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(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】特許公報(B2)
(11)【特許番号】
(24)【登録日】2022-12-05
(45)【発行日】2022-12-13
(54)【発明の名称】非調質鍛造用鋼および非調質鍛造部品
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20221206BHJP
C21D 8/06 20060101ALI20221206BHJP
C22C 38/60 20060101ALI20221206BHJP
C21C 7/04 20060101ALI20221206BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 301Y
C21D8/06 A
C22C38/60
C21C7/04 C
【請求項の数】
5
(21)【出願番号】P 2019047579
(22)【出願日】2019-03-14
(65)【公開番号】P2020147810
(43)【公開日】2020-09-17
【審査請求日】2021-10-26
(73)【特許権者】
【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
(72)【発明者】
【氏名】細野 優維
(72)【発明者】
【氏名】島本 正樹
(72)【発明者】
【氏名】山本 雄也
(72)【発明者】
【氏名】鈴木 希生
(72)【発明者】
【氏名】大脇 章弘
(72)【発明者】
【氏名】松ヶ迫 亮廣
【審査官】鈴木 葉子
(56)【参考文献】
【文献】特開平０７－００３３８６（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２００３－２９３０２９（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開平０５－２４７５８４（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２００９－１７４０３３（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２００９－００７６４３（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２００５－２７２９０３（ＪＰ，Ａ）
【文献】特公昭４８－０４１８０５（ＪＰ，Ｂ１）
【文献】特開２００８－２４０１３７（ＪＰ，Ａ）
【文献】欧州特許出願公開第３１６８３１９（ＥＰ，Ａ１）
(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)
Ｃ２２Ｃ ３８／００－３８／６０
Ｃ２１Ｄ ８／００－ ８／１０
Ｃ２１Ｃ ７／００－ ７／１０
(57)【特許請求の範囲】
【請求項1】
成分組成が、Ｃ ：０．４０質量％～０．６０質量％、
Ｓｉ：０質量％超、１．０質量％以下、
Ｍｎ：０．０１質量％～０．７０質量％、
Ｐ ：０質量％超、０．２０質量％以下、
Ｓ ：０質量％超、０．２０質量％以下、
Ｃｒ：０．０１質量％～１質量％、
Ａｌ：０質量％超、０．０２０質量％以下、
Ｖ ：０．３０質量％～０．３８質量％、
Ｎ ：０質量％超、０．００８０質量％以下、
Ｃａ：０質量％超、０．０３０質量％以下、
Ｔｉ：０．００４質量％以上、０．０３０質量％以下、および
残部が鉄および不可避的不純物からなり、
円相当直径が５μｍ以上の全酸化物系介在物の平均組成が、下記式（１）～（４）を満たす非調質鍛造用鋼。
［ＣａＯ］／［ＳｉＯ２］≧０．４５ ・・・（１）
［Ａｌ２Ｏ３］／［ＳｉＯ２］≧０．３０ ・・・（２）
［ＭｇＯ］／［ＳｉＯ２］≧０．０２ ・・・（３）
［ＴｉＯ２］／(［ＳｉＯ２］＋［ＣａＯ］＋［Ａｌ２Ｏ３］＋［ＭｇＯ］＋［ＴｉＯ２］) ＞ ０．０５ ・・・（４）
上記式（１）～（４）において、［ＣａＯ］、［ＳｉＯ２］、［Ａｌ２Ｏ３］、［ＭｇＯ］、［ＴｉＯ２］はそれぞれ、全酸化物系介在物に含まれる各元素（Ｃａ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｔｉ）の合計含有量を、各元素の酸化物に質量換算した値を示す。
【請求項2】
円相当直径が５μｍ以上の全酸化物系介在物の平均組成が、下記式（５）を満たす請求項１に記載の非調質鍛造用鋼。[Ａｌ２Ｏ３]／([ＳｉＯ２]＋[ＣａＯ]＋[Ａｌ２Ｏ３]＋[ＭｇＯ])≦０．４０ ・・・（５）
上記式（５）において、［Ａｌ２Ｏ３］、［ＳｉＯ２］、［ＣａＯ］、［ＭｇＯ］はそれぞれ、全酸化物系介在物に含まれる各元素（Ａｌ、Ｓｉ、Ｃａ、Ｍｇ）の合計含有量を、各元素の酸化物に質量換算した値を示す。
【請求項3】
円相当直径が５μｍ以上の全酸化物系介在物に占める、下記式（６）を満たす低ＴｉＯｘ含有酸化物系介在物の個数割合が、２０％以上である請求項１または２に記載の非調質鍛造用鋼。０．０５＜[ＴｉＯ２／(ＳｉＯ２＋ＣａＯ＋Ａｌ２Ｏ３＋ＭｇＯ＋ＴｉＯ２)］≦０．３０ ・・・（６）
上記式（６）において、ＴｉＯ２、ＳｉＯ２、ＣａＯ、Ａｌ２Ｏ３、ＭｇＯはそれぞれ、各酸化物系介在物の組成を単独酸化物に質量換算した値を示す。
【請求項4】
請求項１～３のいずれかに記載の非調質鍛造用鋼を用いてなる非調質鍛造部品。
【請求項5】
請求項１～３のいずれかに記載の非調質鍛造用鋼を製造する方法であって、鋼の溶製工程を経た後に鋳造し、その後、熱間圧延する工程を含み、
前記溶製工程で、溶鋼中へのＴｉ添加からＣａ添加までの時間を５分間以上とし、Ｃａ添加から鋳込み開始までの時間を１０分間以上とする非調質鍛造用鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、非調質鍛造用鋼および非調質鍛造部品に関する。特に、高強度でありながら、製造性と被削性に優れた非調質鍛造用鋼と、高強度の非調質鍛造部品に関する。
【背景技術】
【0002】
コンロッド等の自動車用部品として用いられる鍛造部品には、自動車の軽量化等に伴い、更なる高強度化が求められている。具体的には０．２％耐力で８５０ＭＰａ以上、硬さに換算すると３５０ＨＶ以上であることが求められている。また、低コスト化や製造効率などの観点から、鍛造後に熱処理を行わない非調質鍛造部品で上記強度を達成することが求められている。
【0003】
一方、自動車用部品等の鍛造部品を得るにあたり、鍛造後に切削が行われる。よって、非調質鍛造部品を構成する鋼には、高強度と共に優れた被削性を示すことが求められる。被削性の向上を図った技術として、ＳやＰｂ等の被削性向上元素を含有させる技術や、鋼中介在物を利用し、該鋼中介在物を切削中に工具表面に付着させることによって工具を保護する技術等が挙げられる。
【0004】
後者の技術として、例えば特許文献１が挙げられる。特許文献１には、耐工具摩耗性を高めるために、鋼中の酸化物系介在物の組成をメリライトが主成分となるように制御すること、具体的に酸化物系介在物の平均組成を、質量％で、ＣａＯ：１０．０～５０．０％、ＳｉＯ2：２０．０～５０．０％、Ａｌ2Ｏ3：２０．０～４５．０％、ＭｇＯ：１．０～１０．０％、ＭｎＯ：０～２．０％の範囲であって、さらに、ＣａＯ×Ｏ×１０4≧５５０を満たすようにすることが示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0005】
【文献】特開２０１３－２２１２０５号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0006】
ところで、本発明鋼のような０．２％耐力で８５０ＭＰａ以上、硬さに換算すると３５０ＨＶ以上の高強度鋼が切削対象である場合、特許文献１の様な成分組成のメリライトが耐工具摩耗性を高める効果を発揮するとは限らない。本発明は、このような状況に鑑みてなされたものであって、その目的は、高強度かつ製造性に優れ、更には被削性、特には耐工具摩耗性に優れた非調質鍛造用鋼、および該非調質鍛造用鋼を用いて得られる高強度の非調質鋼鍛造部品を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【0007】
本発明の態様１は、成分組成が、
Ｃ ：０．４０質量％～０．６０質量％、
Ｓｉ：０質量％超、１．０質量％以下、
Ｍｎ：０．０１質量％～０．７０質量％、
Ｐ ：０質量％超、０．２０質量％以下、
Ｓ ：０質量％超、０．２０質量％以下、
Ｃｒ：０．０１質量％～１質量％、
Ａｌ：０質量％超、０．０２０質量％以下、
Ｖ ：０．３０質量％～０．３８質量％、
Ｎ ：０質量％超、０．００８０質量％以下、
Ｃａ：０質量％超、０．０３０質量％以下、
Ｔｉ：０．００４質量％以上、０．０３０質量％以下、および
残部が鉄および不可避的不純物からなり、
円相当直径が５μｍ以上の全酸化物系介在物の平均組成が、下記式（１）～（４）を満たす非調質鍛造用鋼である。
［ＣａＯ］／［ＳｉＯ２］≧０．４５ ・・・（１）
