WO2017126407A1 - 鍛造用鋼及び大型鍛鋼品 - Google Patents

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WO2017126407A1
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forging steel
less
steel
forging
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宏行 高岡
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株式会社神戸製鋼所
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/30—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for crankshafts; for camshafts

Definitions

  • the present invention relates to a forging steel and a large forged steel product using the forging steel.
  • Forging steel is used for large forged steel products such as crankshafts, intermediate shafts, propulsion shafts, connecting rods, ladder stocks, ladder horns and the like used as transmission members for marine drive sources.
  • large forged steel products such as crankshafts, intermediate shafts, propulsion shafts, connecting rods, ladder stocks, ladder horns and the like used as transmission members for marine drive sources.
  • forging steels used in these large forged steel products are required to have high strength, high toughness, durability and improved productivity.
  • Such large forged steel products are generally annealed or quenched and then tempered to increase strength and toughness.
  • variations in material are generally caused by the difference in cooling rate between the inside and the surface.
  • a large forged steel product of a transmission member of a marine drive source for example, if it is a large crank throw, a thick forging steel having a total length of 3500 mm and a web width of 2000 mm is required.
  • the cooling rate is likely to differ between the forging steel thickness direction and each forging steel.
  • the conventional forging steel has the disadvantage that it is difficult to achieve both strength and toughness and a reduction in material variation. Further, the conventional forging steel has a disadvantage that productivity is lowered because it takes too much time for gas cutting for journal hole processing.
  • the present invention has been made based on the above-described circumstances, and an object of the present invention is to provide a forging steel that is excellent in strength, toughness, durability, and gas cutting ability.
  • C 0.20 mass% or more and 0.35 mass% or less
  • Si 0% by mass or more and 0.5% by mass or less
  • Mn 0.50% by mass or more and 2.70% by mass or less
  • Cu 0% by mass or more and 1% by mass or less
  • Ni 0% by mass or more and 2.00% by mass or less
  • Cr 1.00% by mass to 2.50% by mass
  • Mo 0.10% by mass to 0.55% by mass
  • V 0% by mass to 0.20% by mass
  • N 30 mass ppm or more and 100 mass ppm or less
  • Al 0% by mass or more and 0.050% by mass or less
  • S 0% by mass or more and 0.020% by mass or less
  • O more than 0 mass ppm and 50 mass ppm or less
  • the balance Fe and a composition that is an inevitable impurity
  • the metal structure is a bainite structure, and the average lath width is 3.0 ⁇ m or less
  • the forging steel and high strength forged steel of the present invention are excellent in durability as well as strength and toughness.
  • the present inventor has found that the structure of the steel for forging to be produced has an elemental composition that hardly varies depending on the cooling rate.
  • the inventor analyzed a large number of forging steels having different elemental compositions, and the gas cutting performance was improved by setting the average lath width to a desired form after making the elemental composition less dependent on the cooling rate. This was found and the present invention was completed.
  • the forging steel of the present invention made to solve the above problems is C: 0.20 mass% or more and 0.35 mass% or less, Si: 0% by mass or more and 0.5% by mass or less, Mn: 0.50% by mass or more and 2.70% by mass or less, Cu: 0% by mass or more and 1% by mass or less, Ni: 0% by mass or more and 2.00% by mass or less, Cr: 1.00% by mass to 2.50% by mass, Mo: 0.10% by mass to 0.55% by mass, V: 0% by mass to 0.20% by mass, N: 30 mass ppm or more and 100 mass ppm or less, Al: 0% by mass or more and 0.050% by mass or less, S: 0% by mass or more and 0.020% by mass or less, O: more than 0 mass ppm and 50 mass ppm or less, and the balance: Fe and a composition that is an inevitable impurity,
  • the metal structure is a bainite structure, and the average lath width is 3.0 ⁇ m or less,
  • the forging steel of the present embodiment has an average lath width of 3.0 ⁇ m or less, so that the gas cutting performance is improved. And the steel for forging of this embodiment is excellent in intensity
  • the metal structure of the forging steel is mainly transformed into a bainite structure at the time of production, and satisfying the above formulas (1) and (2) at the time of transformation can reduce the material variation of the forging steel. it can.
  • the mechanism is not clear, but by satisfying the above equation (1), the transformation start temperature can be reduced at a high cooling rate, and by satisfying the above equation (2), at a low cooling rate.
  • the transformation start temperature can be prevented from increasing. Thereby, the material variation of the forging steel is suppressed due to the difference in the cooling rate, and the strength difference in the forging steel due to the material variation hardly occurs. Therefore, the forging steel according to the present embodiment is excellent in gas cutting property and also in strength, toughness and durability.
  • the forging steel of this embodiment has a bainite structure as its metal structure.
  • the forging steel is excellent in strength.
  • a metal structure is a bainite structure
  • the area fraction of a bainite structure occupies 90 area% or more with respect to all the structures.
  • the lower limit is preferably 99% by area.
  • a method for measuring the area fraction of the bainite structure a cross-section of the high strength steel for forged steel products subjected to nital etching is photographed with an optical microscope, and the micrograph is visually observed. It is possible to carry out by dividing the metal structure and obtaining the area ratio.
  • the average lath width in the forging steel of this embodiment is 3 ⁇ m or less.
  • the upper limit of the average lath width is more preferably 2.5 ⁇ m.
  • the lower limit of the average lath width is not particularly limited, but may be 1 ⁇ m, for example.
  • the average lath width was obtained by observing a scanning microscope (SEM) at a magnification of 1,000 times using a sample taken from a 1/4 thickness portion from the surface layer of the forging steel, and averaging the average values of the three fields of view.
  • SEM scanning microscope
  • the lath width For example, when the high-strength forging steel of this embodiment is a plate having a square cross section, the depth of 1/4 of the thickness of the forging steel from the surface is a portion having a thickness of 1/4 from the surface layer.
  • the average block width in the forging steel of this embodiment is 50 ⁇ m or less.
  • the upper limit of the average block width is preferably 40 ⁇ m, more preferably 30 ⁇ m.
  • the lower limit of the average block width is not particularly limited, but can be 1 ⁇ m, for example, and is preferably 10 ⁇ m.
  • the average block width was determined by the following procedure using a sample taken from a 1/4 thickness portion from the surface layer of the forging steel. First, as pretreatment, the specimen was wet-polished with emery paper and buffed with diamond paste (particle size: 3 ⁇ m), and then electropolished with chromic acid / glacial acetic acid to finish a mirror surface.
  • the crystal orientation of bainitic ferrite was determined by analyzing the electron beam backscatter diffraction pattern (EBSP) obtained by using the pre-treated sample and SEM.
  • the crystal orientation of the sample was measured at an acceleration voltage of 15 kV or 25 kV using a Hitachi S3100 scanning electron microscope equipped with a TSL OIM measuring device or a JSM-6500F field emission electron microscope.
  • measurement software measurement software “OIM Data Collection 3.0” and “OIM Data Collection 3.5” manufactured by TSL were used.
  • an analysis was performed using analysis software “OIM Analysis 3” manufactured by TSL, and a crystal orientation map was created.
  • a line was drawn perpendicularly to the longitudinal direction of the lath cross section on the crystal orientation map, the number of intersections with boundaries having an orientation difference of 15 ° or more was counted, and the average intercept length was defined as the average block width.
  • the forging steel of this embodiment is C (carbon): 0.20 mass% or more and 0.35 mass% or less, Si (silicon): 0% by mass or more and 0.5% by mass or less, Mn (manganese): 0.50% by mass or more and 2.70% by mass or less, Cu (copper): 0 mass% or more and 1 mass% or less, Ni (nickel): 0% by mass or more and 2.00% by mass or less, Cr (chromium): 1.00% by mass to 2.50% by mass, Mo (molybdenum): 0.10% by mass or more and 0.55% by mass or less, V (vanadium): 0% by mass to 0.20% by mass, N (nitrogen): 30 mass ppm or more and 100 mass ppm or less, Al (aluminum): 0% by mass or more and 0.050% by mass or less, S (sulfur): 0% by mass or more and 0.020% by mass or less, O (oxygen): more than 0
  • C element is an element which improves hardenability and contributes to strength improvement.
  • the lower limit of the content of C element is 0.20% by mass.
  • the lower limit of the C element content is preferably 0.25% by mass.
  • the upper limit of the content of C element is 0.35% by mass, and the upper limit is preferably 0.32% by mass.
  • the content of C element is less than the above lower limit, sufficient strength and hardenability of the forging steel may not be ensured.
  • the content of the C element exceeds the above upper limit, the toughness of the forging steel may be reduced, and the reverse V segregation of C may be promoted, so that the machinability of the forging steel may be reduced.
  • Si element is an element that contributes to reducing the amount of oxygen as a deoxidizing element, and is added if necessary. That is, the lower limit of the content of Si element in the forging steel of this embodiment is 0% by mass, and Si may not be contained. Moreover, the upper limit of content of Si element is 0.5 mass%, As this upper limit, 0.3 mass% is preferable and 0.2 mass% is more preferable. When the Si element content exceeds the above upper limit, reverse V segregation of the Si element is promoted, so that the toughness and hydrogen cracking resistance of the forging steel may be reduced.
  • the Mn element is an element that enhances hardenability and contributes to strength improvement.
  • the lower limit of the content of Mn element in the forging steel of this embodiment is 0.50% by mass.
  • the upper limit of the content rate of Mn element is 2.70 mass%, and as this upper limit, 2.50 mass% is preferable and 1.50 mass% is more preferable.
  • the content of the Mn element is less than the above lower limit, there is a possibility that sufficient strength and hardenability of the forging steel cannot be ensured and variation in crystal grain size cannot be sufficiently suppressed.
  • the content of the Mn element exceeds the upper limit reverse V segregation of the Mn element is promoted, so that the toughness and hydrogen cracking resistance of the forging steel may be lowered.
  • Cu element content is an element contributing to toughness improvement, and is added as necessary. That is, the lower limit of the Cu element content in the forging steel of the present embodiment is 0% by mass, and the Cu element may not be contained.
  • the upper limit of the content of Cu element in the forging steel of this embodiment is 1% by mass, and the upper limit is preferably 0.5% by mass. On the other hand, when the content of the Cu element exceeds the above upper limit, the production cost may increase or hot cracking may occur.
  • Ni element is an element contributing to improvement of strength and toughness, and is added if necessary. That is, the lower limit of the Ni element content in the forging steel of this embodiment is 0% by mass, and the Ni element may not be contained.
