＶの差分の絶対値を差分値ΔＲＣＶと定義し、
前記列領域群Ｃ１～Ｃ１０の各々において、
前記列領域群内の１０個の前記微小領域のナノインデンテーション硬さの算術平均値を算術平均値ＣＡｖｅと定義し、
前記列領域群内の１０個の前記微小領域のナノインデンテーション硬さの標準偏差を標準偏差Ｃσと定義し、
前記標準偏差Ｃσに対する前記算術平均値ＣＡｖｅの比を変動係数ＣＣＶと定義し、
隣り合う前記列領域群での前記変動係数ＣＣＶの差分の絶対値を差分値ΔＣＣＶと定義したとき、
前記各測定視野において、前記差分値ΔＲＣＶが１．０以下となる前記行領域群が連続して４個以下である、又は、
前記各測定視野において、前記差分値ΔＣＣＶが１．０以下となる前記列領域群が連続して４個以下である、
熱間鍛造部品。

［３］
［１］又は［２］に記載の熱間鍛造部品であって、
前記化学組成がさらに、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｍｏ：０．２０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、
Ｃｕ：０．２０％以下、
Ｔｉ：０．０５％以下、及び、
Ｎｂ：０．１００％以下、からなる群から選択される１元素以上を含有する、
熱間鍛造部品。

［４］
［１］～［３］のいずれか１項に記載の熱間鍛造部品であって、
前記化学組成がさらに、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｃａ：０．００５０％以下、及び、
Ｐｂ：０．０９％以下、からなる群から選択される１元素以上を含有する、
熱間鍛造部品。

以下、本実施形態の熱間鍛造部品について詳しく説明する。各元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。

［化学組成］
本実施形態による熱間鍛造部品において、表面から３ｍｍ以上の内部における化学組成は、次の元素を含有する。表面から３ｍｍ以上の内部の化学組成を規定するのは、熱間鍛造部品が浸炭処理や窒化処理等の表面硬化処理を施されている場合、表面から深さ３ｍｍ以内の領域の化学組成は、表面から深さ３ｍｍ以上の内部の化学組成と異なる場合があるためである。

［必須元素について］
Ｃ：０．３０～０．６０％
炭素（Ｃ）は、鋼材の焼入れ性及び鋼材の硬さを高め、熱間鍛造部品の疲労強度を高める。Ｃ含有量が０．３０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃ含有量が０．６０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、熱間鍛造部品の被削性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．３０～０．６０％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．３５％であり、さらに好ましくは０．３８％であり、さらに好ましくは０．４０％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．５８％であり、さらに好ましくは０．５６％であり、さらに好ましくは０．５４％であり、さらに好ましくは０．５０％である。

Ｓｉ：０．０１～０．５０％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉはさらに、鋼材の焼入れ性を高め、熱間鍛造部品の疲労強度を高める。Ｓｉ含有量が０．０１％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の熱間鍛造性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１～０．５０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．０８％であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．１２％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．４８％であり、さらに好ましくは０．４７％であり、さらに好ましくは０．４６％であり、さらに好ましくは０．４５％である。

Ｍｎ：０．３０～１．４０％
マンガン（Ｍｎ）は鋼を脱酸する。Ｍｎはさらに、鋼材の焼入れ性を高め、熱間鍛造部品の疲労強度を高める。Ｍｎ含有量が０．３０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｍｎ含有量が１．４０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、熱間鍛造部品の被削性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．３０～１．４０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．４０％であり、さらに好ましくは０．４５％であり、さらに好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは０．６０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．３０％であり、さらに好ましくは１．２０％であり、さらに好ましくは１．１０％である。

Ｐ：０．０３０％未満
燐（Ｐ）は、不可避に含有される不純物である。つまり、Ｐ含有量は０％超である。Ｐは、粒界に偏析して熱間鍛造部品の強度を局所的に低下する。Ｐ含有量が０．０３０％以上であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、熱間鍛造部品の疲労強度が顕著に低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０３０％未満である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｐ含有量の過剰な低減は、製造コストを引き上げる。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｐ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％であり、さらに好ましくは０．００５％である。

Ｓ：０．０４０～０．２００％
硫黄（Ｓ）は、主としてＭｎと結合して硫化物を形成し、熱間鍛造部品の被削性を高める。Ｓ含有量が０．０４０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｓ含有量が０．２００％を超えれば、鋼材の熱間鍛造性が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０４０～０．２００％である。Ｓ含有量の好ましい下限は０．０５０％であり、さらに好ましくは０．０７０％であり、さらに好ましくは０．０８０％である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．１８０％であり、さらに好ましくは０．１７０％であり、さらに好ましくは０．１６０％であり、さらに好ましくは０．１５０％である。

Ｃｒ：０．０２～１．５０％
クロム（Ｃｒ）は鋼材の焼入れ性を高め、熱間鍛造部品の疲労強度を高める。Ｃｒ含有量が０．０２％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃｒ含有量が１．５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、熱間鍛造部品の被削性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．０２～１．５０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．４０％であり、さらに好ましくは１．３５％であり、さらに好ましくは１．３０％である。

Ａｌ：０．０１０～０．１００％
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。Ａｌはさらに、鋼中のＮと結合してＡｌＮを形成し、オーステナイト粒の粗大化を抑制する。そのため、熱間鍛造部品の疲労強度が高まる。Ａｌ含有量が０．０１０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、硬質な酸化物系介在物を形成して、熱間鍛造部品の熱間鍛造性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．０１０～０．１００％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０９０％であり、さらに好ましくは０．０８５％であり、さらに好ましくは０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０６５％である。本実施形態の熱間鍛造部品において、Ａｌ含有量とは酸可溶Ａｌ（いわゆる「ｓｏｌ．Ａｌ」）を意味する。

Ｎ：０．００５～０．０３０％
窒素（Ｎ）はＡｌ、Ｖ及びＮｂと結合して窒化物又は炭窒化物を形成して、オーステナイト粒の粗大化を抑制する。これにより、熱間鍛造部品の疲労強度が高まる。Ｎ含有量が０．００５％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｎ含有量が０．０３０％を超えれば、上記効果が飽和する。したがって、Ｎ含有量は０．００５～０．０３０％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００８％であり、さらに好ましくは０．００９％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２２％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。

本実施の形態による熱間鍛造部品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、熱間鍛造部品を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は、製造環境などから混入されるものであって、本実施形態の熱間鍛造部品に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。

［任意元素について］
［第１の任意元素群］
本実施の形態による熱間鍛造部品の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｍｏ、Ｎｉ及びＣｕからなる群から選択される１元素以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、いずれも、鋼材の焼入れ性を高め、熱間鍛造部品の疲労強度を高める。

Ｍｏ：０．２０％以下
モリブデン（Ｍｏ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｍｏ含有量は０％であってもよい。Ｍｏが含有される場合、Ｍｏは固溶強化により鋼材の強度を高め、熱間鍛造部品の疲労強度を高める。Ｍｏが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｍｏ含有量が０．２０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の熱間鍛造性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０．２０％以下である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．１８％であり、さらに好ましくは０．１６％であり、さらに好ましくは０．１５％である。

Ｎｉ：０．５０％以下
ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｎｉ含有量は０％であってもよい。Ｎｉが含有される場合、Ｎｉは固溶強化により鋼材の強度を高め、熱間鍛造部品の疲労強度を高める。Ｎｉが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｎｉ含有量が０．５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の熱間鍛造性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０．５０％以下である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、さらに好ましくは、０．４０％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．２０％である。

Ｃｕ：０．２０％以下
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｕ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃｕは固溶強化により鋼材の強度を高め、熱間鍛造部品の疲労強度を高める。Ｃｕが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｕ含有量が０．２０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の熱間鍛造性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０．２０％以下である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．１８％であり、さらに好ましくは０．１５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。

［第２の任意元素群］
本実施の形態による熱間鍛造部品の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｔｉ及びＮｂからなる群から選択される１元素以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、いずれも、ピンニング効果により焼入れ処理時のオーステナイト粒の粗大化を抑制し、熱間鍛造部品の疲労強度を高める。

Ｔｉ：０．０５％以下
チタン（Ｔｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｔｉ含有量は０％であってもよい。Ｔｉが含有される場合、ＴｉはＣ及び／又はＮと結合して炭窒化物を形成し、ピンニング効果により、焼入れ時のオーステナイト粒の粗大化を抑制する。これにより、熱間鍛造部品の疲労強度が高まる。Ｔｉが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｔｉ含有量が０．０５％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｔｉ炭窒化物が粗大化して、熱間鍛造部品の疲労強度が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．０５％以下である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０４％であり、さらに好ましくは０．０３％である。

