(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．３０超〜０．６０％未満、Ｓｉ：０．１０〜０．９０％、Ｍｎ：０．５０〜２．０％、Ｐ：０．０８０％以下、Ｓ：０．０１０〜０．１０％、Ａｌ：０．００５超〜０．１０％、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｔｉ：０．００１〜０．０４０％未満、Ｃａ：０．０００３〜０．００４０％、Ｔｅ：０．０００３〜０．００４０％未満、Ｎ：０．００３０〜０．０２０％、Ｏ：０．００５０％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たし、
硫化物系介在物の円相当径が２０μｍ以下である、熱間鍛造用鋼。
Ｃａ／Ｔｅ＞１．００・・・（１）
ここで、式（１）中の各元素記号は、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
【請求項２】
請求項１に記載の熱間鍛造用鋼であって、
前記Ｆｅの一部に代えて、Ｖ：０．３０％以下を含有する、熱間鍛造用鋼。
【請求項３】
請求項１又は請求項２に記載の熱間鍛造用鋼であって、
前記Ｆｅの一部に代えて、Ｐｂ：０．４０％以下を含有する、熱間鍛造用鋼。
【請求項４】
請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載の熱間鍛造用鋼を熱間鍛造し、熱間鍛造後に高周波焼入れして製造される、熱間鍛造品。
【請求項５】
請求項４に記載の熱間鍛造品であって、
前記高周波焼入れ後に磁粉探傷試験を実施される、熱間鍛造品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、熱間鍛造用鋼に関し、さらに詳しくは、高周波焼入れを実施される熱間鍛造用鋼に関する。
【背景技術】
【０００２】
熱間鍛造品は、産業用機械、建設用機械、及び、自動車に代表される輸送用機械の機械部品として利用される。機械部品はたとえば、エンジン部品であり、たとえばクランクシャフトである。熱間鍛造品は、以下の工程により製造される。熱間鍛造用鋼を熱間鍛造して中間品を製造する。製造された中間品に対して必要に応じ調質処理を実施する。熱間鍛造ままの非調質の中間品又は調質処理後の中間品に対して、切削や穿孔等により部品形状に機械加工する。機械加工された中間品に対して、高周波焼入れ、浸炭、窒化等の表面硬化処理を実施する。表面硬化処理後、中間品に対して研削や研磨により仕上げ加工を実施し、熱間鍛造品を製造する。
【０００３】
上述のとおり、熱間鍛造品は、機械部品に用いられる。そのため、熱間鍛造用鋼は優れた疲労強度を要求される。たとえば、特開昭６０−１６９５４４号公報（特許文献１）は、疲労強度に優れた機械構造用部品を提案する。
【０００４】
また、熱間鍛造品は中間品の状態で切削や穿孔等の機械加工を実施される。そのため、熱間鍛造用鋼はさらに、優れた被削性も要求される。鋼に硫黄（Ｓ）を含有すれば、被削性が向上することはよく知られている。Ｓは鋼中に硫化物系介在物を形成する。硫化物系介在物はたとえば、ＭｎＳである。硫化物系介在物は、鋼の被削性を向上する。たとえば、特開平１１−３５００６５号公報（特許文献２）は、被削性に優れた熱間鍛造用非調質鋼を提案する。特許文献２では、鋼中の硫化物のうち、Ｃａ含有量が異なる複数種類の硫化物量を制御する。これにより、靭性及び熱間加工性を低下することなく旋削加工性に優れた熱間鍛造用非調質鋼が得られると記載されている。
【０００５】
ところで、上述のとおり、熱間鍛造品は、表面硬化処理（高周波焼入れ、浸炭、窒化等）を実施される。表面硬化処理のうち、高周波焼入れは、浸炭や窒化と比較して短時間で鋼の表面を硬化することができる。しかしながら、高周波焼入れを実施された熱間鍛造品には、焼き割れが発生する場合がある。また、仕上げ加工により研削割れが発生する場合もある。そのため、高周波焼入れが実施された熱間鍛造品は一般的に、磁粉探傷試験が実施され、焼き割れや研削割れといった表面疵の有無の確認が行われる。
【０００６】