［Ａｌ２Ｏ３］／［ＳｉＯ２］≧０．３０ ・・・（２）
［ＭｇＯ］／［ＳｉＯ２］≧０．０２ ・・・（３）
［ＴｉＯ２］／(［ＳｉＯ２］＋［ＣａＯ］＋［Ａｌ２Ｏ３］＋［ＭｇＯ］＋［ＴｉＯ２］) ＞ ０．０５ ・・・（４）
上記式（１）～（４）において、［ＣａＯ］、［ＳｉＯ２］、［Ａｌ２Ｏ３］、［ＭｇＯ］、［ＴｉＯ２］はそれぞれ、全酸化物系介在物に含まれる各元素（Ｃａ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｔｉ）の合計含有量を、各元素の酸化物に質量換算した値を示す。
Ｃ ：０．４０質量％～０．６０質量％、
Ｓｉ：０質量％超、１．０質量％以下、
Ｍｎ：０．０１質量％～０．７０質量％、
Ｐ ：０質量％超、０．２０質量％以下、
Ｓ ：０質量％超、０．２０質量％以下、
Ｃｒ：０．０１質量％～１質量％、
Ａｌ：０質量％超、０．０２０質量％以下、
Ｖ ：０．３０質量％～０．３８質量％、
Ｎ ：０質量％超、０．００８０質量％以下、
Ｃａ：０質量％超、０．０３０質量％以下、
Ｔｉ：０．００４質量％以上、０．０３０質量％以下、および
残部が鉄および不可避的不純物からなり、
円相当直径が５μｍ以上の全酸化物系介在物の平均組成が、下記式（１）～（４）を満たす非調質鍛造用鋼である。
［ＣａＯ］／［ＳｉＯ２］≧０．４５ ・・・（１）
［Ａｌ２Ｏ３］／［ＳｉＯ２］≧０．３０ ・・・（２）
［ＭｇＯ］／［ＳｉＯ２］≧０．０２ ・・・（３）
［ＴｉＯ２］／(［ＳｉＯ２］＋［ＣａＯ］＋［Ａｌ２Ｏ３］＋［ＭｇＯ］＋［ＴｉＯ２］) ＞ ０．０５ ・・・（４）
上記式（１）～（４）において、［ＣａＯ］、［ＳｉＯ２］、［Ａｌ２Ｏ３］、［ＭｇＯ］、［ＴｉＯ２］はそれぞれ、全酸化物系介在物に含まれる各元素（Ｃａ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｔｉ）の合計含有量を、各元素の酸化物に質量換算した値を示す。
【0008】
本発明の態様２は、円相当直径が５μｍ以上の全酸化物系介在物の平均組成が、下記式（５）を満たす態様１に記載の非調質鍛造用鋼である。
[Ａｌ２Ｏ３]／([ＳｉＯ２]＋[ＣａＯ]＋[Ａｌ２Ｏ３]＋[ＭｇＯ])≦０．４０ ・・・（５）
上記式（５）において、［Ａｌ２Ｏ３］、［ＳｉＯ２］、［ＣａＯ］、［ＭｇＯ］はそれぞれ、全酸化物系介在物に含まれる各元素（Ａｌ、Ｓｉ、Ｃａ、Ｍｇ）の合計含有量を、各元素の酸化物に質量換算した値を示す。
[Ａｌ２Ｏ３]／([ＳｉＯ２]＋[ＣａＯ]＋[Ａｌ２Ｏ３]＋[ＭｇＯ])≦０．４０ ・・・（５）
上記式（５）において、［Ａｌ２Ｏ３］、［ＳｉＯ２］、［ＣａＯ］、［ＭｇＯ］はそれぞれ、全酸化物系介在物に含まれる各元素（Ａｌ、Ｓｉ、Ｃａ、Ｍｇ）の合計含有量を、各元素の酸化物に質量換算した値を示す。
【0009】
本発明の態様３は、円相当直径が５μｍ以上の全酸化物系介在物に占める、下記式（６）を満たす低ＴｉＯｘ含有酸化物系介在物の個数割合が、２０％以上である態様１または２に記載の非調質鍛造用鋼である。
０．０５＜[ＴｉＯ２／(ＳｉＯ２＋ＣａＯ＋Ａｌ２Ｏ３＋ＭｇＯ＋ＴｉＯ２)］≦０．３０ ・・・（６）
上記式（６）において、ＴｉＯ２、ＳｉＯ２、ＣａＯ、Ａｌ２Ｏ３、ＭｇＯはそれぞれ、各酸化物系介在物の組成を単独酸化物に質量換算した値を示す。
０．０５＜[ＴｉＯ２／(ＳｉＯ２＋ＣａＯ＋Ａｌ２Ｏ３＋ＭｇＯ＋ＴｉＯ２)］≦０．３０ ・・・（６）
上記式（６）において、ＴｉＯ２、ＳｉＯ２、ＣａＯ、Ａｌ２Ｏ３、ＭｇＯはそれぞれ、各酸化物系介在物の組成を単独酸化物に質量換算した値を示す。
【0010】
本発明の態様４は、態様１～３のいずれかに記載の非調質鍛造用鋼を用いてなる非調質鍛造部品である。
【0011】
本発明の態様５は、
態様１～３のいずれかに記載の非調質鍛造用鋼を製造する方法であって、
鋼の溶製工程を経た後に鋳造し、その後、熱間圧延する工程を含み、
前記溶製工程で、溶鋼中へのＴｉ添加からＣａ添加までの時間を５分間以上とし、Ｃａ添加から鋳込み開始までの時間を１０分間以上とする非調質鍛造用鋼の製造方法である。
態様１～３のいずれかに記載の非調質鍛造用鋼を製造する方法であって、
鋼の溶製工程を経た後に鋳造し、その後、熱間圧延する工程を含み、
前記溶製工程で、溶鋼中へのＴｉ添加からＣａ添加までの時間を５分間以上とし、Ｃａ添加から鋳込み開始までの時間を１０分間以上とする非調質鍛造用鋼の製造方法である。
【発明の効果】
【0012】
本発明によれば、高強度かつ製造性に優れ、更には被削性、特に耐工具摩耗性に優れた非調質鍛造用鋼、および該非調質鍛造用鋼を鍛造して得られる高強度の非調質鋼鍛造部品を提供することができる。更には、上記非調質鍛造用鋼の製造方法を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【0013】
【発明を実施するための形態】
【0014】
本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意検討を行った。製造性として特に連続鋳造時の表面割れを抑制することができ、かつ、３５０ＨＶ以上の高強度を示すと共に、被削性として特に耐工具摩耗性に優れた非調質鍛造用鋼と、３５０ＨＶ以上の高強度を示す非調質鍛造部品を実現すべく鋭意研究を行った。以下、非調質鍛造用鋼、非調質鍛造部品をそれぞれ、単に「鍛造用鋼」、「鍛造部品」ということがある。
【0015】
鍛造部品の高強度化を実現するには、バナジウムを含有させて、バナジウム炭化物（ＶＣ）による析出強化を図ることが有効である。一方、高強度達成のためにバナジウムを増量させると、連続鋳造時に、粒界に生成するバナジウム窒化物（ＶＮ）を原因とした表面割れが生じやすくなる。表面割れを抑制するにはＴｉの微量添加が有効である。後述する通り、ＴｉがＮとＴｉＮを形成し析出することで、粒界に生成するＶＮが相対的に抑制されて高温延性を著しく改善でき、表面割れのリスクを回避でき、製造性を高めることができる。
【0016】
ところで鍛造部品を生産性よく製造するには、高強度の鍛造用鋼を切削時に、工具の摩耗を抑制して該工具の寿命を長くすること、つまり工具交換までの期間を長くすることが求められる。よって本発明では、被削性として特に耐工具摩耗性に着目し、この耐工具摩耗性の向上を図る。切削作業の無人化や自動化が進むと、この「耐工具摩耗性」が高いことが極めて重要となる。
【0017】
工具の摩耗を抑制して工具寿命を高める方法として、前述の通り、鋼中介在物を利用し、切削時の工具表面にベラーグとよばれる工具付着物を形成させて、工具を保護することが提案されている。特許文献１によると、メリライトは結晶構造が正方晶であり、結晶質のメリライトと非結晶のアノーサイトでは、５００℃以上の高温硬さがメリライトの方が低く、アノーサイトよりもメリライトの方が切削工具のすくい面上に堆積しやすく、ベラーグ形成能が高いと考察されている。しかしながら、本発明者らは、鋼の強度によって切削時の工具刃先の温度が異なる点に着目した。本発明鋼のような高強度鋼を切削した場合、介在物の軟化挙動が上記特許文献１とは異なり、メリライトでは高温硬さが低すぎて工具に堆積せず流れてしまう可能性が考えられる。
【0018】
本発明者らは、上記のことをふまえて優れた耐工具摩耗性を達成するため、製造性確保を目的にＴｉを含んだ鋼を対象とし、鋼中介在物、特に酸化物系介在物の組成に着目して鋭意研究を行った。
まず本発明の製造条件で製造した本発明鋼は、ＴｉＯｘが生成することを確認した。なお特許文献１の介在物の主成分であるメリライトは、ゲーレナイト（Ｃａ２Ａｌ２ＳｉＯ７）とオケルマナイト（Ｃａ２ＭｇＳｉ２Ｏ７）を端成分とする固溶体であり、Ｃａを置換してＮａ，Ｋが含まれ、Ａｌ，Ｓｉ，Ｍｇを置換してＦｅ３＋，Ｆｅ２＋なども含まれると言われており、本発明鋼に含まれる酸化物系介在物とは異なる。
ここで、酸化物にＴｉが含まれる場合、例えば非結晶状態においてＴｉは、Ｓｉのように安定して網目を形成する元素でなく、一方でＣａのような修飾体でもなく、酸化物の組成範囲によって複雑な挙動を取る。これにより、ＴｉＯｘが存在する場合における介在物の軟化および結晶化挙動への影響は単純でなく、有用知見も極めて乏しい。
まず本発明の製造条件で製造した本発明鋼は、ＴｉＯｘが生成することを確認した。なお特許文献１の介在物の主成分であるメリライトは、ゲーレナイト（Ｃａ２Ａｌ２ＳｉＯ７）とオケルマナイト（Ｃａ２ＭｇＳｉ２Ｏ７）を端成分とする固溶体であり、Ｃａを置換してＮａ，Ｋが含まれ、Ａｌ，Ｓｉ，Ｍｇを置換してＦｅ３＋，Ｆｅ２＋なども含まれると言われており、本発明鋼に含まれる酸化物系介在物とは異なる。
ここで、酸化物にＴｉが含まれる場合、例えば非結晶状態においてＴｉは、Ｓｉのように安定して網目を形成する元素でなく、一方でＣａのような修飾体でもなく、酸化物の組成範囲によって複雑な挙動を取る。これにより、ＴｉＯｘが存在する場合における介在物の軟化および結晶化挙動への影響は単純でなく、有用知見も極めて乏しい。
【0019】
