(57)【要約】      （修正有）【課題】転動疲労特性および冷間加工性に優れ、車輪用軸受装置におけるハブ輪等の機械構造用部品の素材として好適な熱間鍛造用圧延鋼材の提供。【解決手段】Ｃ：０．４８〜０．６３％、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．６０〜０．９０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３５％以下、Ｃｒ：０．０５〜０．２０％、Ａｌ：０．０６０％以下、Ｏ：０．００１５％以下、Ｔｉ：０．００１６〜０．００４０％およびＮ：０．００８０〜０．０２００％を含み、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熱間鍛造用圧延鋼材。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．４８〜０．６３％、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．６０〜０．９０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３５％以下、Ｃｒ：０．０５〜０．２０％、Ａｌ：０．０６０％以下、Ｏ：０．００１５％以下、Ｔｉ：０．００１６〜０．００４０％およびＮ：０．００８０〜０．０２００％を含み、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。
【請求項２】
請求項１に記載の化学組成を有する鋳片を、１２００℃以上の温度域で６０ｍｉｎ以上加熱し、かつ下記の式（１）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・・・（１）
なお、式（１）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、カシメ加工等の厳しい冷間加工が施される車輪用軸受装置におけるハブ輪等の機械構造用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、転動疲労特性および冷間加工性に優れ、前記した機械構造用部品の素材として好適な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】
図１の（ａ）に示すように、車輪軸受用装置は主にハブ輪、内輪、転動体、外輪から構成される。このうちハブ輪は一般に熱間鍛造によって概ねの形状に形成され、ユニットに組立てられる。そして、その後、図１の（ｂ）に示すように、ハブ輪には内輪を拘束するために、軸部に対し冷間でカシメ加工が施される。
【０００３】
また、車輪用軸受装置におけるハブ輪は転走面を有するため、転動疲労特性が要求される。そのため、一般に、ハブ輪は高周波焼入れして製造され、高周波焼入れ後に高い硬さが要求される。
【０００４】
したがって、ハブ輪の素材となる鋼としては、Ｃ含有量の高いものが使用されるので、加工の際の変形抵抗が大きくなってしまう。このため、所要の形状に熱間鍛造を行う場合、その際の加熱は１２００℃あるいはそれを超えるような高温で行われることが多い。
【０００５】
さらに、ハブ輪等の機械構造用部品では、前述のカシメ加工等の厳しい冷間加工の際に割れが発生することがある。
【０００６】
そこで、加工性に優れた鋼として、例えば、特許文献１に「軸受用鋼」が、また、特許文献２に「熱間鍛造鋼」が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開平２−５４７３９号公報
【特許文献２】特開２００３−２７７８７８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
前述の特許文献１で提案された鋼は、粗大なＴｉＮが転動疲労特性、冷間加工性および温間加工性を低下させることから、Ｔｉの含有量を極力低く抑える必要があるということを技術的思想とする鋼である。
【０００９】
しかしながら、この特許文献１で提案された鋼の場合には、熱間鍛造時の加熱温度が１２００℃を超えるような場合には、その後の厳しい冷間加工の際に割れが発生することがあり、安定した冷間加工性を有しているといえるものでなかった。
【００１０】
特許文献２で提案された鋼は、粗大なオーステナイト粒が多いとかしめ加工等の冷間加工時に割れが発生するために、成分の適正化と鍛造条件の適正化を行なうこと、具体的には、
（ｉ）ＴｉやＮｂ、Ｖ等の炭窒化物はピンニング粒子として有効であるものの、この炭窒化物は冷間加工時の加工限界を低下させるために、（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）≦０．０１％の範囲に制限すること、
