JP5326885B2 - Rolled steel for hot forging and method for producing the same - Google Patents

Rolled steel for hot forging and method for producing the same Download PDF

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Description

本発明は、熱間鍛造用圧延鋼材およびその製造方法に関する。詳しくは、カシメ加工等の厳しい冷間加工が施される車輪用軸受装置におけるハブ輪等の機械構造用部品の素材として好適に使用できる熱間鍛造用圧延鋼材およびその製造方法に関する。さらに詳しくは、転動疲労特性および冷間加工性に優れ、前記した機械構造用部品の素材として好適な熱間鍛造用圧延鋼材およびその製造方法に関する。   The present invention relates to a rolled steel material for hot forging and a manufacturing method thereof. More specifically, the present invention relates to a rolled steel material for hot forging that can be suitably used as a material for machine structural parts such as a hub wheel in a wheel bearing device that is subjected to severe cold working such as caulking, and a manufacturing method thereof. More specifically, the present invention relates to a rolled steel material for hot forging, which is excellent in rolling fatigue characteristics and cold workability, and suitable as a material for the above-described machine structural component, and a method for producing the same.

図１の（ａ）に示すように、車輪軸受用装置は主にハブ輪、内輪、転動体、外輪から構成される。このうちハブ輪は一般に熱間鍛造によって概ねの形状に形成され、ユニットに組立てられる。そして、その後、図１の（ｂ）に示すように、ハブ輪には内輪を拘束するために、軸部に対し冷間でカシメ加工が施される。   As shown to (a) of FIG. 1, the apparatus for wheel bearings is mainly comprised from a hub ring, an inner ring, a rolling element, and an outer ring. Of these, the hub wheel is generally formed into a general shape by hot forging and assembled into a unit. Then, as shown in FIG. 1 (b), the hub ring is subjected to cold caulking to constrain the inner ring.

また、車輪用軸受装置におけるハブ輪は転走面を有するため、転動疲労特性が要求される。そのため、一般に、ハブ輪は高周波焼入れして製造され、高周波焼入れ後に高い硬さが要求される。   Further, since the hub wheel in the wheel bearing device has a rolling surface, rolling fatigue characteristics are required. Therefore, in general, the hub wheel is manufactured by induction hardening, and high hardness is required after induction hardening.

したがって、ハブ輪の素材となる鋼としては、Ｃ含有量の高いものが使用されるので、加工の際の変形抵抗が大きくなってしまう。このため、所要の形状に熱間鍛造を行う場合、その際の加熱は１２００℃あるいはそれを超えるような高温で行われることが多い。   Accordingly, steel having a high C content is used as the material for the hub wheel, and therefore, deformation resistance during processing increases. For this reason, when hot forging into a required shape, the heating at that time is often performed at a high temperature of 1200 ° C. or higher.

さらに、ハブ輪等の機械構造用部品では、前述のカシメ加工等の厳しい冷間加工の際に割れが発生することがある。   Furthermore, in mechanical structural parts such as hub wheels, cracks may occur during severe cold working such as caulking as described above.

そこで、加工性に優れた鋼として、例えば、特許文献１に「軸受用鋼」が、また、特許文献２に「熱間鍛造鋼」が開示されている。   Thus, as steel having excellent workability, for example, Patent Document 1 discloses “bearing steel” and Patent Document 2 discloses “hot forged steel”.

特開平２−５４７３９号公報JP-A-2-54739 特開２００３−２７７８７８号公報JP 2003-277878 A

前述の特許文献１で提案された鋼は、粗大なＴｉＮが転動疲労特性、冷間加工性および温間加工性を低下させることから、Ｔｉの含有量を極力低く抑える必要があるということを技術的思想とする鋼である。   The steel proposed in the above-mentioned Patent Document 1 indicates that coarse TiN reduces rolling fatigue characteristics, cold workability, and warm workability, so that it is necessary to keep the Ti content as low as possible. Steel with technical idea.

しかしながら、この特許文献１で提案された鋼の場合には、熱間鍛造時の加熱温度が１２００℃を超えるような場合には、その後の厳しい冷間加工の際に割れが発生することがあり、安定した冷間加工性を有しているといえるものでなかった。   However, in the case of the steel proposed in Patent Document 1, if the heating temperature during hot forging exceeds 1200 ° C., cracks may occur during subsequent severe cold working. Therefore, it could not be said to have stable cold workability.

特許文献２で提案された鋼は、粗大なオーステナイト粒が多いとかしめ加工等の冷間加工時に割れが発生するために、成分の適正化と鍛造条件の適正化を行なうこと、具体的には、
（ｉ）ＴｉやＮｂ、Ｖ等の炭窒化物はピンニング粒子として有効であるものの、この炭窒化物は冷間加工時の加工限界を低下させるために、（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）≦０．０１％の範囲に制限すること、
（ｉｉ）１１００〜１２００℃に加熱後、仕上げ温度９００℃以上、加工率３０％以上の条件で熱間鍛造を行うこと、
を技術的思想とする鋼である。 Since the steel proposed in Patent Document 2 has a large number of coarse austenite grains and cracks occur during cold working such as caulking, it is necessary to optimize the components and forging conditions. ,
(I) Although carbonitrides such as Ti, Nb, and V are effective as pinning particles, the carbonitride is in the range of (Ti + Nb + V) ≦ 0.01% in order to reduce the working limit during cold working. To restrict to
(Ii) after heating to 1100 to 1200 ° C., performing hot forging under conditions of a finishing temperature of 900 ° C. or higher and a processing rate of 30% or higher;
Steel with the technical idea of

しかしながら、この特許文献２で提案された鋼の場合には、１１００〜１２００℃に加熱して熱間鍛造を行なう際には冷間加工性は問題にならないものの、熱間鍛造の加熱温度が１２００℃を超えてしまうような時には、その後の厳しい冷間加工で割れが発生することがあり、特許文献１と同様安定した冷間加工性を有しているとはいえなかった。   However, in the case of the steel proposed in Patent Document 2, when hot forging is performed by heating to 1100 to 1200 ° C., the hot forging heating temperature is 1200. When it exceeds ℃, cracks may occur in subsequent severe cold working, and it cannot be said that it has stable cold workability as in Patent Document 1.

本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、熱間鍛造時の加熱温度が１２００℃を超えるような場合であっても、その後の厳しい冷間加工で割れを抑制できる、転動疲労特性および冷間加工性に優れ、車輪用軸受装置におけるハブ輪等の機械構造用部品の素材として好適な熱間鍛造用圧延鋼材およびその製造方法を提供することを目的とする。   The present invention has been made in view of the above situation, and even when the heating temperature during hot forging exceeds 1200 ° C., it is possible to suppress cracking by severe cold working thereafter, rolling fatigue characteristics An object of the present invention is to provide a rolled steel material for hot forging, which is excellent in cold workability and suitable as a material for machine structural parts such as a hub wheel in a wheel bearing device, and a method for producing the same.

本発明者らは、先ず、カシメ加工で生ずる割れに対して加工部分に存在する粗大パーライト粒が影響を及ぼしていること、さらにその粗大パーライト粒は熱間鍛造を行うときの加熱時に生じる粗大オーステナイト粒に起因すること、を知見した。   The present inventors firstly confirmed that coarse pearlite grains present in the processed part have an effect on cracks caused by caulking, and that the coarse pearlite grains are coarse austenite generated during heating during hot forging. It was found that it was caused by grains.