しかしながら、被削性の改善のためにＳ含有量を増加すれば、磁粉探傷試験において、硫化物系介在物に起因した擬似模様が発生する場合がある。磁粉探傷試験は、熱間鍛造品を磁化する。このとき、熱間鍛造品の表面疵部分では漏洩磁束が発生する。磁粉は、大きな漏洩磁束が発生している場所に吸着され、磁粉模様を形成する。磁粉模様により、疵の発生の有無及び表面疵の発生箇所を特定できる。しかしながら、硫化物系介在物は非磁性である。したがって、硫化物系介在物によって漏洩磁束が発生する場合がある。このような場合に、硫化物系介在物に起因した擬似模様が形成される。
【０００７】
擬似模様は、表面疵以外の要因により形成される磁粉模様である。したがって、擬似模様により、熱間鍛造品が表面疵を有すると誤認される場合がある。このような誤認を防止するため、磁粉模様が発生した熱間鍛造品に対して浸透探傷試験を実施すれば、表面疵の有無を正確に確認できる。しかしながら、検査工数が増えてしまう。
【０００８】
特開２０００−２６９３３号公報（特許文献３）は、磁粉探傷時に擬似模様の発生しない熱間鍛造用鋼を提案する。特許文献３では、Ｔｉを含有し、かつ、Ｎ含有量を低くする。これにより、鋼中にＭｎＳに代えて、ＴｉＳに起因した炭硫化物が形成される。この炭硫化物が分散することにより、被削性を維持しつつ、擬似模様の発生が抑制されると記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特開昭６０−１６９５４４号公報
【特許文献２】特開平１１−３５００６５号公報
【特許文献３】特開２０００−２６９３３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
しかしながら、特許文献３に提案された熱間鍛造用鋼は、Ｔｉ含有量が高い。そのため、熱間鍛造の条件によっては、鋼の硬度が高くなり過ぎ、被削性が低下する場合がある。特許文献３はさらに、疲労強度については特に言及していない。
【００１１】
本発明の目的は、熱間鍛造後の被削性及び疲労強度に優れ、磁粉探傷試験時に擬似模様が発生しにくい熱間鍛造用鋼を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本発明による熱間鍛造用鋼は、質量％で、Ｃ：０．３０超〜０．６０％未満、Ｓｉ：０．１０〜０．９０％、Ｍｎ：０．５０〜２．０％、Ｐ：０．０８０％以下、Ｓ：０．０１０〜０．１０％、Ａｌ：０．００５超〜０．１０％、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｔｉ：０．００１〜０．０４０％未満、Ｃａ：０．０００３〜０．００４０％、Ｔｅ：０．０００３〜０．００４０％未満、Ｎ：０．００３０〜０．０２０％、Ｏ：０．００５０％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たし、硫化物系介在物の円相当径が２０μｍ以下である。
Ｃａ／Ｔｅ＞１．００・・・（１）
ここで、式（１）中の各元素記号は、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
【００１３】
本発明による熱間鍛造用鋼は、被削性及び疲労強度に優れ、磁粉探傷試験時に擬似模様が発生しにくい。
【００１４】
本発明による熱間鍛造用鋼は、Ｆｅの一部に代えて、Ｖ：０．３０％以下を含有してもよく、Ｆｅの一部に代えて、Ｐｂ：０．４０％以下を含有してもよい。
【００１５】
本発明による熱間鍛造品は、上述の熱間鍛造用鋼を熱間鍛造し、熱間鍛造後に高周波焼入れして製造される。上述の熱間鍛造品は、高周波焼入れ後に磁粉探傷試験を実施されてもよい。
【図面の簡単な説明】
【００１６】
【図１】図１は、実施例における疲労試験片の側面図である。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
本発明の実施の形態を詳しく説明する。以下、元素に関する「％」は、特に断りがない限り、「質量％」を意味する。
【００１８】
本発明者らは、熱間鍛造用鋼に関する研究及び検討の結果、以下の知見を得た。
【００１９】
（ａ）鋼中の硫化物系介在物量が少なくなれば、磁粉探傷試験時における擬似模様の発生が抑制される。Ｓ含有量を少なくすれば、硫化物系介在物量は減少する。しかしながら、硫化物系介在物は、鋼の被削性を高める。したがって、熱間鍛造用鋼の被削性を高めるためには、Ｓを含有する必要がある。
【００２０】
