(57)【要約】【課題】熱間鍛造後に調質処理を施すことなく、０．０５％耐力が５００ＭＰａ以上、−５０℃におけるＵノッチシャルピー衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ2以上であり、切削性にも優れた、熱間鍛造非調質鋼及びその製造方法を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．２５〜０．５％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：１．０〜２．３％、Ｓ：０．０４〜０．２％、Ｃｒ：０．２〜１．０％、Ｖ：０．０５〜０．２％、Ｂ：０．０００５〜０．００４％、Ｔｉ：０．００１〜０．１％を含有し、Ｓｉ及びＭｎの含有量が、０．０２≦Ｓ／Ｍｎ≦０．１２を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、ベイナイトの面積率が９５％以上である。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．２５〜０．５％、
Ｓｉ：０．０５〜１．０％、
Ｍｎ：１．０〜２．３％、
Ｓ  ：０．０４〜０．２％、
Ｃｒ：０．２〜１．０％、
Ｖ  ：０．０５〜０．２％、
Ｂ  ：０．０００５〜０．００４％、
Ｔｉ：０．００１〜０．１％
を含有し、Ｓ及びＭｎの含有量が、
０．０２≦Ｓ／Ｍｎ≦０．１２
を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、ベイナイトの面積率が９５％以上であり、０．０５％耐力が５００ＭＰａ以上、−５０℃でのＵノッチシャルピー吸収エネルギーが２０Ｊ／ｃｍ2以上であることを特徴とする靭性に優れた高強度熱間鍛造非調質鋼。
【請求項２】
更に、質量％で、
Ａｌ：０．００５〜０．０６％、
Ｎｂ：０．０１〜０．３％
の一方又は双方を含有することを特徴とする請求項１に記載の靭性に優れた高強度熱間鍛造非調質鋼。
【請求項３】
更に、質量％で、
Ｎ：０．００１〜０．００７％
を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の靭性に優れた高強度熱間鍛造非調質鋼。
【請求項４】
更に、質量％で、
Ｃｕ：０．０１〜０．５％、
Ｎｉ：０．０１〜２．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の靭性に優れた高強度熱間鍛造非調質鋼。
【請求項５】
更に、質量％で、
Ｚｒ：０．０００１〜０．０２％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０２％
の一方又は双方を含有することを特徴とする請求項１〜４の何れか１項に記載の靭性に優れた高強度熱間鍛造非調質鋼。
【請求項６】
旧オーステナイト粒径が２００μｍ以下、ベイナイトラスの幅が５μｍ以下であることを特徴とする請求項１〜５の何れか１項に記載の高強度熱間鍛造非調質鋼。
【請求項７】
請求項１〜６の何れか１項に記載の高強度熱間鍛造非調質鋼の製造方法であって、請求項１〜５の何れか１項に記載の成分を有する鋼材を熱間鍛造し、８００℃から３００℃までの温度範囲を０．１〜５℃／ｓで冷却することを特徴とする靭性に優れた高強度熱間鍛造非調質鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車や建設機械等の部品に好適な、熱間鍛造後に焼入れや、焼戻し等の熱処理を行わなくとも、熱間鍛造ままで、靭性に優れた高強度熱間鍛造非調質鋼及びその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