本発明者らは、工具の保護に十分適したベラーグを形成させるべく、Ｔｉを含む鋼中の酸化物系介在物について、その構造を検討した。その結果、該酸化物系介在物の構造が、ガラス質（非晶質）でないこと、つまり結晶質（メリライトではない）が主成分であることが好ましいことをまず見出した。次に、ＴｉＯｘを含む酸化物系介在物の構造が結晶質となるような酸化物系介在物の組成について検討した。その結果、本発明の非調質鍛造用鋼の必須成分として含むＴｉを、酸化物系介在物の一部、すなわちＴｉＯｘとして存在させ、かつ、円相当直径が５μｍ以上の全酸化物系介在物の平均組成が、下記式（１）～（４）を満たすようにすればよいことを見出した。
［ＣａＯ］／［ＳｉＯ２］≧０．４５ ・・・（１）
［Ａｌ２Ｏ３］／［ＳｉＯ２］≧０．３０ ・・・（２）
［ＭｇＯ］／［ＳｉＯ２］≧０．０２ ・・・（３）
［ＴｉＯ２］／(［ＳｉＯ２］＋［ＣａＯ］＋［Ａｌ２Ｏ３］＋［ＭｇＯ］＋［ＴｉＯ２］) ＞ ０．０５ ・・・（４）
上記式（１）～（４）において、［ＣａＯ］、［ＳｉＯ２］、［Ａｌ２Ｏ３］、［ＭｇＯ］、［ＴｉＯ２］はそれぞれ、全酸化物系介在物に含まれる各元素（Ｃａ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｔｉ）の合計含有量を、各元素の酸化物に質量換算した値を示す。
［ＣａＯ］／［ＳｉＯ２］≧０．４５ ・・・（１）
［Ａｌ２Ｏ３］／［ＳｉＯ２］≧０．３０ ・・・（２）
［ＭｇＯ］／［ＳｉＯ２］≧０．０２ ・・・（３）
［ＴｉＯ２］／(［ＳｉＯ２］＋［ＣａＯ］＋［Ａｌ２Ｏ３］＋［ＭｇＯ］＋［ＴｉＯ２］) ＞ ０．０５ ・・・（４）
上記式（１）～（４）において、［ＣａＯ］、［ＳｉＯ２］、［Ａｌ２Ｏ３］、［ＭｇＯ］、［ＴｉＯ２］はそれぞれ、全酸化物系介在物に含まれる各元素（Ｃａ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｔｉ）の合計含有量を、各元素の酸化物に質量換算した値を示す。
【0020】
上記式（１）～（４）を満たすように介在物組成を制御することによって、ＴｉＯｘを含む酸化物系介在物が非結晶で存在することを抑制、つまりＴｉＯｘを含む酸化物系介在物の結晶化を促進させることができる。その結果、切削時に酸化物系介在物を、工具表面の保護膜として付着させることができ、後述の実施例で評価するＶｂｍａｘで表される工具の逃げ面摩耗量を、十分低減させることができる。以下、式（１）～（４）の各式について説明する。
【0021】
上記式（１）における［ＣａＯ］／［ＳｉＯ２］（以下「式（１）の値」という）は、酸化物系介在物の結晶化のしやすさを表す指標である。式（１）の値が低すぎると、ＴｉＯｘを含む酸化物系介在物が非結晶として存在しやすく、その結果、切削時に該酸化物系介在物が工具の保護膜として作用せず、工具が摩耗しやすくなる。よって本発明では、式（１）の値を０．４５以上とする。式（１）の値は、好ましくは０．４８以上、より好ましくは０．５０以上、さらに好ましくは０．５５以上である。式（１）の値は、酸化物系介在物の結晶化の観点からは高いほど好ましい。なお、前記酸化物系介在物の融点の観点からは、式（１）の値は、２．００以下であることが好ましい。
【0022】
上記式（２）における［Ａｌ２Ｏ３］／［ＳｉＯ２］（以下「式（２）の値」という）も、酸化物系介在物の結晶化のしやすさを表す指標である。式（２）の値が低すぎると、ＴｉＯｘを含む酸化物系介在物が非結晶として存在しやすく、その結果、切削時に上記酸化物系介在物が工具の保護膜として作用せず、工具が摩耗しやすくなる。よって本発明では、式（２）の値を０．３０以上とする。式（２）の値は、好ましくは０．３５以上、より好ましくは０．４０以上、さらに好ましくは０．４５以上である。式（２）の値は、酸化物系介在物の結晶化の観点からは高いほど好ましい。なお、前記酸化物系介在物の融点の観点からは、式（２）の値は、１．５０以下であることが好ましい。
【0023】
上記式（３）における［ＭｇＯ］／［ＳｉＯ２］（以下「式（３）の値」という）も、酸化物系介在物の結晶化のしやすさを表す指標である。式（３）の値が低すぎると、ＴｉＯｘを含む酸化物系介在物が非結晶として存在しやすく、その結果、切削時に上記酸化物系介在物が工具の保護膜として作用せず、工具が摩耗しやすくなる。よって本発明では、式（３）の値を０．０２以上とする。式（３）の値は、好ましくは０．０６以上、より好ましくは０．０８以上、さらに好ましくは０．１０以上である。式（３）の値は、酸化物系介在物の結晶化の観点からは高いほど好ましい。なお、前記酸化物系介在物の融点の観点からは、式（３）の値は、１．５０以下であることが好ましい。
【0024】
前述の通り、本発明鋼には、酸化物系介在物としてＴｉＯｘが含まれている。上記式（４）は、本発明に係る酸化物系介在物が一定以上のＴｉＯｘを含んでいることを示す式である。［ＴｉＯ２］／(［ＳｉＯ２］＋［ＣａＯ］＋［Ａｌ２Ｏ３］＋［ＭｇＯ］＋［ＴｉＯ２］)は、０．０５超であればよい。［ＴｉＯ２］／(［ＳｉＯ２］＋［ＣａＯ］＋［Ａｌ２Ｏ３］＋［ＭｇＯ］＋［ＴｉＯ２］)は、好ましくは０．３０以下である。
【0025】
上述の通り、本発明の非調質鍛造用鋼中に存在する酸化物系介在物は、ＴｉＯｘ含有酸化物系介在物である。該ＴｉＯｘ含有酸化物系介在物として、例えば、Ｔｉ２Ｏ３、ＣａＯ・ＴｉＯ２等が挙げられる。
【0026】
前記酸化物系介在物は、更に下記式（５）を満たすことが好ましい。
[Ａｌ２Ｏ３]／([ＳｉＯ２]＋[ＣａＯ]＋[Ａｌ２Ｏ３]＋[ＭｇＯ])≦０．４０ ・・・（５）
上記式（５）において、［Ａｌ２Ｏ３］、［ＳｉＯ２］、［ＣａＯ］、［ＭｇＯ］はそれぞれ、全酸化物系介在物に含まれる各元素（Ａｌ、Ｓｉ、Ｃａ、Ｍｇ）の合計含有量を、各元素の酸化物に質量換算した値を示す。
[Ａｌ２Ｏ３]／([ＳｉＯ２]＋[ＣａＯ]＋[Ａｌ２Ｏ３]＋[ＭｇＯ])≦０．４０ ・・・（５）
上記式（５）において、［Ａｌ２Ｏ３］、［ＳｉＯ２］、［ＣａＯ］、［ＭｇＯ］はそれぞれ、全酸化物系介在物に含まれる各元素（Ａｌ、Ｓｉ、Ｃａ、Ｍｇ）の合計含有量を、各元素の酸化物に質量換算した値を示す。
【0027】
式（５）における［Ａｌ２Ｏ３］／（［ＳｉＯ２］＋［ＣａＯ］＋［Ａｌ２Ｏ３］＋［ＭｇＯ］）（以下「式（５）の値」という）は、硬質介在物であるコランダム（Ｃｏｒｕｎｄｕｍ）結晶の生成のしやすさを表す式である。式（５）の値が高すぎると、コランダム結晶が生成しやすく、工具が摩耗しやすくなる。よって本発明では、式（５）の値を０．４０以下とする。式（５）の値は、好ましくは０．３８以下、より好ましくは０．３５以下、さらに好ましくは０．３０以下である。式（５）の値は、コランダム結晶の生成を抑制する観点から低いことが好ましい。
【0028】
前記酸化物系介在物は、更に、下記式（６）を満たす低ＴｉＯｘ含有酸化物系介在物の個数割合が２０％以上であることが好ましい。
０．０５＜[ＴｉＯ２／(ＳｉＯ２＋ＣａＯ＋Ａｌ２Ｏ３＋ＭｇＯ＋ＴｉＯ２)］≦０．３０ ・・・（６）
上記式（６）において、ＴｉＯ２、ＳｉＯ２、ＣａＯ、Ａｌ２Ｏ３、ＭｇＯはそれぞれ、各酸化物系介在物の組成を単独酸化物に質量換算した値を示す。
０．０５＜[ＴｉＯ２／(ＳｉＯ２＋ＣａＯ＋Ａｌ２Ｏ３＋ＭｇＯ＋ＴｉＯ２)］≦０．３０ ・・・（６）
上記式（６）において、ＴｉＯ２、ＳｉＯ２、ＣａＯ、Ａｌ２Ｏ３、ＭｇＯはそれぞれ、各酸化物系介在物の組成を単独酸化物に質量換算した値を示す。
【0029】
上記式（６）で示される低ＴｉＯｘ含有酸化物系介在物は、酸化物系介在物の中でも工具摩耗抑制効果が高い。本発明では、この低ＴｉＯｘ含有酸化物系介在物を、円相当直径が５μｍ以上の全酸化物系介在物に占める個数割合で、２０％以上存在させることによって、酸化物系介在物が工具にさらに付着し易くなり、より高い工具摩耗抑制効果を発揮できる。円相当直径が５μｍ以上の全酸化物系介在物に占める低ＴｉＯｘ含有酸化物系介在物の個数割合は、好ましくは２５．０％以上、より好ましくは３０．０％以上である。低ＴｉＯｘ含有酸化物系介在物の割合の上限は特になく、高ければ高いほど好ましい。
【0030】
次に、本発明の非調質鍛造用鋼および非調質鍛造部品の成分組成について説明する。
【0031】
Ｃ：０．４０質量％～０．６０質量％
Ｃは、強度の確保に必要な元素であり、Ｃが少なすぎると強度が低下する。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０．４８質量％以上である。しかしながら、Ｃ含有量が過剰になると、強度が必要以上に高くなり、被削性及び製造性が劣化する。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。更に０．５４質量％以下、より更には０．５２質量％以下としてもよい。
Ｃは、強度の確保に必要な元素であり、Ｃが少なすぎると強度が低下する。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０．４８質量％以上である。しかしながら、Ｃ含有量が過剰になると、強度が必要以上に高くなり、被削性及び製造性が劣化する。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。更に０．５４質量％以下、より更には０．５２質量％以下としてもよい。