Ｎｂ：０．１００％以下
ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｎｂ含有量は０％であってもよい。Ｎｂが含有される場合、ＮｂはＣ及び／又はＮと結合して炭窒化物を形成し、ピンニング効果により、焼入れ時のオーステナイト粒の粗大化を抑制する。これにより、熱間鍛造部品の疲労強度が高まる。Ｎｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｎｂ含有量が０．１００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｎｂ炭窒化物が粗大化して、熱間鍛造部品の疲労強度が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．１００％以下である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは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０．０９０％であり、さらに好ましくは０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０７０％である。

［第３の任意元素群］
本実施の形態による熱間鍛造部品の化学組成はさらに、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元素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、鋼材の被削性を高める。

Ｃａ：０．００５０％以下
カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃａ含有量は０％であってもよい。Ｃａが含有される場合、Ｃａは、鋼材の切削加工中において、工具の刃先にベラーク（保護膜）を形成し、熱間鍛造部品の被削性を高める。Ｃａが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃａ含有量が０．００５０％を超えれば、上記効果が飽和し、製造コストが高くなる。したがって、Ｃａ含有量は０．００５０％以下である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００４６％であり、さらに好ましくは０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。

Ｐｂ：０．０９％以下
鉛（Ｐｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｐｂ含有量は０％であってもよい。Ｐｂが含有される場合、Ｐｂは、熱間鍛造部品の被削性を高める。Ｐｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｐｂ含有量が０．０９％を超えれば、上記効果が飽和し、製造コストが高くなる。したがって、Ｐｂ含有量は０．０９％以下である。Ｐｂ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０３％である。Ｐｂ含有量の好ましい上限は０．０８％であり、さらに好ましくは０．０７％である。

［化学組成の分析方法ついて］
本実施形態の熱間鍛造部品の化学組成の分析は、周知の成分分析法により求めることができる。たとえば、本実施形態の熱間鍛造部品の化学組成を、次の方法で求める。熱間鍛造部品の表面の任意の位置から３ｍｍ以上の深さ位置から、サンプルを採取する。ドリルを用いてサンプルから切粉を生成し、その切粉を採取する。採取された切粉を酸に溶解させて溶液を得る。溶液に対して、ＩＣＰ－ＯＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ Ｏｐｔｉｃａｌ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を実施して、化学組成の元素分析を実施する。Ｃ含有量及びＳ含有量については、周知の高周波燃焼法により求める。具体的には、上記溶液を酸素気流中で高周波加熱により燃焼して、発生した二酸化炭素、二酸化硫黄を検出して、Ｃ含有量及びＳ含有量を求める。Ｎ含有量については、周知の不活性ガス溶融－熱伝導度法を用いて求める。

［式（１）について］
本実施形態の熱間鍛造部品の化学組成はさらに、式（１）を満たす。
２５≦７．８×［Ｃ］^１／２×（１＋９／１３×［Ｓｉ］）×（１＋２１／５×［Ｍｎ］）×（１－７／１１×［Ｓ］）×（１＋５／２×［Ｃｒ］）×（１＋５／９×［Ｎｉ］）×（１＋１１／４×［Ｍｏ］）≦１１３ （１）
ここで、式（１）中の［元素記号］には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。対応する元素含有量が化学分析において検出限界未満である場合、対応する元素記号には「０」を代入する。

次のとおり、Ｆ１を定義する。
Ｆ１＝７．８×［Ｃ］^１／２×（１＋９／１３×［Ｓｉ］）×（１＋２１／５×［Ｍｎ］）×（１－７／１１×［Ｓ］）×（１＋５／２×［Ｃｒ］）×（１＋５／９×［Ｎｉ］）×（１＋１１／４×［Ｍｏ］）

Ｆ１は、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内である熱間鍛造部品の焼入れ性及び被削性の指標である。Ｆ１が２５未満である場合、熱間鍛造部品の疲労強度が十分に得られない。熱間鍛造部品の化学組成において、Ｆ１が２５以上であれば、熱間鍛造部品の化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、ミクロ組織において、マルテンサイト及びベイナイトの総面積率が９０％以上であり、かつ、変動係数ＣＶが後述の式（２）を満たすことを前提として、熱間鍛造部品の疲労強度が十分に高まる。

一方、Ｆ１が１１３を超えれば、熱間鍛造部品の製造工程において、熱間鍛造後、焼入れ及び焼戻しされた鋼材の被削性が十分に得られない。つまり、熱間鍛造部品の被削性が低い。熱間鍛造部品の化学組成において、Ｆ１が１１３以下であれば、熱間鍛造部品の化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、ミクロ組織において、マルテンサイト及びベイナイトの総面積率が９０％以上であり、かつ、変動係数ＣＶが後述の式（２）を満たすことを前提として、熱間鍛造部品の製造工程中において、熱間鍛造後、焼入れ及び焼戻しされた鋼材の被削性が十分に高まる。

Ｆ１の好ましい下限は３０であり、さらに好ましくは３２であり、さらに好ましくは３４であり、さらに好ましくは３６である。Ｆ１の好ましい上限は１１０であり、さらに好ましくは１０５であり、さらに好ましくは１０４であり、さらに好ましくは１００であり、さらに好ましくは９５であり、さらに好ましくは９０である。

［熱間鍛造部品のミクロ組織について］
本実施形態の熱間鍛造部品の表面から深さ３ｍｍ以上の内部のミクロ組織において、マルテンサイト及びベイナイトの総面積率は９０％以上である。

本明細書でいう「マルテンサイト」は焼戻しマルテンサイトを含む。また、本明細書でいう「ベイナイト」は焼戻しベイナイトを含む。本実施形態の熱間鍛造部品のミクロ組織において、マルテンサイト及びベイナイト以外の残部はフェライト及び／又はパーライトである。つまり、フェライト及びパーライトの総面積率は１０％未満である。

なお、本実施形態の熱間鍛造部品の表面から深さ３ｍｍ以上の内部のミクロ組織には、マルテンサイト、ベイナイト、フェライト及びパーライト以外に、炭化物、窒化物、炭窒化物等に代表される析出物や、介在物も存在する。しかしながら、これらの析出物及び介在物の総面積率は、マルテンサイト、ベイナイト、フェライト及びパーライトの面積率と比較して極めて小さく、無視できる。

なお、光学顕微鏡によるミクロ組織観察において、マルテンサイトとベイナイトとを区別することは極めて困難である。一方で、光学顕微鏡によるミクロ組織観察において、フェライトと、パーライトと、マルテンサイト及びベイナイトとは、コントラストにより極めて容易に区別できる。したがって、ミクロ組織観察において、フェライト及びパーライト以外の領域を、「マルテンサイト及びベイナイト」と認定する。

熱間鍛造部品において、ミクロ組織における各相（Ｐｈａｓｅ）の面積率は、疲労強度に強く影響する。ミクロ組織において、マルテンサイト及びベイナイトの総面積率が９０％未満であれば、熱間鍛造部品の化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、Ｆ１が式（１）を満たしても、熱間鍛造部品において、十分な疲労強度が得られない。ミクロ組織において、マルテンサイト及びベイナイトの総面積率が９０％以上であれば、熱間鍛造部品の化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、Ｆ１が式（１）を満たし、かつ、変動係数ＣＶが後述の式（２）を満たすことを前提として、十分な被削性及び十分な疲労強度が得られる。

表面から深さ３ｍｍ以上の内部のミクロ組織中のマルテンサイト及びベイナイトの総面積率は、次の方法で測定できる。熱間鍛造部品の表面から３ｍｍ以上の深さ位置において、サンプルを採取する。観察視野（５０μｍ×５０μｍ）を確保できれば、サンプルの形状及びサイズは特に限定されない。サンプルの表面のうち、上記観察視野を含む観察面を鏡面研磨した後、ナイタル液に１０秒程度浸漬してエッチングを実施し、組織を現出させる。エッチングにより組織が現出された観察視野を、１０００倍の光学顕微鏡により観察する。観察視野の視野面積は２５００μｍ^２とする。上述のとおり、観察視野中において、フェライトと、パーライトと、マルテンサイト及びベイナイトとは、コントラストに基づいて容易に区別できる。そこで、観察視野中のマルテンサイト及びベイナイトを特定して、特定されたマルテンサイト及びベイナイト領域の総面積を求める。求めたマルテンサイト及びベイナイト領域の総面積を、観察視野の総面積で除して、マルテンサイト及びベイナイトの総面積率（％）を求める。

［式（２）について］
本実施形態の熱間鍛造部品の長手方向に垂直な断面において、縦５０μｍ×横５０μｍの矩形の測定視野を選定する。具体的には、熱間鍛造部品の長手方向に垂直な断面が図１に示す円形状であり、半径をＲと定義した場合、表面から３ｍｍ深さ～Ｒ／３深さまでの領域を、本明細書では「表層部」１０Ｓと定義する。また、図１において、中心Ｃから径方向にＲ／３までの領域を、「中心部」１０Ｃと定義する。表層部１０Ｓからサンプルを採取し、さらに、中心部１０Ｃからサンプルを採取する。サンプルの大きさは、上述の測定視野（５０μｍ×５０μｍ）を確保できれば、特に限定されない。なお、サンプルにおいて、測定視野を含む観察面は、熱間鍛造部品の長手方向に垂直な断面と平行とする。

