(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】公開特許公報(A)
(11)【公開番号】P2024122846
(43)【公開日】2024-09-09
(54)【発明の名称】非調質鍛造用鋼、非調質鍛造鋼および非調質鍛造部品
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20240902BHJP
C22C 38/60 20060101ALI20240902BHJP
C21D 8/00 20060101ALN20240902BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 301A
C22C38/60
C21D8/00 A
【審査請求】未請求
【請求項の数】3
【出願形態】ＯＬ
(21)【出願番号】P 2023170213
(22)【出願日】2023-09-29
(31)【優先権主張番号】P 2023030262
(32)【優先日】2023-02-28
(33)【優先権主張国・地域又は機関】JP
(71)【出願人】
【識別番号】000001199
【氏名又は名称】株式会社神戸製鋼所
(74)【代理人】
【識別番号】100145403
【弁理士】
【氏名又は名称】山尾 憲人
(74)【代理人】
【識別番号】100136777
【弁理士】
【氏名又は名称】山田 純子
(72)【発明者】
【氏名】大脇 章弘
(72)【発明者】
【氏名】貝塚 正樹
【テーマコード（参考）】
4K032
【Ｆターム（参考）】
4K032AA01
4K032AA03
4K032AA05
4K032AA06
4K032AA08
4K032AA11
4K032AA14
4K032AA16
4K032AA19
4K032AA21
4K032AA23
4K032AA27
4K032AA28
4K032AA29
4K032AA31
4K032AA34
4K032AA35
4K032AA36
4K032AA39
4K032AA40
4K032BA02
4K032CA02
4K032CA03
4K032CD01
4K032CD02
(57)【要約】
【課題】高強度を示す非調質鍛造部品と、非調質鍛造部品の製造に有用な、高強度を示し、かつ破断分離性に優れた非調質鍛造鋼、および非調質鍛造用鋼を提供する。
【解決手段】
所定の化学成分組成を満たし、下記の式（１）で示されるＸが１．３２～１．５０である、非調質鍛造用鋼。
Ｘ＝Ｃ＋０．２８Ｍｎ－１．０３Ｓ＋０．３２３Ｃｒ＋１．６９Ｖ・・・（１）
ただし、Ｃ、Ｍｎ、Ｓ、Ｃｒ、Ｖはそれぞれ、質量％で示した鋼中のＣ、Ｍｎ、Ｓ、Ｃｒ、Ｖの含有量を示し、含まれない元素はゼロとする。
【選択図】なし
【解決手段】
所定の化学成分組成を満たし、下記の式（１）で示されるＸが１．３２～１．５０である、非調質鍛造用鋼。
Ｘ＝Ｃ＋０．２８Ｍｎ－１．０３Ｓ＋０．３２３Ｃｒ＋１．６９Ｖ・・・（１）
ただし、Ｃ、Ｍｎ、Ｓ、Ｃｒ、Ｖはそれぞれ、質量％で示した鋼中のＣ、Ｍｎ、Ｓ、Ｃｒ、Ｖの含有量を示し、含まれない元素はゼロとする。
【選択図】なし
【特許請求の範囲】
【請求項1】
Ｃ：０．４０～０．６０質量％、
Ｓｉ：０．１０～０．４０質量％、
Ｍｎ：０．３０～０．８０質量％、
Ｐ ：０．００７～０．０５０質量％、
Ｓ ：０．０１０～０．０７０質量％、
Ｃｒ：０．３０～０．８０質量％、
Ｖ ：０．３０質量％超、０．３８質量％以下、
Ａｌ：０質量％超、０．０５０質量％以下、
Ｎ ：０質量％超、０．００８０質量％以下、
Ｃａ：０．０００２～０．００５０質量％、
Ｍｏ：０～０．０５質量％、
Ｃｕ：０～０．２０質量％、
Ｎｉ：０～０．２０質量％、
Ｔｉ：０～０．０３０質量％、
Ｐｂ：０～０．１質量％、
Ｂｉ：０～０．１質量％、
Ｓｂ：０～０．１質量％、
Ｍｇ：０～０．００５質量％、
Ｚｒ：０～０．００５質量％、
Ｔｅ：０～０．１質量％、および
ＲＥＭ：０～０．０２質量％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、
下記の式（１）で示されるＸが１．３２～１．５０である、非調質鍛造用鋼。
Ｘ＝Ｃ＋０．２８Ｍｎ－１．０３Ｓ＋０．３２３Ｃｒ＋１．６９Ｖ・・・（１）
ただし、Ｃ、Ｍｎ、Ｓ、Ｃｒ、Ｖはそれぞれ、質量％で示した鋼中のＣ、Ｍｎ、Ｓ、Ｃｒ、Ｖの含有量を示し、含まれない元素はゼロとする。
Ｓｉ：０．１０～０．４０質量％、
Ｍｎ：０．３０～０．８０質量％、
Ｐ ：０．００７～０．０５０質量％、
Ｓ ：０．０１０～０．０７０質量％、
Ｃｒ：０．３０～０．８０質量％、
Ｖ ：０．３０質量％超、０．３８質量％以下、
Ａｌ：０質量％超、０．０５０質量％以下、
Ｎ ：０質量％超、０．００８０質量％以下、
Ｃａ：０．０００２～０．００５０質量％、
Ｍｏ：０～０．０５質量％、
Ｃｕ：０～０．２０質量％、
Ｎｉ：０～０．２０質量％、
Ｔｉ：０～０．０３０質量％、
Ｐｂ：０～０．１質量％、
Ｂｉ：０～０．１質量％、
Ｓｂ：０～０．１質量％、
Ｍｇ：０～０．００５質量％、
Ｚｒ：０～０．００５質量％、
Ｔｅ：０～０．１質量％、および
ＲＥＭ：０～０．０２質量％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、
下記の式（１）で示されるＸが１．３２～１．５０である、非調質鍛造用鋼。
Ｘ＝Ｃ＋０．２８Ｍｎ－１．０３Ｓ＋０．３２３Ｃｒ＋１．６９Ｖ・・・（１）
ただし、Ｃ、Ｍｎ、Ｓ、Ｃｒ、Ｖはそれぞれ、質量％で示した鋼中のＣ、Ｍｎ、Ｓ、Ｃｒ、Ｖの含有量を示し、含まれない元素はゼロとする。
【請求項2】
Ｃ：０．４０～０．６０質量％、
Ｓｉ：０．１０～０．４０質量％、
Ｍｎ：０．３０～０．８０質量％、
Ｐ ：０．００７～０．０５０質量％、
Ｓ ：０．０１０～０．０７０質量％、
Ｃｒ：０．３０～０．８０質量％、
Ｖ ：０．３０質量％超、０．３８質量％以下、
Ａｌ：０質量％超、０．０５０質量％以下、
Ｎ ：０質量％超、０．００８０質量％以下、
Ｃａ：０．０００２～０．００５０質量％、
Ｍｏ：０～０．０５質量％、
Ｃｕ：０～０．２０質量％、
Ｎｉ：０～０．２０質量％、
Ｔｉ：０～０．０３０質量％、
Ｐｂ：０～０．１質量％、
Ｂｉ：０～０．１質量％、
Ｓｂ：０～０．１質量％、
Ｍｇ：０～０．００５質量％、
Ｚｒ：０～０．００５質量％、
Ｔｅ：０～０．１質量％、および
ＲＥＭ：０～０．０２質量％、
を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、
下記の式（１）で示されるＸが１．３２～１．５０である、非調質鍛造鋼。
Ｘ＝Ｃ＋０．２８Ｍｎ－１．０３Ｓ＋０．３２３Ｃｒ＋１．６９Ｖ・・・（１）
ただし、Ｃ、Ｍｎ、Ｓ、Ｃｒ、Ｖはそれぞれ、質量％で示した鋼中のＣ、Ｍｎ、Ｓ、Ｃｒ、Ｖの含有量を示し、含まれない元素はゼロとする。
Ｓｉ：０．１０～０．４０質量％、
Ｍｎ：０．３０～０．８０質量％、
Ｐ ：０．００７～０．０５０質量％、
Ｓ ：０．０１０～０．０７０質量％、
Ｃｒ：０．３０～０．８０質量％、
Ｖ ：０．３０質量％超、０．３８質量％以下、
Ａｌ：０質量％超、０．０５０質量％以下、
Ｎ ：０質量％超、０．００８０質量％以下、
Ｃａ：０．０００２～０．００５０質量％、
Ｍｏ：０～０．０５質量％、
Ｃｕ：０～０．２０質量％、
Ｎｉ：０～０．２０質量％、
Ｔｉ：０～０．０３０質量％、
Ｐｂ：０～０．１質量％、
Ｂｉ：０～０．１質量％、
Ｓｂ：０～０．１質量％、
Ｍｇ：０～０．００５質量％、
Ｚｒ：０～０．００５質量％、
Ｔｅ：０～０．１質量％、および
ＲＥＭ：０～０．０２質量％、
を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、
下記の式（１）で示されるＸが１．３２～１．５０である、非調質鍛造鋼。
Ｘ＝Ｃ＋０．２８Ｍｎ－１．０３Ｓ＋０．３２３Ｃｒ＋１．６９Ｖ・・・（１）
ただし、Ｃ、Ｍｎ、Ｓ、Ｃｒ、Ｖはそれぞれ、質量％で示した鋼中のＣ、Ｍｎ、Ｓ、Ｃｒ、Ｖの含有量を示し、含まれない元素はゼロとする。
【請求項3】
請求項２に記載の非調質鍛造鋼を用いて作製された非調質鍛造部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本開示は、非調質鍛造用鋼、非調質鍛造鋼および非調質鍛造部品に関する。
【背景技術】
【0002】
地球温暖化問題等の深刻化を背景に、自動車の燃費改善の動きが加速している。燃費改善には車体の軽量化が有効であり、その車体軽量化のため、自動車用部品の高強度化が求められている。また、コネクティングロッド等の自動車用部品には鍛造部品が用いられるが、該自動車用の鍛造部品として、低コスト化と製造効率等の観点から、鍛造後に熱処理を行わない非調質鍛造部品であって、高強度を示すことが求められる。
【0003】
非調質鍛造部品として、例えば特許文献１には、所定の各成分範囲、所定の式（１）～（３）、および所定の組織を満たすことで、高強度と、優れた製造性、特には連続鋳造時の表面割れ防止とを両立できる非調質鍛造部品が得られる旨示されている。また、該非調質鍛造部品の製造に有用な非調質鍛造用鋼が示されている。