自動車や建設機械等に用いられている構造用部品は、機械構造用炭素鋼や機械構造用合金鋼を素材としており、強度及び靭性を調整するため、熱間鍛造後に焼入れ、焼戻し処理を施すのが一般的である。近年では、コストの削減を目的として、焼入れ、焼戻し処理などの調質処理の工程の省略が進められている。例えば、ＪＩＳ  Ｇ  ４０５１に規定された機械構造用炭素鋼やＪＩＳ  Ｇ  ４１０６に規定された機械構造用マンガン鋼等に、ＶやＮｂ等の析出硬化型元素を添加した非調質鋼等が開発されており、自動車のエンジン部品や足回り部品及び建設機械部品などに用いられている。
【０００３】
一方、トラック等の大型自動車の足回り部品では、高い弾性限と低温靭性が要求されており、弾性限の指標である０．０５％耐力と、低温靭性の指標である−５０℃の２ｍｍＵノッチシャルピー試験時の吸収エネルギーの向上が課題となっている。また、環境対策としてＰｂフリーの鋼材が求められている。
【０００４】
従来のフェライト・パーライト組織を主体とする非調質鋼では、高い弾性限を得易いというメリットがある。例えば、析出ＢＮによりオーステナイト粒の粗大化を防止し、変態後のフェライト・パーライトを微細にすることにより靭性を向上させる技術が提案されている（例えば、特許文献１、参照）。しかし、フェライト・パーライト組織を主体とする非調質鋼は、低温時の吸収エネルギーがベイナイトを主体とする非調質鋼に比べ劣るというデメリットがある。そのため、特許文献１にて提案された非調質鋼では、−５０℃の低温靭性が不十分である。
【０００５】
また、Ｎｂ添加により旧オーステナイトの微細化を図り、熱間鍛造後の組織をマルテンサイト、ベイナイトの一方又は双方からなる組織とすることによって、高強度と高靭性を同時に満足する非調質鋼が提案されている（例えば、特許文献２、参照）。しかし、この非調質鋼では、組織をマルテンサイトやベイナイトとする目的で熱間鍛造後に水冷処理が施される。そのため、急速な温度変化により発生する歪や焼割れ等の問題があり改善の余地を残している。
【０００６】
また、Ｃ量を低減し、Ｍｎ、Ｃｒを添加して、焼入性を確保したベイナイト鋼が提案されている（例えば、特許文献３、参照）。Ｃ量が多すぎると靭性が低下するとともに被削性が低下するとしている。しかし、Ｃ量が低く、非調質で、組織をベイナイトにするために、Ｍｎ、Ｃｒを多量に添加しなければならない。そのため、合金コストが上昇し、非調質化によるコストメリットを十分享受することができなかった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開昭６２−７４０５５号公報
【特許文献２】特開昭６３−３１２９４９号公報
【特許文献３】特開平８−２７７４３７号広報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明は、熱間鍛造後に調質処理を施すことなく、合金コストを増大させることなく、０．０５％耐力が５００ＭＰａ以上、−５０℃におけるＵノッチシャルピー衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ2以上であり、Ｐｂフリーであっても従来材と同等の切削性を有する、靭性に優れた高強度熱間鍛造非調質鋼及びその製造方法を提供しようとするものである。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明の要旨は、以下のとおりである。