表層部１０Ｓから採取したサンプルの観察面から、任意の５箇所の測定視野を選定する。同様に、中心部１０Ｃから採取したサンプルの観察面から、任意の５箇所の測定視野を選定する。測定視野のサイズは、上述のとおり、５０μｍ×５０μｍの矩形状とする。

図２は、図１中の表層部１０Ｓ及び中心部１０Ｃから採取されたサンプルの測定視野の一例を示す図である。図２を参照して、各測定視野５０において、図中のＶ方向を縦方向と定義し、図中のＨ方向を横方向と定義する。測定視野５０を縦方向に５μｍピッチで１０等分し、かつ、横方向に５μｍピッチで１０等分する。この場合、行列状に配置された１０個×１０個＝１００個の微小領域ＡＲが区画される。

区画された各微小領域ＡＲにおいて、ナノインデンテーション法による硬さ（ＧＰａ）を測定する。そして、１０箇所の測定視野５０で測定された全ての微小領域ＡＲのナノインデンテーション法による硬さの算術平均値を、算術平均値Ａｖｅ（ＧＰａ）と定義する。さらに、１０箇所の測定視野５０で測定された全ての微小領域ＡＲのナノインデンテーション法による硬さの標準偏差を、標準偏差σと定義する。この場合、全ての微小領域ＡＲでの変動係数ＣＶ（％）は次式で示される。
ＣＶ＝σ／Ａｖｅ×１００

本実施形態の熱間鍛造部品では、ナノインデンテーション法により得られた微小領域ＡＲの硬さの変動係数ＣＶ（％）が式（２）を満たす。
９．２≦ＣＶ≦１３．０ （２）

マルテンサイトとベイナイトとは光学顕微鏡でのコントラストによる区別は困難である。しかしながら、マルテンサイトがベイナイトとは硬さが異なる。そこで、マルテンサイトとベイナイトとの分布状態を、硬さの分布状態に代替することは可能である。

しかしながら、硬さの分布状態をビッカース硬さ試験で実施しようとすれば、マルテンサイトとベイナイトとの分布状態を把握することは困難である。本実施形態の熱間鍛造部品では、マルテンサイトとベイナイトとがパケット単位で混在して分布している。ビッカース硬さ試験により硬さを測定する場合、使用される圧子の圧痕が１００μｍ程度となる。これに対して、マルテンサイト及びベイナイトのパケットは数μｍオーダーである。したがって、ビッカース硬さ試験による硬さ測定では、圧痕（１００μｍ程度）がパケットのサイズ（数μｍ）よりもはるかに大きいため、マルテンサイトとベイナイトとの分布状況を把握することはできない。

そこで、本実施形態では、５μｍ×５μｍの微小領域ＡＲの硬さを、ナノインデンテーション法により求める。微小領域のサイズはパケットサイズに近いため、行列状に配置された微小領域ＡＲ（１０行×１０列）の硬さの分布は、マルテンサイトとベイナイトとの分布と相関する。

［変動係数ＣＶについて］
微小領域ＡＲのナノインデンテーション法による硬さの変動係数ＣＶは、硬さばらつきの程度、つまり、ミクロ組織における、マルテンサイトとベイナイトとの分布状態を示す。

変動係数ＣＶが９．２未満であれば、熱間鍛造部品における十分な疲労強度は得られるものの、熱間鍛造部品の製造工程において、熱間鍛造後に焼入れ及び焼戻しされた鋼材の被削性が低くなる。この場合、熱間鍛造部品のミクロ組織において、マルテンサイトの面積率が過剰に高く、ベイナイトの面積率が低いと考えられる。

一方、変動係数ＣＶが１３．０を超えれば、熱間鍛造部品の製造工程において、熱間鍛造後に焼入れ及び焼戻しされた鋼材の被削性は十分であるが、疲労強度が低くなる。この場合、マルテンサイトの比率よりもベイナイトの比率が高くなっていると考えられる。

変動係数ＣＶが９．２～１３．０であれば、つまり、ＣＶが式（２）を満たせば、熱間鍛造部品の化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、Ｆ１が式（１）を満たし、かつ、ミクロ組織におけるマルテンサイト及びベイナイトの総面積率が９０％以上であることを前提として、ミクロ組織中に微小マルテンサイト領域と微小ベイナイト領域とが適量存在する。そのため、熱間鍛造部品の製造工程において、熱間鍛造後、焼入れ及び焼戻しされた鋼材の被削性が高まる。さらに、ミクロ組織中において、微小マルテンサイト領域に挟まれた微小ベイナイト領域、又は、微小マルテンサイト領域に囲まれた微小ベイナイト領域が適切に存在している。そのため、熱間鍛造部品の使用中において、外力が繰り返し付与された場合、ベイナイトはマルテンサイトよりも軟らかいため、微小マルテンサイト領域に挟まれた微小ベイナイト領域、及び、微小マルテンサイト領域に囲まれた微小ベイナイト領域にひずみが集中する。その結果、熱間鍛造部品の使用中において、ベイナイト領域で加工硬化が発生し、熱間鍛造部品において高い疲労強度が得られる。

図３は、本実施形態の熱間鍛造部品における、後述の疲労試験前の測定視野の一部の硬さ分布を示す図である。図４は、本実施形態の熱間鍛造部品における、後述の疲労試験後の測定視野の一部の硬さ分布を示す図である。

図３及び図４中において、明度が高い領域（つまり、白色領域）は硬さが低い領域を示し、明度が低い領域（つまり、黒色領域）は硬さが高い領域を示す。つまり、図３及び図４において、白色領域はベイナイト領域、黒色領域はマルテンサイト領域であることを示す。なお、図３及び図４の符号２０は、ナノインデンテーション法による圧痕である。

図３及び図４を参照して、本実施形態の熱間鍛造部品では、疲労試験前（図３）と比較して、疲労試験後（図４）のミクロ組織において、マルテンサイト及びベイナイト領域のうち、硬さが低い領域（明度が高い領域）が減少している。これは、疲労試験中において、微小マルテンサイト領域に挟まれた、又は、囲まれた微小ベイナイト領域に歪が集中し、ベイナイト領域が加工硬化したためと考えられる。

以上のとおり、本実施形態の熱間鍛造部品は、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、Ｆ１が式（１）を満たし、かつ、ミクロ組織におけるマルテンサイト及びベイナイトの総面積率が９０％以上であり、微小領域ＡＲのナノインデンテーション法による硬さの変動係数ＣＶが９．２～１３．０である。そのため、熱間鍛造部品の製造工程において、熱間鍛造後に焼入れ及び焼戻しされた鋼材の被削性が十分に高く、さらに、熱間鍛造部品の疲労強度も十分に高い。

［変動係数ＣＶの測定方法］
ナノインデンテーション法による変動係数ＣＶは次の方法により求めることができる。

熱間鍛造部品の長手方向に垂直な断面を観察面とする、サンプルを採取する。たとえば、熱間鍛造部品の長手方向に垂直な断面が図１に示す円形状であり、半径をＲと定義した場合、表面から３ｍｍ深さ～Ｒ／３深さまでの範囲の領域である表層部１０Ｓ内において、サンプルを採取する。さらに、中心Ｃから径方向にＲ／３までの中心部１０Ｃから、サンプルを採取する。各サンプルのサイズは、上述の測定視野を確保できれば、特に限定されない。測定視野を含む観察面は、熱間鍛造部品の長手方向に垂直な断面と平行とする。

各サンプルの観察面に対して、コロイダルシリカを用いた鏡面研磨を実施する。鏡面研磨後、表層部１０Ｓから採取したサンプルの観察面から、任意の５箇所の測定視野を選定する。測定視野のサイズは５０μｍ×５０μｍとする。同様に、中心部１０Ｃから採取したサンプルの観察面から、任意の５箇所の測定視野を選定する。測定視野のサイズは５０μｍ×５０μｍとする。

各測定視野において、図２に示すとおり、測定視野５０を縦方向に５μｍピッチで１０等分し、横方向に５μｍピッチで１０等分して、１０個×１０個＝１００個の微小領域ＡＲ（５μｍ×５μｍ）を区画する。

各微小領域ＡＲに対して、ナノインデンテーション法による硬さ（ＧＰａ）を測定する。具体的には、ナノインデンター装置を用いて、各微小領域ＡＲの硬さを測定する。このとき、試験力（負荷荷重）を３０００μＮとする。