【0004】
特許文献２には、所定の各成分範囲、所定の式（１）と（２）、および所定の鋼の金属組織を満たすことで、破断分離時の欠損発生を抑制し、強度向上と嵌合性向上とを両立できる破断分離型コネクティングロッド用成型部品が得られる旨示されている。また、該コネクティングロッド用成型部品を用いたコネクティングロッドが示されている。
【0005】
特許文献３には、所定の各成分範囲、所定の式（１）、所定の組織、および式（１）の値とビッカース硬さを組み合わせたパラメータを満足させることによって、コネクティングロッドのロッド部の強度と、大端部と小端部の被削性とを両立させた破断分離型コネクティングロッド用成型部品が得られることが示されている。更には、該コネクティングロッド用成型部品を用いたコネクティングロッドと、該コネクティングロッドの製造方法が示されている。
【0006】
特許文献４には、所定の各成分範囲、成分と組織を組み合わせたパラメータである式（１）、所定の式（２）、所定の組織、および所定の硫化物系介在物の形態を満たすことによって、クランクシャフトに組み付けるための貫通孔部分が略半円に破断分離された、コネクティングロッドの製造に好適な圧延材が得られる旨示されている。また、該圧延材を用いて得られる熱間鍛造部品、更には、該熱間鍛造部品を用いて得られる破断分離型コネクティングロッドも示されている。
【0007】
特許文献５には、エネルギー費，加工費，材料費，型費等の大量追加を行うことなく、高耐力，高疲労強度が求められる連接部のみを効率良く高強度化し、破断分離が容易な高強度コネクティングロッド用鍛造品を製造する方法が示されている。該方法として、各成分の範囲を規定したフェライト・パーライト型非調質鋼を素材とし、熱間鍛造によりコネクティングロッド用の粗成形体を成形した後、その冷却過程において大端部に歪を加えることなく該粗成形体の連接部に対し形状矯正と歪時効のための加工とを兼ねたコイニング加工を、２００～７００℃の温間領域で且つ加工率３～４０％で行い、該連接部を高強度化することが示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0008】
【特許文献1】特開２０１９－１４３２３６号公報
【特許文献2】特開２０１７－１７９４７６号公報
【特許文献3】特開２０１７－１７９４７５号公報
【特許文献4】特開２００７－２７７７０５号公報
【特許文献5】特開２００６－０５２４３２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0009】
非調質鍛造部品は、非調質鍛造用鋼を熱間鍛造して得られる非調質鍛造鋼に、切削等の機械加工および／または破断分離等を施して得られる。非調質鍛造部品がコネクティングロッドである場合、部品製造コスト低減の観点から、非調質鍛造鋼に機械加工を施した後、大端部分が２つの略半円となるよう冷間で破断分離することが行われる。なお、該冷間での破断分離で、変形等の分割不良が生じることなく、嵌合性の高い部品が得られることを「破断分離性に優れた」という。よって、コネクティングロッド等の非調質鍛造部品には、高強度と破断分離性に優れていることが求められる。しかしながら鋼の高強度化に伴い、破断分離時に破断面の一部に欠損が生じるか、または変形が生じ、高強度と優れた破断分離性の両立が困難であるとの問題があった。
【0010】
特許文献１～３では、破断分離性について検討されておらず、優れた破断分離性を確保するには、更なる改善が必要であると考えられる。特許文献４は、破断分離時の変形抑制を検討した技術であるが、より優れた破断分離性を確保するには、更なる改善が必要であると考えられる。また、特許文献５も破断分離性の向上を図った技術であるが、より優れた破断分離性を確保するには、更なる改善が必要であると考えられる。
【0011】
本開示は、上記事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、自動車におけるコネクティングロッド等のエンジン部品、足回り部品等の、高強度を示す非調質鍛造部品と、該非調質鍛造部品の製造に有用な、高強度を示し、かつ破断分離性に優れた非調質鍛造鋼、および非調質鍛造用鋼を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【0012】
本発明の態様１は、
Ｃ：０．４０～０．６０質量％、
Ｓｉ：０．１０～０．４０質量％、
Ｍｎ：０．３０～０．８０質量％、
Ｐ ：０．００７～０．０５０質量％、
Ｓ ：０．０１０～０．０７０質量％、
Ｃｒ：０．３０～０．８０質量％、
Ｖ ：０．３０質量％超、０．３８質量％以下、
Ａｌ：０質量％超、０．０５０質量％以下、
Ｎ ：０質量％超、０．００８０質量％以下、
Ｃａ：０．０００２～０．００５０質量％、
Ｍｏ：０～０．０５質量％、
Ｃｕ：０～０．２０質量％、
Ｎｉ：０～０．２０質量％、
Ｔｉ：０～０．０３０質量％、
Ｐｂ：０～０．１質量％、
Ｂｉ：０～０．１質量％、
Ｓｂ：０～０．１質量％、
Ｍｇ：０～０．００５質量％、
Ｚｒ：０～０．００５質量％、
Ｔｅ：０～０．１質量％、および
ＲＥＭ：０～０．０２質量％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、
下記の式（１）で示されるＸが１．３２～１．５０である、非調質鍛造用鋼である。
Ｘ＝Ｃ＋０．２８Ｍｎ－１．０３Ｓ＋０．３２３Ｃｒ＋１．６９Ｖ・・・（１）
ただし、Ｃ、Ｍｎ、Ｓ、Ｃｒ、Ｖはそれぞれ、質量％で示した鋼中のＣ、Ｍｎ、Ｓ、Ｃｒ、Ｖの含有量を示し、含まれない元素はゼロとする。
Ｃ：０．４０～０．６０質量％、
Ｓｉ：０．１０～０．４０質量％、
Ｍｎ：０．３０～０．８０質量％、
Ｐ ：０．００７～０．０５０質量％、
Ｓ ：０．０１０～０．０７０質量％、
Ｃｒ：０．３０～０．８０質量％、
Ｖ ：０．３０質量％超、０．３８質量％以下、
Ａｌ：０質量％超、０．０５０質量％以下、
Ｎ ：０質量％超、０．００８０質量％以下、
Ｃａ：０．０００２～０．００５０質量％、
Ｍｏ：０～０．０５質量％、
Ｃｕ：０～０．２０質量％、
Ｎｉ：０～０．２０質量％、
Ｔｉ：０～０．０３０質量％、
Ｐｂ：０～０．１質量％、
Ｂｉ：０～０．１質量％、
Ｓｂ：０～０．１質量％、
Ｍｇ：０～０．００５質量％、
Ｚｒ：０～０．００５質量％、
Ｔｅ：０～０．１質量％、および
ＲＥＭ：０～０．０２質量％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、
下記の式（１）で示されるＸが１．３２～１．５０である、非調質鍛造用鋼である。
Ｘ＝Ｃ＋０．２８Ｍｎ－１．０３Ｓ＋０．３２３Ｃｒ＋１．６９Ｖ・・・（１）
ただし、Ｃ、Ｍｎ、Ｓ、Ｃｒ、Ｖはそれぞれ、質量％で示した鋼中のＣ、Ｍｎ、Ｓ、Ｃｒ、Ｖの含有量を示し、含まれない元素はゼロとする。
【0013】
本発明の態様２は、
Ｃ：０．４０～０．６０質量％、
Ｓｉ：０．１０～０．４０質量％、
Ｍｎ：０．３０～０．８０質量％、
Ｐ ：０．００７～０．０５０質量％、
Ｓ ：０．０１０～０．０７０質量％、
Ｃｒ：０．３０～０．８０質量％、
Ｖ ：０．３０質量％超、０．３８質量％以下、
Ａｌ：０質量％超、０．０５０質量％以下、
Ｎ ：０質量％超、０．００８０質量％以下、
Ｃａ：０．０００２～０．００５０質量％、
Ｍｏ：０～０．０５質量％、
Ｃｕ：０～０．２０質量％、
Ｎｉ：０～０．２０質量％、
Ｔｉ：０～０．０３０質量％、
Ｐｂ：０～０．１質量％、
Ｂｉ：０～０．１質量％、
Ｓｂ：０～０．１質量％、
Ｍｇ：０～０．００５質量％、
Ｚｒ：０～０．００５質量％、
Ｔｅ：０～０．１質量％、および
ＲＥＭ：０～０．０２質量％、
を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、
下記の式（１）で示されるＸが１．３２～１．５０である、非調質鍛造鋼である。
Ｘ＝Ｃ＋０．２８Ｍｎ－１．０３Ｓ＋０．３２３Ｃｒ＋１．６９Ｖ・・・（１）
ただし、Ｃ、Ｍｎ、Ｓ、Ｃｒ、Ｖはそれぞれ、質量％で示した鋼中のＣ、Ｍｎ、Ｓ、Ｃｒ、Ｖの含有量を示し、含まれない元素はゼロとする。
Ｃ：０．４０～０．６０質量％、
Ｓｉ：０．１０～０．４０質量％、
Ｍｎ：０．３０～０．８０質量％、
Ｐ ：０．００７～０．０５０質量％、
Ｓ ：０．０１０～０．０７０質量％、
Ｃｒ：０．３０～０．８０質量％、
Ｖ ：０．３０質量％超、０．３８質量％以下、
Ａｌ：０質量％超、０．０５０質量％以下、
Ｎ ：０質量％超、０．００８０質量％以下、
Ｃａ：０．０００２～０．００５０質量％、
Ｍｏ：０～０．０５質量％、
Ｃｕ：０～０．２０質量％、
Ｎｉ：０～０．２０質量％、
Ｔｉ：０～０．０３０質量％、
Ｐｂ：０～０．１質量％、
Ｂｉ：０～０．１質量％、
Ｓｂ：０～０．１質量％、
Ｍｇ：０～０．００５質量％、
Ｚｒ：０～０．００５質量％、
Ｔｅ：０～０．１質量％、および
ＲＥＭ：０～０．０２質量％、
を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、
下記の式（１）で示されるＸが１．３２～１．５０である、非調質鍛造鋼である。