（ｂ）磁粉探傷試験において、磁粉は、大きな漏洩磁束が発生している場所に吸着され、磁粉模様を形成する。硫化物系介在物は非磁性である。鋼の表層の硫化物性介在物が大きければ、硫化物系介在物に起因した漏洩磁束は、磁粉模様を形成できる程度に大きくなる。硫化物系介在物が小さければ、硫化物系介在物に起因した漏洩磁束が小さくなり、磁粉模様を形成しにくくなる。したがって、硫化物系介在物を微細化すれば、擬似模様の発生は抑制される。
【００２１】
（ｃ）硫化物系介在物に起因した漏洩磁束を擬似模様が発生しない程度に抑えるために、ＣａとＴｅとを鋼に含有する。Ｃａは、硫化物系介在物を球状化する。ＴｅもＣａと同様に、硫化物系介在物を球状化する。しかしながら、Ｃａが過剰に含有されれば、ＣａＯを形成して鋼の疲労強度を低下する。Ｔｅが過剰に含有されれば、鋼に過剰に固溶して鋼の熱間延性を低下する。擬似模様の発生を抑制する程度まで硫化物系介在物を微細化するために、Ｃａ及びＴｅの一方のみを含有する場合、Ｃａ又はＴｅが過剰に含有される。したがって、鋼の疲労強度又は熱間延性が低下する。Ｃａ及びＴｅの両方を含有すれば、鋼の疲労強度及び熱間延性の低下を抑えつつ、硫化物系介在物を微細化できる。
【００２２】
（ｄ）Ｃａ含有量及びＴｅ含有量はさらに、以下の式（１）を満たす。
Ｃａ／Ｔｅ＞１．００・・・（１）
ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
【００２３】
式（１）を満たせば、鋼中の硫化物系介在物の円相当径が２０μｍ以下となる。鋼中の硫化物系介在物の円相当径は、以下の方法で定義される。熱間鍛造用鋼の延伸方向に平行な断面において、任意の１０視野を選択する。各視野内の１００００μｍ２の領域内の硫化物系介在物を特定する。本発明における「硫化物系介在物」とはたとえば、ＭｎＳであり、ＭｎＳはＣａやＴｅを固溶していてもよい。本発明における硫化物系介在物はまた、Ｃａ又はＴｅの硫化物であったり、Ｃａ及び／又はＴｅの硫化物とＭｎＳとの複合硫化物であってもよい。硫化物系介在物の特定には、たとえば、ＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザ）を使用する。ＥＰＭＡにより、Ｓ濃度の高い像が得られた介在物を硫化物系介在物と特定する。特定された複数の硫化物系介在物の中から大きい順に１０個選定する。選定された各硫化物系介在物の円相当径を算出する。各硫化物系介在物の円相当径は以下の方法で算出される。画像処理により、領域中の各硫化物系介在物の面積を算出する。算出された面積と同じ面積を持つ円の直径を、各硫化物系介在物の円相当径と定義する。選択された全硫化物系介在物（１０視野×１０個＝１００個）の円相当径の平均値を、熱間鍛造用鋼の硫化物系介在物の円相当径と定義する。
【００２４】
Ｃａは、Ｔｅよりも硫化物系介在物を微細化する。Ｔｅは、Ｃａが硫化物系介在物に固溶するのを促進する。ＴｅがＣａに対して過剰に含有されれば、Ｔｅは、Ｃａの硫化物系介在物への固溶を促進するよりも、Ｔｅ自身が硫化物系介在物に固溶する。Ｔｅが多量に固溶した硫化物系介在物は、熱間加工しても延伸されにくく、分断されにくい。そのため、硫化物系介在物は球状化するものの、微細化しにくくなる。式（１）が満たされれば、Ｔｅは、Ｃａが硫化物系介在物に固溶するのを促進する。そのため、硫化物系介在物をさらに微細化することができる。
【００２５】
以上の知見に基づいて、本発明者らは、本実施の形態による熱間鍛造用鋼を完成した。以下、本実施の形態による熱間鍛造用鋼について詳述する。
【００２６】
［化学組成］
本実施の形態による熱間鍛造用鋼は、以下の化学組成を有する。
【００２７】
Ｃ：０．３０超〜０．６０％未満
炭素（Ｃ）は、鋼の疲労強度を高める。一方、Ｃが過剰に含有されれば、鋼の被削性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．３０％よりも高く０．６０％未満である。好ましいＣ含有量の上限は０．５５％以下である。好ましいＣ含有量の下限は０．３２％以上である。
【００２８】
Ｓｉ：０．１０〜０．９０％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉはさらに、鋼中のフェライトに固溶して、フェライトを強化する。フェライトが強化されることにより、鋼の疲労強度が高まる。一方、Ｓｉが過剰に含有されれば、熱間鍛造品の表面にスケールが残りやすくなり、熱間鍛造品の外観を損ねる。したがって、Ｓｉ含有量は、０．１０〜０．９０％である。好ましいＳｉ含有量の上限は０．７４％以下である。好ましいＳｉ含有量の下限は０．１７％以上である。
