JPWO2015098528A1 - 熱間鍛造用鋼材およびその製造方法ならびにその鋼材を用いた熱間鍛造素形材の製造方法 - Google Patents

Abstract

質量％で、C:0.1〜0.3%、Si:0.16〜0.50%、Mn:0.3〜1.0%、S:0.030%以下、Cr:0.8〜1.8%、Al:0.02〜0.06%、N:0.010〜0.025%、Cu:0〜0.50%およびNi:0〜0.50%と、残部がFeおよび不純物とからなり、不純物中のP、TiおよびOがそれぞれ、P:0.020%以下、Ti:0.005%以下およびO:0.0020%以下であり、さらに、E：0.012〜0.022の化学組成を有する熱間鍛造用鋼材であって、圧延方向と垂直な断面におけるミクロ組織において、マトリックスが、面積率で0〜10％のベイナイトと、フェライトおよびパーライトとで構成され、さらに、面積1μm2中において、円相当直径が10nm以上のAlNのうちで、円相当直径が10〜100nmのものが85％以上である熱間鍛造用鋼材。但し、Al/N≧1.93の場合：E＝0.965×N、Al／N＜1.93の場合：E＝0.5×Al。この鋼材は、様々な温度域で熱間鍛造しても、浸炭加熱の際にオーステナイト粒の粗大化を安定して防止することができる。

Description

本発明は、熱間鍛造用鋼材およびその製造方法ならびにその鋼材を用いた熱間鍛造素形材に関する。

自動車や産業機械の歯車、プーリ、シャフトなどの部品は、熱間鍛造または冷間鍛造により粗成形した後、切削加工を施し、その後、浸炭焼入れによって表面硬化して製造する場合が多い。しかし、浸炭工程時の加熱（以下、簡単のために「浸炭加熱」という。）で、焼入れ前のオーステナイト粒が粗大化すると、疲労強度が低下したり、焼入れ時の熱処理歪が大きくなるなどの問題が生じやすい。

このように、オーステナイト粒が粗大化すると、歯車などの浸炭部品において、部品としての疲労強度が確保出来なかったり、熱処理歪増加に伴う騒音および振動の原因になったりして、部品特性の劣化を引き起こす。このため、浸炭部品内に粗大粒を生じない鋼材が強く求められている。

一般に、熱間鍛造では、精密に成形するために、材料（鍛造素材）を約１２５０℃以上の高温に加熱して、軟化させてから加工が施されることが多い。しかしながら、こうした高温加熱は、スケール発生による材料損失、型寿命の低下をきたしたり、ときには、品質の劣化などの問題を生じることがある。さらに、エネルギーコストが高くなることも避け難い。

したがって、近年、上述したような高温加熱による問題点を軽減して、浸炭部品の品質および信頼性の向上を図るとともに、エネルギーおよび材料の節約によるコスト低減と環境改善などを目的に、鍛造素材の加熱温度を９００〜１１００℃として、従来よりも低い温度域で熱間鍛造することも試みられている。

一方、冷間鍛造部品に較べて熱間鍛造部品は、浸炭加熱時にオーステナイト粒が粗大化し難いと考えられてきたものの、上述のとおり様々な温度域で熱間鍛造されることが多くなったため、浸炭加熱時にオーステナイト粒が粗大化する熱間鍛造部品が増加している。

そのため、様々な温度域で熱間鍛造しても、浸炭加熱の際にオーステナイト粒の粗大化を安定して防止できる熱間鍛造用鋼材が強く求められ、例えば、次に示すような技術が開示されている。

特開２００４−５９９６９号公報に、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．４０％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．２０〜２．０％、Ａｌ：０．０１５〜０．０５０％、Ｎ：０．０１０〜０．０２５％、Ａｌ／Ｎ：１．０〜３．０を含有し、さらに必要に応じて、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏから選択される１種以上を含み、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、浸炭前の状態においてベイナイト指数≦０．２またはベイナイト指数≧０．８を満足することを特徴とする結晶粒粗大化を抑制した浸炭用鋼素材が開示されている。

特開２００６−２５７４８２号公報に、質量％で、Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％、Ｎｂ：０．０３０〜０．０７０％、Ｎ：０．０１０〜０．０３０％、を含有し、さらに必要に応じて、Ｃ、Ｓｉ、ＭｎおよびＣｒを含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼を鋳造後、加熱温度を９００〜１１００℃、仕上げ温度を８００〜９５０℃で製品圧延した鋼材を用いて、部品鍛造を行うことを特徴とする浸炭時の結晶粒粗大化防止特性に優れた鍛造部材が開示されている。

特開２００７−１６２１２８号公報に、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：２．０％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｐ：０．０３％以下（０％を含む）、Ｓ：０．０３％以下（０％を含む）、Ｃｒ：２．０％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．０５〜０．３０％、Ｔｉ：０．０５〜０．１０％、Ｎ：０．００８０％以下（０％を含まない）、Ｏ：０．００２０％以下（０％を含む）を満たし、さらに必要に応じて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｂ、Ｃａ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｖ、ＺｒおよびＷから選択される１種以上を含み、残部は鉄および不可避不純物からなり、且つ鋼材中のＮｂおよびＴｉを含む複合窒化物の最大粒径が２０μｍ以下であると共に、粒径が１μｍ以上、２０μｍ以下である当該窒化物が１ｍｍ^２中に平均５０個以下存在するものであることを特徴とする鍛造性と結晶粒粗大化防止特性に優れた肌焼鋼が開示されている。

特開２００７−３２１２１１号公報に、鋼中成分は、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．２％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．００３〜０．０３０％、Ｎｂおよび／またはＴｉ：０．０１０〜０．２０％、さらに必要に応じて、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｂ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｔｅ、Ｚｒ、ＨｆおよびＶから選択される１種以上を含み、残部：Ｆｅおよび不可避不純物であり、フェライト中に、（１）析出物の平均粒径（ｎｍ）／析出物の面積率＜５．０×１０^４（ｎｍ）、（２）析出物の平均粒径：６ｎｍ以上、（３）析出物の密度：２０個／μｍ^２以上および（４）（析出物中のＮｂ量及び／又はＴｉ量）／（鋼中のＮｂ量及び／又はＴｉ量）の比率：９５％以上、の要件を満足する、Ｎｂ及び／又はＴｉ含有析出物を含有し、上記Ｎｂ及び／又はＴｉ含有析出物は、Ｎｂ炭化物、Ｎｂ炭窒化物、Ｔｉ炭化物、Ｎｂ−Ｔｉ複合炭化物、及びＮｂ−Ｔｉ複合炭窒化物よりなる群から選択される少なくとも一種であることを特徴とする高温浸炭時の結晶粒粗大化防止特性に優れた熱間圧延材が開示されている。

特開２０１３−２３４３５４号公報に、Ｃ：０．１〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ｓ：０．００３〜０．０５％、Ｃｒ：０．７〜２．０％、Ｍｏ：０．４％以下（０％を含む）、Ａｌ：０．０２〜０．１０％およびＮ：０．００４〜０．０２５％、を含むとともに、さらに必要に応じて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｂ、ＴｉおよびＮｂから選択される１種以上を含み、残部がＦｅと不純物からなり、不純物中のＰおよびＯがそれぞれ、Ｐ：０．０２５％以下およびＯ：０．００２％以下である化学組成を有し、組織が、フェライト・パーライトまたはフェライト・パーライト・ベイナイトからなり、フェライト分率が５５〜８０％、パーライト分率が２０〜３５％、ベイナイト分率が１０％以下、かつ、０．５０≦［１００／（１００−フェライト分率）］×Ｃ≦０．８０で、更に、セメンタイト中のＭｎ、ＣｒおよびＭｏの合計濃度が２．８〜４．５％であることを特徴とする冷間鍛造用熱間圧延棒鋼または線材が開示されている。

