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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】2024-05-16
(45)【発行日】2024-05-24
(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 20060101AFI20240517BHJP
C22C 38/60 20060101ALI20240517BHJP
C21D 8/06 20060101ALN20240517BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 301M
C22C38/60
C21D8/06 A
【請求項の数】
4
(21)【出願番号】P 2020062782
(22)【出願日】2020-03-31
(65)【公開番号】P2021161477
(43)【公開日】2021-10-11
【審査請求日】2022-11-01
(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
(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】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】大脇 章弘
【審査官】河口 展明
(56)【参考文献】
【文献】国際公開第２００９／１０７２８２（ＷＯ，Ａ１）
【文献】特開２０１７－０８８９３４（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開平１１－０２９８４２（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開平０９－１９４９９９（ＪＰ，Ａ）
(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)
Ｃ２２Ｃ ３８／００－３８／６０
Ｃ２１Ｄ ７／００－８／１０
(57)【特許請求の範囲】
【請求項1】
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：０．０１２質量％以上、０．０５０質量％以下、
Ｖ ：０．３０質量％～０．３８質量％、
Ｎ ：０質量％超、０．０１２０質量％以下、
Ｔｉ：０．００４質量％～０．１質量％
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、下記式（１）を満たす非調質鍛造用鋼。
［Ａｌ］／［Ｔｉ］≧０．５ ・・・（１）
上記式（１）において、［Ａｌ］、［Ｔｉ］はそれぞれ、鋼中のＡｌ、Ｔｉの質量％での含有量を示す。
【請求項2】
更に、Ｃｕ：０質量％超、０．２０質量％以下、
Ｎｉ：０質量％超、０．２０質量％以下、
Ｍｏ：０質量％超、０．１０質量％以下、および
Ｎｂ：０質量％超、０．１０質量％以下
よりなる群から選択される１種以上の元素を含有する請求項１に記載の非調質鍛造用鋼。
【請求項3】
更に、Ｃａ：３．０質量ｐｐｍ以上、３００質量ｐｐｍ以下、
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、０．０２０質量％以下
よりなる群から選択される１種以上の元素を含有する請求項１又は２に記載の非調質鍛造用鋼。
【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。
【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。
【0005】
また特許文献２には、所定の成分組成を満たし、１．１０≦［Ｃ］＋０．５×［Ｍｎ］＋０．３×［Ｃｒ］＋０．９×［Ｖ］≦１．２８・・・（１）、［Ｍｎ］／［Ｃｒ］≦１．２・・・（２）、［Ｃ］×（［Ｖ］－［Ｎ］×５０．９４／１４．０）≧０．１３０・・・（３）および［Ｖ］×（［Ｎ］－［Ｔｉ］×１４．０／４７．９）×１００００≦３５．０・・・（４）（但し、上記式（１）～（４）において、［元素名］は各元素の質量％で表される含有量を意味する。）を全て満たし、更に、全組織に対するベイナイトの分率が５面積％以下であり、かつ全組織に対するフェライトの分率が２５面積％以下であり、残部がパーライトであることを特徴とする非調質鍛造部品が示されている。上記式等を満たすことで、０．２％耐力で８５０ＭＰａ以上、硬さに換算すると３５０ＨＶ以上でかつ、連続鋳造時に、特に表面割れを生じさせることなく鋳造することが示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0006】
【文献】特開２０１３－２２１２０５号公報
【文献】特開２０１９－１４３２３６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0007】
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。また、特許文献２は強度と製造性を確保できるものであるが、被削性については特許文献１と同様に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】
【0008】
本発明の態様１は、
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：０．００６質量％超、０．０５０質量％以下、
Ｖ ：０．３０質量％～０．３８質量％、
Ｎ ：０質量％超、０．０１２０質量％以下、
Ｔｉ：０．００４質量％～０．１質量％以下
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、下記式（１）を満たす非調質鍛造用鋼である。
［Ａｌ］／［Ｔｉ］≧０．５ ・・・（１）
上記式（１）において、［Ａｌ］、［Ｔｉ］はそれぞれ、鋼中のＡｌ、Ｔｉの質量％での含有量を示す。
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：０．００６質量％超、０．０５０質量％以下、
Ｖ ：０．３０質量％～０．３８質量％、
Ｎ ：０質量％超、０．０１２０質量％以下、
Ｔｉ：０．００４質量％～０．１質量％以下
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、下記式（１）を満たす非調質鍛造用鋼である。
［Ａｌ］／［Ｔｉ］≧０．５ ・・・（１）
上記式（１）において、［Ａｌ］、［Ｔｉ］はそれぞれ、鋼中のＡｌ、Ｔｉの質量％での含有量を示す。
【0009】
本発明の態様２は、更に、
Ｃｕ：０質量％超、０．２０質量％以下、
Ｎｉ：０質量％超、０．２０質量％以下、
Ｍｏ：０質量％超、０．２０質量％以下、および
Ｎｂ：０質量％超、０．２０質量％以下
よりなる群から選択される１種以上の元素を含有する態様１に記載の非調質鍛造用鋼である。
