JP2009108357A

JP2009108357A - マルテンサイト型熱間鍛造用非調質鋼及び熱間鍛造非調質鋼部品

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Publication number: JP2009108357A
Application number: JP2007280269A
Authority: JP
Inventors: Shinya Teramoto; 真也寺本; Masayuki Hashimura; 雅之橋村
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2007-10-29
Filing date: 2007-10-29
Publication date: 2009-05-21
Anticipated expiration: 2027-10-29
Also published as: JP5181621B2

Abstract

【課題】熱間鍛造にて成型後の制御冷却により、その後の再加熱して焼入れ焼戻しの調質処理を行わずとも、鋼の主体組織がマルテンサイトとなり、高強度・高靱性で、かつ被削性に優れた鋼部品が得られる熱間鍛造用非調質鋼、および同鋼からなる熱間鍛造非調質鋼部品を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．１０〜０．２０％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｓ：０．００５〜０．８０％、Ｃｒ：０．１０〜１．５０％、Ａｌ：０．０００５〜０．００３％、Ｎ：０．００２〜０．０１％を含有し、さらに、Ｃａ：０．０００３〜０．００５０％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００５０％、Ｚｒ：０．０００５〜０．１０％のうちの１種または２種以上を含有し、残部が実質的にＦｅおよび不可避不純物からなることを特徴とするマルテンサイト型熱間鍛造用非調質鋼である。
【選択図】図１

Description

本発明は、自動車や産業機械などの機械部品に加工される鋼のうち、特に熱間鍛造にて成型後の制御冷却により主体組織がマルテンサイトとなり、熱間鍛造後に焼入れ焼戻しの調質処理を施さなくとも、強度・靱性に加え被削性を向上させたマルテンサイト型熱間鍛造用非調質鋼、及び、その鋼からなる熱間鍛造非調質鋼部品に関するものである。

旧来、自動車や産業機械などの機械部品の多くは、一般に中炭素鋼又は低炭素鋼からなる素材棒鋼から部品形状に熱間鍛造した後、再加熱し、焼入れ焼戻しの調質処理を施すことによって、高強度および高靭性を付与してきた。

しかし、この調質処理には多大な熱エネルギーが必要になると共に、処理工程が増加し、仕掛品の増大等のため、部品製造コストのうちで調質コストの占める割合が大きくなる。このため、このような構造部品を製造する上で製造工程を簡略化させ、調質コストを低減させるため、焼入れ焼戻しの調質処理を省略した熱間鍛造用非調質鋼が開発されてきた。

従来、非調質鋼を用いた熱間鍛造部品は、一度１２００℃以上に加熱し、１０００〜１２００℃程度の高温で鍛造していた。しかしながら、１２００℃以上で加熱することによってオーステナイト粒は粗大化し、１０００〜１２００℃程度の高温で鍛造することによって加工後に再結晶が進み、冷却過程で得られるフェライト−パーライト組織は粗くなる。そのため非調質鋼を用いた熱間鍛造非調質部品は、調質処理を施した鋼部品と比較すると一般に耐力比、衝撃値が小さくなる。

これらの問題点を解決するために、特許文献１では、機械構造用鋼のＭｎ量を高めに更にＶを少量添加することにより、また特許文献２では、機械構造用鋼に少量のＶを添加することにより、更に特許文献３では、成分系の制御に加えて、鍛造後の冷却過程において１０００〜５５０℃の間での温度範囲を０．７℃／sec以下の速度で冷却することにより、ＭｎＳを核とする粒内フェライトを多量分散し、その結果実質的に組織は細粒化し、靱性や疲労特性が向上することが記載されている。

