JP5097047B2 - 熱間鍛造用鋼材およびその製造方法 - Google Patents

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本発明は、熱間鍛造用鋼材およびその製造方法に関し、詳しくは、１０００℃を超える温度に加熱して熱間鍛造を行うような中・高炭素系の熱間鍛造用鋼材とその製造方法、なかでも、自動車、産業機械および建設機械など高い転動疲労特性が要求される機械部品の素材として好適な熱間鍛造用鋼材とその製造方法に関する。

従来、自動車、産業機械および建設機械などの機械部品は、中・高炭素系の構造用鋼材を素材としてこれに熱間鍛造を繰り返して製造されているが、この様な熱間鍛造のための加熱温度は１０００℃を超え、時には１１００℃以上の高温となるため、オーステナイト粒（以下、オーステナイトを「γ」ともいう。）が粗大化する。

γ粒の粗大化に対しては、これを抑止するために、しばしばピン止め粒子として、窒化物が利用される。しかしながら、例えば、ハブに代表されるような高い転動疲労特性が求められる機械部品の場合、素材としてＴｉ、Ｎなどを添加した鋼材を用いると、これらの窒化物である粗大なＴｉＮなど硬質の介在物および析出物が疲労破壊の起点となるため、転動疲労特性が低下してしまう。

したがって、上記のハブに代表されるような高い転動疲労特性が要求される機械部品の素材には、特に、粗大な窒化物系の介在物および析出物を形成させないために、Ｔｉ、Ｎなどの含有量を低減させた鋼材が用いられるので、γ粒の粗大化傾向が強く、熱間鍛造のための加熱時のγ粒度は、ＪＩＳ Ｇ ０５５１（２００５）に記載の「鋼−結晶粒度の顕微鏡試験方法」に準じる粒度番号で負の値となるほどに粗大化する場合がある。

このようなγ粒の粗大化は、素材そのものの機械特性の低下、あるいは熱間鍛造後に行われる冷間加工時の変形能の低下などの問題を引き起こす場合があり、硬質の介在物および析出物は極力低減させつつ、γ粒の粗大化抑制効果を有する鋼が求められている。

このため、例えば、特許文献１〜３に、高温γ域加熱時のγ粒粗大化抑制効果を有した鋼を得る技術が開示されている。

具体的には、特許文献１に、特定の化学組成を有する鋼材を１１５０℃〜Ａ₃点の温度に加熱した後熱間圧延することを特徴とする再加熱時のオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制した「含Ｂ肌焼鋼の製造法」が開示されている。

特許文献２に、特定量の成分元素を含む熱間圧延鋼線材または冷間伸線された鋼線材において、線材の中心軸に平行な縦断面の被顕面積１５０ｍｍ²内に存在する硫化物または硫化物を主体とする複合化合物のうち、被顕面積内に観察される断面積が６０μｍ²以上のものが６０個以下、かつ断面積が１０〜２０μｍ²のものが５００個以上である「冷間鍛造性の優れた鋼線材」が開示されている。

特許文献３に、特定量の成分元素を含む鋼を製造する際、Ａｌ、Ｔｉで脱酸しＡｌ、Ｔｉの酸化物を晶出核としてＭｎＳを微細分散する「浸炭熱処理時に結晶粒が粗大化しない肌焼鋼の製造方法」が開示されている。

特開昭５８−１２０７１９号公報 特開２０００−２０４４４０号公報 特開平４−３５０１１３号公報

前記の特許文献１で開示された技術は、ＴｉとＮの含有量を規定して、ＮをＴｉで固定してＢの焼入れ性向上効果を発現させるとともに、ＴｉＮによりオーステナイト粒をピン止めしてγ粒が粗大化することを抑制するものである。しかしながら、ＴｉＮは硬質な窒化物であるため、このような硬質粒子をピン止め粒子として析出させると、既に述べたように、比較的粗大なＴｉＮの介在物および析出物が疲労破壊の起点となり、このため、ハブに代表されるような高い転動疲労特性が要求される部品の素材には、転動疲労特性が低下してしまうことがある。

特許文献２で開示された技術は、鋼中の硫化物形態を規定して鋼の変形能を高めることを図るものである。このため、硫化物は冷間鍛造性改善のために用いられるだけであって、オーステナイト粒の粗大化を抑制するという観点からのＭｎＳの形態制御については全く考慮されていない。