特開２００４−５９９６９号公報 特開２００６−２５７４８２号公報 特開２００７−１６２１２８号公報 特開２００７−３２１２１１号公報 特開２０１３−２３４３５４号公報

特開２００４−５９９６９号公報で開示された技術は、様々な温度域で熱間鍛造された場合に、浸炭加熱時のオーステナイト粒粗大化を必ずしも安定して防止できるというものではない。すなわち、特開２００４−５９９６９号公報で開示された浸炭用鋼素材で規定されているのは、浸炭加熱前の状態における、換言すれば、熱間加工後の状態におけるＡｌ／Ｎバランスおよびベイナイト指数であって、熱間加工の加熱前の鋼材の状態ではない。そして、この特開２００４−５９９６９号公報には、実施例で浸炭模擬試験を行う前の熱間据え込み（熱間鍛造）に供したφ８×１２ｍｍの試験片の素材となるφ３０の丸棒を熱間加工した具体的な方法として、加熱温度が１２００℃であることが記載されているだけである。つまり、熱間据え込みに際して、加熱前のミクロ組織については全く記載がなく、加熱温度を９００〜１１００℃として従来よりも低い温度域で熱間鍛造する場合については検討されていない。このため、特開２００４−５９９６９号公報の表２に示されているように、例えば、鋼材Ａ〜Ｄを１２００℃に加熱した後、１０００℃という同じ温度で熱間据え込み（熱間鍛造）しても、浸炭模擬試験で安定した結晶粒（オーステナイト粒）の粗大化防止が達成できていないし、同じ鋼材Ａの場合であっても、９００〜１２５０℃の幅広い温度域に加熱して熱間据え込みした場合、必ずしも浸炭時のオーステナイト粒粗大化を安定して防止できない。

特開２００６−２５７４８２号公報で開示された技術も、様々な温度域で熱間鍛造された場合に、浸炭加熱時のオーステナイト粒粗大化を必ずしも安定して防止できるというものではない。すなわち、特開２００６−２５７４８２号公報で開示された技術の基本思想は、鋼材の圧延加熱温度を９００〜１１００℃にして結晶粒（オーステナイト粒）の粗大化防止に有効な、微細なＡｌＮおよびＮｂ（Ｃ、Ｎ）析出物を、マトリックスに固溶させないことにあるが、圧延後のミクロ組織については具体的な記載がない。一般的に、圧延加熱前の段階で粗大な析出物がマトリックス中に固溶せずに残っておれば、熱間圧延時の加熱によって析出物の凝集や更なる粗大化が生じやすい。このため、特開２００６−２５７４８２号公報に規定されているように、圧延加熱温度を９００〜１１００℃として熱間圧延して得られた鋼材のマトリックス中には、必ずしも微細なＡｌＮおよびＮｂ（Ｃ、Ｎ）析出物が析出しているとは限らない。したがって、その後の鍛造時の加熱温度が９００〜１１００℃の場合には、鋼材中に粗大なＡｌＮは固溶せず残存したままとなっている可能性が極めて高く、必ずしも浸炭時のオーステナイト粒粗大化を安定して防止できない。

特開２００７−１６２１２８号公報で開示された技術も、様々な温度域で熱間鍛造された場合に、浸炭加熱時のオーステナイト粒粗大化を必ずしも安定して防止できるというものではない。すなわち、特開２００７−１６２１２８号公報で開示された技術の基本思想は、鋼材中のＮｂおよびＴｉを含む複合窒化物の形態およびその個数を特定することであり、加えてＴｉとＮｂの最適化により従来よりも多量の析出物を生成させることを検討している。しかしながら、Ｎの含有量は０．００８０％以下としている。鋼材中に析出する窒化物の最大析出量は、Ｎの含有量によって制限される。したがって、特開２００７−１６２１２８号公報で規定しているように、Ｎ：０．００８０％以下とし、かつ鋼材中のＮｂおよびＴｉを含む複合窒化物の粒径が１μｍ以上、２０μｍ以下である当該窒化物が１ｍｍ^２中に平均５０個以下と制限した場合、様々な温度域で熱間鍛造された後、必ずしも浸炭時のオーステナイト粒粗大化を防止できない。

特開２００７−３２１２１１号公報で開示された技術も、様々な温度域で熱間鍛造された場合に、浸炭加熱時のオーステナイト粒粗大化を必ずしも安定して防止できるというものではない。すなわち、特開２００７−３２１２１１号公報で開示された熱間圧延材では、Ｎｂ及び／又はＴｉ含有析出物のサイズ、面積率、密度、および析出量を規定しているが、ミクロ組織について検討されていない。熱間加工して製造された鍛造素材のミクロ組織の不均一性は、熱間鍛造を行った後も傾向としては引き継がれる。したがって、ミクロ組織中に例えばベイナイトが混入すると、必ずしも浸炭時のオーステナイト粒粗大化を防止できない。加えて、硬さ増加に伴って熱間鍛造前のシャー切断等の加工性が劣化する。

本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、その目的は、様々な温度域で熱間鍛造しても、浸炭加熱の際にオーステナイト粒の粗大化を安定して防止することが可能な熱間鍛造用鋼材およびその製造方法ならびにその鋼材を用いた熱間鍛造素形材を提供することである。より詳しくは、本発明の目的は、様々な温度域で、特に、９００〜１２５０℃で加熱後に、熱間鍛造しても、浸炭加熱の際に、特に、９５０℃以下の温度で３時間加熱した際に、オーステナイト粒の粗大化を安定して防止でき、熱間鍛造によって粗成形される歯車、ＣＶＴ用プーリを始めとする自動車のトランスミッションなどの部品の素材として好適な、熱間鍛造用鋼材およびその製造方法ならびにその鋼材を用いた熱間鍛造素形材を提供することである。

なお、本発明では、ＪＩＳ Ｇ ０５５１（２０１３）に規定の、粒度番号が５番以下のオーステナイト結晶粒が面積１０ｍｍ^２内に２個以上あった場合に、オーステナイト粒が粗大化したものとする。

上記した課題を解決するために、本発明者らは、種々の検討を行った。その結果、下記（ａ）〜（ｆ）の知見を得た。

（ａ）熱間鍛造で粗成形する場合、材料（鍛造素材）を一般的な熱間鍛造加熱温度である約１２５０℃以上の高温に加熱すれば、熱間鍛造の加熱前の状態に関係なく、マトリックスに固溶しないで残るＡｌＮ（未固溶のＡｌＮ）がない、換言すれば、ＡｌＮはマトリックスに固溶しているので、浸炭加熱の際にＡｌＮが微細分散析出してピン止め効果が発揮される。このため、通常の９２０〜９５０℃程度の浸炭温度域では、オーステナイト粒は粗大化し難い。なお、以下の説明においては、鍛造素材を棒鋼圧延によって製造する場合を想定して、上記の「熱間鍛造の加熱前」を「棒鋼圧延後」と称し、例えば、「熱間鍛造の加熱前の段階」を「棒鋼圧延後の段階」などということがある。

（ｂ）しかしながら、熱間鍛造で粗成形するに際して、鍛造素材の加熱温度を９００〜１１００℃として、従来よりも低い温度域で熱間鍛造する場合には、棒鋼圧延後の段階で粗大なＡｌＮがマトリックス中に固溶せず残る場合がある。このような状態で熱間鍛造を行うと、熱間鍛造前の加熱時に、残っているＡｌＮが凝集し、そのＡｌＮが更なる粗大化を生じやすくなる。その結果、浸炭加熱の際にＡｌＮのピン止め効果が極めて不十分となるので、上記９２０〜９５０℃程度の浸炭温度域でも、オーステイト粒の粗大化が生じることを避け難い。