しかしながら、この方法で得られるフェライト−パーライト組織はまだまだ粗く、組織微細化による衝撃値や強度の増加量は小さい。

最近、地球環境保護のため、自動車の低燃費化がますます求められており、自動車の低燃費化を達成するための有効な手段の一つは車両の軽量化であり、部品強度向上による部品の小型化が指向されている。しかし、現行のフェライト−パーライト型非調質鋼の強度の限界は、１０００ＭＰａ程度であり、最近の高強度・高靱性の要求には対応できなくなってきている。

１０００ＭＰａ以上の強さと高い靱性を両立させるためには、炭化物が微細分散するマルテンサイト組織あるいはベイナイト組織とすることが必要である。

熱間鍛造ままで、マルテンサイトあるいはベイナイト組織とする非調質鋼がこれまで多く開示されている。例えば、特許文献４では、比較的低炭素の０．０４〜０．２０％とすることによりＭｓ点を高めてセルフテンパーの効果を狙い、またＴｉ、Ｂなどの元素を添加して焼入れ性を大きくし、かつ鍛造後急冷する方法が示され、マルテンサイトまたはベイナイト、あるいはマルテンサイトとベイナイトの混合組織とすることにより、高強度とともに、良好な靱性が得られることが記載されている。

また特許文献５では、Ｔｉ、Ｂを添加しないでＮを高め、Ａｒ_３点以上から急冷することが記載されている。

しかしながら、これら特許文献４、５に開示されている高強度材では、Ｃａ、ＴｅやＢｉ等の被削性向上元素を添加したとしても被削性向上の効果は小さい。

さらに、特許文献６では、適正量のＭｎとＣｕとを複合添加することにより、高い降伏強度および良好な靱性が得られ、適正量のＴｉとＺｒを添加し、Ｔｉ炭硫化物やＺｒ炭硫化物を微細分散することにより、ＭｎＳの生成量を減少させ、ひいては鋼材の被削性が向上するという知見が開示されている。しかしながら、Ｔｉ炭硫化物やＺｒ炭硫化物は硬質なので切削時に工具損傷の原因となり、工具摩耗を促進する場合がある。いずれによっても高強度・高靱性であり、かつ被削性に優れた鋼および機械部品を得ることは、容易ではない。
特開昭５５−８２７４９号公報特開昭５５−８２７５０号公報特開昭５６−１６９７２３号公報特開平１−１２９９５３号公報特開昭６３−１３０７４９号公報特開２０００−１２９３９３号公報

近年、車両軽量化による燃費向上の要請から、自動車用熱間鍛造非調質鋼部品のさらなる高強度化が求められている。これら非調質鋼部品の高強度化に伴う問題は、上述したように靭性および被削性の低下であるが、特許文献１〜６の開示技術では、強度・靱性等の機械的性質に加え、被削性を共に向上させるのは容易ではなかった。

そこで、本発明においては、これらの問題を解決するため、熱間鍛造にて成型後の制御冷却により、その後再加熱して焼入れ焼戻しの調質処理を行わずとも、鋼の主体組織がマルテンサイトとなり、強度・靱性等の機械的性質に加え、被削性を共に向上させた熱間鍛造用非調質鋼、及び同鋼からなる熱間鍛造非調質鋼部品を提供することを目的とする。

従来の焼入れ焼戻しの調質処理を行わず、熱間鍛造成型後の制御冷却により主体組織をマルテンサイトとし、マルテンサイト型非調質鋼の高靭性化、かつ良好な被削性を達成するため、本発明者らは最適な鋼成分および組織について種々検討を重ねた結果、鋼成分において特にＡｌを通常の熱間鍛造用鋼のＡｌ量より少なく添加し、さらにＣａ、Ｍｇ、Ｚｒのうち１種または２種以上添加することによる下記の知見を得て、マルテンサイト型非調質鋼において、冷却速度の広い範囲で、強度・靱性等の機械的性質に加え、被削性を共に向上させることを見出した。

（ａ）通常の熱間鍛造用鋼より少ないＡｌ量に減らし、硬質なＡｌ_２Ｏ_３が多量に生成してしまうことを抑えることにより、切削時の工具損傷を抑え、高強度なマルテンサイト型非調質鋼の被削性を向上させることができる。