Ｔｉ、ＮｂおよびＶの炭窒化物は、１１００℃程度の加熱温度であれば、ピンニング粒子として作用し、オーステナイト粒の成長を抑制することができるが、熱間鍛造時の加熱温度が１２００℃を超えてしまうような場合には、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの炭窒化物はマトリックスに溶解してしまう。このため、上述の炭窒化物をピンニング粒子として用いることはできない。   Ti, Nb and V carbonitrides can act as pinning particles at a heating temperature of about 1100 ° C. and suppress the growth of austenite grains, but the heating temperature during hot forging is 1200 ° C. In such a case, Ti, Nb and V carbonitrides dissolve in the matrix. For this reason, the above-mentioned carbonitride cannot be used as pinning particles.

そこで、本発明者らは、熱間鍛造時に１２００℃を超えるような高温に加熱してもマトリックスに容易に固溶せず、ピンニング粒子として作用してオーステナイト粒の成長を抑え、カシメ加工等厳しい冷間加工を施す際の割れ発生が防止でき、しかも、転動疲労特性にも悪影響を及ぼすことのない析出物について種々の検討を行った。その結果、下記（ａ）〜（ｃ）の知見を得た。   Therefore, the present inventors do not readily dissolve in the matrix even when heated to a high temperature exceeding 1200 ° C. during hot forging, and act as pinning particles to suppress the growth of austenite grains and tough such as caulking Various studies were conducted on precipitates that can prevent cracking during cold working and that do not adversely affect rolling fatigue characteristics. As a result, the following findings (a) to (c) were obtained.

（ａ）ＴｉＮは、転動疲労特性を低下させるため、転動疲労特性が要求されるようなハブ輪や軸受等の用途に適用される鋼ではＴｉやＮは好ましくない元素とされ、通常不純物であるＴｉやＮは極力少なくすることが常識的に行なわれてきた。しかしながら、このようなＴｉＮであっても特定サイズの微細な状態で、鋼材中に特定量分散するように制御すれば、転動疲労特性を劣化させることがなく、しかも、熱間鍛造時に加熱温度が１２００℃を超えてもマトリックス中に容易に固溶せず、ピンニング粒子としての効果を有し、熱間鍛造加熱時のオーステナイト粒の粗大化を抑制することができる。   (A) TiN reduces rolling fatigue characteristics, so in steels that are used for applications such as hub rings and bearings that require rolling fatigue characteristics, Ti and N are considered to be undesirable elements and are usually impurities. It has been common knowledge to reduce Ti and N as much as possible. However, even if it is such TiN, if it is controlled so that a specific amount is dispersed in the steel material in a fine state of a specific size, the rolling fatigue characteristics are not deteriorated, and the heating temperature during hot forging is reduced. Even if the temperature exceeds 1200 ° C., it does not dissolve easily in the matrix, has an effect as pinning particles, and can suppress the coarsening of austenite grains during hot forging heating.

（ｂ）特定サイズの微細なＴｉＮを鋼材中に特定量分散するように制御するには、極微量のＴｉを含有させるとともに、Ｎを特定量含有させた上で、分塊圧延および棒鋼圧延の熱間圧延時の加熱温度および加熱保持時間、なかでも加熱保持時間を制限することが重要である。   (B) In order to control fine TiN having a specific size to be dispersed in a specific amount in the steel material, a very small amount of Ti is contained, and a specific amount of N is added, and then the rolling and bar rolling are performed. It is important to limit the heating temperature and heating holding time during hot rolling, especially the heating holding time.

（ｃ）その結果、ＴｉＮの析出物を粗大化させずに鋼材中に微細分散させることができ、ハブ輪等の機械構造用部品を製造する際の熱間鍛造時の加熱温度が１２００℃を超えるような場合であっても、その後のカシメ加工のような厳しい冷間加工時の割れの発生を抑制することができる。   (C) As a result, TiN precipitates can be finely dispersed in the steel material without coarsening, and the heating temperature during hot forging when manufacturing machine structural parts such as hub rings is 1200 ° C. Even in such a case, the occurrence of cracks during severe cold working such as subsequent caulking can be suppressed.

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）に示す熱間鍛造用圧延鋼材および（２）に示す熱間鍛造用圧延鋼材の製造方法にある。   The present invention has been completed based on the above findings, and the gist of the present invention resides in a rolled steel material for hot forging shown in (1) below and a method for producing a rolled steel material for hot forging shown in (2). .

（１）質量％で、Ｃ：０．４８〜０．６３％、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．６０〜０．９０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３５％以下、Ｃｒ：０．０５〜０．２０％、Ａｌ：０．０６０％以下、Ｏ：０．００１５％以下、Ｔｉ：０．００１６〜０．００４０％およびＮ：０．００８０〜０．０２００％を含み、残部はＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、さらに、１００μｍ2の面積中に長さが０．００５〜０．１００μｍのＴｉＮが１０個以上析出していることを特徴とする熱間鍛造用圧延鋼材。 (1) By mass%, C: 0.48 to 0.63%, Si: 0.15 to 0.35%, Mn: 0.60 to 0.90%, P: 0.030% or less, S: 0.035% or less, Cr: 0.05-0.20%, Al: 0.060% or less, O: 0.0015% or less, Ti: 0.0016-0.0040% and N: 0.0080- 0.0200% is included, the balance has a chemical composition composed of Fe and impurities, and more than 10 TiNs having a length of 0.005 to 0.100 μm are deposited in an area of 100 μm 2. A feature of rolled steel for hot forging.

なお、残部としての「Ｆｅおよび不純物」における「不純物」とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、原料としての鉱石やスクラップ、あるいは環境等から混入するものを指す。   The “impurities” in the remaining “Fe and impurities” refer to those mixed from ore and scrap as raw materials or the environment when the steel material is industrially produced.

（２）上記（１）に記載の化学組成を有する鋳片を、１２００℃以上の温度域で６０ｍｉｎ以上加熱し、かつ下記の式（１）を満たす条件で棒鋼に圧延することを特徴とする上記（１）に記載の熱間鍛造用圧延鋼材の製造方法。 (2) A slab having the chemical composition described in (1) above is heated in a temperature range of 1200 ° C. or more for 60 minutes or more and rolled into a steel bar under a condition satisfying the following formula (1). The manufacturing method of the rolled steel material for hot forging as described in said (1) .

Ｙ＝（Ｔ1＋２７３）×ｌｏｇ（ｔ1＋ｔ2 T(2)）≦６．７×１０3・・・（１）
なお、式（１）におけるＴは加熱温度（℃）、ｔは加熱保持時間（ｓ）、添え字１は分塊圧延工程、添え字２は棒鋼圧延工程を表し、Ｔ（２）＝（Ｔ2＋２７３）／（Ｔ1＋２７３）を意味する。 Y = (T 1 +273) × log (t 1 + t 2 T (2) ) ≦ 6.7 × 10 3 (1)
In the formula (1), T is the heating temperature (° C.), t is the heating holding time (s), the subscript 1 is the split rolling process, the subscript 2 is the bar rolling process, and T (2) = (T 2 +273) / (T 1 +273).