（ｃ）したがって、様々な温度域で熱間鍛造しても、浸炭加熱の際にオーステナイト粒の粗大化を抑制するためには、熱間鍛造の加熱前の段階、つまり、棒鋼圧延後の段階から、浸炭用途に適した鋼材として造り込んでおくことが必要である。なお、棒鋼圧延後の段階で、ピン止め粒子であるＡｌＮを多量、かつ微細に分散させることが浸炭加熱時のオーステナイト粒の粗大化防止に必要であるものの、鋼中に含有されるＡｌおよびＮの量によって、ＡｌＮの最大析出量が異なってくる。このため、ＡｌおよびＮの含有量を特定の範囲に制限して、ＡｌＮの適正量を鋼中に析出させるとともに鋼中のＡｌＮの析出・分散状態を制御する必要がある。具体的には、式中の元素記号を、その元素の質量％での含有量として、下記の（ｉ）式または（ｉｉ）式で表わされるＥの値が０．０１２〜０．０２２の範囲を満たすようにし、さらに、ＡｌＮのサイズおよび分散状態を制御することによってオーステナイト粒の粗大化を安定して防止することができる。
Ａｌ／Ｎ≧１．９３の場合：Ｅ＝０．９６５×Ｎ・・・・・（ｉ）、
Ａｌ／Ｎ＜１．９３の場合：Ｅ＝０．５×Ａｌ・・・・・（ｉｉ）。

（ｄ）量産工程として一般的な、大断面での連続鋳造後の鋳片には、粗大なＡｌＮが生成しており、これが棒鋼圧延後の段階で残存していると、浸炭加熱時にオーステナイト粒が粗大化しやすい。したがって、浸炭加熱時に安定してオーステナイト粒の粗大化を抑制するためには、鋳片の加熱、つまり分塊圧延時の加熱を１２５０℃以上とし、一旦鋼中にＡｌＮを固溶させることが好ましい。

（ｅ）棒鋼圧延後の段階で、ＡｌＮを微細分散させて、浸炭加熱時にオーステナイト粒の粗大化を安定して防止するためには、棒鋼圧延前の鋼片加熱温度を、下記の（ｉｉｉ）式で表わされるＴ℃以下にすることが好ましい。
Ｔ＝−７３９７／［ｌｏｇ｛（Ｅ１^２−Ｅ２^２）／１．９３｝−１．７１］−２７３・・・・・（ｉｉｉ）。
ただし、（ｉｉｉ）式において、
Ｅ１＝（０．５×Ａｌ＋０．９６５×Ｎ−Ｅ）・・・・・（ｉｖ）、
Ｅ２＝（０．５×Ａｌ−０．９６５×Ｎ）・・・・・（ｖ）であり、
また、（ｉｖ）式におけるＥは、
Ａｌ／Ｎ≧１．９３の場合：Ｅ＝０．９６５×Ｎ・・・・・（ｉ）、
Ａｌ／Ｎ＜１．９３の場合：Ｅ＝０．５×Ａｌ・・・・・（ｉｉ）である。
なお、各式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。

（ｆ）棒鋼圧延前の鋼片加熱温度を、（ｅ）項で述べたＴ℃以下にすれば、ＡｌＮが微細分散するだけでなく、棒鋼圧延後の組織が、容易にベイナイトの混入の少ないフェライトとパーライトの混合組織になる。なお、この組織は、比較的軟質であり、後のシャー切断等の加工性の確保に有益である。

本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記に示す熱間鍛造用鋼材およびその製造方法ならびにその鋼材を用いた熱間鍛造素形材にある。

（１）質量％で、Ｃ：０．１〜０．３％、Ｓｉ：０．１６〜０．５０％、Ｍｎ：０．３〜１．０％、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：０．８〜１．８％、Ａｌ：０．０２〜０．０６％、Ｎ：０．０１０〜０．０２５％、Ｃｕ：０〜０．５０％およびＮｉ：０〜０．５０％と、
残部がＦｅおよび不純物とからなり、
不純物中のＰ、ＴｉおよびＯがそれぞれ、Ｐ：０．０２０％以下、Ｔｉ：０．００５％以下およびＯ：０．００２０％以下であり、
さらに、下記の（ｉ）式または（ｉｉ）式で表わされるＥの値が０．０１２〜０．０２２の範囲にある化学組成を有する熱間鍛造用鋼材であって、
圧延方向と垂直な断面におけるミクロ組織において、マトリックスが、面積率で０〜１０％のベイナイトと、フェライトおよびパーライトとで構成され、さらに、面積１μｍ^２中において、円相当直径が１０ｎｍ以上のＡｌＮのうちで、円相当直径が１０〜１００ｎｍのものが８５％以上である、熱間鍛造用鋼材。
Ａｌ／Ｎ≧１．９３の場合：Ｅ＝０．９６５×Ｎ・・・・・（ｉ）、
Ａｌ／Ｎ＜１．９３の場合：Ｅ＝０．５×Ａｌ・・・・・（ｉｉ）。
上記の（ｉ）式および（ｉｉ）式における元素記号は、その元素の質量％での含有量を意味する。

（２）上記化学組成が、質量％で、Ｃｕ：０．０５〜０．５０％およびＮｉ：０．０５〜０．５０％から選択される１種以上を含有する、上記（１）に記載の熱間鍛造用鋼材。

（３）上記（１）または（２）に記載の化学組成を有する鋼を鋳造して得た鋳片または鋼塊を、１２５０℃以上の温度で５０分以上加熱してから分塊圧延して鋼片とし、次いで、その鋼片を下記の（ｉｉｉ）式で表わされるＴ℃以下かつ９００℃以上の温度で６０分以上加熱した後、仕上げ温度を８００℃以上として熱間圧延し、熱間圧延終了後２．０℃／秒以下の冷却速度で６００℃まで冷却する、熱間鍛造用鋼材の製造方法。
Ｔ＝−７３９７／［ｌｏｇ｛（Ｅ１^２−Ｅ２^２）／１．９３｝−１．７１］−２７３・・・・・（ｉｉｉ）。
ただし、（ｉｉｉ）式において、
Ｅ１＝（０．５×Ａｌ＋０．９６５×Ｎ−Ｅ）・・・・・（ｉｖ）、
Ｅ２＝（０．５×Ａｌ−０．９６５×Ｎ）・・・・・（ｖ）であり、
また、（ｉｖ）式におけるＥは、
Ａｌ／Ｎ≧１．９３の場合：Ｅ＝０．９６５×Ｎ・・・（ｉ）、
Ａｌ／Ｎ＜１．９３の場合：Ｅ＝０．５×Ａｌ・・・（ｉｉ）である。
なお、各式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。

（４）上記（１）または（２）に記載の熱間鍛造用鋼材を、９００〜１２５０℃で加熱した後、９００〜１１００℃の温度域にて鍛造して得られる、熱間鍛造素形材。

残部としての「Ｆｅおよび不純物」における「不純物」とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入するものを指す。

本発明の熱間鍛造用鋼材は、様々な温度域、特に、９００〜１２５０℃の幅広い温度域で加熱後に熱間鍛造しても、浸炭加熱の際に、特に、９５０℃以下の温度で３時間加熱した際に、オーステナイト粒の粗大化を安定して防止できるので、熱間鍛造によって粗成形される歯車、ＣＶＴ用プーリを始めとする自動車のトランスミッションなどの部品の素材として好適に用いることができる。

また、本発明に係る熱間鍛造用鋼材は、本発明の製造方法によって容易に得ることができる。

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、以下の説明における各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。