【００２９】
Ｍｎ：０．５０〜２．０％
マンガン（Ｍｎ）は、Ｓｉと同様に、鋼を脱酸する。Ｍｎはさらに、鋼に固溶して鋼の疲労強度を高める。Ｍｎはさらに、鋼中の硫黄（Ｓ）と結合して硫化物系介在物を形成し、鋼の被削性を高める。一方、Ｍｎが過剰に含有されれば、鋼の被削性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は、０．５０〜２．０％である。好ましいＭｎ含有量の上限は１．９％以下である。好ましいＭｎ含有量の下限は０．７７％以上である。
【００３０】
Ｐ：０．０８０％以下
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは鋼の疲労強度を低下する。したがって、Ｐ含有量は少ない方が好ましい。Ｐ含有量は０．０８０％以下である。好ましいＰ含有量は０．０３０％以下である。
【００３１】
Ｓ：０．０１０〜０．１０％
硫黄（Ｓ）は、鋼中のＭｎと結合して硫化物系介在物を形成し、鋼の被削性を高める。一方、Ｓが過剰に含有されれば、鋼の疲労強度が低下する。Ｓが過剰に含有されればさらに、高周波焼入れ後の熱間鍛造品に対して磁粉探傷試験を実施する場合、鍛造品の表面に擬似模様が発生しやすくなる。したがって、Ｓ含有量は、０．０１０〜０．１０％である。好ましいＳ含有量の上限は、０．０８％以下である。好ましいＳ含有量の下限は、０．０１５％以上である。
【００３２】
Ａｌ：０．００５超〜０．１０％
アルミニウム（Ａｌ）は鋼を脱酸し、鋼中の溶存酸素量を調整する。鋼中のＣａは、酸素と結合してＣａＯを生成しやすい。本実施の形態では、ＣａがＣａＯを生成せずに、ＣａＳを生成し、生成したＣａＳを核としてＣａを固溶した硫化物系介在物を晶出させる必要がある。Ａｌは、鋼を脱酸することにより、鋼中のＯ（酸素）の量を低減する。そのため、ＣａＯとなるＣａの量が減り、ＣａＳとなるＣａの量が増える。したがって、Ａｌは、ＣａがＣａＯを生成するのを抑制し、ＣａがＣａＳを生成するのを促進する。その結果、Ｃａを固溶した硫化物系介在物の晶出が促進される。Ａｌ含有量が少なすぎれば、粗大なＣａＯが生成しやすくなる。そのため、硫化物系介在物にＣａが固溶しにくくなり、硫化物系介在物の球状化が促進されず、擬似模様が発生しやすくなる。一方、Ａｌ含有量が多すぎれば、脱酸効果が飽和し、さらに、粗大なＡｌ２Ｏ３系介在物が生成しやすくなる。粗大なＡｌ２Ｏ３系介在物は、鋼の疲労強度を低下する。したがって、Ａｌ含有量は、０．００５％よりも高く、０．１０％以下である。好ましいＡｌ含有量の上限は、０．０４％以下である。なお、本明細書でいうＡｌ含有量は、ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）の含有量を意味する。
【００３３】
Ｃｒ：０．０１〜１．０％
クロム（Ｃｒ）は、鋼に固溶して鋼の疲労強度を高める。一方、Ｃｒが過剰に含有されれば、鋼の被削性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は、０．０１〜１．０％である。好ましいＣｒ含有量の上限は０．５０％以下である。好ましいＣｒ含有量の下限は、０．１０％以上である。
【００３４】
Ｔｉ：０．００１〜０．０４０％未満
チタン（Ｔｉ）は窒化物や炭窒化物を形成する。窒化物や炭窒化物は、オーステナイト結晶粒を微細化し、鋼の疲労強度を高める。一方、Ｔｉが過剰に含有されれば、鋼の被削性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００１％以上であり、０．０４０％未満である。好ましいＴｉ含有量の上限は０．０２０％以下である。好ましいＴｉ含有量の下限は、０．００５％以上である。
【００３５】
Ｃａ：０．０００３〜０．００４０％
Ｃａは、硫化物系介在物に固溶して硫化物系介在物を球状化する。これにより、硫化物系介在物が微細化する。微細な硫化物系介在物は、磁粉探傷試験における擬似模様の発生を抑制する。一方、Ｃａが過剰に含有されれば、粗大な酸化物が形成される。粗大な酸化物は、鋼の被削性及び疲労強度を低下する。したがって、Ｃａ含有量は、０．０００３〜０．００４０％である。好ましいＣａ含有量の上限は０．００３５％以下である。
【００３６】
Ｔｅ：０．０００３〜０．００４０％未満