（１）  質量％で、Ｃ：０．２５〜０．５％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：１．０〜２．３％、Ｓ：０．０４〜０．２％、Ｃｒ：０．２〜１．０％、Ｖ：０．０５〜０．２％、Ｂ：０．０００５〜０．００４％、Ｔｉ：０．００１〜０．１％を含有し、Ｓ及びＭｎの含有量が、０．０２≦Ｓ／Ｍｎ≦０．１２を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、ベイナイトの面積率が９５％以上であり、０．０５％耐力が５００ＭＰａ以上、−５０℃でのＵノッチシャルピー吸収エネルギーが２０Ｊ／ｃｍ2以上であることを特徴とする靭性に優れた高強度熱間鍛造非調質鋼。
（２）  更に、質量％で、Ａｌ：０．００５〜０．０６％、Ｎｂ：０．０１〜０．３％の一方又は双方を含有することを特徴とする上記（１）に記載の靭性に優れた高強度熱間鍛造非調質鋼。
（３）  更に、質量％で、Ｎ：０．００１〜０．００７％を含有することを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の靭性に優れた高強度熱間鍛造非調質鋼。
（４）  更に、質量％で、Ｃｕ：０．０１〜０．５％、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）〜（３）の何れか１項に記載の靭性に優れた高強度熱間鍛造非調質鋼。
（５）  更に、質量％で、Ｚｒ：０．０００１〜０．０２％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０２％の一方又は双方を含有することを特徴とする上記（１）〜（４）の何れか１項に記載の靭性に優れた高強度熱間鍛造非調質鋼。
（６）  旧オーステナイト粒径が２００μｍ以下、ベイナイトラスの幅が５μｍ以下であることを特徴とする上記（１）〜（５）の何れか１項に記載の高強度熱間鍛造非調質鋼。
（７）  上記（１）〜（６）の何れか１項に記載の高強度熱間鍛造非調質鋼の製造方法であって、上記（１）〜（５）の何れか１項に記載の成分を有する鋼材を熱間鍛造し、８００℃から３００℃までの温度範囲を０．１〜５℃／ｓで冷却することを特徴とする靭性に優れた高強度熱間鍛造非調質鋼の製造方法。
【発明の効果】
【００１０】
本発明によれば、熱間鍛造後に調質処理を施すことなく、０．０５％耐力が５００ＭＰａ以上、−５０℃のＵノッチシャルピー衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ2以上の靭性に優れた高強度熱間鍛造非調質鋼及びその製造法を提供することが可能になり、産業上の貢献が極めて顕著ある。また、Ｃ量を高めることによって焼入れ性を向上しているので、合金コストを低減することができる。
【発明を実施するための形態】
【００１１】
ベイナイト鋼の引張特性はフェライト・パーライト鋼と異なり、上降伏点のないラウンド型（弾性域から塑性域へ徐々に変化する応力−歪曲線）である。そのため、同一強度のフェライト・パーライト鋼と比較するとベイナイト鋼は、０．０５％耐力が低い。したがって、０．０５％耐力を確保するため、強度を高めることが必要である。
【００１２】
また、ベイナイト鋼の低温靭性を確保するためには、旧オーステナイトの微細化とベイナイトラス幅の微細化が必要である。旧オーステナイトの微細化は、析出ＭｎＳを活用し、熱間鍛造後、変態開始前までのオーステナイトの粒成長を抑制することにより達成する。更に、オーステナイト粒界の成長を抑制するため、ＶＮ、ＴｉＮの析出粒子、更に好ましくは、ＡｌＮ等の析出粒子も活用する。また、ベイナイトラス幅は、変態温度の低下、即ち、焼入性の向上によって微細化する。焼入性向上元素として、Ｃを主とし、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ等を必要量添加する。
【００１３】
