(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量割合で、Ｃ：０．１〜０．６％、Ｓｉ：０．０５〜２．００％、Ｍｎ：０．３〜２．５％、Ｓ：≦０．１５％を含有し、さらにＣｒ：≦２．０％、Ｍｏ：≦２．０％のうち１種又は２種を含有し、さらにＶ：≦０．５０％、Ｎｂ：≦０．５０％のうち１種又は２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物である鋼成分からなり、かつ、鋼中に含まれる全酸素量が重量割合で１０ｐｐｍ未満であり、かつ、ＡＳＴＭ−Ｄ法において、Ｄ系厚型（Ｈｅａｖｙ）の８μｍ以上の酸化物系介在物の等級０．５が３以下で、かつ、等級１．０以上を含まない鋼であることを特徴とする７００〜１０００℃での亜熱間領域での鍛造において鍛造割れ頻度２０％以下である非調質鋼。
【請求項２】
請求項１に記載の鋼成分に加えて、質量割合で、Ｐｂ：≦０．４０％、Ｂｉ：≦０．１０％、Ｃａ：≦６０ｐｐｍのうち１種又は２種以上を含有する鋼成分からなり、かつ、鋼中に含まれる全酸素量が重量割合で１０ｐｐｍ未満であり、かつ、ＡＳＴＭ−Ｄ法において、Ｄ系厚型（Ｈｅａｖｙ）の８μｍ以上の酸化物系介在物の等級０．５が３以下で、かつ、等級１．０以上を含まない鋼であることを特徴とする７００〜１０００℃での亜熱間領域での鍛造において鍛造割れ頻度２０％以下である非調質鋼。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高速プレスによる鍛造、特に７００〜１０００℃での亜熱間領域での鍛造において鍛造割れを起こすことのない加工性に優れた鋼、特に非調質鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来、自動車の足回り部品やコネクティングロッドなどは熱間鍛造により製造される。そしてこれらの足回り部品やコンロッドなどの用材として非調質鋼が使用されてきた。ところで、近年熱間鍛造において、鍛造スピード向上を目的として従来の縦型プレスに代えて高速プレスすなわち高速横型プレスの採用が広まっている。そして、これらの高速プレスでは、高位の生産性を保つために従来のプレスに比べて、例えば、冷却能の高い離型剤を使用するなどして、金型冷却を徹底的に行っている。この結果、鍛造温度は７００〜１０００℃の亜熱間で行われている。
【０００３】
ところで、鍛造では必ずといっていいほど金型同志のクリアランスがあり、従ってバリが発生する。そして高速プレスでは、上記のとおり金型冷却が徹底されているので、発生したバリが急激に冷却されるために変形能が悪くなり、このため鍛造割れが発生する傾向がある。さらに鋼材は鍛造温度が、例えば７００〜１０００℃の亜熱間などのように、低くなればなるほど変形能が低下することも良く知られている事柄である。また、非調質鋼はＪＩＳ規格鋼に比べてより多くの合金元素を含むため、一層に変形能が悪化する。さらに、鋼材の圧延方向に対して垂直に据込む鍛造では、張出部に鍛造割れを生じる傾向がある。
【０００４】
上記の鍛造割れを低減する方法として、（１）金型のクリアランスからバリを出さないようにすること、（２）７００〜１０００℃の亜熱間領域で鍛造割れを起こさない鋼材の使用が考えられるが、（１）のためには金型のクリアランスをゼロにする必要があるが、金型のクリアランスをゼロにすることは現実的には不可能である。（２）に適する鋼材はいまだ開発されていない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明が解決しようとする課題は、上述の７００〜１０００℃の亜熱間領域での鍛造などの加工をする際に、加工による割れ、例えば鍛造割れを起こさない鋼材を提供することである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
発明者らは鍛造割れの要因を追求したところ、それは（１）鋼材自身の変形能に起因するものと、（２）鋼材中の介在物を起点とした割れに起因するものとにある。そして、割れに対する影響は特に後者の（２）の影響が大きいことを知見した。ところで介在物には硫化物系介在物や酸化物系介在物が知られているが、前者は切削性を改善させるものであり、また後者に比べ変形能が高いことも知られていることから、鍛造割れを改善するには後者を低減させることが有効な手段と考えた。
【０００７】