特許文献３で開示された技術は、Ｃの含有量が０．１０〜０．３０％の肌焼鋼において、鋼の脱酸時に生成する微細な酸化物、鋼鋳造後の冷却時に晶析出する酸化物をＭｎＳの晶析出核として利用するため、Ａｌ、Ｔｉを添加し、ＭｎＳに加えて、Ａｌ、Ｔｉなどの窒化物によるオーステナイト結晶粒の粗大化防止効果を得るものであるため、ＴｉＮなど比較的粗大な硬質の介在物および析出物が疲労破壊の起点となり、このため、ハブに代表されるような高い転動疲労特性が要求される機械部品の素材として用いた場合には、転動疲労特性が低下してしまうことがある。しかも、１０００℃以下という浸炭温度ではγ粒の粗大化抑制効果を有していても、１０００℃を超えるような高い温度に加熱して熱間鍛造を行う場合には、十分なγ粒粗大化抑制効果を確保できるものではない。

本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、優れたγ粒の粗大化抑制効果を有する中・高炭素系の熱間鍛造用鋼材とその製造方法、なかでも酸化物系、窒化物系などの介在物や析出物となりうるＴｉの含有量が０．００５質量％以下およびＮｂが０．００５％以下で、かつ窒化物を形成するＮの含有量が０．０１０質量％未満であっても優れたγ粒の粗大化抑制効果を有し、自動車、産業機械および建設機械など高い転動疲労特性が要求される機械部品の素材として好適な、Ｃの含有量が０．３０〜０．６５質量％である中・高中炭素系の熱間鍛造用鋼材とその製造方法を提供することを目的とする。

前述したように、炭化物、窒化物など硬質の粒子をピン止め粒子として用いた場合には、転動疲労特性が低下することを避けられない。このため、ハブに代表されるような高い転動疲労特性が要求される機械部品に対して、炭化物、窒化物など硬質粒子のピン止め効果を適用することはできない。

そこで、本発明者らは、炭化物、窒化物などよりも軟質であるＭｎＳを、１０００℃を超えるような高い温度でのピン止め粒子として用いることについて種々検討した。具体的には、質量％で、０．３０〜０．６５％のＣを含有する中・高中炭素系の鋼材を用いて熱間加工を模擬した試験を実施し、ＭｎＳの形態と分布がγ粒の粗大化に及ぼす影響および加工熱処理の条件がＭｎＳの形態と分布に及ぼす影響について詳細に検討した。

その結果、下記（ａ）〜（ｅ）の知見を得た。

（ａ）熱間鍛造のための加熱を１０００℃を超えるような高い温度で行った場合に、γ粒の粗大化を抑制するためには、被鍛造材である鋼材中のＭｎＳの数密度を高めることが有効である。

（ｂ）鋼材中のＭｎＳの数密度を高めるには、鋼材中のＭｎＳの形態を細く制御し、熱間鍛造のための加熱の際に分断させることが有効である。

（ｃ）熱間鍛造のための加熱を１０００℃を超えるような高い温度で行った場合に、ＭｎＳを分断させるためには、質量％で、０．００５％以上０．０３０％未満のＳを含む中・高炭素系の素材鋼を、熱間圧延などの方法で熱間加工して、熱間加工方向に平行な面におけるＭｎＳの形態と分布が、
〈１〉アスペクト比、つまり、長さと厚さとの比である「長さ／厚さ」が１０以下のＭｎＳの面積が全ＭｎＳ面積に対して９０％以上であること、
〈２〉厚さが２μｍ以下であるＭｎＳの面積が全ＭｎＳ面積に対して８０％以上であること、
という２つの条件を満たすように制御する必要がある。

これは、ＭｎＳが、その厚さに関して、上記（ｃ）に記載した条件〈２〉を満たしていなければ、所定の部品形状に熱間鍛造するに際して、１０００℃を超える温度に加熱しても、表面張力によるＭｎＳのさらなる分断が生じないからであり、また、ＭｎＳが、そのアスペクト比に関して、上記（ｃ）に記載した条件〈１〉を満たしていなければ、所定の部品形状への熱間鍛造のための１０００℃を超える温度での加熱によって、表面張力によるＭｎＳのさらなる分断が生じたとしても、ＭｎＳの数密度の顕著な増加が生じることがないからである。

（ｄ）質量％で、０．００５％以上０．０３０％未満のＳを含む鋼材において、熱間加工方向に平行な面におけるＭｎＳの形態と分布を上記（ｃ）に記載したものとするためには、例えば、熱間圧延などの熱間加工に供する素材鋼を、１０００〜１２００℃に加熱して９００℃以上の温度域で累積減面率９０％以上の熱間加工を行い、熱間加工終了後９００℃以上の温度域に少なくとも３ｍｉｎ以上保持すればよい。