ただし、焼入れ性を主にＣによって高めた場合、粒界にフィルム状にフェライトが生成し、靭性の著しい低下を招く。そのため、Ｂを添加し、粒界フェライトの生成を抑制する。また、粒界フェライトの抑制に有効であるのは固溶Ｂであり、ＢＮ析出物はかえって粒界フェライトの発生を促進する。したがって、ＴｉＮ、ＡｌＮの生成によるＮの固定は、ＢＮの生成の抑制にも有効である。
【００１４】
以下、本発明について詳細に説明する。まず、化学成分の限定理由について説明する。
【００１５】
Ｃ：０．２５〜０．５％
Ｃは素材焼入性の確保に有効な元素であり、熱間鍛造後の冷却過程において組織をベイナイトにすると共に、強度を確保する上で重要な元素である。また、合金コストも安く、Ｃ量を多く添加できれば合金コストの低減が可能である。強度確保の観点から、０．２５％以上のＣを含有させる必要があるが、多過ぎると靭性、被削性が低下するので０．５％を上限とした。なお、Ｃ量の好ましい下限値は０．３０％であり、好ましい上限値は０．４％である。
【００１６】
Ｓｉ：０．０５〜１．０％
Ｓｉは溶製時の脱酸に用いられる元素であり、必要な強度を確保する上でも有効な元素であって、特にマトリックス中に固溶することにより、耐力及び疲労強度を向上させる。このためには０．０５％以上のＳｉを添加する必要があるが、１．０％超を添加すると被削性が低下し、粒界フェライトが生成するので１．０％を上限とした。なお、Ｓｉ量の好ましい下限値は０．１％であり、好ましい上限値は０．５％である。
【００１７】
Ｍｎ：１．０〜２．３％
ＭｎはＳｉと同様溶製時の脱酸元素として有効な元素である。しかも焼入性の向上に効果的であり、熱間鍛造後の冷却過程において組織をベイナイトにするために重要な元素である。更に、Ｓと結合しＭｎＳを生成しオーステナイトの粒界をピン止めすることにより、熱間鍛造時のオーステナイトの粗大化を防止する。これらの効果を得るためには、１．０％以上のＭｎの添加が必要である。一方、Ｍｎを２．３％超のＭｎを添加すると被削性が低下し、また０．０５％耐力及び低温靭性を劣化させる島状マルテンサイトや、マルテンサイトとオーステナイトの混成物（ＭＡ）が増加するため２．３％を上限とした。なお、Ｍｎ量の好ましい下限値は１．５％であり、好ましい上限値は２．０％である。
【００１８】
Ｓ：０．０４〜０．２％
ＳはＭｎと結合し、ＭｎＳを生成する元素であり、熱間鍛造時のオーステナイトの粗大化防止に有効である。なお、ＭｎＳには晶出ＭｎＳ（液相中に生成）と析出ＭｎＳ（固相中に生成）があるが、多くのＭｎＳは晶出ＭｎＳであり粗大でオーステナイト粒のピン止めにはあまり有効ではない。本発明では粗大ＭｎＳ晶出後凝固が完了し、固相中に残留している固溶Ｍｎと固溶Ｓを粒径１０ｎｍ〜１μｍに微細析出させて、オーステナイト粒のピン止めに用いるため、０．０４％以上のＳを添加する必要がある。一方、０．２％超のＳを添加すると靭性が劣化するため、上限を０．２％とした。なお、Ｓ量の好ましい下限値は０．０５％であり、好ましい上限値は０．１％である。更に、晶出ＭｎＳ及び析出ＭｎＳは切削性の向上に有効であるため、本鋼はＰｂレスで従来鋼以上の切削性を確保可能である。
【００１９】
Ｃｒ：０．２〜１．０％
ＣｒはＭｎと同様に焼入性の向上に有効な元素であり、熱間鍛造後の冷却過程において、組織をベイナイト組織とするために重要な元素である。このために、０．２％以上のＣｒの添加が必要である。しかしながら、１．０％以上のＣｒを添加すると島状マルテンサイトや、ＭＡが増加し、０．０５％耐力及び低温靭性が劣化する。したがって、Ｃｒ量の上限を１．０％とした。なお、Ｃｒ量の好ましい下限値は０．３％であり、好ましい上限値は０．７％である。
【００２０】
Ｖ：０．０５〜０．２％
