(57)【要約】  この機械構造用圧延棒鋼は、所定の化学組成を有し、Ｋ１＝Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋１．５４×Ｖで求められるＫ１が０．９５〜１．０５であり；Ｋ２＝１３９−２８．６×Ｓｉ＋１０５×Ｍｎ−８３３×Ｓ−１３４２０×Ｎで求められるＫ２が３５超であり；Ｋ３＝１３７×Ｃ−４４．０×Ｓｉで求められるＫ３が１０．７以上であり；Ｍｎ及びＳの含有量が、Ｍｎ／Ｓ≧８．０を満足し；表層全脱炭深さが５００μｍ以下である。【特許請求の範囲】
【請求項１】
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．４５〜０．６５％、
Ｓｉ：１．００％超、１．５０％以下、
Ｍｎ：０．４０％超、１．００％以下、
Ｐ：０．００５〜０．０５０％、
Ｓ：０．０２０〜０．１００％、
Ｖ：０．０８〜０．２０％、
Ｔｉ：０〜０．０５０％、
Ｃａ：０〜０．００３０％、
Ｚｒ：０〜０．００３０％、
Ｔｅ：０〜０．００３０％
を含有し、残部がＦｅ及び不純物であり；
前記不純物として、
Ｃｒ：０．１０％以下、
Ａｌ：０．０１％未満、
Ｎ：０．００６０％以下、
に制限し；
下記（式１）で求められるＫ１が０．９５〜１．０５であり；
下記（式２）で求められるＫ２が３５超であり；
下記（式３）で求められるＫ３が１０．７以上であり；
Ｍｎ及びＳの含有量が、下記式４を満足し；
表層全脱炭深さが５００μｍ以下である；
ことを特徴とする機械構造用圧延棒鋼。
Ｋ１＝Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋１．５４×Ｖ    （式１）
Ｋ２＝１３９−２８．６×Ｓｉ＋１０５×Ｍｎ−８３３×Ｓ−１３４２０×Ｎ  （式２）
Ｋ３＝１３７×Ｃ−４４．０×Ｓｉ    （式３）
Ｍｎ／Ｓ≧８．０    （式４）
ここで、式中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｖ、Ｓ、Ｎは各元素の質量％での含有量である。
【請求項２】
前記化学組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．０１０〜０．０５０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、
Ｚｒ：０．０００５〜０．００３０％、
Ｔｅ：０．０００５〜０．００３０％
の１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の機械構造用圧延棒鋼。
【請求項３】
請求項１又は２に記載の機械構造用圧延棒鋼の製造方法であって、
請求項１又は２に記載の前記化学組成を有する溶鋼を溶製する溶製工程と；
前記溶鋼を、連続鋳造によって断面積４００００ｃｍ２以下の鋳片とする鋳造工程と；
前記鋳造工程に続いて、前記鋳片を１０００〜１１５０℃の温度域に加熱し、前記温度域で７０００ｓ以下保持し、棒鋼圧延を行う棒鋼圧延工程と；
を有することを特徴とする機械構造用圧延棒鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、熱間鍛造などを施して製造される機械部品や構造部材など（以下、機械構造部材と称する）の素材として好適な、機械構造用圧延棒鋼及びその製造方法に関する。
本願は、２０１４年０７月０３日に、日本に出願された特願２０１４−１３７７３６号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
【背景技術】
【０００２】
自動車、産業機械などに使用される機械構造部材は、高強度に加え、優れた延性や靱性が必要とされる場合がある。このような場合、機械構造部材は、その金属組織を焼戻しマルテンサイトとすることが好ましいので、素材の棒鋼を熱間鍛造によって成形した後、焼入れ−焼戻しなどの調質熱処理、更に、機械加工を施して製造されることが多い。
一方、靱性や延性がそれほど要求されない機械構造部材は、一般に、製造コストの点から、熱間鍛造後、調質熱処理を施さず、機械加工を施して製造される。調質熱処理を施さずに製造される鋼（非調質鋼）では、その金属組織がフェライトとパーライトとからなる複合組織であると、良好な被削性及び高い降伏比が得られる。金属組織がベイナイトを含む場合には、被削性が劣化するとともに、降伏比が低下する。そのため、非調質鋼では、金属組織をフェライトとパーライトとからなる複合組織とすることが多い。【０００３】
また、機械構造部材には、耐疲労特性が要求される場合がある。
このような場合、金属組織がフェライトとパーライトとの複合組織である機械構造部材は、軟質のフェライトが疲労破壊の起点になるという問題を有していた。これに対し、例えば特許文献１〜３には、Ｓｉ添加による固溶強化や、Ｖなどの添加による析出強化によって、フェライトを硬化させ、パーライトとの硬度差を小さくすることで、耐疲労特性を向上させた鋼材や熱間鍛造品が提案されている。