すなわち、Ｔ1は分塊圧延工程の加熱温度（℃）、Ｔ2は棒鋼圧延工程の加熱温度（℃）、ｔ1は分塊圧延工程の加熱保持時間（ｓ）、ｔ2は棒鋼圧延工程の加熱保持時間（ｓ）である。 That is, T 1 is the heating temperature (° C.) of the block rolling process, T 2 is the heating temperature (° C.) of the bar rolling process, t 1 is the heating and holding time (s) of the block rolling process, and t 2 is the bar rolling process. Is the heating and holding time (s).

本発明の熱間鍛造用圧延鋼材は、転動疲労特性および冷間加工性に優れるので、車輪用軸受装置におけるハブ輪等の機械構造用部品の素材として用いるのに好適である。   Since the rolled steel material for hot forging of the present invention is excellent in rolling fatigue characteristics and cold workability, it is suitable for use as a material for machine structural parts such as a hub wheel in a wheel bearing device.

車輪軸受用装置の構成を模式的に説明する図である。同図（ａ）は、車輪軸受用装置がハブ輪、内輪、転動体、外輪から構成されていることを示す図であり、また、同図（ｂ）は、内輪を拘束するために軸部に対し冷間でカシメ加工が施されたハブ輪の状況を説明する図である。It is a figure which illustrates the composition of the device for wheel bearings typically. FIG. 4A is a view showing that the wheel bearing device is composed of a hub ring, an inner ring, a rolling element, and an outer ring, and FIG. 4B is a shaft portion for restraining the inner ring. It is a figure explaining the condition of the hub ring by which the crimping process was performed with respect to cold.

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。   Hereinafter, each requirement of the present invention will be described in detail. In addition, “%” of the content of each element means “mass%”.

（Ａ）鋼材の化学組成
Ｃ：０．４８〜０．６３％
Ｃは、引張強さを高め、また、高周波焼入れを施工する場合にはマルテンサイト硬さを高める作用がある。こうした効果を確保するには、Ｃを０．４８％以上含有させる必要がある。一方、Ｃの含有量が０．６３％を超えると、引張強さが高くなりすぎて冷間加工性および被削性が大きく低下する。したがって、Ｃの含有量を０．４８〜０．６３％とした。なお、Ｃの含有量は０．５３％以上とすることが好ましく、また０．５８％以下とすることが好ましい。 (A) Chemical composition of steel material C: 0.48 to 0.63%
C has the effect of increasing the tensile strength and increasing the martensite hardness when performing induction hardening. In order to secure such an effect, it is necessary to contain 0.48% or more of C. On the other hand, if the C content exceeds 0.63%, the tensile strength becomes too high, and the cold workability and machinability are greatly reduced. Therefore, the content of C is set to 0.48 to 0.63%. The C content is preferably 0.53% or more, and preferably 0.58% or less.

Ｓｉ：０．１５〜０．３５％
Ｓｉは、脱酸作用を有すると同時に、転動疲労寿命を高める作用を有する元素である。これらの効果を確保するには、Ｓｉを０．１５％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｓｉの含有量が０．３５％を超えると、その効果が飽和するばかりか、熱間延性の劣化を招く。したがって、Ｓｉの含有量を０．１５〜０．３５％とした。なお、Ｓｉの含有量は０．３０％以下とすることが好ましい。 Si: 0.15-0.35%
Si is an element having a deoxidizing effect and an effect of increasing the rolling fatigue life. In order to ensure these effects, it is necessary to contain Si by 0.15% or more. However, when the Si content exceeds 0.35%, the effect is saturated and hot ductility is deteriorated. Therefore, the Si content is set to 0.15 to 0.35%. Note that the Si content is preferably 0.30% or less.

Ｍｎ：０．６０〜０．９０％
Ｍｎは、引張強さを向上させる作用がある。その効果を得るためには、Ｍｎを０．６０％以上含有させる必要がある。一方、Ｍｎの含有量が０．９０％を超えると、引張強さが高くなりすぎて、冷間加工性および被削性が大きく低下する。したがって、Ｍｎの含有量を０．６０〜０．９０％とした。なお、Ｍｎの含有量は０．７５％以上とすることが好ましく、また０．８５％以下とすることが好ましい。 Mn: 0.60 to 0.90%
Mn has the effect of improving the tensile strength. In order to acquire the effect, it is necessary to contain 0.60% or more of Mn. On the other hand, if the Mn content exceeds 0.90%, the tensile strength becomes too high, and the cold workability and machinability are greatly reduced. Therefore, the Mn content is set to 0.60 to 0.90%. The Mn content is preferably 0.75% or more, and preferably 0.85% or less.

Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、鋼中に不純物として含まれる元素であり、その含有量が多くなって、特に０．０３０％を超えると、偏析して転動疲労特性を劣化させてしまう。したがって、Ｐの含有量を０．０３０％以下とした。なお、Ｐの含有量は０．０２５％以下とすることが好ましい。 P: 0.030% or less P is an element contained as an impurity in steel, and its content increases. In particular, when it exceeds 0.030%, segregation occurs and deteriorates rolling fatigue characteristics. . Therefore, the content of P is set to 0.030% or less. The P content is preferably 0.025% or less.

Ｓ：０．０３５％以下
Ｓは、鋼中に不純物として含まれる元素である。またＳは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、添加すれば被削性を高める作用を有する。しかしながら、その含有量が多くなって、特に０．０３５％を超えると、ＭｎＳが転動疲労特性を劣化させてしまう。したがって、Ｓの含有量を０．０３５％以下とした。Ｓの含有量は０．０１５％以下とすることが好ましい。 S: 0.035% or less S is an element contained as an impurity in steel. Further, S combines with Mn to form MnS, and if added, has an effect of improving machinability. However, when its content increases, particularly when it exceeds 0.035%, MnS deteriorates rolling fatigue characteristics. Therefore, the content of S is set to 0.035% or less. The S content is preferably 0.015% or less.

Ｃｒ：０．０５〜０．２０％
Ｃｒは、転動疲労特性を向上させる作用を有する。この効果を得るには、Ｃｒを０．０５％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｃｒの含有量が０．２０％を超えると、冷間加工性および被削性が劣化する。したがって、Ｃｒの含有量を０．０５〜０．２０％とした。なお、Ｃｒの含有量は０．１０％以上とすることが好ましい。 Cr: 0.05-0.20%
Cr has the effect of improving rolling fatigue characteristics. In order to acquire this effect, it is necessary to contain 0.05% or more of Cr. However, when the content of Cr exceeds 0.20%, cold workability and machinability deteriorate. Therefore, the content of Cr is set to 0.05 to 0.20%. Note that the Cr content is preferably 0.10% or more.

