(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．２０〜０．４５％、
Ｓｉ：０．９０％以下、
Ｍｎ：１．００％を超えて１．９０％以下、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０１０〜０．１０％、
Ｃｒ：０．１０〜０．６０％、
Ｔｉ：０．００１６〜０．００８０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、
Ｎ：０．００５０〜０．０２５０％、
Ａｌ：０．０１０〜０．０８０％、および
Ｏ：０．００５０％以下
を含有し、かつ、下記の式（１）で表されるｆｎが０．５０〜１．００の範囲内であり、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。
ｆｎ＝Ｃ＋（１／１０）Ｓｉ＋（１／５）Ｍｎ＋（５／２２）Ｃｒ＋１．６５Ｖ＋Ｎｂ−（５／７）Ｓ・・・（１）
上記の式（１）式におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、ＮｂおよびＳは、その元素の質量％での含有量を意味する。
【請求項２】
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｖ：０．０５％未満を含有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。
【請求項３】
請求項１または２に記載の化学組成を有する鋳片を、１１００℃以上の温度域で３０ｍｉｎ以上加熱し、かつ下記の式（２）を満たす条件で棒鋼に圧延することを特徴とする熱間鍛造用圧延鋼材の製造方法。
Ｙ＝（Ｔ1＋２７３）×ｌｏｇ（ｔ1＋ｔ2T(2)）≦６．７×１０3・・・（２）
式（２）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。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
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、自動車用部品、建設機械部品および産業機械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、引張強度および靱性に優れるとともに高い降伏比を有し、かつ低廉であって、例えば、コンロッド、ハブなど自動車用部品の素材として好適に用いることが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。
【背景技術】
【０００２】
例えば、コンロッド、ハブなどの自動車用部品には、高い引張強度、靱性および座屈抵抗が要求される。
【０００３】
上記特性のうちで座屈抵抗を高めるためには、降伏強度を高くする必要がある。しかしながら、降伏強度に加えて引張強度も同時に高くなった場合には、被削性を犠牲にすることになる。したがって、過度に引張強度を高めることなく降伏強度を高める、すなわち、「降伏強度／引張強度」で表される降伏比を高めることも必要である。
【０００４】
ＪＩＳ  Ｇ  ４０５１（２００９）に規定されたＳ４８Ｃなどの機械構造用炭素鋼鋼材を熱間鍛造により部品の粗形状に形成し、これに「焼入れ−焼戻し」のいわゆる調質処理を施せば、安定して高い引張強度、降伏比および靱性を有する部品を確保することができる。このため、従来の熱間鍛造部品は、Ｓ４８Ｃなどの機械構造用炭素鋼鋼材を調質処理して製造されてきた。
【０００５】
しかしながら、最近の厳しい経済情勢およびＣＯ2削減の環境情勢を反映して、各種部品の製造コスト低減と部品の軽量化の動きが活発化しており、この動きは自動車部品、建設機械部品、産業機械部品においても例外ではなくなってきている。
【０００６】
このため、製造コストが嵩む「焼入れ−焼戻し」の調質処理を行うことなく、機械構造用炭素鋼鋼材を調質処理した場合と同等の引張強度、降伏比および靱性が得られる非調質鋼に対する要望が大きくなり、採用され始めている。
【０００７】
一方、非調質鋼においては、合金元素としてＶを用いることが一般的であるが、近年のＶなど合金元素の高騰から、非調質鋼においても素材コスト低減のニーズがますます大きくなっている。
【０００８】
そこで、例えば、特許文献１に、耐疲労特性に優れ、機械構造部品などの素材用に好適な熱間加工用非調質鋼を高価な合金元素を用いることなく低コストで提供することができる耐疲労特性に優れた熱間加工用非調質鋼、具体的には、質量％で、Ｃ：０．２〜０．６％、Ｓｉ：０．０１〜０．１％、Ｍｎ：０．７〜２．０％、Ｓ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．１〜２．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ａｌ：０．００２〜０．０２％およびＮ：０．０１〜０．０５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、フェライト・パーライト組織を有する「耐疲労特性に優れた熱間加工用非調質鋼」が開示されている。