【0032】
Ｓｉ：０質量％超、１．０質量％以下
Ｓｉは、鋼溶製時の脱酸元素として有用であると共に、鍛造部品の強度を高めるためにも有用な元素である。また、介在物中に酸化物として存在することでベラーグ（工具保護膜）生成などの効果により被削性を高める効果も有する。これらの効果を発揮させるため、Ｓｉ含有量は０質量％超とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．０５質量％以上であり、より好ましくは０．１０質量％以上、より更に好ましくは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、強度が必要以上に高くなり被削性が劣化する。また、熱間圧延と熱間鍛造で生じるスケールの生成量が増加し、工具摩耗の原因にもなる。よってＳｉ含有量は、１．０質量％以下とする必要がある。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．９質量％以下、より好ましくは０．７質量％以下である。更に０．５０質量％以下、より更には０．３０質量％以下としてもよい。
Ｓｉは、鋼溶製時の脱酸元素として有用であると共に、鍛造部品の強度を高めるためにも有用な元素である。また、介在物中に酸化物として存在することでベラーグ（工具保護膜）生成などの効果により被削性を高める効果も有する。これらの効果を発揮させるため、Ｓｉ含有量は０質量％超とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．０５質量％以上であり、より好ましくは０．１０質量％以上、より更に好ましくは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、強度が必要以上に高くなり被削性が劣化する。また、熱間圧延と熱間鍛造で生じるスケールの生成量が増加し、工具摩耗の原因にもなる。よってＳｉ含有量は、１．０質量％以下とする必要がある。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．９質量％以下、より好ましくは０．７質量％以下である。更に０．５０質量％以下、より更には０．３０質量％以下としてもよい。
【0033】
Ｍｎ：０．０１質量％～０．７０質量％
Ｍｎは、固溶強化による鋼材の強度確保に有用な元素である。よって、Ｍｎ含有量は０．０１質量％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．１０質量％以上であり、より好ましくは０．２０質量％以上である。しかしながら、Ｍｎ含有量が過剰になると、ベイナイトなどの過冷組織が生成し、耐力が却って低下する。よって、Ｍｎ含有量は０．７０質量％以下とする必要がある。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．６０質量％以下、より好ましくは０．５５質量％以下、更に好ましくは０．５０質量％以下である。
Ｍｎは、固溶強化による鋼材の強度確保に有用な元素である。よって、Ｍｎ含有量は０．０１質量％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．１０質量％以上であり、より好ましくは０．２０質量％以上である。しかしながら、Ｍｎ含有量が過剰になると、ベイナイトなどの過冷組織が生成し、耐力が却って低下する。よって、Ｍｎ含有量は０．７０質量％以下とする必要がある。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．６０質量％以下、より好ましくは０．５５質量％以下、更に好ましくは０．５０質量％以下である。
【0034】
Ｐ：０質量％超、０．２０質量％以下
Ｐは、連続鋳造時に割れなどの鋳造欠陥を誘発しうる元素である。こうした観点から、Ｐ含有量は０．２０質量％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．１０質量％以下であり、より好ましくは０．０３０質量％以下、更に好ましくは０．０２０質量％以下、より更に好ましくは０．０１０質量％以下である。
Ｐは、連続鋳造時に割れなどの鋳造欠陥を誘発しうる元素である。こうした観点から、Ｐ含有量は０．２０質量％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．１０質量％以下であり、より好ましくは０．０３０質量％以下、更に好ましくは０．０２０質量％以下、より更に好ましくは０．０１０質量％以下である。
【0035】
Ｓ：０質量％超、０．２０質量％以下
Ｓは被削性確保に有用な元素である。具体的にＳは、鋼中にほとんど固溶せず、例えばＭｎＳ等の硫化物を形成し、切削時に該硫化物へ応力が集中することで切り屑が分離し易くなり、被削性を高める効果を有する。この効果を十分発揮させるため、Ｓ含有量を０質量％超とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．０１０質量％以上、より好ましくは０．０２０質量％以上である。一方、過剰のＳは、連続鋳造時の割れ、熱間鍛造時の割れ、疲労強度の低下、及び欠けの誘発の原因となる。よって、Ｓ含有量は０．２０質量％以下とする必要がある。Ｓ含有量は、好ましくは０．０７０質量％以下、より好ましくは０．０５０質量％以下、さらに好ましくは０．０４０質量％以下である。
Ｓは被削性確保に有用な元素である。具体的にＳは、鋼中にほとんど固溶せず、例えばＭｎＳ等の硫化物を形成し、切削時に該硫化物へ応力が集中することで切り屑が分離し易くなり、被削性を高める効果を有する。この効果を十分発揮させるため、Ｓ含有量を０質量％超とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．０１０質量％以上、より好ましくは０．０２０質量％以上である。一方、過剰のＳは、連続鋳造時の割れ、熱間鍛造時の割れ、疲労強度の低下、及び欠けの誘発の原因となる。よって、Ｓ含有量は０．２０質量％以下とする必要がある。Ｓ含有量は、好ましくは０．０７０質量％以下、より好ましくは０．０５０質量％以下、さらに好ましくは０．０４０質量％以下である。
【0036】
Ｃｒ：０．０１質量％～１質量％
Ｃｒは、固溶強化による鋼材の強度確保に有用な元素である。よって、Ｃｒ含有量は０．０１質量％以上とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．０５質量％以上であり、より好ましくは０．１０質量％以上である。Ｃｒ含有量は、更に０．２０質量％以上、より更には０．３０質量％以上、特には０．４０質量％以上とすることができる。しかしながら、Ｃｒ含有量が過剰になると、ベイナイトなどの過冷組織が生成し、却って耐力が低下してしまう。こうした観点から、Ｃｒ含有量は１質量％以下とする必要がある。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．８０質量％以下であり、より好ましくは０．７０質量％以下、さらに好ましくは０．６０質量％以下である。
Ｃｒは、固溶強化による鋼材の強度確保に有用な元素である。よって、Ｃｒ含有量は０．０１質量％以上とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．０５質量％以上であり、より好ましくは０．１０質量％以上である。Ｃｒ含有量は、更に０．２０質量％以上、より更には０．３０質量％以上、特には０．４０質量％以上とすることができる。しかしながら、Ｃｒ含有量が過剰になると、ベイナイトなどの過冷組織が生成し、却って耐力が低下してしまう。こうした観点から、Ｃｒ含有量は１質量％以下とする必要がある。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．８０質量％以下であり、より好ましくは０．７０質量％以下、さらに好ましくは０．６０質量％以下である。
【0037】
Ａｌ：０質量％超、０．０２０質量％以下
Ａｌは、鋼溶製時の脱酸に有用な元素である。また溶製時、Ａｌと共に適量のＳｉ、Ｃａが溶鋼中に存在することで被削性の確保に有用な複合酸化物が形成される。これらの観点から、Ａｌ含有量を０質量％超とする。Ａｌ含有量を０．００１質量％以上としてもよい。しかしながら、Ａｌ含有量が過剰になると、硬質な酸化物が形成されて被削性が阻害される。こうした観点から、０．０２０質量％以下、好ましくは０．０１０質量％以下とする。
Ａｌは、鋼溶製時の脱酸に有用な元素である。また溶製時、Ａｌと共に適量のＳｉ、Ｃａが溶鋼中に存在することで被削性の確保に有用な複合酸化物が形成される。これらの観点から、Ａｌ含有量を０質量％超とする。Ａｌ含有量を０．００１質量％以上としてもよい。しかしながら、Ａｌ含有量が過剰になると、硬質な酸化物が形成されて被削性が阻害される。こうした観点から、０．０２０質量％以下、好ましくは０．０１０質量％以下とする。
