JPH09310152A - 熱間鍛造用非調質鋼 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 自動車や建設機械等のエンジン部品や足回り
部品等に用いられる機械構造用非鋼であって、特に熱間
鍛造後に実施される焼入れ・焼戻しの調質処理を省略し
非調質のままでも高い強度を得ることのできる安価な熱
間鍛造用非調質鋼を提供すること。 【解決手段】 Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，ＡｌＮ，Ｐ，Ｓ等の含
有量が規定された鋼材からなり、且つ下記式（１），
（２）の関係を満たし、引張強さが６００〜９００Ｎ／
ｍｍ² である熱間鍛造用非調質鋼を開示する。 Ａ＝[Si]+3.4・[Mn]+19.5・[P]-13.4・[S]+2.7・[Cr]≧3.5 ……（１） Ｂ＝[C]+1.1・[Mn]-1.9・[S]+1.5・[Cu]+1.8・[Ni]+0.6・[Cr] ≦2.6 ……（２） （式中の［元素］は、夫々の元素の含有率：質量％を表
わす）

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、自動車や建設機械
等のエンジン部品や足回り部品等に用いられる機械構造
用非調質鋼に関するものであり、特に熱間鍛造後に実施
される焼入れ・焼戻しの調質処理を省略し非調質のまま
でも高い強度を得ることのできる安価な熱間鍛造用非調
質鋼に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】自動車や建設機械等に用いられる機械構
造用部品は、通常機械構造用炭素鋼や機械構造用合金鋼
を素材とし、必要な強度と靭性を確保するため熱間鍛造
後に焼入れ・焼戻し処理を行なうことによって製造され
てきた。しかし近年、上記の様な調質処理に要するエネ
ルギーの節約と仕掛り品のコスト低減を目的として、例
えばＪＩＳ Ｇ ４０５１に規定される機械構造用炭素
鋼やＪＩＳ Ｇ ４１０６に規定される機械構造用マン
ガン鋼などに、ＶやＮｂ等の析出硬化型元素を添加した
非調質鋼が開発され、自動車のエンジン部品や足回り部
品あるいは建設機械部品等に適用されている。

【０００３】これらの非調質鋼は、熱間鍛造の後冷却し
て組織をフェライト・パーライト混合組織とし、フェラ
イト部にＶやＮｂ等の炭化物や窒化物を析出させること
によって目標強度を得るものであり、この様な非調質鋼
を使用すると、熱間鍛造後の焼入れ・焼戻し処理を省略
することができ、更には焼入れ時に発生する熱処理歪み
が減少するためその後の矯正加工が簡略化されるといっ
た利点に加えて、焼割れが発生しにくくなって焼割れに
よる不良品の発生率も減少し、部品製造コストを大幅に
低減することが可能となる。こうしたことから最近で
は、引張強度が９０ｋｇｆ／ｍｍ² 以上といった高強度
が要求される機械構造用部品に対しても適用可能な非調
質鋼が開発されている（例えば特開昭６３−１９９８４
８号公報等）。

【０００４】ところで上記の様な非調質鋼は、いずれも
Ｖ等の炭・窒化物形成元素を添加し、それら炭・窒化物
の析出硬化によって引張強さや耐力等の強度特性を高め
ており、そのため特に高強度タイプの非調質鋼を得るに
は、Ｖ等の元素を多量添加しなければならない。しか
し、これらの元素は高価であるため素鋼材コストが高く
なり、非調質化によるコスト低減の利点が有効に生かせ
なくなる。

【０００５】また、引張強さが９０ｋｇｆ／ｍｍ² レベ
ル以上の鋼材として、２ｍｍＵノッチのシャルピー衝撃
値で６ｋｇｆ・ｍ／ｃｍ² 以上といった高強度・高靭性
タイプの非調質鋼が提案されているが（例えば特開昭６
１−２３８９４１号公報）、この高強度・高靭性非調質
鋼は、高靭性を得るためにＣ量を極力低減している。そ
のため、熱間鍛造の後放冷したままの状態で高強度を得
るため、Ｃ量の低減に見合った多量のＭｎやＣｒ等の強
化元素を添加しなければならず、やはり素鋼材コストの
上昇が避けられない。またこれら強化元素量の低減を狙
って、熱間鍛造の後に水焼入れ等の急冷を行なう方法も
試みられているが、この方法では焼入れによる熱処理歪
みや焼割れを起こすという大きな問題が生じてくる。ま
た上記の様な非調質鋼は、組織の粗いオーステナイトか
ら変態したフェライト・パーライト組織を主体とするも
のであるから、靭性不足の問題も指摘される。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】本発明は上記の様な事
情に着目してなされたものであって、その目的は、Ｖ等
の高価な炭・窒化物生成による析出硬化型元素を添加す
ることなく、非調質のままでＶ等添加鋼並みの高耐力と
疲労特性を有し、更には被削性も良好な熱間鍛造用非調
質鋼を提供しようとするものである。