（ｂ）さらにＣａ、Ｍｇ、Ｚｒのうち１種または２種以上添加し、Ｍｎ硫化物を微細均一分散させることにより、破壊の単位である有効結晶粒の粗大化を抑制して高靱性を確保し、冷却速度が遅い場合でも、冷却中にＭｎ硫化物を均一に微細析出させ、有効結晶粒の粗大化を抑制し、高強度であると共に、高靱性を確保することができる。

本発明は、これら知見に基づいて完成した高強度・高靭性で、かつ被削性を向上させたマルテンサイト型熱間鍛造用非調質鋼、および、その鋼からなる熱間鍛造非調質鋼部品であって、その発明の要旨は、以下のとおりである。

（１）質量％で、
Ｃ：０．１０〜０．２０％、
Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、
Ｍｎ：１．０〜３．０％、
Ｓ：０．００５〜０．８０％、
Ｃｒ：０．１０〜１．５０％、
Ａｌ：０．０００５〜０．００３％、
Ｎ：０．００２〜０．０１％、
を含有し、
さらに、
Ｃａ：０．０００３〜０．００５０％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００５０％、
Ｚｒ：０．０００５〜０．１０％
のうちの１種または２種以上を含有し、残部が実質的にＦｅおよび不可避不純物からなることを特徴とするマルテンサイト型熱間鍛造用非調質鋼。

（２）さらに、質量％で、
Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
を含有することを特徴とする上記（１）に記載のマルテンサイト型熱間鍛造用非調質鋼。

（３）さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．０５〜０．３０％、
Ｖ：０．０５〜０．３０％、
Ｍｏ：０．０５〜１．０％
のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載のマルテンサイト型熱間鍛造用非調質鋼。

（４）上記（１）乃至（３）のいずれかに記載のマルテンサイト型熱間鍛造用非調質鋼からなる熱間鍛造非調質鋼部品であって、鋼組織が実質的に、有効結晶粒径が１５μｍ以下のマルテンサイト組織であることを特徴とする熱間鍛造非調質鋼部品。

本発明を適用したマルテンサイト型熱間鍛造用非調質鋼及び熱間鍛造非調質鋼部品は、高強度・高靭性と被削性を向上させることができ、熱間鍛造にて成型後の制御冷却により、その後再加熱して焼入れ焼戻しの調質処理を行わずとも、鋼の主体組織をマルテンサイト化させることができることから、調質コストを低減させることが可能となる。

本発明は、鋼成分としては、熱間鍛造後の制御冷却によりマルテンサイト組織となることを期待するものであり、特に鋼成分として、Ａｌは、通常の非調質鋼より低目の０．０００５〜０．００３％を添加することにより、硬質なＡｌ_２Ｏ_３を多量に生成することを抑え、高強度なマルテンサイト型非調質鋼の被削性が向上し、さらにＣａ、Ｍｇ、Ｚｒのうち１種または２種以上添加し、Ｍｎ硫化物を微細均一分散により、破壊の単位である有効結晶粒の粗大化を抑制して高靱性を確保することを技術的特徴としている。

そして、本発明は、上記のような鋼成分とした上で、熱間鍛造後の制御冷却により有効結晶粒径が１５μｍ以下のマルテンサイト組織を得て、しかも焼入れ焼戻しの調質処理を行わずに、高強度・高靭性で、かつ被削性を向上させた熱間鍛造用非調質鋼部品を得るものである。