以上の方法により、１０個の測定視野の各微小領域ＡＲのナノインデンテーション法による硬さ（ＧＰａ）を求める。

１０個の測定視野において得られた、１０００個（１００個×１０個）の微小領域ＡＲのナノインデンテーション法による硬さを、硬さの高い順に並べた場合の最上位から５％（５０個）、及び、最下位から５％（５０個）のデータを対象外とする。これらのデータには測定誤差が含まれている可能性があるためである。そして、対象となる９００個の微小領域ＡＲのナノインデンテーション法による硬さの算術平均値Ａｖｅを求める。さらに、対象となる９００個の微小領域ＡＲのナノインデンテーション法による硬さと、算術平均値Ａｖｅとを用いて、微小領域ＡＲのナノインデンテーション法による硬さの標準偏差σを求める。さらに、得られた算術平均値Ａｖｅ及び標準偏差σを用いて、次の式に基づいて、変動係数ＣＶを求める。
ＣＶ＝σ／Ａｖｅ

［好ましいミクロ組織について］
上述の測定方法において選定された１０個の測定視野５０においてさらに、次のとおり、行領域群Ｒ１～Ｒ１０と、列領域群Ｃ１～Ｃ１０とを定義する。

図５は、行領域群Ｒ１～Ｒ１０と、列領域群Ｃ１～Ｃ１０とを説明するための、測定視野５０の一例を示す図である。図５を参照して、上述のとおり、測定視野５０は、縦方向に１０個の微小領域ＡＲで区分され、横方向に１０個の微小領域ＡＲで区分されている。つまり、測定視野５０は、１０×１０＝１００個の微小領域ＡＲで区分されている。

ここで、同じ行に配列されている１０個の微小領域ＡＲからなる領域群を縦方向順に（図５では縦方向の上から下に向かって順に）、行領域群Ｒ１～Ｒ１０と定義する。同様に、同じ列に配列されている１０個の微小領域ＡＲからなる領域群を、横方向順に（図５では、横方向の左から右に向かって順に）、列領域群Ｃ１～Ｃ１０と定義する。この場合、図６に示すハッチングされた領域が、行領域群Ｒ１に相当し、図７に示すハッチングされた領域が、行領域群Ｒ２に相当する。また、図８に示すハッチングされた領域が列領域群Ｃ１に相当し、図９に示すハッチングされた領域が列領域群Ｃ２に相当する。

［行領域群Ｒ１～Ｒ１０での定義］
行領域群Ｒ１～Ｒ１０の各々において、行領域群内の１０個の微小領域ＡＲのナノインデンテーション硬さの算術平均値を算術平均値ＲＡｖｅと定義する。さらに、行領域群内の１０個の微小領域のナノインデンテーション硬さの標準偏差を標準偏差Ｒσと定義する。標準偏差Ｒσの算術平均値ＲＡｖｅに対する比を変動係数ＲＣＶと定義する。さらに、隣り合う行領域群での変動係数ＲＣＶの差分の絶対値を差分値ΔＲＣＶと定義する。

たとえば、行領域群Ｒ１における１０個の微小領域ＡＲのナノインデンテーション硬さの算術平均値ＲＡｖｅを「Ｒ_１Ａｖｅ」とし、標準偏差Ｒσを「Ｒ_１σ」とし、変動係数ＲＣＶをＲ_１ＣＶとする。行領域群Ｒ２における１０個の微小領域ＡＲのナノインデンテーション硬さの算術平均値ＲＡｖｅを「Ｒ_２Ａｖｅ」とし、標準偏差Ｒσを「Ｒ_２σ」とし、変動係数ＲＣＶをＲ_２ＣＶとする。つまり、各行領域群Ｒｎ（ｎ＝１～１０の整数）における１０個の微小領域ＡＲのナノインデンテーション硬さの算術平均値ＲＡｖｅを「Ｒ_ｎＡｖｅ」とし、標準偏差Ｒσを「Ｒ_ｎσ」とし、変動係数ＲＣＶをＲ_ｎＣＶとする。この場合、隣り合う行領域群Ｒ１及びＲ２での変動係数ＲＣＶの差分値ΔＲ_１～２ＣＶは次の式で示される。
ΔＲ_１～２ＣＶ＝｜Ｒ_１ＣＶ－Ｒ_２ＣＶ｜

同様に、隣り合う行領域群Ｒ２及びＲ３での変動係数ＲＣＶの差分値ΔＲＣ_２～３Ｖは次の式で示される。
ΔＲ_２～３ＣＶ＝｜Ｒ_２ＣＶ－Ｒ_３ＣＶ｜

つまり、隣り合う行領域群Ｒｋ及びＲｋ＋１（ｋ＝１～９の整数）での変動係数Ｒ_ｋＣＶ及びＲ_ｋ＋１ＣＶの差分値ΔＲ_{ｋ～ｋ＋１}ＣＶは次の式で示される。
ΔＲ_{ｋ～ｋ＋１}ＣＶ＝｜Ｒ_ｋＣＶ－Ｒ_ｋ－１ＣＶ｜

［列領域群Ｃ１～Ｃ１０での定義］
列領域群Ｃ１～Ｃ１０の各々において、列領域群内の１０個の微小領域ＡＲのナノインデンテーション硬さの算術平均値を算術平均値ＣＡｖｅと定義する。さらに、行領域群内の１０個の微小領域のナノインデンテーション硬さの標準偏差を標準偏差Ｃσと定義する。標準偏差Ｃσに対する算術平均値ＣＡｖｅの比を変動係数ＣＣＶと定義する。さらに、隣り合う行領域群での変動係数ＣＣＶの差分の絶対値を差分値ΔＣＣＶと定義する。

たとえば、列領域群Ｃ１における１０個の微小領域ＡＲのナノインデンテーション硬さの算術平均値ＣＡｖｅを「Ｃ_１Ａｖｅ」とし、標準偏差Ｃσを「Ｃ_１σ」とし、変動係数ＣＣＶをＣ_１ＣＶとする。列領域群Ｃ２における１０個の微小領域ＡＲのナノインデンテーション硬さの算術平均値ＣＡｖｅを「Ｃ_２Ａｖｅ」とし、標準偏差Ｃσを「Ｃ_２σ」とし、変動係数ＣＣＶをＣ_２ＣＶとする。つまり、各列領域群Ｃｎ（ｎ＝１～１０の整数）における１０個の微小領域ＡＲのナノインデンテーション硬さの算術平均値ＣＡｖｅを「Ｃ_ｎＡｖｅ」とし、標準偏差Ｃσを「Ｃ_ｎσ」とし、変動係数ＣＣＶをＣ_ｎＣＶとする。この場合、隣り合う列領域群Ｃ１及びＣ２での変動係数ＣＣＶの差分値ΔＣ_１～２ＣＶは次の式で示される。
ΔＣ_１～２ＣＶ＝｜Ｃ_１ＣＶ－Ｃ_２ＣＶ｜
同様に、隣り合う列領域群Ｃ２及びＣ３での変動係数ＣＣＶの差分値ΔＣＣ_２～３Ｖは次の式で示される。
ΔＣＣＶ＝｜Ｃ_２ＣＶ－Ｃ_３ＣＶ｜
つまり、隣り合う列領域群Ｃｋ及びＣｋ＋１（ｋ＝１～９の整数）での変動係数Ｃ_ｋＣＶ及びＣ_ｋ＋１ＣＶの差分値ΔＣ_{ｋ～ｋ＋１}ＣＶは次の式で示される。
ΔＣ_{ｋ～ｋ＋１}ＣＶ＝｜Ｃ_ｋＣＶ－Ｃ_ｋ－１ＣＶ｜

以上のとおり、行領域群Ｒ１～Ｒ１０を定義し、列領域群Ｃ１～Ｃ１０を定義する。このとき、本実施形態の熱間鍛造部品において、好ましくは、各測定視野（合計１０箇所）において、差分値ΔＲＣＶが１．０以下となる行領域群は連続して４個以下である、又は、差分値ΔＣＣＶが１．０以下となる列領域は連続して４個以下である。以下、この点について説明する。

各測定視野（合計１０箇所）において、差分値ΔＲＣＶが１．０以下となる行領域群が連続して４個以下であるとは、次の事項を意味する。たとえば、隣り合う行領域群Ｒ１及びＲ２の差分値ΔＲ_１～２ＣＶが１．０以下であり、隣り合う行領域群Ｒ２及びＲ３の差分値ΔＲ_２～３ＣＶが１．０以下であり、隣り合う行領域群Ｒ３及びＲ４の差分値ΔＲ_３～４ＣＶが１．０以下であり、隣り合う行領域群Ｒ４及びＲ５の差分値ΔＲ_４～５ＣＶが１．０超であると仮定する。この場合、差分値ΔＲＣＶが１．０以下である行領域群は行領域群Ｒ１～Ｒ４である。つまり、差分値ΔＲＣＶが１．０以下である行領域群は連続して４個以下となっている（この場合は連続して４個となっている）。この場合、図１０に示すハッチングされた領域（行領域群Ｒ５～Ｒ１０）では少なくとも、微小マルテンサイトと微小ベイナイトとがより適切に分布しており、より具体的には、微小マルテンサイト領域に挟まれた微小ベイナイト領域、又は、微小マルテンサイト領域に囲まれた微小ベイナイト領域がより適切に存在している。そのため、熱間鍛造部品の疲労強度がさらに高まる。