【0038】
Ｖ：０．３０質量％～０．３８質量％
Ｖは、強度の確保に必要な元素であるため、Ｖ含有量は０．３０質量％以上とする必要がある。Ｖ含有量は、好ましくは０．３１質量％以上、より好ましくは０．３２質量％以上である。しかしながら、Ｖ含有量が過剰になると、上記の効果が飽和し添加コストに見合わなくなる。また、連続鋳造性の低下が生じやすくなる。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。
Ｖは、強度の確保に必要な元素であるため、Ｖ含有量は０．３０質量％以上とする必要がある。Ｖ含有量は、好ましくは０．３１質量％以上、より好ましくは０．３２質量％以上である。しかしながら、Ｖ含有量が過剰になると、上記の効果が飽和し添加コストに見合わなくなる。また、連続鋳造性の低下が生じやすくなる。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。
【0039】
Ｎ：０質量％超、０．００８０質量％以下
Ｎは不可避的不純物であり、通常の製鋼技術では約０．００３０質量％以上は混入しうる。Ｎを添加しても構わないが、Ｎ含有量が過剰になると、製造性の劣化、特に熱間加工性が阻害される。こうした観点から、Ｎ含有量は０．００８０質量％以下とする必要がある。Ｎ含有量は、好ましくは０．００７０質量％以下、より好ましくは０．００６０質量％以下である。
Ｎは不可避的不純物であり、通常の製鋼技術では約０．００３０質量％以上は混入しうる。Ｎを添加しても構わないが、Ｎ含有量が過剰になると、製造性の劣化、特に熱間加工性が阻害される。こうした観点から、Ｎ含有量は０．００８０質量％以下とする必要がある。Ｎ含有量は、好ましくは０．００７０質量％以下、より好ましくは０．００６０質量％以下である。
【0040】
Ｃａ：０質量％超、０．０３０質量％以下
Ｃａは介在物中に酸化物として存在することでベラーグ（工具保護膜）生成などの効果により被削性を高める効果を有する。またＣａは、硫化物系介在物を球状化して脆化を促進させて被削性を高める効果も有する。これらの効果を発揮させるため、Ｃａ含有量を０質量％超とする。Ｃａ含有量は、好ましくは０．０００３質量％以上であり、より好ましくは０．０００５質量％以上である。しかしＣａを過剰に添加しても上記効果が飽和するため、コスト上昇を招く。こうした観点から、Ｃａ含有量は、０．０３０質量％以下であることが好ましく、より好ましくは０．０１０質量％以下であり、更に好ましくは０．００５質量％以下であり、より更に好ましくは０．００３質量％以下である。
Ｃａは介在物中に酸化物として存在することでベラーグ（工具保護膜）生成などの効果により被削性を高める効果を有する。またＣａは、硫化物系介在物を球状化して脆化を促進させて被削性を高める効果も有する。これらの効果を発揮させるため、Ｃａ含有量を０質量％超とする。Ｃａ含有量は、好ましくは０．０００３質量％以上であり、より好ましくは０．０００５質量％以上である。しかしＣａを過剰に添加しても上記効果が飽和するため、コスト上昇を招く。こうした観点から、Ｃａ含有量は、０．０３０質量％以下であることが好ましく、より好ましくは０．０１０質量％以下であり、更に好ましくは０．００５質量％以下であり、より更に好ましくは０．００３質量％以下である。
【0041】
Ｔｉ：０．００４質量％以上、０．０３０質量％以下
Ｔｉは、固溶強化により高強度の確保に有用な元素である。また、ＴｉがＮとＴｉＮを形成し析出することで、粒界に生成するＶＮが相対的に抑制されて高温延性を著しく改善でき、表面割れのリスクを回避することができる。さらに、ＴｉＯｘ含有酸化物系介在物、好ましくは低ＴｉＯｘ含有酸化物系介在物として存在することにより、耐工具摩耗性を十分高めることができる。上記効果を発揮させるため、Ｔｉ含有量を０．００４質量％以上とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．００５質量％以上である。しかしながら、Ｔｉ含有量が過剰になると、硬質介在物が形成されて被削性が劣化しやすくなる。こうした観点から、Ｔｉ含有量は０．０３０質量％以下とする。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．０２８質量％以下であり、更に好ましくは０．０２７質量％以下である。より更に好ましくは０．０２５質量％以下である。
Ｔｉは、固溶強化により高強度の確保に有用な元素である。また、ＴｉがＮとＴｉＮを形成し析出することで、粒界に生成するＶＮが相対的に抑制されて高温延性を著しく改善でき、表面割れのリスクを回避することができる。さらに、ＴｉＯｘ含有酸化物系介在物、好ましくは低ＴｉＯｘ含有酸化物系介在物として存在することにより、耐工具摩耗性を十分高めることができる。上記効果を発揮させるため、Ｔｉ含有量を０．００４質量％以上とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．００５質量％以上である。しかしながら、Ｔｉ含有量が過剰になると、硬質介在物が形成されて被削性が劣化しやすくなる。こうした観点から、Ｔｉ含有量は０．０３０質量％以下とする。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．０２８質量％以下であり、更に好ましくは０．０２７質量％以下である。より更に好ましくは０．０２５質量％以下である。
【0042】
本発明の非調質鍛造用鋼および非調質鍛造部品の基本成分は上記の通りであり、残部は鉄および不可避的不純物である。不可避的不純物は、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素である。不可避的不純物には、例えばＭｇ、Ｓｂ、Ｏ（酸素）等が含まれる。
【0043】
前記Ｍｇは、例えば製造設備がＭｇＯ系耐火物で構成されている場合等に不可避的に混入する。よって前記Ｍｇは、０質量％以上、０．０１質量％以下の範囲内で含まれうる。前記Ｏ（酸素）は、０．００５質量％以下であることが好ましく、より好ましくは０．００３質量％以下である。一方、Ｏ量はゼロとすることが難しく、その下限値は０質量％超である。また、例えばＰおよびＳのように、通常、含有量が少ないほど好ましく、従って不可避的不純物であるが、その組成範囲について上記のように別途規定した元素がある。このため、本明細書における上記「不可避的不純物」とは、別途その組成範囲が規定された元素を除いたものを意味する。
【0044】
本発明の非調質鍛造用鋼と非調質鍛造部品は、化学組成において、上記元素を含んでいればよい。下記に述べる選択元素は、含まれていなくてもよいが、上記元素と共に必要に応じて含有させることにより、高強度、優れた製造性と被削性をより容易に達成させたり、これらの特性をより高めることができる。以下、選択元素について述べる。
【0045】
Ｃｕ：０質量％超、０．２質量％以下、
Ｎｉ：０質量％超、０．２質量％以下、
Ｍｏ：０質量％超、０．２質量％以下、および
Ｎｂ：０質量％超、０．２質量％以下
よりなる群から選択される１種以上の元素
これらの元素は、非調質鍛造部品と非調質鍛造用鋼を構成する鋼材の更なる強度向上に有用な元素である。以下、各元素について説明する。
Ｎｉ：０質量％超、０．２質量％以下、
Ｍｏ：０質量％超、０．２質量％以下、および
Ｎｂ：０質量％超、０．２質量％以下
よりなる群から選択される１種以上の元素
これらの元素は、非調質鍛造部品と非調質鍛造用鋼を構成する鋼材の更なる強度向上に有用な元素である。以下、各元素について説明する。
【0046】
Ｃｕ：０質量％超、０．２質量％以下
Ｃｕを含むことによって、鋼材の焼入れ性を向上でき、鋼材の安定した強度を得ることができる。この効果を得るには、Ｃｕ含有量を０質量％超とすることが好ましく、より好ましくは０．０１質量％以上であり、さらに好ましくは０．０３質量％以上である。しかしながら、Ｃｕ含有量が過剰になると、熱間加工性が阻害されるため、製造性が劣化する。こうした観点から、Ｃｕ含有量は０．２質量％以下であることが好ましく、より好ましくは０．１５質量％以下であり、更に好ましくは０．１０質量％以下である。
Ｃｕを含むことによって、鋼材の焼入れ性を向上でき、鋼材の安定した強度を得ることができる。この効果を得るには、Ｃｕ含有量を０質量％超とすることが好ましく、より好ましくは０．０１質量％以上であり、さらに好ましくは０．０３質量％以上である。しかしながら、Ｃｕ含有量が過剰になると、熱間加工性が阻害されるため、製造性が劣化する。こうした観点から、Ｃｕ含有量は０．２質量％以下であることが好ましく、より好ましくは０．１５質量％以下であり、更に好ましくは０．１０質量％以下である。
【0047】
Ｎｉ：０質量％超、０．２質量％以下