まず、請求項１〜３に記載している鋼の合金成分の限定理由について以下に説明する。
本発明を適用した、請求項１に記載しているマルテンサイト型熱間鍛造用非調質鋼は比較的小型ないし肉厚が薄くて焼きが十分入る部品、あるいは内部硬さが表面部ほど必要でない部品に適当であり、例えば自動車のエンジン等に使用されるクランクシャフトや、コンロッド、或いは自動車の足廻り等に使用されるナックル等の構造部品へ適用する際に特に好適である。
また請求項２に記載しているマルテンサイト型熱間鍛造用非調質鋼は比較的大型ないし十分な焼入れ性を必要とする部品に適当である。請求項３に記載しているマルテンサイト型熱間鍛造用非調質鋼は請求項１、２よりもさらに高強度・高靱性を必要とする部品に適当である。

〔請求項１で規定の成分〕
以下、組成における質量％は、単に％と記載する。

Ｃ：０．１０〜０．２０％
Ｃは、鋼の焼き入れ性とマルテンサイト鋼及び部品の強度を決定する最も基本的な元素である。鋼及び部品として十分な強度を得るために、下限を０．１０％とする。一方、Ｍｓ点を高めて鍛造焼入れ過程で自己焼戻しを得るために、上限を０．２０％とする。また０．２０％超では、靱性が低下する点も、Ｃの上限を０．２０％とした理由である。

Ｓｉ：０．１０〜０．５０％
Ｓｉは、固溶強化による材料強度確保のため、また脱酸元素として有効な元素であり、Ａｌ、Ｃａなどとともに軟質な複合酸化物を生成し、被削性が向上する。しかし、Ｓｉの含有量が０．１０％未満ではその効果を十分に発揮させることができない。一方、Ｓｉの含有量が０．５０％超では、硬質酸化物を生じて靱性および被削性を低下するなどの弊害も生じる。このため、Ｓｉの含有量は、０．１０〜０．５０％とした。

Ｍｎ：１．０〜３．０％
Ｍｎは、固溶強化により鋼を強化するとともに、焼入れ性を高める元素であり、さらにマルテンサイトの生成を促進する上で有効な元素である。またＺｒまたはＭｇ酸化物を晶出核として微細均一分散する効果があり、有効結晶粒の粗大化を抑制し高靱性を維持するために必要である。しかし、このＭｎが１．０％未満では、所期のマルテンサイト組織を得ることができないため、下限を１．０％とする。また、このＭｎは、Ｓによる熱間脆性を防止する有用元素であり、鋼中のＳを硫化物として固定、分散させるために必要であるが、Ｍｎ量が大きくなると素地の硬さが大きくなり靱性や被削性を低下するので、上限を３．０％とする。

Ｓ：０．００５〜０．８％
ＳはＭｎＳを形成し、被削性を向上する元素であるが、０．００５％未満では十分な効果は得られない。一方、Ｍｎ量にも依存するが、０．８％超では、ＭｎＳが粗大化し、これに伴ってＭｎＳには鍛造時の異方性が生じるために、機械的性質の異方性が大きくなり、場合によっては割れの起点となって加工性を劣化させる。このため、Ｓの含有量を、０．００５〜０．８％とした。

Ｃｒ：０．１０〜１．５０％
Ｃｒは焼入れ性を高め、また強度及び靭性を向上させる元素であり、０．１０％未満ではその効果は得られない。また１．５％超では、その効果が飽和するばかりか、Ｃｒ炭化物を生成し、却って靱性が低下する。このため、Ｃｒの含有量を０．１０〜１．５０％とした。

Ａｌ：０．０００５〜０．００３％
Ａｌは脱酸元素であり、０．００３％以下ではＳｉ、Ｃａなどとともに軟質な複合酸化物を生成し、被削性を向上させることができる。しかし、Ａｌの含有量が０．０００５％未満では、その効果は発現しない。また、Ａｌの含有量が、０．００３％超では、軟質な複合酸化物を生成させることができず、かえって硬質なＡｌ酸化物を生成するため、被削性が著しく低下してしまう。