Ｖは炭化物又は窒化物を形成してオーステナイト結晶粒を微細化するのに有効な元素である。更に熱間鍛造が行なわれる高温域ではＶの一部が固溶し、焼入性が向上するため、熱間鍛造後の冷却過程において、組織をベイナイトにする上で有効である。更に熱間鍛造時に固溶したＶは低温で析出し、強度を向上させる。このような効果を発揮させるには、０．０５％以上のＶを添加する必要があるが、０．２％を超える添加によって、熱間鍛造時の鋼材の変形抵抗が増大し、鍛造性を阻害するため０．２％を上限とした。
【００２１】
Ｂ：０．０００５〜０．００４％
固溶Ｂは焼入性を向上させ、熱間鍛造後の冷却過程において、組織をベイナイトにするために重要な元素である。このためには０．０００５％以上添加する必要があるが、０．００４％を超えて添加すると低温靭性が劣化するためその上限を０．００４％とした。なお、Ｂ量の好ましい下限値は０．００１５％であり、好ましい上限値は０．００３％である。
【００２２】
Ｔｉ：０．００１〜０．１％
ＴｉはＴｉＮとして窒化物を生成させ、オーステナイト結晶粒を微細化する効果がある。また、窒素をオーステナイト中で固定し、Ｂ添加による焼入性を向上させるためにも添加する必要がある。このためには０．００１％以上のＴｉを添加する必要があるが、０．１％を超えて添加すると切削性が著しく低下するためその上限を０．１％とした。なお、Ｔｉ量の好ましい下限値は０．００５％以上であり、好ましい上限値は０．０５％以下である。
【００２３】
更に、Ａｌ、Ｎｂ、Ｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｍｇの１種又は２種以上を添加してもよい。
【００２４】
Ａｌ：０．００５〜０．０６％
Ａｌは脱酸剤であり、また、窒化物を形成してオーステナイト結晶粒を微細化するのに有効な元素である。このような効果を発揮させるには０．００５％以上添加することが好ましい。一方、Ａｌ量が多過ぎると変態温度が上昇し、ベイナイトラスが粗くなることがあるため、０．０６％を上限とすることが好ましい。なお、好ましい下限値は０．０１％であり、好ましい上限値は０．０４％である。
【００２５】
Ｎｂ：０．０１〜０．３％
Ｎｂは炭化物又は窒化物を形成してオーステナイト結晶粒を微細化するのに効果的な元素である。この様な効果を発揮させるには０．０１％以上のＮｂを添加することが好ましい。また、０．３％を超えてＮｂを添加しても効果が飽和するので０．３％を上限とすることが好ましい。
【００２６】
Ｎ：０．００１〜０．００７％
Ｎは、Ｎｂ、Ｔｉ、Ａ１等の元素と結び付いて窒化物を形成し、オーステナイト結晶粒を微細化するのに有効な元素である。その効果を発揮させるためには０．００１％以上の添加が好ましい。しかし、Ｎの添加量が０．００７％を超えると、Ｂと結合してＢＮを生成し、Ｂの焼入性向上効果を阻害するので０．００７％を上限とすることが好ましい。
【００２７】
Ｃｕ：０．０１〜０．５％
Ｃｕは良好な焼入性を確保するのに有効な元素であり、０．０１％以上の添加が好ましい。一方、０．５％超のＣｕを添加すると鋼の鋳造性が低下することがあるため、上限を０．５％とすることが好ましい。
【００２８】
Ｎｉ：０．０１〜２．０％
Ｎｉは良好な焼入性を確保し、更に靭性の向上にも有効な元素であり、０．０１％以上の添加が好ましい。一方、２．０％超のＮｉを添加しても効果が飽和するので、２．０％を上限とすることが好ましい。
【００２９】
Ｍｏ：０．０１〜１．０％
Ｍｏは、Ｎｉと同様、良好な焼入性を確保し、靭性を向上にも有効な元素であり、０．０１％以上を添加することが好ましい。一方、１．０％を超えてＭｏを添加しても効果が飽和するので、１．０％を上限とすることが好ましい。
【００３０】
Ｚｒ：０．０００１〜０．０２％