（Ａ）化学組成：
Ｃ：０．１〜０．３％
Ｃは、浸炭焼入れしたときの部品の芯部強度を確保するために必須の元素であり、その含有量が０．１％未満では上記の効果が不十分である。一方、Ｃの含有量が多くなると、熱間鍛造後の被削性の低下が顕著になる。したがって、Ｃの含有量を０．１〜０．３％とした。なお、Ｃの含有量は、０．１８％以上、０．２５％以下であることが好ましい。

Ｓｉ：０．１６〜０．５０％
Ｓｉは、焼入れ性を向上させる作用および脱酸作用を有する。また、Ｓｉは、焼戻し軟化抵抗を高める効果が大きく、さらに、疲労強度の向上にも効果を有する元素である。Ｓｉの含有量が０．１６％未満では上記の効果が不十分である。しかしながら、Ｓｉは酸化性の元素であるため、その含有量が多くなると、浸炭ガス中に含まれる微量のＨ_２ＯまたはＣＯ_２によってＳｉが選択酸化され、鋼表面にＳｉ酸化物が生成されるので、浸炭異常層の深さが大きくなる。そして、浸炭異常層の深さが大きくなると、疲労強度の低下を招く。さらに、Ｓｉの含有量が多くなると、熱間鍛造後の被削性の低下が顕著になる。したがって、Ｓｉの含有量を０．１６〜０．５０％とした。なお、Ｓｉの含有量は、０．１７％以上、０．３５％以下であることが好ましい。

Ｍｎ：０．３〜１．０％
Ｍｎは、焼入れ性、焼戻し軟化抵抗を高める効果が大きく、また、疲労強度の向上にも効果を有する元素である。しかしながら、Ｍｎの含有量が０．３％未満では上記の効果が不十分である。一方、Ｍｎの含有量が多くなると、疲労強度を高める効果が飽和するだけでなく、熱間鍛造後の被削性の低下が顕著になる。したがって、Ｍｎの含有量を０．３〜１．０％とした。なお、Ｍｎの含有量は、０．５％以上、０．９５％以下であることが好ましい。

Ｓ：０．０３０％以下
Ｓは、不純物として含有される。また、Ｓは積極的に含有させると、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、被削性を向上させる元素である。しかし、Ｓの含有量が多くなると、粗大なＭｎＳを生成しやすくなり、熱間鍛造性および疲労強度を低下させる。したがって、Ｓの含有量を０．０３０％以下とした。Ｓの含有量は、０．０２５％以下であることが好ましい。

一方、上記したＳの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＳの量は、０．００５％以上とすることが好ましい。

Ｃｒ：０．８〜１．８％
Ｃｒは、焼入れ性、焼戻し軟化抵抗を高める効果が大きく、また、疲労強度の向上にも効果を有する元素である。その含有量が０．８％未満では上記の効果が不十分である。一方、Ｃｒの含有量が多くなると、疲労強度を高める効果が飽和するだけでなく、熱間鍛造後の被削性の低下が顕著になる。また、Ｓｉと同様にＣｒは酸化性の元素であるため、その含有量が多くなると浸炭異常層の深さが深くなり、曲げ疲労強度の低下を招く。したがって、Ｃｒの含有量を０．８〜１．８％とした。なお、Ｃｒの含有量は、０．９％以上、１．７％以下であることが好ましい。

Ａｌ：０．０２〜０．０６％
Ａｌは、脱酸作用を有すると同時に、鋼中のＮと結合してＡｌＮとして析出しやすく、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。しかしながら、Ａｌ含有量が０．０２％未満ではその効果が十分ではない。一方で、Ａｌの含有量が過剰になると、ＡｌＮが凝集しやすくなるので、オーステナイト粒粗大化防止に有効な微細な析出物が減少してしまい、後述の「９５０℃以下の温度で３時間加熱した場合に、オーステナイト粒が粗大化しないこと」という、本発明で目標とするオーステナイト粒粗大化防止効果が得られない。加えて、Ａｌ含有量が多いと、硬質で粗大なＡｌ_２Ｏ_３形成による被削性の低下をきたし、疲労強度も低下する。したがって、Ａｌの含有量を０．０２〜０．０６％とした。なお、Ａｌの含有量は、０．０２５％以上、０．０５％以下であることが好ましい。

Ｎ：０．０１０〜０．０２５％
Ｎは、Ａｌと結合して、ＡｌＮを析出するために必要な元素であり、浸炭加熱時のオーステナイト粒粗大化防止効果を有する。しかしながら、Ｎの含有量が０．０１０％未満では、その効果が十分ではない。一方、Ｎの含有量が過剰になると、ＡｌＮが凝集しやすくなるので、オーステナイト粒粗大化防止に有効な微細な析出物が減少してしまい、上記した本発明で目標とするオーステナイト粒粗大化防止効果が得られない。したがって、Ｎの含有量を０．０１０〜０．０２５％とした。なお、Ｎの含有量は０．０１２％以上、０．０２３％以下であることが好ましい。

Ｃｕ：０〜０．５０％
Ｃｕは、焼入れ性を高める効果があり、より疲労強度を高めるために有効な元素であるので、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕの含有量が多くなると、焼入れ性の向上による疲労強度を高める効果が飽和するだけでなく、熱間鍛造後の被削性の低下が顕著になる。したがって、含有させる場合のＣｕの量を０．５０％以下とした。なお、含有させる場合のＣｕの量は０．３０％以下であることが好ましい。

一方、上記したＣｕの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＣｕの量は、０．０５％以上とすることが好ましい。

Ｎｉ：０〜０．５０％
Ｎｉは、焼入れ性を高める効果があり、より疲労強度を高めるために有効な元素であるので、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｎｉの含有量が多くなると、焼入れ性の向上による疲労強度を高める効果が飽和するだけでなく、熱間鍛造後の被削性の低下が顕著になる。したがって、含有させる場合のＮｉの量を０．５０％以下とした。なお、含有させる場合のＮｉの量は０．３０％以下であることが好ましい。

一方、上記したＮｉの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＮｉの量は、０．０５％以上とすることが好ましい。

上記のＣｕおよびＮｉは、いずれか１種のみ、または、２種の複合で含有させることができる。なお、２種を複合含有させる場合のこれらの元素の合計量は、０．８％以下とすることが好ましい。

本発明の熱間鍛造用鋼材は、上記したＣからＮｉまでの元素と、残部がＦｅおよび不純物とからなり、不純物中のＰ、ＴｉおよびＯがそれぞれ、Ｐ：０．０２０％以下、Ｔｉ：０．００５％以下およびＯ：０．００２０％以下であり、さらに、上記の（ｉ）式または（ｉｉ）式で表わされるＥの値が０．０１２〜０．０２２の範囲にある化学組成を有するものである。なお、既に述べたように、「Ｆｅおよび不純物」における「不純物」とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップまたは製造環境などから混入するものを指す。

以下、不純物中のＰ、ＴｉおよびＯについて説明する。

Ｐ：０．０２０％以下
Ｐは、鋼に含有される不純物であり、結晶粒界に偏析して鋼を脆化させ、疲労強度を低下させる。したがって、不純物中のＰの含有量を０．０２０％以下とした。なお、不純物中のＰの含有量は０．０１５％以下とすることが好ましい。

Ｔｉ：０．００５％以下
Ｔｉは、Ｎと結合して硬質で粗大な非金属介在物であるＴｉＮを形成しやすく、疲労強度を低下させてしまう。さらに、熱間鍛造性および被削性も低下させる。したがって、不純物中のＴｉの含有量を０．００５％以下とした。なお、不純物元素としてのＴｉの含有量は、０．００３％以下とすることが望ましい。