Ｘ＝Ｃ＋０．２８Ｍｎ－１．０３Ｓ＋０．３２３Ｃｒ＋１．６９Ｖ・・・（１）
ただし、Ｃ、Ｍｎ、Ｓ、Ｃｒ、Ｖはそれぞれ、質量％で示した鋼中のＣ、Ｍｎ、Ｓ、Ｃｒ、Ｖの含有量を示し、含まれない元素はゼロとする。
【0014】
本発明の態様３は、
態様２に記載の非調質鍛造鋼を用いて作製された非調質鍛造部品である。
態様２に記載の非調質鍛造鋼を用いて作製された非調質鍛造部品である。
【発明の効果】
【0015】
本開示によれば、高強度を示す非調質鍛造部品と、非調質鍛造部品の製造に有用な、高強度を示し、かつ破断分離性に優れた非調質鍛造鋼、および非調質鍛造用鋼を提供できる。
【発明を実施するための形態】
【0016】
１．非調質鍛造用鋼
上述の通り、従来の非調質鍛造鋼では、高強度と優れた破断分離性の両立が難しいという問題がある。特に、非調質鍛造鋼が例えばコネクティングロッド用鍛造鋼である場合、該非調質鍛造鋼を破断分離してコネクティングロッドを得るときに、該非調質鍛造鋼の靱性が高いと、破断分離時に変形し、分割不良品が多発して歩留まりが低下する。また、不良品ではないが変形量が多い場合、内径の仕上げ加工前の粗加工が必要であるか、仕上げ加工の取り代が増加する要因となり、製造コストアップにつながる。本発明者らは、上記事情から、破断分離時の変形を抑制するには、破断分離に供する非調質鍛造鋼の靱性を低下させることが肝要であることに着目し、高強度のコネクティングロッド等の非調質鍛造部品を得ることを目的に、該非調質鍛造部品の製造に供する非調質鍛造鋼の、高強度と、優れた破断分離性の達成のための靱性低下とを両立させるべく鋭意検討を行った。
上述の通り、従来の非調質鍛造鋼では、高強度と優れた破断分離性の両立が難しいという問題がある。特に、非調質鍛造鋼が例えばコネクティングロッド用鍛造鋼である場合、該非調質鍛造鋼を破断分離してコネクティングロッドを得るときに、該非調質鍛造鋼の靱性が高いと、破断分離時に変形し、分割不良品が多発して歩留まりが低下する。また、不良品ではないが変形量が多い場合、内径の仕上げ加工前の粗加工が必要であるか、仕上げ加工の取り代が増加する要因となり、製造コストアップにつながる。本発明者らは、上記事情から、破断分離時の変形を抑制するには、破断分離に供する非調質鍛造鋼の靱性を低下させることが肝要であることに着目し、高強度のコネクティングロッド等の非調質鍛造部品を得ることを目的に、該非調質鍛造部品の製造に供する非調質鍛造鋼の、高強度と、優れた破断分離性の達成のための靱性低下とを両立させるべく鋭意検討を行った。
【0017】
その結果、非調質鍛造部品の製造に供する非調質鍛造鋼の、高強度と、優れた破断分離性の達成のための靱性低下とを両立させるには、非調質鍛造鋼の素材である非調質鍛造用鋼の化学成分組成とパラメータであるＸを適正な範囲に制御すること、特に靱性低下を実現するには、下記（I）～（IV）を同時に満足させる必要があることを見いだした。下記（I）～（IV）を満足する非調質鍛造用鋼は、鍛造後に高強度と優れた破断分離性を示す。即ち、本実施形態に係る非調質鍛造用鋼を熱間鍛造して得られた非調質鍛造鋼は、高強度であって、優れた破断分離性を示す。また、該非調質鍛造鋼を用いれば良好に破断分離でき、高強度の非調質鍛造部品を得ることができる。非調質鍛造部品が例えばコネクティングロッドである場合には、高強度であって破断面の嵌合性が高いコネクティングロッドを得ることができる。
（I）式（１）：Ｘ＝Ｃ＋０．２８Ｍｎ－１．０３Ｓ＋０．３２３Ｃｒ＋１．６９Ｖで表されるＸの値を、１．３２～１．５０の範囲に制御すること、
（II）Ｐを０．００７質量％以上含有させること、
（III）Ｃａを０．０００２質量％以上含有させること、
（IV）Ｃ量を０．４０質量％以上に高め、Ｖ量を０．３０質量％超に高め、更にＮ量を０．００８０質量％以下に抑制すること
（I）式（１）：Ｘ＝Ｃ＋０．２８Ｍｎ－１．０３Ｓ＋０．３２３Ｃｒ＋１．６９Ｖで表されるＸの値を、１．３２～１．５０の範囲に制御すること、
（II）Ｐを０．００７質量％以上含有させること、
（III）Ｃａを０．０００２質量％以上含有させること、
（IV）Ｃ量を０．４０質量％以上に高め、Ｖ量を０．３０質量％超に高め、更にＮ量を０．００８０質量％以下に抑制すること
【0018】
以下、パラメータであるＸと各成分の範囲について詳述する。
【0019】
［下記の式（１）で示されるＸが１．３２～１．５０
Ｘ＝Ｃ＋０．２８Ｍｎ－１．０３Ｓ＋０．３２３Ｃｒ＋１．６９Ｖ・・・（１）
ただし、Ｃ、Ｍｎ、Ｓ、Ｃｒ、Ｖはそれぞれ、質量％で示した鋼中のＣ、Ｍｎ、Ｓ、Ｃｒ、Ｖの含有量を示し、含まれない元素はゼロとする。］
非調質鍛造用鋼を熱間鍛造して得られる非調質鍛造鋼の組織はパーライトが主体のフェライト－パーライト組織である。この非調質鍛造鋼の靱性を低下させるには、パーライト分率を増加させフェライト分率を低下させつつ、パーライトとフェライトの両方の靱性を低下させることが重要である。
Ｘ＝Ｃ＋０．２８Ｍｎ－１．０３Ｓ＋０．３２３Ｃｒ＋１．６９Ｖ・・・（１）
ただし、Ｃ、Ｍｎ、Ｓ、Ｃｒ、Ｖはそれぞれ、質量％で示した鋼中のＣ、Ｍｎ、Ｓ、Ｃｒ、Ｖの含有量を示し、含まれない元素はゼロとする。］
非調質鍛造用鋼を熱間鍛造して得られる非調質鍛造鋼の組織はパーライトが主体のフェライト－パーライト組織である。この非調質鍛造鋼の靱性を低下させるには、パーライト分率を増加させフェライト分率を低下させつつ、パーライトとフェライトの両方の靱性を低下させることが重要である。
【0020】
上記パーライトとフェライトの分率、パーライトとフェライトの靱性に影響を及ぼす元素として、Ｃ、Ｍｎ、Ｓ、Ｃｒ、Ｖに着目した。Ｃは、パーライト分率を増加させ、フェライト分率の低下に寄与する元素である。Ｍｎは、フェライトに固溶し、フェライトの靱性低下に寄与する元素である。Ｃｒは、Ｍｎと同様に、フェライトに固溶し、フェライトの靱性低下に寄与する元素である。Ｃｒは更に、パーライトの靱性低下にも寄与する。Ｖは、パーライト分率を増加させる効果に加え、通常の条件で熱間鍛造して非調質鍛造鋼を製造した時に微細なＶ炭化物を生成し、特にフェライトの靱性低下に寄与する。一方、Ｓは、Ｍｎと結合して硫化物を形成するため、Ｍｎによる上記効果を弱め、更にフェライト分率を増加させる作用を有する。
【0021】
本発明者らは、上記各元素が鋼材の靭性に及ぼす影響の度合いについて検討し、鋼材の靱性を表す式として式（１）を見出した。上記の通り、Ｓは鋼材の靭性低下に悪影響を及ぼすため、マイナスの係数となっている。
【0022】
そして更に、後述する実施例で測定する吸収エネルギーが８Ｊ／ｃｍ２以下の低靭性を示し、優れた破断分離性を得るためのＸの範囲について検討した。その結果、Ｘを１．３２～１．５０の範囲とする必要があることを見出した。Ｘが１．３２を下回ると、通常の条件で熱間鍛造を行って非調質鍛造鋼を製造した時に、フェライト分率の増加とフェライトの高靭性化、パーライト分率の低下とパーライトの高靭性化が生じ、鋼材の靱性が高くなる。よって、上記の通りＸを１．３２以上とした。Ｘは、好ましくは１．３３以上、より好ましくは１．３４以上である。一方、Ｘが１．５０を超えると、通常の条件で熱間鍛造を行って非調質鍛造鋼を製造した時に、ベイナイトなどの過冷組織が生成し、靱性が却って高くなる。こうした観点から、Ｘは、上述の通り１．５０以下とした。Ｘは、好ましくは１．４８以下であり、より好ましくは１．４５以下である。
【0023】
［Ｃ：０．４０～０．６０質量％］
Ｃは、靱性の低下に必要な元素である。Ｃが少なすぎると靱性が高くなってしまう。また、強度も低下してしまう。こうした観点から、Ｃ含有量は０．４０質量％以上とする必要がある。Ｃ含有量は、好ましくは０．４５質量％以上であり、より好ましくは０．４７質量％以上である。しかしながら、Ｃ含有量が過剰になると、通常の熱間鍛造で非調質鍛造鋼を製造した時に、ベイナイトなどの過冷組織が生成し、靱性が却って高くなる。こうした観点から、Ｃ含有量は０．６０質量％以下とする必要がある。Ｃ含有量は、好ましくは０．５８質量％以下であり、より好ましくは０．５６質量％以下である。
Ｃは、靱性の低下に必要な元素である。Ｃが少なすぎると靱性が高くなってしまう。また、強度も低下してしまう。こうした観点から、Ｃ含有量は０．４０質量％以上とする必要がある。Ｃ含有量は、好ましくは０．４５質量％以上であり、より好ましくは０．４７質量％以上である。しかしながら、Ｃ含有量が過剰になると、通常の熱間鍛造で非調質鍛造鋼を製造した時に、ベイナイトなどの過冷組織が生成し、靱性が却って高くなる。こうした観点から、Ｃ含有量は０．６０質量％以下とする必要がある。Ｃ含有量は、好ましくは０．５８質量％以下であり、より好ましくは０．５６質量％以下である。
【0024】
［Ｓｉ：０．１０～０．４０質量％］