  • the upper limit of the Ni element content in the forging steel of this embodiment is 2.00% by mass, and the upper limit is preferably 1.00% by mass, and more preferably 0.80% by mass. When the content of Ni element exceeds the above upper limit, reverse V segregation of Ni element is promoted, so that the toughness of forging steel may be reduced.
  • the Cr element is an element that enhances hardenability and contributes to improvement of toughness.
  • the lower limit of the content of Cr element in the forging steel of this embodiment is 1.00% by mass.
  • the upper limit of the Cr content in the forging steel of this embodiment is 2.50% by mass, and the upper limit is preferably 2.00% by mass and more preferably 1.60% by mass.
  • the content of Cr element in the forging steel of this embodiment is less than the above lower limit, sufficient toughness and hardenability of the forging steel may not be ensured.
  • the content of the Cr element exceeds the above upper limit, reverse V segregation of the Cr element is promoted, so that the machinability of the forging steel may be reduced.
  • Mo element content Mo element is an element which contributes to improvement of hardenability, strength, and toughness.
  • the lower limit of the Mo element content in the forging steel of this embodiment is 0.10% by mass, and the lower limit is preferably 0.30% by mass.
  • the upper limit of the content of Mo element in the forging steel of the present embodiment is 0.55% by mass, and the upper limit is preferably 0.5% by mass.
  • the content of Mo element is less than the above lower limit, sufficient hardenability, strength and toughness of the forging steel may not be ensured.
  • the content of the Mo element exceeds the above upper limit, micro segregation or weight segregation of the Mo element is promoted, so that the toughness of the forging steel may be reduced.
  • the V element is an element that improves the hardenability and contributes to improving the strength, and is added as necessary. That is, the lower limit of the V content in the forging steel of this embodiment is 0% by mass, and the lower limit is preferably 0.04% by mass, and more preferably 0.08% by mass. Moreover, the upper limit of the content of V element in the forging steel of the present embodiment is 0.20% by mass, and the upper limit is preferably 0.15% by mass. When the content of V element exceeds the above upper limit, microsegregation is promoted due to the low equilibrium partition coefficient of V, so that the toughness of the forging steel may be reduced.
  • the N element is an element that contributes to securing toughness by forming nitrides to refine crystal grains.
  • the lower limit of the content of N element in the forging steel of this embodiment is 30 ppm by mass.
  • the upper limit of the content of N element in the forging steel of this embodiment is 100 ppm by mass, and as this upper limit, 80 ppm by mass is preferable, and 60 ppm by mass is more preferable.
  • the content of N element is less than the above lower limit, the toughness of the forging steel may not be ensured.
  • strain aging is caused as solid solution N, and the toughness of the forging steel may be reduced.
  • the Al element is an element that contributes to the reduction of the amount of oxygen as a deoxidizing element, and is added if necessary. That is, the lower limit of the content of Al element in the forging steel of this embodiment is 0% by mass, and the Al element may not be contained. 0.010 mass% is preferable and, as for the minimum of content of Al element in the steel for forging of this embodiment, 0.015 mass% is more preferable. Moreover, the upper limit of the content of Al element in the forging steel of this embodiment is 0.050% by mass. When the content of Al element is 0.010% by mass or more or 0.015% by mass or more, it becomes possible to sufficiently reduce the amount of oxygen in the forging steel. On the contrary, when the content of Al element exceeds the above upper limit, the oxide becomes coarse and the toughness of the forging steel may be lowered.
  • O atom content O atoms are present as oxides in the forging steel of the present embodiment, and the content of O atoms cannot be 0% by mass. Therefore, the lower limit of the content of O atoms in the forging steel of this embodiment is more than 0% by mass.
  • the upper limit of the content of O atoms in the forging steel of this embodiment is 30 ppm by mass, and the upper limit is preferably 15 ppm by mass, and more preferably 10 ppm by mass. When the content of O atoms exceeds the above upper limit, the oxides are coarsened and the toughness of the forging steel may be reduced.
  • the lower limit of the content of the S element in the forging steel of this embodiment is 0% by mass, and the S element may not be contained.
  • the content of the Al element is 0.010 mass% or more
  • the content of the O atom is 15 mass ppm or less
  • the content of the S element is 0 mass. It is preferable that it is more than% and 0.0030 mass% or less. This further improves the fatigue characteristics of the forging steel.
  • the forging steel of this embodiment contains Fe (iron) and inevitable impurities in the balance in addition to the components described above.
  • Inevitable impurities include, for example, P (phosphorus), S, Sn (tin), As (arsenic), Pb (lead), Nb (niobium), Ti ( Mixing of elements such as titanium) is allowed.
  • the upper limit of the content of the P element that is an inevitable impurity is preferably 0.1% by mass, and more preferably 0.01% by mass.
  • the content of the P element in the forging steel of the present embodiment exceeds the above upper limit, there is a risk of promoting grain boundary fracture due to grain boundary segregation.
  • the upper limit of the content of S element which is an inevitable impurity is preferably 0.020% by mass, and more preferably 0.010% by mass.
  • the content of the S element in the forging steel of the present embodiment exceeds the above upper limit, the sulfide inclusions may increase and the strength may be deteriorated. Even if the content of S element is in the range below the above upper limit, the content of S element is further reduced by refining (desulfurization) of the forging steel of the present embodiment, and the above-described fatigue characteristics are improved. It is preferable that
  • the forging steel of this embodiment satisfies the following formulas (1) and (2). 1.15 ⁇ C + Si / 24 + Mn / 6 + Ni / 40 + Cr / 5 + Mo / 4 + V / 14 ⁇ 0.89 (1) 0.53 ⁇ C + Si / 30 + Mn / 20 + Ni / 60 + Cr / 20 + Mo / 15 + V / 10 ⁇ 0.40 (2)
  • the metal structure of the forging steel of the present embodiment is mainly transformed into a bainite structure at the time of production, and at this time, satisfying the above formulas (1) and (2) reduces the material variation of the forging steel. be able to.
  • the mechanism is not clear, but by satisfying the above equation (1), the transformation start temperature can be reduced at a high cooling rate, and by satisfying the above equation (2), at a low cooling rate. It is considered that the transformation start temperature can be prevented from increasing. Thereby, the material variation of the forging steel is suppressed due to the difference in the cooling rate, and the strength difference in the forging steel due to the material variation hardly occurs.
  • the function F represented by the equation (3) has a positive correlation with the strength of the forging steel mainly at the low cooling rate where the average cooling rate after the quenching treatment is 1 ° C./min. Moreover, the function G of Formula (4) has a negative correlation with toughness at a low cooling rate.
  • “Strength” means a value obtained by measuring tensile strength (TS) based on JIS-Z2241 (2011) using a JIS-Z2201 (2011) No. 14 test piece ( ⁇ 6 ⁇ G.30). “Toughness” means a value obtained by measuring absorbed energy (vE) at room temperature by a Charpy impact test based on JIS-Z2242 (2005) using a test piece (2 mmV notch) of JIS-Z2202 (2005). It means that it is excellent, so that a numerical value is large in both strength and toughness.
  • the strength of the forging steel at the low cooling rate is improved, but when the value of the function G exceeds 0.53, the toughness of the forging steel is increased. It becomes less than 150 J, and there is a risk of insufficient toughness as forging steel.
  • the value of the function G decreases, the toughness of the forging steel is improved.
  • the value of the function G is less than 0.40, the strength of the forging steel at the low cooling rate is less than 650 MPa. There is a risk of insufficient strength. Therefore, in order to obtain the forging steel excellent in strength and toughness, it is necessary to satisfy the formula (2).
  • the function F represented by the formula (3) has a positive correlation with the strength of the forging steel mainly at the high cooling rate where the average cooling rate after the quenching treatment is 10 ° C./min.
  • the value of the function F is less than 0.90, the strength of the forging steel at a high cooling rate is less than 650 MPa, and the strength of the forging steel may be insufficient. Therefore, in order to obtain a forging steel excellent in strength, the value of the function F needs to be 0.90 or more.
  • the increase in the strength of the forging steel at the high cooling rate is larger than the increase in the strength of the forging steel at the low cooling rate.
  • the difference between the strength of the forging steel at the high cooling rate and the strength of the forging steel at the low cooling rate tends to increase. That is, the difference in the cooling rate tends to cause a difference in strength of the forging steel, which may reduce the durability.
  • the function G is around 0.53
  • the strength of the forging steel at the low cooling rate is about 700 MPa.
  • TS tensile strength
  • 700MPa 700MPa
  • 800 MPa 800 MPa is more preferable.
  • the forging steel has a tensile strength less than the lower limit, the forging steel may have insufficient strength.
  • the tensile strength of the forging steel exceeds the above upper limit, the cooling temperature dependency of the strength of the forging steel tends to occur, and the durability of the forging steel may be insufficient.
  • the upper limit of the difference in thickness (TS) is preferably 100 MPa, more preferably 75 MPa, and further preferably 50 MPa. When the difference exceeds the above upper limit, the cooling temperature dependency of the strength of the forging steel is likely to occur, and the durability of the forging steel may be insufficient.
  • the lower limit of the absorbed energy of the forging steel of this embodiment measured at room temperature by the Charpy impact test 150J is preferable, and 180J is more preferable.
  • an upper limit of the said absorbed energy 260J is preferable.
  • the absorbed energy is less than the lower limit, the toughness of the forging steel may be insufficient.
  • the said absorbed energy exceeds the said upper limit, there exists a possibility that the intensity
  • the large forged steel product of this embodiment is manufactured using the forging steel of this embodiment. For this reason, the large forged steel product of this embodiment is excellent in durability as well as strength and toughness. Therefore, the large forged steel product of the present embodiment can be suitably used as a part for realizing improved output and compactness of marine and power generation diesel engines.
  • the forging steel according to the present embodiment is manufactured, for example, through a melting process, a casting process, a heating process, and a material forging process, and a large forged steel product using the forging steel is subjected to a part forging process and a quenching pretreatment. It is manufactured by a manufacturing method including a process, a quenching process, and a machining process.
  • Heating process In the heating step, the steel ingot is heated at a predetermined temperature for a predetermined time. Since the deformation resistance of the material increases at a low temperature, the heating temperature is set to, for example, 1150 ° C. or higher and 1350 ° C. or lower in order to perform processing within a favorable range of the deformability of the material. Moreover, in order to make the temperature of the surface and the inside of the steel ingot uniform, a predetermined heating time is required, and the heating time is, for example, 3 hours or more. The heating time is generally considered to be proportional to the square of the diameter of the workpiece, and the larger the material, the longer the heating and holding time.