Ａｌ：０．０６０％以下
Ａｌは、脱酸剤として添加される。しかしながら、Ａｌは酸化物系介在物を形成しやすく、Ａｌの含有量が多くなって、特に０．０６０％を超えると、酸化物系介在物に起因する転動疲労特性の劣化を招く。したがって、Ａｌの含有量を０．０６０％以下とした。Ａｌの含有量は、好ましくは、０．０４０％以下で、さらに好ましくは、０．０３５％以下である。 Al: 0.060% or less Al is added as a deoxidizer. However, Al tends to form oxide inclusions, and the content of Al increases. Particularly when the content exceeds 0.060%, rolling fatigue characteristics due to oxide inclusions are deteriorated. Therefore, the Al content is set to 0.060% or less. The Al content is preferably 0.040% or less, and more preferably 0.035% or less.

なお、Ａｌの含有量については、特に下限を設ける必要はないが、Ａｌ含有量の過度の低減は、脱酸効果が十分に得られず鋼の清浄性が低下するとともに、製造コストの増大を招く。そのため、Ａｌの含有量は０．０１０％以上とすることが好ましい。少なくともＡｌを０．０１０％含んでおれば、脱酸効果は十分である。   In addition, about the content of Al, there is no need to set a lower limit in particular, but excessive reduction of the Al content is not enough to obtain a deoxidation effect, lowering the cleanliness of the steel and increasing the production cost. Invite. Therefore, the Al content is preferably 0.010% or more. If at least 0.010% Al is contained, the deoxidation effect is sufficient.

Ｏ：０．００１５％以下
Ｏは、鋼中において、主として酸化物系介在物として存在し、転動疲労特性を損なう不純物元素である。Ｏの含有量が多くなって、特に０．００１５％を超えると、転動疲労特性の低下が大きくなるので、Ｏの含有量を０．００１５％以下とした。なお、Ｏの含有量は０．００１３％以下とすることが好ましい。 O: 0.0015% or less O is an impurity element which exists mainly as oxide inclusions in steel and impairs rolling fatigue characteristics. When the content of O increases, especially when it exceeds 0.0015%, the rolling fatigue characteristics deteriorate greatly. Therefore, the content of O is set to 0.0015% or less. The O content is preferably 0.0013% or less.

Ｔｉ：０．００１６〜０．００４０％
Ｔｉは、本発明における重要な元素である。すなわち、０．４８〜０．６３％という高いＣ含有量を有する鋼を１２００℃を超えるような高い温度域に加熱した場合であっても、ＴｉがＮと結合した微細なサイズのＴｉＮが特定の析出密度で分散しておれば、このＴｉＮがピンニング粒子として作用し、オーステナイト粒の成長を抑えるので、高い冷間加工性を確保することができる。しかも、その微細分散したＴｉＮは転動疲労特性にも悪影響を及ぼすことがない。上記の微細分散したＴｉＮのピンニング粒子としての作用効果を得るには、０．００１６％以上のＴｉを含有させる必要がある。しかしながら、Ｔｉの含有量が多くなって、特に０．００４０％を超えると、ＴｉＮのサイズが大きくなることが避けられないので、転動疲労特性が劣化する。したがって、Ｔｉの含有量を０．００１６〜０．００４０％とした。なお、Ｔｉの含有量は０．００２０％以上とすることが好ましく、また０．００３０％以下とすることが好ましい。 Ti: 0.0016 to 0.0040%
Ti is an important element in the present invention. That is, even when steel having a high C content of 0.48 to 0.63% is heated to a high temperature range exceeding 1200 ° C., a fine size TiN in which Ti is combined with N is specified. If the TiN is dispersed at a precipitation density of 1, the TiN acts as pinning particles and suppresses the growth of austenite grains, so that high cold workability can be ensured. Moreover, the finely dispersed TiN does not adversely affect the rolling fatigue characteristics. In order to obtain the function and effect of the finely dispersed TiN as pinning particles, it is necessary to contain 0.0016% or more of Ti. However, if the Ti content is increased, especially exceeding 0.0040%, the size of TiN is inevitably increased, so that the rolling fatigue characteristics are deteriorated. Therefore, the Ti content is set to 0.0016 to 0.0040%. The Ti content is preferably 0.0020% or more, and is preferably 0.0030% or less.

Ｎ：０．００８０〜０．０２００％
Ｎは、本発明における重要な元素である。すなわち、ＮがＴｉと結合した微細なサイズのＴｉＮが特定の析出密度で分散しておれば、このＴｉＮがピンニング粒子として作用し、オーステナイト粒の成長を抑えるので、高い冷間加工性を確保することができる。しかも、その微細分散したＴｉＮは転動疲労特性にも悪影響を及ぼすことがない。上記の微細分散したＴｉＮのピンニング粒子としての作用効果を得るには、０．００８０％以上のＮを含有させる必要がある。しかしながら、Ｎの含有量が多くなって、特に０．０２００％を超えると、ＴｉＮのサイズが大きくなることが避けられないので、転動疲労特性が劣化する。したがって、Ｎの含有量を０．００８０〜０．０２００％とした。なお、Ｎの含有量は０．０１００％以上とすることが好ましく、また０．０１５０％以下とすることが好ましい。 N: 0.0080 to 0.0200%
N is an important element in the present invention. That is, if a fine size TiN in which N is combined with Ti is dispersed at a specific precipitation density, this TiN acts as pinning particles and suppresses the growth of austenite grains, thus ensuring high cold workability. be able to. Moreover, the finely dispersed TiN does not adversely affect the rolling fatigue characteristics. In order to obtain the effect of the finely dispersed TiN as pinning particles, it is necessary to contain 0.0080% or more of N. However, if the N content increases and exceeds 0.0200% in particular, the size of TiN is inevitably increased, so that the rolling fatigue characteristics deteriorate. Therefore, the N content is set to 0.0080 to 0.0200%. The N content is preferably 0.0100% or more, and preferably 0.0150% or less.

（Ｂ）ＴｉＮのサイズと析出密度
１２００℃を超えるような高い温度域に加熱した場合であっても、ＴｉＮがピンニング粒子として作用してオーステナイト粒の成長を抑え、高い冷間加工性の確保を可能にし、しかも、そのＴｉＮが転動疲労特性にも悪影響を及ぼすことがないようにするためには、１００μｍ2の面積中に０．００５〜０．１００μｍのＴｉＮが１０個以上析出していなければならない。 (B) TiN size and precipitation density Even when heated to a high temperature range exceeding 1200 ° C., TiN acts as pinning particles to suppress the growth of austenite grains and ensure high cold workability. In order to make this possible and to prevent the TiN from adversely affecting the rolling fatigue characteristics, at least 10 0.005 to 0.100 μm of TiN must be deposited in an area of 100 μm 2. I must.

これは、先ず、ＴｉＮのサイズが０．００５μｍ未満の場合には、１２００℃を超えるような高い温度域への加熱によってマトリックスに固溶し、ピンニング粒子として作用しないので、オーステナイト粒が粗大化して冷間加工性の低下が避けられないからである。   First, when the size of TiN is less than 0.005 μm, it is dissolved in the matrix by heating to a high temperature range exceeding 1200 ° C., and does not act as pinning particles, so the austenite grains are coarsened. This is because a decrease in cold workability is inevitable.

次に、ＴｉＮのサイズが０．１００μｍを超える場合には、転動疲労特性が劣化する場合があるからである。   Next, when the size of TiN exceeds 0.100 μm, rolling fatigue characteristics may deteriorate.

