(57)【要約】【課題】Ｖ及びＴｉを実質的に含有せず、降伏強度を４４０ＭＰａ以上とし、衝撃値を３５Ｊ／ｃｍ２以上とすることが可能な熱間鍛造用非調質鋼を提供する。【解決手段】熱間鍛造用非調質鋼は、Ｃを０．１０〜０．３０質量％含有し、Ｓｉを０．０１〜１．００質量％含有し、Ｍｎを２．０〜４．０質量％含有し、Ｓを０．００５〜０．１００質量％含有し、Ｐを０．０３５質量％以下含有し、Ｃｒを０．２質量％以下含有し、Ａｌを０．０１０〜０．０４５質量％含有し、Ｎを０．０１０〜０．０２５質量％含有し、Ｖ及びＴｉを実質的に含有せず、残部がＦｅおよび不可避的不純物元素からなる。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃを０．１０〜０．３０質量％含有し、
Ｓｉを０．０１〜１．００質量％含有し、
Ｍｎを２．０〜４．０質量％含有し、
Ｓを０．００５〜０．１００質量％含有し、
Ｐを０．０３５質量％以下含有し、
Ｃｒを０．２質量％以下含有し、
Ａｌを０．０１０〜０．０４５質量％含有し、
Ｎを０．０１０〜０．０２５質量％含有し、
Ｖ及びＴｉを実質的に含有せず、
残部がＦｅおよび不可避的不純物元素からなる熱間鍛造用非調質鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、熱間鍛造用非調質鋼に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ａｌ、Ｖ、Ｎ、Ｔｉを含有する熱間鍛造用非調質鋼が知られている（例えば、特許文献１参照）。
【０００３】
しかしながら、Ｖは、非常に高価であるため、原料コストの上昇が避けられない。
【０００４】
そこで、Ｖを含有しない熱間鍛造用非調質鋼が知られている（例えば、特許文献２参照）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開平４−１７６８４２号公報
【特許文献２】特開２００２−０３０３３９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
一般に、熱間鍛造用非調質鋼を建設機械用部品等に適用する場合は、降伏強度が５００ＭＰa以上であり、衝撃値が６０Ｊ／ｃｍ２以上であることが求められている。
【０００７】
しかしながら、熱間鍛造用非調質鋼をトラック用のドラッグリンクエンド、タイロッドエンド等に適用する場合は、衝撃値がそれ程必要とされておらず、降伏強度が４４０ＭＰａ以上であり、衝撃値が３５Ｊ／ｃｍ２以上であればよい。
【０００８】
また、Ｔｉも高価である。
【０００９】
本発明の一態様は、上記のような事情を鑑み、Ｖ及びＴｉを実質的に含有せず、降伏強度を４４０ＭＰａ以上とし、衝撃値を３５Ｊ／ｃｍ２以上とすることが可能な熱間鍛造用非調質鋼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】
【００１０】
本発明の一態様は、熱間鍛造用非調質鋼において、Ｃを０．１０〜０．３０質量％含有し、Ｓｉを０．０１〜１．００質量％含有し、Ｍｎを２．０〜４．０質量％含有し、Ｓを０．００５〜０．１００質量％含有し、Ｐを０．０３５質量％以下含有し、Ｃｒを０．２質量％以下含有し、Ａｌを０．０１０〜０．０４５質量％含有し、Ｎを０．０１０〜０．０２５質量％含有し、Ｖ及びＴｉを実質的に含有せず、残部がＦｅおよび不可避的不純物元素からなる。
【発明の効果】
【００１１】
本発明の一態様によれば、Ｖ及びＴｉを実質的に含有せず、降伏強度を４４０ＭＰａ以上とし、衝撃値を３５Ｊ／ｃｍ２以上とすることが可能な熱間鍛造用非調質鋼を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１２】
【図１】実施例１の棒鋼のミクロ組織を示す光学顕微鏡写真である。
【図２】比較例１の棒鋼のミクロ組織を示す光学顕微鏡写真である。
【発明を実施するための形態】
【００１３】
次に、本発明を実施するための形態を説明する。