  • Part forging process In the component forging process, the steel ingot (forging steel) forged in the material forging process is processed into a large forged steel product such as a crankshaft.
  • the crankshaft can be machined by forging as a block in which the crank arm and crankpin are integrated, and by freezing and forging into a crankshaft shape by gas cutting and machining.
  • Examples include the RR forging method and the TR forging method in which a forging process is performed so as to be a central part, and parts that are likely to deteriorate characteristics due to center segregation are integrally forged so as to be all the central parts of the crankshaft.
  • the RR forging method and the TR forging method are preferable because the surface layer side of the crankshaft can be occupied by a portion with high cleanliness, and a crankshaft excellent in strength and durability can be easily obtained.
  • the quenching process is a process in which the forged product cooled in the pre-quenching process is heated to a predetermined temperature and held for a predetermined time, and then cooled to a predetermined temperature.
  • the quenching temperature is preferably 800 ° C. or more and 950 ° C. or less, and the holding time is preferably 1 hour or more.
  • cooling temperature 450 to 530 degreeC is preferable.
  • the rate of temperature rise is preferably 30 ° C./hr or more and 70 ° C./hr or less, and the cooling rate is preferably 15 ° C./min or less.
  • Sub-zero treatment is also called deep cooling treatment, and is a treatment in which a forged product is immediately cooled from a quenching temperature to a cooling temperature of 0 ° C. or lower.
  • a treatment for cooling the forged product to about ⁇ 80 ° C. using methanol or ethanol and dry ice as a cryogen may be employed.
  • a process of cooling the forged product to about ⁇ 130 ° C. using carbon dioxide as a cryogen may be employed, or a process of cooling the forged product using liquid nitrogen may be employed.
  • the cooling temperature in the sub-zero treatment is preferably ⁇ 190 ° C. or higher and ⁇ 80 ° C. or lower.
  • the block width can be reduced to 50 ⁇ m or less by performing the sub-zero treatment.
  • the tempering process is a process in which the forged product subjected to the quenching process is gradually heated to a predetermined temperature, held for a certain period of time, and then cooled to room temperature.
  • the tempering temperature is preferably from 550 ° C. to 650 ° C.
  • the holding time is preferably from 5 hours to 20 hours.
  • the rate of temperature rise is preferably 30 ° C./hr or more and 70 ° C./hr or less
  • the cooling rate is preferably 15 ° C./min or less.
  • the steel for forging of this embodiment is excellent in strength because the metal structure is a bainite structure.
  • This metal structure is mainly transformed into a bainite structure at the time of producing the forging steel of the present embodiment.
  • the transformation start temperature is lowered at a high cooling rate.
  • the above formula (2) it is possible to suppress an increase in the transformation start temperature at a low cooling rate.
  • strength and toughness can be secured by setting each elemental composition of the forging steel of this embodiment within the above range. Therefore, the forging steel has excellent durability as well as strength and toughness.
  • the large forged steel product using the forging steel according to the present embodiment can be suitably used as a part for realizing output improvement and downsizing of a marine diesel engine, a power generation diesel engine, and the like.
  • the forging steel described above may further contain at least one of 0 mass% to 0.07 mass% Nb and 0 mass% to 0.03 mass% B. That is, the forging steel of this embodiment is C: 0.20 mass% or more and 0.35 mass% or less, Si: 0% by mass or more and 0.5% by mass or less, Mn: 0.50% by mass or more and 2.70% by mass or less, Cu: 0% by mass or more and 1% by mass or less, Ni: 0% by mass or more and 2.00% by mass or less, Cr: 1.00% by mass to 2.50% by mass, Mo: 0.10% by mass to 0.55% by mass, V: 0% by mass to 0.20% by mass, N: 30 mass ppm or more and 100 mass ppm or less, Al: 0% by mass or more and 0.050% by mass or less, S: 0% by mass or more and 0.020% by mass or less, O: more than 0 mass ppm and 50 mass ppm or less, Nb (niobiobiadium tungsten
  • the Nb element is an element that improves the hardenability and contributes to improving the strength, and is added as necessary. That is, the lower limit of the Nb content in the forging steel of this embodiment is 0% by mass, and the lower limit is preferably 0.01% by mass and more preferably 0.02% by mass.
  • the upper limit of the Nb element content in the forging steel of this embodiment is 0.07% by mass, and the upper limit is preferably 0.05% by mass. When the content of the Nb element exceeds the upper limit, microsegregation is promoted due to the low equilibrium distribution coefficient of Nb, so that the toughness of the forging steel may be reduced.
  • the B element is an element that improves the hardenability and contributes to improving the strength, and is added as necessary. That is, the lower limit of the B content in the forging steel of this embodiment is 0% by mass, and the lower limit is preferably 0.01% by mass. Moreover, the upper limit of B element content in the forging steel of this embodiment is 0.03% by mass, and the upper limit is preferably 0.02% by mass. When the content of B element exceeds the above upper limit, microsegregation is promoted due to the low equilibrium distribution coefficient of B, so that the toughness of the forging steel may be reduced.
  • C 0.20 mass% or more and 0.35 mass% or less
  • Si 0% by mass or more and 0.5% by mass or less
  • Mn 0.50% by mass or more and 2.70% by mass or less
  • Cu 0% by mass or more and 1% by mass or less
  • Ni 0% by mass or more and 2.00% by mass or less
  • Cr 1.00% by mass to 2.50% by mass
  • Mo 0.10% by mass to 0.55% by mass
  • V 0% by mass to 0.20% by mass
  • N 30 mass ppm or more and 100 mass ppm or less
  • Al 0% by mass or more and 0.050% by mass or less
  • S 0% by mass or more and 0.020% by mass or less
  • O more than 0 mass ppm and 50 mass ppm or less
  • the balance Fe and a composition that is an inevitable impurity
  • the metal structure is a bainite structure, and the average lath width is 3.0 ⁇ m or less
  • the forging steel of the present embodiment has an average lath width of 3.0 ⁇ m or less, so that gas cutting performance is improved.
  • the forging steel is excellent in strength because its metal structure is a bainite structure, and further has excellent durability as well as toughness.
  • the forging steel preferably has an average block width of 50 ⁇ m or less, which further improves toughness.
  • the forging steel is Nb: 0% by mass or more and 0.07% by mass or less, or B: 0% by mass or more and 0.03% by mass or less, It is preferable to further contain at least one of the following. This further improves the hardenability and strength.
  • the Al content is 0.010 mass% or more
  • the S content is more than 0 mass% to 0.0030 mass% or less
  • the O content is 15 massppm or less. Is preferred. This further improves the fatigue characteristics.
  • the large forged steel product according to another aspect of the present invention is manufactured using the high-strength forged steel described above. For this reason, the large forged steel product of this embodiment is excellent in durability with strength and toughness.
  • the average block width was determined by performing EBSD measurement at a magnification of 400 times using a sample taken from the t / 4 position (t: plate thickness) of forged steel, and the longitudinal direction of the lath cross section on the obtained crystal orientation map. A line was drawn vertically, the number of intersections with a boundary having an orientation difference of 15 ° or more was counted, and the average intercept length was defined as the average block width.
  • x described in the average block width of Table 3 indicates that cracking occurred in the forged steel and the average block width could not be determined.
  • the tensile test was implemented about the test piece from the said t / 4 position of the forging steel of each component composition shown in Table 1 and Table 3.
  • FIG. The tensile test was performed by measuring the tensile strength (TS) based on JIS-Z2241 (2011) using a JIS-Z2201 (2011) No. 14 test piece ( ⁇ 6 ⁇ G.30). It means that the steel for forging is excellent in strength, so that the numerical value of this tensile strength (TS) is large.
  • the tensile test measures the tensile strength of the forging steel with an average cooling rate of 1 ° C./min and the tensile strength of the forging steel with an average cooling rate of 10 ° C./min.
  • the strength 1 and strength 2 in Tables 2 and 4 are shown.
  • both the tensile strength of the forging steel with an average cooling rate of 1 ° C./min and the tensile strength of the forging steel with an average cooling rate of 10 ° C./min are 650 MPa or more, “good” Judgment was made, and less than 650 MPa was judged as “not good”.
  • the difference between the tensile strength of the forging steel with an average cooling rate of 1 ° C./min and the tensile strength of the forging steel with an average cooling rate of 10 ° C./min (strength difference in Tables 2 and 4). ) Is 100 MPa or less, the forging steel is excellent in durability and judged as “good”, and when it exceeds 100 MPa, it is judged as “not good”. This difference was noted as the intensity difference in Tables 2 and 4.
  • the forging steel was judged to be excellent in toughness and “good”, and when it was less than 150 J, it was judged “not good”.
  • This absorbed energy is shown in the toughness in Tables 2 and 4.
  • x described as toughness in Table 4 indicates that cracking occurred in the forged steel and the toughness could not be determined.
  • the gas cutting property is “good” when the forged steel is cut at a cutting speed of 170 mm / min, an oxygen pressure of 5.5 kg / cm 2 and a propane gas pressure of 0.55 kg / cm 2 and the gas cut surface roughness is 5.5 ⁇ m or less. And when it exceeds 5.5 ⁇ m, it was determined as “not good”.
  • the gas cut surface roughness was measured according to JIS-B0601 (2013). This gas cut surface roughness is shown in the gas cutting properties of Tables 2 and 4.
  • the forging steel of 15 examples has the tensile strength of forging steel with an average cooling rate of 1 ° C./min, the tensile strength, durability and toughness of forging steel with an average cooling rate of 10 ° C./min. In addition, it was confirmed that both gas cutting property and gas cutting property were good.
  • the forging steel of 42 comparative examples has the tensile strength of forging steel with an average cooling rate of 1 ° C./min, the tensile strength, durability, and toughness of the forging steel with an average cooling rate of 10 ° C./min. It was also confirmed that at least one of the gas cutting properties was not good.
  • each comparative example will be examined.
  • the forging steel No. 34 is a comparative example whose composition does not satisfy the range defined in the present invention. This No. 16-No.
  • Each of the 34 forging steels has at least the tensile strength of the forging steel with an average cooling rate of 1 ° C./min, the tensile strength of the forging steel with an average cooling rate of 10 ° C./min, and toughness. One is not good.
  • the forging steel No. 39 is a comparative example that does not satisfy at least one of the above formulas (1) and (2). This No. 35-No.
  • the forging steel No. 39 has a large difference between the tensile strength of the forging steel with an average cooling rate of 1 ° C./min and the tensile strength of the forging steel with an average cooling rate of 10 ° C./min. Not good.