また、各測定視野（合計１０箇所）において、差分値ΔＣＣＶが１．０以下となる列領域群が連続して４個以下であるとは、次の事項を意味する。たとえば、隣り合う列領域群Ｃ１及びＣ２の差分値ΔＣ_１～２ＣＶが１．０以下であり、隣り合う列領域群Ｃ２及びＣ３の差分値ΔＣ_２～３ＣＶが１．０以下であり、隣り合う列領域群Ｃ３及びＣ４の差分値ΔＣ_３～４ＣＶが１．０以下であり、隣り合う列領域群Ｃ４及びＣ５の差分値ΔＣ_４～５ＣＶが１．０超であると仮定する。この場合、差分値ΔＣＣＶが１．０以下である列領域群は列領域群Ｃ１～Ｃ４である。つまり、差分値ΔＣＣＶが１．０以下である列領域群は連続して４個以下となっている（この場合は連続して４個となっている）。この場合、図１１に示すハッチングされた領域（列領域群Ｃ５～Ｃ１０）では少なくとも、微小マルテンサイトと微小ベイナイトとがより適切に分布しており、より具体的には、微小マルテンサイト領域に挟まれた微小ベイナイト領域、又は、微小マルテンサイト領域に囲まれた微小ベイナイト領域がより適切に存在している。そのため、熱間鍛造部品の疲労強度がさらに高まる。

上述のとおり、好ましくは、各測定視野（合計１０箇所）において、差分値ΔＲＣＶが１．０以下となる行領域群は連続して４個以下である、又は、差分値ΔＣＣＶが１．０以下となる列領域は連続して４個以下である。つまり、各測定視野（合計１０箇所）において、差分値ΔＲＣＶが１．０以下となる行領域群は連続して４個以下であり、差分値ΔＣＣＶが１．０以下となる列領域群は連続して４個以下でなくてもよい。また、各測定視野（合計１０箇所）において、差分値ΔＲＣＶが１．０以下となる行領域群は連続して４個以下でなく、差分値ΔＣＣＶが１．０以下となる列領域群は連続して４個以下であってもよい。さらに、各測定視野（合計１０箇所）において、差分値ΔＲＣＶが１．０以下となる行領域群は連続して４個以下であり、かつ、差分値ΔＣＣＶが１．０以下となる列領域群は連続して４個以下であってもよい。

［ナノインデンテーション硬さの好ましい算術平均値Ａｖｅについて］
好ましくは、１０箇所の測定視野で測定された微小領域ＡＲのナノインデンテーション硬さの算術平均値Ａｖｅは１．９０ＧＰａ以上であり、さらに好ましくは１．９１ＧＰａ以上である。この場合、疲労強度がさらに高まる。

［熱間鍛造部品の最表層（表面から深さ３．０ｍｍ未満の領域）について］
本実施形態の熱間鍛造部品のうち、表面から深さ３．０ｍｍ未満の領域を、最表層と定義する。本実施形態の熱間鍛造部品の最表層は、表面硬化処理が施されていてもよいし、表面硬化処理が施されていなくてもよい。表面硬化処理はたとえば、浸炭処理、窒化処理（軟窒化処理も含む）、高周波焼入れ処理等である。表面硬化処理を施されていない場合、及び、高周波焼入れ処理を施した場合の最表層の化学組成は、表面から深さ３．０ｍｍ以上の内部の化学組成と同じである。一方、浸炭処理及び窒化処理が施された場合の最表層の化学組成が表面から深さ３．０ｍｍ以上の内部の化学組成と異なる化学組成となることは、当業者に極めて周知の事項である。

［製造方法］
本実施形態の熱間鍛造部品の製造方法の一例を説明する。以降に説明する製造方法は、本実施形態の熱間鍛造部品を製造するための一例である。したがって、本実施形態の熱間鍛造部品は、以降に説明する製造方法以外の他の製造方法により製造されてもよい。しかしながら、以降に説明する製造方法は、本実施形態の熱間鍛造部品の製造方法の好ましい一例である。

図１２は本実施形態の熱間鍛造部品の製造工程の一例を示すフロー図である。図１２を参照して、本実施形態の熱間鍛造部品の製造工程は、素材準備工程（Ｓ１）と、熱間鍛造工程（Ｓ２）と、デスケーリング工程（Ｓ３）と、スケール薄膜形成工程（Ｓ４）と、焼入れ工程（Ｓ５）と、焼戻し工程（Ｓ６）と、切削工程（Ｓ７）とを含む。

従前の熱間鍛造部品の製造工程の場合、熱間鍛造工程（Ｓ２）後の中間品に対して、焼入れ工程（Ｓ５）を実施する。しかしながらこの場合、本実施形態の熱間鍛造部品のように、変動係数ＣＶが式（２）を満たすようなマルテンサイト及びベイナイトの分布状態を有するミクロ組織が得られない。

そこで、本実施形態では、上述のミクロ組織を実現するために、熱間鍛造工程（Ｓ２）後であって焼入れ工程（Ｓ５）前に、デスケーリング工程（Ｓ３）及びスケール薄膜形成工程（Ｓ４）を実施する。これにより、焼入れ工程（Ｓ５）前の中間品の表面に、適度な量の酸化皮膜を形成することができる。そのため、焼入れ工程（Ｓ５）及び焼戻し工程（Ｓ６）後において、本実施形態のミクロ組織を実現できる。以下、各工程（Ｓ１～Ｓ７）について説明する。

［素材準備工程（Ｓ１）］
素材準備工程（Ｓ１）では、熱間鍛造部品の素材を準備する。素材は、第三者から供給されたものであってもよし、製造したものであってもよい。素材を製造する場合、たとえば、次の工程を実施して素材を製造する。

はじめに、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であって、かつ、式（１）を満たす化学組成を有する溶鋼を製造する。溶鋼を用いて、連続鋳造法により鋳片（スラブ又はブルーム）を製造する。

鋳片に対して、熱間加工を実施して、棒鋼を製造する（熱間加工工程）。熱間加工工程はたとえば、粗圧延工程と、仕上げ圧延工程とを含む。

粗圧延工程では、鋳片を熱間加工してビレットを製造する。熱間加工はたとえば、熱間圧延である。熱間圧延はたとえば、分塊圧延機、及び、複数のスタンドが一列に並び、各スタンドが複数のロールを有する連続圧延機を利用して実施する。熱間圧延されたビレットを冷却する。粗圧延工程での熱間圧延前の鋳片の加熱温度は、周知の温度で足り、たとえば、１０００～１３００℃である。

仕上げ圧延工程では、粗圧延工程後のビレットを用いて棒鋼を製造する。具体的には、仕上げ圧延機を用いて、加熱後のビレットを周知の方法で仕上げ圧延（熱間圧延）し、熱間鍛造部品の素材（本例では棒鋼）を製造する。仕上げ圧延機は、一列に並んだ複数の圧延スタンドを有する。各スタンドは、パスライン周りに配置された複数のロール（ロール群）を有する。各スタンドのロール群が孔型を形成し、ビレットが孔型を通過するときに圧下され、棒鋼が製造される。仕上げ圧延工程でのビレットの加熱温度は、周知の温度で足り、たとえば、９００～１３００℃である。

以上の製造工程により、熱間鍛造部品の素材（本例では棒鋼）が製造される。

［熱間鍛造工程（Ｓ２）］
熱間鍛造工程（Ｓ２）では、素材を熱間鍛造して、中間品を製造する。始めに、素材を高周波誘導加熱炉で加熱する。加熱温度は１０００～１３００℃であり、好ましくは、１１００～１３００℃である。高周波誘導加熱炉での加熱時間は特に限定されないが、好ましい加熱時間は１～１５分である。加熱後の素材に対して熱間鍛造を実施して、熱間鍛造部品の最終形状に近い形状を有する中間品を製造する。熱間鍛造後の中間品は、常温まで放冷される。

［デスケーリング工程（Ｓ３）］
デスケーリング工程（Ｓ３）では、熱間鍛造工程（Ｓ２）後の中間品の表面に形成されているスケールを除去する。具体的には、デスケーリング装置を用いて、高圧の液体流体を中間品の表面に噴射して、中間品の表面に形成されているスケールを除去する。液体流体はたとえば水である。中間品の表面に形成されたスケールを除去できれば、デスケーリング装置の液体流体の噴射条件は特に制限されない。

［スケール薄膜形成工程（Ｓ４）］
スケール薄膜形成工程（Ｓ４）では、デスケーリング工程（Ｓ３）後の中間品の表面に適切な厚さの酸化皮膜を形成する。スケール薄膜形成工程（Ｓ４）を実施することにより、適切な量のスケールが中間品の表面に形成される。スケール薄膜形成工程（Ｓ４）により形成されたスケールの存在により、焼入れ工程（Ｓ５）及び焼戻し工程（Ｓ６）後の熱間鍛造部品のミクロ組織が、本実施形態のミクロ組織となる。