テルル（Ｔｅ）は、硫化物系介在物へのＣａの固溶を促進して硫化物系介在物を球状化し、硫化物系介在物を微細化する。微細な硫化物系介在物は、磁粉探傷試験における擬似模様の発生を抑制する。Ｔｅはさらに、Ｔｅ自身が硫化物系介在物に固溶して硫化物系介在物を球状化する。一方、Ｔｅが過剰に含有されれば、Ｔｅがマトリックス中に固溶したり、Ｆｅと結合してＦｅＴｅを生成する。マトリックス中に固溶したＴｅや、生成したＦｅＴｅは、鋼の熱間延性を低下する。そのため、鋳片が割れやすくなり生産性が低下する。したがって、Ｔｅ含有量は、０．０００３〜０．００４０％未満である。好ましいＴｅ含有量の上限は０．００３５％以下である。
【００３７】
Ｎ：０．００３０〜０．０２０％
窒素（Ｎ）は、Ｔｉと結合して窒化物や炭窒化物を形成する。窒化物や炭窒化物は、オーステナイト結晶粒を微細化し、鋼の疲労強度を高める。一方、Ｎが過剰に含有されれば、鋼中の窒化物が粗大化し、鋼の被削性が低下する。したがって、Ｎ含有量は、０．００３０〜０．０２０％である。好ましいＮ含有量の上限は０．０１８％以下である。好ましいＮ含有量の下限は０．００４５％以上である。
【００３８】
Ｏ：０．００５０％以下
酸素（Ｏ）は、不純物である。Ｏは、硫化物系介在物の球状化に影響を与える。具体的には、Ｏが過剰に含有されれば、粗大なＭｎＯを含有した粗大な硫化物系介在物が生成される。粗大な硫化物系介在物は、磁粉探傷試験時に擬似模様を発生させる。したがって、Ｏ含有量は少ない方が好ましい。Ｏ含有量は、０．００５０％以下である。
【００３９】
本実施の形態による熱間鍛造用鋼の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここでいう不純物は、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップ、あるいは製造過程の環境等から混入する元素をいう。
【００４０】
［式（１）について］
本実施の形態による熱間鍛造用鋼はさらに、式（１）を満たす。
Ｃａ／Ｔｅ＞１．００・・・（１）
ここで、式（１）中の各元素記号には、その元素の含有量（質量％）が代入される。
【００４１】
Ｃａは、Ｔｅよりも硫化物系介在物を微細化する。Ｔｅは、Ｃａが硫化物系介在物に固溶するのを促進する。ＴｅがＣａに対して過剰に含有されれば、Ｔｅは、Ｃａの硫化物系介在物への固溶を促進するよりも、Ｔｅ自身が硫化物系介在物に固溶する。Ｔｅが多量に固溶した硫化物系介在物は、熱間加工しても延伸されにくく、分断されにくい。そのため、硫化物系介在物は球状化するものの、微細化しにくくなる。式（１）が満たされれば、Ｔｅは、Ｃａの硫化物系介在物に対する固溶を促進する。そのため、硫化物系介在物をさらに微細化することができる。具体的には、式（１）が満たされれば、鋼中の硫化物系介在物の円相当径が２０μｍ以下になる。
【００４２】
［選択元素について］
本発明による熱間鍛造用鋼の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｖを含有してもよい。
【００４３】
Ｖ：０．３０％以下
バナジウム（Ｖ）は、選択元素である。Ｖは、炭化物を形成し、鋼の疲労強度を高める。Ｖを少しでも含有すれば、上記効果が得られる。一方、Ｖが過剰に含有されれば、鋼の被削性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．３０％以下である。Ｖ含有量が０．０２％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。好ましいＶ含有量の上限は０．２０％以下である。
【００４４】
本発明による熱間鍛造用鋼の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｐｂを含有してもよい。
【００４５】
Ｐｂ：０．４０％以下
鉛（Ｐｂ）は、鋼の被削性を高める。Ｐｂを少しでも含有すれば、上記効果が得られる。一方、Ｐｂが過剰に含有されれば、鋼の靭性及び熱間延性が低下する。したがって、Ｐｂ含有量は０．４０％以下である。好ましいＰｂ含有量の上限は０．２５％以下である。
【００４６】
［製造方法］
本実施の形態による熱間鍛造用鋼の製造方法を説明する。本実施の形態では、一例として、熱間鍛造用鋼からなる熱間鍛造品を製造する工程を説明する。熱間鍛造品はたとえば、自動車及び建設機械等に利用される機械部品であり、たとえば、クランクシャフトに代表されるエンジン部品である。