【０００９】
また、特許文献２に、調質処理を行わない状態で調質処理鋼のごときレベル以上の機械的性質を有する高靱性高強度非調質鋼とその製造方法、具体的には、質量％で、Ｃ：０．３５〜０．４５％、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．８０〜１．５０％、Ｓ：０．００５〜０．０５０％、Ｃｒ：０．３０％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｖ＋Ｎｂ：０．０５〜０．１５％、Ｔｉ：０．０３％以下、Ｎ：０．００６〜０．０２０％、不純物としてＰ：０．０３％以下、Ｏ2：０．００５０％以下、そしてＦｅおよび製鋼工程上必然的に含有される不純物を含む「高靱性高強度非調質鋼」、および、質量％で、Ｃ：０．４０〜０．５０％、Ｓｉ：０．２５〜０．６５％、Ｍｎ：１．００〜１．６０％、Ｓ：０．００５〜０．０５０％、Ｃｒ：０．３０％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｖ＋Ｎｂ：０．０５〜０．２０％、Ｔｉ：０．０３％以下、Ｎ：０．００６〜０．０２０％、さらに必要に応じて、Ｂ：０．００３０％以下、不純物としてＰ：０．０３％以下、Ｏ2：０．００５０％以下、そしてＦｅおよび製鋼工程上必然的に含有される不純物を含む「高靱性高強度非調質鋼」、ならびに、それらの製造方法が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１０】
【特許文献１】特開平８−６７９４４号公報
【特許文献２】特開平７−９０４８５号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
現在、非調質鋼に含まれるＶ量を低減したうえで、引張強度、靱性、さらには降伏比の向上を図るという高度な技術が望まれている。
【００１２】
なお、部品粗形状に形成するための熱間鍛造時の加熱温度は、１２００℃を超えることが多い。したがって、上記のような場合でも、オーステナイト粒の粗大化を抑制し、部品の降伏比、靱性が低下することを防ぐ必要がある。
【００１３】
前述の特許文献１で開示された非調質鋼は、Ｖを用いることなく、優れた耐疲労特性を確保することができる鋼である。しかしながら、この非調質鋼はＴｉを含有しておらず、このため、十分高い降伏比が得られるとはいえなかった。
【００１４】
特許文献２に記載された非調質鋼は、１２００℃を超えるような高温に加熱して熱間鍛造を行う場合には、十分に高い降伏比と優れた靱性が得られるとはいえなかった。しかも、その非調質鋼には、Ｖを大量に含有させるか、Ｂを含有させなければならず、高価な合金元素を用いるか、鋳造時の割れを抑制するため、素材コストを抑えることができなかった。
【００１５】
このように、従来は、Ｖ含有量の削減ならびに、引張強度、靱性および降伏比の向上を両立できる技術はなかった。
【００１６】
本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、Ｖ含有量の削減が可能で、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、引張強度、靱性および降伏比の向上を達成でき、自動車用部品、建設機械部品および産業機械部品の素材として好適に使用できる低廉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。
【課題を解決するための手段】
【００１７】
本発明者らは、先ず、Ｖを大量に含有させずに、引張強度を確保することについて種々検討を行った。
【００１８】
その結果、Ｖを大量に含有させずに、引張強度を確保するためには、適正量のＣ、ＭｎおよびＣｒを含有させことが有効であるが、これだけでは、引張強度が過度に高くなり、被削性を劣化させるおそれがあり、したがって、引張強度をある程度確保し、しかも降伏比をさらに高める必要があるとの知見を得た。
【００１９】
そして、上述の内容を達成するには、ＣおよびＮと結合してフェライト中に炭窒化物として析出することにより、降伏強度を高める作用、しかも、引張強度を過度に高めることなく降伏強度を高める作用、すなわち、降伏比を上げる作用を有するＮｂの含有が効果的であるとの結論に達した。
【００２０】
本発明者らは、さらに、一層の高強度化と高靱性化を図ることについて種々検討を行った。
【００２１】
その結果、さらなる降伏強度および靱性の向上を図るには、熱間鍛造時のＴｉＮのピン止め効果を利用すればよいとの知見を得た。
【００２２】
しかしながら、単にＴｉを含有させるだけでは、ＮがＴｉと結びついてＴｉＮを形成するため、Ｎｂと結合するＮの量が少なくなり、Ｎｂの炭窒化物が減少し、鋼の降伏強度が低下してしまう。
【００２３】
そこで、本発明者らが、さらに、検討を行った結果、次の知見を得るに至った。