しかしながら、特許文献１では、０．３０％超のＶの含有が必須である。このようにＶが多量に含有されると、熱間鍛造を行う際の加熱温度を十分高くしても、Ｖが十分に固溶しない。この場合、未溶解Ｖ炭化物が残存し、機械構造部材の強度と延性とが低下するという問題がある。
また、特許文献２では、０．０１％以上のＡｌの含有が必須である。しかしながら、Ａｌは鋼中に硬質な酸化物を形成し、鋼の被削性を著しく低下させるという問題がある。
また、特許文献３では、１．０％以上のＭｎと０．２０％以上のＣｒの含有が必須である。しかしながら、Ｍｎ及びＣｒは被削性を劣化させ、降伏比を低下させるベイナイトの変態を促進する元素であるという問題がある。【０００４】
一方、例えば特許文献４には、高価な元素であるＶの代替としてＳｉによる固溶強化を利用し、更に、Ｃｒ添加によるラメラ間隔の微細化によって、耐疲労特性（疲労強度）の向上を図った鋼材が提案されている。
しかしながら、鋼材にＳｉを含有させた場合、一定量以下であれば、耐疲労特性の向上が図れるものの、Ｓｉを多量に含有させると鋼材の表面に脱炭層が形成され、機械構造部材としての耐疲労特性が低下するという問題が生じる。また、特許文献４では、０．１０％以上のＣｒの含有が必須であるが、Ｃｒは被削性を劣化させ、降伏比を低下させるベイナイトの変態を促進する元素である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】日本国特開平７−３３８６号公報
【特許文献２】日本国特開平９−１４３６１０号公報
【特許文献３】日本国特開平１１−１５２５４２号公報
【特許文献４】日本国特開平１０−２２６８４７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
上述の通り、従来、Ｓｉを多量に含有し、かつ、Ｃｒ、Ａｌを含有させず、低コストでかつ優れた耐疲労特性を有する機械構造部材は提供されていなかった。
本発明者らは、鋭意検討を行った結果、機械構造部材の耐疲労特性を向上させるには、特に、機械構造部材表層の硬度を制御することが重要であることを見出した。また、本発明者らは、機械構造部材の表層の硬度を制御するためには、その素材となる圧延棒鋼（機械構造用圧延棒鋼）の表層部の組織を制御することが有効であることを見出した。【０００７】
本発明は、このような実情に鑑み、強度及び耐疲労特性が要求される機械構造部材の素材として好適な機械構造用圧延棒鋼、及びその製造方法の提供を課題とする。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
上述の通り、機械構造部材の耐疲労特性を向上させるには、特に、機械構造部材表層の硬度を制御することが重要であり、そのためには、その素材となる圧延棒鋼（機械構造用圧延棒鋼）の表層部の組織を制御することが有効である。
しかしながら、Ｃｒを含有せず、Ｓｉの含有量を増加させて、低コスト化を図った圧延棒鋼を素材として用いる場合、機械構造部材表層の脱炭が顕著になり、硬度が低下して、耐疲労特性が劣化することがわかった。【０００９】
そのため、本発明者らは、Ｓｉを多量に含有する圧延棒鋼を素材とする機械構造部材の、耐疲労特性に及ぼす脱炭の影響、脱炭の原因について検討した。その結果、機械構造部材の表層の脱炭の原因が、素材である圧延棒鋼にあることを突き止めた。
更に、本発明者らは、圧延棒鋼の表層の脱炭は、連続鋳造後の冷却や熱間圧延前の加熱において、フェライト（α）とオーステナイト（γ）とが共存するα／γ二相域を通過する際に促進される鋳片の脱炭に起因することを明らかにし、対策を検討した。そして、本発明者らは、鋼のＣ含有量を多くし、脱炭が促進されるα／γ二相域の温度範囲（Ａ３点とＡ１点との間の温度差）を小さくし、かつ、鋳造時の鋳片サイズを小さくすることによって、鋳片の温度がα／γ二相域を通過する時間が短くなり、圧延棒鋼の表層の脱炭が軽減されることを明らかにした。また、鋳片サイズを小さくすることにより、鋳造後、鋼片のサイズの調整を目的とする分塊圧延工程の省略も可能になった。
更に、本発明者は、熱間鍛造に必要とされる圧延棒鋼の熱間延性を確保しつつ、熱間鍛造によって成形された機械構造部材の強度を向上させることが可能な、圧延棒鋼の最適な成分組成（化学成分）及び製造条件を見いだした。
また、この圧延棒鋼を熱間鍛造して得られる機械構造部材において、優れた耐疲労特性（疲労限度比）が得られることを見出した。【００１０】
本発明は上記の知見に基づいてなされた。本発明の要旨は以下のとおりである。【００１１】
（１）本発明の一態様に係る機械構造用圧延棒鋼は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．４５〜０．６５％、Ｓｉ：１．００％超、１．５０％以下、Ｍｎ：０．４０％超、１．００％以下、Ｐ：０．００５〜０．０５０％、Ｓ：０．０２０〜０．１００％、Ｖ：０．０８〜０．２０％、Ｔｉ：０〜０．０５０％、Ｃａ：０〜０．００３０％、Ｚｒ：０〜０．００３０％、Ｔｅ：０〜０．００３０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物であり；前記不純物として、Ｃｒ：０．１０％以下、Ａｌ：０．０１％未満、Ｎ：０．００６０％以下、に制限し；下記式１で求められるＫ１が０．９５〜１．０５であり；下記式２で求められるＫ２が３５超であり；下記式３で求められるＫ３が１０．７以上であり；Ｍｎ及びＳの含有量が、下記式４を満足し；表層全脱炭深さが５００μｍ以下である。