  • the forging steel No. 42 is a comparative example that does not satisfy the average lath width defined by the present invention. This No. 40-No. Since the forging steel No. 42 does not have the average lath width defined in the present invention, the gas cutting property is not good.
  • the forging steel of 53 examples has the tensile strength of forging steel with an average cooling rate of 1 ° C./min, the tensile strength, durability, and toughness of forging steel with an average cooling rate of 10 ° C./min. In addition, it was confirmed that both gas cutting property and gas cutting property were good. In particular, no. 43-No. The forging steel of 46 examples had an average block width of 20 ⁇ m to 27 ⁇ m and was confirmed to exhibit excellent tensile strength, durability, toughness, and gas cutting ability.
  • the forging steel No. 57 is a comparative example in which the sub-zero treatment was performed at a cooling temperature outside the range of ⁇ 190 ° C. to ⁇ 80 ° C., which is a preferable cooling temperature.
  • No. 54-No. Forging steel No. 55 is a comparative example in which sub-zero treatment was performed at a temperature below the lower limit of the preferred cooling temperature, cracking occurred in the forging steel, and the toughness was not good.
  • No. 56-No. Steel for forging No. 57 is a comparative example in which sub-zero treatment was performed at a temperature exceeding the upper limit of the preferable cooling temperature, the average block width exceeds 50 ⁇ m which is the upper limit of the preferable range, and the toughness is not good.
  • the forging steel No. 59 is a comparative example in which at least one of the Nb element content and the B element content deviates from the preferred range.
  • No. No. 58 forging steel is a comparative example in which the Nb element content exceeds 0.07% by mass, which is the upper limit of the preferred range.
  • the forging steel No. 59 is a comparative example in which the content of B element exceeds 0.03% by mass which is the upper limit of the preferable range, and none of the toughness is good.
  • the forging steel and the large forged steel product of the present invention can be suitably used for, for example, marine diesel engines and power generation diesel engines.

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Abstract

本発明に関する鍛造用鋼は、それぞれ所定量のＣ元素、Ｓｉ元素、Ｍｎ元素、Ｃｕ元素、Ｎｉ元素、Ｃｒ元素、Ｍｏ元素、Ｖ元素、Ｎ元素、Ａｌ元素、Ｓ元素及びＯ原子、並びに残部がＦｅ及び不可避的不純物である組成を有し、金属組織がベイナイト組織であり、平均ラス幅が３．０μｍ以下であり、下記式（１）及び（２）を満たすことを特徴としている。　１．１５≧Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４≧０．８９・・・（１）　０．５３≧Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０≧０．４０・・・（２）

Description

鍛造用鋼及び大型鍛鋼品
　本発明は、鍛造用鋼及びそれを用いた大型鍛鋼品に関する。
　船舶用駆動源の伝達部材として用いられるクランク軸、中間軸、推進軸、連接棒、ラダーストック、ラダーホーン等の大型鍛鋼品には、鍛造用鋼が用いられる。発電用、船舶用ディーゼルエンジンの出力向上やコンパクト化を実現するため、これらの大型鍛鋼品に用いられる鍛造用鋼には高強度、高靭性、耐久性及び生産性向上が必要とされている。
　強度及び靭性の高い鍛造用鋼としては、その元素組成等を工夫した鍛造用鋼が提案されている（特許文献１～３参照）。
　このような大型鍛鋼品では、強度及び靭性を高めるため、一般に焼きなまし又は焼き入れを行い、その後焼き戻しが行われる。この熱処理において、一般に内部と表面との冷却速度の差によって材質ばらつきが生じる。特に、船舶用駆動源の伝達部材の大型鍛鋼品では、例えば大型クランクスローであれば全長３５００ｍｍ、ウェブ幅２０００ｍｍというように厚肉の鍛造用鋼が必要となる。このような厚肉の鍛造用鋼を製造する場合、冷却速度が鍛造用鋼の厚み方向や各鍛造用鋼間で異なり易い。
　このように鍛造用鋼の強度が高くとも組織が不均一な場合、鍛造用鋼内に強度の差が生じ、振動や変形により耐久性するおそれがある。このため、従来の鍛造用鋼では、強度及び靭性と材質ばらつきの低減とを両立することが難しいという不都合がある。また、従来の鍛造用鋼は、ジャーナル穴加工のガス切断に時間がかかりすぎるため生産性が低下する不都合がある。
　本発明は、上述のような事情に基づいてなされたものであり、強度、靭性及び耐久性に優れ、かつガス切断性に優れる鍛造用鋼を提供することを目的とする。
特開２００２－２４１８９２号公報 特開２００４－２１１２０６号公報 特開２００５－３４４１４９号公報
　すなわち、本発明の一局面に係る鍛造用鋼は、
　Ｃ：０．２０質量％以上０．３５質量％以下、
　Ｓｉ：０質量％以上０．５質量％以下、
　Ｍｎ：０．５０質量％以上２．７０質量％以下、
　Ｃｕ：０質量％以上１質量％以下、
　Ｎｉ：０質量％以上２．００質量％以下、
　Ｃｒ：１．００質量％以上２．５０質量％以下、
　Ｍｏ：０．１０質量％以上０．５５質量％以下、
　Ｖ：０質量％以上０．２０質量％以下、
　Ｎ：３０質量ｐｐｍ以上１００質量ｐｐｍ以下、
　Ａｌ：０質量％以上０．０５０質量％以下、
　Ｓ：０質量％以上０．０２０質量％以下、
　Ｏ：０質量ｐｐｍ超５０質量ｐｐｍ以下、並びに
　残部：Ｆｅ及び不可避的不純物である組成を有し、
　金属組織がベイナイト組織であり、かつ、平均ラス幅が３．０μｍ以下であり、
　下記式（１）及び（２）を満たすことを特徴とする。
　１．１５≧Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４≧０．８９　・・・（１）
　０．５３≧Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０≧０．４０　・・・（２）　
　本発明の鍛造用鋼及び高強度鍛鋼は、強度及び靭性と共に耐久性に優れる。
　本発明者は、鋭意検討した結果、製造される鍛造用鋼の組織が冷却速度によって異なり難い元素組成が存在することを知得した。つまり、発明者は、元素組成の異なる多数の鍛造用鋼を分析したところ、冷却速度依存性の少ない元素組成とした上で、平均ラス幅を所望の形態とすることによりガス切断性が向上するこことを見出し、本発明を完成させた。
　すなわち、上記課題を解決するためになされた本発明の鍛造用鋼は、
　Ｃ：０．２０質量％以上０．３５質量％以下、
　Ｓｉ：０質量％以上０．５質量％以下、
　Ｍｎ：０．５０質量％以上２．７０質量％以下、
　Ｃｕ：０質量％以上１質量％以下、
　Ｎｉ：０質量％以上２．００質量％以下、
　Ｃｒ：１．００質量％以上２．５０質量％以下、
　Ｍｏ：０．１０質量％以上０．５５質量％以下、
　Ｖ：０質量％以上０．２０質量％以下、