そして、たとえＴｉＮのサイズが０．００５〜０．１００μｍであっても、１００μｍ2の面積中に１０個以上析出していなければ、オーステナイト粒が粗大化して冷間加工性の低下が避けられない場合があるからである。 And even if the size of TiN is 0.005 to 0.100 μm, the austenite grains are coarsened and a decrease in cold workability is inevitable unless 10 or more precipitates in the area of 100 μm 2. Because there are cases.

（Ｃ）熱間鍛造用圧延鋼材の製造方法
前記（１）に示した本発明に係る熱間鍛造用圧延鋼材は、前記（２）に示した熱間鍛造用圧延鋼材の製造方法、具体的には、前記（Ａ）項で述べた化学組成を有する鋳片を、１２００℃以上の温度域で６０ｍｉｎ以上加熱し、かつ、
Ｙ＝（Ｔ1＋２７３）×ｌｏｇ（ｔ1＋ｔ2 T(2)）≦６．７×１０3・・・（１）
の式（１）を満たす条件で棒鋼等に圧延することによって、製造することができる。 (C) Method for Producing Rolled Steel for Hot Forging The rolled steel for hot forging according to the present invention shown in (1) is a method for producing the rolled steel for hot forging shown in (2), specifically The slab having the chemical composition described in the section (A) is heated for 60 minutes or more in a temperature range of 1200 ° C. or higher, and
Y = (T 1 +273) × log (t 1 + t 2 T (2) ) ≦ 6.7 × 10 3 (1)
It can manufacture by rolling to steel bar etc. on the conditions which satisfy | fill Formula (1).

なお、式（１）におけるＴは加熱温度（℃）、ｔは加熱保持時間（ｓ）、添え字１は分塊圧延工程、添え字２は棒鋼圧延工程を表し、Ｔ（２）＝（Ｔ2＋２７３）／（Ｔ1＋２７３）を意味する。 In the formula (1), T is the heating temperature (° C.), t is the heating holding time (s), the subscript 1 is the split rolling process, the subscript 2 is the bar rolling process, and T (2) = (T 2 +273) / (T 1 +273).

鋳片の偏析を軽減するためには、通常、鋳片を圧延する際の加熱温度を高くするとともに、加熱保持時間を長くすることが望ましいとされている。   In order to reduce the segregation of the slab, it is generally desirable to increase the heating temperature when rolling the slab and to increase the heating and holding time.

しかしながら、前記（Ａ）項で述べた化学組成を有する鋼に良好な冷間加工性を具備させるためには、加熱温度を高くしたり、加熱保持時間を長くすることは望ましくない。   However, in order to provide the steel having the chemical composition described in the above item (A) with good cold workability, it is not desirable to increase the heating temperature or lengthen the heating and holding time.

すなわち、本発明の熱間鍛造用圧延鋼材において、鋳造後の冷却過程でＴｉはＮと結合し、ＴｉＮとして析出する。このＴｉＮが析出した鋳片を圧延する際、いたずらに加熱温度を高くしたり、加熱保持時間を長くした場合には、ＴｉＮはオストワルド成長により凝集粗大化し、ＴｉＮの析出密度が低くなり、熱間鍛造加熱時の粗粒化の抑制効果が消失してしまう。また、粗大化したＴｉＮにより転動疲労特性も劣化してしまう。   That is, in the rolled steel material for hot forging of the present invention, Ti combines with N in the cooling process after casting, and precipitates as TiN. When rolling the cast slab on which TiN is deposited, if the heating temperature is increased unnecessarily or the heating holding time is lengthened, TiN becomes agglomerated and coarsened by Ostwald growth, and the TiN precipitation density decreases, The effect of suppressing coarsening during forging heating disappears. Moreover, rolling fatigue characteristics are also deteriorated by coarsened TiN.

そこで、鋳片を圧延する際に、圧延機の負荷を軽減するために加熱温度の下限を１２００℃とし、また、中心部まで均熱させるために加熱保持時間を６０ｍｉｎ以上とした上で、上述した式（１）を満たす条件で圧延すれば、ＴｉＮの凝集粗大化を抑制することができ、それによって熱間鍛造加熱時のオーステナイト粒の粗大化を容易に抑制できる。   Therefore, when rolling the slab, the lower limit of the heating temperature is set to 1200 ° C. in order to reduce the load on the rolling mill, and the heating holding time is set to 60 min or more in order to equalize the temperature to the center. If the rolling is performed under the condition satisfying the formula (1), TiN aggregation and coarsening can be suppressed, and thereby austenite grain coarsening during hot forging heating can be easily suppressed.

以下、式（１）について説明する。   Hereinafter, Formula (1) is demonstrated.

ＴｉＮのオストワルド成長の程度は、加熱温度Ｔ（℃）と加熱時間ｔ（ｓ）に影響される。そこで、ＴｉＮのオストワルド成長の程度を焼戻しパラメータ「（Ｔ＋２７３）×ｌｏｇ（ｔ）」で整理することを考えた。   The degree of Ostwald growth of TiN is affected by the heating temperature T (° C.) and the heating time t (s). Therefore, it was considered to arrange the degree of Ostwald growth of TiN by the tempering parameter “(T + 273) × log (t)”.

棒鋼は、鋳片を分塊圧延と棒鋼圧延の２段階の圧延工程で製造することが一般的である。そこで、分塊圧延工程および棒鋼圧延工程における、加熱温度をそれぞれ、Ｔ1（℃）およびＴ2（℃）、加熱保持時間をそれぞれ、ｔ1（ｓ）およびｔ2（ｓ）とすると、それぞれの圧延工程の焼戻しパラメータは、「（Ｔ1＋２７３）×ｌｏｇｔ1」および「（Ｔ2＋２７３）×ｌｏｇｔ2」となる。 In general, a steel bar is manufactured by a two-stage rolling process including a block rolling and a steel bar rolling. Therefore, when the heating temperatures in the block rolling process and the bar rolling process are T 1 (° C.) and T 2 (° C.), respectively, and the heating holding times are t 1 (s) and t 2 (s), respectively. The tempering parameters in the rolling process are “(T 1 +273) × logt 1 ” and “(T 2 +273) × logt 2 ”.

ここで、棒鋼圧延工程の加熱時に起こるのに等しいＴｉＮのオストワルド成長を、分塊圧延工程の加熱温度Ｔ1（℃）で起こす場合に要する時間ｘ（ｓ）を求めてみる。 Here, the time x (s) required for causing the Ostwald growth of TiN, which occurs at the time of heating in the bar rolling process, to occur at the heating temperature T 1 (° C.) in the block rolling process will be obtained.

棒鋼圧延工程におけるＴｉＮのオストワルド成長の焼戻しパラメータ（Ｔ2＋２７３）×ｌｏｇｔ2は、分塊圧延工程の加熱温度Ｔ1（℃）を使って式（ａ）のように表すことができる。 The tempering parameter (T 2 +273) × logt 2 for the Ostwald growth of TiN in the steel bar rolling process can be expressed by the formula (a) using the heating temperature T 1 (° C.) in the block rolling process.