Ｎ：０．００２〜０．０１％
Ｎは各種元素と窒化物を形成し、破壊の単位である有効結晶粒の粗大化を抑制し、高靭性を維持する効果がある。この十分な効果を得るために、下限０．００２０％とする。しかし、このＮを過剰に添加すると、固溶Ｎ量が増大し靭性の低下を招くと共に被削性を著しく低下する。従って、固溶Ｎを減らすために、上限０．０１％とする。

Ｃａ：０．０００３〜０．００５０％
Ｃａは脱酸元素であり、ＡｌまたはＳｉなどともに軟質な複合酸化物を生成し、被削性を向上させる。Ｃａ酸化物はＭｎ硫化物の晶出核になりＭｎ硫化物を微細均一分散させる上で効果がある。したがってＣａは破壊の単位である有効結晶粒の粗大化を抑制し、高靭性を維持するのに有効な元素である。またＭｎ硫化物に固溶してその変形能を低下させ、圧延や熱間鍛造後、Ｍｎ硫化物形状の伸延を抑制する。したがって機械的性質の異方性の低減に有効な元素である。しかし、このＣａの含有量が０．０００３％未満ではこれら効果を発現させることができない。また、Ｃａの含有量が０．００５０％超では、かえって硬質な酸化物または硫化物を多量に生成し、被削性が低下してしまう原因にもなる。このため、Ｃａの含有量を０．０００３〜０．００５０％とした。

Ｍｇ：０．０００３〜０．００５０％
Ｍｇは脱酸元素であり、Ｍｇ酸化物を生成する。Ｍｇ酸化物はＭｎ硫化物の晶出核になりＭｎ硫化物を微細均一分散に効果がある。したがって破壊の単位である有効結晶粒の粗大化を抑制し、高靭性を維持するのに有効な元素である。０．０００３％未満では、これら効果はなく、０．００５％超では、歩留まりが極端に悪くなり効果が飽和する。

Ｚｒ：０．０００５〜０．１０％
Ｚｒは脱酸元素であり、Ｚｒ酸化物を生成する。Ｚｒ酸化物はＭｎ硫化物の晶出核になりＭｎ硫化物の微細均一分散させる上で効果がある。したがってＺｒは破壊の単位である有効結晶粒の粗大化を抑制し、高靭性を維持するのに有効な元素である。このＺｒの含有量が０．０００５％未満では、これら効果を発現させることができない。Ｚｒの含有量が０．１０％超では、硬質なＺｒ酸化物または硫化物を多量に生成し、被削性が低下してしまう原因にもなる。このため、Ｚｒの含有量を０．０００５〜０．１０％とした。

〔請求項２で規定の成分〕
Ｂ：０．０００５〜０．００５０％
Ｂは鋼中に固溶Ｂとして存在すると、焼入れ性向上の効果を高め、また靭性を向上させる効果もある。それらの効果を発揮するためには０．０００５％以上必要であるが、０．００５０％超では、その効果も飽和し、靱性を低下させる。このため、Ｂの含有量は、０．０００５〜０．００５０％とした。

Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％
Ｔｉは、不可避的不純物として混入するＮと結合することで、Ｔｉ窒化物を形成し、これによってＢＮの析出を抑制して固溶Ｂを増大させ、ＢがＢＮとなってＢの焼入れ性向上効果が消失するのを防止し、Ｂによる焼入れ性向上の効果を向上させることができる。またＴｉ窒化物を形成し、有効結晶粒の粗大化を抑制し高靱性を維持する効果がある。これら効果を発揮するためには０．００５％以上必要である。しかし、０．０３０％超では、粗大なＴｉ窒化物が形成し、かえって靱性を低下し、また被削性も低下する。このため、Ｔｉの含有量は、０．０００５〜０．００５０％とした。