【０００７】

【課題を解決するための手段】上記課題を解決すること
のできた本発明に係る熱間鍛造用非調質鋼は、 Ｃ ：０．３０〜０．８０％ Ｓｉ：０．１〜２．５％ Ｍｎ：０．３０〜２．０％ Ａｌ：０．００１〜０．０６％ Ｎ ：０．００５〜０．１０％ Ｐ ：０．３０％以下（０％を含む） Ｓ ：０．１２％以下（０％を含む） Ｃｒ：１．０％以下（０％を含む） Ｃｕ：０．３％以下（０％を含む） Ｎｉ：０．３％以下（０％を含む） の要件を満足すると共に、残部がＦｅおよび不可避不純
物からなり、且つ下記式（１），（２）の関係を満た
し、引張強さが６００〜９００Ｎ／ｍｍ² であるところ
にその特徴を有している。 Ａ＝[Si]+3.4・[Mn]+19.5・[P]-13.4・[S]+2.7・[Cr]≧3.5 ……（１） Ｂ＝[C]+1.1・[Mn]-1.9・[S]+1.5・[Cu]+1.8・[Ni]+0.6・[Cr] ≦2.6 ……（２） （式中の［元素］は、夫々の元素の含有率：質量％を表
わす） 上記非調質鋼においては、更に他の元素として Ｐｂ：０．３％以下（０％を含まない） Ｚｒ：０．２％以下（０％を含まない） Ｃａ：０．０１０％以下（０％を含まない） Ｔｅ：０．１０％以下（０％を含まない） Ｂｉ：０．１％以下（０％を含まない） の１種以上を含有させることによって、被削性を一段と
高めることができ、更には、Ｔｉ：０．０５％以下（０
％を含まない）を含有せしめ、且つ任意の断面における
Ｔｉの炭化物、窒化物、硫化物もしくはそれらの複合化
合物からなる平均粒径１０ｎｍ以上の析出物が、１μｍ
² 当たり３個以上存在するものとすれば、上記の特性に
加えて、靭性も良好な非調質鋼となる。

【０００８】

【発明の実施の形態】本発明者らは、焼入れ・焼戻し処
理が省略可能で、ＶやＮｂ等の高価な析出硬化型元素を
含有させた従来の非調質鋼並みの強度特性と疲労特性を
有する安価な熱間鍛造用非調質鋼を開発すべく、熱間鍛
造・冷却後の組織がフェライト・パーライトとなる鍛造
品の耐力や疲労特性などの強度特性、更には被削性に及
ぼす各種合金元素の影響について鋭意研究を進めてき
た。

【０００９】その結果、前記式（１）の要件を満たす様
に鋼材中に含まれる各元素の含有量を適正に調整してや
れば、部品設計強度として重要な特性である耐力を効果
的に高めると共に、被削性を低下させる要因となる引張
強さ（硬さ）の過度の上昇を抑えることができ、即ち引
張強さに対する耐力の比である降伏比を上げると共に被
削性を高めることができることをつきとめた。

【００１０】即ちフェライト・パーライト鋼の疲労強度
は、組織的に弱い初析フェライト部の強度に依存してお
り、微小歪みを加えた時の変形抵抗を示す耐力も初析フ
ェライト部のすべり変形のし易さと関係するので、非調
質鋼の疲労強度は引張強さ（硬さ）よりも耐力との相関
性が高く、従って耐力を上げることによって疲労強度の
向上を果たすことができるのである。そして上記式
（１）の要件を満たす様に成分調整すれば、被削性の低
下が可及的に抑えられると共に耐力が高められ、高レベ
ルの疲労特性を備えた非調質鋼を得ることができるので
ある。