Ｋ１＝Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋１．５４×Ｖ    （式１）
Ｋ２＝１３９−２８．６×Ｓｉ＋１０５×Ｍｎ−８３３×Ｓ−１３４２０×Ｎ  （式２）
Ｋ３＝１３７×Ｃ−４４．０×Ｓｉ    （式３）
Ｍｎ／Ｓ≧８．０    （式４）
ここで、式中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｖ、Ｓ、Ｎは各元素の質量％での含有量である。【００１２】
（２）上記（１）に記載の機械構造用圧延棒鋼では、前記化学組成が、質量％で、Ｔｉ：０．０１０〜０．０５０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、Ｚｒ：０．０００５〜０．００３０％、Ｔｅ：０．０００５〜０．００３０％の１種以上を含有してもよい。【００１３】
（３）本発明の別の態様に係る機械構造用圧延棒鋼の製造方法は、上記（１）又は（２）に記載の機械構造用圧延棒鋼の製造方法であって、上記（１）又は（２）に記載の前記化学組成を有する溶鋼を溶製する溶製工程と；前記溶鋼を、連続鋳造によって断面積４００００ｃｍ２以下の鋳片とする鋳造工程と；前記鋳造工程に続いて、前記鋳片を１０００〜１１５０℃の温度域に加熱し、前記温度域で７０００ｓ以下保持し、棒鋼圧延を行う棒鋼圧延工程と；を有する。
【発明の効果】
【００１４】
本発明の上記態様によれば、Ｃｒ、Ａｌの含有量を制限し、Ｓｉを多く含有させた低コストの機械構造用圧延棒鋼において、深い脱炭層の形成を抑制した圧延棒鋼を提供できる。この圧延棒鋼を素材として熱間鍛造によって製造された機械構造部材は、優れた耐疲労特性を有するので、産業上の貢献が極めて顕著である。また、本発明の上記態様に係る製造条件によれば、圧延棒鋼の製造工程において分塊圧延工程を省略することできるので、製造コストが低減され、産業上の貢献が極めて顕著である。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
以下、本発明の一実施形態に係る機械構造用圧延棒鋼（以下、本実施形態に係る圧延棒鋼と言う場合がある）は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．４５〜０．６５％、Ｓｉ：１．００％超、１．５０％以下、Ｍｎ：０．４０％超、１．００％以下、Ｐ：０．００５〜０．０５０％、Ｓ：０．０２０〜０．１００％、Ｖ：０．０８〜０．２０％を含有し、さらに、必要に応じて、Ｔｉ：０．０５０％以下、Ｃａ：０．００３０％以下、Ｚｒ：０．００３０％以下、Ｔｅ：０．００３０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不純物であり；前記不純物として、Ｃｒ：０．１０％以下、Ａｌ：０．０１％未満、Ｎ：０．００６０％以下、に制限し；Ｋ１＝Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋１．５４×Ｖで求められるＫ１が０．９５〜１．０５であり；Ｋ２＝１３９−２８．６×Ｓｉ＋１０５×Ｍｎ−８３３×Ｓ−１３４２０×Ｎで求められるＫ２が３５超であり；Ｋ３＝１３７×Ｃ−４４．０×Ｓｉで求められるＫ３が１０．７以上であり；Ｍｎ及びＳの含有量が、Ｍｎ／Ｓ≧８．０を満足し；表層全脱炭深さが５００μｍ以下である。
【００１６】
まず、本実施形態に係る圧延棒鋼の化学組成について説明する。以下、化学組成に関する％は質量％を意味する。以下の説明において含有量を範囲で示す場合、特に説明が無い限り上限と下限を含むものとする。すなわち、０．４５〜０．６５％と表記した場合、０．４５％以上０．６５％以下の範囲を意味する。
【００１７】
（Ｃ：０．４５〜０．６５％）
Ｃは安価に鋼材の引張強さを高めることができる元素である。また、Ｃは鋼のＡ３点温度を低下させる元素である。鋳片の表層の脱炭は、連続鋳造後の冷却や熱間圧延前の加熱において、鋳片温度がα／γ二相域（すなわち、Ａ３点〜Ａ１点の間の温度域）を通過する際に促進される。そのため、Ｃ含有量を増加させてα／γ二相域温度域を狭くすることにより、鋳片の表層の脱炭が抑制される。
本実施形態に係る圧延棒鋼では、α／γ二相域の温度範囲を小さくし、強度を確保するため、Ｃ含有量を０．４５％以上とする。一方、本実施形態に係る圧延棒鋼を熱間鍛造にて成形し、直後に連続冷却した場合、鋼材のＣ含有量が多いほど降伏比は低下する。降伏比は、０．２％耐力を引張強さで除して求めた値である。降伏比が低下すると、０．２％耐力を所望の値とした場合に引張強度が過剰に高くなり、被削性低下の原因となる。したがって、機械構造部材の降伏比の低下を抑制するため、Ｃ含有量を０．６５％以下とする。好ましくは、０．６０％以下である。