　Ｎ：３０質量ｐｐｍ以上１００質量ｐｐｍ以下、
　Ａｌ：０質量％以上０．０５０質量％以下、
　Ｓ：０質量％以上０．０２０質量％以下、
　Ｏ：０質量ｐｐｍ超５０質量ｐｐｍ以下、並びに
　残部：Ｆｅ及び不可避的不純物である組成を有し、
　金属組織がベイナイト組織であり、かつ、平均ラス幅が３．０μｍ以下であり、
　下記式（１）及び（２）を満たすことを特徴とする。
　１．１５≧Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４≧０．８９・・・（１）
　０．５３≧Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０≧０．４０・・・（２）
　上記構成を有することにより、本実施形態の鍛造用鋼は、３．０μｍ以下の平均ラス幅であるのでガス切断性が向上する。そして、本実施形態の鍛造用鋼は、その金属組織がベイナイト組織を主体とするので強度に優れ、さらには靭性と共に耐久性に優れる。当該鍛造用鋼の金属組織は、製造時に主としてベイナイト組織に変態したものであり、この変態時、上記式（１）及び（２）を満たすことで、鍛造用鋼の材質ばらつきを低減することができる。今のところ、そのメカニズムは明確ではないが、上記式（１）を満たすことで高冷却速度での変態開始温度の低温化が抑制でき、上記式（２）を満たすことで低冷却速度での変態開始温度の高温化が抑制できると考えられる。これにより冷却速度の相違から鍛造用鋼の材質ばらつきが抑制され、材質ばらつきによる鍛造用鋼内の強度差が発生し難くなる。従って、本実施形態の鍛造用鋼は、ガス切断性に優れると共に、強度、靭性及び耐久性にも優れる。
［鍛造用鋼］
　以下、本発明に係る鍛造用鋼の実施形態について説明する。
＜金属組織＞
　本実施形態の鍛造用鋼は、その金属組織がベイナイト組織である。このように金属組織がベイナイト組織であることにより、当該鍛造用鋼は強度に優れる。
　なお、金属組織がベイナイト組織であるとは、ベイナイト組織の面積分率が全組織に対して９０面積％以上を占めることをいう。上記下限は、好ましくは９９面積％である。また、ベイナイト組織の面積分率の測定方法としては、ナイタールエッチングを施した鍛鋼品用高強度鋼の断面を光学顕微鏡で写真撮影し、その顕微鏡写真を目視することにより、ベイナイト組織とそれ以外の金属組織とに分け、それらの面積比を求めることにより行うことができる。
　本実施形態の鍛造用鋼における平均ラス幅は３μｍ以下である。この平均ラス幅の上限は２．５μｍがより好ましい。平均ラス幅の下限は、特に限定されないが、例えば１μｍとすることができる。平均ラス幅は、鍛造用鋼の表層から１／４厚の部位から採取したサンプルを用いて、倍率：１，０００倍にて走査型顕微鏡（ＳＥＭ）観察を行い、３視野の平均値を平均ラス幅とする。なお、表層から１／４厚の部位とは、例えば本実施形態の高強度鍛造用鋼が横断面方形の板状である場合には表面から当該鍛造用鋼の厚みの１／４の深さの部位を意味する。
　本実施形態の鍛造用鋼における平均ブロック幅は５０μｍ以下である。この平均ブロック幅の上限は４０μｍが好ましく、３０μｍがより好ましい。平均ブロック幅の下限は、特に限定されないが、例えば１μｍとすることができ、１０μｍとすることが好ましい。平均ブロック幅は、鍛造用鋼の表層から１／４厚の部位から採取したサンプルを用いて、以下の手順により決定した。まず、前処理として、試験片にエメリー紙による湿式研磨及びダイヤモンドペースト（粒子サイズ３μｍ）によるバフ研磨を施した後、クロム酸・氷酢酸による電解研磨を施し鏡面に仕上げた。次に、この前処理を行った試料及びＳＥＭを用いて得られた電子線後方散乱回折図形（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　ＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒ　ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ　Ｐａｔｔｅｒｎ：　ＥＢＳＰ）を解析することによりベイニティックフェライトの結晶方位を決定した。試料の結晶方位の測定は、ＴＳＬ社製のＯＩＭ測定装置を備えた日立製作所製Ｓ３１００走査電子顕微鏡又は日本電子製ＪＳＭ－６５００Ｆ電界放射操作電子顕微鏡を用いて、加速電圧１５ｋＶ又は２５ｋＶで行った。測定用ソフトウェアとしては、ＴＳＬ社製測定用ソフトウェア“ＯＩＭ　Ｄａｔａ　Ｃｌｌｅｃｔｉｏｎ　３．０”及び“ＯＩＭ　Ｄａｔａ　Ｃｏｌｌｅｃｔｉｏｎ　３．５”を用いた。次に、ＴＳＬ社製解析用ソフトウェア“ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ　３”により解析を行い、結晶方位マップを作成した。最後に、結晶方位マップ上でラス断面の長手方向と垂直に線を引き、１５°以上の方位差を持つ境界との交点の数を数え、その平均切片長さを平均ブロック幅とした。
＜組成＞
　本実施形態の鍛造用鋼は、
　Ｃ（炭素）：０．２０質量％以上０．３５質量％以下、
　Ｓｉ（ケイ素）：０質量％以上０．５質量％以下、
　Ｍｎ（マンガン）：０．５０質量％以上２．７０質量％以下、
　Ｃｕ（銅）：０質量％以上１質量％以下、
　Ｎｉ（ニッケル）：０質量％以上２．００質量％以下、
　Ｃｒ（クロム）：１．００質量％以上２．５０質量％以下、
　Ｍｏ（モリブデン）：０．１０質量％以上０．５５質量％以下、
　Ｖ（バナジウム）：０質量％以上０．２０質量％以下、
　Ｎ（窒素）：３０質量ｐｐｍ以上１００質量ｐｐｍ以下、
　Ａｌ（アルミニウム）：０質量％以上０．０５０質量％以下、
　Ｓ（硫黄）：０質量％以上０．０２０質量％以下、
　Ｏ（酸素）：０質量ｐｐｍ超５０質量ｐｐｍ以下、並びに
　残部：Ｆｅ及び不可避的不純物である組成を有する。
（Ｃ元素の含有量）
　Ｃ元素は、焼き入れ性を高めると共に強度向上に寄与する元素である。本実施形態の鍛造用鋼においてＣ元素の含有量の下限は０．２０質量％である。このＣ元素の含有量の下限としては０．２５質量％が好ましい。また、Ｃ元素の含有量の上限は０．３５質量％であり、この上限としては０．３２質量％が好ましい。Ｃ元素の含有量が上記下限未満である場合、鍛造用鋼の十分な強度と焼き入れ性とが確保できないおそれがある。一方、Ｃ元素の含有量が上記上限を超える場合、鍛造用鋼の靭性が低下するおそれや、Ｃの逆Ｖ偏析が助長されるため鍛造用鋼の被削性が低下するおそれがある。
（Ｓｉ元素の含有量）
　Ｓｉ元素は、脱酸元素として酸素量低減に寄与する元素であり、必要により添加される。すなわち、本実施形態の鍛造用鋼におけるＳｉ元素の含有量の下限は０質量％であり、Ｓｉは含まれていなくてもよい。また、Ｓｉ元素の含有量の上限は０．５質量％であり、この上限としては０．３質量％が好ましく、０．２質量％がより好ましい。Ｓｉ元素の含有量が上記上限を超える場合、Ｓｉ元素の逆Ｖ偏析が助長されるため、鍛造用鋼の靭性や耐水素割れ性が低下するおそれがある。
（Ｍｎ元素の含有量）
　Ｍｎ元素は、焼き入れ性を高めると共に強度向上に寄与する元素である。本実施形態の鍛造用鋼におけるＭｎ元素の含有量の下限は０．５０質量％である。また、Ｍｎ元素の含有率の上限は２．７０質量％であり、この上限としては２．５０質量％が好ましく、１．５０質量％がより好ましい。Ｍｎ元素の含有量が上記下限未満である場合、鍛造用鋼の十分な強度と焼き入れ性とが確保できないおそれや結晶粒度のばらつきを十分に抑制できないおそれがある。一方、Ｍｎ元素の含有量が上記上限を超える場合、Ｍｎ元素の逆Ｖ偏析が助長されるため、鍛造用鋼の靭性や耐水素割れ性が低下するおそれがある。
（Ｃｕ元素の含有量）
　Ｃｕ元素は、靭性向上に寄与する元素であり、必要により添加される。すなわち、本実施形態の鍛造用鋼におけるＣｕ元素の含有量の下限は０質量％であり、Ｃｕ元素は含まれていなくてもよい。本実施形態の鍛造用鋼におけるＣｕ元素の含有量の上限は１質量％であり、この上限としては０．５質量％が好ましい。一方、Ｃｕ元素の含有量が上記上限を超える場合、製造コストが増大するおそれや熱間割れが生じるおそれがある。
（Ｎｉ元素の含有量）
　Ｎｉ元素は、強度及び靭性の向上に寄与する元素であり、必要により添加される。つまり、本実施形態の鍛造用鋼におけるＮｉ元素の含有量の下限は０質量％であり、Ｎｉ元素は含まれていなくてもよい。また、本実施形態の鍛造用鋼におけるＮｉ元素の含有量の上限は２．００質量％であり、この上限としては１．００質量％が好ましく、０．８０質量％がより好ましい。Ｎｉ元素の含有量が上記上限を超える場合、Ｎｉ元素の逆Ｖ偏析が助長されるため、鍛造用鋼の靭性が低下するおそれがある。
（Ｃｒ元素の含有量）
　Ｃｒ元素は、焼き入れ性を高めると共に靭性向上に寄与する元素である。本実施形態の鍛造用鋼におけるＣｒ元素の含有量の下限は１．００質量％である。また、本実施形態の鍛造用鋼におけるＣｒ含有量の上限は２．５０質量％であり、この上限としては、２．００質量％が好ましく、１．６０質量％がより好ましい。本実施形態の鍛造用鋼におけるＣｒ元素の含有量が上記下限未満である場合には、鍛造用鋼の十分な靭性と焼き入れ性とが確保できないおそれがある。一方、Ｃｒ元素の含有量が上記上限を超える場合、Ｃｒ元素の逆Ｖ偏析が助長されるため、鍛造用鋼の被削性が低下するおそれがある。
（Ｍｏ元素の含有量）
　Ｍｏ元素は、焼き入れ性、強度及び靭性の向上に寄与する元素である。本実施形態の鍛造用鋼におけるＭｏ元素の含有量の下限は０．１０質量％であり、この下限としては０．３０質量％が好ましい。また、本実施形態の鍛造用鋼におけるＭｏ元素の含有量の上限は０．５５質量％であり、この上限としては０．５質量％が好ましい。Ｍｏ元素の含有量が上記下限未満である場合、鍛造用鋼の十分な焼き入れ性、強度及び靭性が確保できないおそれがある。一方、Ｍｏ元素の含有量が上記上限を超える場合、Ｍｏ元素のミクロ偏析や重量偏析が助長されるため、鍛造用鋼の靭性が低下するおそれがある。
（Ｖ元素の含有量）