【００１４】
本実施形態の熱間鍛造用非調質鋼は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓ、Ａｌ及びＮを含有し、Ｐ及びＣｒを含有してもよく、Ｖ及びＴｉを実質的に含有しない。
【００１５】
本実施形態の熱間鍛造用非調質鋼のＣの含有量は、０．１０〜０．３０質量％であり、０．１３〜０．１９質量％であることが好ましい。熱間鍛造用非調質鋼のＣの含有量が０．１０質量％未満であると、降伏強度が低下し、０．３０質量％を超えると、溶接性が低下する。
【００１６】
本実施形態の熱間鍛造用非調質鋼のＳｉの含有量は、０．０１〜１．００質量％であり、０．２〜０．４質量％であることが好ましい。熱間鍛造用非調質鋼のＳｉの含有量が０．０１質量％未満であると、熱間鍛造用非調質鋼の脱酸が不十分になり、１．００質量％を超えると、靭性及び機械加工性が低下する。
【００１７】
本実施形態の熱間鍛造用非調質鋼のＭｎの含有量は、２．０〜４．０質量％であり、２．１〜２．６質量％であることが好ましい。熱間鍛造用非調質鋼のＭｎの含有量が２．０質量％未満であると、熱間鍛造用非調質鋼の固溶強化が低下すること、及び、焼入性が低くなりすぎて、ベイナイト組織に、硬度に劣るフェライト−パーライト組織が混在することにより、降伏強度が低下する。一方、熱間鍛造用非調質鋼のＭｎの含有量が４．０質量％を超えると、熱間鍛造用非調質鋼の焼入性が高くなりすぎて、ベイナイト組織に、靱性に劣るマルテンサイト組織が混在することにより、降伏比（引張強度に対する降伏強度の比）が低下する。
【００１８】
本実施形態の熱間鍛造用非調質鋼のＳの含有量は、０．００５〜０．１００質量％であることが好ましい。本実施形態の熱間鍛造用非調質鋼のＳの含有量が０．００５質量％であると、被削性を向上させることができ、０．１００質量％以下であると、疲労強度を向上させることができる。
【００１９】
本実施形態の熱間鍛造用非調質鋼のＰの含有量は、０．０３５質量％以下であり、０．０２０質量％以下であることが好ましい。熱間鍛造用非調質鋼のＰの含有量が０．０３５質量％を超えると、熱間鍛造用非調質鋼のオーステナイト粒界に偏析して粒界が脆弱になり、靭性が低下する。
【００２０】
本実施形態の熱間鍛造用非調質鋼のＣｒの含有量は、０．２質量％以下であり、０．０５質量％以下であることが好ましい。熱間鍛造用非調質鋼のＣｒの含有量が０．２質量％を超えると、溶接性が低下する。
【００２１】
本実施形態の熱間鍛造用非調質鋼のＡｌの含有量は、０．０１０〜０．０４５質量％であることが好ましい。熱間鍛造用非調質鋼のＡｌの含有量が０．０１０質量％未満であると、鍛造前の熱間鍛造用非調質鋼素材の鋼中に析出しているＡｌＮの量が少なくなり、旧オーステナイト結晶粒の微細化に寄与しにくくなるとともに、鍛造温度への加熱時に鋼中にＡｌＮが固溶することで、加熱により生成したオーステナイト組織の結晶粒が粗大化し、衝撃値と降伏比が低下する。一方、熱間鍛造用非調質鋼のＡｌの含有量が０．０４５質量％を超えると、Ａｌ２Ｏ３介在物の生成を助長し、疲労強度が低下する。
【００２２】
本実施形態の熱間鍛造用非調質鋼のＮの含有量は、０．０１０〜０．０２５質量％であることが好ましい。熱間鍛造用非調質鋼のＮの含有量が０．０１０質量％未満であると、鍛造前の熱間鍛造用非調質鋼素材の鋼中に析出しているＡｌＮの量が少なくなり、旧オーステナイト結晶粒の微細化に寄与しにくくなるとともに、鍛造温度への加熱時に鋼中にＡｌＮが固溶することで、加熱により生成したオーステナイト組織の結晶粒が粗大化し、衝撃値と降伏比が低下する。一方、熱間鍛造用非調質鋼のＮの含有量が０．０２５質量％を超えると、熱間鍛造用非調質鋼の表面に気泡が発生し、熱間鍛造用非調質鋼の鍛造性が低下する。
【００２３】
本実施形態の熱間鍛造用非調質鋼は、Ｖ及びＴｉを実質的に含有しない。
【００２４】
ここで、熱間鍛造用非調質鋼がＶ及びＴｉを含む場合、粗大な炭窒化物が生成して、疲労破壊の起点となり、疲労強度が低下する原因となる場合がある。