Ｏ：０．００２０％以下
Ｏ（酸素）は、鋼中のＡｌと結合して硬質な酸化物系介在物であるＡｌ_２Ｏ_３を形成しやすく、被削性を低下させ、疲労強度の低下も招く。したがって、不純物中のＯの含有量を０．００２０％以下とした。なお、不純物元素としてのＯの含有量は、０．００１５％以下とすることが望ましい。

０．０１２≦Ｅ≦０．０２２
本発明に係る熱間鍛造用鋼材は、
Ａｌ／Ｎ≧１．９３の場合：Ｅ＝０．９６５×Ｎ・・・・・（ｉ）
または、
Ａｌ／Ｎ＜１．９３の場合：Ｅ＝０．５×Ａｌ・・・・・（ｉｉ）
の式で表わされるＥの値が、
０．０１２≦Ｅ≦０．０２２
を満たす化学組成でなければならない。以下、このことについて説明する。なお、既に述べたとおり、上記の（ｉ）式および（ｉｉ）式における元素記号は、その元素の質量％での含有量を意味する。

上記のＥは、オーステナイト粒の粗大化防止に有効なＡｌＮとして析出するＡｌの適正量を求めたものである。ＡｌとＮは、１：１の原子比で結合してＡｌＮを形成する。Ａｌの原子量は２６．９８、Ｎの原子量は１４である。ここで、ＡｌＮとして析出可能なＡｌの最大析出量（以下、Ａｌｍ）は、化学量論比より、以下の式によって求めることができる。
Ｎに比べてＡｌが過剰な場合、すなわちＡｌ／Ｎ≧２６．９８／１４＝１．９３の場合：Ａｌｍ＝（Ａｌ原子量÷Ｎ原子量）×Ｎ
すなわち、析出可能なＡｌＮは、鋼中に含まれるＮの量によって制限される。
一方、Ａｌに比べてＮが過剰な場合、すなわちＡｌ／Ｎ＜１．９３の場合：Ａｌｍ＝Ａｌ
すなわち、析出可能なＡｌＮは、鋼中に含まれるＡｌの量によって制限される。

一方で、熱間鍛造用鋼材は、前述したとおり、圧延、鍛造、更には浸炭という幾度の加熱工程を経るため、ＡｌＮはその加熱温度に応じた量だけ鋼中に固溶する。したがって、オーステナイト粒の粗大化防止に必要なＡｌＮを鋼中に確実に析出させるためには、ＡｌとＮの含有量を、浸炭加熱時に固溶してもなお十分な量のＡｌＮが析出するだけの適正な値に制御する必要がある。

そこで、本発明者らは、熱間鍛造用鋼材における浸炭時のオーステナイト粒の粗大化防止に有効なＡｌＮとして析出するＡｌ量について、調査・研究を重ねた。その結果、鋼中のＡｌおよびＮの含有量を制御し、ＡｌＮとして析出可能なＡｌ最大析出量の半分の量（Ｅ）を、適正な値とすることで、オーステナイト粒の粗大化防止に有効であることを見出した。その思想のもと、Ｅは以下の式によって求めた。
Ａｌ／Ｎ≧１．９３の場合：Ｅ＝０．５×Ａｌｍ＝０．９６５×Ｎ・・・・・（ｉ）
または、
Ａｌ／Ｎ＜１．９３の場合：Ｅ＝０．５×Ａｌｍ＝０．５×Ａｌ・・・・・（ｉｉ）
ここで、オーステナイト粒の粗大化を安定して抑制するためにはＡｌＮを多量、かつ微細に分散させる必要があり、また、その量は多いほど結晶粒界のピン止めのために好ましい。

Ｅの値が小さく０．０１２未満の場合には、鋼中に析出してピン止めに有効なＡｌＮ量が少なくなるためオーステナイト粒の粗大化防止が不十分となる。一方で、Ｅの値が大き過ぎて０．０２２を超える場合には、鋼中に析出し得るＡｌＮ量が多くなり過ぎることにより、ＡｌＮが凝集・粗大化しやすくなり、ピン止め効果が小さくなるためオーステナイト粒の粗大化防止が不十分となる。したがって、Ｅの値を０．０１２〜０．０２２の範囲とすることで、オーステナイト粒の粗大化を安定して防止することができる。

（Ｂ）ミクロ組織：
前項で述べた化学組成を有する本発明の熱間鍛造用鋼材は、圧延方向と垂直な断面（以下、「横断面」ということがある。）におけるミクロ組織において、マトリックスが、面積率で０〜１０％のベイナイトと、フェライトおよびパーライトとで構成され、さらに、面積１μｍ^２中において、円相当直径が１０ｎｍ以上のＡｌＮのうちで、円相当直径が１０〜１００ｎｍのものが８５％以上でなければならない。

熱間加工して製造された鍛造素材のミクロ組織の不均一性は、歯車などの部品に粗成形するために熱間鍛造を行った後も傾向としては引き継がれる。

このため、横断面におけるミクロ組織を適正なものにする必要がある。そして、横断面におけるミクロ組織において、マトリックスが、上記した面積率で０〜１０％のベイナイトと、フェライトおよびパーライトとで構成され、さらに、面積１μｍ^２中において、円相当直径が１０ｎｍ以上のＡｌＮのうちで、円相当直径が１０〜１００ｎｍのものが８５％以上である場合に、浸炭加熱時のオーステナイト粒の粗大化を防止することができる。

マトリックスにマルテンサイトを含む場合には、マルテンサイトが硬質で延性が低いことに起因して、例えば、熱間鍛造用鋼材の運搬時に割れが発生しやすくなるとともに、熱間鍛造前のシャー切断等の加工性が劣化する。

また、マトリックスにベイナイトが混入すると、浸炭加熱時の粗大オーステナイト粒発生の原因になるとともに、硬さの上昇に伴って熱間鍛造前のシャー切断等の加工性が劣化し、特に、ベイナイトが面積率で１０％を超えるとその傾向が著しくなる。

なお、円相当直径で１０ｎｍ未満のＡｌＮは、浸炭加熱時に容易に固溶・消失するため、ピン止め粒子としての効果が極めて小さい。一方、粗大なＡｌＮは、結晶粒界のピン止め粒子としての効果が小さいうえに、浸炭加熱時に成長・粗大化する傾向があり、特に、円相当直径で１００ｎｍを超えるＡｌＮは、浸炭加熱時に成長・粗大化するため、ピン止め粒子としての効果が小さい。そして、横断面の面積１μｍ^２中において、円相当直径が１０ｎｍ以上のＡｌＮのうちで、円相当直径が１０〜１００ｎｍのものが８５％以上の場合に、浸炭加熱時に安定してオーステナイト粒の粗大化を防止することができる。横断面の面積１μｍ^２中において、円相当直径が１０ｎｍ以上のＡｌＮのうちで、円相当直径が１０〜１００ｎｍのものは９０％以上であることが好ましく、１００％であれば極めて好ましい。

上記ミクロ組織におけるマトリックスの「相」は、例えば、熱間鍛造用鋼材の圧延方向（長手方向）に垂直、かつ、中心部を含む断面を切り出した後、鏡面研磨してナイタールで腐食した試験片について、倍率４００倍で、視野の大きさを２５０μｍ×２５０μｍとして、表面を除いてランダムに各５視野観察することによって同定することができる。また、ベイナイトの面積率は、例えば、得られたミクロ組織写真から画像解析ソフトを用いて、各視野におけるベイナイトの面積率を算出し、５視野の算術平均値として求めることができる。