（ｉｉ）１１００〜１２００℃に加熱後、仕上げ温度９００℃以上、加工率３０％以上の条件で熱間鍛造を行うこと、
を技術的思想とする鋼である。
【００１１】
しかしながら、この特許文献２で提案された鋼の場合には、１１００〜１２００℃に加熱して熱間鍛造を行なう際には冷間加工性は問題にならないものの、熱間鍛造の加熱温度が１２００℃を超えてしまうような時には、その後の厳しい冷間加工で割れが発生することがあり、特許文献１と同様安定した冷間加工性を有しているとはいえなかった。
【００１２】
本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、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、その後の厳しい冷間加工で割れを抑制できる、転動疲労特性および冷間加工性に優れ、車輪用軸受装置におけるハブ輪等の機械構造用部品の素材として好適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】
【００１３】
本発明者らは、先ず、カシメ加工で生ずる割れに対して加工部分に存在する粗大パーライト粒が影響を及ぼしていること、さらにその粗大パーライト粒は熱間鍛造を行うときの加熱時に生じる粗大オーステナイト粒に起因すること、を知見した。
【００１４】
Ｔｉ、ＮｂおよびＶの炭窒化物は、１１００℃程度の加熱温度であれば、ピンニング粒子として作用し、オーステナイト粒の成長を抑制することができるが、熱間鍛造時の加熱温度が１２００℃を超えてしまうような場合には、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの炭窒化物はマトリックスに溶解してしまう。このため、上述の炭窒化物をピンニング粒子として用いることはできない。
【００１５】
そこで、本発明者らは、熱間鍛造時に１２００℃を超えるような高温に加熱してもマトリックスに容易に固溶せず、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、カシメ加工等厳しい冷間加工を施す際の割れ発生が防止でき、しかも、転動疲労特性にも悪影響を及ぼすことのない析出物について種々の検討を行った。その結果、下記（ａ）〜（ｃ）の知見を得た。
【００１６】
（ａ）ＴｉＮは、転動疲労特性を低下させるため、転動疲労特性が要求されるようなハブ輪や軸受等の用途に適用される鋼ではＴｉやＮは好ましくない元素とされ、通常不純物であるＴｉやＮは極力少なくすることが常識的に行なわれてきた。しかしながら、このようなＴｉＮであっても特定サイズの微細な状態で、鋼材中に特定量分散するように制御すれば、転動疲労特性を劣化させることがなく、しかも、熱間鍛造時に加熱温度が１２００℃を超えてもマトリックス中に容易に固溶せず、ピンニング粒子としての効果を有し、熱間鍛造加熱時のオーステナイト粒の粗大化を抑制することができる。
【００１７】
（ｂ）特定サイズの微細なＴｉＮを鋼材中に特定量分散するように制御するには、極微量のＴｉを含有させるとともに、Ｎを特定量含有させた上で、分塊圧延および棒鋼圧延の熱間圧延時の加熱温度および加熱保持時間、なかでも加熱保持時間を制限することが重要である。
【００１８】
（ｃ）その結果、ＴｉＮの析出物を粗大化させずに鋼材中に微細分散させることができ、ハブ輪等の機械構造用部品を製造する際の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、その後のカシメ加工のような厳しい冷間加工時の割れの発生を抑制することができる。
【００１９】
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）に示す熱間鍛造用圧延鋼材および（２）に示す熱間鍛造用圧延鋼材の製造方法にある。
【００２０】
（１）質量％で、Ｃ：０．４８〜０．６３％、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．６０〜０．９０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３５％以下、Ｃｒ：０．０５〜０．２０％、Ａｌ：０．０６０％以下、Ｏ：０．００１５％以下、Ｔｉ：０．００１６〜０．００４０％およびＮ：０．００８０〜０．０２００％を含み、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。
【００２１】
なお、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、原料としての鉱石やスクラップ、あるいは環境等から混入するものを指す。