【００４７】
上述の化学組成及び式（１）を満たす鋼を連続鋳造法により鋳片にする。造塊法によりインゴット（鋼塊）にしてもよい。鋳片又はインゴットを熱間加工して、ビレット（鋼片）を製造する。ビレットを熱間加工して、棒鋼を製造する。熱間加工は、熱間圧延でもよいし、熱間鍛造でもよい。式（２）で定義される圧下比を６．０以上にする。
圧下比＝鋳片又はインゴットの横断面積（ｍｍ２）／棒鋼の横断面積（ｍｍ２）・・・（２）
ここで、鋳片又はインゴットの横断面積とは、鋳片又はインゴットの軸方向に対して垂直な断面積である。棒鋼の横断面積とは、棒鋼の軸方向に対して垂直な断面積である。
【００４８】
圧下比を６．０以上にすることで、鋼中の硫化物系介在物が延伸され、かつ、分断される。そのため、Ｃａ及びＴｅとの相乗効果により硫化物系介在物が微細化され、硫化物系介在物の円相当径が２０μｍ以下になる。
【００４９】
製造された棒鋼を熱間鍛造して、粗形状の中間品を製造する。中間品に対して調質処理を実施してもよい。さらに、中間品を機械加工し、中間品を所定の形状にする。機械加工はたとえば、切削や穿孔である。
【００５０】
次に、中間品に対して高周波焼入れを実施し、中間品の表面を硬化する。そして、高周波焼入れされた中間品に対して仕上げ加工を実施する。仕上げ加工は、研削や研磨である。以上の工程により熱間鍛造品が製造される。
【００５１】
熱間鍛造品に対して、磁粉探傷試験を実施する。磁粉探傷試験は、磁粉を利用して、熱間鍛造品の表面疵（焼き割れ、研削割れ等）を検出する。磁粉探傷試験では、熱間鍛造品を磁化する。このとき、熱間鍛造品の疵部分では漏洩磁束が発生する。磁粉は、大きな漏洩磁束が発生している場所に吸着され、磁粉模様を形成する。したがって、磁粉模様により、疵の発生の有無及び発生箇所を特定できる。
【００５２】
熱間鍛造品の表層に粗大な硫化物系介在物が存在すれば、硫化物系介在物に起因した大きな漏洩磁束が発生し、擬似模様が形成される。しかしながら、本発明による熱間鍛造用鋼から製造される熱間鍛造品では、Ｃａ及びＴｅの相乗効果により、硫化物系介在物が微細化される。硫化物系介在物が微細であれば、擬似模様を形成するのに十分な漏洩磁束が発生しにくい。したがって、擬似模様の発生が抑制される。
【００５３】
上述のとおり、熱間鍛造品の素材となる熱間鍛造用鋼（上記例では棒鋼）において、硫化物系介在物の円相当径が２０μｍ以下となる必要がある。素材（棒鋼）を熱間鍛造すれば、鍛錬成形比に応じて鋼中の硫化物系介在物が微細化される。しかしながら、熱間鍛造品は複雑な形状を有するものが多く、鍛錬成形比が素材全体に対して一様にならない。したがって、熱間鍛造された素材内において、ほとんど鍛錬されない部分、つまり、鍛錬成形比が非常に小さい部分が生じる。このような部分においても、擬似模様の発生を抑制するためには、素材となる熱間鍛造用鋼中の硫化物系介在物の円相当径が２０μｍ以下になる必要がある。
【実施例】
【００５４】
種々の化学組成を有する鋼を製造した。そして、製造された鋼の疲労強度、被削性及び磁粉探傷試験における擬似模様の有無を調査した。
【００５５】
［試験方法］
表１の化学組成を有する鋼Ａ〜Ｙを溶製し、鋳片（ブルーム）を製造した。鋳片の横断面は３００ｍｍ×４００ｍｍの矩形であった。
【表１】
0005545273.tif 000002
【００５６】
表１中の「Ｆ値」欄には、以下の式で定義されるＦの値が記載される。Ｆは、式（１）の左辺に相当する。
Ｆ＝Ｃａ／Ｔｅ
【００５７】
表１を参照して、鋼Ａ〜Ｉの化学組成は、本実施の形態による熱間鍛造用鋼の化学組成の範囲内であり、Ｆ値が式（１）の範囲内であった。一方、鋼Ｊ〜Ｙの化学組成は、本発明による熱間鍛造用鋼の化学組成の範囲外であった。
【００５８】
各鋼Ａ〜Ｙの鋳片から、以下の製造方法により、マーク１〜２６の棒鋼を製造した。マーク１は、鋼Ａの鋳片を利用し、マーク２は鋼Ｂの鋳片を利用した。同様に、マーク３〜マーク２５はそれぞれ、鋼Ｃ〜Ｙの鋳片を利用した。マーク２６は、鋼Ｉの鋳片を利用した。各マークの鋳片を分塊圧延機で熱間圧延してビレットを製造した。ビレットの横断面は１８０ｍｍ×１８０ｍｍの矩形であった。ビレットを１２００℃に加熱し、加熱されたビレットを熱間鍛造（鍛伸）して棒鋼を製造した。このときの仕上げ温度は１０００〜１０５０℃であり、熱間鍛造終了後の棒鋼を放冷した。マーク１〜マーク２５の棒鋼の直径は９０ｍｍであった。マーク２６の棒鋼の直径は１７０ｍｍであった。各マークの圧下比を式（２）に基づいて算出した。