スケール薄膜形成工程（Ｓ４）では、条件１を満たし、好ましくは、条件１及び条件２を満たす。つまり、条件１は必須の条件であり、条件２は満たさなくてもよい。
条件１：９００～１０００℃の熱処理温度で２０～６０分保持する。
条件２：保持時間経過後の熱処理温度から２００℃までの平均冷却速度ＣＲ１を１．０℃／秒以上とする。

［条件１について］
始めに、デスケーリング工程（Ｓ３）後の中間品を熱処理炉に挿入して、９００～１０００℃の熱処理温度で２０～６０分の保持時間を保持する。

９００～１０００℃の熱処理温度での保持時間が２０分未満であれば、中間品の表面に十分な厚さのスケールが形成されない。この場合、次工程の焼入れ工程を実施すれば、熱間鍛造部品のミクロ組織において、ベイナイト比率に対してマルテンサイト比率が過剰に高くなる。その結果、変動係数ＣＶが９．２未満になる。

一方、９００～１０００℃の熱処理温度での保持時間が６０分を超えれば、中間品の表面に過剰に厚いスケールが形成されてしまう。この場合、次工程の焼入れ工程を実施すれば、熱間鍛造部品のミクロ組織において、ベイナイト比率がマルテンサイト比率に対して過剰に高くなる。その結果、変動係数ＣＶが１３．０を超えたりする。

９００～１０００℃の熱処理温度での保持時間が２０～６０分であれば、条件２を満たすことを前提として、中間品の表面に適切な厚さのスケールが形成される。そのため、次工程の焼入れ工程（Ｓ５）を実施すれば、熱間鍛造部品のミクロ組織において、マルテンサイト及びベイナイトの総面積率が９０％以上であり、かつ、適切な量のマルテンサイトと適切な量のベイナイトとが分布している状態となる。そのため、変動係数ＣＶが式（２）を満たす。

［条件２について］
９００～１０００℃の熱処理温度で２０～６０分の保持時間を保持した後、中間品を熱処理炉から抽出して冷却する。このとき、冷却速度は特に限定されない。好ましくは、熱処理温度から２００℃までの平均冷却速度ＣＲ１を１．０℃／秒以上である。

平均冷却速度が１．０℃／秒以上であれば、条件１を満たすことを前提として、中間品の表面に、さらに適切な厚さのスケールが形成される。そのため、次工程の焼入れ工程（Ｓ５）を実施すれば、熱間鍛造部品のミクロ組織において、マルテンサイト及びベイナイトの総面積率が９０％以上であり、かつ、適切な量のマルテンサイトと適切な量のベイナイトとが分布している状態となる。そのため、変動係数ＣＶが式（２）を満たす。さらに、上述の各測定視野において、差分値ΔＲＣＶが１．０以下となる行領域群が連続して４個以下となる、又は、差分値ΔＣＣＶが１．０以下となる列領域が連続して４個以下となる。

［焼入れ工程（Ｓ５）］
焼入れ工程（Ｓ５）では、スケール薄膜形成工程（Ｓ４）後の中間品に対して焼入れを実施する。焼入れ条件は周知の条件で足りる。たとえば、中間品をＡ_ｃ３変態点以上で２０～４０分保持する。好ましくは、９００～１１５０℃で２０～４０分保持する。保持後、水冷又は油冷する。

本実施形態では、上述のデスケーリング工程（Ｓ３）及びスケール薄膜形成工程（Ｓ４）により適切な量のスケールが形成されているため、焼入れ時の冷却速度が過剰に速くなるのを抑制することができる。そのため、熱間鍛造部品のミクロ組織がフルマルテンサイト組織とならず、変動係数ＣＶが式（２）を満たすマルテンサイト及びベイナイトの混合組織となる。

［焼戻し工程（Ｓ６）］
焼戻し工程（Ｓ６）では、焼入れ工程（Ｓ５）後の中間品に対して、焼戻しを実施する。焼戻し条件は周知の条件で足りる。たとえば、中間品を５００～Ａ_ｃ１変態点で、２０～４０分保持する。その後、中間品を冷却する。冷却条件は特に限定されないが、たとえば放冷である。

［切削工程（Ｓ７）］
切削工程（Ｓ７）では、焼戻し工程（Ｓ６）後の中間品に対して切削加工を実施して、最終製品の形状とし、熱間鍛造部品を製造する。本実施形態では、焼戻し工程（Ｓ６）後の中間品のミクロ組織（つまり、熱間鍛造部品のミクロ組織と同じ）において、マルテンサイト及びベイナイトの総面積率が９０％以上であり、硬さの算術平均値Ａｖｅが１９．０ＧＰａ以上となり、かつ、変動係数ＣＶが式（２）を満たす。そのため、十分な被削性を有する。

以上の製造工程により、本実施形態の熱間鍛造部品が製造できる。なお、本実施形態の熱間鍛造部品は、上述の構成を備えれば、上記製造工程に限定されない。しかしながら、上述の製造方法は、本実施形態の熱間鍛造部品の製造方法の好適な一例である。

本実施形態の熱間鍛造部品は、熱間鍛造により製造される部品に広く適用可能である。熱間鍛造部品はたとえば、ハブやスピンドルに代表される自動車部品に適用可能である。

実施例により本実施形態の熱間鍛造部品の効果をさらに具体的に説明する。以下の実施例での条件は、本実施形態の熱間鍛造部品の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例である。したがって、本実施形態の熱間鍛造部品はこの一条件例に限定されない。

［熱間鍛造部品の製造工程］
表１に示す化学組成を有する溶鋼を製造した。

表１中のＦ１には、上述のＦ１値が記載されている。表１中の「－」は対応する元素含有量が検出限界未満であったことを示す。

表１の溶鋼を用いて、連続鋳造法により鋳片を製造した。鋳片を１２５０℃で加熱した。加熱後の鋳片に対して分塊圧延機、及び、分塊圧延機の下流に配置された連続圧延機を用いて熱間圧延（粗圧延）を実施して、ビレットを製造した。ビレットを１２００℃に加熱した後、連続圧延機を用いて熱間圧延（仕上げ圧延）を実施して、直径５０ｍｍの棒鋼を製造した。

棒鋼に対して熱間鍛造を実施して、直径３０ｍｍの丸棒の中間品を製造した。具体的には、熱間鍛造前に、棒鋼を１２００℃で加熱した。１２００℃の棒鋼に対して熱間鍛造を実施して、中間品を製造した。熱間鍛造後、中間品を常温まで放冷した。

熱間鍛造工程後の丸棒に対して、デスケーリング工程を実施して、中間品の表面に形成されているスケールを除去した。なお、試験番号５１の中間品については、デスケーリング工程を実施しなかった。

デスケーリング工程後（試験番号５１は熱間鍛造工程後）、試験番号５２以外の中間品に対してスケール薄膜形成工程を実施した。各試験番号でのスケール薄膜形成工程では、いずれも、熱処理温度を９５０℃とした。各試験番号のスケール薄膜形成工程での熱処理温度での保持時間（分）、及び、熱処理温度から２００℃までの平均冷却速度（℃／秒）を表２に示す。なお、試験番号５２の中間品に対しては、スケール薄膜形成工程を実施しなかった。

スケール薄膜形成工程後（試験番号５２はデスケーリング工程後）の中間品に対して、焼入れ工程を実施した。焼入れ温度はいずれも１１００℃であり、焼入れ温度での保持時間は３０分であった。保持時間経過後の中間品を水冷した。焼入れ工程後の中間品に対して、焼戻し工程を実施した。焼戻し温度は６５０℃であり、保持時間は３０分であった。

以上の工程により、各試験番号の熱間鍛造部品を製造した。各試験番号の熱間鍛造部品の表面から深さ３ｍｍ以上の内部の化学組成を、次の方法により測定した。熱間鍛造部品の表面の任意の位置で３．５ｍｍの深さ位置から、サンプルを採取した。ドリルを用いてサンプルから切粉を生成し、その切粉を採取した。採取された切粉を酸に溶解させて溶液を得た。溶液に対して、ＩＣＰ－ＯＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ Ｏｐｔｉｃａｌ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を実施して、化学組成の元素分析を実施した。Ｃ含有量及びＳ含有量については、周知の高周波燃焼法により求めた。具体的には、上記溶液を酸素気流中で高周波加熱により燃焼して、発生した二酸化炭素、二酸化硫黄を検出して、Ｃ含有量及びＳ含有量を求めた。以上の方法により得られた各試験番号の熱間鍛造部品の表面から深さ３ｍｍ以上の内部の化学組成は、表１と同じであった。