【００２４】
Ｔｉの含有量を適正な範囲に調整するとともにＮも積極的に含有させれば、Ｎｂ炭窒化物による析出強化が妨げられることがなく、しかも、ＴｉＮが微細分散して、熱間鍛造後の結晶粒をより微細化することができ、その結果、鋼の引張強度、靱性および降伏比が向上する。
【００２５】
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）および（２）に示す熱間鍛造用圧延鋼材、ならびに（３）に示す熱間鍛造用圧延鋼材の製造方法にある。
【００２６】
（１）質量％で、
Ｃ：０．２０〜０．４５％、
Ｓｉ：０．９０％以下、
Ｍｎ：１．００％を超えて１．９０％以下、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０１０〜０．１０％、
Ｃｒ：０．１０〜０．６０％、
Ｔｉ：０．００１６〜０．００８０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、
Ｎ：０．００５０〜０．０２５０％、
Ａｌ：０．０１０〜０．０８０％、および
Ｏ：０．００５０％以下
を含有し、かつ、下記の式（１）で表されるｆｎが０．５０〜１．００の範囲内であり、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。
ｆｎ＝Ｃ＋（１／１０）Ｓｉ＋（１／５）Ｍｎ＋（５／２２）Ｃｒ＋１．６５Ｖ＋Ｎｂ−（５／７）Ｓ・・・（１）
上記の式（１）式におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、ＮｂおよびＳは、その元素の質量％での含有量を意味する。
【００２７】
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、スクラップ、または製造環境などから混入するものを指す。
【００２８】
長さが０．００５〜０．１００μｍのＴｉＮとは、析出物であるＴｉＮの長辺の長さが０．００５〜０．１００μｍのＴｉＮを意味する。
【００２９】
（２）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｖ：０．０５％未満を含有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。
【００３０】
（３）上記（１）または（２）に記載の化学組成を有する鋳片を、１１００℃以上の温度域で３０ｍｉｎ以上加熱し、かつ下記の式（２）を満たす条件で棒鋼に圧延することを特徴とする熱間鍛造用圧延鋼材の製造方法。
Ｙ＝（Ｔ1＋２７３）×ｌｏｇ（ｔ1＋ｔ2T(2)）≦６．７×１０3・・・（２）
式（２）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。
【００３１】
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。
【００３２】
また、加熱温度は、加熱炉の炉内温度の平均値を意味する。
【発明の効果】
【００３３】
本発明の熱間鍛造用圧延鋼材は、Ｖ含有量の削減が可能なため低廉であり、かつ、引張強度および靱性に優れるとともに高い降伏比を有するので、自動車用部品、建設機械部品および産業機械部品の素材、例えば、コンロッド、ハブなど自動車用部品の素材として用いるのに好適である。
【発明を実施するための形態】
【００３４】
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。
【００３５】
（Ａ）鋼材の化学組成
Ｃ：０．２０〜０．４５％
Ｃは、引張強度を向上させる作用を有する。その効果を得るには、Ｃを０．２０％以上含有させる必要がある。一方、Ｃの含有量が０．４５％を超えると、フェライト・パーライト組織におけるパーライトの割合が多くなって、高い降伏比が得られないし、靱性も低下する。さらに、降伏強度の割には引張強度が高くなりすぎて、熱間加工性および被削性の低下が生じる。したがって、Ｃの含有量を０．２０〜０．４５％とした。Ｃの含有量は０．２５％以上であることが好ましく、０．４３％以下であることが好ましい。
【００３６】
Ｓｉ：０．９０以下％
Ｓｉは、精錬の過程で溶鋼に入る不純物である。一方、Ｓｉは、鋼の脱酸に有効な元素であり、また、添加すれば、フェライトを固溶強化して降伏強度を高くし、その結果、降伏比を向上させる作用を有する。しかしながら、添加した結果Ｓｉの含有量が多くなって０．９０％を超えると、上記の効果が飽和するばかりか、熱間加工性を低下させる。したがって、Ｓｉの含有量を０．９０％以下とした。Ｓｉの含有量は、０．７０％以下であることが好ましい。一方、脱酸効果および降伏比向上効果を得るためには、Ｓｉの含有量は０．０５％以上であることが好ましい。
【００３７】
Ｍｎ：１．００％を超えて１．９０％以下