【００２２】
（２）上記（１）に記載の化学組成を有する鋳片を、１２００℃以上の温度域で６０ｍｉｎ以上加熱し、かつ下記の式（１）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。
【００２３】
Ｙ＝（Ｔ1＋２７３）×ｌｏｇ（ｔ1＋ｔ2T(2)）≦６．７×１０3・・・（１）
なお、式（１）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。
【００２４】
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。
【発明の効果】
【００２５】
本発明の熱間鍛造用圧延鋼材は、転動疲労特性および冷間加工性に優れるので、車輪用軸受装置におけるハブ輪等の機械構造用部品の素材として用いるのに好適である。
【図面の簡単な説明】
【００２６】
【図１】車輪軸受用装置の構成を模式的に説明する図である。同図（ａ）は、車輪軸受用装置がハブ輪、内輪、転動体、外輪から構成されていることを示す図であり、また、同図（ｂ）は、内輪を拘束するために軸部に対し冷間でカシメ加工が施されたハブ輪の状況を説明する図である。
【発明を実施するための形態】
【００２７】
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。
【００２８】
（Ａ）鋼材の化学組成
Ｃ：０．４８〜０．６３％
Ｃは、引張強さを高め、また、高周波焼入れを施工する場合にはマルテンサイト硬さを高める作用がある。こうした効果を確保するには、Ｃを０．４８％以上含有させる必要がある。一方、Ｃの含有量が０．６３％を超えると、引張強さが高くなりすぎて冷間加工性および被削性が大きく低下する。したがって、Ｃの含有量を０．４８〜０．６３％とした。なお、Ｃの含有量は０．５３％以上とすることが好ましく、また０．５８％以下とすることが好ましい。
【００２９】
Ｓｉ：０．１５〜０．３５％
Ｓｉは、脱酸作用を有すると同時に、転動疲労寿命を高める作用を有する元素である。これらの効果を確保するには、Ｓｉを０．１５％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｓｉの含有量が０．３５％を超えると、その効果が飽和するばかりか、熱間延性の劣化を招く。したがって、Ｓｉの含有量を０．１５〜０．３５％とした。なお、Ｓｉの含有量は０．３０％以下とすることが好ましい。
【００３０】
Ｍｎ：０．６０〜０．９０％
Ｍｎは、引張強さを向上させる作用がある。その効果を得るためには、Ｍｎを０．６０％以上含有させる必要がある。一方、Ｍｎの含有量が０．９０％を超えると、引張強さが高くなりすぎて、冷間加工性および被削性が大きく低下する。したがって、Ｍｎの含有量を０．６０〜０．９０％とした。なお、Ｍｎの含有量は０．７５％以上とすることが好ましく、また０．８５％以下とすることが好ましい。
【００３１】
Ｐ：０．０３０％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０．０３０％を超えると、偏析して転動疲労特性を劣化させてしまう。したがって、Ｐの含有量を０．０３０％以下とした。なお、Ｐの含有量は０．０２５％以下とすることが好ましい。
【００３２】
Ｓ：０．０３５％以下
Ｓは、鋼中に不純物として含まれる元素である。またＳは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、添加すれば被削性を高める作用を有する。しかしながら、その含有量が多くなって、特に０．０３５％を超えると、ＭｎＳが転動疲労特性を劣化させてしまう。したがって、Ｓの含有量を０．０３５％以下とした。Ｓの含有量は０．０１５％以下とすることが好ましい。
【００３３】
Ｃｒ：０．０５〜０．２０％
Ｃｒは、転動疲労特性を向上させる作用を有する。この効果を得るには、Ｃｒを０．０５％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｃｒの含有量が０．２０％を超えると、冷間加工性および被削性が劣化する。したがって、Ｃｒの含有量を０．０５〜０．２０％とした。なお、Ｃｒの含有量は０．１０％以上とすることが好ましい。
【００３４】
Ａｌ：０．０６０％以下
Ａｌは、脱酸剤として添加される。しかしながら、Ａｌは酸化物系介在物を形成しやすく、Ａｌの含有量が多くなって、特に０．０６０％を超えると、酸化物系介在物に起因する転動疲労特性の劣化を招く。したがって、Ａｌの含有量を０．０６０％以下とした。Ａｌの含有量は、好ましくは、０．０４０％以下で、さらに好ましくは、０．０３５％以下である。
【００３５】