【００１８】
（Ｓｉ：１．００％超、１．５０％以下）
Ｓｉは、安価で、鋼材の高強度化に寄与する有用な元素である。この効果を得るため、Ｓｉ含有量を１．００％超とする。好ましくは、１．１０％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が過剰になると、表層の脱炭深さが過剰になる上、熱間延性が低下して、棒鋼圧延や熱間鍛造の際に、疵が発生し易くなる。また、Ｓｉ含有量が多くなると、α／γ二相域の温度範囲が大きくなる。そのため、Ｓｉ含有量を１．５０％以下とする。
【００１９】
（Ｍｎ：０．４０％超、１．００％以下）
Ｍｎは、Ｓｉ、Ｖに比べて、延性の低下を抑制しつつ鋼材を高強度化できる固溶強化元素である。また、Ｍｎは、Ｓと結合して被削性を向上させるＭｎＳを形成する元素である。Ｍｎ含有量が少ないと、ＳはＦｅＳをオーステナイト粒界上に形成して熱間延性を著しく低下させるので、割れや疵が発生しやすくなる。したがって、ＦｅＳの生成を抑制し、熱間延性を確保するため、Ｍｎ含有量を０．４０％超とする。一方、Ｍｎ含有量が過剰であると、熱間鍛造品の組織に、降伏比を低下させるベイナイトが混在する場合がある。そのため、Ｍｎ含有量は１．００％以下とする。好ましくは０．９５％以下、より好ましくは０．９０％以下である。
【００２０】
（Ｐ：０．００５〜０．０５０％）
Ｐは、フェライト変態を促進してベイナイト変態を抑制する作用を有する元素である。熱間鍛造後の冷却時にベイナイト変態を抑制するため、Ｐ含有量を０．００５％以上とする。一方、Ｐ含有量が過剰になると、熱間延性が低下し、鋼片に疵が発生する場合がある。そのため、Ｐ含有量の上限を０．０５０％に限定する。好ましくは０．０４０％以下である。
【００２１】
（Ｓ：０．０２０〜０．１００％）
Ｓは、被削性を向上させるＭｎ硫化物（ＭｎＳ）を形成する元素であり、被削性の向上に寄与する。この効果を得るため、Ｓ含有量を０．０２０％以上とする。一方、Ｓ含有量が０．１００％超になると、粗大なＭｎＳが多量に鋼中に分散し、熱間延性が低下して鋼片に疵が発生する場合がある。そのため、Ｓ含有量の上限を０．１００％に限定する。
【００２２】
（Ｖ：０．０８〜０．２０％）
Ｖは、Ｖ炭化物及び／またはＶ窒化物を形成して鋼材の析出強化に寄与する元素であり、特に、鋼材の降伏比を高める効果を有する。この効果を得るため、Ｖ含有量を０．０８％以上とする。一方、Ｖは高価な合金元素であり、また、熱間鍛造後の冷却時に、望ましくないベイナイト組織の変態を促進する元素である。よって、コスト低減及びベイナイト変態抑制のため、Ｖ含有量を０．２０％以下とする。好ましくは、０．１５％以下とする。
【００２３】
本実施形態に係る圧延棒鋼は、上記の化学成分を含有し、残部がＦｅ及び不純物であることを基本とする。しかしながら、本実施形態に係る圧延棒鋼は、必要に応じて、Ｃａ、Ｔｅ、Ｚｒ、Ｔｉを以下に示す範囲で、Ｆｅの一部に代えてさらに含んでもよい。ただし、これらの元素は必ずしも含有させる必要はないので、その下限は０％である。
不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石若しくはスクラップ等のような原料、又は製造工程の種々の環境から混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。不純物のうち、Ａｌ、Ｎ及びＣｒについては、特に、その含有量を以下の範囲に制限する。
【００２４】
（Ａｌ：０．０１％未満）
Ａｌは不純物である。Ａｌは、鋼中に存在すると、酸素と結合して硬質のＡｌ酸化物を形成し鋼材の被削性を低下させる。したがって、Ａｌ含有量は少ない方が好ましい。Ａｌ含有量が０．０１％以上であると、被削性が著しく低下するため、Ａｌ含有量を０．０１％未満に制限する。
【００２５】
（Ｎ：０．００６０％以下）
Ｎは、不純物である。Ｎは鋼中に存在すると、Ｖと結合してＶ窒化物を形成する。Ｖ窒化物は、Ｖ炭化物に比べると粗大であり、析出強化への寄与が小さい。したがって、Ｎ含有量が多いと、Ｖ窒化物が増加し、その分、Ｖ炭化物が少なくなる。その結果、Ｖの析出強化への寄与が小さくなる。Ｖ含有量を少なくしても、十分な析出強化の効果を得るためには、Ｖ窒化物の総量は少ない方が好ましく、従って、Ｎ含有量は少ない方が好ましい。Ｎ含有量が０．００６０％超であると、特にＶの析出強化への寄与が著しく小さくなるので、Ｎ含有量を０．００６０％以下に制限する。一方、製鋼技術上、Ｎを低減するとコストが高くなるので、下限を０．００２０％としてもよい。
【００２６】
（Ｃｒ：０．１０％以下）
Ｃｒは、不純物である。Ｃｒは、強度に対する影響は小さいが、熱間鍛造後の冷却時に、ベイナイト変態を促進する。そのため、Ｃｒ含有量が多くなると、圧延棒鋼を熱間鍛造して得られた機械構造用部材において、降伏比が低下する。Ｃｒ含有量は少ない方が好ましいが、Ｃｒ含有量が０．１０％を超えるとその影響が顕著になるため、Ｃｒ量を０．１０％以下に制限する。
【００２７】
（Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％）