Ｓｉは、鋼溶製時の脱酸元素として有用であると共に、通常の熱間鍛造で非調質鍛造鋼を製造した時に、フェライトに固溶し、鋼材の靱性を低下させるために有用な元素である。この効果を得るには、Ｓｉ含有量を０．１０質量％以上とする必要がある。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．１３質量％以上であり、より好ましくは０．１５質量％以上である。しかしながら、Ｓｉ含有量が過剰になると、圧延後と鍛造後のスケールが増加し、工具摩耗の原因となる。よってＳｉ含有量は、０．４０質量％以下とする必要がある。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．３７質量％以下であり、より好ましくは０．３５質量％以下である。
Ｓｉは、鋼溶製時の脱酸元素として有用であると共に、通常の熱間鍛造で非調質鍛造鋼を製造した時に、フェライトに固溶し、鋼材の靱性を低下させるために有用な元素である。この効果を得るには、Ｓｉ含有量を０．１０質量％以上とする必要がある。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．１３質量％以上であり、より好ましくは０．１５質量％以上である。しかしながら、Ｓｉ含有量が過剰になると、圧延後と鍛造後のスケールが増加し、工具摩耗の原因となる。よってＳｉ含有量は、０．４０質量％以下とする必要がある。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．３７質量％以下であり、より好ましくは０．３５質量％以下である。
【0025】
［Ｍｎ：０．３０～０．８０質量％］
Ｍｎは、硫化物を形成し、これが応力集中源となり低靱性化に寄与する。また、固溶強化によって部品の耐力を確保することができる。これらの効果を得るため、Ｍｎ含有量は０．３０質量％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．３５質量％以上であり、より好ましくは０．４０質量％以上である。しかしながら、Ｍｎ含有量が過剰になると、通常の熱間鍛造で非調質鍛造鋼を製造した時に、ベイナイトなどの過冷組織が生成し、靱性が高くなる。こうした観点から、Ｍｎ含有量は０．８０質量％以下とする必要がある。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．７０質量％以下であり、より好ましくは０．６５質量％以下である。
Ｍｎは、硫化物を形成し、これが応力集中源となり低靱性化に寄与する。また、固溶強化によって部品の耐力を確保することができる。これらの効果を得るため、Ｍｎ含有量は０．３０質量％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．３５質量％以上であり、より好ましくは０．４０質量％以上である。しかしながら、Ｍｎ含有量が過剰になると、通常の熱間鍛造で非調質鍛造鋼を製造した時に、ベイナイトなどの過冷組織が生成し、靱性が高くなる。こうした観点から、Ｍｎ含有量は０．８０質量％以下とする必要がある。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．７０質量％以下であり、より好ましくは０．６５質量％以下である。
【0026】
［Ｐ：０．００７～０．０５０質量％］
Ｐは、本実施形態において鋼の靱性低下に必要な元素である。この効果を得るには、Ｐ含有量を０．００７質量％以上とする必要がある。Ｐ含有量は、好ましくは０．００８質量％以上、さらに好ましくは０．００９質量％以上である。しかしながら、Ｐ含有量が過剰になると、連続鋳造時に割れなどの鋳造欠陥を誘発する。こうした観点から、Ｐ含有量は０．０５０質量％以下とする必要がある。Ｐ含有量は、好ましくは０．０４５質量％以下、より好ましくは０．０４０質量％以下である。
Ｐは、本実施形態において鋼の靱性低下に必要な元素である。この効果を得るには、Ｐ含有量を０．００７質量％以上とする必要がある。Ｐ含有量は、好ましくは０．００８質量％以上、さらに好ましくは０．００９質量％以上である。しかしながら、Ｐ含有量が過剰になると、連続鋳造時に割れなどの鋳造欠陥を誘発する。こうした観点から、Ｐ含有量は０．０５０質量％以下とする必要がある。Ｐ含有量は、好ましくは０．０４５質量％以下、より好ましくは０．０４０質量％以下である。
【0027】
［Ｓ：０．０１０～０．０７０質量％］
Ｓは、鋼中にほとんど固溶せず硫化物を形成し、応力集中の効果により低靱性化を促進させる効果を有する。また、部品製造時に求められうる被削性を高める効果も有する。該効果を得るには、Ｓ含有量を０．０１０質量％以上とする必要がある。Ｓ含有量は、好ましくは０．０１５質量％以上であり、より好ましくは０．０２０質量％以上である。一方、過剰なＳは、粗大で伸延した硫化物を形成して、破壊き裂の進展を阻害するため、高靱性化を招く。また、連鋳割れと、熱間鍛造での割れと欠け、更には疲労強度の低下の原因にもなる。このため、Ｓ含有量は０．０７０質量％以下とする必要がある。Ｓ含有量は、好ましくは０．０６０質量％以下であり、より好ましくは０．０５５質量％以下である。
Ｓは、鋼中にほとんど固溶せず硫化物を形成し、応力集中の効果により低靱性化を促進させる効果を有する。また、部品製造時に求められうる被削性を高める効果も有する。該効果を得るには、Ｓ含有量を０．０１０質量％以上とする必要がある。Ｓ含有量は、好ましくは０．０１５質量％以上であり、より好ましくは０．０２０質量％以上である。一方、過剰なＳは、粗大で伸延した硫化物を形成して、破壊き裂の進展を阻害するため、高靱性化を招く。また、連鋳割れと、熱間鍛造での割れと欠け、更には疲労強度の低下の原因にもなる。このため、Ｓ含有量は０．０７０質量％以下とする必要がある。Ｓ含有量は、好ましくは０．０６０質量％以下であり、より好ましくは０．０５５質量％以下である。
【0028】
［Ｃｒ：０．３０～０．８０質量％］
Ｃｒは、靱性の低下に必要な元素である。また、固溶強化により部品の耐力を確保できる元素でもある。これらの効果を得るため、Ｃｒ含有量を０．３０質量％以上とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．３５質量％以上であり、より好ましくは０．４０質量％以上である。しかしながら、Ｃｒ含有量が過剰になると、通常の熱間鍛造で非調質鍛造鋼を製造した時に、ベイナイトなどの過冷組織が生成し、却って靱性が高くなってしまう。こうした観点から、Ｃｒ含有量は０．８０質量％以下とする必要がある。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．７５質量％以下であり、より好ましくは０．７０質量％以下である。
Ｃｒは、靱性の低下に必要な元素である。また、固溶強化により部品の耐力を確保できる元素でもある。これらの効果を得るため、Ｃｒ含有量を０．３０質量％以上とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．３５質量％以上であり、より好ましくは０．４０質量％以上である。しかしながら、Ｃｒ含有量が過剰になると、通常の熱間鍛造で非調質鍛造鋼を製造した時に、ベイナイトなどの過冷組織が生成し、却って靱性が高くなってしまう。こうした観点から、Ｃｒ含有量は０．８０質量％以下とする必要がある。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．７５質量％以下であり、より好ましくは０．７０質量％以下である。
【0029】
［Ｖ：０．３０質量％超、０．３８質量％以下］
Ｖは、通常の熱間鍛造で非調質鍛造鋼を製造した時に、フェライト中に微細なＶ炭化物を生成して、非調質鍛造鋼の靱性低下に寄与する元素である。従来、Ｖを多量に添加してもこの効果は飽和すると考えられていた。しかし本実施形態の通り、Ｃ量を高め、かつＮ量を低くした上で、Ｖを多量に含有させることで、靱性を更に低減できることを見出した。特許文献４と比較してＶ量を一定以上に高めているため、特許文献４の技術よりも更に優れた破断分離性を確保できる。上記効果を得るには、Ｖ含有量を０．３０質量％よりも多くする必要がある。Ｖ含有量は、好ましくは０．３１質量％以上であり、さらに好ましくは０．３２質量％以上である。本実施形態では、前述の通り、パーライトを主体とするフェライト－パーライト鋼であって、ベイナイトを極力抑制し、実質含まないようにする。本実施形態に係る非調質鍛造用鋼は、上記の通り、このＶを含む各成分とパラメータであるＸを規定の範囲内とすることによって、従来の組織と異なり、フェライトとパーライトの靭性を低下させ、破断分離性の更なる向上を図っている。
Ｖは、通常の熱間鍛造で非調質鍛造鋼を製造した時に、フェライト中に微細なＶ炭化物を生成して、非調質鍛造鋼の靱性低下に寄与する元素である。従来、Ｖを多量に添加してもこの効果は飽和すると考えられていた。しかし本実施形態の通り、Ｃ量を高め、かつＮ量を低くした上で、Ｖを多量に含有させることで、靱性を更に低減できることを見出した。特許文献４と比較してＶ量を一定以上に高めているため、特許文献４の技術よりも更に優れた破断分離性を確保できる。上記効果を得るには、Ｖ含有量を０．３０質量％よりも多くする必要がある。Ｖ含有量は、好ましくは０．３１質量％以上であり、さらに好ましくは０．３２質量％以上である。本実施形態では、前述の通り、パーライトを主体とするフェライト－パーライト鋼であって、ベイナイトを極力抑制し、実質含まないようにする。本実施形態に係る非調質鍛造用鋼は、上記の通り、このＶを含む各成分とパラメータであるＸを規定の範囲内とすることによって、従来の組織と異なり、フェライトとパーライトの靭性を低下させ、破断分離性の更なる向上を図っている。