（ｅ）上記（ｄ）の１０００〜１２００℃に加熱されて９００℃以上の温度域で累積減面率９０％以上という高い減面率での熱間加工を受けたＭｎＳは、厚さが小さくなるだけでなく、さらに上記の熱間加工終了後９００℃以上の温度域で３ｍｉｎ以上保持されることによって、細くくびれた部分から表面張力によって分断されて長さが短くなるので、結果として、アスペクト比が小さくなる。

本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記（１）に示す熱間鍛造用鋼材および（２）に示す熱間鍛造用鋼材の製造方法にある。

（１）質量％で、Ｃ：０．３０〜０．６５％、Ｓｉ：０．０５％以上０．５０％未満、Ｍｎ：０．２０〜１．５０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００５％以上０．０３０％未満、Ａｌ：０．０４０％以下およびＮ：０．０１０％未満を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＴｉが０．００５％以下およびＮｂが０．００５％以下であり、熱間加工方向に平行な面におけるＭｎＳの形態と分布が下記の条件〈１〉および〈２〉を満たすことを特徴とする熱間鍛造用鋼材。
〈１〉アスペクト比が１０以下のＭｎＳの面積が全ＭｎＳ面積に対して９０％以上であること、
〈２〉厚さが２μｍ以下であるＭｎＳの面積が全ＭｎＳ面積に対して８０％以上であること。

（２）質量％で、Ｃ：０．３０〜０．６５％、Ｓｉ：０．０５％以上０．５０％未満、Ｍｎ：０．２０〜１．５０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００５％以上０．０３０％未満、Ａｌ：０．０４０％以下およびＮ：０．０１０％未満を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＴｉが０．００５％以下およびＮｂが０．００５％以下である素材鋼を、１０００〜１２００℃に加熱して９００℃以上の温度域で累積減面率９０％以上の熱間加工を行い、熱間加工終了後９００℃以上の温度域で３ｍｉｎ以上保持することを特徴とする上記（１）に記載の熱間鍛造用鋼材の製造方法。

なお、「熱間加工方向に平行な面」とは、例えば、熱間加工が「熱間圧延」であれば「圧延方向の面」を、また、熱間加工が「熱間鍛造」であれば「鍛錬軸に平行な面」を指す。

ＭｎＳの「アスペクト比」とは、ＭｎＳの「長さ／厚さ」を指す。なお、本発明でいうＭｎＳの「厚さ」とは、介在物最大長方向に平行な２本の直線で介在物を挟んだときの２直線間の距離、すなわち最大厚さを指す。

「全ＭｎＳ面積」とは、ＪＩＳ Ｇ ０５５５（２００３）に記載の「鋼の非金属介在物の顕微鏡試験方法」に準じて、上記の観察面を倍率４００倍で６４視野、合計で１．４４ｍｍ²相当の面積を観察した際のＭｎＳ面積の合計を指す。

「素材鋼」とは、例えば、鋼塊、連続鋳造材、あるいはそれらを分塊圧延したビレットなど、熱間加工に供されるものを指す。

また、上記の「温度」とは対象となる素材鋼やそれを熱間加工したものの「表面温度」を指す。

以下、上記 （１）の熱間鍛造用鋼材に係る発明および（２）に示す熱間鍛造用鋼材の製造方法に係る発明を、それぞれ、「本発明（１）」および「本発明（２）」という。また、総称して「本発明」という。

本発明の熱間鍛造用鋼材は、Ｔｉ、ＮｂおよびＮの含有量が、それぞれ、質量％で、０．００５％以下、０．００５％以下および０．０１０％未満、より望ましくは０．００３％以下、０．００３％以下および０．００７％以下であるにも拘わらず、熱間鍛造するために、１０００℃を超えるような温度、特に、１１００℃以上の高い温度に加熱しても、γ粒の粗大化が抑制されるので、自動車、産業機械および建設機械など高い転動疲労特性が要求される機械部品の素材として好適である。なお、この熱間鍛造用鋼材は本発明の方法によって製造することができる。

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、化学成分の含有量の「％」は「質量％」を意味する。

（Ａ）化学組成：
Ｃ：０．３０〜０．６５％
Ｃは、鋼の強度を確保するのに有効であり、また、自動車、産業機械および建設機械などの機械部品においては、耐摩耗性を確保するのにも非常に有効である。これらの効果を得るためには、Ｃは０．３０％以上の含有量とする必要がある。しかしながら、Ｃの含有量が多くなり、特に、０．６５％を超えると、硬さが高くなりすぎて冷間加工性や被削性が劣化する。したがって、Ｃの含有量を、０．３０〜０．６５％とした。なお、Ｃ含有量の望ましい下限は０．３８％であり、また、望ましい上限は０．６０％である。