Ｚｒは被削性の向上、及び酸化物を形成してオーステナイト結晶粒の微細化に有効な元素である。効果を発揮させるためには、０．０００１％以上のＺｒの添加が好ましい。一方、多過ぎると靭性を低下させることがあるので、Ｚｒの上限を０．０２％とすることが好ましい。
【００３１】
Ｍｇ：０．０００１〜０．０２％
Ｍｇは、Ｚｒと同様、被削性の向上及びオーステナイト結晶粒の微細化に有効な元素であり、０．０００１％以上の添加が好ましい。一方、Ｍｇ量が多過ぎると、靭性が低下することがあるため、上限を０．０２％とすることが好ましい。
【００３２】
０．０２≦Ｓ／Ｍｎ≦０．１２
本発明では、晶出ＭｎＳ及び析出ＭｎＳをオーステナイト粒粗大化防止に用いているため、Ｓ量とＭｎ量の質量比が重要である。Ｓ／Ｍｎが０．０２以下では、十分なＭｎＳが得られず、オーステナイト粒が粗大化し、低温靭性の確保ができない。一方、Ｓ／Ｍｎが０．１２よりも大きすぎると、粗大な晶出ＭｎＳが増加し、破壊の起点となるため、低温靭性を確保できない。このためＳ／Ｍｎを質量比で０．０２〜０．１２とした。なお、Ｓ／Ｍｎの好ましい下限値は０．０４以上であり、好ましい上限値は０．１以下である。
【００３３】
次に本発明の非調質鋼の組織について説明する。
【００３４】
ベイナイト面積率９５％以上
熱間鍛造後の空冷により得られる組織のベイナイト面積率を９５％以上とする。これは、ベイナイトの面積率が９５％未満になると、低温靭性の確保が困難になるためである。なお、ベイナイト以外の残部の組織は、島状マルテンサイト、ＭＡ、粒界フェライトであり、これらの組織の面積率の合計が５％を超えると靭性は著しく低下する。ベイナイト、及び残部のフェライト、島状マルテンサイト、ＭＡの合計の面積率は、長手方向の断面（Ｌ断面）を鏡面研磨後、レペラーエッチングを行い、光学顕微鏡写真を撮影し、画像解析によって平均値を求める。
【００３５】
旧オーステナイト粒径２００μｍ以下
旧オーステナイト粒径の微細化は、靭性の向上に有効である。旧オーステナイト粒径が２００μｍ超になると、靭性が低下するため、上限を２００μｍとする。旧オーステナイトの粒界は、Ｌ断面を鏡面研磨後、ピクリン酸で腐食して現出させる。旧オーステナイト粒径は、光学顕微鏡写真を撮影し、切断法によって測定する。
【００３６】
ベイナイトラスの幅５μｍ以下
変態後のベイナイトラスの幅の微細化は、靭性の向上に有効である。ベイナイトラスの幅が５μｍ超になると、靭性が低下するため、上限を５μｍとする。ベイナイトラスの幅は、Ｌ断面を鏡面研磨後、ナイタール腐食し、現出させる。ベイナイトラスの幅は、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真を撮影し、各写真中、ラスが鮮明に写っている部分についてラス幅を測定し、平均値を求める。
【００３７】
次に本発明の非調質鋼の製造方法について説明する。本発明の非調質鋼は、鋼材を加熱し、熱間鍛造し、水冷等の加速冷却を施すことなく、冷却する。また、焼入れ、焼戻しなどの調質処理は行わない。鋼材の加熱温度、熱間鍛造の終了温度は特に限定しないが、以下の条件が好ましい。
【００３８】
鋼材の加熱温度は、１３００℃を超えるとスケールが厚くなり、歩留まりが低下する。また、オーステナイトが粗大化し、ＭｎＳ、ＴｉＮ、ＡｌＮ等のピン止め粒子の効果が不十分になり、結晶粒が粗大化することがあるため、鋼材の加熱温度は１３００℃以下が好ましい。
【００３９】
熱間鍛造の終了温度は、１２５０℃を超える場合、結晶粒の粗大化や、局所的な異常粒成長が生じることがある。したがって、熱間鍛造の終了温度の上限を１２５０℃以下にすることが好ましい。また、熱間鍛造の終了温度が９００℃未満になると、変形抵抗が大きくなり金型寿命を低下させる。したがって、熱間鍛造の終了温度は９００℃以上が好ましい。