【００５９】
［ミクロ組織試験］
各マークの丸棒から、ミクロ組織観察用の試験片を採取した。丸棒の縦断面（延伸方向に平行な断面）に相当する試験片の表面において、任意の１０視野を選択した。各視野内の１００００μｍ２の領域を光学顕微鏡で観察し、撮像した。撮像した画像を基に、各領域内に存在する介在物を大きいものから順にＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザ）で分析し、硫化物系介在物を１０個選定した。光学顕微鏡で撮像した上記画像を画像処理することにより、選定された１０個の硫化物系介在物の円相当径を算出した。円相当径は以下の方法で算出した。各硫化物系介在物の面積を求めた。求めた硫化物系介在物の面積と同じ面積を持つ円の直径を各硫化物系介在物の円相当径と定義した。この測定を１０視野で行い、選択された全硫化物系介在物（１０視野×１０個＝１００個）の円相当径の平均値を、各マークの鋼における硫化物系介在物の円相当径と定義した。
【００６０】
各マークの丸棒を用いて、被削性、疲労強度、及び、磁粉探傷試験時の擬似模様の発生有無を調査した。各マークの丸棒は、熱間鍛造品の素材に相当した。素材である丸棒の被削性及び疲労強度が高く、かつ、磁粉探傷試験時に擬似模様が発生しにくければ、丸棒を熱間鍛造して成形され、鍛造終了後放冷された熱間鍛造品も当然に、優れた被削性及び疲労強度を有し、かつ、磁粉探傷試験時に擬似模様が発生しにくい。そこで、素材に相当する丸棒の被削性、疲労強度及び磁粉探傷試験の擬似模様の発生有無を、以下の試験方法により調査した。
［旋削試験］
マーク１〜マーク２５の棒鋼（直径９０ｍｍ）を直径が８５ｍｍになるまでピーリングして旋削試験片とした。マーク２６の棒鋼（直径１７０ｍｍ）も、直径が８５ｍｍになるまでピーリングして旋削試験片とした。
【００６１】
製造された試験片を用いて、旋削加工を実施した。旋削加工では、ＪＩＳ規格に準拠したＰ種の超硬工具を使用した。超硬工具はコーティング処理されていなかった。切削速度を１６０ｍ／ｍｉｎ、送り速度を０．２５ｍｍ／ｒｅｖ、切り込みを２．０ｍｍとし、潤滑油を使用せずに旋削加工を実施した。旋削加工を開始してから３０分経過後、超硬工具のフランク摩耗量（ｍｍ）を測定した。
【００６２】
［疲労試験］
各マークの棒鋼のＲ／２部（丸棒切断面（円形状）の中心点と外周との間を２等分する点を含む部分）から、図１に示す小野式回転曲げ疲労試験片を採取した（以下、単に疲労試験片という）。図１を参照して、疲労試験片は、横断面が円形状であり、平行部Ｄ１を含んだ。平行部Ｄ１は中央部に断面形状が円弧の環状溝を有した。図１中の「Ｄ１」以外の記号は、疲労試験片の各部位の寸法（単位はｍｍ）を示す。「φ１０」は、平行部Ｄ１の直径（ｍｍ）を示し、「φ８」は環状溝の溝底での直径（ｍｍ）を示す。「Ｒ３」は、環状溝の横断形状での半径（ｍｍ）を示す。
疲労試験片の平行部Ｄ１の円周面に対して、周波数４０ｋＨｚ、電圧６ｋＶ、加熱時間３．０秒の条件で高周波焼入れを実施した。高周波焼入れ後、疲労試験片に対して焼戻しを実施した。具体的には、疲労試験片を１５０℃で１時間加熱し、その後、大気中で放冷した。焼戻し後、疲労試験片の平行部Ｄ１を仕上げ研磨し、平行部Ｄ１の表面粗さを調整した。具体的には、仕上げ研磨により、溝底表面の中心線平均粗さ（Ｒａ）を３．０μｍ以内とし、最大高さ（Ｒｍａｘ）を９．０μｍ以内にした。
【００６３】
仕上げ研磨された疲労試験片を用いて、ＪＩＳ  Ｚ２２７４（１９７８）に準拠した回転曲げ疲労試験を室温（２５℃）の大気雰囲気中において、回転数３０００ｒｐｍの両振り条件で実施した。１．０×１０７回まで破断しなかった疲労試験片のうち、最も高い振幅応力を、その番号の疲労強度（ＭＰａ）と定義した。
【００６４】
［擬似模様評価試験］
各マークの丸棒の中心部から、直径５０ｍｍ、長さ１００ｍｍの丸棒試験片を採取した。丸棒試験片の軸方向は、各マークの棒鋼の軸方向と同じであった。丸棒試験片の円周面に対して、周波数４０ｋＨｚ、電圧６ｋＶ、加熱時間３．０秒の条件で高周波焼入れを実施した。高周波焼入れ後、疲労試験片に対して焼戻しを実施した。具体的には、疲労試験片を１５０℃で１時間加熱し、その後、大気中で放冷した。焼戻し後、丸棒試験片の円周面を仕上げ研磨し、表面粗さを調整した。具体的には、仕上げ研磨により、円周面の中心線平均粗さ（Ｒａ）を３．０μｍ以内とし、最大高さ（Ｒｍａｘ）を９．０μｍ以内にした。仕上げ研磨された複数の丸棒試験片に対して、ＪＩＳ  Ｚ２３４３−１（２００１）に準拠した浸透探傷試験を実施し、疵のない丸棒試験片を各マークにつき５０本選択した。