Ｍｎは、脱酸作用を有するとともに、フェライトの固溶強化に寄与して降伏強度を高くし、その結果降伏比を向上させる作用を有する。これらの効果を得るには、１．００％を超える量のＭｎを含有していなければならない。しかしながら、Ｍｎの含有量が１．９０％を超えると、熱間加工性が低下し、さらに焼入れ性が高くなりすぎてベイナイト組織を生じ降伏比および靱性の低下をきたす。したがって、Ｍｎの含有量を１．００％を超えて１．９０％以下とした。Ｍｎの含有量は１．７０％以下であることが好ましい。
【００３８】
Ｐ：０．０５０％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０．０５０％を超えると、熱間加工性および靱性の低下が大きくなる。したがって、Ｐの含有量を０．０５０％以下とした。Ｐの含有量は０．０４０％以下であることが好ましい。
【００３９】
Ｓ：０．０１０〜０．１０％
Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、被削性を高める作用を有する。その効果を得るには、Ｓを０．０１０％以上含有している必要がある。一方、Ｓの含有量が０．１０％を超えると、熱間加工性が低下し、靱性も低下する。したがって、Ｓの含有量を０．０１０〜０．１０％とした。Ｓの含有量は０．０８％以下であることが好ましい。
【００４０】
Ｃｒ：０．１０〜０．６０％
Ｃｒは、パーライト中のセメンタイトの強化に寄与して降伏強度を高める作用を有する。この効果を得るには、０．１０％以上のＣｒ含有量とすることが必要である。しかしながら、Ｃｒの含有量が０．６０％を超えると、ベイナイト組織を生じ、降伏比および靱性の低下をきたす。したがって、Ｃｒの含有量を０．１０〜０．６０％とした。Ｃｒの含有量は０．１５％以上であることが好ましく、０．４５％以下であることが好ましい。
【００４１】
Ｔｉ：０．００１６〜０．００８０％
Ｔｉは、本発明における重要な元素である。すなわち、ＴｉがフリーＮと結合することにより形成されたＴｉＮは、ピンニング粒子として作用し、熱間鍛造時に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、オーステナイト粒の粗大化を抑制し、降伏比と靱性を高める効果がある。上記ＴｉＮのピンニング粒子としての作用効果を得るには、Ｔｉを０．００１６％以上含有していなければならない。一方、Ｔｉの含有量が多くなるとＴｉＮが粗大化することに加えて、０．００８０％を超えると、Ｎｂと結合するＮの量が少なくなって、Ｎｂの炭窒化物が減少し、かえって降伏比を低下させてしまう。したがって、Ｔｉの含有量を０．００１６〜０．００８０％とした。Ｔｉの含有量は０．００１８％以上であることが好ましく、０．００６０％以下であることが好ましい。
【００４２】
Ｎｂ：０．００５〜０．０５０
Ｎｂは、本発明において重要な元素である。すなわち、Ｎｂは、ＣおよびＮと結合してフェライト中に炭窒化物として析出し、靱性および降伏比を向上させる作用を有する。こうした効果を得るには、Ｎｂの含有量を０．００５％以上とする必要がある。しかしながら、Ｎｂを０．０５０％を超えて含有させても、熱間鍛造時の加熱温度でマトリックスに固溶しきれなくなるため、前記した効果の増大はほとんど得られず、このため、Ｖほどではないもののコストが大きくなってしまう。したがって、Ｎｂの含有量を０．００５〜０．０５０％とした。Ｎｂの含有量は０．０１０％以上であることが好ましく、０．０４５％以下であることが好ましい。
【００４３】
Ｎ：０．００５０〜０．０２５０％
Ｎも、本発明における重要な元素である。すなわち、Ｎは、ＣとともにＮｂと炭窒化物を形成して、降伏比を高める重要な元素である。さらに、ＮがＴｉと結合して形成されたＴｉＮは、熱間鍛造時に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、ピン止め粒子として作用し、オーステナイト粒を微細化して降伏強度および靱性を向上させる作用を有する。これらの効果を得るには、０．００５０％以上のＮ含有量が必要である。しかしながら、Ｎを０．０２５０％を超えて含有させても上記の効果は飽和する。したがって、Ｎの含有量を０．００５０〜０．０２５０％とした。Ｎの含有量は０．０１５０％以下であることが好ましい。
【００４４】
Ａｌ：０．０１０〜０．０８０％
Ａｌは、脱酸剤として添加される。この効果を得るにはＡｌを０．０１０％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ａｌを０．０８０％を超えて含有させてもその効果は飽和し、合金コストが嵩むばかりである。したがって、Ａｌの含有量を０．０１０〜０．０８０％とした。Ａｌの含有量は０．０１５％以上であることが好ましく、０．０７０％以下であることが好ましい。
【００４５】
Ｏ：０．００５０％以下
Ｏ（酸素）は、鋼中においては酸化物系介在物として存在し、疲労強度を損なう元素である。特に、Ｏの含有量が０．００５０％を超えると、疲労強度の低下が大きくなる。このため、Ｏの含有量を０．００５０％以下とした。Ｏの含有量は０．００３０％以下であることが好ましい。
【００４６】
ｆｎ：０．５０〜１．００