Ｓｉ：０．０５％以上０．５０％未満
Ｓｉは、脱酸効果を有する元素であり、また、フェライトの固溶強化にも有効な元素であるので、０．０５％以上含有させる。しかしながら、Ｓｉの含有量が０．５０％以上になると熱間加工性を損ねるので、その含有量の上限は、フェライトの固溶強化に必要かつ十分な０．５０％未満である。したがって、Ｓｉの含有量を、０．０５％以上０．５０％未満とした。なお、Ｓｉ含有量の望ましい下限は０．１５％であり、また、望ましい上限は０．４０％である。

Ｍｎ：０．２０〜１．５０％
Ｍｎは、鋼中でＭｎＳを形成するために必須の元素であり、０．２０％以上含有させる。しかしながら、Ｍｎの含有量が過剰になるとＭｎＳ量をいたずらに増やして転動疲労特性の低下を招き、特に、１．５０％を超えると転動疲労特性の低下が著しくなる。したがって、Ｍｎの含有量を０．２０〜１．５０％とした。なお、Ｍｎ含有量の望ましい下限は０．４０％であり、また、望ましい上限は１．００％である。

Ｐ：０．０２５％以下
Ｐは、鋼中に不純物として含有される元素であり、粒界に偏析して粒界脆化割れを助長し、特に、その含有量が０．０２５％を超えると、粒界脆化割れが生じやすくなる。したがって、Ｐの含有量を０．０２５％以下とした。なお、Ｐには強度向上作用があるので、この効果を得たい場合には、Ｐ含有量の下限を０．００５％とすることが望ましい。

Ｓ：０．００５％以上０．０３０％未満
Ｓは、被鍛造材である鋼材中のＭｎＳの数密度を高めてγ粒の粗大化を抑制するために必須の元素であり、このような効果を得るためには、Ｓの含有量は０．００５％以上とする必要がある。しかしながら、Ｓの含有量が多すぎると、たとえ後述する（Ｃ）項の「１０００〜１２００℃に加熱して９００℃以上の温度域で累積減面率９０％以上の熱間加工を行い、熱間加工終了後９００℃以上の温度域で３ｍｉｎ以上保持する」方法で製造しても、ＭｎＳのアスペクト比は小さくならず、後述する（Ｂ）項のＭｎＳ形態が得られないばかりか、粗大な介在物を形成して転動疲労特性を低下させ、特に、０．０３０％以上のＳ含有量で転動疲労特性の低下が著しくなる。したがって、Ｓの含有量を０．００５％以上０．０３０％未満とした。なお、Ｓ含有量の望ましい上限は０．０１５％である。

Ａｌ：０．０４０％以下
Ａｌは、脱酸効果を有する元素であるので添加してもよいが、過剰に含有すれば介在物を形成して転動疲労特性の低下を招き、特に、その含有量が０．０４０％を超えると、転動疲労特性の低下が著しくなる。したがって、Ａｌの含有量を０．０４０％以下とした。なお、Ａｌの含有量は０．０３５％以下とすることが望ましい。

Ｎ：０．０１０％未満
Ｎは、固溶強化に寄与する元素であるので添加してもよいが、過剰に含有すればＡｌ、Ｔｉ、Ｎｂなどと窒化物を形成し、特に、その含有量が０．０１０％以上になると、粗大な窒化物を形成して転動疲労寿命を低下させる。したがって、Ｎの含有量を０．０１０％未満とした。転動疲労寿命の低下を確実に抑制するためには、Ｎの含有量を０．００７％以下とすることが望ましい。

本発明においては、さらに、不純物中のＴｉおよびＮｂを次のとおり規定する。

Ｔｉ：０．００５％以下
Ｔｉは、過剰に含有すれば粗大な窒化物を形成して転動疲労寿命の低下を招く。しかしながら、不純物中に０．００５％以下の量で含まれている場合には、転動疲労特性を阻害することがない。したがって、不純物中のＴｉの含有量を０．００５％以下とした。なお、不純物中のＴｉの含有量の上限は０．００３％とすることが望ましい。

Ｎｂ：０．００５％以下
Ｎｂは、Ｔｉほどではないが過剰に含有すれば粗大な窒化物を形成して転動疲労寿命の低下を招くおそれがある。しかしながら、不純物中に０．００５％以下の量で含まれている場合には、転動疲労特性を阻害することがない。したがって、不純物中のＮｂの含有量を０．００５％以下とした。なお、不純物中のＮｂの含有量の上限は０．００３％とすることが望ましい。

上記の理由から、本発明（１）に係る熱間鍛造用鋼材の化学組成は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、ＡｌおよびＮを上述した範囲で含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＴｉおよびＮｂを上述した範囲で制限したものとした。