また、圧延方向と垂直な断面（横断面）の面積１μｍ^２中において、円相当直径が１０ｎｍ以上のＡｌＮのうちで、円相当直径が１０〜１００ｎｍのものの割合は、例えば、横断面から、一般的な方法で抽出レプリカ試料を作製して、エネルギー分散型Ｘ線検出器（以下、「ＥＤＳ」という。）を装備した透過型電子顕微鏡（以下、「ＴＥＭ」という。）を使用して、ＥＤＳによる元素分析から析出物のＡｌの含有状況、形状を確認し、倍率を３００００倍、１視野あたりの面積を６．４μｍ^２とし、表面を除いてランダムに各５視野観察して、円相当直径が、１０〜１００ｎｍのＡｌＮと１００ｎｍ以上であるＡｌＮの個数をそれぞれ数え、これを基に、面積１μｍ^２当たりの割合に換算して求めることができる。この際、個々のＡｌＮの寸法は、画像解析によって円相当直径に換算すればよい。ただし、パーライトおよびベイナイトの領域は、セメンタイトが多量に抽出されて、ＡｌＮの寸法および個数の測定が難しいため、観察は、フェライトが面積率で２／３以上を占める視野で行うことが好ましい。

（Ｃ）製造方法：
本発明の熱間鍛造用鋼材は、例えば、上記（Ａ）項で述べた化学組成を有する鋼を鋳造して得た鋳片または鋼塊を、１２５０℃以上の温度で５０分以上加熱してから分塊圧延して鋼片とし、次いで、その鋼片を下記の（ｉｉｉ）式で表わされるＴ℃以下かつ９００℃以上の温度で６０分以上加熱した後、仕上げ温度を８００℃以上として熱間圧延し、熱間圧延終了後２．０℃／秒以下の冷却速度で６００℃まで冷却することによって製造することができる。
Ｔ＝−７３９７／［ｌｏｇ｛（Ｅ１^２−Ｅ２^２）／１．９３｝−１．７１］−２７３・・・・・（ｉｉｉ）。
ただし、（ｉｉｉ）式において、
Ｅ１＝（０．５×Ａｌ＋０．９６５×Ｎ−Ｅ）・・・・・（ｉｖ）、
Ｅ２＝（０．５×Ａｌ−０．９６５×Ｎ）・・・・・（ｖ）であり、
また、（ｉｖ）式におけるＥは、
Ａｌ／Ｎ≧１．９３の場合：Ｅ＝０．９６５×Ｎ・・・（ｉ）、
Ａｌ／Ｎ＜１．９３の場合：Ｅ＝０．５×Ａｌ・・・（ｉｉ）である。なお、各式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。

得られた鋳片または鋼塊を、１２５０℃以上の温度で５０分以上加熱することにより、鋳片内または鋼塊内に生成した粗大なＡｌＮを鋼中に固溶させることができるので、分塊圧延後の鋼片には、その後の棒鋼圧延など熱間圧延の際の加熱過程にてＡｌＮが微細に析出しやすくなる。なお、鋳片または鋼塊の加熱は、１２５０〜１３００℃の温度で２４０分以上加熱することがより一層好ましいが、極端に長時間加熱すると製造コストの上昇を招くため、その上限は６００分以下であることが好ましい。また、分塊圧延後の冷却は徐冷や大気中での放冷（以下、単に「放冷」という。）など適宜の方法で構わない。

なお、棒鋼圧延など熱間圧延の際の加熱にて、上記条件で分塊圧延して得た鋼片の加熱温度を、上記の（ｉｉｉ）式で表わされるＴ℃以下に制御することで、鋼中にＡｌＮを多量かつ微細に分散させることが可能になって、浸炭加熱時にオーステナイト粒の粗大化を安定して防止することができるし、熱間圧延の組織を安定して、シャー切断等の加工性の確保に有益な、ベイナイトの混入の少ないフェライトとパーライトの混合組織に制御することができる。加熱温度がＴ℃を超えると、ＡｌＮは固溶し始めるが、固溶されずに残存するＡｌＮは、その加熱温度で保持されることにより、凝集し、粗大化が起こる。円相当直径が１０〜１００ｎｍの比較的小さなＡｌＮは固溶して減少し、または凝集し、粗大化して１００ｎｍの大きなＡｌＮとなる。しかし、加熱温度が低すぎると、圧延時の変形抵抗が大きくなることで製造に支障をきたすので、加熱温度の下限は９００℃であればよく、１０００℃を超えれば一層好ましい。上記鋼片の加熱時間が６０分以上であれば、鋼片の表面から中心まで温度分布が生じないものの、加熱時間が長すぎると微細分散させたＡｌＮが凝集し、粗大化し、ピン止め粒子としての効果が小さくなる。このため、上記鋼片の加熱時間は２４０分以下にすることが好ましい。

また、鋼片の加熱温度に加えて、熱間圧延時の仕上げ温度が８００℃以下になると圧延時の変形抵抗が大きくなることで製造に支障をきたす場合があるため、仕上げ温度の下限は８００℃を超えるようにするのがよい。

そして、上記の仕上げ温度で熱間圧延を終了後、２．０℃／秒以下の冷却速度で６００℃まで冷却することによって、圧延方向と垂直な断面（横断面）におけるミクロ組織において、マトリックスが、面積率で０〜１０％のベイナイトと、フェライトおよびパーライトとで構成され、さらに、面積１μｍ^２中において、円相当直径が１０ｎｍ以上のＡｌＮのうちで、円相当直径が１０〜１００ｎｍのものが８５％以上である鋼材を得ることができる。

なお、熱間圧延終了後の冷却速度は、１．５℃／秒以下であることが好ましいが、極端な徐冷は製造コストの上昇に繋がるのでその下限は、０．１℃／秒程度であることが好ましい。なお、熱間圧延終了後は、上述の冷却速度で室温まで冷却する必要はなく、６００℃に至った時点で、放冷、ミスト冷却、水冷など、適宜の手段で冷却してもよい。

本明細書における加熱温度とは加熱炉の炉内温度の平均値、加熱時間とは在炉時間を意味する。

また、熱間圧延の仕上げ温度とは、仕上げ圧延直後の鋼材の表面温度を指す。さらに、熱間圧延終了後の冷却速度も、鋼材表面の冷却速度を指す。

以下、実施例により本発明をさらに詳しく説明する。

表１に示す化学組成を有する鋼Ａ〜Ｌを転炉によって溶解し、鋳片を作製した。

具体的には、７０トン転炉で成分調整した後、連続鋳造を行って、４００ｍｍ×３００ｍｍ角の鋳片（ブルーム）を作製した。

なお、表１中の鋼Ａ〜Ｆはいずれも、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。一方、鋼ＧおよびＨは、個々の元素の含有量と（ｉ）式または（ｉｉ）式で表わされるＥの値とが本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼であり、鋼Ｉ〜Ｌは、個々の元素の含有量は本発明で規定する範囲内であるものの、（ｉ）式または（ｉｉ）式で表わされるＥの値が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。

上述のようにして作製した鋳片を、１２５０℃に加熱した後、分塊圧延して１８０ｍｍ×１８０ｍｍ角の鋼片を作製し、室温まで冷却した。さらに、上記１８０ｍｍ×１８０ｍｍ角の鋼片を加熱した後、熱間圧延を行って半径Ｒが２０ｍｍの棒鋼を得た。

表２に、製造条件Ｉ〜Ｖとして、４００ｍｍ×３００ｍｍの鋳片から半径Ｒが２０ｍｍの棒鋼に仕上げるに際しての、鋳片の加熱条件、分塊圧延後の冷却条件、鋼片の加熱条件、棒鋼圧延の仕上げ温度の詳細を示す。圧延終了後は、放冷した。その際、鋼材の表面温度を放射温度計によって測定し、棒鋼圧延終了後から６００℃までの冷却速度を求めた。その値を表２に併せて示す。