（Ｔ2＋２７３）ｌｏｇｔ2＝（Ｔ1＋２７３）ｌｏｇｘ・・・（ａ）、
ここで、Ｔ（２）＝（Ｔ2＋２７３）／（Ｔ1＋２７３）とすると、棒鋼圧延工程の加熱時に起こるのに等しいＴｉＮのオストワルド成長を、分塊圧延工程の加熱温度Ｔ1（℃）で起こす場合に要する時間ｘ（ｓ）は、式（ｂ）のように表すことができる。 (T 2 +273) logt 2 = (T 1 +273) logx (a),
Here, assuming T (2) = (T 2 +273) / (T 1 +273), the Ostwald growth of TiN, which occurs at the time of heating in the steel bar rolling process, is the heating temperature T 1 (° C.) in the block rolling process. The time x (s) required for waking up can be expressed as shown in equation (b).

ｘ＝ｔ2 T(2)・・・（ｂ）、
そして、加熱温度Ｔ2（℃）、加熱保持時間ｔ2（ｓ）の棒鋼圧延工程に起こるＴｉＮのオストワルド成長の程度を、分塊圧延工程の加熱温度Ｔ1（℃）と加熱保持時間ｘ（ｓ）で表すことにより、分塊圧延工程と棒鋼圧延工程の圧延工程２回分のＴｉＮのオストワルド成長の程度Ｙは、分塊圧延工程１回分のパラメータとして、式（ｃ）のように表すことができ、さらに式（ｂ）を式（ｃ）に代入することによって、式（ｄ）を得ることができる。
Ｙ＝（Ｔ1＋２７３）×ｌｏｇ（ｔ1＋ｘ）・・・（ｃ）、
Ｙ＝（Ｔ1＋２７３）×ｌｏｇ（ｔ1＋ｔ2 T(2)）・・・（ｄ）。 x = t 2 T (2) (b),
And the degree of Ostwald growth of TiN that occurs in the steel bar rolling process at the heating temperature T 2 (° C.) and the heating holding time t 2 (s) is determined by the heating temperature T 1 (° C.) and the heating holding time x ( s), the degree Y of Ostwald growth of TiN for two rolling processes of the batch rolling process and the steel bar rolling process can be expressed as a formula (c) as a parameter for one batch rolling process. Furthermore, the expression (d) can be obtained by substituting the expression (b) into the expression (c).
Y = (T 1 +273) × log (t 1 + x) (c),
Y = (T 1 +273) × log (t 1 + t 2 T (2) ) (d).

このようにして求められた式（ｄ）のパラメータＹ、ＴｉＮのサイズおよび析出個数の関係を詳細に調査した結果、Ｙの値が６．７×１０3以下であれば、前記（１）に示した本発明に関わる熱間鍛造用圧延鋼材を得ることができる。 As a result of investigating in detail the relationship between the parameter Y, the size of TiN and the number of precipitates obtained in this way, the value of Y is 6.7 × 10 3 or less. The rolled steel material for hot forging related to the present invention shown can be obtained.

以上のことから、ＴｉＮのオストワルド成長の程度を表すパラメータとして、式（１）を規定した。
Ｙ＝（Ｔ1＋２７３）×ｌｏｇ（ｔ1＋ｔ2 T(2)）≦６．７×１０3・・・（１）。 From the above, equation (1) is defined as a parameter representing the degree of Ostwald growth of TiN.
Y = (T 1 +273) × log (t 1 + t 2 T (2) ) ≦ 6.7 × 10 3 (1).

なお、Ｙの値が規定範囲内であっても、分塊圧延工程および棒鋼圧延工程の加熱温度は、省エネルギーの観点から１３００℃以下とするのが好ましく、１２７０℃以下とするのがより好ましい。また、Ｙの値が規定範囲内であっても、分塊圧延工程および棒鋼圧延工程の加熱保持時間は、省エネルギーの観点から１８０００ｓ（３００ｍｉｎ）以下とするのが好ましく、１４４００ｓ（２４０ｍｉｎ）以下とするのがより好ましい。   In addition, even if the value of Y is in a regulation range, it is preferable that the heating temperature of a lump rolling process and a steel bar rolling process shall be 1300 degrees C or less from a viewpoint of energy saving, and it is more preferable to set it as 1270 degrees C or less. Moreover, even if the value of Y is within a specified range, the heating and holding time in the block rolling process and the bar rolling process is preferably 18000 s (300 min) or less from the viewpoint of energy saving, and is set to 14400 s (240 min) or less. Is more preferable.

なお、上記の式（ｄ）で示したＴｉＮのオストワルド成長の程度を表すパラメータＹは、分塊圧延と棒鋼圧延の２段階の圧延工程で棒鋼を製造する一般的な場合である。   In addition, the parameter Y showing the degree of Ostwald growth of TiN shown by said Formula (d) is a general case where a bar steel is manufactured by the two-stage rolling process of a block rolling and a bar rolling.

圧延工程の回数をｉ段階として行う場合のＴｉＮのオストワルド成長の程度を表すパラメータＹ’は式（ｅ）のように表すことができ、この場合にはＹ’の値が６．７×１０3以下であれば、前記（１）に示した本発明に関わる熱間鍛造用圧延鋼材を得ることができる。 The parameter Y ′ representing the degree of Ostwald growth of TiN when the number of rolling processes is performed in i stages can be expressed as in equation (e), in which case the value of Y ′ is 6.7 × 10 3. If it is below, the rolled steel material for hot forging related to the present invention shown in the above (1) can be obtained.

Ｙ’＝（Ｔ1＋２７３）×ｌｏｇ｛Σ（ｔi T(i)）｝・・・（ｅ）。
ここで、Ｔ（ｉ）＝（Ｔi＋２７３）／（Ｔ1＋２７３）を意味する。 Y ′ = (T 1 +273) × log {Σ (t i T (i) )} (e).
Here, T (i) = (T i +273) / (T 1 +273) is meant.

以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。   EXAMPLES Hereinafter, although an Example demonstrates this invention more concretely, this invention is not limited to these Examples.

表１に示す化学組成を有する鋼１〜１６を７０トン転炉によって溶解し、連続鋳造により鋳片とした後、表２に示す条件で、１８０ｍｍ×１８０ｍｍの鋼片に分塊圧延し、その後さらに棒鋼圧延して、直径５５ｍｍおよび直径６０ｍｍの棒鋼を作製した。   Steels 1 to 16 having the chemical composition shown in Table 1 were melted by a 70-ton converter and made into slabs by continuous casting, and then rolled into 180 mm × 180 mm steel pieces under the conditions shown in Table 2, and thereafter Further, the steel bars were rolled to produce steel bars having a diameter of 55 mm and a diameter of 60 mm.

なお、表１中の鋼１〜７、鋼１４および鋼１５は、化学組成が本発明で規定する範囲内にある本発明例の鋼であり、一方、鋼８〜１３および鋼１６は、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。   In Table 1, Steels 1 to 7, Steel 14 and Steel 15 are steels of the present invention examples having chemical compositions within the range defined by the present invention, while Steels 8 to 13 and Steel 16 are chemicals. It is a steel of a comparative example whose composition deviates from the conditions specified in the present invention.