選択された５０本の丸棒試験片に対して、表２に示す条件で磁粉探傷試験を実施した。
【表２】
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【００６５】
磁粉探傷試験において磁粉模様の発生の有無を目視で確認した。磁粉探傷試験を実施した５０本のうち、擬似模様が発生した本数をカウントした。
【００６６】
［試験結果］
試験結果を表３に示す。
【表３】
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【００６７】
表３を参照して、マーク１〜マーク９の丸棒の化学組成は、本発明の化学組成の範囲内であった。さらに、熱間加工時の圧下比が６．０以上であった。そのため、マーク１〜マーク９の鋼中の硫化物系介在物の円相当径は２０μｍ以下であった。マーク１〜マーク９では、擬似模様が発生しなかった。さらに、フランク摩耗量は０．２０ｍｍ以下であり、疲労強度は５００ＭＰａ以上であった。
【００６８】
一方、マーク１０のＣ含有量は、本発明のＣ含有量の上限を超えた。そのため、フランク摩耗量が０．２０ｍｍを超え、被削性が低かった。マーク１１のＭｎ含有量は、本発明のＭｎ含有量の上限を超えた。そのため、フランク摩耗量が０．２０ｍｍを超えた。
【００６９】
マーク１２のＳ含有量は、本発明のＳ含有量の上限を超えた。そのため、硫化物系介在物の円相当径は２０μｍを超え、擬似模様が発生した。さらに、疲労強度が５００ＭＰａ未満であった。
【００７０】
マーク１３のＡｌ含有量は、本発明のＡｌ含有量の下限未満であった。そのため、硫化物系介在物の円相当径が２０μｍを超え、擬似模様が発生した。
【００７１】
マーク１４のＣｒ含有量は、本発明のＣｒ含有量の上限を超えた。マーク１５のＴｉ含有量は、本発明のＴｉ含有量の上限を超えた。マーク１６のＶ含有量は、本発明のＶ含有量の上限を超えた。マーク１７のＮ含有量は、本発明のＮ含有量の上限を超えた。そのため、マーク１４〜１７のフランク摩耗量は、０．２０ｍｍを超えた。
【００７２】
マーク１８のＯ含有量は、本発明のＯ含有量の上限を超えた。そのため、硫化物系介在物の円相当径が２０μｍを超え、擬似模様が発生した。
【００７３】
マーク１９のＣａ含有量は、本発明のＣａ含有量の上限を超えた。そのため、フランク摩耗量が０．２０ｍｍを超え、疲労強度が５００ＭＰａ未満であった。
【００７４】
マーク２０の鋼は、Ｔｉを含有しなかった。そのため、疲労強度が５００ＭＰａ未満であった。
【００７５】
マーク２１の化学組成は、本発明の化学組成を満たした。しかしながら、マーク２１のＦ値は、式（１）を満たさなかった。そのため、硫化物系介在物の円相当径が２０μｍを超え、擬似模様が発生した。
【００７６】
マーク２２のＣ含有量は、本発明のＣ含有量の下限未満であった。マーク２３のＭｎ含有量は、本発明のＭｎ含有量の下限未満であった。そのため、マーク２２及び２３の疲労強度は、５００ＭＰａ未満であった。
【００７７】
マーク２４の鋼は、Ｃａを含有するものの、Ｔｅを含有しなかった。マーク２５の鋼は、Ｔｅを含有するものの、Ｃａを含有しなかった。そのため、マーク２４及び２５の硫化物系介在物の円相当径は２０μｍを超え、擬似模様が発生した。
【００７８】
マーク２６の化学組成は本発明の化学組成の範囲内であり、式（１）を満たした。しかしながら、圧下比が６．０未満であった。そのため、硫化物系介在物の円相当径は２０μｍを超え、擬似模様が発生した。
【００７９】
以上、本発明の実施の形態を説明したが、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。よって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変形して実施することが可能である。
【符号の説明】
【００８０】
Ｄ１  平行部
【図１】
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