そこで、上記の課題を解決するための本発明の手段は、請求項１の発明では、質量割合で、Ｃ：０．１〜０．６％、Ｓｉ：０．０５〜２．００％、Ｍｎ：０．３〜２．５％、Ｓ：≦０．１５％を含有し、さらにＣｒ：≦２．０％、Ｍｏ：≦２．０％のうち１種又は２種を含有し、さらにＶ：≦０．５０％、Ｎｂ：≦０．５０％のうち１種又は２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物である鋼成分からなり、かつ、鋼中に含まれる全酸素量が重量割合で１０ｐｐｍ未満であり、かつ、ＡＳＴＭ−Ｄ法において、Ｄ系厚型（Ｈｅａｖｙ）の８μｍ以上の酸化物系介在物の等級０．５が３以下で、かつ、等級１．０以上を含まない鋼であることを特徴とする７００〜１０００℃での亜熱間領域での鍛造において鍛造割れ頻度２０％以下である非調質鋼である。
【０００８】
請求項２の発明では、請求項１の手段の鋼成分に加えて、質量割合で、Ｐｂ：≦０．４０％、Ｂｉ：≦０．１０％、Ｃａ：≦６０ｐｐｍのうち１種又は２種以上を含有する鋼成分からなり、かつ、鋼中に含まれる全酸素量が重量割合で１０ｐｐｍ未満であり、かつ、ＡＳＴＭ−Ｄ法において、Ｄ系厚型（Ｈｅａｖｙ）の８μｍ以上の酸化物系介在物の等級０．５が３以下で、かつ、等級１．０以上を含まない鋼であることを特徴とする７００〜１０００℃での亜熱間領域での鍛造において鍛造割れ頻度２０％以下である非調質鋼である。
【０００９】
ここで、ＡＳＴＭ−Ｄ法の介在物の等級付けについて説明する。表１に示すようにＡＳＴＭ−Ｄ法は介在物の幅を薄型（Ｔｈｉｎ）と厚型（Ｈｅａｖｙ）に区別し、ＡないしＣ系介在物では１視野中に確認される介在物の総長さにより等級付けし、Ｄ系酸化物系介在物では１視野中に確認される介在物の数によって等級付けする。これは顕微鏡にて確認される視野において、表２に示す等級付けをおこない。視野が重ならないようにして総視野面積１８０．５ｍｍ2で評価するものである。
【００１０】
【表１】
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【００１１】
【表２】
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【００１２】
次いで、本発明における鋼成分について説明する。なお％は質量割合で示している。
【００１３】
Ｃ：０．１〜０．６％
Ｃは、パーライト量を増大させて鍛造品の強度を高めるのに必須の元素であり、少なくとも０．１％を必要とする。しかし、０．６％を超えて存在すると靱性を低下させ加工性が悪くなるので、０．１〜０．６％とする。
【００１４】
Ｓｉ：０．０５〜２．００％
Ｓｉは、溶製時の脱酸剤であるが、鍛造、放冷後のフェライトを強化する元素であり、少なすぎるとその効果がなく、Ｓｉの過度の含有は靱性および靱性を劣化するので、０．０５〜２．００％以下とする。
【００１５】
Ｍｎ：０．３〜２．５
Ｍｎは、Ｓｉと同様に鋼の脱酸効果のため必然的に含有するが、鍛造品の強度及び靱性を確保する元素である。少なすぎるとその効果はなく、過度の含有は被削性を低下させ、靱性を逆に低下させ加工性を劣化するので、０．３〜２．５％以下とする。
【００１６】
Ｓ：≦０．１５％
Ｓは、切削性を改善し、ＭｎＳを生成し、鍛造後の冷却時のフェライトの核生成を促進して組織を微細化し、靱性を向上させる元素である。しかし、多すぎると靱性が極度に低下し、疲労強度も低下するので、上限を０．１５％とする。
【００１７】
Ｃｒ：≦２．０％
Ｃｒは、鍛造品の強度を増し、靱性を向上させる元素であるが、多すぎると疲労強度と靱性を低下させるので上限を２．０％とする。
【００１８】
Ｍｏ：≦１．０％
Ｍｏは、Ｃｒと同様に焼入性確保し鍛造品の強度を増すために必要な元素であるが多すぎるとその効果は飽和し、コストを増大するので、上限を１．０％とする。
【００１９】
Ｖ：≦０．５０％
Ｖは、鋼中に固溶し、鍛造後の冷却時に炭窒化物を形成して強度および靱性を確保するのに必要な元素であるが、多すぎると効果は飽和し、コストアップとなるので上限を０．５０％とする。
【００２０】
Ｎｂ：≦０．５０％
Ｎｂは、鍛造時のオーステナイト結晶粒の成長を抑制する元素であり、靱性を向上させる。しかし多すぎてもその効果は飽和し、コストアップとなるので上限を０．５０％とする。
【００２１】
Ｐｂ：≦０．４０％、Ｂｉ：≦０．１０％、Ｃａ：≦６０ｐｐｍ
Ｐｂ、Ｂｉ、Ｃａは、いずれも快削性を向上させる元素である。しかしこれらの元素を過多に添加してもその効果は増大しない。そこでそれぞれの上限をＰｂは０．４０％、Ｂｉは０．１０％、Ｃａは６０ｐｐｍとして１種または２種以上を選択的に添加するものとする。
【００２２】
Ｏ：１５ｐｐｍ未満、好ましくは１０ｐｐｍ以下
非調質鋼は、切削性を確保するためにＳあるいはＰｂなどを添加しており、一般に、熱間加工性を向上させるためにＳ含有量は規格下限を狙っているが、本発明では、鋼中の全酸素量を１５ｐｐｍ未満、好ましくは１０ｐｐｍ以下として酸化物系介在物を極限まで低下させるものであり、かくすることにより亜熱間温度領域での脆性割れを防止する。即ち、ＡＳＴＭ−Ｄ法において、Ｄ系厚型（Ｈｅａｖｙ）の８μｍ以上の球状酸化物からなる酸化物系介在物の等級０．５が３以下で、かつ、等級１．０以上を含まない鋼とする。