【0030】
一方、Ｖ含有量が過剰になると、通常の熱間鍛造で非調質鍛造鋼を製造した時に、ベイナイトなどの過冷組織が生成し、却って靱性が高くなる。また、連鋳性能（耐表面割れ）も低下する。こうした観点から、Ｖ含有量は０．３８質量％以下とする必要がある。Ｖ含有量は、好ましくは０．３７質量％以下であり、より好ましくは０．３６質量％以下である。
【0031】
［Ａｌ：０質量％超、０．０５０質量％以下］
Ａｌは、溶製時の脱酸元素として有用である。また、Ｃａよりも脱酸力の強い元素であり、適量のＡｌを含むことでＣａＯの発生を抑制できる。その結果、Ｃａを積極的に硫化物に固溶させて硫化物の形状を球状とし、この球状の硫化物が応力集中源となって、靱性を低下できる。よって、Ａｌ含有量は０質量％超であってもよい。上記効果を十分発揮させるため、Ａｌ含有量は０．００１質量％以上でありうる。０．００１質量％未満のＡｌは不可避不純物として含まれうる。しかしながら、Ａｌが過剰に含まれると、ＡｌＮが生成して結晶粒が微細化され、靱性が高くなってしまう。またＡｌＮの生成により、連鋳性能（耐表面割れ）の低下を招く。こうした観点から、Ａｌ含有量は０．０５０質量％以下とする必要がある。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０４０質量％以下であり、より好ましくは０．０２０質量％以下である。
Ａｌは、溶製時の脱酸元素として有用である。また、Ｃａよりも脱酸力の強い元素であり、適量のＡｌを含むことでＣａＯの発生を抑制できる。その結果、Ｃａを積極的に硫化物に固溶させて硫化物の形状を球状とし、この球状の硫化物が応力集中源となって、靱性を低下できる。よって、Ａｌ含有量は０質量％超であってもよい。上記効果を十分発揮させるため、Ａｌ含有量は０．００１質量％以上でありうる。０．００１質量％未満のＡｌは不可避不純物として含まれうる。しかしながら、Ａｌが過剰に含まれると、ＡｌＮが生成して結晶粒が微細化され、靱性が高くなってしまう。またＡｌＮの生成により、連鋳性能（耐表面割れ）の低下を招く。こうした観点から、Ａｌ含有量は０．０５０質量％以下とする必要がある。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０４０質量％以下であり、より好ましくは０．０２０質量％以下である。
【0032】
［Ｎ：０質量％超、０．００８０質量％以下］
Ｎは不可避不純物であり、従来０．０１００質量％程度混入していた。しかしＮ含有量が過剰になると、粗大なＶ窒化物が発生し、上述したＶによる靱性低下の効果が得られなくなる。また、連鋳性能（耐表面割れ）が劣化する。よって、本実施形態ではＮ含有量を０．００８０質量％以下に抑制する。Ｎ含有量は、好ましくは０．００７０質量％以下であり、より好ましくは０．００６０質量％以下である。Ｎ含有量は少なければ少ない方が好ましいが、Ｎ含有量の下限値は０．００１０質量％程度でありうる。
Ｎは不可避不純物であり、従来０．０１００質量％程度混入していた。しかしＮ含有量が過剰になると、粗大なＶ窒化物が発生し、上述したＶによる靱性低下の効果が得られなくなる。また、連鋳性能（耐表面割れ）が劣化する。よって、本実施形態ではＮ含有量を０．００８０質量％以下に抑制する。Ｎ含有量は、好ましくは０．００７０質量％以下であり、より好ましくは０．００６０質量％以下である。Ｎ含有量は少なければ少ない方が好ましいが、Ｎ含有量の下限値は０．００１０質量％程度でありうる。
【0033】
［Ｃａ：０．０００２～０．００５０質量％］
Ｃａは、本開示において硫化物に固溶し、硫化物を球状化して脆化を促進する効果を有する。また、快削性元素でもあり、ベラーグ（工具保護膜）生成などの効果により、部品製造時に求められうる被削性の確保にも有効な元素である。これらの効果を得るため、Ｃａ含有量は０．０００２質量％以上とする必要がある。Ｃａ含有量は、好ましくは０．０００４質量％以上、より好ましくは０．０００６質量％以上である。しかしながら、Ｃａが過剰に含まれていても上記効果は飽和し、コスト上昇を招く。こうした観点から、Ｃａ含有量は０．００５０質量％以下、好ましくは０．００４０質量％以下、より好ましくは０．００３０質量％以下とする。
Ｃａは、本開示において硫化物に固溶し、硫化物を球状化して脆化を促進する効果を有する。また、快削性元素でもあり、ベラーグ（工具保護膜）生成などの効果により、部品製造時に求められうる被削性の確保にも有効な元素である。これらの効果を得るため、Ｃａ含有量は０．０００２質量％以上とする必要がある。Ｃａ含有量は、好ましくは０．０００４質量％以上、より好ましくは０．０００６質量％以上である。しかしながら、Ｃａが過剰に含まれていても上記効果は飽和し、コスト上昇を招く。こうした観点から、Ｃａ含有量は０．００５０質量％以下、好ましくは０．００４０質量％以下、より好ましくは０．００３０質量％以下とする。
【0034】
［残部：Ｆｅおよび不可避不純物］
好ましい１つの実施形態では、残部は、Ｆｅおよび不可避不純物である。不可避不純物としては、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる微量元素（例えば、Ａｓ、Ｓｂ、Ｓｎなど）の混入が許容される。なお、例えばＮのように、通常、含有量が少ないほど好ましく、従って不可避不純物であるが、その組成範囲について上記のように別途規定している元素がある。本明細書において、前記［残部：Ｆｅおよび不可避不純物］の残部を構成する「不可避不純物」とは、別途その組成範囲が規定されている元素（Ｎ）と、Ａｌ：０．００１質量％未満と、下記の不可避不純物レベルの任意元素とを除いた概念である。Ｍｏ≦０．０１質量％、Ｃｕ≦０．０２質量％、Ｎｉ≦０．０２質量％、Ｔｉ≦０．００７質量％、Ｐｂ≦０．００００２質量％、Ｂｉ≦０．０００１質量％、Ｓｂ≦０．０００４質量％、Ｍｇ≦０．０００１質量％、Ｚｒ≦０．０００２質量％、Ｔｅ≦０．０００１質量％、ＲＥＭ≦０．０００１質量％
好ましい１つの実施形態では、残部は、Ｆｅおよび不可避不純物である。不可避不純物としては、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる微量元素（例えば、Ａｓ、Ｓｂ、Ｓｎなど）の混入が許容される。なお、例えばＮのように、通常、含有量が少ないほど好ましく、従って不可避不純物であるが、その組成範囲について上記のように別途規定している元素がある。本明細書において、前記［残部：Ｆｅおよび不可避不純物］の残部を構成する「不可避不純物」とは、別途その組成範囲が規定されている元素（Ｎ）と、Ａｌ：０．００１質量％未満と、下記の不可避不純物レベルの任意元素とを除いた概念である。Ｍｏ≦０．０１質量％、Ｃｕ≦０．０２質量％、Ｎｉ≦０．０２質量％、Ｔｉ≦０．００７質量％、Ｐｂ≦０．００００２質量％、Ｂｉ≦０．０００１質量％、Ｓｂ≦０．０００４質量％、Ｍｇ≦０．０００１質量％、Ｚｒ≦０．０００２質量％、Ｔｅ≦０．０００１質量％、ＲＥＭ≦０．０００１質量％
【0035】
本実施形態における化学成分組成は、下記に説明する元素が含まれていなくてもよい。所望の特性を維持できる限り、任意のその他の元素を更に含んでよい。下記に説明する元素を必要に応じて含有させることで、強度等を更に高めることができる。
【0036】
［Ｍｏ：０～０．０５質量％］
［Ｃｕ：０～０．２０質量％］
［Ｎｉ：０～０．２０質量％］
［Ｔｉ：０～０．０３０質量％］
Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｔｉは、含有させなくてもよい。または、例えば上記量の範囲内でＭｏ、Ｃｕ、ＮｉおよびＴｉよりなる群から選択される１以上を含有させてもよい。これらの元素を含有させた場合、鋼材の靱性の更なる低下に寄与しうる。また、固溶強化により高強度化に寄与する元素でもある。該効果を発揮させるため、Ｍｏ含有量は０．０１質量％超、Ｃｕ含有量は０．０２質量％超、Ｎｉ含有量は０．０２質量％超、Ｔｉ含有量は０．００７質量％超でありうる。しかしながら、これらの元素の含有量が過剰になると、通常の熱間鍛造で非調質鍛造鋼を製造した時にベイナイトなどの過冷組織が生成し、却って靱性が高くなる。こうした観点から、Ｍｏ含有量は０．０５質量％以下とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．０４質量％以下、より好ましくは０．０３質量％以下である。ＣｕとＮｉの含有量はそれぞれ０．２０質量％以下とする。ＣｕとＮｉの含有量はそれぞれ、好ましくは０．１８質量％以下、より好ましくは０．１５％質量％以下である。Ｔｉ含有量は０．０３０質量％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０２５質量％以下、より好ましくは０．０２０質量％以下である。