なお、本発明（１）に係る熱間鍛造用鋼材においては、以上に述べたＣからＮまでの元素以外は、本質的に不純物であって、意図的に添加することはない。

ここで、不純物除去のための製鋼工程でのいたずらなコストアップを避け、また、過剰な含有による熱間割れを防止するという観点から、不純物中のＣｕおよびＮｉの含有量は、それぞれ、Ｃｕ：０．３０％以下の範囲およびＮｉ：０．２０％以下の範囲で許容できる。

（Ｂ）熱間加工方向に平行な面におけるＭｎＳの形態と分布：
本発明（１）に係る熱間鍛造用鋼材が、前記（Ａ）項に記載の化学組成を有する場合であっても、熱間加工方向に平行な面におけるＭｎＳの形態と分布が、「アスペクト比が１０以下のＭｎＳの面積が全ＭｎＳ面積に対して９０％以上であること」という前記〈１〉の条件、および、「厚さが２μｍ以下であるＭｎＳの面積が全ＭｎＳ面積に対して８０％以上であること」という前記〈２〉の条件の少なくとも一方から外れる場合には、ＭｎＳによるγ粒の粗大化抑制効果が得られないので、所定の機械部品形状に熱間鍛造するに際して、１０００℃を超えるような高い温度に加熱すれば、γ粒が粗大化してしまう。

すなわち、ＭｎＳの形態と分布が上記の条件〈１〉および条件〈２〉の双方を満たしていれば、後述する「（Ｃ）熱間鍛造用鋼材の製造方法」における条件で処理された場合に、容易に表面張力によって特に細くくびれた部分から分断し、しかも、所定の機械部品形状に熱間鍛造するための１０００℃を超える温度での加熱によって、表面張力によるさらなる分断が生じるので、数密度が増加してγ粒の粗大化を抑制する効果を発揮することができる。しかしながら、アスペクト比が１０より大きいＭｎＳは分断してもＭｎＳの数密度が増加せず、また、厚さが２μｍより大きいＭｎＳは分断しないため、やはり数密度が増加せず、このためγ粒の粗大化を抑制する効果が得られない。

したがって、本発明（１）に係る熱間鍛造用鋼材においては、ＭｎＳによるγ粒の粗大化抑制効果が得られるようにするために、熱間加工方向に平行な面におけるＭｎＳの形態と分布が、条件〈１〉の「アスペクト比が１０以下のＭｎＳの面積が全ＭｎＳ面積に対して９０％以上であること」および条件〈２〉の「厚さが２μｍ以下であるＭｎＳの面積が全ＭｎＳ面積に対して８０％以上であること」を満たすことと規定した。

なお、既に述べたように、「熱間加工方向に平行な面」とは、例えば、熱間加工が「熱間圧延」であれば「圧延方向の面」を、また、熱間加工が「熱間鍛造」であれば「鍛錬軸に平行な面」を指す。

また、ＭｎＳの「アスペクト比」とは、ＭｎＳの「長さ／厚さ」を指し、「全ＭｎＳ面積」とは、ＪＩＳ Ｇ ０５５５（２００３）に記載の「鋼の非金属介在物の顕微鏡試験方法」に準じて、上記の観察面を倍率４００倍で６４視野、合計で１．４４ｍｍ²相当の面積を観察した際のＭｎＳ面積の合計を指す。

なお、本発明でいうＭｎＳの「厚さ」とは、介在物最大長方向に平行な２本の直線で介在物を挟んだときの２直線間の距離、すなわち最大厚さを指すことも既に述べたとおりである。

（Ｃ）熱間鍛造用鋼材の製造方法：
本発明（１）に係る熱間鍛造用鋼材は、例えば、前記（Ａ）項に記載の化学組成を有する素材鋼を、「１０００〜１２００℃に加熱して９００℃以上の温度域で累積減面率９０％以上の熱間加工を行い、熱間加工終了後９００℃以上の温度域で３ｍｉｎ以上保持する」ことを特徴とする前記本発明（２）によって、製造することができる。

すなわち、熱間加工方向に平行な面において、前記（Ｂ）項で述べたアスペクト比が１０以下のＭｎＳの面積が全ＭｎＳ面積に対して９０％以上であり（条件〈１〉）、かつ厚さが２μｍ以下であるＭｎＳの面積が全ＭｎＳ面積に対して８０％以上である（条件〈２〉）ＭｎＳの形態と分布を有する鋼材を得るためには、
〔１〕素材鋼を、１０００〜１２００℃に加熱して９００℃以上の温度域で累積減面率９０％以上の熱間加工を行い、熱間加工終了後９００℃以上の温度域で３ｍｉｎ以上保持する、
という処理を施すのが効果的である。