【００１１】ちなみに前記式（１）の値が３．５未満で
ある鋼材では、後記実施例でも明らかにする様に満足な
降伏比が得られず、疲労特性向上の目的が果たせなくな
る。該式（１）で定めるより好ましい値は３．８以上で
ある。

【００１２】また前記式（２）で規定する要件は、熱間
鍛造後の冷却時に生成する過冷却組織であるベイナイト
の生成を防止し、耐力および疲労強度の低下を抑えるた
めの要件として定めたものであり、この値が２．６を超
えると、後記実施例でも明らかにする如く耐力および疲
労強度が低下するばかりでなく被削性も低下してくる。

【００１３】以下、本発明において鋼材の成分組成を規
定した理由を主体にして詳細に説明していく。まず鋼材
の化学成分を定めた理由を明らかにする。

【００１４】Ｃ：０．３０〜０．８０％ Ｃは、熱間鍛造・冷却後における鍛造品の金属組織中の
パーライト量を増大させて必要な強度を確保するのに欠
くことのできない元素であり、そのためには少なくとも
０．３０％以上含有させなければならない。しかしなが
らＣ量が多くなり過ぎると、靭性が低下すると共に被削
性も大幅に低下してくるので、０．８０％以下に抑えな
ければならない。強度と靭性および被削性を考慮してよ
り好ましいＣ量は０．３５〜０．６０％の範囲である。

【００１５】Ｓｉ：０．１〜２．５％ Ｓｉは、鋼材溶製時の脱酸に有効に作用する他、鋼材の
フェライト地に固溶して熱間鍛造・冷却後の鍛造品を強
化するのに有効な元素であり、特に該鍛造品の耐力や疲
労強度の向上に有効に作用する。こうした作用を有効に
発揮させるには少なくとも０．１％以上含有させなけれ
ばならないが、多過ぎると被削性に悪影響が現れてくる
ので、２．５％を上限とする。Ｓｉのより好ましい範囲
は０．１５〜１．５％である。

【００１６】Ｍｎ：０．３〜２．０％ Ｍｎは、鋼材溶製時の脱酸・脱硫元素として有効な元素
であり、また鍛造品のパーライト焼入れ性を高めてパー
ライト量を増大させると共にパーライト中のラメラー間
隔を細かくして強度増大に寄与する。こうした効果を有
効に発揮させるには、少なくとも０．３％以上含有させ
なければならないが、多過ぎると、熱間鍛造・冷却後の
金属組織中にベイナイトが生成して被削性に悪影響を及
ぼす様になるので、２．０％以下に抑えなければならな
い。Ｍｎのより好ましい含有率は０．５〜１．６％の範
囲である。

【００１７】Ａｌ：０．００１〜０．０６％ Ａｌは、鋼材溶製時の脱酸元素として有効に作用するほ
か、窒化物の生成によりオーステナイト結晶粒を微細化
して靭性向上に寄与するものであり、それらの効果を有
効に発揮させるには０．００１％以上含有させなければ
ならない。しかし、多過ぎるとオーステナイト結晶粒が
かえって粗大化して靭性に悪影響を及ぼす様になるの
で、０．０６％以下に抑えなければならない。こうした
利害得失を考慮してＡｌのより好ましい範囲は０．００
３〜０．０５％である。

【００１８】Ｎ：０．００５〜０．１０％ Ｎは、鋼材のフェライト地に固溶して熱間鍛造・冷却後
の鍛造品を強化する作用を有しており、それにより硬さ
や引張強さを高める他、ＡｌやＴｉ等の窒化物形成元素
と結合してオーステナイト結晶粒を微細化し、靭性や疲
労強度を高めるうえでも有効に作用する。こうした効果
は０．００５％以上で有効に発揮されるが、多過ぎると
かえって靭性に悪影響を及ぼし、また熱間加工性を阻害
して鋳造や熱間加工時に割れを起こし易くなり、更には
過度の硬質化によって被削性も悪化させるので０．１０
％以下に抑えなければならない。上記の利害得失を考慮
してより好ましいＮ含有量は０．００７〜０．０７％の
範囲である。