本発明の熱間鍛造用圧延鋼材は、
ｆｎ＝Ｃ＋（１／１０）Ｓｉ＋（１／５）Ｍｎ＋（５／２２）Ｃｒ＋１．６５Ｖ＋Ｎｂ−（５／７）Ｓ・・・（１）
の式（１）で表されるｆｎが０．５０〜１．００の範囲内でなければならない。ただし、式（１）におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、ＮｂおよびＳは、その元素の質量％での含有量を意味する。
【００４７】
上記のｆｎは、引張強度の指標となるパラメータである。ｆｎが０．５０以上であれば部品に必要な引張強度が安定して得られる。一方、ｆｎが１．００を超えると、引張強度が大きくなりすぎて被削性が低下する。ｆｎは、０．６５以上であることが好ましく、０．９０以下であることが好ましい。
【００４８】
本発明の熱間鍛造用圧延鋼材の一つは、上記元素のほか、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有するものである。既に述べたように、「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、スクラップ、または製造環境などから混入するものを指す。
【００４９】
本発明の熱間鍛造用圧延鋼材の他の一つは、その化学組成として、上記Ｆｅの一部に代えて、次に述べる量のＶを含有するものである。
【００５０】
Ｖ：０．０５％未満
本発明の熱間鍛造用圧延鋼材は、高価なＶの含有量を極力制限した低廉な化学組成で、高い降伏強度および降伏比、ならびに優れた靱性を達成することを目的としている。したがって、Ｖは意図して含有させなくともよい。
【００５１】
ただし、Ｖ炭窒化物によるフェライト析出強化および結晶粒微細化は、降伏比の向上に有効である。このため、Ｖを意図して含有させても構わないが、その量が０．０５％以上になるとコスト上昇が顕著になりすぎて、低廉な鋼材の提供という本発明の本来の目的から逸脱してしまう。したがって、Ｖを含有させる場合であっても、その量は０．０５％未満とした。
【００５２】
（Ｂ）ＴｉＮのサイズと析出密度
熱間鍛造時に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、降伏比と靱性を高める効果を確保するためには、１００μｍ2の面積中に長さが０．００５〜０．１００μｍのＴｉＮが１０個以上析出していなければならない。
【００５３】
先ず、ＴｉＮの長さが０．００５μｍ未満の場合には、熱間鍛造時に１２００℃を超えるような高い温度域に加熱すれば、マトリックスに固溶するため、ピンニング粒子として作用しない。一方、ＴｉＮの長さが０．１００μｍを超えると、ピン止めの効果が得られない。そして、たとえＴｉＮの長さが０．００５〜０．１００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の粗大化が避けられない。したがって、熱間鍛造後の部品の降伏比と靱性が低下する。なお、１００μｍ2の面積中に長さが０．００５〜０．１００μｍのＴｉＮが１００個を超えて析出しても上記効果は飽和する。
【００５４】
（Ｃ）熱間鍛造用圧延鋼材の製造方法
前記（１）および（２）に示した本発明に係る熱間鍛造用圧延鋼材は、例えば、前記（３）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、１１００℃以上の温度域で３０ｍｉｎ以上加熱し、かつ、
Ｙ＝（Ｔ1＋２７３）×ｌｏｇ（ｔ1＋ｔ2T(2)）≦６．７×１０3・・・（２）
の式（２）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。
【００５５】
なお、式（２）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。
【００５６】
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。
【００５７】
しかしながら、加熱保持時間を長くした場合には、ＴｉＮは凝集粗大化し、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。したがって、熱間鍛造後の部品の降伏比と靱性が低下する。
【００５８】
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１１００℃とし、また、中心部まで均熱させるために加熱保持時間を３０ｍｉｎ以上とした上で、上述した式（２）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。その結果、所望の降伏比と靱性を有する熱間鍛造部品を得ることができる。
【００５９】
以下、式（２）について説明する。
【００６０】
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。
【００６１】
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。
【００６２】