［評価試験］
［ミクロ組織観察試験］
各試験番号の熱間鍛造部品のＲ／２位置（熱間鍛造部品の長手方向に垂直な断面において、半径Ｒの中央位置）を含むサンプルを採取した。サンプル表面のうち、熱間鍛造部品の長手方向に垂直な断面と平行な表面を観察面とした。観察面を鏡面研磨した後、ナイタル液に１０秒浸漬してエッチングを実施して組織を現出させた。エッチングにより組織が現出された観察面のうち、任意の１視野（５０μｍ×５０μｍ）を、１０００倍の光学顕微鏡により観察した。上述のとおり、観察視野中において、フェライトと、パーライトと、マルテンサイト及びベイナイトとは、コントラストに基づいて容易に区別できた。そこで、観察視野中のマルテンサイト及びベイナイトを特定して、マルテンサイト及びベイナイト領域の総面積を求めた。求めたマルテンサイト及びベイナイト領域の面積を、観察視野の総面積で除して、マルテンサイト及びベイナイトの総面積率（％）を求めた。求めたマルテンサイト及びベイナイトの総面積率（％）を表２に示す。

［ナノインデンテーション法による硬さ測定試験］
各試験番号の熱間鍛造部品において、熱間鍛造部品の長手方向に垂直な断面を観察面とした、サンプルを採取した。具体的には、図１に示すとおり、熱間鍛造部品の長手方向に垂直な断面において、表面から３．０ｍｍ深さ～Ｒ／３深さまでの表層部１０Ｓ内において、サンプルを採取した。さらに、中心Ｃから径方向にＲ／３までの中心部１０Ｃから、サンプルを採取した。測定視野を含む観察面は、熱間鍛造部品の長手方向に垂直な断面と平行とした。

各サンプルの観察面に対して、コロイダルシリカを用いた鏡面研磨を実施した。鏡面研磨後、表層部１０Ｓから採取したサンプルの観察面から、任意の５箇所の測定視野を選定した。測定視野のサイズは５０μｍ×５０μｍとした。同様に、中心部１０Ｃから採取したサンプルの観察面から、任意の５箇所の測定視野を選定した。測定視野のサイズは５０μｍ×５０μｍとした。

各測定視野において、図２に示すとおり、測定視野５０を縦方向に５μｍピッチで１０等分し、横方向に５μｍピッチで１０等分して、１０個×１０個＝１００個の微小領域ＡＲ（５μｍ×５μｍ）を区画した。

各微小領域ＡＲに対して、ナノインデンテーション法による硬さ（ＧＰａ）を測定した。本実施例では、ナノインデンター装置として、ＢＲＵＫＥＲ社製ナノインデンター、ＴｒｂｏＩｎｄｅｎｔｅｒを用いた。ナノインデンター装置を用いて、各微小領域ＡＲの硬さを測定した。このとき、試験力（負荷荷重）を３０００μＮとした。

以上の方法により、１０個の測定領域の各微小領域ＡＲのナノインデンテーション法による硬さ（ＧＰａ）を求めた。１０個の測定視野において得られた、１０００個（１００個×１０個）の微小領域ＡＲのナノインデンテーション法による硬さのうち、最上位から５％（５０個）、及び、最下位から５％（５０個）のデータを対象外とした。そして、対象となる９００個の微小領域ＡＲのナノインデンテーション法による硬さの算術平均値Ａｖｅを求めた。さらに、対象となる９００個の微小領域ＡＲのナノインデンテーション法による硬さと、算術平均値Ａｖｅとを用いて、微小領域ＡＲのナノインデンテーション法による硬さの標準偏差σを求めた。さらに、得られた算術平均値Ａｖｅ及び標準偏差σを用いて、次の式に基づいて、変動係数ＣＶを求めた。
ＣＶ＝σ／Ａｖｅ
得られた算術平均値Ａｖｅ及び変動係数ＣＶを表２に示す。

［行領域群連続個数及び列領域群連続個数測定試験］
上述の各測定視野（合計１０箇所）の行領域群Ｒ１～Ｒ１０の各々において、行領域群内の１０個の微小領域ＡＲのナノインデンテーションの算術平均値を算術平均値ＲＡｖｅと定義した。行領域群内の１０個の微小領域のナノインデンテーションの標準偏差を標準偏差Ｒσと定義した。標準偏差Ｒσに対する算術平均値ＲＡｖｅの比を変動係数ＲＣＶと定義した。隣り合う行領域群での変動係数ＲＣＶの差分の絶対値をΔＲＣＶと定義した。同様に、各測定視野５０の列領域群Ｃ１～Ｃ１０の各々において、列領域群内の１０個の微小領域ＡＲのナノインデンテーションの算術平均値を算術平均値ＣＡｖｅと定義した。行領域群内の１０個の微小領域のナノインデンテーションの標準偏差を標準偏差Ｃσと定義した。標準偏差Ｃσに対する算術平均値ＣＡｖｅの比を変動係数ＣＣＶと定義した。隣り合う行領域群での変動係数ＣＣＶの差分の絶対値をΔＣＣＶと定義した。

１０個の測定視野において、ΔＲＣＶが１．０以下となる行領域群の連続個数の最大値を求めた。求めた最大値を表２の「行領域群連続個数」欄に示す。さらに、ΔＣＣＶが１．０以下となる列領域群の連続個数の最大値を求めた。求めた最大値を表２の「列領域群連続個数」欄に示す。

［被削性評価試験］
各試験番号の熱間鍛造部品から、直径３０ｍｍ、長さ２１ｍｍの丸棒試験片を採取した。丸棒試験片の端面（円形の表面）に対して、ドリルを用いて穿孔試験を実施した。ドリルは、株式会社不二越製の型番ＳＤ３．０を用いた。穿孔試験でのドリルの１回転辺りの送り量を０．２５ｍｍとし、１孔の深さを９ｍｍとした。いずれの試験番号の試験片に対しても、同じ水溶性切削油を用いて穿孔試験を実施した。各試験番号において、切削総長さが１０００ｍｍとなるまで切削可能な切削速度のうち、最大の切削速度Ｖ_{Ｌ１０００}（ｍ／分）を求めた。

切削速度Ｖ_{Ｌ１０００}（ｍ／分）が２０．０ｍ／分以上であれば、被削性に特に優れると判断した（表２中の被削性欄で「Ｅ」（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）で表示）。切削速度Ｖ_{Ｌ１０００}（ｍ／分）が１５．０ｍ／分以上２０．０ｍ／分未満であれば、被削性に優れると判断した（表２中の被削性欄で「Ｇ」（Ｇｏｏｄ）で表示）。切削速度Ｖ_{Ｌ１０００}（ｍ／分）が１５．０ｍ／分未満であれば、被削性が低いと判断した（表２中の被削性欄で「Ｂ」（Ｂａｄ）で表示）。

［疲労強度評価試験］
各試験番号の熱間鍛造部品から、ＪＩＳ Ｚ２２７４（２０１１）に準拠した小野式回転曲げ疲労試験片を採取した。小野式回転曲げ疲労試験片の中心軸は、熱間鍛造部品の中心軸と同軸であった。上記の小野式回転曲げ疲労試験片を用いて、常温、大気雰囲気中にて、ＪＩＳ Ｚ２２７４（２０１１）に準拠した小野式回転曲げ疲労試験を実施した。回転数を３０００ｒｐｍとし、応力負荷繰返し回数が１０^７サイクル後において破断しなかった最大応力を疲労強度（ＭＰａ）とした。

疲労強度を次のとおり評価した。
Ｅ（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）：疲労強度が４３０ＭＰａ超
Ｇ（Ｇｏｏｄ）：疲労強度が４１０～４３０ＭＰａ
Ｐ（Ｐａｓｓｅｄ）：疲労強度が３９０～４１０ＭＰａ未満
Ｂ（Ｂａｄ）：疲労強度が３９０ＭＰａ未満
疲労強度が３９０ＭＰａ以上であれば（つまり、評価が「Ｐ」、「Ｇ」、又は、「Ｅ」であれば）、疲労強度に優れると判断した。

［評価結果］
評価結果を表２に示す。表１及び表２を参照して、試験番号１～３８及び５５では化学組成中の各元素含有量が適切であり、Ｆ１が式（１）を満たした。さらに、製造条件が適切であった。そのため、ミクロ組織において、マルテンサイト及びベイナイトの総面積率はいずれも９０％以上であった。さらに、ミクロ組織において、ナノインデンテーション法による硬さの変動係数ＣＶが９．２～１３．０の範囲内であった。そのため、切削速度Ｖ_{Ｌ１０００}（ｍ／分）が１５．０ｍ／分以上であり、被削性に優れた。さらに、疲労強度はいずれも３９０ＭＰａ以上であり、疲労強度に優れた。

なお、試験番号３２では、Ｍｏが０．０１％以上含有されており、試験番号３３ではＮｉが０．０１％以上含有されており、試験番号３４では、Ｃｕが０．０１％以上含有されていた。試験番号３５では、Ｔｉが０．０１％以上含有されており、試験番号３６では、Ｎｂが０．００１％以上含有されていた。そのため、これらの試験番号では、疲労強度が４３０ＭＰａ超であり、非常に優れた疲労強度が得られた。