　Ｖ元素は、焼き入れ性を高めると共に強度向上に寄与する元素であり、必要により添加される。すなわち、本実施形態の鍛造用鋼におけるＶ含有量の下限は０質量％であり、この下限としては０．０４質量％が好ましく、０．０８質量％がより好ましい。また、本実施形態の鍛造用鋼におけるＶ元素の含有量の上限は０．２０質量％であり、この上限としては０．１５質量％が好ましい。Ｖ元素の含有量が上記上限を超える場合、Ｖの平衡分配係数の低さに起因してミクロ偏析が助長されるため、鍛造用鋼の靭性が低下するおそれがある。
（Ｎ元素の含有量）
　Ｎ元素は、窒化物を形成して結晶粒を細粒化し、靭性の確保に寄与する元素である。本実施形態の鍛造用鋼におけるＮ元素の含有量の下限は３０質量ｐｐｍである。また、本実施形態の鍛造用鋼におけるＮ元素の含有量の上限は１００質量ｐｐｍであり、この上限としては８０質量ｐｐｍが好ましく、６０質量ｐｐｍがより好ましい。Ｎ元素の含有量が上記下限未満である場合、鍛造用鋼の靭性が確保できないおそれがある。一方、Ｎ元素の含有量が上記上限を超える場合、固溶Ｎとしてひずみ時効をもたらし、鍛造用鋼の靭性を低下させるおそれがある。
（Ａｌ元素の含有量）
　Ａｌ元素は、脱酸元素として酸素量低減に寄与する元素であり、必要により添加される。すなわち、本実施形態の鍛造用鋼におけるＡｌ元素の含有量の下限は０質量％であり、Ａｌ元素は含まれていなくてもよい。本実施形態の鍛造用鋼におけるＡｌ元素の含有量の下限は、０．０１０質量％が好ましく、０．０１５質量％がより好ましい。また、本実施形態の鍛造用鋼におけるＡｌ元素の含有量の上限は０．０５０質量％である。Ａｌ元素の含有量が０．０１０質量％以上又は０．０１５質量％以上であることで、鍛造用鋼の十分な酸素量低減が可能となる。逆に、Ａｌ元素の含有量が上記上限を超える場合、酸化物の粗大化を招き、鍛造用鋼の靭性が低下するおそれがある。
（Ｏ原子の含有量）
　Ｏ原子は、本実施形態の鍛造用鋼中に酸化物として存在し、Ｏ原子の含有量は０質量％にできない。従って、本実施形態の鍛造用鋼のＯ原子の含有量の下限は０質量％超である。一方、本実施形態の鍛造用鋼におけるＯ原子の含有量の上限は３０質量ｐｐｍであり、この上限としては１５質量ｐｐｍが好ましく、１０質量ｐｐｍがより好ましい。Ｏ原子の含有量が上記上限を超える場合、酸化物の粗大化を招き、鍛造用鋼の靭性が低下するおそれがある。
（Ｓ元素の含有量）
　本実施形態の鍛造用鋼におけるＳ元素の含有量の下限は０質量％であり、Ｓ元素は含まれていなくてもよい。ただし、本実施形態の鍛造用鋼は、上記Ａｌ元素の含有量が０．０１０質量％以上であり、上記Ｏ原子の含有量が１５質量ｐｐｍ以下であると共に、Ｓ元素の含有量が０質量％超０．００３０質量％以下であることが好ましい。これによって、鍛造用鋼の疲労特性がより向上する。
（他の成分）
　本実施形態の鍛造用鋼は、上述した成分以外に残部にＦｅ（鉄）及び不可避的不純物を含む。また、不可避的不純物としては、例えば原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれるＰ（リン）、Ｓ、Ｓｎ（スズ）、Ａｓ（ヒ素）、Ｐｂ（鉛）、Ｎｂ（ニオブ）、Ｔｉ（チタン）等の元素の混入が許容される。
　上記不可避的不純物であるＰ元素の含有量の上限としては、０．１質量％が好ましく、０．０１質量％がより好ましい。本実施形態の鍛造用鋼のＰ元素の含有量が上記上限を超える場合、粒界偏析による粒界破壊を助長するおそれがある。
　上記不可避的不純物であるＳ元素の含有量の上限としては、０．０２０質量％が好ましく、０．０１０質量％がより好ましい。本実施形態の鍛造用鋼のＳ元素の含有量が上記上限を超える場合には、硫化物系介在物が増大して強度を劣化させるおそれがある。Ｓ元素の含有量は、上記上限以下の範囲にあっても、本実施形態の鍛造用鋼の精錬（脱硫）によりＳ元素の含有量をさらに減少させて、上述の疲労特性を向上させる範囲内とすることが好ましい。
＜各成分含有量間の関係＞
　本実施形態の鍛造用鋼は、下記式（１）及び（２）を満たす。
　１．１５≧Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４≧０．８９・・・（１）
　０．５３≧Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０≧０．４０・・・（２）
　本実施形態の鍛造用鋼の金属組織は、製造時に主としてベイナイト組織に変態したものであり、この時、上記式（１）及び（２）を満たすことで、鍛造用鋼の材質ばらつきを低減することができる。今のところ、そのメカニズムは明確ではないが、上記式（１）を満たすことで高冷却速度での変態開始温度の低温化が抑制でき、上記式（２）を満たすことで低冷却速度での変態開始温度の高温化を抑制できると考えられる。これにより冷却速度の相違から鍛造用鋼の材質ばらつきが抑制され、材質ばらつきによる鍛造用鋼内の強度差が発生し難くなる。
　さらに詳細に説明すると、式（１）及び式（２）の不等号に挟まれた下記式（３）及び式（４）で表される関数Ｆ及び関数Ｇは、元素組成の異なる多数の鍛造用鋼を回帰分析することにより導出した式である。
　Ｆ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４・・・（３）
　Ｇ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０・・・（４）
　式（３）で表される関数Ｆは、主に焼き入れ処理後時の平均冷却速度が１℃／ｍｉｎである低冷却速度時の鍛造用鋼の強度と正の相関がある。また、式（４）の関数Ｇは、低冷却速度時の靭性と負の相関がある。
　なお、「強度」はＪＩＳ－Ｚ２２０１（２０１１）の１４号試験片（φ６×Ｇ．３０）を用いＪＩＳ－Ｚ２２４１（２０１１）に基づいて引張強さ（ＴＳ）を測定した値を意味し、「靭性」はＪＩＳ－Ｚ２２０２（２００５）の試験片（２ｍｍＶノッチ）を用いＪＩＳ－Ｚ２２４２（２００５）に基づいてシャルピー衝撃試験により室温で吸収エネルギー（ｖＥ）を測定した値を意味する。強度及び靭性共に数値が大きいほど優れていることを意味する。
　ここで、式（４）で表される関数Ｇの値が増加すると低冷却速度時の鍛造用鋼の強度が向上するが、関数Ｇの値が０．５３を超えると鍛造用鋼の靭性が１５０Ｊ未満となり、鍛造用鋼として靭性不足となるおそれがある。逆に、関数Ｇの値が減少すると鍛造用鋼の靭性が向上するが、関数Ｇの値が０．４０未満となると低冷却速度時の鍛造用鋼の強度が６５０ＭＰａ未満となり、鍛造用鋼として強度不足となるおそれがある。従って、強度及び靭性に優れた鍛造用鋼を得るには、式（２）を満たす必要がある。
　同様に式（３）で表される関数Ｆは、主に焼き入れ処理後時の平均冷却速度が１０℃／ｍｉｎである高冷却速度時の鍛造用鋼の強度と正の相関がある。関数Ｆの値が０．９０未満となると高冷却速度時の鍛造用鋼の強度が６５０ＭＰａ未満となり、鍛造用鋼として強度不足となるおそれがある。従って、強度に優れた鍛造用鋼を得るには、関数Ｆの値を０．９０以上とする必要がある。
　また、関数Ｆの値が大きくなる際、高冷却速度時の鍛造用鋼の強度の増加は、低冷却速度時の鍛造用鋼の強度の増加よりも大きい。このため、関数Ｆの値が大きくなると、高冷却速度時の鍛造用鋼の強度と低冷却速度時の鍛造用鋼の強度との差が大きくなり易い。つまり、冷却速度の相違により鍛造用鋼の強度差が発生し易くなり、耐久性が低下するおそれがある。ここで、関数Ｇが上述の０．５３付近では、低冷却速度時の鍛造用鋼の強度は７００ＭＰａ程度である。これに対し、関数Ｆの値が１．１５を超えると高冷却速度時の鍛造用鋼の強度が８００ＭＰａを超えるため、低冷却速度時の鍛造用鋼の強度との強度差が１００Ｊを超え、鍛造用鋼が耐久性不足となるおそれがある。従って、耐久性に優れた鍛造用鋼を得るには、関数Ｆの値を１．１５以下とする必要がある。これにより式（１）が導出される。
　今のところ、そのメカニズムは明確ではないが、上記を満たすことで金属疲労の発生起点となる粗大介在物が減少するため、疲労特性が大きく改善していると推定される。
＜機械的性質＞
　本実施形態の鍛造用鋼の引張強さ（ＴＳ）の下限としては、６５０ＭＰａが好ましく、７００ＭＰａがより好ましい。また、本実施形態の鍛造用鋼の引張強さの上限としては、８５０ＭＰａが好ましく、８００ＭＰａがより好ましい。鍛造用鋼の引張強さが上記下限未満である場合、鍛造用鋼の強度が不足するおそれがある。一方、鍛造用鋼の引張強さが上記上限を超える場合、鍛造用鋼の強度の冷却温度依存性が発生し易くなり、鍛造用鋼の耐久性が不足するおそれがある。
　焼き入れ処理時の平均冷却速度を１０℃／ｍｉｎとして製造した鍛造用鋼と焼き入れ処理時の平均冷却速度を１℃／ｍｉｎとした以外は同様の条件で製造した鍛造用鋼との引張強さ（ＴＳ）の差分の上限としては、１００ＭＰａが好ましく、７５ＭＰａがより好ましく、５０ＭＰａがさらに好ましい。上記差分が上記上限を超える場合、鍛造用鋼の強度の冷却温度依存性が発生し易くなり、鍛造用鋼の耐久性が不足するおそれがある。
　シャルピー衝撃試験により室温で測定した本実施形態の鍛造用鋼の吸収エネルギーの下限としては、１５０Ｊが好ましく、１８０Ｊがより好ましい。また、上記吸収エネルギーの上限としては、２６０Ｊが好ましい。上記吸収エネルギーが上記下限未満である場合、鍛造用鋼の靭性が不足するおそれがある。一方、上記吸収エネルギーが上記上限を超える場合、鍛造用鋼の強度が低下するおそれがある。
＜大型鍛鋼品＞
　本実施形態の大型鍛鋼品は、本実施形態の鍛造用鋼を用いて製造される。このため、本実施形態の大型鍛鋼品は強度及び靭性と共に耐久性にも優れる。従って、本実施形態の大型鍛鋼品は、船舶用、発電用ディーゼルエンジンの出力向上やコンパクト化を実現するための部品として好適に用いることができる。
＜製造方法＞
　本実施形態の鍛造用鋼は、例えば溶製工程、鋳造工程、加熱工程、素材鍛造工程を経ることで製造され、当該鍛造用鋼を用いた大型鍛鋼品は、部品鍛造工程、焼き入れ前処理工程、焼き入れ処理工程及び機械加工工程を備える製造方法により製造される。