Ｃｕ：０質量％超、０．２０質量％以下、
Ｎｉ：０質量％超、０．２０質量％以下、
Ｍｏ：０質量％超、０．２０質量％以下、および
Ｎｂ：０質量％超、０．２０質量％以下
よりなる群から選択される１種以上の元素を含有する態様１に記載の非調質鍛造用鋼である。
【0010】
本発明の態様３は、更に、
Ｃａ：３．０質量ｐｐｍ以上、３００質量ｐｐｍ以下、
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、０．０２０質量％以下
よりなる群から選択される１種以上の元素を含有する態様１又は２に記載の非調質鍛造用鋼である。
Ｃａ：３．０質量ｐｐｍ以上、３００質量ｐｐｍ以下、
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、０．０２０質量％以下
よりなる群から選択される１種以上の元素を含有する態様１又は２に記載の非調質鍛造用鋼である。
【0011】
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。
【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鍛造部品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】
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。
【0015】
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。
【0016】
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。
【0017】
本発明者らは、上記のことをふまえ、製造性確保を目的にＴｉを含んだ鋼を対象として、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。
【0018】
その結果、本発明者らは、Ｔｉ含有量に対し一定割合以上のＡｌを含有させることによって、Ａｌによる脱酸が進んでＴｉ系介在物としてＴｉＮが多く生成し、高温で晶出するＴｉＮを核としてＭｎＳが生成し、例えばＴｉＮ－ＭｎＳ複合介在物が多く生成すると考えられること、そして、このＭｎとＴｉを含有した介在物が、切削時に工具表面に付着しやすく、高強度鋼の切削時において工具付着物（ベラーグ）が流れずに安定化し、結果として工具摩耗を抑制しうることを見出した。
【0019】
本発明者らは、上記メカニズムによる工具摩耗の抑制を実現するため、Ｔｉ含有量に対するＡｌ含有量の割合について更に検討を行った。その結果、本発明で規定するＡｌ量及びＴｉ量を満たすことを前提に、下記式（１）を満たすようにすればよいことを見出した。上記メカニズムは、Ａｌ量及びＴｉ量が本発明で規定する範囲内で有効に発揮される。よって、下記式における［Ｔｉ］が、上記Ｔｉ量の下限を下回って０．００４質量％未満である場合等の様に、本発明で規定するＡｌ量及びＴｉ量を満たさない場合、式（１）の計算対象外とする。
［Ａｌ］／［Ｔｉ］≧０．５ ・・・（１）
上記式（１）において、［Ａｌ］、［Ｔｉ］はそれぞれ、鋼中のＡｌ、Ｔｉの質量％での含有量を示す。
［Ａｌ］／［Ｔｉ］≧０．５ ・・・（１）
上記式（１）において、［Ａｌ］、［Ｔｉ］はそれぞれ、鋼中のＡｌ、Ｔｉの質量％での含有量を示す。
【0020】
上記［Ａｌ］／［Ｔｉ］の値が高い程、上記効果が高まる。上記［Ａｌ］／［Ｔｉ］は、好ましくは０．６以上、より好ましくは０．７以上、更に好ましくは０．８以上である。一方、［Ａｌ］／［Ｔｉ］の上限は、特に規定するものではないが、Ｔｉに対するＡｌの含有量が多くなり、過剰なＡｌによる硬質酸化物の生成を抑制する観点から、例えば１０．０以下とする。
【0021】
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。
【0022】
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。
【0023】
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。
【0024】
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。また、前述したＴｉＮ－ＭｎＳ複合介在物を生成し、工具摩耗の抑制に寄与すると考えられる。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。また、前述したＴｉＮ－ＭｎＳ複合介在物を生成し、工具摩耗の抑制に寄与すると考えられる。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。
【0025】
Ｐ：０質量％超、０．２０質量％以下
Ｐは、鋼中に不可避的に含まれる元素であり、連続鋳造時に割れなどの鋳造欠陥を誘発しうる。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、鋼中に不可避的に含まれる元素であり、連続鋳造時に割れなどの鋳造欠陥を誘発しうる。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。
【0026】
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、前述したＴｉＮ－ＭｎＳ複合介在物を形成して工具摩耗の抑制に寄与すると考えられる。また、切削時に前記ＭｎＳ等の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。これら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、前述したＴｉＮ－ＭｎＳ複合介在物を形成して工具摩耗の抑制に寄与すると考えられる。また、切削時に前記ＭｎＳ等の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。これら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。
【0027】
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。
【0028】
Ａｌ：０．００６質量％超、０．０５０質量％以下