【００４０】
８００℃から３００℃までの平均冷却速度０．１〜５℃／ｓ
本発明の非調質鋼は、熱間鍛造後、焼入れや、焼戻しなどの調質処理を施さずに製造する。通常、熱間鍛造の終了後は、放冷すればよいが、冷却速度はサイズによって変化するため、必要に応じて、ミスト冷却などを行う。８００℃から３００℃までの温度範囲では、冷却時にベイナイト組織が生成するため、平均冷却速度が０．１℃／ｓ未満になると粒界フェライトが生成し、ベイナイトのラス幅が５μｍ以上となり、靭性が低下する。一方、８００℃から３００℃までの平均冷却速度が５℃／ｓ超になると、水冷によって製造される非調質鋼と同様に、冷却後に割れや歪みを生じ易くなる。したがって、熱間鍛造後、８００℃から３００℃までの温度域における平均冷却速度を０．１〜５℃／ｓとすることが必要である。
【００４１】
上記本発明の必須成分範囲を有する鋼材を熱間鍛造し、８００℃から３００℃までの温度範囲を０．１〜５℃／ｓで冷却することにより、ベイナイトの面積率が９５％以上であり、旧オーステナイト粒径が２００μｍ以下、ベイナイトラスの幅が５μｍ以下であり、０．０５％耐力が５００ＭＰａ以上、−５０℃でのＵノッチシャルピー吸収エネルギーが２０Ｊ／ｃｍ2以上である高強度熱間鍛造非調質鋼を製造することができる。
【実施例１】
【００４２】
表１に示した化学組成の鋼を３００ｋｇ真空溶解炉で溶製後、φ７０ｍｍに圧延した。更にこの丸棒から２００ｍｍ長さの試験片を切り出し、加熱炉で１２００℃に加熱し、５０ｍｍ角の角棒に鍛伸した。鍛造終了温度は１１００℃であり、鍛造後、空冷した。８００℃から３００℃までの冷却速度は、０．３８℃／ｓである。
【００４３】
得られた鍛造材のＬ方向の１／４厚み部から組織観察用試験片を採取した。旧オーステナイト粒径は、組織観察用試験片のＬ断面を鏡面研磨後、ピクリン酸で腐食して、２００倍の光学顕微鏡写真を各３視野撮影し、各々切断法によって旧オーステナイト粒径を測定し、その平均値を求めた。ベイナイトラス幅は再研磨後ナイタール腐食し、２０００倍のＳＥＭ写真を各１０視野撮影し、各写真中ラスが鮮明に写っている部分についてラス幅を測定し、その平均値を求めた。
【００４４】
フェライトの面積率、残部（島状マルテンサイト、ＭＡの一方又は双方の合計）の面積率は、試験片再研磨後レペラーエッチングを行い、５００倍の光学顕微鏡写真を各５視野撮影し、画像解析によりその平均値を求めた。フェライト、島状マルテンサイト及びＭＡ以外の組織がベイナイトであることを確認し、ベイナイトの面積率を、フェライト及び残部の合計から算出した。
【００４５】
更に、得られた鍛造材のＬ方向の１／４厚み部から、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１の４号引張試験片及びＪＩＳ  Ｚ  ２２４２の２ｍｍＵノッチシャルピー試験片を採取した。引張試験は室温で、シャルピー試験は−５０℃で各々試験を行った。
【００４６】
【表１】
2010242170.tif 000002
【００４７】
【表２】
2010242170.tif 000003
【００４８】
結果を表２に示す。本発明の成分組成を満足する製造Ｎｏ．１〜１０は、０．０５％耐力が５００ＭＰａを超え、かつ−５０℃における２ｍｍＵノッチシャルピー試験の吸収エネルギーが２０Ｊ／ｃｍ2以上であり、高耐力高靭性である。
【００４９】
一方、製造Ｎｏ．１１は、本発明よりＣ量が少なく、Ｍｎが多く、Ｓが少なく、Ｓ／Ｍｎ比が小さい。このため、ベイナイトの面積率が減少し、ＭｎＳによるオーステナイトの微細化の効果が弱く、旧オーステナイト粒径が粗大になり、０．０５％耐力及び−５０℃衝撃値が共に低下している。
【００５０】