（Ｚｒ：０．０００５〜０．００３０％）
（Ｔｅ：０．０００５〜０．００３０％）
Ｃａ、Ｔｅ、Ｚｒは、何れもＭｎＳ粒子を微細化、球状化する（すなわち、硫化物の形態を制御する）元素である。ＭｎＳが伸長すると、熱間延性の異方性が大きくなるので、特定方向の割れが生じやすくなる。割れを抑制することが必要とされる場合、Ｃａ、Ｚｒ、Ｔｅから選択される１種以上を含有させてもよい。ＭｎＳの微細化、球状化の効果を得る場合、Ｃａ含有量、Ｚｒ含有量および／またはＴｅ含有量を、それぞれ、０．０００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｃａ含有量、Ｚｒ含有量、Ｔｅ含有量が過剰になると、粗大なＣａ、Ｚｒ、Ｔｅの酸化物が形成され、被削性が低下する。そのため、含有させる場合でも、Ｃａ含有量、Ｚｒ含有量、Ｔｅ含有量は、何れも、０．００３０％以下が好ましい。
【００２８】
Ｔｉ：０．０１０〜０．０５０％
Ｔｉは、鋼中にＴｉ窒化物を形成する元素である。Ｔｉ窒化物は、鋼材の組織を整粒にする効果を有する。この効果を得る場合、Ｔｉ含有量を０．０１０％以上とすることが好ましい。一方で、Ｔｉ窒化物は硬質であり、切削加工時の工具寿命を低下させることがある。そのため、含有させる場合でも、Ｔｉ含有量を０．０５０％以下とする。
【００２９】
本実施形態に係る圧延棒鋼は、上記の各元素の含有量だけではなく、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｖ、Ｓ、Ｎが以下に示す関係を満たす必要がある。式中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｖ、Ｓ、Ｎは、質量％での各元素の含有量である。
【００３０】
（Ｋ１：０．９５〜１．０５）
Ｋ１は強度に関する指標である炭素当量であり、下記（式１）で求められる。
Ｋ１＝Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋１．５４×Ｖ    （式１）
本実施形態に係る圧延棒鋼を素材とし、熱間鍛造によって成形した機械構造部材の引張強さは、炭素当量Ｋ１に影響される。Ｋ１が０．９５以上の圧延棒鋼を用いて、熱間鍛造によって機械構造部材を製造すると、組織がパーライトを主体とするフェライトとパーライトとからなり、９００ＭＰａ超の引張強さ、５７０ＭＰａ以上の０．２％耐力、０．４５以上の疲労限度比（疲労限／引張強さ）を有する機械構造部材を得ることができる。一方、Ｋ１が１．０５を超える場合、機械構造部材にベイナイトが生成して降伏比が低下する。したがって、炭素当量Ｋ１を０．９５〜１．０５に限定する。
【００３１】
（Ｋ２＞３５）
Ｋ２は、本発明者らが後述する実験から求めた、熱間延性に関する指標であり、下記（式２）で求められる。
Ｋ２＝１３９−２８．６×Ｓｉ＋１０５×Ｍｎ−８３３×Ｓ−１３４２０×Ｎ    （式２）
【００３２】
実験には、０．５２〜０．５４％のＣを含有し、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎの含有量がそれぞれ異なる１７水準の圧延棒鋼を用いた。これらの圧延棒鋼から切り出し及び加工を行って得られた、直径１０ｍｍ、長さ１００ｍｍの試験片の熱間延性を評価した。熱間延性は、試験片の中央部を、加熱して溶融させ、その後凝固させた直後に、種々の温度に保持し、０．０５ｍｍ／ｓの速度で引っ張り、破断させて、破断後の絞り値で評価した。また、９５０℃、１１００℃、１２００℃の保持温度（引張温度）における絞り値を従属変数とし、合金元素含有量を独立変数として回帰計算し、有意な独立変数を平均してＫ２（式２）を得た。
その結果、このＫ２の値が３５を超える場合には、鋼片の鋳造、及び、圧延棒鋼の熱間鍛造において、疵、割れの発生は認められなかった。よって、熱間延性指標Ｋ２を３５超とした。
Ｋ２の上限は、限定する必要はなく、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓ、Ｎのそれぞれの含有量の範囲から決定されるが、１００を上限としてもよい。
上記式２から分かるように、Ｓｉ、Ｓ、Ｎが熱間延性の低下因子、Ｍｎが向上因子となる。よって、基本的にそれらのバランスから、Ｋ２の値を満たすことが必要となる。しかしながら、後述するように、Ｍｎ／Ｓが８．０未満になると、有害なＦｅＳが生成するので、仮に、Ｋ２の値が３５超を満たしたとしても、Ｍｎ／Ｓが８．０未満ならば特性が低下する。
【００３３】
（Ｋ３≧１０．７）
Ｋ３は表層脱炭に影響するα／γ二相域温度の幅に関する指標であり、下記（式３）で求められる。
Ｋ３＝１３７×Ｃ−４４．０×Ｓｉ    （式３）
本実施形態に係る圧延棒鋼の鋼組成では、Ｋ３を１０．７以上とすることで、α／γ二相域の温度範囲が狭く、例えば８０℃以下になる。この場合、連続鋳造後の冷却及び熱間圧延前の加熱の際に鋳片の表層に生じる脱炭を抑制することができる。その結果、圧延棒鋼の表層の脱炭が軽減され、熱間鍛造後の機械構造部材の耐疲労特性の低下を防止することができる。脱炭の抑制の観点では、二相域の温度範囲は狭い方が好ましいので、Ｋ３の上限を限定する必要はない。しかしながら、Ｋ３の値が高く、α／γ二相域の温度範囲が狭いと熱間鍛造後の組織がパーライトのみとなり、降伏比が低下する場合があるので、Ｋ３の上限を６０としてもよい。