【００１９】Ｐ：０．３０％以下（０％を含む） Ｐは、鋼材のフェライト地に固溶して熱間鍛造・冷却後
の鍛造品を強化し、耐力や疲労強度を高めるのに有効に
作用するが、多過ぎると靭性を著しく悪化させるばかり
でなく、熱間加工性にも悪影響を及ぼして鋳造時あるい
は熱間加工時に割れを起こし易くなるので、０．３０％
以下に抑えなければならない。

【００２０】本発明で使用する鋼材の上記以外の成分
は、Ｆｅと不可避不純物であるが、更に他の元素として
下記の様な元素を適量含有させることによって、非調質
鋼としての特性を更に改質することが可能である。

【００２１】Ｓ：０．１２％以下（０％を含む） Ｓは、ＭｎＳを形成して被削性を高める作用を有する
他、ＭｎＳを核とする粒内フェライトを生成して組織を
微細化し靭性の向上にも寄与する。こうした効果を積極
的に活用しようとする場合は０．０３５％程度以上含有
させることが望ましいが、多くなりすぎると熱間での変
形能が著しく低下してくるので、０．１２％以下に抑え
なければならない。

【００２２】Ｃｒ：１．０％以下（０％を含む） Ｃｒは、Ｍｎと同様にパーライト焼入性を増加させて強
度向上に寄与する元素であり、こうした効果を積極的に
活かしたいときは０．２％程度以上含有させることが望
ましい。しかしながら多過ぎると、硬くなり過ぎると共
にベイナイトが生成し易くなって被削性に悪影響を及ぼ
してくるので、１．０％以下に抑えなければならない。

【００２３】Ｃｕ：０．３％以下（０％を含む） Ｃｕは、鋼材のフェライト地に固溶して熱間鍛造・冷却
後の鍛造品を強化するのに有効に作用するが、多過ぎる
と靭性を劣化させる他、熱間加工性にも悪影響を及ぼし
て鋳造時や熱間加工時に割れを起こし易くなるので、
０．３％以下に抑えなければならない。

【００２４】Ｎｉ：０．３％以下（０％を含む） Ｎｉは、ベイナイト焼入性を高める作用を有している
が、多過ぎると強度特性を不安定にするばかりでなく被
削性にも悪影響を及ぼすので、０．３％以下に抑えなけ
ればならない。

【００２５】Ｐｂ：０．３％以下，Ｚｒ：０．２％以
下，Ｃａ：０．０１０％，Ｔｅ：０．１０％以下，Ｂ
ｉ：０．１％以下から選ばれる１種以上 これらの元素は、前記Ｓと同様に被削性向上に作用する
元素であり、またＺｒ，Ｃａ，Ｔｅ，Ｂｉは、ＭｎＳを
粒状化して鍛造品の異方性を改善する作用も発揮する。
しかしながら、上記各元素の含有量が多過ぎると、靭性
や耐食性に悪影響を及ぼす様になるので、それぞれ上限
値以下に抑えなければならない。

【００２６】Ｔｉ：０．００３〜０．０５％ Ｔｉは、炭化物、窒化物、硫化物もしくはそれらの複合
化合物からなる析出物を生成してオーステナイト結晶粒
を微細化し、靭性、耐力、疲労特性（疲れ限度比）の向
上に寄与する有効な元素であり、その効果は０．００３
％以上含有させることによって有効に発揮される。しか
しながらＴｉ含有量が多くなり過ぎると、硬質な析出物
の数の過度の増加によって被削性が劣化するので０．０
５％以下に抑えなければならない。こうした利害得失を
考慮してＴｉのより好ましい含有率は０．００５〜０．
０３％の範囲である。

【００２７】尚上記の様にＴｉを含有させると、Ｔｉの
炭化物、窒化物、硫化物もしくはそれらの複合化合物よ
りなる析出物が生成し、オーステナイト結晶粒の微細化
によって各種物性が高められるが、こうした改質効果
は、該析出物のサイズと量によっても変わり、本発明者
等が確認したところによると、該析出物によってもたら
される上記の作用効果は、平均粒径が１０ｎｍ以上の析
出物が１μｍ² 当たり３個以上存在するときに有効に発
揮される。平均粒径が１０ｎｍ未満である極端に微細な
析出物でもその効果は有効に発揮されるが、工業的に評
価することが困難であるので、１０ｎｍ以上の平均粒径
の個数で評価した。但し、該析出物の平均粒径が余りに
大きくなり過ぎると被削性に悪影響が現われてくるの
で、析出物の平均粒径は１０μｍ程度以下に抑えること
が望ましい。また該析出物の数については、硬質介在物
の量が多くなると被削性に悪影響が現われてくるので、
１μｍ ² 当たり５００個程度以下に抑えることが望まし
い。