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。
【００６３】
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。
【００６４】
（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。
【００６５】
ｘ＝ｔ2T(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＋ｔ2T(2)）・・・（ｄ）。
【００６６】
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）および（２）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。
【００６７】
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（２）を規定した。
Ｙ＝（Ｔ1＋２７３）×ｌｏｇ（ｔ1＋ｔ2T(2)）≦６．７×１０3・・・（２）。
【００６８】
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。
【００６９】
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。
【００７０】
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）および（２）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。
【００７１】
Ｙ’＝（Ｔ1＋２７３）×ｌｏｇ｛Σ（ｔiT(i)）｝・・・（ｅ）。
ここで、Ｔ（ｉ）＝（Ｔi＋２７３）／（Ｔ1＋２７３）を意味する。
【００７２】
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。
【実施例】
【００７３】
表１に示す化学組成を有する鋼１〜１４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の棒鋼を作製した。
【００７４】
なお、表１における鋼１〜６、鋼１３および鋼１４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７〜１２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。
【００７５】
【表１】
0005413350.tif 000002
【００７６】
【表２】
0005413350.tif 000003
【００７７】
上記のようにして作製した直径５５ｍｍの棒鋼を用いて、ＴｉＮの析出密度の調査を行い、さらに、熱間鍛造を模擬した試験を行って、機械的性質を調査した。
【００７８】
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。
【００７９】
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の熱間押出し品を作製した。熱間押出し後は、大気中で放冷した。
【００８０】
次いで、上記の熱間押出し品のＲ／２部からＪＩＳ  Ｚ  ２２０１（１９９８）に記載の、平行部の直径が５ｍｍの１４Ａ号引張試験片を切り出し、通常の方法により室温で引張試験を行った。なお、引張強度および０．２％耐力を測定し、上記の０．２％耐力を降伏強度として降伏比を算出した。引張強度および降伏比の目標はそれぞれ、５００〜１０００ＭＰａおよび０．６０以上とした。
【００８１】
さらに、上記の熱間押出し品のＲ／２部から、幅１０ｍｍのノッチ深さ２ｍｍのＵノッチ試験片を切り出し、通常の方法により室温でシャルピー衝撃試験を行い、衝撃値を測定した。靱性の目標は、上記の幅１０ｍｍのノッチ深さ２ｍｍのＵノッチ試験片を用いた室温でのシャルピー衝撃値が４０Ｊ／ｃｍ2以上であることとした。
【００８２】
表３に、上記の各試験結果をまとめて示す。
【００８３】
【表３】
0005413350.tif 000004
【００８４】
表３から、本発明で定める化学組成およびミクロ組織を有する本発明例の試験番号、つまり試験番号１〜６はいずれも、目標とする引張強度、降伏比および靱性を有していることが明らかである。
【００８５】
これに対して、少なくとも化学組成およびミクロ組織のいずれか一方が本発明で規定する条件から外れた比較例の試験番号、つまり試験番号７〜１４については、引張強度、降伏比および靱性のうちの少なくとも１つが目標に達していない。
【産業上の利用可能性】
【００８６】
本発明の熱間鍛造用圧延鋼材は、Ｖ含有量の削減が可能なため低廉であり、かつ、引張強度および靱性に優れるとともに高い降伏比を有するので、自動車用部品、建設機械部品および産業機械部品の素材、例えば、コンロッド、ハブなど自動車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。