【００３４】
（Ｍｎ／Ｓ≧８．０）
上述したように、ＳはＭｎと結合してＭｎＳを形成する。しかしながら、Ｍｎに対してＳが過剰に含まれる場合、ＳはＭｎＳの他に、ＦｅＳをオーステナイト粒界上に形成する。この場合、結果として、熱間延性が著しく低下し、熱間鍛造によって割れを生じる。したがって、ＦｅＳの生成を抑制するために、Ｍｎ／Ｓを８．０以上とする。Ｍｎ／Ｓが８．０以上であれば、熱間延性は、上述したＫ２の値に支配される。よって、Ｍｎ／Ｓは８．０以上であればよく、上限はＳの最低値、Ｍｎの最大値で決定される。
【００３５】
次に、本実施形態に係る圧延棒鋼の脱炭深さ、組織について説明する。
【００３６】
「表層全脱炭深さ」
上述の通り、圧延棒鋼の脱炭深さ（表層全脱炭深さ）は、圧延棒鋼を熱間鍛造して得られる機械構造部材の耐疲労特性に影響する。表層全脱炭深さが５００μｍを超える圧延棒鋼を素材として、熱間鍛造によって成形された機械構造部材は、耐疲労特性（疲労限度比）が劣化する。また、表層全脱炭深さが深くなると、鋼成分によっては、脱炭に起因して、引張強さ、耐力、疲労限度比が低くなることがある。したがって、圧延棒鋼の表層全脱炭深さを５００μｍ以下とする。下限は０μｍである（すなわち、脱炭層がなくてもかまわない）。
本実施形態において、圧延棒鋼の表層全脱炭深さとは、圧延棒鋼の長手方向の中央部、両端からそれぞれ全長の１／４の長さの部位とで切断して得られた３つの断面を、各々周方向に９０度違いの４箇所で測定した場合の、合計１２箇所の表層の脱炭深さの平均値と定義する。表層の脱炭深さは、表層から内部に向かう直線上で測定した炭素量が、内部で一定となった炭素量（内部炭素量）の９０％となる深さと定義され、電子プローブマイクロアナライザ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｐｒｏｂｅ  Ｍｉｃｒｏ  Ａｎａｌｙｚｅｒ、ＥＰＭＡという。）によって測定することができる。
【００３７】
本実施形態に係る圧延棒鋼の組織（金属組織）を限定する必要はない。しかしながら、上述したように、機械構造部材では、フェライトとパーライトとからなる複合組織（フェライト・パーライト組織）であることが好ましい。機械構造部材の組織をフェライトとパーライトとからなる組織にする場合、圧延棒鋼でも同様のフェライトとパーライトとからなる組織となる場合が多い。
【００３８】
次に、本実施形態に係る圧延棒鋼の製造方法の一例について説明する。
本実施形態に係る圧延棒鋼は、上述の化学組成を有する溶鋼を常法によって溶製し（溶製工程）、この溶鋼を連続鋳造等によって、断面積４００００ｃｍ２以下の鋳片とし（鋳造工程）、鋳造によって得られた鋳片を、熱間圧延（棒鋼圧延ともいう。）し（棒鋼圧延工程）、製造する。本実施形態に係る圧延棒鋼の製造方法において、鋳片の断面積は４００００ｃｍ２以下と十分小さいので、棒鋼圧延前に断面積を小さくする分塊圧延は行わない。
【００３９】
連続鋳造の鋳造断面積は小さいほど、α／γ二相域を通過する時間が短くなり、表層脱炭が抑制される。本発明者らの検討の結果、上述した化学組成の鋼を断面積１９６０００ｃｍ２に鋳造した場合、その表層脱炭深さは最大１．８ｍｍであったが、同様の組成の鋼を断面積４００００ｃｍ２に鋳造した場合、表層脱炭深さは最大０．７ｍｍであった。また、断面積４００００ｃｍ２に鋳造した場合鋳片を、分塊圧延することなく、後述する条件で熱間圧延して製造した直径７０ｍｍの圧延棒鋼は、その表層脱炭深さが５００μｍを超えることはなかった。上述したように、圧延棒鋼の表層脱炭深さが５００μｍ以下であれば、その圧延棒鋼を熱間鍛造して製造した熱間鍛造部品（機械構造部材）は、表層脱炭による疲労強度の低下が小さい。よって、鋳造工程において、鋳造断面積は４００００ｃｍ２以下に限定することが好ましい。鋳造断面積が４００００ｃｍ２を超えた場合、分塊圧延することなく棒鋼圧延することが困難となる。鋳造の際、鋳造断面積以外は、常法に従って行えばよい。
【００４０】
棒鋼圧延（熱間圧延）工程では、鋼中へのＶの固溶を促進するために、鋼片を１０００℃以上に加熱して、熱間圧延を行う必要がある。棒鋼圧延の加熱時にＶを固溶させることで熱間圧延後の圧延棒鋼中に再析出するＶ炭化物が微細となる。その結果、圧延棒鋼を素材として熱間鍛造を行う際の加熱時にも、Ｖ炭化物の固溶が容易となって、機械構造部材の強度と延性を低下させる原因となる未固溶Ｖ炭化物が消滅する。加熱温度が１０００℃未満であると、Ｖが十分に固溶しない。一方、棒鋼圧延の加熱温度の上限は１１５０℃とする必要がある。これは、鋼片を１１５０℃超の温度に加熱すると、表層の脱炭速度が急激に大きくなるためである。また、加熱温度での保持時間が長くなると脱炭が促進される。したがって、圧延棒鋼の表層全脱炭を５００μｍ以下に抑制するため、加熱温度（１０００〜１１５０℃）での保持時間を７０００ｓ以下とする。十分にＶを固溶させるため、保持時間は、１０ｓ以上とすることが好ましい。