〔請求項３で規定の成分〕
以下のＮｂ、Ｖ、Ｍｏのうちの１種または２種以上を含有する。

Ｎｂ：０．０５〜０．３０％
ＮｂはＮｂ炭窒化物を形成し、有効結晶粒の粗大化を抑制し、高靱性、高強度を維持する効果がある。また高温で鋼中に固溶し、焼入れ性を増大させる。これら効果を得るには、０．０５％以上必要である。しかし、０．３０％超では粗大なＮｂ炭窒化物が形成し、かえって靱性を低下する。このため、Ｎｂの含有量は、０．０５〜０．３０％とした。

Ｖ：０．０５〜０．３０％
ＶはＮｂと同様にＶ炭窒化物を形成し、有効結晶粒の粗大化を抑制し高靱性を維持する効果がある。また高温で鋼中に固溶し、焼入れ性を増大させる。これら効果を得るには、０．０５％以上必要である。しかし、０．３０％超では粗大なＶ炭窒化物が形成し、かえって靱性を低下する。このため、Ｖの含有量は、０．０５〜０．３０％とした。

Ｍｏ：０．０５〜１．０％
Ｍｏは焼入れ性向上に寄与するとともに、炭化物による粒界強度の低下を有効に阻止する元素である。０．０５％未満ではその効果は認められず、１．０％超を添加してもその効果が飽和する。このため、Ｍｏの含有量は、０．０５〜１．０％とした。
また、上記で規定した鋼成分の他、本発明の効果を損なわない範囲で、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｐｂ、Ｓｂ、ＲＥＭ等を含有させることができる。

〔請求項４の限定理由〕
次に、請求項４に記載している熱間鍛造非調質鋼部品の特徴の限定理由について以下に説明する。

請求項１〜３に記載しているマルテンサイト型熱間鍛造用非調質鋼を用いて、熱間鍛造後、冷却する際、鍛造部品の肉厚や合金元素の添加量に応じて、水冷、油冷、空冷、あるいはこれらに相当する冷却能を有する冷却媒体で冷却し、鋼組織が、実質的に、有効結晶粒径１５μｍ以下のセルフテンパーしたマルテンサイト組織となる。その鋼組織がマルテンサイト組織以外である場合、靭性が著しく低下する。ここで実質的にマルテンサイト組織とは、面積率で９５％以上がマルテンサイト組織であり、残部はベイナイト、残留オーステナイト等である場合をいう。

ここで、有効結晶粒径とは、シャルピー試験後の脆性破面を観察し、擬劈開ないしは劈開によって形成された一つの平らな脆性破面の平均長さである。この破面単位と組織を詳細に観察したところ、本発明でいう有効結晶粒径はマルテンサイト組織のパケットの大きさとほぼ一致する。

鋼組織を有効結晶粒径が１５μｍ以下のマルテンサイト組織とするのは、１１００ＭＰａ以上の強さと高靭性を両立させるためである。

鋼組織を有効結晶粒径が１５μｍ以下のマルテンサイト組織とするには、上記のとおり、熱間鍛造後の冷却速度を鋼成分や鍛造部品の肉厚によって適宜選択するものであるが、例えば、鋼成分が焼入れ性を向上させる元素が少ない請求項１を満足するマルテンサイト型熱間鍛造用非調質鋼であり、鍛造部品の肉厚が４０ｍｍ以上と厚い場合は、水冷を選択し、鋼成分が焼入れ性を向上させる元素が多い請求項２と３とを同時に満足するマルテンサイト型熱間鍛造用非調質鋼であり、鍛造部品の肉厚が２０ｍｍ以下と薄い場合は、空冷を選択してもよく、予め実験により適正条件を求めておくことができる。