【００２８】尚該析出物のサイズや個数は、圧延品の任
意の横断面で測定されるが、たとえばサンプルを切り出
し、抽出レプリカ法などによる透過電子顕微鏡で倍率１
０万倍、１０視野の写真撮影を行ない、Ｔｉ系析出物の
サイズと個数を求め、１μｍ ² 当たりの個数に換算する
方法等によって確認することができる。

【００２９】 Ａ＝[Si]+3.4・[Mn]+19.5・[P]-13.4・[S]+2.7・[Cr]≧3.5 …（１） この要件は、被削性を劣化させることなく、前述の如く
Ｖ等の析出硬化型元素を添加した従来の非調質鋼に匹敵
する降伏比を確保して優れた疲労特性を得るうえで欠く
ことのできない要件であり、これらの値が３．５未満で
は降伏比が大幅に低下し、同一引張強さに対する耐力や
疲れ限度が乏しくなって本発明の目的が達成できなくな
る。

【００３０】 Ｂ＝[C]+1.1・[Mn]-1.9・[S]+1.5・[Cu]+1.8・[Ni]+0.6・[Cr] ≦2.6 …（２） この要件は、先に説明した様に熱間鍛造後の冷却過程で
組織をフェライト・パーライトとし、耐力や疲労強度に
悪影響を及ぼすベイナイト組織の生成を抑えるうえで重
要な要件であり、この値が２．６を超えると、鍛造品の
内部組織中にベイナイトが生成し、耐力や疲労強度が悪
くなるばかりでなく被削性も劣化し、やはり本発明の目
的が達成できなくなる。

【００３１】引張強さ：６００〜９００Ｎ／ｍｍ² 機械構造用鋼では、塑性変形に対する抵抗や疲労強度な
どの強度設計面から６００Ｎ／ｍｍ² 以上の引張強さを
必要とするが、９００Ｎ／ｍｍ² を超える引張強さにな
ると被削性が大幅に劣化してくる。

【００３２】

【実施例】次に実施例を挙げて本発明の構成および作用
効果をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記
実施例によって制限を受けるものではなく、前後記の趣
旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することも勿論
可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含
まれる。

【００３３】実施例１ 表１，２に示す化学組成の鋼材を真空炉または転炉によ
って溶製した後、熱間鍛造あるいは熱間圧延によって直
径３５ｍｍの丸棒に鍛伸してから所定長さに切断する。
次いで鋼種１〜３２については、１２５０℃に加熱して
から直径２５ｍｍの丸棒に鍛造加工し、その後空冷し
た。尚鋼種３２は、従来のＶ添加型非調質鋼である。ま
た鋼種３３は、ＪＩＳのＳ４５Ｃに相当する鋼であり、
これについては直径２５ｍｍの丸棒に鍛造した後、８７
０℃×１時間の条件で加熱し、油焼入れを施した後５０
０℃×２時間／水冷の焼戻し処理（調質処理）を施し、
調質鋼の例とした。

【００３４】得られた各丸棒における横断面のＨＢ硬さ
を測定すると共に、該丸棒から平行部の直径が１０ｍｍ
の引張試験片を作製し、また同じく平行部の直径が８ｍ
ｍの小野式回転曲げ試験片を作製し、引張試験および疲
労試験を行なった。結果を表３，４に示す。

【００３５】

【表１】

【００３６】

【表２】

【００３７】

【表３】

【００３８】

【表４】

【００３９】表１〜４からも明らかである様に、鋼種１
〜１４は本発明の規定要件を全て満足する実施例あり、
いずれも６００〜９００Ｎ／ｍｍ² の引張強さを有して
おり、降伏比および疲れ限度比ともに高い値を示してお
り、鋼種３２のＶ添加型非調質鋼や鋼種３３の調質鋼と
同等の強度および疲労特性を有している。