【００４１】
上記の工程を含む製造方法によれば、本実施形態に係る圧延棒鋼を得ることができる。また、この圧延棒鋼を鍛造することによって、耐疲労特性に優れる構造用部材を得ることができる。鍛造条件は、通常行われる条件範囲であればよく、例えば、１０００〜１３００℃である。機械構造部材を鍛造によって成形する場合、素材を高周波加熱して熱間鍛造を行うことが多いが、高周波加熱は所定温度への到達に要する加熱時間が短いので、その間に素材（圧延棒鋼）の表層に極端な脱炭が生じることは少ない。
【実施例】
【００４２】
「実施例１」
表１に示す化学組成の鋼Ａを、連続鋳造して、断面積が、２６２４４ｃｍ２（断面サイズ１６２×１６２ｍｍ）、４００００ｃｍ２（断面サイズ２００×２００ｍｍ）、または７５０００ｃｍ２（断面サイズ２５０×３００ｍｍ）である複数の鋳片を得た。鋼Ａは、Ｋ３値の下限近傍となるＣ、Ｓｉを含有する成分を有しており、脱炭が起きやすい組成である。表１の残部は、Ｆｅ及び不純物である。
これらの鋳片を表２に示す通り、１１５０℃または１２００℃に加熱して７０００または１００００ｓ保持した後、熱間圧延して直径７０ｍｍの圧延棒鋼とし、常温まで空冷した。これらの圧延棒鋼の表層全脱炭深さを前述した方法により求めた。
表２に、鋳片の断面積と圧延棒鋼の表層全脱炭深さの測定結果とを示す。【００４３】
【表１】
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【００４４】
【表２】
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【００４５】
Ｎｏ.Ａ１〜Ａ３の試料より、鋳造断面積を４００００ｃｍ２以下とすることで、棒鋼圧延の加熱条件が脱炭を促進する高温長時間（１１５０℃×７０００ｓ）であっても、圧延棒鋼の表層全脱炭深さは５００μｍ以下に抑制できることがわかる。更に、Ｎｏ.Ａ４の試料が示す結果から、棒鋼圧延開始の際の加熱温度を１１５０℃に設定しても７０００ｓを超える１００００ｓの保持時間では圧延棒鋼の表層全脱炭深さが深くなりすぎることがわかる。また、Ｎｏ.Ａ５の試料が示す結果から、棒鋼圧延の際の加熱温度を１２００℃とすると圧延棒鋼表層全脱炭深さが深くなりすぎることがわかる。このため、棒鋼圧延開始の際の保持温度は１０００〜１１５０℃、保持時間は７０００ｓ以下であることが好ましいと想定できる。【００４６】
「実施例２」
表３に示す化学組成の鋼（Ｎｏ.Ｂ〜ＡＨ）を溶製し、連続鋳造にて断面積４００００ｃｍ２の鋳片とした。表３の残部は、Ｆｅ及び不純物である。この鋳片を分塊圧延することなく、そのまま熱間圧延を行って直径４０ｍｍの圧延棒鋼を製造した。熱間圧延は、表４に示すように、加熱温度を１１５０〜１２００℃、保持時間を２０００〜７０００ｓとして行った。熱間圧延後は空冷した。【００４７】
【表３】
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【００４８】
圧延棒鋼の表層全脱炭深さは、前述した方法で求めた。結果を表４に示す。
次に、圧延棒鋼を高周波加熱によって、１２２０℃に加熱し、３００ｓ保持した後、直ちに直径方向に圧下し１０ｍｍ厚さの平板に鍛造成形した。この鍛造平板の側面を切削加工し、断面幅１５ｍｍ、厚さ１０ｍｍ（鍛造ままの厚さ）、長さ２０ｍｍの平行部を有する試験片とし、両振りの引張圧縮疲労試験及び引張試験に供した。引張圧縮疲労試験はＪＩＳ  Ｚ  ２２７３に準拠して行い、１０７回以上の寿命を示した最大負荷応力を疲労限とした。引張試験はＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠して常温で２０ｍｍ／ｍｉｎの速度にて実施した。
平行部の鍛造面は、加工を施さず、鍛造肌のままであるが、鋼Ｎｏ．ＢとＣについては、参考として、熱間鍛造後に表面を５００μｍ研削し、脱炭層を除去した試験片も設けた（試験Ｎｏ．２及び３）。また、試験片の切断部の角は、全て半径２ｍｍの面取り加工を行った。  【００４９】
表４及び表５に、熱間鍛造前の圧延棒鋼の表層全脱炭深さ、熱間鍛造後の鍛造平板のミクロ組織、０．２％耐力、引張強さ、降伏比（０．２％耐力／引張強さ）、引張圧縮試験の１０７回の疲労限度比（疲労限／引張強さ）を示す。【００５０】
【表４】
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【００５１】
【表５】
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【００５２】
表４の試験Ｎｏ．４〜１１、２０は本発明例である。圧延棒鋼の表層全脱炭深さは何れも５００μｍ以下であった。また、圧延棒鋼を鍛造して得られた鍛造平板の引張強さは９１１ＭＰａ以上と高く、０．２％耐力は５９２ＭＰａ以上と高く、引張圧縮疲労試験の疲労限度比（疲労強さ／引張強さ）は、０．４６以上と良好であった。また、熱間鍛造後に脱炭層を研削で削除した試験Ｎｏ．２及び３と、試験Ｎｏ．４及び５との比較から、圧延棒鋼における脱炭深さが５００μｍ以下の場合、疲労限度比の低下が０．０２以下であることが分かる。【００５３】