上記のようにして得た半径Ｒが２０ｍｍの各棒鋼について、次に示す試験を行った。

調査１：ミクロ組織におけるマトリックス相の観察
各棒鋼から、圧延方向（長手方向）に垂直な断面、すなわち横断面が被検面となるように樹脂埋めし、鏡面研磨してナイタールで腐食した。試験片について、倍率４００倍で、表面を除いてランダムに５視野を観察して、「組織」を同定した。なお、各視野の大きさは２５０μｍ×２５０μｍとした。また、得られたミクロ組織写真から画像解析ソフトを用いて、各視野におけるベイナイトの面積率を算出し、５視野の算術平均値をベイナイトの面積率とした。

調査２：ビッカース硬さ試験
上記の樹脂埋めした試験片を再度鏡面研磨し、被検面の中心部１点とＲ／２部４点の計５点のビッカース硬さ（ＨＶ）を、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９）に記載の「ビッカース硬さ試験−試験方法」に準拠して、試験力を９．８Ｎとしてビッカース硬さ試験機で測定した。なお、上記５点の算術平均値をＨＶとした。

調査３：ミクロ組織におけるＡｌＮの寸法と分散状態の調査
各棒鋼の横断面の表面を除いた部位から、一般的な方法で抽出レプリカ試料を作製して、ＴＥＭによる観察を行なった。ＴＥＭはＥＤＳを装備したものを使用し、ＥＤＳによる元素分析から析出物のＡｌの含有状況、形状を確認した。なお、倍率を３００００倍、１視野あたりの面積を６．４μｍ^２として、ランダムに各５視野観察して、円相当直径が、１０〜１００ｎｍのＡｌＮと１００ｎｍ以上であるＡｌＮの個数をそれぞれ数え、これを基に、円相当直径が１０ｎｍ以上のＡｌＮのうちで、円相当直径が１０〜１００ｎｍのＡｌＮの面積１μｍ^２当たりの割合を求めた。この際、個々のＡｌＮの寸法は、画像解析によって円相当直径に換算した。ただし、パーライトおよびベイナイトの領域は、セメンタイトが多量に抽出されて、ＡｌＮの寸法および個数の測定が難しいため、観察は、フェライトが面積率で２／３以上を占める視野で行った。

調査４：オーステナイト粒の粗大化発生調査
各棒鋼から、長さ６０ｍｍの試験片を切り出し、熱間鍛造を模擬するために、１２５０℃、１０８０℃および９００℃の各温度で３０分加熱した後、炉から取り出して１０秒後に、円柱形状の高さ方向で６０％の圧縮加工を行い、その後、放冷にて室温まで冷却した。

次いで、上記のようにして得た各試験片を、中心軸を含む面で４等分になるように切断した後、その内の３つを使用し、浸炭での加熱を模擬するために、９２０℃、９５０℃および９８０℃の各温度で３時間保持した後、水冷によって室温まで冷却した。なお、以下の説明では、上記の浸炭での加熱を模擬するための温度を「擬似浸炭温度」という。

このようにして得た各試験片の切断面を厚さ１ｍｍ除去した後、その面を鏡面研磨し、界面活性剤を添加したピクリン酸飽和水溶液で腐食した後、光学顕微鏡を用いて倍率１００倍で表面を除いてランダムに１０視野を観察して、オーステナイト粒の粗大化発生状況を調査した。

上記調査における１視野の大きさは１．０ｍｍ×１．０ｍｍであり、この観察によって、ＪＩＳ Ｇ ０５５１（２０１３）に規定の、粒度番号が５番以下のオーステナイト結晶粒が面積１０ｍｍ^２内に２個以上あった場合に、オーステナイト粒が粗大化したと判定した。

オーステナイト粒粗大化防止効果の目標は、９５０℃以下の温度で３時間加熱した場合に、オーステナイト粒が粗大化しないこととした。

表３および表４に、上記の各調査結果を、鋼片の加熱温度、（ｉｉｉ）式で表わされるＴ℃、棒鋼圧延終了後６００℃までの冷却速度および熱間鍛造を模擬するために加熱した温度とともにまとめて示す。なお、表３および表４における製造条件番号は、上記表２に記載した製造条件番号に対応するものである。

表３および表４から、化学組成が本発明で規定する範囲内にあり、しかも、横断面におけるミクロ組織（相および円相当直径が１０ｎｍ以上のＡｌＮのうちで、円相当直径が１０〜１００ｎｍのものの割合）が本発明で規定する条件を満たす「本発明例」の試験番号１〜６の場合には、９００〜１２５０℃という様々な温度に加熱して熱間鍛造しても、浸炭加熱模擬温度９５０℃にて粗粒が発生しておらず、オーステナイト粒粗大化防止効果が得られていることが明らかである。

これに対して、本発明で規定する化学組成およびミクロ組織の条件の全てを同時に満たしていない「比較例」の場合には、目標とするオーステナイト粒粗大化防止特性が得られていない。

試験番号７の場合、鋼ＧのＮ含有量と（ｉ）式で表わされるＥの値とが本発明で規定する条件から外れているため、９００〜１２５０℃という様々な温度に加熱して熱間鍛造すると、いずれの加熱温度の場合にも擬似浸炭温度９２０℃にて粗粒が発生し、目標とするオーステナイト粒粗大化防止特性が得られていない。

試験番号８の場合、鋼Ｈの化学組成、つまり、Ａｌ、ＮおよびＯの含有量ならびに（ｉ）式で表わされるＥの値が本発明で規定する条件から外れており、また、横断面におけるミクロ組織、つまり、面積１μｍ^２中において、円相当直径が１０ｎｍ以上のＡｌＮのうちで、円相当直径が１０〜１００ｎｍのものの割合も本発明で規定する条件から外れているため、９００および１０８０℃に加熱して熱間鍛造すると、擬似浸炭温度９５０℃にて粗粒が発生し、目標とするオーステナイト粒粗大化防止特性が得られていない。

試験番号９および試験番号１０の場合、それぞれの試験番号における鋼Ｉおよび鋼Ｊの（ｉ）式で表わされるＥの値が本発明で規定する条件から外れており、また、面積１μｍ^２中において、円相当直径が１０ｎｍ以上のＡｌＮのうちで、円相当直径が１０〜１００ｎｍのものの割合も本発明で規定する条件から外れている。このため、９００および１０８０℃に加熱して熱間鍛造すると、試験番号９については擬似浸炭温度９５０℃にて、また試験番号１０については疑似浸炭温度９２０℃にて、それぞれ粗粒が発生し、目標とするオーステナイト粒粗大化防止特性が得られていない。

試験番号１１の場合、鋼Ｋの（ｉｉ）式で表わされるＥの値が本発明で規定する条件から外れているため、９００および１０８０℃に加熱して熱間鍛造すると、擬似浸炭温度９５０℃にて粗粒が発生し、目標とするオーステナイト粒粗大化防止特性が得られていない。

試験番号１２の場合、鋼Ｌの（ｉ）式で表わされるＥの値が本発明で規定する条件から外れており、また、面積１μｍ^２中において、円相当直径が１０ｎｍ以上のＡｌＮのうちで、円相当直径が１０〜１００ｎｍのものの割合も本発明で規定する条件から外れているため、９００℃に加熱して熱間鍛造すると、擬似浸炭温度９５０℃にて粗粒が発生し、目標とするオーステナイト粒粗大化防止特性が得られていない。

試験番号１３および試験番号１４の場合、鋼Ａの化学組成は本発明で規定する範囲内にあるものの、面積１μｍ^２中において、円相当直径が１０ｎｍ以上のＡｌＮのうちで、円相当直径が１０〜１００ｎｍのものの割合が本発明で規定する条件から外れているため、９００および１０８０℃に加熱して熱間鍛造すると、擬似浸炭温度９２０℃にて粗粒が発生し、目標とするオーステナイト粒粗大化防止特性が得られていない。