Figure 0005326885
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Figure 0005326885
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上記のようにして作製した直径５５ｍｍの棒鋼を用いて、ＴｉＮの析出密度および冷間加工性の調査を行った。   Using the steel bar having a diameter of 55 mm produced as described above, the TiN precipitation density and the cold workability were investigated.

すなわち、上記直径５５ｍｍの棒鋼のＲ／２部（「Ｒ」は棒鋼の半径を表す。）の縦断面から抽出レプリカ法によって試料を採取し、透過型電子顕微鏡観察を行ってＴｉＮの析出密度を調査した。具体的には、倍率を３００００倍として２０視野観察し、長さが０．００５〜０．１００μｍであるＴｉＮの個数を数え、これを面積１００μｍ2あたりの個数に換算した。 That is, a sample was taken from the longitudinal section of R / 2 part (“R” represents the radius of the steel bar) of the steel bar having a diameter of 55 mm by the extraction replica method, and observed with a transmission electron microscope to determine the precipitation density of TiN. investigated. Specifically, 20 fields of view were observed at a magnification of 30000, the number of TiN having a length of 0.005 to 0.100 μm was counted, and this was converted to the number per 100 μm 2 area.

また、上記直径５５ｍｍの棒鋼の中心部から直径３８．５ｍｍで長さ５５ｍｍの試験片を採取し、先ず、熱間押出し試験に供した。すなわち、上記の試験片を１２２０℃に１０ｍｉｎ加熱した後、１１００℃で減面率６０％の押出し加工を行い、直径２３．１ｍｍで長さ８５ｍｍの形状にし、大気中で放冷した。次いで、上記の熱間押出し品の中心部から直径１４ｍｍで長さ２１ｍｍの試験片を採取し、圧縮率６０％、すなわち長さを１２．６ｍｍに圧縮する冷間圧縮試験を行った。なお、上記の冷間圧縮試験における試験数は、各鋼について５とし、割れが発生する確率を求めた。   Further, a test piece having a diameter of 38.5 mm and a length of 55 mm was collected from the central portion of the steel bar having a diameter of 55 mm, and first subjected to a hot extrusion test. That is, after heating the above test piece to 1220 ° C. for 10 minutes, extrusion was performed at 1100 ° C. with a reduction in area of 60%, the shape was 23.1 mm in diameter and 85 mm in length, and was allowed to cool in the atmosphere. Next, a test piece having a diameter of 14 mm and a length of 21 mm was collected from the center of the hot extruded product, and a cold compression test was performed in which the compression rate was 60%, that is, the length was compressed to 12.6 mm. In addition, the test number in said cold compression test was set to 5 about each steel, and calculated | required the probability that a crack will generate | occur | produce.

上記の方法で、熱間鍛造および冷間カシメ加工を模擬し、冷間加工性の評価を行った。   With the above method, hot forging and cold caulking were simulated, and the cold workability was evaluated.

なお、熱間押出し品の中心部から採取した上記の直径１４ｍｍで長さ２１ｍｍの試験片を樹脂に埋め込んで鏡面研磨し、ナイタル腐食液で腐食してパーライト粒度番号を測定することも行った。パーライト粒度番号は縦断面の任意５点を１００倍の視野で測定し平均した。   In addition, the test piece of diameter 14mm and length 21mm which were extract | collected from the center part of the hot extrusion goods was embedded in resin, mirror-polished, and it corroded with the nital corrosive liquid, and also measured the pearlite particle size number. The pearlite particle size number was measured by averaging five arbitrary points in the longitudinal section with a 100 × field of view.

さらに、上記のようにして作製した直径６０ｍｍの棒鋼から採取した試験片を用いて、表３に示す条件で転動疲労試験を行い、転動疲労特性を調査した。   Furthermore, a rolling fatigue test was conducted under the conditions shown in Table 3 using a test piece collected from a steel bar having a diameter of 60 mm produced as described above, and the rolling fatigue characteristics were investigated.

Figure 0005326885
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先ず、上記直径６０ｍｍの棒鋼から、厚さ１０ｍｍの素形材をスライスして採取した。次いで、上記の直径６０ｍｍで厚さ１０ｍｍの素形材の片面を、有効硬化層深さが２〜３ｍｍとなるように、周波数２０ｋＨｚ、出力１５０ｋＷ、加熱保持時間５ｓの条件で高周波焼入れを行い、その後、１５０℃で１時間加熱保持して大気中で放冷する焼戻しを行った。   First, from a steel bar having a diameter of 60 mm, a shaped material having a thickness of 10 mm was sliced and collected. Next, one side of the above-mentioned shaped material having a diameter of 60 mm and a thickness of 10 mm is subjected to induction hardening under the conditions of a frequency of 20 kHz, an output of 150 kW, and a heating and holding time of 5 s so that the effective hardened layer depth is 2 to 3 mm. Thereafter, tempering was performed by heating and holding at 150 ° C. for 1 hour and allowing to cool in the atmosphere.

さらに、上記の「高周波焼入れ−焼戻し」した素形材について、高周波焼入れを行った面の反対側の面を研削し、その後さらに、高周波焼入れを行った面の表面をラッピング加工することによって、直径６０ｍｍで厚さ５．０ｍｍの転動疲労試験片を作製して、転動疲労試験に供した。   Further, with respect to the above-mentioned “induction hardening-tempering” shaped material, the surface opposite to the surface subjected to induction hardening is ground, and then the surface of the surface subjected to induction hardening is further lapped to obtain a diameter. A rolling fatigue test piece having a thickness of 60 mm and a thickness of 5.0 mm was prepared and subjected to a rolling fatigue test.

なお、転動疲労試験は、スラスト型の転動疲労試験機を用いて、前記表３に示すとおり、最大接触面圧５４９０ＭＰａ、繰返し速度１８００ｃｐｍ（ｃｙｃｌｅ ｐｅｒ ｍｉｎｕｔｅ）の条件で行い、転動疲労試験結果は、ワイブル分布確率紙上にプロットし、１０％破損確率を示すＬ10寿命によって転動疲労特性を評価した。 The rolling fatigue test was performed using a thrust type rolling fatigue tester under the conditions of a maximum contact surface pressure of 5490 MPa and a repetition rate of 1800 cpm (cycle per minute) as shown in Table 3 above. results were plotted on paper Weibull distribution probability was evaluated rolling fatigue characteristics by L 10 life showing a 10% failure probability.

表４に、上記の各試験結果をまとめて示す。   Table 4 summarizes the above test results.

Figure 0005326885
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表４から、本発明で規定する条件を満たす鋼１〜７を用いた試験番号１〜７の場合、いずれも良好な冷間加工性を有しており、また、転動疲労特性にも優れていることが明らかである。   From Table 4, in the case of test numbers 1 to 7 using steels 1 to 7 that satisfy the conditions specified in the present invention, all have good cold workability and excellent rolling fatigue characteristics. It is clear that

これに対して、本発明で規定する条件から外れた比較例の試験番号８〜１６の場合、少なくとも冷間加工性と転動疲労特性のいずれかの点で劣っている。   On the other hand, in the case of test numbers 8 to 16 of comparative examples that deviate from the conditions defined in the present invention, the test numbers are inferior at least in any of cold workability and rolling fatigue characteristics.