なお、Ａｌの含有量については、特に下限を設ける必要はないが、Ａｌ含有量の過度の低減は、脱酸効果が十分に得られず鋼の清浄性が低下するとともに、製造コストの増大を招く。そのため、Ａｌの含有量は０．０１０％以上とすることが好ましい。少なくともＡｌを０．０１０％含んでおれば、脱酸効果は十分である。
【００３６】
Ｏ：０．００１５％以下
Ｏは、鋼中において、主として酸化物系介在物として存在し、転動疲労特性を損なう不純物元素である。Ｏの含有量が多くなって、特に０．００１５％を超えると、転動疲労特性の低下が大きくなるので、Ｏの含有量を０．００１５％以下とした。なお、Ｏの含有量は０．００１３％以下とすることが好ましい。
【００３７】
Ｔｉ：０．００１６〜０．００４０％
Ｔｉは、本発明における重要な元素である。すなわち、０．４８〜０．６３％という高いＣ含有量を有する鋼を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、ＴｉがＮと結合した微細なサイズのＴｉＮが特定の析出密度で分散しておれば、このＴｉＮがピンニング粒子として作用し、オーステナイト粒の成長を抑えるので、高い冷間加工性を確保することができる。しかも、その微細分散したＴｉＮは転動疲労特性にも悪影響を及ぼすことがない。上記の微細分散したＴｉＮのピンニング粒子としての作用効果を得るには、０．００１６％以上のＴｉを含有させる必要がある。しかしながら、Ｔｉの含有量が多くなって、特に０．００４０％を超えると、ＴｉＮのサイズが大きくなることが避けられないので、転動疲労特性が劣化する。したがって、Ｔｉの含有量を０．００１６〜０．００４０％とした。なお、Ｔｉの含有量は０．００２０％以上とすることが好ましく、また０．００３０％以下とすることが好ましい。
【００３８】
Ｎ：０．００８０〜０．０２００％
Ｎは、本発明における重要な元素である。すなわち、ＮがＴｉと結合した微細なサイズのＴｉＮが特定の析出密度で分散しておれば、このＴｉＮがピンニング粒子として作用し、オーステナイト粒の成長を抑えるので、高い冷間加工性を確保することができる。しかも、その微細分散したＴｉＮは転動疲労特性にも悪影響を及ぼすことがない。上記の微細分散したＴｉＮのピンニング粒子としての作用効果を得るには、０．００８０％以上のＮを含有させる必要がある。しかしながら、Ｎの含有量が多くなって、特に０．０２００％を超えると、ＴｉＮのサイズが大きくなることが避けられないので、転動疲労特性が劣化する。したがって、Ｎの含有量を０．００８０〜０．０２００％とした。なお、Ｎの含有量は０．０１００％以上とすることが好ましく、また０．０１５０％以下とすることが好ましい。
【００３９】
（Ｂ）ＴｉＮのサイズと析出密度
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、高い冷間加工性の確保を可能にし、しかも、そのＴｉＮが転動疲労特性にも悪影響を及ぼすことがないようにするためには、１００μｍ2の面積中に０．００５〜０．１００μｍのＴｉＮが１０個以上析出していなければならない。
【００４０】
これは、先ず、ＴｉＮのサイズが０．００５μｍ未満の場合には、１２００℃を超えるような高い温度域への加熱によってマトリックスに固溶し、ピンニング粒子として作用しないので、オーステナイト粒が粗大化して冷間加工性の低下が避けられないからである。
【００４１】
次に、ＴｉＮのサイズが０．１００μｍを超える場合には、転動疲労特性が劣化する場合があるからである。
【００４２】
そして、たとえＴｉＮのサイズが０．００５〜０．１００μｍであっても、１００μｍ2の面積中に１０個以上析出していなければ、オーステナイト粒が粗大化して冷間加工性の低下が避けられない場合があるからである。
【００４３】
（Ｃ）熱間鍛造用圧延鋼材の製造方法
前記（１）に示した本発明に係る熱間鍛造用圧延鋼材は、前記（２）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、１２００℃以上の温度域で６０ｍｉｎ以上加熱し、かつ、
Ｙ＝（Ｔ1＋２７３）×ｌｏｇ（ｔ1＋ｔ2T(2)）≦６．７×１０3・・・（１）
の式（１）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。
【００４４】
なお、式（１）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。
【００４５】
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。
【００４６】
しかしながら、前記（Ａ）項で述べた化学組成を有する鋼に良好な冷間加工性を具備させるためには、加熱温度を高くしたり、加熱保持時間を長くすることは望ましくない。