なお、既に述べたように、上記〔１〕の処理でいう「素材鋼」とは、例えば、鋼塊、連続鋳造材、あるいはそれらを分塊圧延したビレットなど、熱間加工に供されるものを指す。

また、上記の「温度」が、対象となる素材鋼やそれを熱間加工したものの「表面温度」を指すことも既に述べたとおりである。

上記〔１〕の処理を施せば、ＭｎＳは、表面張力によって、特に、細くくびれた部分から分断されるので、アスペクト比が小さいＭｎＳが増加する。そして、所定の機械部品形状に熱間鍛造するに際して、１０００℃を超える温度、特に、１１００℃以上という高い温度に加熱すれば、上記〔１〕の処理によって分断されたＭｎＳが、表面張力によってさらに細くくびれた部分から分断されるので、ＭｎＳの数密度が極めて高くなって、優れたγ粒の粗大化抑制効果が得られる。

素材鋼を加熱する温度が１２００℃より高い場合には、ＭｎＳとマトリックスであるオーステナイトとの変形抵抗の差が大きくなり、マトリックスに比べてＭｎＳが変形しにくいので、ＭｎＳの厚さを小さくすることが困難である。また、加熱温度が１０００℃より低い場合には、ＭｎＳ自体の変形抵抗が高くなってＭｎＳが変形しにくいため、ＭｎＳの厚さを効果的に小さくすることが困難である。

熱間加工の温度が９００℃より低い場合にも、ＭｎＳの変形抵抗が高くなってＭｎＳが変形しにくいため、ＭｎＳの厚さを効果的に小さくすることが困難である。

なお、熱間加工温度の上限は、加熱温度の上限である１２００℃であることが望ましい。

また、９００℃以上の温度域での累積減面率が９０％に満たない場合には、ＭｎＳが充分に変形されないため、所望のＭｎＳ厚さを得ることができない。

なお、上記〔１〕の熱間加工において、１回の加熱だけでは、９００℃以上の温度域での累積減面率が９０％以上なるような熱間加工が行えない場合には、１０００〜１２００℃の温度域に再加熱して、９００℃以上の温度域での累積減面率が９０％以上となるようにすればよい。

９００℃以上の累積減面率を大きくしすぎると、加工時間、加工コストをいたずらに高めることになるため、９００℃以上の温度域での累積減面率は、９９％以下とすることが望ましい。

一方、前記の熱間加工後に９００℃以上の温度域で保持される時間が３ｍｉｎに満たない場合には、ＭｎＳが分断するのに十分な時間がないために、アスペクト比が大きなＭｎＳが残存してしまう。

上記の、９００℃以上の温度域での３ｍｉｎ以上という保持時間は、前記の熱間加工後に連続的に冷却する過程で確保してもよいし、補熱や加熱をして確保してもよい。また、補熱や加熱と冷却を繰り返して確保してもよく、「９００℃以上の温度域に保持される時間が３ｍｉｎ以上」になりさえすればよい。

ただし、保持する時間が長すぎると、コストをいたずらに高めることになるため、保持する時間の上限は、３０ｍｉｎとするのが望ましい。

なお、９００℃以上の温度域で累積減面率９０％以上の熱間加工を施された場合であっても、熱間加工終了後９００℃以上の温度域で保持される時間が３ｍｉｎに満たずに一旦９００℃未満に温度低下し、その後９００℃以上に再加熱されて、９００℃以上に３ｍｉｎ以上保持されたものでは、アスペクト比が１０以上であるＭｎＳは顕著な分断を生じない。このことから、９００℃以上の温度域で累積減面率９０％以上の熱間加工を行い、熱間加工終了後９００℃以上の温度域で３ｍｉｎ以上保持した場合の表面張力によるＭｎＳの分断は、上記の熱間加工直後に存在する加工歪を駆動力として起こっているものと推察される。

以下、実施例により本発明をさらに詳しく説明する。

表１に示す化学組成を有する鋼Ａ〜Ｄを真空溶解炉によって溶解し、直径２３０ｍｍの円筒状インゴットを作製した。

表１中の鋼Ａおよび鋼Ｂは、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。一方、鋼Ｃおよび鋼Ｄは、Ｓの含有量が本発明で規定する条件から外れた鋼である。

上記のインゴットまたはこれらのインゴットから熱間鍛造で作製した厚さ１００ｍｍ×幅１００ｍｍの角材のいずれかを素材鋼として用いた。

まず、インゴットを素材鋼として、１１００〜１２５０℃に加熱して２時間保持した後、熱間鍛造を行い、厚さ１００ｍｍ×幅１００ｍｍ、厚さ３０ｍｍ×幅６０ｍｍおよび厚さ２５ｍｍ×幅２５ｍｍの角材を作製した。