具体的には、試験番号８の場合、鋼８のＮ含有量が本発明で規定する上限の０．０２００％を超えているため、冷間加工性は良好であるものの、Ｌ10寿命が短く、転動疲労特性の点で劣っている。 Specifically, in the case of Test No. 8, since the N content in steel 8 exceeds 0.0200% of the upper limit specified by the present invention, although the cold workability is good, L 10 life is short Inferior in rolling fatigue characteristics.

試験番号９および試験番号１０の場合、鋼９および鋼１０のＮ含有量が本発明で規定する下限の０．００８０％より少なく、さらに、１００μｍ2の面積中に析出するサイズが０．００５〜０．１００μｍであるＴｉＮの個数も本発明で規定する下限の１０個より少ないので、いずれも転動疲労特性は良好であるものの、冷間加工性の点で劣っている。 In the case of test number 9 and test number 10, the N content of steel 9 and steel 10 is less than the lower limit of 0.0080% defined in the present invention, and the size precipitated in an area of 100 μm 2 is 0.005 to 0.005%. Since the number of TiN of 0.100 μm is also less than the lower limit of 10 defined in the present invention, all have good rolling fatigue properties but are inferior in cold workability.

試験番号１１の場合、鋼１１のＴｉ含有量が本発明で規定する上限の０．００４０％を超えているため、冷間加工性は良好であるものの、Ｌ10寿命が短く、転動疲労特性の点で劣っている。 For Test No. 11, since the Ti content of the steel 11 is greater than 0.0040% of the upper limit specified by the present invention, although the cold workability is good, short L 10 life, rolling fatigue characteristics Is inferior.

試験番号１２の場合、鋼１２のＴｉ含有量が本発明で規定する下限の０．００１６％より少なく、さらに、１００μｍ2の面積中に析出するサイズが０．００５〜０．１００μｍであるＴｉＮの個数も本発明で規定する下限の１０個より少ないため、転動疲労特性は良好であるものの、冷間加工性の点で劣っている。 In the case of test number 12, the Ti content of the steel 12 is less than the lower limit of 0.0016% defined in the present invention, and the TiN having a size of 0.005 to 0.100 μm that precipitates in an area of 100 μm 2 . Since the number is less than the lower limit of 10 defined in the present invention, the rolling fatigue characteristics are good, but the cold workability is poor.

試験番号１３の場合、鋼１３のＯ含有量が本発明で規定する上限の０．００１５％を超えているため、冷間加工性は良好であるものの、Ｌ10寿命が短く、転動疲労特性の点で劣っている。 For Test No. 13, since the O content of the steel 13 is greater than 0.0015% of the upper limit specified by the present invention, although the cold workability is good, short L 10 life, rolling fatigue characteristics Is inferior.

試験番号１４よび試験番号１５の場合、鋼１４および鋼１５の化学組成は本発明で規定する範囲内にあるものの、ＴｉＮが凝集粗大化し、その結果１００μｍ2の面積中に析出するサイズが０．００５〜０．１００μｍであるＴｉＮの個数が本発明で規定する下限の１０個より少なくなり、冷間加工性と転動疲労特性の双方において劣っている。 In the case of Test No. 14 and Test No. 15, the chemical compositions of Steel 14 and Steel 15 are within the range specified in the present invention, but TiN is agglomerated and coarsened, and as a result, the size of precipitation in an area of 100 μm 2 is 0. The number of TiN of 005 to 0.100 μm is less than the lower limit of 10 defined in the present invention, and both cold workability and rolling fatigue characteristics are inferior.

試験番号１６の場合、鋼１６のＴｉ含有量が本発明で規定する下限の０．００１６％より少なく、また、Ｎの含有量も本発明で規定する下限の０．００８０％より少なく、さらに、１００μｍ2の面積中に析出するサイズが０．００５〜０．１００μｍであるＴｉＮの個数も本発明で規定する下限の１０個より少ないので、冷間加工性の点で劣っている。 In the case of test number 16, the Ti content of steel 16 is less than the lower limit of 0.0016% defined in the present invention, and the N content is also less than the lower limit of 0.0080% defined in the present invention. Since the number of TiN having a size of 0.005 to 0.100 μm deposited in an area of 100 μm 2 is less than the lower limit of 10 defined in the present invention, it is inferior in terms of cold workability.

本発明の熱間鍛造用圧延鋼材は、転動疲労特性および冷間加工性に優れるので、車輪用軸受装置におけるハブ輪等の機械構造用部品の素材として用いるのに好適である。この熱間鍛造用圧延鋼材は、例えば、本発明の方法によって得ることができる。   Since the rolled steel material for hot forging of the present invention is excellent in rolling fatigue characteristics and cold workability, it is suitable for use as a material for machine structural parts such as a hub wheel in a wheel bearing device. This rolled steel material for hot forging can be obtained by the method of the present invention, for example.

Claims (2)

質量％で、Ｃ：０．４８〜０．６３％、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．６０〜０．９０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３５％以下、Ｃｒ：０．０５〜０．２０％、Ａｌ：０．０６０％以下、Ｏ：０．００１５％以下、Ｔｉ：０．００１６〜０．００４０％およびＮ：０．００８０〜０．０２００％を含み、残部はＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、さらに、１００μｍ2の面積中に長さが０．００５〜０．１００μｍのＴｉＮが１０個以上析出していることを特徴とする熱間鍛造用圧延鋼材。 In mass%, C: 0.48 to 0.63%, Si: 0.15 to 0.35%, Mn: 0.60 to 0.90%, P: 0.030% or less, S: 0.035 %: Cr: 0.05-0.20%, Al: 0.060% or less, O: 0.0015% or less, Ti: 0.0016-0.0040% and N: 0.0080-0.0200 And the balance has a chemical composition comprising Fe and impurities, and more than 10 TiNs having a length of 0.005 to 0.100 μm are deposited in an area of 100 μm 2. Rolled steel for hot forging. 請求項１に記載の化学組成を有する鋳片を、１２００℃以上の温度域で６０ｍｉｎ以上加熱し、かつ下記の式（１）を満たす条件で棒鋼に圧延することを特徴とする請求項１に記載の熱間鍛造用圧延鋼材の製造方法。
Ｙ＝（Ｔ1＋２７３）×ｌｏｇ（ｔ1＋ｔ2 T(2)）≦６．７×１０3・・・（１）
なお、式（１）におけるＴは加熱温度（℃）、ｔは加熱保持時間（ｓ）、添え字１は分塊圧延工程、添え字２は棒鋼圧延工程を表し、Ｔ（２）＝（Ｔ2＋２７３）／（Ｔ1＋２７３）を意味する。
The cast slab having a chemical composition according to claim 1, heated over 60min at a temperature range of not lower than 1200 ° C., and in claim 1, characterized in that rolling the steel bar in the conditions satisfying the following formula (1) The manufacturing method of the rolling steel materials for hot forging as described .
Y = (T 1 +273) × log (t 1 + t 2 T (2) ) ≦ 6.7 × 10 3 (1)
In the formula (1), T is the heating temperature (° C.), t is the heating holding time (s), the subscript 1 is the split rolling process, the subscript 2 is the bar rolling process, and T (2) = (T 2 +273) / (T 1 +273).
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