本発明を実施例によって以下に詳述する。なお、これら実施例は本発明の技術的意義、効果を説明するためのものであり、本発明の範囲を限定するものではない。

表１に示す化学成分を有する鋼１５０ｋｇを真空溶解炉で溶製後、熱間圧延により直径５０ｍｍの棒鋼とした後、１２５０℃の温度条件下で熱間鍛造し、直径が２０ｍｍの円柱状に鍛伸し、本発明例Ｎｏ．１０、Ｎｏ．１２、比較例Ｎｏ．２２、Ｎｏ．２３を除いて残りすべてにつき、直ちに２５℃の水を用いて冷却し、本発明例Ｎｏ．１０、Ｎｏ．１２、比較例Ｎｏ．２２、Ｎｏ．２３について、直ちに１００℃の油（ＪＩＳ１種１号）を用いて冷却した。即ち、このＮｏ．１０、Ｎｏ．１２、Ｎｏ．２２、Ｎｏ．２３については冷却速度を遅くしている。そして、この本発明例および比較例の鋼材について、引張試験、衝撃試験、被削性試験を行い、その特性を評価した。なお、表１の下線部は本発明で規定した成分の範囲外条件である。Ｎｏ．１６、１７については、Ｃの含有量を、またＮｏ．１８についてはＡｌの含有量を、またＮｏ．１９についてはＮの含有量を、Ｎｏ．２０、２２については、Ｃａの含有量を、Ｎｏ．２１、２３については、Ｍｇ、Ｚｒの含有量を、Ｎｏ．２４についてはＳｉの含有量を、Ｎｏ．２５、２６については、Ｍｎの含有量を、Ｎｏ．２７については、Ｃｒの含有量を、Ｎｏ．２８についてはＴｉ、Ｂの含有量を、本発明において規定した成分の範囲内から逸脱させている。

引張試験は、直径２０ｍｍの丸棒からＪＩＳ３号試験片を切り出し、引張強度を評価した。

衝撃試験片は鍛伸方向にＪＩＳ３号試験片を切り出し、ＪＩＳＺ２２４２に規定されている方法で、室温におけるシャルピー衝撃試験を実施した。その際、評価指標として単位面積あたりの吸収エネルギーを採用した。

被削性評価の指標としては、ドリル穿孔試験では累積穴深さ１０００ｍｍまで切削可能な最大切削速度ＶＬ１０００(m/min)を採用した。ここでいうＶＬ１０００とは、１０００ｍｍ長の孔あけが可能なドリルの切削速度で、数値が大きいほど被削性は良好であることを示す。

ドリル穿孔試験条件は表２に示す。

鋼組織は光学顕微鏡または走査型顕微鏡によって観察した。Ｍは主体組織がマルテンサイト組織を示す。Ｂは主体組織がベイナイト組織を示す。マルテンサイト面積率は全組織中のマルテンサイトの面積率であり、顕微鏡で撮影した組織写真を画像処理して判定した。

また、これら引張試験、衝撃試験、被削性評価結果を表３に示す。表３の評価結果内の横線はドリル穿孔試験において切削速度１ｍ／ｍｉｎ．で累積穴深さ１０００ｍｍまで切削できなかったことを表す。

図１は、表３の本発明例Ｎｏ．１〜１５と比較例Ｎｏ．１８〜２３を横軸に引張強度、縦軸にＶＬ１０００の結果をプロットしたものである。

上記表３に示すＮｏ．１〜１５は本発明例、Ｎｏ．１６〜２８は比較例である。
表３に示すように、本発明例Ｎｏ．１〜１５の鋼材では、評価指標である引張強度、吸収エネルギーおよびＶＬ１０００のすべてにおいて良好な値を示し、何れも同レベルの強度で見たときの被削性が、また同レベルの被切削性で見たときの強度が優れており、強度・靱性等の機械的性質に加え、被削性を共に向上させることができることが明らかとなった。

その一方で、比較例Ｎｏ．１６〜２８の鋼材では、評価指標３つのうちの少なくとも１つ以上の特性が、本発明例の鋼材と比較して劣っていた。

具体的には、比較例Ｎｏ．１６は、本発明必須元素Ｃを必要量含んでいないため、強度が本発明材より劣っていた。

比較例Ｎｏ．１７は、本発明必須元素Ｃを過剰に添加しているため、強度が本発明材より高く、靱性とともに被削性が極端に劣っていた。

比較例Ｎｏ．１８〜２３は、本発明必須元素のＡｌ、Ｎ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒをいずれも過剰に添加または必要量含んでいないため、図１に示すように、同レベルの引張強度で見たときに、ＶＬ１０００が本発明鋼材より極端に劣っていた。