製造Ｎｏ．１２は、Ｃ量が多く、製造Ｎｏ．１５はＭｎ量が多く、製造Ｎｏ．１６はＣｒ量が多く、Ｎｏ．１８はＶ量が多いため、島状マルテンサイトないしはＭＡの面積率が増加し、ベイナイトの面積率が減少している。これらは、０．０５％耐力は５００ＭＰａを超えているが−５０℃衝撃値が低値となっている。
【００５１】
製造Ｎｏ．１３は、Ｓ量が少なく、Ｓ／Ｍｎも小さい。また、製造Ｎｏ．１７はＶを添加していない。そのため、旧オーステナイト粒径が粗大になり、０．０５％耐力は５００ＭＰａを超えているが−５０℃衝撃値が低値となっている。
【００５２】
製造Ｎｏ．１４は、Ｓ量が多く、Ｓ／Ｍｎも大きい。そのため、ＭｎＳによって旧オーステナイト粒径は微細になっているが、焼入性が低下し、ベイナイトのラスが粗大化している。製造Ｎｏ．１９はＢを含まないため、焼入性が不足し、ベイナイトラス幅の粗大化及び粒界フェライトの発生が生じている。これらは、０．０５％耐力は５００ＭＰａを超えているが−５０℃衝撃値が低値となっている。
【００５３】
製造Ｎｏ．２０はＢ量が多く、ＢＮやＭ23ＣＢ6が析出し、焼入性が低下して、ベイナイトラス幅の粗大化が生じている。更に、島状マルテンサイト、ＭＡの生成により、ベイナイトの面積率が低下しており、０．０５％耐力、−５０℃衝撃値が共に低い値となっている。
【００５４】
製造Ｎｏ．２１はＳ／Ｍｎが０．０２以下であるため、ＭｎＳによるオーステナイトの微細化の効果が弱く、旧オーステナイト粒径が粗大になり、島状マルテンサイトやＭＡの生成により、ベイナイトの面積率が減少し、−５０℃衝撃値が低下している。
【００５５】
製造Ｎｏ．２２はＳ／Ｍｎが０．２以上であるため、ＭｎＳによって旧オーステナイト粒径は微細になっているが、焼入性が低下し、ベイナイトのラスが粗大化し、粒界にフィルム状のフェライトが生成している。このため、０．０５％耐力、−５０℃衝撃値が共に低い値となっている。
【実施例２】
【００５６】
表１の鋼Ｎｏ．Ａの圧延材（φ７０ｍｍ）から２００ｍｍ長さの試験片を切り出し、加熱温度を１２５０℃、鍛造終了温度を１１５０℃とし、５０ｍｍ角の角棒に成形し、８００℃から３００℃までを、表３に示した冷却速度で冷却した。８００℃から３００℃までの冷却速度が、８℃／ｓは６０℃の油槽に浸漬してける油冷したもの（製造Ｎｏ．２６）、３℃／ｓは水ミスト冷却（製造Ｎｏ．２３）、０．５℃／ｓは空冷（製造Ｎｏ．２４）、０．２℃／ｓは鍛造後断熱材に包んで冷却（製造Ｎｏ．２５）、０．０５℃／ｓは炉冷（製造Ｎｏ．２７）である
【００５７】
旧オーステナイト粒径、ベイナイトラス幅は、実施例１と同様にして測定した。フェライト、マルテンサイトの面積率、残部（島状マルテンサイト、ＭＡの一方又は双方の合計）の面積率は、実施例１と同様、研摩、レペラーエッチングして、光学顕微鏡写真を撮影し、画像解析によりその平均値を求めた。ベイナイトの面積率は、フェライト、マルテンサイト及び残部の合計から算出した。引張試験及びシャルピー試験は、実施例１と同様にして行った。
【００５８】
【表３】
2010242170.tif 000004
【００５９】
結果を表３に示す。表３から明らかなように、８００〜３００℃間の平均冷速が０．１〜５℃／ｓの範囲において、ベイナイト面積率が９５％以上となり、０．０５％耐力が５００ＭＰａ以上、−５０℃の衝撃靭性値が２０Ｊ／ｃｍ2を満足する。
【００６０】
８００〜３００℃間の平均冷速が８℃／ｓの場合、マルテンサイト面積率が８０％となり、強度が上がるため−５０℃の衝撃靭性値が低値となっている。一方、８００〜３００℃間の平均冷速が０．０５℃／ｓの場合、粒界フェライト、島状マルテンサイト、ＭＡが生成してベイナイトの面積率が低下し、０．０５％耐力が低値となっている。