また、上記の厚さ１００ｍｍ×幅１００ｍｍの角材を一旦大気中で放冷して室温まで冷却したものを素材鋼として、１０５０〜１１００℃に加熱した後、厚さ２５ｍｍ×幅２５ｍｍの角材を製造することも行った。

なお、これらの素材鋼（インゴット、厚さ１００ｍｍ×幅１００ｍｍの角材）から上記角材への熱間鍛造に際しては、鍛造中の温度が９００℃を下回ることがないように、最初の加熱温度と同じ温度に再加熱して鍛造加工を繰り返した。また、熱間鍛造の終了温度は、加熱温度、製造した角材の寸法により異なるものの、全て９００℃を下回らないように制御した。

なお、熱間鍛造終了後は、大気中での放冷または水冷によって室温まで冷却した。

表２に、素材鋼の寸法形状、熱間鍛造の加熱温度、熱間鍛造終了後の寸法形状、９００℃以上の温度域での累積減面率および熱間鍛造終了後の９００℃以上の温度域での保持時間の詳細を示す。

なお、表２において９００℃以上の温度域での保持時間が３〜４ｍｉｎの各試験番号が熱間鍛造終了後に大気中で放冷したものである。また、９００℃以上の温度域での保持時間が３〜４ｓの各試験番号が熱間鍛造終了後に水冷したものである。

なお、既に述べたように、上記の各温度は、対象となるインゴットやそれを熱間鍛造したものの「表面温度」を指す。

上記のようにして得た種々の角材について、その厚さおよび幅の中央部から試験片を切り出し、樹脂に埋め込んで熱間鍛造方向に平行な面、つまり、鍛錬軸に平行な面が観察面になるように鏡面研磨した後、ＪＩＳ Ｇ ０５５５（２００３）に記載の「鋼の非金属介在物の顕微鏡試験方法」に準じて、上記の観察面を倍率４００倍で６４視野、合計で１．４４ｍｍ²相当の面積を共焦点顕微鏡を用いて観察し、画像処理によりＭｎＳの形態と分布を求めた。

また、上記の各角材について、所定の機械部品形状への熱間鍛造の際の加熱を模擬して、１２００℃で５ｍｉｎ保持した後空冷し、その厚さおよび幅の中央部から試験片を切り出し、樹脂に埋め込んで熱間鍛造方向に平行な面、つまり、鍛錬軸に平行な面が観察面になるように鏡面研磨した後、ナイタルで腐食し、粒界フェライトを旧γ粒界とみなして、ＪＩＳ Ｇ ０５５１（２００５）に記載の「鋼−結晶粒度の顕微鏡試験方法」に準じて、γ粒度番号を求めた。

表２に、上記の試験結果を併せて示す。なお、表２においては、「アスペクト比が１０以下のＭｎＳの面積の全ＭｎＳ面積に対する割合」を「アスペクト比が１０以下のＭｎＳの面積割合」と表記し、また、「厚さが２μｍ以下であるＭｎＳの面積の全ＭｎＳ面積に対する割合」を「厚さ２μｍ以下のＭｎＳの面積割合」と表記した。

表２から、ＴｉＮに代えて、ＭｎＳによるオーステナイト粒のピン止め作用を利用してγ粒の粗大化を抑止するためには、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼を用いて、しかも、ＭｎＳの形態と分布を本発明で規定する範囲に制御しなければならないことが明らかである。

すなわち、鋼の化学組成が本発明で規定する範囲内にあり、しかも、ＭｎＳの形態と分布が本発明で規定する範囲にある試験番号１〜３の場合には、γ粒の粗大化が抑制されている。

しかしながら、鋼の化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼Ｂを素材鋼とするものであっても、ＭｎＳの形態と分布が本発明で規定する範囲から外れた試験番号４〜７の場合、上記試験番号１〜３の場合に比べてγ粒が粗大化している。

すなわち、試験番号４の場合、アスペクト比が１０以下のＭｎＳの面積の全ＭｎＳ面積に対する割合が８５％と低く、さらに、厚さが２μｍ以下であるＭｎＳの面積の全ＭｎＳ面積に対する割合も７６％と低いので、γ粒度番号は−１．１であって、γ粒が粗大化している。

なお、上記の試験番号４の場合に、全ＭｎＳ面積に対するアスペクト比が１０以下のＭｎＳの面積割合が小さく、しかも、全ＭｎＳ面積に対する厚さが２μｍ以下であるＭｎＳの面積割合が小さいのは、表２に示したように、熱間鍛造における加熱温度が１２５０℃と高いので、ＭｎＳの厚さを効果的に小さくすることができなかったことに基づく。