【００４７】
すなわち、本発明の熱間鍛造用圧延鋼材において、鋳造後の冷却過程でＴｉはＮと結合し、ＴｉＮとして析出する。このＴｉＮが析出した鋳片を圧延する際、いたずらに加熱温度を高くしたり、加熱保持時間を長くした場合には、ＴｉＮはオストワルド成長により凝集粗大化し、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。また、粗大化したＴｉＮにより転動疲労特性も劣化してしまう。
【００４８】
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１２００℃とし、また、中心部まで均熱させるために加熱保持時間を６０ｍｉｎ以上とした上で、上述した式（１）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。
【００４９】
以下、式（１）について説明する。
【００５０】
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。
【００５１】
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。
【００５２】
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。
【００５３】
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。
【００５４】
（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。
【００５５】
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）。
【００５６】
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）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。
【００５７】
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（１）を規定した。
Ｙ＝（Ｔ1＋２７３）×ｌｏｇ（ｔ1＋ｔ2T(2)）≦６．７×１０3・・・（１）。
【００５８】
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。
【００５９】
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。
【００６０】
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）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。
【００６１】
Ｙ’＝（Ｔ1＋２７３）×ｌｏｇ｛Σ（ｔiT(i)）｝・・・（ｅ）。
ここで、Ｔ（ｉ）＝（Ｔi＋２７３）／（Ｔ1＋２７３）を意味する。
【００６２】
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】
【００６３】
表１に示す化学組成を有する鋼１〜１６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および直径６０ｍｍの棒鋼を作製した。
【００６４】
なお、表１中の鋼１〜７、鋼１４および鋼１５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８〜１３および鋼１６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。
【００６５】
【表１】
2011017051.tif 000002
【００６６】
【表２】
2011017051.tif 000003
【００６７】
上記のようにして作製した直径５５ｍｍの棒鋼を用いて、ＴｉＮの析出密度および冷間加工性の調査を行った。
【００６８】
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。
【００６９】
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の形状にし、大気中で放冷した。次いで、上記の熱間押出し品の中心部から直径１４ｍｍで長さ２１ｍｍの試験片を採取し、圧縮率６０％、すなわち長さを１２．６ｍｍに圧縮する冷間圧縮試験を行った。なお、上記の冷間圧縮試験における試験数は、各鋼について５とし、割れが発生する確率を求めた。
【００７０】
上記の方法で、熱間鍛造および冷間カシメ加工を模擬し、冷間加工性の評価を行った。
【００７１】