Ｎｏ．２０は、Ｃａの含有量が０．００７５％であり、本発明で規定した範囲を超えている。このため、硬質な酸化物または硫化物を多量に生成し、同レベルの引張強度からなる本発明例と比較して被削性が低下している。

またＮｏ．２１は、Ｚｒの含有量が本発明で規定した０．１０％を超えているため、硬質なＺｒ酸化物または硫化物を多量に生成し、同レベルの引張強度からなる本発明例と比較して被削性が低下している。

中でもＮｏ．２２、２３はいずれも組織は面積率９５％以上のマルテンサイト組織であるが、冷却速度が遅く、Ｍｎ硫化物の微細均一分散による有効結晶粒の粗大化抑制効果が得られず、有効結晶粒径が何れも１５μｍを超えているために規定を外れ、靱性が本発明材より劣っていた。また、このＮｏ．２２、Ｎｏ．２３と同レベルの強度を示す本発明鋼と比較しても、ＶＬ１０００が低く、被削性が劣っていた。その一方で、このＮｏ．２２、Ｎｏ．２３とＴｉ、Ｂの含有量をほぼ同一条件下でコントロールした本発明例Ｎｏ．１０、１２は冷却速度が遅いにもかかわらず、Ｍｎ硫化物の微細均一分散による有効結晶粒の粗大化抑制効果が得られ、有効結晶粒が１５μｍ以下で高靭性を確保しており、また被削性も優れていた。

比較例Ｎｏ．２４は、本発明必須元素のＳｉを過剰に添加しているため、強度が本発明材より高く、靱性とともに被削性が極端に劣っていた。

比較例Ｎｏ．２５は本発明必須元素のＭｎを必要量含んでいないため、焼入れ性が低下し、主体組織がベイナイトとなり、靱性が本発明材より極端に劣っていた。

比較例Ｎｏ．２６〜２８は本発明必須元素のＭｎ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｂを過剰に添加しているため、靱性が極端に劣っていた。特にＮｏ．２６は、Ｍｎの添加量が本発明で規定した範囲を超えているため、被削性も低下していた。

表３の本発明例Ｎｏ．１〜１５と比較例Ｎｏ．１８〜２３の引張強度と被削性との関係を示す説明図である。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．１０〜０．２０％、
Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、
Ｍｎ：１．０〜３．０％、
Ｓ：０．００５〜０．８０％、
Ｃｒ：０．１０〜１．５０％、
Ａｌ：０．０００５〜０．００３％、
Ｎ：０．００２〜０．０１％
を含有し、
さらに、
Ｃａ：０．０００３〜０．００５０％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００５０％、
Ｚｒ：０．０００５〜０．１０％
のうちの１種または２種以上を含有し、残部が実質的にＦｅおよび不可避不純物からなることを特徴とするマルテンサイト型熱間鍛造用非調質鋼。
さらに、質量％で、
Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
を含有することを特徴とする請求項１に記載のマルテンサイト型熱間鍛造用非調質鋼。
さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．０５〜０．３０％、
Ｖ：０．０５〜０．３０％、
Ｍｏ：０．０５〜１．０％
のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載のマルテンサイト型熱間鍛造用非調質鋼。
請求項１乃至３のいずれか１項に記載のマルテンサイト型熱間鍛造用非調質鋼からなる熱間鍛造非調質鋼部品であって、鋼組織が実質的に、有効結晶粒径が１５μｍ以下のマルテンサイト組織であることを特徴とする熱間鍛造非調質鋼部品。