表４の試験Ｎｏ．１２〜１９は、圧延棒鋼の脱炭深さが５００μｍを超える比較例である。これらは、９００ＭＰａ以上の引張強さ、５７０ＭＰａ以上の０．２％耐力、０．４５以上の疲労限度比のうち、少なくとも１つ以上を満たしていない。【００５４】
表５の試験Ｎｏ．２１〜４４は、鋼成分（化学組成）、Ｍｎ／Ｓ、Ｋ１、Ｋ２あるいはＫ３のいずれかが本発明の範囲からはずれる鋼Ｎｏ．Ｋ〜ＡＨの比較例である。
Ｍ／Ｓが８．０未満、Ｋ２値が３５％未満の少なくとも一方に該当する鋼Ｎｏ．Ｌ、Ｍ、Ｎ、Ｒ、Ｓ、Ｗ、Ｙ及びＺを用いた試験Ｎｏ．２２、２３、２４、２８、２９、３３、３５及び３６は、棒鋼鍛造時に割れや大きな疵が発生し、熱間鍛造以降の評価ができなかったので、表５の各評価欄に「＊」を示した。
試験Ｎｏ．２１（鋼Ｎｏ．Ｋ）は、Ｃ含有量、Ｓｉ含有量、Ｋ１値が低く、引張強さと０．２％耐力が、それぞれ目標とする９００ＭＰａ、５７０ＭＰａに達していない。
試験Ｎｏ．２５（鋼Ｎｏ．Ｏ）は、鍛造品のミクロ組織がフェライト・パーライトに加えてベイナイトが混在している。この試料Ｎｏ.２５の０．２％耐力は目標とする５７０ＭＰａに達していない。この理由としては、組織にＭｎが多いため、ＦＰ（フェライト・パーライト）組織に加えてＢ（ベイナイト）組織が混在したためであると考えられる。
Ｋ３値が低い試験Ｎｏ．２６（鋼Ｎｏ．Ｐ）は、熱間圧延の加熱温度を１１５０℃、保持時間を７０００ｓとしたが、圧延棒鋼の表層脱炭深さが５００μｍを超えており、また、脱炭に起因して、引張強さ、０.２％耐力、疲労限度比のいずれも低くなった。【００５５】
Ｋ１値が低い試験Ｎｏ．２７（鋼Ｎｏ．Ｑ）は、引張強さ、０．２％耐力が低下している。
試験Ｎｏ．３０（鋼Ｎｏ．Ｔ）は、Ｃ含有量が多いため、引張強さは高いが、０．２％耐力、疲労限度比が低くなった。
試験Ｎｏ．３１（鋼Ｎｏ．Ｕ）は、Ｖ含有量が少なく、Ｋ１も低いため、引張強さと０．２％耐力がいずれも目標の９００ＭＰａ以上、５７０ＭＰａ以上より低くなった。
試験Ｎｏ．３２（鋼Ｎｏ．Ｖ）は、Ｖ含有量が高いために引張強さと疲労限度比は良好であるが、ベイナイト組織が混在し、０．２％耐力が低下した。【００５６】
試験Ｎｏ.２３（鋼Ｎｏ.Ｍ）は、Ｍｎ／Ｓが小さく、鍛造時割れ、疵が発生している。鋼Ｎｏ.Ｊは、Ｍｎ／Ｓが小さく、鍛造時割れ、疵が発生している。
試験Ｎｏ．２４（鋼Ｎｏ.Ｎ）は、Ｓｉが多く、Ｋ２が小さい試料であり、鍛造時割れ、疵が発生している。
試験Ｎｏ.３４（鋼ｎｏ.Ｘ）は、各元素の含有量は範囲内であるが、Ｋ３が１０．７％より小さい試料であり、表層全脱炭深さが大きく、０．２％耐力も低下した。
試験Ｎｏ．２８（鋼Ｎｏ.Ｒ）は、Ｋ２が小さいため、鍛造時割れ、疵発生になっている。
試験Ｎｏ．２９（鋼Ｎｏ.Ｓ）は、Ｍｎ／Ｓが小さいため、鍛造時割れ、疵発生になっている。【００５７】
試験Ｎｏ．３５（鋼Ｎｏ.Ｙ）の試料は、鋼成分は望ましい範囲であり、Ｋ１、Ｋ２、Ｋ３の値も範囲内であるがＭｎ／Ｓの値が８.０より小さいため、棒鋼鍛造時に割れや大きな疵が発生した。
試験Ｎｏ．３７（鋼Ｎｏ．ＡＡ）は、Ｋ１を満たしているがＣ含有量が少なく、引張強さと０．２％耐力がいずれも目標の９００ＭＰａ以上、５７０ＭＰａ以上より低い。
試験Ｎｏ．３８（鋼Ｎｏ．ＡＢ）は、Ｋ１を満たしているがＳｉ含有量が少ないため、０．２％耐力が低い。
試験Ｎｏ．３９（鋼Ｎｏ．ＡＣ）は、Ｍｎ／Ｓ値とＫ２値を満たしているが、Ｍｎ含有量が少ないため、鍛造時に割れや大きな疵が発生した。
試験Ｎｏ．４０（鋼Ｎｏ．ＡＤ）は、Ｋ１を満たしているがＣ含有量が多いため、引張強さは高いが、０．２％耐力、疲労限度比が低い。
試験Ｎｏ．４１（鋼Ｎｏ．ＡＥ）は、Ｋ１を満たしているがＶ含有量が少ないため、０．２％耐力と疲労限度比が低い。
試験Ｎｏ．４２（鋼Ｎｏ．ＡＦ）は、Ｎ含有量が多いため、Ｖ窒化物が増加し、Ｖの析出強化への寄与が小さくなり、引張強さ、０．２％耐力および疲労限度比ともに低い。
試験Ｎｏ．４３（鋼Ｎｏ．ＡＧ）は、Ｃｒ含有量が高いために引張強さと疲労限度比は良好であるが、ベイナイト組織が混在し、０．２％耐力が低下した。
試験Ｎｏ．４４（鋼Ｎｏ．ＡＨ）は、Ｋ１が大きいため、ベイナイト組織が混在し、０．２％耐力が低下した。
【産業上の利用可能性】
【００５８】
本発明によれば、Ｃｒ、Ａｌの含有量を制限し、Ｓｉを多く含有させた低コストの機械構造用圧延棒鋼の表層において深い脱炭層の形成を抑制した圧延棒鋼を提供できる。この圧延棒鋼を素材として熱間鍛造によって製造された機械構造部材は、優れた耐疲労特性を有するので、産業上の貢献が極めて顕著である。また、本発明の上記態様に係る製造条件によれば、圧延棒鋼の製造工程において分塊圧延工程を省略することでき、製造コストを低減できるので、産業上の貢献が極めて顕著である。
【国際調査報告】
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