［Ｃｕ：０～０．２０質量％］
［Ｎｉ：０～０．２０質量％］
［Ｔｉ：０～０．０３０質量％］
Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｔｉは、含有させなくてもよい。または、例えば上記量の範囲内でＭｏ、Ｃｕ、ＮｉおよびＴｉよりなる群から選択される１以上を含有させてもよい。これらの元素を含有させた場合、鋼材の靱性の更なる低下に寄与しうる。また、固溶強化により高強度化に寄与する元素でもある。該効果を発揮させるため、Ｍｏ含有量は０．０１質量％超、Ｃｕ含有量は０．０２質量％超、Ｎｉ含有量は０．０２質量％超、Ｔｉ含有量は０．００７質量％超でありうる。しかしながら、これらの元素の含有量が過剰になると、通常の熱間鍛造で非調質鍛造鋼を製造した時にベイナイトなどの過冷組織が生成し、却って靱性が高くなる。こうした観点から、Ｍｏ含有量は０．０５質量％以下とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．０４質量％以下、より好ましくは０．０３質量％以下である。ＣｕとＮｉの含有量はそれぞれ０．２０質量％以下とする。ＣｕとＮｉの含有量はそれぞれ、好ましくは０．１８質量％以下、より好ましくは０．１５％質量％以下である。Ｔｉ含有量は０．０３０質量％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０２５質量％以下、より好ましくは０．０２０質量％以下である。
【0037】
［Ｐｂ：０～０．１質量％］
［Ｂｉ：０～０．１質量％］
［Ｓｂ：０～０．１質量％］
Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｂは、含まれていなくてもよい。または、例えば上記量の範囲内でＰｂ、ＢｉおよびＳｂよりなる群から選択される１以上を含有させてもよい。これらの元素を含有させた場合、鋼材の靱性の更なる低下に寄与しうる。また、部品製造時に求められうる被削性の確保にも寄与する。該効果を発揮させるため、Ｐｂ含有量は０．００００２質量％超、Ｂｉ含有量は０．０００１質量％超、Ｓｂ含有量は０．０００４質量％超でありうる。しかしながら、これらの元素の含有量が過剰になると、連鋳性能（耐表面割れ）が劣化する。こうした観点から、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｂの含有量はいずれも、０．１質量％以下とする。Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｂの含有量はいずれも、好ましくは０．０５質量％以下、より好ましくは０．０３質量％以下である。
［Ｂｉ：０～０．１質量％］
［Ｓｂ：０～０．１質量％］
Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｂは、含まれていなくてもよい。または、例えば上記量の範囲内でＰｂ、ＢｉおよびＳｂよりなる群から選択される１以上を含有させてもよい。これらの元素を含有させた場合、鋼材の靱性の更なる低下に寄与しうる。また、部品製造時に求められうる被削性の確保にも寄与する。該効果を発揮させるため、Ｐｂ含有量は０．００００２質量％超、Ｂｉ含有量は０．０００１質量％超、Ｓｂ含有量は０．０００４質量％超でありうる。しかしながら、これらの元素の含有量が過剰になると、連鋳性能（耐表面割れ）が劣化する。こうした観点から、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｂの含有量はいずれも、０．１質量％以下とする。Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｂの含有量はいずれも、好ましくは０．０５質量％以下、より好ましくは０．０３質量％以下である。
【0038】
［Ｍｇ：０～０．００５質量％］
［Ｚｒ：０～０．００５質量％］
［Ｔｅ：０～０．１質量％］
［ＲＥＭ：０～０．０２質量％］
Ｍｇ、Ｚｒ、Ｔｅ、ＲＥＭは、含まれていなくてもよい。または、例えば上記量の範囲内でＭｇ、Ｚｒ、ＴｅおよびＲＥＭよりなる群から選択される１以上を含有させてもよい。これらの元素を含有させた場合、硫化物に固溶し、硫化物を球状化して脆化を促進する効果を示す。該効果を発揮させるため、Ｍｇ含有量は０．０００１質量％超、Ｚｒ含有量は０．０００２質量％超、Ｔｅ含有量は０．０００１質量％超、ＲＥＭ含有量は０．０００１質量％超でありうる。しかしながら、これらの元素の含有量が過剰になると、鋼材のコスト増加を招く。こうした観点から、Ｍｇ、Ｚｒの含有量はそれぞれ、０．００５質量％以下とする。Ｍｇ、Ｚｒの含有量はそれぞれ、好ましくは０．００４質量％以下、より好ましくは０．００３質量％以下である。
［Ｚｒ：０～０．００５質量％］
［Ｔｅ：０～０．１質量％］
［ＲＥＭ：０～０．０２質量％］
Ｍｇ、Ｚｒ、Ｔｅ、ＲＥＭは、含まれていなくてもよい。または、例えば上記量の範囲内でＭｇ、Ｚｒ、ＴｅおよびＲＥＭよりなる群から選択される１以上を含有させてもよい。これらの元素を含有させた場合、硫化物に固溶し、硫化物を球状化して脆化を促進する効果を示す。該効果を発揮させるため、Ｍｇ含有量は０．０００１質量％超、Ｚｒ含有量は０．０００２質量％超、Ｔｅ含有量は０．０００１質量％超、ＲＥＭ含有量は０．０００１質量％超でありうる。しかしながら、これらの元素の含有量が過剰になると、鋼材のコスト増加を招く。こうした観点から、Ｍｇ、Ｚｒの含有量はそれぞれ、０．００５質量％以下とする。Ｍｇ、Ｚｒの含有量はそれぞれ、好ましくは０．００４質量％以下、より好ましくは０．００３質量％以下である。
【0039】
また、Ｔｅ含有量は０．１質量％以下とする。Ｔｅ含有量は、好ましくは０．０５質量％以下、より好ましくは０．０３質量％以下である。ＲＥＭ含有量は、０．０２質量％以下とする。ＲＥＭ含有量は、好ましくは０．０１質量％以下、より好ましくは０．００５質量％以下である。
【0040】
（非調質鍛造用鋼の製造方法）
本実施形態に係る非調質鍛造用鋼は、次の方法で製造することができる。まず、前述した化学成分組成とパラメータであるＸの範囲を満たす鋼を溶製し、鋳造する。鋳造方法は特に限定されず、通常用いられる方法を採用すれば良い。例えば造塊法や連続鋳造法を採用できる。鋳造後、必要に応じて熱間での分塊圧延を行ってもよい。分塊圧延は、分塊圧延前の均熱処理を包含してもよい。分塊圧延条件は特に限定されず、通常、用いられる条件を採用することができる。例えば、分塊圧延は１０００℃～１２５０℃で行うことができる。分塊圧延後に行う熱間圧延の条件も特に限定されず、通常、用いられる条件を採用できる。例えば熱間圧延は８５０～１２００℃で行うことができる。また、熱間圧延による加工は、熱間圧延に代えて、鍛伸加工によって行ってもよい。
本実施形態に係る非調質鍛造用鋼は、次の方法で製造することができる。まず、前述した化学成分組成とパラメータであるＸの範囲を満たす鋼を溶製し、鋳造する。鋳造方法は特に限定されず、通常用いられる方法を採用すれば良い。例えば造塊法や連続鋳造法を採用できる。鋳造後、必要に応じて熱間での分塊圧延を行ってもよい。分塊圧延は、分塊圧延前の均熱処理を包含してもよい。分塊圧延条件は特に限定されず、通常、用いられる条件を採用することができる。例えば、分塊圧延は１０００℃～１２５０℃で行うことができる。分塊圧延後に行う熱間圧延の条件も特に限定されず、通常、用いられる条件を採用できる。例えば熱間圧延は８５０～１２００℃で行うことができる。また、熱間圧延による加工は、熱間圧延に代えて、鍛伸加工によって行ってもよい。
【0041】
２．非調質鍛造鋼
本実施形態に係る非調質鍛造鋼は、上述した非調質鍛造用鋼と同じ化学成分組成とパラメータであるＸの範囲を有する。本実施形態に係る非調質鍛造鋼は、化学成分組成とパラメータであるＸが所定の範囲内にあることで、高強度と優れた破断分離性の両立を達成することができる。
本実施形態に係る非調質鍛造鋼は、上述した非調質鍛造用鋼と同じ化学成分組成とパラメータであるＸの範囲を有する。本実施形態に係る非調質鍛造鋼は、化学成分組成とパラメータであるＸが所定の範囲内にあることで、高強度と優れた破断分離性の両立を達成することができる。
【0042】
（非調質鍛造鋼の製造方法）
本実施形態に係る非調質鍛造鋼は、上記非調質鍛造用鋼に熱間鍛造を施して得ることができる。非調質鍛造鋼の組織は、一般に、主に熱間鍛造前の加熱温度と熱間鍛造後の冷却速度の影響を受けるが、本実施形態に係る非調質鍛造用鋼は、鋼材成分および上記Ｘ値を適正に制御しているため、熱間鍛造を通常の条件で行えば、前述したパーライト主体のフェライト－パーライト組織であって、パーライトとフェライトの両方の靱性が低い組織を得ることができる。例えば、熱間鍛造前の加熱温度は１１５０～１３５０℃とし、熱間鍛造後の冷却速度、例えば８００℃から５００℃までの平均冷却速度を０．８～３．０℃／ｓｅｃとすることができる。