試験番号５の場合、アスペクト比が１０以下のＭｎＳの面積の全ＭｎＳ面積に対する割合は９８％で本発明の規定を満たすもの、厚さが２μｍ以下であるＭｎＳの面積の全ＭｎＳ面積に対する割合が７３％と低い。このため、γ粒度番号は−０．１であって、γ粒が粗大化している。

なお、上記の試験番号５の場合に、全ＭｎＳ面積に対する厚さが２μｍ以下であるＭｎＳの面積割合が小さいのは、表２に示したように、熱間鍛造における累積減面率が７９％と低いので、ＭｎＳが十分に変形することができなかったことに基づく。

試験番号６の場合、厚さが２μｍ以下であるＭｎＳの面積の全ＭｎＳ面積に対する割合は８３％で本発明の規定を満たすものの、アスペクト比が１０以下のＭｎＳの面積の全ＭｎＳ面積に対する割合が６９％と低い。このため、γ粒度番号は−２．０であって、γ粒が粗大化している。

同様に、試験番号７の場合、厚さが２μｍ以下であるＭｎＳの面積の全ＭｎＳ面積に対する割合は８２％で本発明の規定を満たすものの、アスペクト比が１０以下のＭｎＳの面積の全ＭｎＳ面積に対する割合が７５％と低いため、γ粒度番号は−０．５であって、γ粒が粗大化している。

なお、上記の試験番号６および７の場合に、全ＭｎＳ面積に対するアスペクト比が１０以下のＭｎＳの面積が小さいのは、表２に示したように、熱間鍛造終了後９００℃以上の温度域での保持時間がそれぞれ、４ｓおよび３ｓと極めて短いので、厚さが小さいＭｎＳの場合であっても、それが分断する十分な時間がないために、アスペクト比の大きなまま残存してしまうことに基づく。

試験番号８の場合、ＭｎＳの形態と分布が本発明で規定する範囲にあるものの、Ｓの含有量が本発明で規定する条件を下回る鋼Ｃを素材鋼とするものであるため、鋼材中のＭｎＳの数密度が小さく、十分なγ粒の粗大化抑制効果が得られず、γ粒度番号は−２．０であって、γ粒が粗大化している。

試験番号９の場合、Ｓの含有量が本発明で規定する条件を超えた鋼Ｄを素材鋼とするものであるため、ＭｎＳのアスペクト比が十分小さくならず、アスペクト比が１０以下のＭｎＳの面積の全ＭｎＳ面積に対する割合が８５％と低くなり、γ粒度番号は−１．０であって、γ粒が粗大化している。

本発明の熱間鍛造用鋼材は、Ｔｉ、ＮｂおよびＮの含有量が、それぞれ、質量％で、０．００５％以下、０．００５％以下および０．０１０％未満、より望ましくは０．００３％以下、０．００３％以下および０．００７％以下であるにも拘わらず、熱間鍛造するために、１０００℃を超えるような温度、特に、１１００℃以上の高い温度に加熱しても、γ粒の粗大化が抑制されるので、自動車、産業機械および建設機械など高い転動疲労特性が要求される機械部品の素材として好適である。なお、この熱間鍛造用鋼材は本発明の方法によって製造することができる。

Claims (2)

1. 質量％で、Ｃ：０．３０〜０．６５％、Ｓｉ：０．０５％以上０．５０％未満、Ｍｎ：０．２０〜１．５０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００５％以上０．０３０％未満、Ａｌ：０．０４０％以下およびＮ：０．０１０％未満を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＴｉが０．００５％以下およびＮｂが０．００５％以下であり、熱間加工方向に平行な面におけるＭｎＳの形態と分布が下記の条件〈１〉および〈２〉を満たすことを特徴とする熱間鍛造用鋼材。
   〈１〉アスペクト比が１０以下のＭｎＳの面積が全ＭｎＳ面積に対して９０％以上であること、
   〈２〉厚さが２μｍ以下であるＭｎＳの面積が全ＭｎＳ面積に対して８０％以上であること。
2. 質量％で、Ｃ：０．３０〜０．６５％、Ｓｉ：０．０５％以上０．５０％未満、Ｍｎ：０．２０〜１．５０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００５％以上０．０３０％未満、Ａｌ：０．０４０％以下およびＮ：０．０１０％未満を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＴｉが０．００５％以下およびＮｂが０．００５％以下である素材鋼を、１０００〜１２００℃に加熱して９００℃以上の温度域で累積減面率９０％以上の熱間加工を行い、熱間加工終了後９００℃以上の温度域で３ｍｉｎ以上保持することを特徴とする請求項１に記載の熱間鍛造用鋼材の製造方法。