Ａｌは、鋼溶製時の脱酸に有用な元素である。このＡｌによる脱酸が進むことで、前述の通りＴｉＮが多く生成して、工具摩耗の抑制に寄与するＴｉＮ－ＭｎＳ複合介在物が多く生成されると考えられる。また溶製時に、Ａｌと共に適量のＳｉ、Ｃａが溶鋼中に存在する場合には、被削性の確保に有用な、Ａｌ－Ｓｉ－Ｃａ酸化物、Ａｌ－Ｓｉ酸化物、Ａｌ－Ｃａ酸化物といった複合酸化物が形成されうる。これらの観点から、Ａｌ含有量を０．００６質量％超とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．００８質量％以上、より好ましくは０．０１２質量％以上、更に好ましくは０．０１６質量％以上である。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、Ａｌ含有量は、０．０５０質量％以下、好ましくは０．０４０質量％以下、より好ましくは０．０３０質量％以下、更に好ましくは０．０２５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。このＡｌによる脱酸が進むことで、前述の通りＴｉＮが多く生成して、工具摩耗の抑制に寄与するＴｉＮ－ＭｎＳ複合介在物が多く生成されると考えられる。また溶製時に、Ａｌと共に適量のＳｉ、Ｃａが溶鋼中に存在する場合には、被削性の確保に有用な、Ａｌ－Ｓｉ－Ｃａ酸化物、Ａｌ－Ｓｉ酸化物、Ａｌ－Ｃａ酸化物といった複合酸化物が形成されうる。これらの観点から、Ａｌ含有量を０．００６質量％超とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．００８質量％以上、より好ましくは０．０１２質量％以上、更に好ましくは０．０１６質量％以上である。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、Ａｌ含有量は、０．０５０質量％以下、好ましくは０．０４０質量％以下、より好ましくは０．０３０質量％以下、更に好ましくは０．０２５質量％以下とする。
【0029】
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。
【0030】
Ｎ：０質量％超、０．０１２０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０．０１２０質量％以下とする必要がある。Ｎ含有量は、好ましくは０．０１１０質量％以下、より好ましくは０．０１００質量％以下、さらに好ましくは０．００９０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０．０１２０質量％以下とする必要がある。Ｎ含有量は、好ましくは０．０１１０質量％以下、より好ましくは０．０１００質量％以下、さらに好ましくは０．００９０質量％以下である。
【0031】
Ｔｉ：０．００４質量％～０．１質量％
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、前述したＴｉＮ－ＭｎＳ複合介在物が生成され、工具摩耗の抑制に寄与すると考えられる。さらに、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。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、より好ましくは０．０１０質量％以上、更に好ましくは０．０１２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０．１質量％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０８質量％以下であり、より好ましくは０．０６質量％以下である。更に好ましくは０．０５質量％以下、より更に好ましくは０．０４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、前述したＴｉＮ－ＭｎＳ複合介在物が生成され、工具摩耗の抑制に寄与すると考えられる。さらに、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。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、より好ましくは０．０１０質量％以上、更に好ましくは０．０１２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０．１質量％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０８質量％以下であり、より好ましくは０．０６質量％以下である。更に好ましくは０．０５質量％以下、より更に好ましくは０．０４質量％以下である。
【0032】
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、Ａｓ、Ｃａ、Ｓｂ、Ｏ（酸素）、Ｈ等が含まれる。
【0033】
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Ｃａは、不可避的不純物として３．０質量ｐｐｍ未満含まれうる元素である。後述の通りＣａを３．０質量ｐｐｍ以上含む場合には、被削性をより高めることができる。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。なお、例えばＰ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。
【0034】
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。
【0035】
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。
【0036】
Ｃｕ：０質量％超、０．２０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０．２０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０．２０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。
【0037】
Ｎｉ：０質量％超、０．２０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０．２０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０．２０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。
【0038】
Ｍｏ：０質量％超、０．２０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０．２０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０．２０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。
【0039】
Ｎｂ：０質量％超、０．２０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０．２０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０．２０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。