【００４０】これらに対し、鋼種１５，１６はＣ量が不
足し、鋼種１９はＭｎ量が不足するため強度が低く、し
かも鋼種１９はＡの値が３．５未満であるため、降伏比
と疲れ限度比がともに低い。他方、鋼種１７はＣ量が、
鋼種１８はＳｉ量が、鋼種２０はＭｎ量が、鋼種２２は
Ｎ量が、鋼種２３はＣｒ量が、鋼種２４はＣｕ量が、鋼
種２５はＮｉ量が夫々規定範囲を超えているため、硬さ
および引張強さが過度に高くなり、被削性が著しく悪く
なる。鋼種２１は、Ｐ量が規定範囲を超えているため鍛
造時に割れを生じ、実用にそぐわないものであった。

【００４１】また鋼種２６〜２８は、各含有元素量につ
いては規定要件を満たしているが、Ａの値が３．５未満
であるため降伏比と疲れ限度比が低く、鋼種２９〜３１
は、Ｂの値が２．６を超えているため、内部にベイナイ
ト組織が生成して過度に硬くなり、切削性に悪影響を及
ぼすことが明らかであるばかりでなく、降伏比や疲れ限
度比も低くなっている。

【００４２】実施例２ 前記表１，２に示したもののうち鋼種１，４，１０，１
８，３０，３２を選択し、真空炉または転炉によって溶
製した後、熱間鍛造あるいは熱間圧延によって直径８０
ｍｍの丸棒に鍛伸してから所定長さに切断し、次いで１
１００℃に加熱し２０分間保持してから空冷した。

【００４３】得られた各丸棒における横断面のＨＢ硬さ
を測定すると共に、ドリル加工時の工具寿命試験を行な
った。切削条件は、工具としてＳＫＨ９、直径１０ｍｍ
のストレートドリルを使用し、送り０．５ｍｍ／ｒｅｖ
（乾式）で溶損または折損が起こった時を工具寿命とし
た。硬さ測定結果および、切削速度２０ｍ／ｍｉｎの時
のドリル寿命［Ｌ２０］を評価した結果を表５に示す。

【００４４】

【表５】

【００４５】表５からも明らかである様に、鋼種１，
４，１０の本発明鋼はいずれもドリル寿命［Ｌ２０］が
長く、鋼種３２のＶ添加型非調質鋼並みの被削性を有し
ている。これに対し比較例の鋼種１８，３０は、硬さが
過度に高いためドリル寿命［Ｌ２０］が非常に悪い。

【００４６】実施例３ 表６に示した鋼種３４，３６を１５０ｋｇの実験炉で、
また鋼種３５は３トン電気炉で、鋼種３３は生産炉で夫
々溶製し、鋳造後、鋼種３４，３６は熱間鍛造により、
また鋼種３３，３５は熱間圧延により、直径３５ｍｍま
たは直径８０ｍｍの丸棒に鍛伸し、所定の長さに切断し
た。尚鋼種３３はＪＩＳのＳ４５Ｃに相当する鋼であ
る。

【００４７】得られた直径３５ｍｍの丸棒のうち、鋼種
３４〜３６は１２５０℃に加熱した後、直径２５ｍｍの
丸棒に鍛造加工し、その後空冷処理した。また鋼種３３
は、直径２５ｍｍの丸棒に鍛造した後、８７０℃×１時
間の条件で加熱処理してから油焼入れを行ない、更に５
００℃×２時間／水冷の条件で焼戻し処理を行なった。
直径２５ｍｍの各丸棒について、横断面のＨＢ硬さを測
定すると共に、平行部の直径が１０ｍｍの引張試験片、
平行部の直径が８ｍｍである小野式回転曲げ疲労試験片
およびＪＩＳ３号衝撃試験片を作製し、引張試験、回転
曲げ疲労試験およびシャルピー衝撃試験を行なった。

【００４８】尚Ｔｉの炭化物、窒化物、硫化物もしくは
それらの複合化合物からなる析出物については、直径３
５ｍｍの丸棒の横断面1/4 ・Ｄ（Ｄは丸棒の直径）の位
置からサンプルを切り出し、抽出レプリカ法により透過
電子顕微鏡で倍率１０万倍で１０視野の写真を撮影し、
その長径が１０ｎｍ以上である析出物の数を測定し、１
μｍ² 内の個数に換算して求めた。