また、試験番号３７では、Ｃａが０．０００３％以上含有されており、試験番号３８では、Ｐｂ含有量が適量含有されていた。そのため、これらの試験番号では、被削性が顕著に優れた。

さらに、試験番号１～３８では、各測定視野において、ΔＲＣＶが１．０以下となる行領域群が連続して４個以下である、又は、ΔＣＣＶが１．０以下となる列領域群が連続して４個以下であった。そのため、ΔＲＣＶが１．０以下となる行領域群が連続して５個以上であり、かつ、ΔＣＣＶが１．０以下となる列領域群が連続して５個以上であった試験番号５５と比較して、試験番号１～３８の熱間鍛造部品の疲労強度は高かった。

一方、試験番号３９では、Ｃ含有量が高すぎた。そのため、切削速度Ｖ_{Ｌ１０００}（ｍ／分）が１５．０ｍ／分未満であり、被削性が低かった。

試験番号４０では、Ｃ含有量が低すぎた。そのため、疲労強度が３９０ＭＰａ未満であり、疲労強度が低かった。

試験番号４１では、Ｍｎ含有量が高すぎた。そのため、切削速度Ｖ_{Ｌ１０００}（ｍ／分）が１５．０ｍ／分未満であり、被削性が低かった。

試験番号４２では、Ｍｎ含有量が低すぎた。そのため、疲労強度が３９０ＭＰａ未満であり、疲労強度が低かった。

試験番号４３では、Ｐ含有量が高すぎた。そのため、疲労強度が３９０ＭＰａ未満であり、疲労強度が低かった。

試験番号４４では、Ｓ含有量が低すぎた。そのため、切削速度Ｖ_{Ｌ１０００}（ｍ／分）が１５．０ｍ／分未満であり、被削性が低かった。

試験番号４５では、Ｃｒ含有量が高すぎた。そのため、切削速度Ｖ_{Ｌ１０００}（ｍ／分）が１５．０ｍ／分未満であり、被削性が低かった。

試験番号４６では、Ｃｒ含有量が低すぎた。そのため、疲労強度が３９０ＭＰａ未満であり、疲労強度が低かった。

試験番号４７では、Ａｌ含有量が低すぎた。そのため、疲労強度が３９０ＭＰａ未満であり、疲労強度が低かった。

試験番号４８では、Ｎ含有量が低すぎた。そのため、疲労強度が３９０ＭＰａ未満であり、疲労強度が低かった。

試験番号４９では、Ｆ１が式（１）の上限を超えた。そのため、切削速度Ｖ_{Ｌ１０００}（ｍ／分）が１５．０ｍ／分未満であり、被削性が低かった。

試験番号５０では、Ｆ１が式（１）の下限未満であった。そのため、疲労強度が３９０ＭＰａ未満であり、疲労強度が低かった。

試験番号５１では、化学組成中の各元素含有量が適切であり、Ｆ１が式（１）を満たした。しかしながら、デスケーリング工程を実施しなかった。そのため、変動係数ＣＶが式（２）の下限未満であった。そのため、疲労強度が３９０ＭＰａ未満であり、疲労強度が低かった。

試験番号５２では、化学組成中の各元素含有量が適切であり、Ｆ１が式（１）を満たした。しかしながら、スケール薄膜形成工程を実施しなかった。そのため、変動係数ＣＶが式（２）の下限未満であった。そのため、切削速度Ｖ_{Ｌ１０００}（ｍ／分）が１５．０ｍ／分未満であり、被削性が低かった。

試験番号５３では、化学組成中の各元素含有量が適切であり、Ｆ１が式（１）を満たした。しかしながら、スケール薄膜形成工程において、熱処理温度（９５０℃）での保持時間が短すぎた。そのため、変動係数ＣＶが式（２）の下限未満であった。そのため、切削速度Ｖ_{Ｌ１０００}（ｍ／分）が１５．０ｍ／分未満であり、被削性が低かった。

試験番号５４では、化学組成中の各元素含有量が適切であり、Ｆ１が式（１）を満たした。しかしながら、スケール薄膜形成工程において、熱処理温度（９５０℃）での保持時間が長すぎた。そのため、変動係数ＣＶが式（２）の上限を超えた。そのため、疲労強度が４００ＭＰａ未満であり、疲労強度が低かった。

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。

Claims (4)

1. 熱間鍛造部品であって、
   表面から深さ３ｍｍ以上の内部における化学組成が、質量％で、
   Ｃ：０．３０～０．６０％、
   Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
   Ｍｎ：０．３０～１．４０％、
   Ｐ：０．０３０％未満、
   Ｓ：０．０４０～０．２００％、
   Ｃｒ：０．０２～１．５０％、
   Ａｌ：０．０１０～０．１００％、及び、
   Ｎ：０．００５～０．０３０％を含有し、
   残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たし、
   前記熱間鍛造部品の表面から深さ３ｍｍ以上の前記内部のミクロ組織において、マルテンサイト及びベイナイトの総面積率が９０％以上であり、
   前記熱間鍛造部品の長手方向に垂直な断面において、縦５０μｍ×横５０μｍの矩形の測定視野を表層部から５箇所、中心部から５箇所選定し、
   前記各測定視野において、縦方向に５μｍピッチで１０等分し、横方向に５μｍピッチで１０等分して区画された１０×１０個の微小領域の各々でナノインデンテーション硬さ（ＧＰａ）を測定し、
   １０箇所の前記測定視野で測定された前記微小領域のナノインデンテーション硬さの算術平均値を算術平均値Ａｖｅと定義し、
   １０箇所の前記測定視野で測定された前記微小領域のナノインデンテーション硬さの標準偏差を標準偏差σと定義し、
   前記標準偏差σの前記算術平均値Ａｖｅに対する比を変動係数ＣＶと定義したとき、
   前記変動係数ＣＶは、式（２）を満たす、
   熱間鍛造部品。
   ２５≦７．８×［Ｃ］^１／２×（１＋９／１３×［Ｓｉ］）×（１＋２１／５×［Ｍｎ］）×（１－７／１１×［Ｓ］）×（１＋５／２×［Ｃｒ］）×（１＋５／９×［Ｎｉ］）×（１＋１１／４×［Ｍｏ］）≦１１３ （１）
   ９．２≦ＣＶ≦１３．０ （２）
   ここで、式（１）中の［元素記号］には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
2. 請求項１に記載の熱間鍛造部品であって、
   前記各測定視野の１０×１０個の前記微小領域において、
   同じ行に配列されている１０個の前記微小領域からなる領域群を行領域群Ｒ１～Ｒ１０と定義し、
   同じ列に配列されている１０個の前記微小領域からなる領域群を列領域群Ｃ１～Ｃ１０と定義し、
   前記行領域群Ｒ１～Ｒ１０の各々において、
   前記行領域群内の１０個の前記微小領域のナノインデンテーション硬さの算術平均値を算術平均値ＲＡｖｅと定義し、
   前記行領域群内の１０個の前記微小領域のナノインデンテーション硬さの標準偏差を標準偏差Ｒσと定義し、
   前記標準偏差Ｒσに対する前記算術平均値ＲＡｖｅの比を変動係数ＲＣＶと定義し、
   隣り合う前記行領域群での前記変動係数ＲＣＶの差分の絶対値を差分値ΔＲＣＶと定義し、
   前記列領域群Ｃ１～Ｃ１０の各々において、
   前記列領域群内の１０個の前記微小領域のナノインデンテーション硬さの算術平均値を算術平均値ＣＡｖｅと定義し、
   前記列領域群内の１０個の前記微小領域のナノインデンテーション硬さの標準偏差を標準偏差Ｃσと定義し、
   前記標準偏差Ｃσに対する前記算術平均値ＣＡｖｅの比を変動係数ＣＣＶと定義し、
   隣り合う前記列領域群での前記変動係数ＣＣＶの差分の絶対値を差分値ΔＣＣＶと定義したとき、
   前記各測定視野において、前記差分値ΔＲＣＶが１．０以下となる前記行領域群が連続して４個以下である、又は、
   前記各測定視野において、前記差分値ΔＣＣＶが１．０以下となる前記列領域群が連続して４個以下である、
   熱間鍛造部品。
3. 請求項１又は請求項２に記載の熱間鍛造部品であって、
   前記化学組成がさらに、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
   Ｍｏ：０．２０％以下、
   Ｎｉ：０．５０％以下、
   Ｃｕ：０．２０％以下、
   Ｔｉ：０．０５％以下、及び、
   Ｎｂ：０．１００％以下、からなる群から選択される１元素以上を含有する、
   熱間鍛造部品。
4. 請求項１～請求項３のいずれか１項に記載の熱間鍛造部品であって、
   前記化学組成がさらに、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
   Ｃａ：０．００５０％以下、及び、
   Ｐｂ：０．０９％以下、からなる群から選択される１元素以上を含有する、
   熱間鍛造部品。

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