（鋳造工程）
　鋳造工程では、溶製工程で成分調整した鋼を用いて鋼塊（インゴット）を鋳造する。鍛造用鋼の場合は、主としてインゴット鋳造が採用されるが、連続鋳造法を採用することも可能である。
（加熱工程）
　加熱工程では、所定の温度で所定時間、鋼塊を加熱する。低温になると材料の変形抵抗が増大するので、材料の変形能の良好な範囲で加工を行うために、加熱温度は例えば１１５０℃以上１３５０℃以下とする。また、鋼塊の表面と内部との温度を均一にするために所定の加熱時間が必要であり、加熱時間は例えば３時間以上とする。加熱時間は、一般的に被加工物の直径の２乗に比例すると考えられており、大型材ほど加熱保持時間は長くなる。
（素材鍛造工程）
　素材鍛造工程では、加熱工程で加熱された鋼塊を鍛造する。ザク巣やミクロポロシティ等の鋳造欠陥を圧着させるために、鍛錬成形ではガス切断性向上のため以下の条件が必要となる。このようにして本実施形態の鍛造用鋼が得られる。
［１，１００℃～１，０００℃までの累積圧下率を２０％～３０％］
　この温度は再結晶により旧オーステナイトが微細になる最適温度である。この温度範囲での累積圧下率を２０％以上、好ましくは２５％以上とすることによって、適正サイズのラス組織が得られる。この温度範囲から外れると粗大な組織となりガス切断性が確保できない。また、この温度範囲において、Ｓ＝Ａ０／Ａ≧３．０、好ましくはＳ≧３．５とするとよい。ここで、Ａ０は鍛造前の断面積を示し、Ａは鍛造後の断面積を示す。
（部品鍛造工程）
　部品鍛造工程では、素材鍛造工程で鍛造された鋼塊（鍛造用鋼）をクランク軸等の大型鍛鋼品に加工する。例えばクランク軸への加工方法としては、クランクアームとクランクピンを一体としたブロックとして鍛造し、ガス切断及び機械加工によってクランク軸形状に仕上げる自由鍛造法や、鋼塊の軸心がクランク軸の軸心部となる様に鍛造加工し、中心偏析により特性の劣化を起こし易い部分をクランク軸の全ての軸心部となるように一体に鍛造加工するＲＲ鍛造法及びＴＲ鍛造法が例示される。中でもＲＲ鍛造法及びＴＲ鍛造法が、クランク軸の表層側を清浄度の高い部分で占めさせることができ、強度及び耐久性に優れたクランク軸が得られ易いので好ましい。
（焼き入れ処理工程）
　焼き入れ処理工程では、焼き入れ処理を行った後、焼き戻し処理を行う。焼き入れ処理の前に、鍛造品を冷却する焼き入れ前処理工程が実施される。焼き入れ処理は、焼き入れ前処理工程で冷却された鍛造品を、所定温度まで昇温して所定時間保持した後、所定温度まで冷却する処理である。焼き入れ温度としては８００℃以上９５０℃以下が好ましく、上記保持時間としては１時間以上が好ましい。また冷却温度としては、４５０℃以上５３０℃以下が好ましい。また、昇温速度としては、３０℃／ｈｒ以上７０℃／ｈｒ以下が好ましく、冷却速度としては、１５℃／ｍｉｎ以下が好ましい。
　また、焼き入れ処理における冷却では、上記冷却に替えてサブゼロ処理を実施してもよい。サブゼロ処理とは、深冷処理とも呼ばれているものであり、鍛造品を焼き入れ温度から直ちに０℃以下の冷却温度に冷やす処理である。サブゼロ処理として、メタノール又はエタノールと、ドライアイスとを寒剤として用いて鍛造品を約－８０℃まで冷やす処理を採用してもよい。また、寒剤として炭酸ガスを用いて鍛造品を約－１３０℃まで冷やす処理を採用してもよいし、液体窒素を用いて鍛造品を冷やす処理を採用してもよい。サブゼロ処理における冷却温度としては、－１９０℃以上－８０℃以下が好ましい。冶金学的なメカニズムは不明確であるが、サブゼロ処理を実施することによってブロック幅を５０μｍ以下にすることができる。
　焼き戻し処理は、焼き入れ処理を行った鍛造品を所定の温度まで徐加熱し、一定時間保持した後、室温まで冷却する処理である。焼き戻し温度としては、５５０℃以上６５０℃以下が好ましく、上記保持時間としては５時間以上２０時間以下が好ましい。また、昇温速度としては、３０℃／ｈｒ以上７０℃／ｈｒ以下が好ましく、冷却速度としては、１５℃／ｍｉｎ以下が好ましい。焼き戻しを行うことにより、強度、延性及び靭性のバランスが調整されるとともに、相変態で生じた内部応力（残留応力）が除去される。
（機械加工工程）
　焼き入れ処理工程後の鍛造品から、ガス切断後に切削、研削を含む仕上げ機械加工を施すことで、本実施形態の大型鍛造用部品を得ることができる。
＜利点＞
　本実施形態の鍛造用鋼は、その金属組織がベイナイト組織であるため、強度に優れる。この金属組織は、本実施形態の鍛造用鋼の製造時に主としてベイナイト組織に変態したものであり、この変態時に、上記式（１）を満たすことで、高冷却速度での変態開始温度の低温化が抑制でき、上記式（２）を満たすことで、低冷却速度での変態開始温度の高温化を抑制できる。このように冷却速度による変態開始温度の相違を抑制することで、鍛造用鋼の材質ばらつきを抑制することができる。さらに本実施形態の鍛造用鋼の各元素組成を上記範囲内とすることにより、強度及び靭性が確保できる。従って、当該鍛造用鋼は、強度及び靭性と共に耐久性に優れる。また、平均ラス幅が所定範囲内であるので、ガス切断性に優れ、生産性の向上を図ることができる。このため、本実施形態の鍛造用鋼を用いた大型鍛鋼品は、船舶用ディーゼルエンジンや発電用ディーゼルエンジン等の出力向上やコンパクト化を実現するための部品として好適に用いることができる。
［変形実施形態］
　上述した鍛造用鋼が、０質量％以上０．０７質量％以下のＮｂ、又は０質量％以上０．０３質量％以下のＢの少なくとも一方をさらに含有することも可能である。つまり、本実施形態の鍛造用鋼は、
　Ｃ：０．２０質量％以上０．３５質量％以下、
　Ｓｉ：０質量％以上０．５質量％以下、
　Ｍｎ：０．５０質量％以上２．７０質量％以下、
　Ｃｕ：０質量％以上１質量％以下、
　Ｎｉ：０質量％以上２．００質量％以下、
　Ｃｒ：１．００質量％以上２．５０質量％以下、
　Ｍｏ：０．１０質量％以上０．５５質量％以下、
　Ｖ：０質量％以上０．２０質量％以下、
　Ｎ：３０質量ｐｐｍ以上１００質量ｐｐｍ以下、
　Ａｌ：０質量％以上０．０５０質量％以下、
　Ｓ：０質量％以上０．０２０質量％以下、
　Ｏ：０質量ｐｐｍ超５０質量ｐｐｍ以下、
　Ｎｂ（ニオブ）：０質量％以上０．０７質量％以下、
　Ｂ（ホウ素）：０質量％以上０．０３質量％以下、並びに
　残部：Ｆｅ及び不可避的不純物の組成を有することも可能である。これにより、本実施形態の鍛造用鋼の焼き入れ性及び強度を向上させることができる。
（Ｎｂ元素の含有量）
　Ｎｂ元素は、焼き入れ性を高めると共に強度向上に寄与する元素であり、必要により添加される。すなわち、本実施形態の鍛造用鋼におけるＮｂ含有量の下限は０質量％であり、この下限としては０．０１質量％が好ましく、０．０２質量％がより好ましい。また、本実施形態の鍛造用鋼におけるＮｂ元素の含有量の上限は０．０７質量％であり、この上限としては０．０５質量％が好ましい。Ｎｂ元素の含有量が上記上限を超える場合、Ｎｂの平衡分配係数の低さに起因してミクロ偏析が助長されるため、鍛造用鋼の靭性が低下するおそれがある。
（Ｂ元素の含有量）
　Ｂ元素は、焼き入れ性を高めると共に強度向上に寄与する元素であり、必要により添加される。すなわち、本実施形態の鍛造用鋼におけるＢ含有量の下限は０質量％であり、この下限としては０．０１質量％が好ましい。また、本実施形態の鍛造用鋼におけるＢ元素の含有量の上限は０．０３質量％であり、この上限としては０．０２質量％が好ましい。Ｂ元素の含有量が上記上限を超える場合、Ｂの平衡分配係数の低さに起因してミクロ偏析が助長されるため、鍛造用鋼の靭性が低下するおそれがある。
　本明細書は、上述したように様々な態様の技術を開示しているが、そのうち主な技術を以下に纏める。
　すなわち、本発明の一局面に係る鍛造用鋼は、
　Ｃ：０．２０質量％以上０．３５質量％以下、
　Ｓｉ：０質量％以上０．５質量％以下、
　Ｍｎ：０．５０質量％以上２．７０質量％以下、
　Ｃｕ：０質量％以上１質量％以下、
　Ｎｉ：０質量％以上２．００質量％以下、
　Ｃｒ：１．００質量％以上２．５０質量％以下、
　Ｍｏ：０．１０質量％以上０．５５質量％以下、
　Ｖ：０質量％以上０．２０質量％以下、
　Ｎ：３０質量ｐｐｍ以上１００質量ｐｐｍ以下、
　Ａｌ：０質量％以上０．０５０質量％以下、
　Ｓ：０質量％以上０．０２０質量％以下、
　Ｏ：０質量ｐｐｍ超５０質量ｐｐｍ以下、並びに
　残部：Ｆｅ及び不可避的不純物である組成を有し、
　金属組織がベイナイト組織であり、かつ、平均ラス幅が３．０μｍ以下であり、
　下記式（１）及び（２）を満たすことを特徴とする。
　１．１５≧Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４≧０．８９・・・（１）
　０．５３≧Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０≧０．４０・・・（２）
　このような構成を有することにより、本実施形態の鍛造用鋼では、３．０μｍ以下の平均ラス幅であるのでガス切断性が向上する。そして、当該鍛造用鋼は、その金属組織がベイナイト組織であるため強度に優れ、さらには靭性と共に耐久性に優れる。
　また、上記鍛造用鋼は、平均ブロック幅が５０μｍ以下であることが好ましく、これによって靭性がより向上する。
　また、上記鍛造用鋼は、
　Ｎｂ：０質量％以上０．０７質量％以下、又は
　Ｂ：０質量％以上０．０３質量％以下、
の少なくとも一方をさらに含有することが好ましい。これによって焼き入れ性及び強度がより向上する。
　さらに上記鍛造用鋼は、上記Ａｌの含有量が０．０１０質量％以上、上記Ｓの含有量が０質量％超０．００３０質量％以下、上記Ｏの含有量が１５質量ｐｐｍ以下であることが好ましい。これによって疲労特性がより向上する。
　本発明の他の局面に係る大型鍛鋼品は、上述した高強度鍛鋼を用いて製造される。このため、本実施形態の大型鍛鋼品は、強度及び靭性と共に耐久性に優れる。
　以下、実施例に基づき本発明を詳述するが、この実施例の記載に基づいて本発明が限定的に解釈されるものではない。