Ｎｉを含むことによって、鋼材の焼入れ性を向上でき、鋼材の安定した強度を得ることができる。この効果を得るには、Ｎｉ含有量を０質量％超とすることが好ましく、より好ましくは０．０１質量％以上であり、さらに好ましくは０．０３質量％以上である。しかしながら、Ｎｉ含有量が過剰になると、鋼材の靭性が高まりすぎて、例えば破断分離型コンロッドの製造時に嵌合性良く分離することが難しくなる。こうした観点から、Ｎｉ含有量は０．２質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．１５質量％以下であり、更に好ましくは０．１０質量％以下である。
Ｎｉを含むことによって、鋼材の焼入れ性を向上でき、鋼材の安定した強度を得ることができる。この効果を得るには、Ｎｉ含有量を０質量％超とすることが好ましく、より好ましくは０．０１質量％以上であり、さらに好ましくは０．０３質量％以上である。しかしながら、Ｎｉ含有量が過剰になると、鋼材の靭性が高まりすぎて、例えば破断分離型コンロッドの製造時に嵌合性良く分離することが難しくなる。こうした観点から、Ｎｉ含有量は０．２質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．１５質量％以下であり、更に好ましくは０．１０質量％以下である。
【0048】
Ｍｏ：０質量％超、０．２質量％以下
Ｍｏを含むことによって、鋼材の焼入れ性を向上でき、鋼材の安定した強度を得ることができる。この効果を得るには、Ｍｏ含有量を０質量％超とすることが好ましく、より好ましくは０．０１質量％以上であり、さらに好ましくは０．０３質量％以上である。しかしながら、Ｍｏ含有量が過剰になると、強度が過剰に高くなり被削性が劣化する。こうした観点から、Ｍｏ含有量は０．２質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．１５質量％以下であり、更に好ましくは０．１０質量％以下である。
Ｍｏを含むことによって、鋼材の焼入れ性を向上でき、鋼材の安定した強度を得ることができる。この効果を得るには、Ｍｏ含有量を０質量％超とすることが好ましく、より好ましくは０．０１質量％以上であり、さらに好ましくは０．０３質量％以上である。しかしながら、Ｍｏ含有量が過剰になると、強度が過剰に高くなり被削性が劣化する。こうした観点から、Ｍｏ含有量は０．２質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．１５質量％以下であり、更に好ましくは０．１０質量％以下である。
【0049】
Ｎｂ：０質量％超、０．２質量％以下
Ｎｂを含むことによって、鋼材の強度が向上する。この効果を得るには、Ｎｂ含有量を０質量％超とすることが好ましく、より好ましくは０．０１質量％以上であり、さらに好ましくは０．０３質量％以上である。しかしながら、Ｎｂ含有量が過剰になると、強度向上効果が飽和するため、効果が合金コストに見合わなくなる。こうした観点から、Ｎｂ含有量は０．２質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．１５質量％以下であり、更に好ましくは０．１０質量％以下である。
Ｎｂを含むことによって、鋼材の強度が向上する。この効果を得るには、Ｎｂ含有量を０質量％超とすることが好ましく、より好ましくは０．０１質量％以上であり、さらに好ましくは０．０３質量％以上である。しかしながら、Ｎｂ含有量が過剰になると、強度向上効果が飽和するため、効果が合金コストに見合わなくなる。こうした観点から、Ｎｂ含有量は０．２質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．１５質量％以下であり、更に好ましくは０．１０質量％以下である。
【0050】
Ｐｂ：０質量％超、０．２０質量％以下、
Ｔｅ：０質量％超、０．２０質量％以下、
Ｓｎ：０質量％超、０．２０質量％以下、
Ｚｒ：０質量％超、０．２０質量％以下、および
Ｂ：０質量％超、０．０２質量％以下
よりなる群から選択される１種以上の元素
これらの元素は、被削性の更なる向上に有用な元素である。以下、各元素について説明する。
Ｔｅ：０質量％超、０．２０質量％以下、
Ｓｎ：０質量％超、０．２０質量％以下、
Ｚｒ：０質量％超、０．２０質量％以下、および
Ｂ：０質量％超、０．０２質量％以下
よりなる群から選択される１種以上の元素
これらの元素は、被削性の更なる向上に有用な元素である。以下、各元素について説明する。
【0051】
Ｐｂ：０質量％超、０．２０質量％以下、Ｔｅ：０質量％超、０．２０質量％以下、Ｓｎ：０質量％超、０．２０質量％以下、Ｚｒ：０質量％超、０．２０質量％以下
Ｐｂ、Ｔｅ、Ｓｎ、Ｚｒは、鋼中にほとんど固溶せず、溶融脆化やＭｎＳの球状化などの効果により被削性を高める効果を有する。この効果を発揮させるべく上記元素を含有させる場合、各元素の含有量を、０質量％超とすることが好ましく、より好ましくは０．０１質量％以上であり、さらに好ましくは０．０３質量％以上である。しかしながら、過剰なＰｂ、Ｔｅ、Ｓｎ、Ｚｒは、連続鋳造で生じる鋳片の割れ、熱間鍛造で生じる鍛造部品の割れ、および疲労強度低下の原因となる。よって、各元素の含有量は０．２０質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．１０質量％以下であり、更に好ましくは０．０５質量％以下である。
Ｐｂ、Ｔｅ、Ｓｎ、Ｚｒは、鋼中にほとんど固溶せず、溶融脆化やＭｎＳの球状化などの効果により被削性を高める効果を有する。この効果を発揮させるべく上記元素を含有させる場合、各元素の含有量を、０質量％超とすることが好ましく、より好ましくは０．０１質量％以上であり、さらに好ましくは０．０３質量％以上である。しかしながら、過剰なＰｂ、Ｔｅ、Ｓｎ、Ｚｒは、連続鋳造で生じる鋳片の割れ、熱間鍛造で生じる鍛造部品の割れ、および疲労強度低下の原因となる。よって、各元素の含有量は０．２０質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．１０質量％以下であり、更に好ましくは０．０５質量％以下である。
【0052】
Ｂ：０質量％超、０．０２質量％以下
Ｂは、Ｎが十分に存在する場合にＢＮを形成し、このＢＮが工具との潤滑作用をもたらして被削性を高める。良好な被削性を得るため、Ｂを０．０００１質量％以上含有させてもよい。より好ましくは０．０００５質量％以上である。しかしながら、過剰にＢが含まれると、Ｂが固溶してベイナイトが発生し易くなる。よって、Ｂ含有量は、好ましくは０．０２質量％以下であり、より好ましくは０．０１５質量％以下、更に好ましくは０．０１０質量％以下である。
Ｂは、Ｎが十分に存在する場合にＢＮを形成し、このＢＮが工具との潤滑作用をもたらして被削性を高める。良好な被削性を得るため、Ｂを０．０００１質量％以上含有させてもよい。より好ましくは０．０００５質量％以上である。しかしながら、過剰にＢが含まれると、Ｂが固溶してベイナイトが発生し易くなる。よって、Ｂ含有量は、好ましくは０．０２質量％以下であり、より好ましくは０．０１５質量％以下、更に好ましくは０．０１０質量％以下である。
【0053】
本発明には、本発明の非調質鍛造用鋼を用いてなる非調質鍛造部品も含まれる。後述する通り、本発明の非調質鍛造部品は、本発明の非調質鍛造用鋼を鍛造して得られる。本発明の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ンロッド、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。
【0054】
次に本発明の非調質鍛造用鋼および非調質鍛造部品の製造方法について説明する。
本発明の非調質鍛造用鋼の製造方法は、鋼の溶製工程を経た後に鋳造し、その後、熱間圧延する工程を含むものであって、前記溶製工程で、（ｉ）溶鋼中へのＴｉ添加からＣａ添加までの時間を５分以上とし、（ｉｉ）Ｃａ添加から鋳込み開始までの時間を１０分以上とする点に特徴を有する。
本発明の非調質鍛造用鋼の製造方法は、鋼の溶製工程を経た後に鋳造し、その後、熱間圧延する工程を含むものであって、前記溶製工程で、（ｉ）溶鋼中へのＴｉ添加からＣａ添加までの時間を５分以上とし、（ｉｉ）Ｃａ添加から鋳込み開始までの時間を１０分以上とする点に特徴を有する。
【0055】
前記溶製工程で、（ｉ）溶鋼にＴｉを添加してから５分以上経過後にＣａを添加することによって、Ｔｉを含み、かつ規定する式（１）～（３）を少なくとも満たす酸化物系介在物を得ることができる。更に式（５）を満たす酸化物系介在物も得ることができる。Ｔｉ添加からＣａ添加までの時間は、好ましくは１０分間以上、より好ましくは１５分間以上である。このＴｉ添加からＣａ添加までの時間は、Ｔｉ含有酸化物系介在物を形成する観点からは長い方が好ましいが、生産性を確保する観点からは、１２０分間以下とすることが好ましい。
【0056】
Ｃａは、最終添加元素として添加することが好ましい。ＣａとＴｉ以外の添加元素の順序については特に問わない。すなわち、最終添加元素であるＣａの添加前において、Ｔｉ以外の元素の添加を、Ｔｉ添加と同時、Ｔｉ添加前、Ｔｉ添加後、またはこれらの組み合わせとすることができる。
【0057】
好ましい溶製条件として、Ａｌ脱酸を行わないこと、および、Ｓｉ添加前のＯ濃度（フリー酸素濃度）を１００ｐｐｍ以下に制御することが挙げられる。