【００４９】また直径８０ｍｍの丸棒については、鋼種
３４〜３６は１１００℃に加熱して２０分間保持した後
空冷処理した。鋼種３３は８７０℃×１時間の条件で加
熱した後油焼入れを行ない、更に４７０℃×２時間／水
冷の条件で焼戻し処理を施した。直径８０ｍｍの丸棒に
ついて横断面のＨＢ硬さを測定すると共に、実施例１と
同様にしてドリル加工時の工具寿命試験を行なった。

【００５０】硬さ測定結果、引張試験結果、疲労試験結
果、衝撃試験結果、Ｔｉ炭化物・窒化物・硫化物ならび
にそれらの複合化合物からなる析出物の個数密度測定結
果、ドリル寿命試験結果を表７に示す。

【００５１】

【表６】

【００５２】

【表７】

【００５３】表６，７からも明らかである様に、鋼種３
４の本発明鋼を用いて熱間鍛造後空冷処理したものは、
引張強さが６００〜９００Ｎ／ｍｍ² を満足すると共
に、降伏比、疲れ限度比、衝撃値ともに高く、鋼種３３
の調質鋼と同等の強度特性を有している。

【００５４】これに対し、鋼種３５は、Ｔｉ系析出物の
個数密度が３個／μｍ² 未満であるため、降伏比と疲れ
限度比については前記表２に示した鋼種３２のＶ添加型
非調質鋼と同等の値を示しているが、衝撃特性に欠ける
ことが分かる。これは、約３トンの鋳型を用いて造塊を
行なったため、鋳造時の冷却速度の低下によってＴｉ系
析出物の過度の粗大化と個数密度の減少が起こり、該析
出物によるオーステナイト結晶粒の微細化効果が有効に
発揮されなかったためと考えられる。また鋼種３６は、
Ｔｉ量が本発明の規定要件を超えているため、やはりＴ
ｉ系析出物の粗大化が進み、被削性の低下によってドリ
ル寿命［Ｌ２０］が低下している。

【００５５】

【発明の効果】本発明は以上の様に構成されており、鋼
材の成分組成を特定すると共に、前記式（１），（２）
で規定されるＡ，Ｂの値を特定することによって、Ｖ等
の高価な炭・窒化物生成による析出硬化型元素を添加す
ることなく、非調質のままでＶ等添加鋼並みの高耐力と
疲労特性を有し、更には被削性も良好な熱間鍛造用非調
質鋼を提供し得ることになった。

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】Ｃ ：０．３０〜０．８０％（以下、特記
   しない限り質量％を意味する） Ｓｉ：０．１〜２．５％ Ｍｎ：０．３０〜２．０％ Ａｌ：０．００１〜０．０６％ Ｎ ：０．００５〜０．１０％ Ｐ ：０．３０％以下（０％を含む） Ｓ ：０．１２％以下（０％を含む） Ｃｒ：１．０％以下（０％を含む） Ｃｕ：０．３％以下（０％を含む） Ｎｉ：０．３％以下（０％を含む） の要件を満足すると共に、残部がＦｅおよび不可避不純
   物からなり、且つ下記式（１），（２）の関係を満た
   し、引張強さが６００〜９００Ｎ／ｍｍ² であることを
   特徴とする熱間鍛造用非調質鋼。 Ａ＝[Si]+3.4・[Mn]+19.5・[P]-13.4・[S]+2.7・[Cr]≧3.5 ……（１） Ｂ＝[C]+1.1・[Mn]-1.9・[S]+1.5・[Cu]+1.8・[Ni]+0.6・[Cr] ≦2.6 ……（２） （式中の［元素］は、夫々の元素の含有率：質量％を表
   わす）
2. 【請求項２】 更に他の元素として、 Ｐｂ：０．３％以下（０％を含まない） Ｚｒ：０．２％以下（０％を含まない） Ｃａ：０．０１０％以下（０％を含まない） Ｔｅ：０．１０％以下（０％を含まない） Ｂｉ：０．１％以下（０％を含まない） の１種以上を含有するものである請求項１に記載の非調
   質鋼。
3. 【請求項３】 更に他の元素としてＴｉ：０．０５％以
   下（０％を含まない）を含有し、且つ任意の横断面にお
   けるＴｉの炭化物、窒化物、硫化物もしくはそれらの複
   合化合物からなる平均粒径１０ｎｍ以上の析出物が、１
   μｍ² 当たり３個以上存在する請求項１または２に記載
   の非調質鋼。