なお、半径２０ｍｍの各棒鋼をシャー切断することも行った。その結果、マトリックスに２５％のベイナイトを含み、本発明で規定する条件から外れる試験番号１４の棒鋼を除いて、何ら問題なくシャー切断できた。

本発明の熱間鍛造用鋼材は、様々な温度域、特に、９００〜１２５０℃の幅広い温度域に加熱後に熱間鍛造しても、浸炭加熱の際に、特に、９５０℃以下の温度で３時間加熱した際に、オーステナイト粒の粗大化を安定して防止できるので、熱間鍛造によって粗成形される歯車、ＣＶＴ用プーリを始めとする自動車のトランスミッションなどの部品の素材として好適に用いることができる。

また、本発明に係る熱間鍛造用鋼材は、本発明の製造方法によって容易に得ることができる。

（１）質量％で、Ｃ：０．１〜０．３％、Ｓｉ：０．１６〜０．５０％、Ｍｎ：０．３〜１．０％、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：０．８〜１．８％、Ａｌ：０．０２〜０．０６０％、Ｎ：０．０１０〜０．０２５０％、Ｃｕ：０〜０．５０％およびＮｉ：０〜０．５０％と、
残部がＦｅおよび不純物とからなり、
不純物中のＰ、ＴｉおよびＯがそれぞれ、Ｐ：０．０２０％以下、Ｔｉ：０．００５％以下およびＯ：０．００２０％以下であり、
さらに、下記の（ｉ）式または（ｉｉ）式で表わされるＥの値が０．０１２〜０．０２２の範囲にある化学組成を有する熱間鍛造用鋼材であって、
圧延方向と垂直な断面におけるミクロ組織において、マトリックスが、面積率で０〜１０％のベイナイトと、フェライトおよびパーライトとで構成され、さらに、面積１μｍ^２中において、円相当直径が１０ｎｍ以上のＡｌＮのうちで、円相当直径が１０〜１００ｎｍのものが８５％以上である、熱間鍛造用鋼材。
Ａｌ／Ｎ≧１．９３の場合：Ｅ＝０．９６５×Ｎ・・・・・（ｉ）、
Ａｌ／Ｎ＜１．９３の場合：Ｅ＝０．５×Ａｌ・・・・・（ｉｉ）。
上記の（ｉ）式および（ｉｉ）式における元素記号は、その元素の質量％での含有量を意味する。

（３）上記（１）または（２）に記載の化学組成を有する鋼を鋳造して得た鋳片または鋼塊を、１２５０℃以上の温度で５０分以上加熱してから分塊圧延して鋼片とし、次いで、その鋼片を下記の（ｉｉｉ）式で表わされるＴ℃以下かつ９００℃以上の温度で６０分以上加熱した後、仕上げ温度を８００℃以上として熱間圧延し、熱間圧延終了後２．０℃／秒以下の冷却速度で６００℃まで冷却する工程を備え、
圧延方向と垂直な断面におけるミクロ組織において、マトリックスが、面積率で０〜１０％のベイナイトと、フェライトおよびパーライトとで構成され、さらに、面積１μｍ ^２ 中において、円相当直径が１０ｎｍ以上のＡｌＮのうちで、円相当直径が１０〜１００ｎｍのものが８５％以上９６％以下である熱間鍛造用鋼材を得る、熱間鍛造用鋼材の製造方法。
Ｔ＝−７３９７／［ｌｏｇ｛（Ｅ１^２−Ｅ２^２）／１．９３｝−１．７１］−２７３・・・・・（ｉｉｉ）。
ただし、（ｉｉｉ）式において、
Ｅ１＝（０．５×Ａｌ＋０．９６５×Ｎ−Ｅ）・・・・・（ｉｖ）、
Ｅ２＝（０．５×Ａｌ−０．９６５×Ｎ）・・・・・（ｖ）であり、
また、（ｉｖ）式におけるＥは、
Ａｌ／Ｎ≧１．９３の場合：Ｅ＝０．９６５×Ｎ・・・（ｉ）、
Ａｌ／Ｎ＜１．９３の場合：Ｅ＝０．５×Ａｌ・・・（ｉｉ）である。
なお、各式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。

（４）上記（１）または（２）に記載の熱間鍛造用鋼材を、９００〜１２５０℃で加熱した後、９００〜１１００℃の温度域にて鍛造する、熱間鍛造素形材の製造方法。

Claims (4)

1. 質量％で、Ｃ：０．１〜０．３％、Ｓｉ：０．１６〜０．５０％、Ｍｎ：０．３〜１．０％、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：０．８〜１．８％、Ａｌ：０．０２〜０．０６％、Ｎ：０．０１０〜０．０２５％、Ｃｕ：０〜０．５０％およびＮｉ：０〜０．５０％と、
   残部がＦｅおよび不純物とからなり、
   不純物中のＰ、ＴｉおよびＯがそれぞれ、Ｐ：０．０２０％以下、Ｔｉ：０．００５％以下およびＯ：０．００２０％以下であり、
   さらに、下記の（ｉ）式または（ｉｉ）式で表わされるＥの値が０．０１２〜０．０２２の範囲にある化学組成を有する熱間鍛造用鋼材であって、
   圧延方向と垂直な断面におけるミクロ組織において、マトリックスが、面積率で０〜１０％のベイナイトと、フェライトおよびパーライトとで構成され、さらに、面積１μｍ^２中において、円相当直径が１０ｎｍ以上のＡｌＮのうちで、円相当直径が１０〜１００ｎｍのものが８５％以上である、熱間鍛造用鋼材。
   Ａｌ／Ｎ≧１．９３の場合：Ｅ＝０．９６５×Ｎ・・・・・（ｉ）、
   Ａｌ／Ｎ＜１．９３の場合：Ｅ＝０．５×Ａｌ・・・・・（ｉｉ）。
   上記の（ｉ）式および（ｉｉ）式における元素記号は、その元素の質量％での含有量を意味する。
2. 前記化学組成が、質量％で、Ｃｕ：０．０５〜０．５０％およびＮｉ：０．０５〜０．５０％から選択される１種以上を含有する、請求項１に記載の熱間鍛造用鋼材。
3. 請求項１または２に記載の化学組成を有する鋼を鋳造して得た鋳片または鋼塊を、１２５０℃以上の温度で５０分以上加熱してから分塊圧延して鋼片とし、次いで、その鋼片を下記の（ｉｉｉ）式で表わされるＴ℃以下かつ９００℃以上の温度で６０分以上加熱した後、仕上げ温度を８００℃以上として熱間圧延し、熱間圧延終了後２．０℃／秒以下の冷却速度で６００℃まで冷却する、熱間鍛造用鋼材の製造方法。
   Ｔ＝−７３９７／［ｌｏｇ｛（Ｅ１^２−Ｅ２^２）／１．９３｝−１．７１］−２７３・・・・・（ｉｉｉ）。
   ただし、（ｉｉｉ）式において、
   Ｅ１＝（０．５×Ａｌ＋０．９６５×Ｎ−Ｅ）・・・・・（ｉｖ）、
   Ｅ２＝（０．５×Ａｌ−０．９６５×Ｎ）・・・・・（ｖ）であり、
   また、（ｉｖ）式におけるＥは、
   Ａｌ／Ｎ≧１．９３の場合：Ｅ＝０．９６５×Ｎ・・・（ｉ）、
   Ａｌ／Ｎ＜１．９３の場合：Ｅ＝０．５×Ａｌ・・・（ｉｉ）である。
   なお、各式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
4. 請求項１または２に記載の熱間鍛造用鋼材を、９００〜１２５０℃で加熱した後、９００〜１１００℃の温度域にて鍛造して得られる、熱間鍛造素形材。