［評価方法］
　表１及び表３に示す組成を有し、所定の平均ラス幅（表１及び表３に示す平均ラス幅）を有するＮｏ．１～Ｎｏ．４２及びＮｏ．５１～Ｎｏ．６７の４５０ｍｍ厚の板状の鍛鋼について後述する評価を行った。平均ラス幅は、鍛鋼のｔ／４位置（ｔ：板厚）から採取したサンプルを用いて、倍率：１，０００倍にて走査型顕微鏡（ＳＥＭ）観察を行い、３視野の平均値をその鋼種の平均ラス幅とした。また、Ｎｏ．５１～Ｎｏ．５８の鍛鋼については、表４に示す冷却温度でサブゼロ処理を実施し、平均ブロック幅を決定した。平均ブロック幅は、鍛鋼のｔ／４位置（ｔ：板厚）から採取したサンプルを用いて、倍率：４００倍にてＥＢＳＤ測定を行い、得られた結晶方位マップ上でラス断面の長手方向と垂直に線を引き、１５°以上の方位差を持つ境界との交点の数を数え、その平均切片長さを平均ブロック幅とした。なお、表３の平均ブロック幅に記した×は、鍛鋼に割れが発生して平均ブロック幅を決定できなかったことを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
＜強度評価＞
　強度評価として、表１及び表３に示す各成分組成の鍛造用鋼の上記ｔ／４位置からの試験片について引張試験を実施した。引張試験は、ＪＩＳ－Ｚ２２０１（２０１１）の１４号試験片（φ６×Ｇ．３０）を用いＪＩＳ－Ｚ２２４１（２０１１）に基づいて引張強さ（ＴＳ）を測定することで行った。この引張強さ（ＴＳ）の数値が大きいほど、鍛造用鋼が強度に優れることを意味する。引張試験は、平均冷却速度を１℃／ｍｉｎとした鍛造用鋼の上記引張強さと、平均冷却速度を１０℃／ｍｉｎとした鍛造用鋼の上記引張強さとについて測定し、それぞれの測定結果を表２及び表４の強度１及び強度２に記した。平均冷却速度を１℃／ｍｉｎとした鍛造用鋼の上記引張強さと、平均冷却速度を１０℃／ｍｉｎとした鍛造用鋼の上記引張強さとの双方が６５０ＭＰａ以上である場合、「良好」と判断し、６５０ＭＰａ未満を「良好でない」と判断した。また、平均冷却速度を１℃／ｍｉｎとした鍛造用鋼の上記引張強さと、平均冷却速度を１０℃／ｍｉｎとした鍛造用鋼の上記引張強さとの差（表２及び表４における強度差）が１００ＭＰａ以下である場合、鍛造用鋼が耐久性に優れ、「良好」と判断し、１００ＭＰａ超の場合「良好でない」と判断した。この差を表２及び表４の強度差として記した。
＜靭性評価＞
　靭性評価として、表１及び表３に示す各成分組成の鍛造用鋼（ｔ／４位置）についてシャルピー衝撃試験を実施した。シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ－Ｚ２２０２（２００５）の試験片（２ｍｍＶノッチ）を用いＪＩＳ－Ｚ２２４２（２００５）に基づいて室温で吸収エネルギー（ｖＥ）を測定することで行った。吸収エネルギーの数値が大きいほど鍛造用鋼が靭性に優れることを意味する。なお、シャルピー衝撃試験は、平均冷却速度を１℃／ｍｉｎとした鍛造用鋼について実施した。上述のようにこの吸収エネルギーの数値が１５０Ｊ以上である場合、鍛造用鋼が靭性に優れ、「良好」と判断し、１５０Ｊ未満の場合「良好でない」と判断した。この吸収エネルギーを表２及び表４の靱性に記した。なお、表４の靱性に記した×は、鍛鋼に割れが発生して靱性を判断できなかったことを示す。
　＜ガス切断性評価＞
　ガス切断性は、切断速度１７０ｍｍ／ｍｉｎ、酸素圧５．５ｋｇ／ｃｍ２、プロパンガス圧０．５５ｋｇ／ｃｍ２にて鍛鋼を切断し、ガス切断面粗さが５．５μｍ以下であるものを「良好」と判断し、５．５μｍ超の場合「良好でない」と判断した。なお、ガス切断面粗さは、ＪＩＳ－Ｂ０６０１（２０１３）に準拠して測定した。このガス切断面粗さを表２及び表４のガス切断性に記した。
　表２に示すように、Ｎｏ．１～Ｎｏ．１５の実施例の鍛造用鋼は、平均冷却速度を１℃／ｍｉｎとした鍛造用鋼の引張強さ、平均冷却速度を１０℃／ｍｉｎとした鍛造用鋼の引張強さ、耐久性、靭性及びガス切断性のいずれも良好であることが確認された。
　一方、Ｎｏ．１６～Ｎｏ．４２の比較例の鍛造用鋼は、平均冷却速度を１℃／ｍｉｎとした鍛造用鋼の引張強さ、平均冷却速度を１０℃／ｍｉｎとした鍛造用鋼の引張強さ、耐久性、靭性及びガス切断性の少なくとも一つが良好でないことが確認された。以下、各比較例について検討する。
　Ｎｏ．１６～Ｎｏ．３４の鍛造用鋼は、組成が本発明で規定する範囲を満たしていない比較例である。このＮｏ．１６～Ｎｏ．３４の鍛造用鋼のそれぞれは、平均冷却速度を１℃／ｍｉｎとした鍛造用鋼の引張強さ、及び平均冷却速度を１０℃／ｍｉｎとした鍛造用鋼の引張強さ、並びに靱性の少なくとも一つが良好でない。
　Ｎｏ．３５～Ｎｏ．３９の鍛造用鋼は、上記式（１）及び式（２）の少なくとも一方を満たしていない比較例である。このＮｏ．３５～Ｎｏ．３９の鍛造用鋼は、平均冷却速度を１℃／ｍｉｎとした鍛造用鋼の引張強さと、平均冷却速度を１０℃／ｍｉｎとした鍛造用鋼の引張強さとの差が大きく、耐久性が良好でない。
　Ｎｏ．４０～Ｎｏ．４２の鍛造用鋼は、本発明が規定する平均ラス幅を満たしていない比較例である。このＮｏ．４０～Ｎｏ．４２の鍛造用鋼は、本発明で規定する平均ラス幅を有するものではないので、ガス切断性が良好でない。
　また、表４に示すように、Ｎｏ．４３～Ｎｏ．５３の実施例の鍛造用鋼は、平均冷却速度を１℃／ｍｉｎとした鍛造用鋼の引張強さ、平均冷却速度を１０℃／ｍｉｎとした鍛造用鋼の引張強さ、耐久性、靭性及びガス切断性のいずれも良好であることが確認された。特に、Ｎｏ．４３～Ｎｏ．４６の実施例の鍛造用鋼は、平均ブロック幅が２０μｍ～２７μｍであり、優れた引張強さ、耐久性、靭性及びガス切断性を示すことが確認された。
　一方、Ｎｏ．５４～Ｎｏ．５９の比較例の鍛造用鋼は、靭性が良好でないことが確認された。以下、各比較例について検討する。
　Ｎｏ．５４～Ｎｏ．５７の鍛造用鋼は、好ましい冷却温度である－１９０℃以上－８０℃以下の範囲から外れた冷却温度でサブゼロ処理を実施した比較例である。Ｎｏ．５４～Ｎｏ．５５の鍛造用鋼は、好ましい冷却温度の下限を下回る温度でサブゼロ処理を実施した比較例であり、鍛造用鋼に割れが発生し、靱性が良好でない。また、Ｎｏ．５６～Ｎｏ．５７の鍛造用鋼は、好ましい冷却温度の上限を上回る温度でサブゼロ処理を実施した比較例であり、平均ブロック幅が好ましい範囲の上限である５０μｍを上回り、かつ靱性が良好でない。
　Ｎｏ．５８～Ｎｏ．５９の鍛造用鋼は、組成についてＮｂ元素の含有量又はＢ元素の含有量の少なくとも一方が好ましい範囲から外れた比較例である。Ｎｏ．５８の鍛造用鋼は、Ｎｂ元素の含有量が好ましい範囲の上限である０．０７質量％を超えた比較例であり、Ｎｏ．５９の鍛造用鋼は、Ｂ元素の含有量が好ましい範囲の上限である０．０３質量％を超えた比較例であり、いずれも靱性が良好でない。
　この出願は、２０１６年１月１８日に出願された日本国特許出願特願２０１６－００７３４９及び２０１６年１１月１０日に出願された日本国特許出願特願２０１６－２１９９０５を基礎とするものであり、その内容は、本願に含まれるものである。
　本発明を表現するために、前述において具体的例示等を参照しながら実施形態を通して本発明を適切かつ十分に説明したが、当業者であれば前述の実施形態を変更及び／又は改良することは容易になし得ることであると認識すべきである。したがって、当業者が実施する変更形態又は改良形態が、請求の範囲に記載された請求項の権利範囲を離脱するレベルのものでない限り、当該変更形態又は当該改良形態は、当該請求項の権利範囲に包括されると解釈される。
　以上のように、本発明の鍛造用鋼及び大型鍛鋼品は、例えば船舶用ディーゼルエンジンや発電用ディーゼルエンジン等に好適に採用することができる。

Claims (6)

  1. 　Ｃ：０．２０質量％以上０．３５質量％以下、
    　Ｓｉ：０質量％以上０．５質量％以下、
    　Ｍｎ：０．５０質量％以上２．７０質量％以下、
    　Ｃｕ：０質量％以上１質量％以下、
    　Ｎｉ：０質量％以上２．００質量％以下、
    　Ｃｒ：１．００質量％以上２．５０質量％以下、
    　Ｍｏ：０．１０質量％以上０．５５質量％以下、
    　Ｖ：０質量％以上０．２０質量％以下、
    　Ｎ：３０質量ｐｐｍ以上１００質量ｐｐｍ以下、
    　Ａｌ：０質量％以上０．０５０質量％以下、
    　Ｓ：０質量％以上０．０２０質量％以下、
    　Ｏ：０質量ｐｐｍ超５０質量ｐｐｍ以下、並びに
    　残部：Ｆｅ及び不可避的不純物
    である組成を有し、
    　金属組織がベイナイト組織であり、かつ、平均ラス幅が３．０μｍ以下であり、
    　下記式（１）及び（２）を満たすことを特徴とする鍛造用鋼。
    　１．１５≧Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４≧０．８９・・・（１）
    　０．５３≧Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０≧０．４０・・・（２）
  2. 　平均ブロック幅が５０μｍ以下である請求項１に記載の鍛造用鋼。
  3. 　Ｎｂ：０質量％以上０．０７質量％以下、又は
    　Ｂ：０質量％以上０．０３質量％以下、
    の少なくとも一方をさらに含有する請求項１又は請求項２に記載の鍛造用鋼。
  4. 　上記Ａｌの含有量が０．０１０質量％以上、
    　上記Ｓの含有量が０質量％超０．００３０質量％以下、
    　上記Ｏの含有量が１５質量ｐｐｍ以下である請求項１又は請求項２に記載の鍛造用鋼。
  5. 　上記Ａｌの含有量が０．０１０質量％以上、
    　上記Ｓの含有量が０質量％超０．００３０質量％以下、
    　上記Ｏの含有量が１５質量ｐｐｍ以下である請求項３に記載の鍛造用鋼。
  6. 　請求項１に記載の鍛造用鋼を用いた大型鍛鋼品。
     
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