【0058】
また本発明では、（ｉｉ）Ｃａ添加から鋳込み開始までの時間を１０分間以上とする。Ｃａを添加する場合、通常、鋳込み開始まで短時間であるが、本発明では上記の通りＣａ添加から鋳込み開始までの時間を１０分間以上とすることによって、上記（ｉ）の段階で形成されたＴｉＯｘの一部をＣａによって還元し、式（１）～（３）を少なくとも満たす複合介在物を形成させることができる。更に式（５）を満たす酸化物系介在物も得ることができる。また、酸化物系介在物の組成のバラツキを抑制し、式（１）～（３）を少なくとも満たす酸化物系介在物を安定して得ることができる。上記Ｃａ添加から鋳込み開始までの時間は、好ましくは１５分間以上、より好ましくは２０分間以上である。上記Ｃａ添加から鋳込み開始までの時間は、酸化物系介在物の組成バラツキを抑制する観点からは長いほど好ましいが、生産性を確保する観点からは、３００分間以下とすることが好ましい。
【0059】
本発明の好ましい実施形態として、円相当直径が５μｍ以上の全酸化物系介在物に占める、低ＴｉＯｘ含有酸化物系介在物の個数割合を２０％以上とするには、溶製工程において、上記（ｉ）（ｉｉ）を実施することに加え、Ｓｉ添加前のＯ濃度（フリー酸素濃度）を１００ｐｐｍ以下に制御することが推奨される。また、鋼中のＴｉ量を所定範囲内で低めとし、かつ鋼中のＣａ量を所定範囲内で高めとすることが好ましい。
【0060】
上記溶製工程以外の工程はその条件を特に問わない。本発明の非調質鍛造用鋼は、例えば、上記条件で溶製後、鋳造工程、必要に応じて熱間での分塊圧延工程を行った後、熱間圧延工程を順に経て製造することができる。本発明の非調質鍛造用鋼は、上記熱間圧延により例えば棒鋼として得ることができる。また本発明の非調質鍛造部品は、前記熱間圧延工程の後、更に熱間鍛造工程を経ることで製造することができる。以下、各工程について順に説明する。
【0061】
上記条件で溶製後に鋳造するが、このときの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。連続鋳造法の場合はブルーム連続鋳造機で鋳造することができる。
【0062】
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、用いられる方法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。熱間圧延工程での条件も特に限定されず、通常、用いられる方法を採用することができる。例えば熱間圧延は８５０℃～１２００℃で行うことができる。
【0063】
本発明の非調質鍛造部品を得るには、上記熱間圧延後、熱間鍛造を行う。鍛造前の加熱温度は１１００℃以上、１３２０℃以下とすることができる。また、鍛造時の温度、すなわち鍛造温度は１１００℃以上とすることができる。鍛造温度の上限は特に限定されず、前記加熱温度以下とすればよい。
【0064】
熱間鍛造後の冷却条件は次の通りとすることが好ましい。具体的には、熱間鍛造後の冷却において、８００℃から６００℃までの温度域の平均冷却速度を０．５℃／ｓｅｃ以上、３．０℃／ｓｅｃ以下とすることが好ましい。この温度域の平均冷却速度を制御することで、ラメラ間隔の狭いパーライト主体の組織を得ることができる。上記平均冷却速度が遅すぎると、フェライト分率が増大するとともに、パーライトのラメラ間隔が粗大となる。よって本発明では、上記平均冷却速度を０．５℃／ｓｅｃ以上とすることが好ましい。より好ましくは０．６℃／ｓｅｃ以上、更に好ましくは０．７℃／ｓｅｃ以上、より更に好ましくは０．９℃／ｓｅｃ以上である。尚、上記温度や平均冷却速度はいずれも、鋼の中心温度に基づくものである。
【0065】
一方、ベイナイトの発生を抑え、３５０ＨＶ以上の高強度を容易に達成する観点からは、上記平均冷却速度を３．０℃／ｓｅｃ以下とすることが好ましい。より好ましくは２．８℃／ｓｅｃ以下、更に好ましくは２．６℃／ｓｅｃ以下である。熱間鍛造終了から８００℃までの冷却と、６００℃から室温までの冷却は特に限定されず、例えば放冷することができる。
【0066】
前記熱間鍛造後に、切削等の機械加工を行って所望の部品形状に成形することで、非調質鍛造部品を得ることができる。本発明の非調質鍛造用鋼は、この切削工程で優れた被削性を発揮するため、工具摩耗を十分抑制でき、その結果、工具交換までの期間を長くすることができて、非調質鍛造部品の生産性向上に寄与する。前記切削に用いる工具として、例えば超硬、高速度鋼、サーメット、セラミックス、ｃＢＮ（Ｃｕｂｉｃ Ｂｏｒｏｎ Ｎｉｔｒｉｄｅ）等を材料とする、切削加工で一般的に使用されるものが挙げられる。
【0067】
本発明の非調質鍛造用鋼と非調質鍛造部品は、ビッカース硬さが３５０ＨＶ以上の高強度を示す。該ビッカース硬さは、好ましくは３６０ＨＶ以上であり、より好ましくは３７０ＨＶ以上である。また、０．２％耐力は、８９５ＭＰａ以上、好ましくは９００ＭＰａ以上、より好ましくは９１０ＭＰａ以上、更に好ましくは９５０ＭＰａ以上である。
【0068】
本発明の非調質鍛造用鋼は、上述の通り被削性、特に耐工具摩耗性に優れている。本発明において「耐工具摩耗性に優れた」とは、後記する実施例において評価する、サーメット工具で５０００ｍ切削後の逃げ面における最大摩耗量（Ｖｂｍａｘ）が４００μｍ以下であることをいう。前記Ｖｂｍａｘは好ましくは２５０μｍ以下、より好ましくは１５０μｍ以下である。
【0069】
本発明の非調質鍛造用鋼は、上述の通り製造性、特に連続鋳造性に優れている。本発明において「連続鋳造性に優れた」とは、後記する実施例で評価する高温延性、具体的に８００℃での引張試験での絞り値が１７％以上であることをいう。前記絞り値は好ましくは１８．０％以上、より好ましくは１９．０％以上、さらに好ましくは２０．０％以上である。
【実施例】
【0070】
１．サンプル作製
表１のＮｏ．１は、実機を用いて、溶製してから、鋳造し、次いで分塊圧延を１１００℃～１２５０℃の範囲内で行った。
表１のＮｏ．１は、実機を用いて、溶製してから、鋳造し、次いで分塊圧延を１１００℃～１２５０℃の範囲内で行った。
【0071】
一方、表１のＮｏ．２～５は、小型溶解炉（外径３６０ｍｍ×内径３２０ｍｍ×高さ４６０ｍｍ）を用いて溶製してから、鋳造し、次いで分塊圧延を１１００℃～１２５０℃の範囲内で行った。上記溶製時にＭｇＯ系耐火物の取鍋を用い、通常実施されるＡｌ脱酸処理を行わず、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、ＶおよびＮを添加し、溶鋼の溶存酸素量を１００ｐｐｍ以下に調整した後、Ｓｉ、Ｃを添加した。そして、表１のＮｏ．２では、Ｔｉを添加せず、前記Ｓｉ、Ｃを添加してからＣａを添加した。また、Ｃａ添加後１０分で鋳込みを開始した。表１のＮｏ．３～５は、前記Ｓｉ、Ｃを添加した後にＴｉを添加し、その後５分後にＣａを添加することで、Ｔｉ含有量、Ｃａ含有量を制御した。また、Ｃａ添加後１０分で鋳込みを開始した。
【0072】
本実施例では、溶鋼に添加するＣａとしてＮｉ－Ｃａ合金を、ＴｉとしてＦｅ－Ｔｉ合金をそれぞれ用いた。
【0073】
尚、表１においてＡｌの欄の「－」は、無添加であって、０質量％超、０．００５質量％未満であることを意味する。また、Ｔｉの欄の「－」は、無添加であって、０．００４質量％未満であることを意味する。Ｏの欄の「－」は未分析を意味する。表１に示す鋼はいずれも、不可避的不純物としてＭｇを、０質量％超、０．０１質量％以下の範囲内で含んでいた。
【0074】
いずれの例も前記分塊圧延後は、前述の熱間圧延を模擬して、加熱温度１２００℃に加熱してから熱間鍛造を行った。熱間鍛造後の８００℃から６００℃までの温度域の平均冷却速度は０．５℃／ｓｅｃ以上、３．０℃／ｓｅｃ以下の範囲内であった。そして、長手方向に垂直な断面が一辺２０ｍｍの略正方形であって長さが１１００ｍｍの角棒、および長手方向に垂直な断面が直径２７ｍｍで長さ１１００ｍｍの丸棒を得た。さらに、丸棒については、再度１２００℃に加熱後、冷却を施し、特性評価用試験片を得た。
【0075】
２．酸化物系介在物の組成
前記特性評価用試験片を用いて、酸化物系介在物の組成を求めた。詳細には以下の通りである。
まず図１ａに示す通り、前記特性評価用試験片の直径ｘ－ｘ線を含む面を観察できるように切断した。図１ｂはｘ－ｘ線断面図であり、図１ｂに示される通り、短辺端から５ｍｍ内部であって、長辺端から４．５ｍｍの位置Ｘを測定スタート位置として、矢印の通り長辺と平行の方向に１３ｍｍ以上のラインを分析した。分析では、日本電子データム製の電子線マイクロプローブＸ線分析計（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｘ－ｒａｙ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ：ＥＰＭＡ 商品名「ＪＸＡ－８５００Ｆ」）を用い、円相当径が５μｍ以上の酸化物系介在物について成分組成を定量分析した。