【0040】
Ｃａ：３．０質量ｐｐｍ以上、３００質量ｐｐｍ以下、
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、０．０２０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。
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、０．０２０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。
【0041】
Ｃａ：３．０質量ｐｐｍ以上、３００質量ｐｐｍ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。これらの効果を得るには、Ｃａ含有量を３．０質量ｐｐｍ以上とすることが好ましい。Ｃａ含有量は、より好ましくは５．０質量ｐｐｍ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、３００質量ｐｐｍ以下であることが好ましく、より好ましくは１００質量ｐｐｍ以下であり、更に好ましくは５０質量ｐｐｍ以下であり、より更に好ましくは３０質量ｐｐｍ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。これらの効果を得るには、Ｃａ含有量を３．０質量ｐｐｍ以上とすることが好ましい。Ｃａ含有量は、より好ましくは５．０質量ｐｐｍ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、３００質量ｐｐｍ以下であることが好ましく、より好ましくは１００質量ｐｐｍ以下であり、更に好ましくは５０質量ｐｐｍ以下であり、より更に好ましくは３０質量ｐｐｍ以下である。
【0042】
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。
【0043】
Ｂ：０質量％超、０．０２０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０．０２０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０．０２０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。
【0044】
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。
【0045】
本発明の非調質鍛造用鋼は、上記化学組成を満たす鋼を通常の方法で溶製し、その後、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。
【0046】
上記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。
【0047】
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。
【0048】
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。
【0049】
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。
【0050】
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。
【0051】
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。
【0052】
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。
【0053】
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２５０μｍ以下であることをいう。前記Ｖｂｍａｘは好ましくは１５０μｍ以下である。
【0054】
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２０％以上であることをいう。前記絞り値は好ましくは２２％以上である。
【実施例】
【0055】
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。一方、表１のＮｏ．２～４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。
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。一方、表１のＮｏ．２～４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。
【0056】
尚、表１において、Ｎｏ．１および２は、Ｔｉ量が下限値の０．００４質量％を下回ったため、［Ａｌ］／［Ｔｉ］の計算対象外とし、［Ａｌ］／［Ｔｉ］の欄を「－」と示した。
【0057】
いずれの例も前記分塊圧延後は、熱間圧延を模擬して加熱温度１２００℃に加熱し、次いで熱間鍛造を行った。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。
【0058】
２．硬さ
前記特性評価用試験片を用いて硬さを測定した。図１ａ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１ｂ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１ａ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１ｂ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。
【0059】
３．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
【0060】
４．製造性（高温延性）
上記硬さの測定でビッカース硬さが３５０ＨＶ以上を満たすＮｏ．２～４を対象に、製造性を下記の通り評価した。
上記硬さの測定でビッカース硬さが３５０ＨＶ以上を満たすＮｏ．２～４を対象に、製造性を下記の通り評価した。
【0061】
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２０％以上のものを合格とした。
【0062】
【表1】
【0063】
【表2】
【0064】
表１および２の結果を考察する。Ｎｏ．１は、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、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。
【0065】
一方、Ｎｏ．３および４は、本発明で規定する成分組成と式（１）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。
【図1】