なお、熱間押出し品の中心部から採取した上記の直径１４ｍｍで長さ２１ｍｍの試験片を樹脂に埋め込んで鏡面研磨し、ナイタル腐食液で腐食してパーライト粒度番号を測定することも行った。パーライト粒度番号は縦断面の任意５点を１００倍の視野で測定し平均した。
【００７２】
さらに、上記のようにして作製した直径６０ｍｍの棒鋼から採取した試験片を用いて、表３に示す条件で転動疲労試験を行い、転動疲労特性を調査した。
【００７３】
【表３】
2011017051.tif 000004
【００７４】
先ず、上記直径６０ｍｍの棒鋼から、厚さ１０ｍｍの素形材をスライスして採取した。次いで、上記の直径６０ｍｍで厚さ１０ｍｍの素形材の片面を、有効硬化層深さが２〜３ｍｍとなるように、周波数２０ｋＨｚ、出力１５０ｋＷ、加熱保持時間５ｓの条件で高周波焼入れを行い、その後、１５０℃で１時間加熱保持して大気中で放冷する焼戻しを行った。
【００７５】
さらに、上記の「高周波焼入れ−焼戻し」した素形材について、高周波焼入れを行った面の反対側の面を研削し、その後さらに、高周波焼入れを行った面の表面をラッピング加工することによって、直径６０ｍｍで厚さ５．０ｍｍの転動疲労試験片を作製して、転動疲労試験に供した。
【００７６】
なお、転動疲労試験は、スラスト型の転動疲労試験機を用いて、前記表３に示すとおり、最大接触面圧５４９０ＭＰａ、繰返し速度１８００ｃｐｍ（ｃｙｃｌｅ  ｐｅｒ  ｍｉｎｕｔｅ）の条件で行い、転動疲労試験結果は、ワイブル分布確率紙上にプロットし、１０％破損確率を示すＬ10寿命によって転動疲労特性を評価した。
【００７７】
表４に、上記の各試験結果をまとめて示す。
【００７８】
【表４】
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【００７９】
表４から、本発明で規定する条件を満たす鋼１〜７を用いた試験番号１〜７の場合、いずれも良好な冷間加工性を有しており、また、転動疲労特性にも優れていることが明らかである。
【００８０】
これに対して、本発明で規定する条件から外れた比較例の試験番号８〜１６の場合、少なくとも冷間加工性と転動疲労特性のいずれかの点で劣っている。
【００８１】
具体的には、試験番号８の場合、鋼８のＮ含有量が本発明で規定する上限の０．０２００％を超えているため、冷間加工性は良好であるものの、Ｌ10寿命が短く、転動疲労特性の点で劣っている。
【００８２】
試験番号９および試験番号１０の場合、鋼９および鋼１０のＮ含有量が本発明で規定する下限の０．００８０％より少なく、さらに、１００μｍ2の面積中に析出するサイズが０．００５〜０．１００μｍであるＴｉＮの個数も本発明で規定する下限の１０個より少ないので、いずれも転動疲労特性は良好であるものの、冷間加工性の点で劣っている。
【００８３】
試験番号１１の場合、鋼１１のＴｉ含有量が本発明で規定する上限の０．００４０％を超えているため、冷間加工性は良好であるものの、Ｌ10寿命が短く、転動疲労特性の点で劣っている。
【００８４】
試験番号１２の場合、鋼１２のＴｉ含有量が本発明で規定する下限の０．００１６％より少なく、さらに、１００μｍ2の面積中に析出するサイズが０．００５〜０．１００μｍであるＴｉＮの個数も本発明で規定する下限の１０個より少ないため、転動疲労特性は良好であるものの、冷間加工性の点で劣っている。
【００８５】
試験番号１３の場合、鋼１３のＯ含有量が本発明で規定する上限の０．００１５％を超えているため、冷間加工性は良好であるものの、Ｌ10寿命が短く、転動疲労特性の点で劣っている。
【００８６】
試験番号１４よび試験番号１５の場合、鋼１４および鋼１５の化学組成は本発明で規定する範囲内にあるものの、ＴｉＮが凝集粗大化し、その結果１００μｍ2の面積中に析出するサイズが０．００５〜０．１００μｍであるＴｉＮの個数が本発明で規定する下限の１０個より少なくなり、冷間加工性と転動疲労特性の双方において劣っている。
【００８７】
試験番号１６の場合、鋼１６のＴｉ含有量が本発明で規定する下限の０．００１６％より少なく、また、Ｎの含有量も本発明で規定する下限の０．００８０％より少なく、さらに、１００μｍ2の面積中に析出するサイズが０．００５〜０．１００μｍであるＴｉＮの個数も本発明で規定する下限の１０個より少ないので、冷間加工性の点で劣っている。
【産業上の利用可能性】
【００８８】
本発明の熱間鍛造用圧延鋼材は、転動疲労特性および冷間加工性に優れるので、車輪用軸受装置におけるハブ輪等の機械構造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。
【図１】
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