【００２３】
上記したとおり、硫化物系介在物は切削性を改善させるものであり、また酸化物系介在物に比べ変形能が高いので、鍛造割れを改善するには酸化物系介在物を低減させることが有効な手段である。特に、亜熱間領域での鍛造では、高い加工性を実現するためには、ただ単にＯ量を低減することではなく、鋼中に存在するある大きさ以上の酸化物系介在物の数を制限するものである。
【００２４】
【発明の実施の形態】
本発明の実施の形態を、発明鋼および比較として従来鋼を対比する実施例により説明する。本発明の発明鋼１〜２は電気炉で溶製し、炉外精錬（ＬＦ）を行い、次いで真空脱ガス（ＲＨ）により精錬して得た溶鋼を連続鋳造して鋼鋳片を製造した。その際にＬＦ−ＲＨ時間、耐火物の種類、鋳造温度を変化させることにより、トータル酸素量および酸化物系介在物の大きさをコントロールした。
【００２５】
【実施例】
上記で得られた鋼鋳片から分解圧延して得た本発明の発明鋼１〜２と従来鋼３〜５鋼をそれぞれφ８ｍｍ×１２ｍｍ長の試験片に加工し、これらの試験片を７００〜１０００℃にそれぞれ保持し、８０％据込加工して、側面の割れの有無を調査した。
【００２６】
表３に本発明の発明鋼１〜２と従来鋼３〜５鋼の各鋼成分および酸化物系介在物のＡＳＴＭ−Ｄ法による等級番号及びＤ（Ｈｅａｖｙ）の数を示す。発明鋼１はトータル酸素が６ｐｐｍで、Ｄ系厚型（Ｈｅａｖｙ）の等級０．５および等級１．０が共に０であり、発明鋼２はトータル酸素が１０ｐｐｍで、等級０．５が３で、等級１．０が０である。これに対し従来鋼３はトータル酸素が１６ｐｐｍで、等級０．５が４で、等級１．０が０であり、従来鋼４はトータル酸素が１８ｐｐｍで、等級０．５が１で、等級１．０が０であり、従来鋼５はトータル酸素が１１ｐｐｍで、等級０．５が２で、等級１．０が１である。
【００２７】
【表３】
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【００２８】
表４に本発明の発明鋼１〜２と従来鋼３〜５鋼の８０％据込加工における加工温度と側面の割れとの関係を割れ頻度（％；割れの個数／試験数：ｎ＝２０）により示す。発明鋼１は７００℃で割れ頻度５％であるが、７５０〜１０００℃では０％である。発明鋼２は７００℃で割れ頻度２０％で、７５０℃で割れ頻度５％であるが、８００〜１０００℃では０％である。これらに対し、従来鋼３〜５では、７００℃及び７５０℃では割れ頻度は全ての従来鋼で１００％であり、８００〜１０００℃でも全ての従来鋼で高い割れ頻度を示した。
【００２９】
【表４】
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【００３０】
上記の表４の結果を表３に対応することにより、酸素量１０ｐｐｍ以下、かつＡＳＴＭ−Ｄ法におけるＤ（Ｈｅａｖｙ）の等級０．５が３以下であれば、７００℃〜１０００℃の鍛造割れが本発明の発明鋼が従来鋼に比して大幅に改善されていることが認められる。なお、等級１．０以上を含む場合は必然的に割れ頻度が高くなるのは容易に推察できる。
【００３１】
表５に示す本発明鋼の（ａ）と従来鋼の（ｂ）をφ８ｍｍ×１２ｍｍ長の試験片に加工し、これらの試験片を試験温度８００℃、９００℃、１０００℃、１１００℃に保持して８０％据込加工して、側面の割れ発生状況を模式的に描いて図１に示す。図１において、本発明鋼の（ａ）は鍛造割れを殆ど発生していないが、従来鋼の（ｂ）は、８００〜１０００℃で鍛造割れが発生していることが判る。
【００３２】
【表５】
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【００３３】
【発明の効果】
以上に説明したとおり、本発明は、鋼中に含まれる全酸素量が質量割合で１５ｐｐｍ未満、好ましくは１０ｐｐｍ以下であり、かつ、ＡＳＴＭ−Ｄ法においてＤ系厚型（Ｈｅａｖｙ）の８μｍ以上の酸化物系介在物の等級０．５が３以下で、かつ、等級１．０以上を含まない鋼であるならば、７００℃〜１０００℃の亜熱間領域での鍛造で、鍛造割れを起こす頻度が極めて低いので、縦型プレスに比し金型冷却を徹底的に行って高速プレスする高速横型プレスの７００℃〜１０００℃の亜熱間領域での鍛造に適用でき、従って、自動車のロアアームやハブなどの足回り部品その他の多種多用の製品を高品位かつ高速で製造することができるなど、従来にない優れた効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】  表５に示す本発明鋼の（ａ）と従来鋼の（ｂ）の８００〜１１００℃での据込加工による鍛造割れを模式的に示す図である。
【図１】
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