このとき、観察面積を３０ｍｍ２（研磨面）以上とし、介在物の中央部での成分組成を特性Ｘ線の波長分散分光により定量分析した。分析対象元素はＮ、Ｏ、Ｎａ、Ｍｇ、Ａｌ，Ｓｉ，Ｓ，Ｋ，Ｃａ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｒとした。既知物質を用いて各元素のＸ線強度と元素濃度の関係を予め検量線として求めておき、分析対象とする上記介在物から得られたＸ線強度と上記検量線から各試料に含まれる元素量を定量し、Ｏ（酸素）が１０質量％以上検出された介在物を酸化物系介在物とした。この酸化物系介在物において、検出されたＭｇ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃａ、ＴｉがそれぞれＭｇＯ、Ａｌ２Ｏ３、ＳｉＯ２、ＣａＯ、ＴｉＯ２として存在すると仮定し、酸化物の組成とした。
前記特性評価用試験片を用いて、酸化物系介在物の組成を求めた。詳細には以下の通りである。
まず図１ａに示す通り、前記特性評価用試験片の直径ｘ－ｘ線を含む面を観察できるように切断した。図１ｂはｘ－ｘ線断面図であり、図１ｂに示される通り、短辺端から５ｍｍ内部であって、長辺端から４．５ｍｍの位置Ｘを測定スタート位置として、矢印の通り長辺と平行の方向に１３ｍｍ以上のラインを分析した。分析では、日本電子データム製の電子線マイクロプローブＸ線分析計（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｘ－ｒａｙ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ：ＥＰＭＡ 商品名「ＪＸＡ－８５００Ｆ」）を用い、円相当径が５μｍ以上の酸化物系介在物について成分組成を定量分析した。
このとき、観察面積を３０ｍｍ２（研磨面）以上とし、介在物の中央部での成分組成を特性Ｘ線の波長分散分光により定量分析した。分析対象元素はＮ、Ｏ、Ｎａ、Ｍｇ、Ａｌ，Ｓｉ，Ｓ，Ｋ，Ｃａ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｒとした。既知物質を用いて各元素のＸ線強度と元素濃度の関係を予め検量線として求めておき、分析対象とする上記介在物から得られたＸ線強度と上記検量線から各試料に含まれる元素量を定量し、Ｏ（酸素）が１０質量％以上検出された介在物を酸化物系介在物とした。この酸化物系介在物において、検出されたＭｇ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃａ、ＴｉがそれぞれＭｇＯ、Ａｌ２Ｏ３、ＳｉＯ２、ＣａＯ、ＴｉＯ２として存在すると仮定し、酸化物の組成とした。
【0076】
３．硬さ
前記特性評価用試験片を用いて硬さを測定した。図２ａに示す通り、前記特性評価用試験片の端から１０ｍｍのｙ－ｙ線で切断し、図２ｂに示す通り、切断断面において、表層から４．５ｍｍ位置Ｙの硬さを測定した。詳細には、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９）のビッカース硬さ試験－試験方法に準じて、ビッカース硬さ試験機を用い、荷重５ｋｇｆの条件で上記位置を測定した。測定はＮ＝５にて実施し、平均値を求めた。その結果を表２に示す。本発明では、ビッカース硬さが３５０ＨＶ以上の場合を高強度と評価した。
前記特性評価用試験片を用いて硬さを測定した。図２ａに示す通り、前記特性評価用試験片の端から１０ｍｍのｙ－ｙ線で切断し、図２ｂに示す通り、切断断面において、表層から４．５ｍｍ位置Ｙの硬さを測定した。詳細には、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９）のビッカース硬さ試験－試験方法に準じて、ビッカース硬さ試験機を用い、荷重５ｋｇｆの条件で上記位置を測定した。測定はＮ＝５にて実施し、平均値を求めた。その結果を表２に示す。本発明では、ビッカース硬さが３５０ＨＶ以上の場合を高強度と評価した。
【0077】
４．被削性
被削性は、被削試験によって評価した。被削試験では、試験機としてＮＣ旋盤を用い、上記特性評価用試験片（直径２７ｍｍ×長さ２００ｍｍの試験片）に対し、下記の切削試験条件で旋盤加工を行った。そして、切削に用いたサーメット工具の逃げ面において、５０００ｍ切削後の最大摩耗量（Ｖｂｍａｘ）を求めた。その結果を表２に示す。本発明では、Ｖｂｍａｘが１５０μｍ以下の場合を被削性に非常に優れていると評価し、Ｖｂｍａｘが１５０μｍ超、２５０μｍ以下の場合を被削性により優れていると評価し、Ｖｂｍａｘが２５０μｍ超、４００μｍ以下の場合を被削性に優れていると評価し、Ｖｂｍａｘが４００μｍ超の場合を被削性に劣ると評価した。
切削試験（外周旋削試験）条件
工具：サーメット（タンガロイ ＤＮＭＡ１５０４０４－ＮＳ５２０）
ホルダ：ＤＪＮＲ／Ｌ ２５２５
切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ
送り速度：０．１ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み量：０．５ｍｍ
潤滑：ＷＥＴ
被削性は、被削試験によって評価した。被削試験では、試験機としてＮＣ旋盤を用い、上記特性評価用試験片（直径２７ｍｍ×長さ２００ｍｍの試験片）に対し、下記の切削試験条件で旋盤加工を行った。そして、切削に用いたサーメット工具の逃げ面において、５０００ｍ切削後の最大摩耗量（Ｖｂｍａｘ）を求めた。その結果を表２に示す。本発明では、Ｖｂｍａｘが１５０μｍ以下の場合を被削性に非常に優れていると評価し、Ｖｂｍａｘが１５０μｍ超、２５０μｍ以下の場合を被削性により優れていると評価し、Ｖｂｍａｘが２５０μｍ超、４００μｍ以下の場合を被削性に優れていると評価し、Ｖｂｍａｘが４００μｍ超の場合を被削性に劣ると評価した。
切削試験（外周旋削試験）条件
工具：サーメット（タンガロイ ＤＮＭＡ１５０４０４－ＮＳ５２０）
ホルダ：ＤＪＮＲ／Ｌ ２５２５
切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ
送り速度：０．１ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み量：０．５ｍｍ
潤滑：ＷＥＴ
【0078】
５．製造性（高温延性）
前記角棒を切削し、該角棒の長手方向の中央部、幅方向の中央部および厚さ方向の中央部のいずれも含む部位から、平行部が直径６ｍｍ×長さ１５ｍｍで全長が６８ｍｍである引張試験片を得た。上記引張試験片の採取では、引張試験片の長手方向と、角棒片の長手方向が一致するようにした。また、引張試験で加える引張力も上記長手方向と同一の向きとした。高温延性試験は、Ａｒ雰囲気中で１３００℃に一旦加熱保持した後、８００℃まで５℃／ｓｅｃで冷却し、８００℃に保持した状態において、引張速度０．０１ｍｍ／ｓｅｃで引張力を試験片が破断するまで与え、破断後は急冷し、試験片の破断後の絞り値を計測した。その結果を表２に示す。本発明では、連続鋳造性の指標として絞り値が１７％以上のものを合格とした。
前記角棒を切削し、該角棒の長手方向の中央部、幅方向の中央部および厚さ方向の中央部のいずれも含む部位から、平行部が直径６ｍｍ×長さ１５ｍｍで全長が６８ｍｍである引張試験片を得た。上記引張試験片の採取では、引張試験片の長手方向と、角棒片の長手方向が一致するようにした。また、引張試験で加える引張力も上記長手方向と同一の向きとした。高温延性試験は、Ａｒ雰囲気中で１３００℃に一旦加熱保持した後、８００℃まで５℃／ｓｅｃで冷却し、８００℃に保持した状態において、引張速度０．０１ｍｍ／ｓｅｃで引張力を試験片が破断するまで与え、破断後は急冷し、試験片の破断後の絞り値を計測した。その結果を表２に示す。本発明では、連続鋳造性の指標として絞り値が１７％以上のものを合格とした。
【0079】
【表1】
【0080】
【表2】
【0081】
表１および２の結果を考察する。Ｎｏ．１は、Ｃ量およびＶ量が不足しているため、硬さが小さく、高強度を達成できなかった。Ｎｏ．２は所定量のＣ、Ｖを含んでおり高強度を確保できているが、Ｔｉを含んでいないため、高温延性、つまり製造性に劣る結果となった。Ｎｏ．２では更に、製造工程で介在物中にＳｉＯ２が多く生成したため、式（１）の値が規定の範囲から外れ、被削性にも劣る結果となった。
【0082】
一方、Ｎｏ．３～５は、本発明で規定する条件で製造し、本発明で規定する成分組成と酸化物系介在物を満たす非調質鍛造用鋼が得られた。この鋼は、高強度を示すと共に、製造工程において、連続鋳造時に表面割れを抑制でき、かつ切削加工時に優れた被削性を発揮する。この鋼を非調質鍛造部品の製造に用いることによって、高強度の非調質鍛造部品を生産性良く得ることができる。
【0083】
なお、Ｎｏ．３と、Ｎｏ．４および５との対比から、円相当直径が５μｍ以上の全酸化物系介在物に占める、低ＴｉＯｘ含有酸化物系介在物の個数割合、つまり式（６）を満たす低ＴｉＯｘ含有酸化物系介在物の個数割合を、好ましくは２０％以上とすることによって、Ｖｂｍａｘを２００μｍ以下に低減することができ、十分に優れた被削性を確保できることがわかる。
【図1】
【図2】