本実施形態に係る非調質鍛造鋼は、上記非調質鍛造用鋼に熱間鍛造を施して得ることができる。非調質鍛造鋼の組織は、一般に、主に熱間鍛造前の加熱温度と熱間鍛造後の冷却速度の影響を受けるが、本実施形態に係る非調質鍛造用鋼は、鋼材成分および上記Ｘ値を適正に制御しているため、熱間鍛造を通常の条件で行えば、前述したパーライト主体のフェライト－パーライト組織であって、パーライトとフェライトの両方の靱性が低い組織を得ることができる。例えば、熱間鍛造前の加熱温度は１１５０～１３５０℃とし、熱間鍛造後の冷却速度、例えば８００℃から５００℃までの平均冷却速度を０．８～３．０℃／ｓｅｃとすることができる。
【0043】
（特性）
本実施形態に係る非調質鍛造鋼は、高強度を示し、かつ該非調質鍛造鋼に機械加工を施して得られる非調質鍛造部品も、部品として十分な強度を有している。本実施形態において、非調質鍛造鋼が高強度であることと「部品として十分な強度」であるとは、後記する実施例において評価する０．２％耐力が８８０ＭＰａ以上であることをいう。本実施形態では、上記０．２％耐力は、好ましくは９００ＭＰａ以上であり、より好ましくは９３０ＭＰａ以上であり、更に好ましくは９５０ＭＰａ以上である。
本実施形態に係る非調質鍛造鋼は、高強度を示し、かつ該非調質鍛造鋼に機械加工を施して得られる非調質鍛造部品も、部品として十分な強度を有している。本実施形態において、非調質鍛造鋼が高強度であることと「部品として十分な強度」であるとは、後記する実施例において評価する０．２％耐力が８８０ＭＰａ以上であることをいう。本実施形態では、上記０．２％耐力は、好ましくは９００ＭＰａ以上であり、より好ましくは９３０ＭＰａ以上であり、更に好ましくは９５０ＭＰａ以上である。
【0044】
本実施形態に係る非調質鍛造鋼は、上述の通り破断分離性に優れている。本実施形態において「破断分離性に優れた」とは、後述する実施例で測定する吸収エネルギーが８Ｊ／ｃｍ２以下の低靭性であることをいう。
【0045】
３．非調質鍛造部品
本開示には、非調質鍛造部品も含まれる。非調質鍛造部品の化学成分組成とパラメータであるＸの範囲は、前述した非調質鍛造用鋼と同じであり、非調質鍛造鋼と同じでもある。
本開示には、非調質鍛造部品も含まれる。非調質鍛造部品の化学成分組成とパラメータであるＸの範囲は、前述した非調質鍛造用鋼と同じであり、非調質鍛造鋼と同じでもある。
【0046】
本実施形態に係る非調質鍛造部品として、例えば具体的に、自動車、船舶などの輸送機のエンジンおよび足回り等に用いられる、コネクティングロッド、ロアアーム、クランクシャフト等の鍛造部品が挙げられる。
【0047】
（非調質鍛造部品の製造方法）
本実施形態に係る非調質鍛造部品は、前記非調質鍛造鋼を用いて得られうる。本実施形態に係る非調質鍛造部品は、前記非調質鍛造鋼に対し、機械加工、破断分離（「かち割り」ともいう）の１以上を施して得ることができる。本実施形態に係る非調質鍛造部品は特に、前記非調質鍛造鋼に破断分離を施して得ることができ、または、前記非調質鍛造鋼に機械加工を施した後、破断分離を施して得ることができ、または、前記非調質鍛造鋼に破断分離を施した後、機械加工を施して得ることができる。本実施形態に係る非調質鍛造鋼は、前記破断分離を行い、非調質鍛造部品として例えば破断分離型コネクティングロッドを得るときに、優れた破断分離性（「かち割り性」ともいう）を示す。すなわち、本実施形態に係る非調質鍛造鋼を、例えば破断分離型コネクティングロッドの製造に用いれば、前述した問題が生じることなく良好に破断分離でき、高強度であって、破断面の変形量が少なく破断面の嵌合性が高い破断分離型コネクティングロッドを得ることができる。よって、本実施形態に係る非調質鍛造鋼は、破断分離型コネクティングロッドの製造に好適である。
本実施形態に係る非調質鍛造部品は、前記非調質鍛造鋼を用いて得られうる。本実施形態に係る非調質鍛造部品は、前記非調質鍛造鋼に対し、機械加工、破断分離（「かち割り」ともいう）の１以上を施して得ることができる。本実施形態に係る非調質鍛造部品は特に、前記非調質鍛造鋼に破断分離を施して得ることができ、または、前記非調質鍛造鋼に機械加工を施した後、破断分離を施して得ることができ、または、前記非調質鍛造鋼に破断分離を施した後、機械加工を施して得ることができる。本実施形態に係る非調質鍛造鋼は、前記破断分離を行い、非調質鍛造部品として例えば破断分離型コネクティングロッドを得るときに、優れた破断分離性（「かち割り性」ともいう）を示す。すなわち、本実施形態に係る非調質鍛造鋼を、例えば破断分離型コネクティングロッドの製造に用いれば、前述した問題が生じることなく良好に破断分離でき、高強度であって、破断面の変形量が少なく破断面の嵌合性が高い破断分離型コネクティングロッドを得ることができる。よって、本実施形態に係る非調質鍛造鋼は、破断分離型コネクティングロッドの製造に好適である。
【実施例0048】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、前述および後述する趣旨に合致し得る範囲で、適宜変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【0049】
下記では、特性別に、サンプル作製方法も含めた評価方法を示す。
【0050】
１．引張強度（引張試験）
１－１．引張試験用サンプルの作製
表１のＮｏ．１、４では、実機を用い、通常の溶製方法で溶製してから鋳造し、表１に示す化学成分組成とＸ値の鋼片を得た。なお、表１において、Ｎｏ．２とＮｏ．３のＡｌ量における「－」は不可避不純物レベルであって、０．００１質量％未満であり、Ｎｏ．５のＣａ量における「－」は不可避不純物レベルであって、０．０００１質量％未満である。また、表１および後述する表２に示される「不可避不純物」には、前述した不可避不純物レベルの任意元素も含まれ得る。また、表１において下線を付した数値は、本実施形態にて規定する成分等の範囲を外れていることを示している。
１－１．引張試験用サンプルの作製
表１のＮｏ．１、４では、実機を用い、通常の溶製方法で溶製してから鋳造し、表１に示す化学成分組成とＸ値の鋼片を得た。なお、表１において、Ｎｏ．２とＮｏ．３のＡｌ量における「－」は不可避不純物レベルであって、０．００１質量％未満であり、Ｎｏ．５のＣａ量における「－」は不可避不純物レベルであって、０．０００１質量％未満である。また、表１および後述する表２に示される「不可避不純物」には、前述した不可避不純物レベルの任意元素も含まれ得る。また、表１において下線を付した数値は、本実施形態にて規定する成分等の範囲を外れていることを示している。
【0051】
上記鋼片を用い、分塊圧延を１１００～１２５０℃の範囲内で行った。分塊圧延後、熱間圧延を８５０～１２００℃の範囲内で行い、Ｎｏ．１では、非調質鍛造用鋼に相当する直径３６ｍｍの丸棒を得た。Ｎｏ．４では、同条件で熱間圧延を行って、直径８０ｍｍの丸棒を得た後、該丸棒に対し、加熱温度１２００℃で鍛伸加工を行って、長手方向に垂直な断面が一辺１６ｍｍの角棒を得た。
【0052】
表１のＮｏ．２、３、５、６、７では、小型溶解炉（容量１５０ｋｇ／ｃｈ）を用い、通常の溶製方法に従って溶解し鋳造して、表１に示す化学成分組成とＸ値の鋼片を得た。次いで前記鋼片を用い、加熱温度１２００℃にて鍛伸加工を行い、非調質鍛造用鋼に相当する長手方向に垂直な断面が一辺２０ｍｍの角棒を得た。
【0053】
表２のＮｏ．８～１１では、小型溶解炉（容量１５０ｋｇ／ｃｈ）を用い、通常の溶製方法に従って溶解し鋳造して、表２に示す化学成分組成とＸ値の鋼片を得た。なお、表２において、選択元素における「－」は意図的に添加していないことを意味する。また、表２において下線を付した数値は、本実施形態にて規定する成分等の範囲を外れていることを示している。上記鋼片を用い、加熱温度１２００℃にて鍛伸加工を行い、非調質鍛造用鋼に相当する長手方向に垂直な断面が一辺２０ｍｍの角棒を得た。
【0054】
上記Ｎｏ．１～７の丸棒および角棒を、長手方向に垂直に切断して長さが１００ｍｍの丸棒片および角棒片とした。該丸棒片および角棒片に対し、次の通り熱間鍛造を施して鍛造鋼を得た。具体的には、上記丸棒片および角棒片を１２５０℃で１０分間保持後、炉から取り出し、Ｎｏ．１では厚さが１０ｍｍ、Ｎｏ．２、３、５、６、７では厚さが８ｍｍ、Ｎｏ．４では厚さが６ｍｍとなるように、それぞれプレス鍛造を実施してから、常温まで冷却し、非調質鍛造鋼に相当する引張試験用サンプルを得た。プレス鍛造後から常温までの冷却における８００℃から５００℃までの平均冷却速度は、おおよそ１．４～２．２℃／ｓｅｃであった。
【0055】
上記Ｎｏ．８～１１の角棒を、長手方向に垂直に切断して長さが１００ｍｍの角棒片とした。該角棒片に対し、次の通り熱間鍛造を施して鍛造鋼を得た。具体的には、上記角棒片を１２５０℃で１０分間保持後、炉から取り出し、厚さが８ｍｍとなるようにプレス鍛造を実施してから、常温まで冷却し、非調質鍛造鋼に相当する引張試験用サンプルを得た。プレス鍛造後から常温までの冷却における８００℃から５００℃までの平均冷却速度は、おおよそ１．５～１．６℃／ｓｅｃであった。
【0056】
１－２．引張試験