【００２５】
なお、本願明細書及び特許請求の範囲において、"実質的に含有しない"とは、含有量が０．００５質量％以下であることを意味する。
【００２６】
本実施形態の熱間鍛造用非調質鋼は、残部がＦｅ及び不可避的不純物元素からなる。
【００２７】
本実施形態の熱間鍛造用非調質鋼の熱間鍛造物のミクロ組織中のベイナイト組織の含有量は、９０％以上であることが好ましく、９５％以上であることがさらに好ましい。熱間鍛造用非調質鋼の熱間鍛造物のミクロ組織中のベイナイト組織の含有量が９０％以上であると、降伏比を向上させることができる。
【００２８】
本実施形態の熱間鍛造用非調質鋼としては、特に限定されないが、鋼塊、棒鋼等が挙げられる。
【００２９】
本実施形態の熱間鍛造用非調質鋼を熱間鍛造することにより製造される部品としては、特に限定されないが、トラック用のドラッグリンクエンド、タイロッドエンド等が挙げられる。
【実施例】
【００３０】
以下に、本発明を実施例に基づいて具体的に説明する。なお、本発明は、実施例のみに限定されるものではない。
【００３１】
［実施例１、２、比較例１、２］
低炭素鋼に固溶強化元素を添加し、真空溶解炉で溶融させた後、鋼塊鋳型に注入して固化させ、表１に示す組成［質量％］の熱間鍛造用非調質鋼（鋼塊）を作製した。
【００３２】
【表１】
2019019411.tif 000002
なお、鋼塊の組成については、Ｃ、Ｓ、Ｎは、燃焼法により測定し、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｖ、Ｔｉは、発光分光分析により測定した。
【００３３】
［降伏強度、引張強度、降伏比、衝撃値］
２０ｋｇの鋼塊を１２００℃で加熱し、直径φ２５ｍｍ、長さ１０００ｍｍに成形した後、空冷し、棒鋼を作製した。
【００３４】
棒鋼の中心部からＪＩＳ４号サブサイズ引張試験用試験片（全長１１０ｍｍ、平行部５０ｍｍ、φ１０ｍｍ）及びＪＩＳ３号シャルピー衝撃試験用試験片を切り出して機械加工した後、引張試験とシャルピー衝撃試験を室温で実施し、降伏強度、引張強度、降伏比及び衝撃値を求めた。
【００３５】
［ブリネル硬さＨＢ］
鋼塊を１２００℃で熱間鍛造した後、空冷し、平鋼を作製した。
【００３６】
平鋼を試験片として用い、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４３に準拠して、ブリネル硬さＨＢを測定した。
【００３７】
表２に、試験片の降伏強度、引張強度、降伏比、衝撃値及びブリネル硬さＨＢの評価結果を示す。
【００３８】
【表２】
2019019411.tif 000003
表２から、実施例１、２の試験片は、降伏強度が４６９〜４９３ＭＰａであり、衝撃値が５６．４〜６２．１Ｊ／ｃｍ２であることがわかる。
【００３９】
これに対して、比較例１、２の試験片は、Ｍｎの含有量が１．８４〜１．８８質量％である非調質鋼を熱間鍛造して作製されているため、降伏強度が３７８〜４２８ＭＰａとなる。
【００４０】
［ミクロ組織］
２０ｋｇの鋼塊を１２００℃で加熱し、直径φ２５ｍｍ、長さ１０００ｍｍに成形した後、空冷し、棒鋼を作製した。
【００４１】
光学顕微鏡を用いて、棒鋼のミクロ組織を観察した。
【００４２】
図１及び図２に、それぞれ実施例１及び比較例１の棒鋼のミクロ組織を示す。
【００４３】
図１から、実施例１の棒鋼は、ミクロ組織の９５％がベイナイト組織で構成され、一部にフェライト組織が混在しているミクロ組織になっていることがわかる。
【００４４】
なお、実施例２の棒鋼のミクロ組織も、実施例１の棒鋼のミクロ組織と同様である。
【００４５】
図２から、比較例１の棒鋼は、主にフェライト−パーライト組織で構成され、一部にベイナイト組織が混在しているミクロ組織になっていることがわかる。
【００４６】
なお、比較例２の棒鋼のミクロ組織も、比較例１の棒鋼のミクロ組織と同様である。
【図１】
2019019411.tif 000004
【図２】
2019019411.tif 000005