上記引張試験用サンプルを用いて引張試験を行った。具体的には、上記引張試験用サンプルの切削を行い、いずれもＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）に示される試験片であって、Ｎｏ．１では、平行部が直径４ｍｍの１４Ａ号試験片、Ｎｏ．２、３、４、５、６、７では、平行部が厚さ３ｍｍで幅１０ｍｍの１４Ｂ号試験片、Ｎｏ．８～１１でも、平行部が厚さ３ｍｍで幅１０ｍｍの１４Ｂ号試験片を作製した。引張試験片の長手方向は、丸棒および角棒の長手方向と一致する向きとし、荷重を印加する向きは長手方向と平行の向きとした。引張試験は、ＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）に従い、常温で実施した。そして、０．２％耐力が８８０ＭＰａ以上の場合を高強度であると評価した。Ｎｏ．１～７の結果を表１に示し、Ｎｏ．８～１１の結果を表２に示す。
上記引張試験用サンプルを用いて引張試験を行った。具体的には、上記引張試験用サンプルの切削を行い、いずれもＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）に示される試験片であって、Ｎｏ．１では、平行部が直径４ｍｍの１４Ａ号試験片、Ｎｏ．２、３、４、５、６、７では、平行部が厚さ３ｍｍで幅１０ｍｍの１４Ｂ号試験片、Ｎｏ．８～１１でも、平行部が厚さ３ｍｍで幅１０ｍｍの１４Ｂ号試験片を作製した。引張試験片の長手方向は、丸棒および角棒の長手方向と一致する向きとし、荷重を印加する向きは長手方向と平行の向きとした。引張試験は、ＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）に従い、常温で実施した。そして、０．２％耐力が８８０ＭＰａ以上の場合を高強度であると評価した。Ｎｏ．１～７の結果を表１に示し、Ｎｏ．８～１１の結果を表２に示す。
【0057】
２．破断分離性（シャルピー衝撃試験）
２－１．シャルピー衝撃試験のサンプル作製
表１のＮｏ．１、４では、実機を用い、通常の溶製方法で溶製してから鋳造し、表１に示す化学成分組成とＸ値の鋼片を得た。次いで、該鋼片を用い、分塊圧延を１１００～１２５０℃の範囲内で行った。分塊圧延後、熱間圧延を８５０～１２００℃の範囲内で行い、非調質鍛造用鋼に相当する直径５０ｍｍの丸棒を得た。
２－１．シャルピー衝撃試験のサンプル作製
表１のＮｏ．１、４では、実機を用い、通常の溶製方法で溶製してから鋳造し、表１に示す化学成分組成とＸ値の鋼片を得た。次いで、該鋼片を用い、分塊圧延を１１００～１２５０℃の範囲内で行った。分塊圧延後、熱間圧延を８５０～１２００℃の範囲内で行い、非調質鍛造用鋼に相当する直径５０ｍｍの丸棒を得た。
【0058】
表１のＮｏ．２、３、５、６、７では、小型溶解炉（容量１５０ｋｇ／ｃｈ）を用い、通常の溶製方法に従って溶解し鋳造して、表１に示す化学成分組成とＸ値の鋼片を得た。次いで前記鋼片を用いて、加熱温度１２００℃にて鍛伸加工を行い、非調質鍛造用鋼に相当する直径５０ｍｍの丸棒を得た。
【0059】
表２のＮｏ．８～１１では、小型溶解炉（容量１５０ｋｇ／ｃｈ）を用い、通常の溶製方法に従って溶解し鋳造して、表２に示す化学成分組成とＸ値の鋼片を得た。次いで前記鋼片を用いて、加熱温度１２００℃にて鍛伸加工を行い、非調質鍛造用鋼に相当する長手方向に垂直な断面が一辺３５ｍｍの角棒を得た。
【0060】
上記Ｎｏ．１～７の丸棒を、長手方向に垂直に切断して長さが７０ｍｍの丸棒片とし、該丸棒片に対し、次の通り熱間鍛造を施した。具体的には、上記丸棒片を１２００℃で６０分間保持後、炉から取り出し、５０％圧縮のプレス鍛造を実施した後、衝風冷却を行い常温まで冷却し、非調質鍛造鋼に相当するシャルピー衝撃試験用サンプルを得た。プレス鍛造後から常温までの冷却における８００℃～５００℃の平均冷却速度は、おおよそ１．０℃／ｓｅｃであった。
【0061】
上記Ｎｏ．８～１１の角棒を、長手方向に垂直に切断して長さが１００ｍｍの角棒片とし、該角棒片に対し、次の通り熱間鍛造を施した。具体的には、上記角棒片を１２００℃で６０分間保持後、炉から取り出し、厚さが１４ｍｍとなるようにプレス鍛造を実施した後、常温まで冷却し、非調質鍛造鋼に相当するシャルピー衝撃試験用サンプルを得た。プレス鍛造後から常温までの冷却における８００℃～５００℃の平均冷却速度は、おおよそ０．８～１．３℃／ｓｅｃであった。
【0062】
２－２．シャルピー衝撃試験
破断分離性の評価指標として、鋼材の靱性を評価するため、シャルピー衝撃試験を行った。具体的には、上記Ｎｏ．１～７では、シャルピー衝撃試験用サンプルの切削を行い、いずれもＪＩＳ Ｚ２２４２（２０１８）に示されるＵノッチ試験片であって、ノッチ深さ２ｍｍ及びノッチ底半径１ｍｍの試験片を作製した。試験片の長手方向は、丸棒の長手方向と一致する向きとし、衝撃を印加する向きは長手方向と垂直の向きとした。上記Ｎｏ．８～１１では、シャルピー衝撃試験用サンプルの切削を行い、いずれもＪＩＳ Ｚ２２４２（２０１８）に示されるＵノッチ試験片であって、ノッチ深さ２ｍｍ及びノッチ底半径１ｍｍの試験片を作製した。試験片の長手方向は、角棒の長手方向と一致する向きとし、衝撃を印加する向きは長手方向と垂直の向きとした。シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ Ｚ２２４２（２０１８）に従い、常温で実施した。そして、吸収エネルギーが８Ｊ／ｃｍ２以下の場合を靭性が低く、破断分離性に優れていると評価した。Ｎｏ．１～７の結果を表１に併記し、Ｎｏ．８～１１の結果を表２に併記する。
破断分離性の評価指標として、鋼材の靱性を評価するため、シャルピー衝撃試験を行った。具体的には、上記Ｎｏ．１～７では、シャルピー衝撃試験用サンプルの切削を行い、いずれもＪＩＳ Ｚ２２４２（２０１８）に示されるＵノッチ試験片であって、ノッチ深さ２ｍｍ及びノッチ底半径１ｍｍの試験片を作製した。試験片の長手方向は、丸棒の長手方向と一致する向きとし、衝撃を印加する向きは長手方向と垂直の向きとした。上記Ｎｏ．８～１１では、シャルピー衝撃試験用サンプルの切削を行い、いずれもＪＩＳ Ｚ２２４２（２０１８）に示されるＵノッチ試験片であって、ノッチ深さ２ｍｍ及びノッチ底半径１ｍｍの試験片を作製した。試験片の長手方向は、角棒の長手方向と一致する向きとし、衝撃を印加する向きは長手方向と垂直の向きとした。シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ Ｚ２２４２（２０１８）に従い、常温で実施した。そして、吸収エネルギーが８Ｊ／ｃｍ２以下の場合を靭性が低く、破断分離性に優れていると評価した。Ｎｏ．１～７の結果を表１に併記し、Ｎｏ．８～１１の結果を表２に併記する。
【0063】
【表1】
【0064】
【表2】
【0065】
表１と表２から次のことがわかる。Ｎｏ．１は、本発明の実施形態における要件を全て満足する発明例である。すなわち、各成分と式（１）で示されるＸがいずれも規定する範囲内にあるため、高強度であって、吸収エネルギーは８Ｊ／ｃｍ２以下であり低い靭性を示し破断分離性に優れていた。
【0066】
それに対し、Ｎｏ．２～７は、本発明の実施形態における要件のいずれかを満足しないため、強度と破断分離性の少なくともいずれかが劣る結果となった。詳細には、Ｎｏ．２とＮｏ．３は、Ｐ含有量が不足したため、高靭性となり、破断分離性に劣った。
【0067】
Ｎｏ．４は、特に式（１）で示されるＸが規定する範囲外であるため、高靭性となり、破断分離性に劣った。
【0068】
Ｎｏ．５は、本実施形態で規定する量のＣａを含んでおらず、式（１）で示されるＸが規定する範囲外であり、更にＮ含有量が過剰であるため、高靭性となり、破断分離性に劣る結果となった。
【0069】
Ｎｏ．６は、Ｃａ含有量が本実施形態で規定する下限値を下回り、かつＮ含有量が過剰であるため、高靭性となり、破断分離性に劣る結果となった。
【0070】
Ｎｏ．７は、式（１）で示されるＸが規定する範囲外であり、更にＮ含有量が過剰であるため、高靭性となり、破断分離性に劣る結果となった。
【0071】
Ｎｏ．８、９および１１は、本発明の実施形態における要件を全て満足する発明例である。すなわち、各成分と式（１）で示されるＸとがいずれも規定する範囲内にあるため、高強度であって、吸収エネルギーは８Ｊ／ｃｍ２以下であり低い靭性を示し破断分離性に優れていた。なお、化学成分組成にＢｉが含まれるＮｏ．８が、高強度と優れた破断分離性を示したことから、Ｂｉと同様の効果を奏するＰｂ、Ｓｂが任意元素として含まれる場合にも、Ｎｏ．８と同様に高強度と優れた破断分離性を示すと考えられる。また、化学成分組成にＴｉが含まれるＮｏ．９、化学成分組成にＮｉが含まれるＮｏ．１１がいずれも、高強度と優れた破断分離性を示したことから、Ｔｉ、Ｎｉと同様の効果を奏するＣｕ、Ｍｏが任意元素として含まれる場合にも、Ｎｏ．９、１１と同様に高強度と優れた破断分離性を示すと考えられる。
【0072】
Ｎｏ．１０は、各成分は規定する範囲内にあるが、式（１）で示されるＸが規定する範囲外であるため、高靭性となり、破断分離性に劣る結果となった。