(57)【要約】    【課題】高い上部棚エネルギーを有する靱性に優れたＳ含有中炭素系非調質鋼材の提供。    【解決手段】Ｃ：０．３０〜０．６０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０３〜０．１０％、Ｔｉ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０５％以下およびＮ：０．０３％以下を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、熱間加工方向に平行な面におけるＭｎＳの形態と分布が、〈１〉アスペクト比が１０以下のＭｎＳの面積が全ＭｎＳ面積に対して５０％以上であること、および〈２〉最大長さ方向に垂直な幅が２μｍ以下であるＭｎＳの面積が全ＭｎＳ面積に対して７５％以上であること、という条件を満たすとともに、マトリックスの組織が、フェライトの割合が４０〜６０％のフェライト・パーライト組織である非調質鋼材。  【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．３０〜０．６０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０３〜０．１０％、Ｔｉ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０５％以下およびＮ：０．０３％以下を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、熱間加工方向に平行な面におけるＭｎＳの形態と分布が下記〈１〉および〈２〉の条件を満たすとともに、マトリックスの組織が、フェライトの割合が４０〜６０％のフェライト・パーライト組織であることを特徴とする非調質鋼材。
〈１〉アスペクト比が１０以下のＭｎＳの面積が全ＭｎＳ面積に対して５０％以上であること、
〈２〉最大長さ方向に垂直な幅が２μｍ以下であるＭｎＳの面積が全ＭｎＳ面積に対して７５％以上であること。
【請求項２】
質量％で、Ｃ：０．３０〜０．６０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０３〜０．１０％、Ｔｉ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０５％以下およびＮ：０．０３％以下を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなる素材鋼を、１０００〜１２５０℃に加熱して９００℃以上の温度域で累積減面率９０％以上の熱間加工を行った後、９００℃以上の温度域で３〜１０ｍｉｎ保持し、その後、さらに７５０℃以上９００℃未満の温度域で累積減面率５％以上９０％未満の熱間加工を行うことを特徴とする請求項１に記載の非調質鋼材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、非調質鋼材およびその製造方法に関し、詳しくは、熱間加工のままで使用されるＳ含有中炭素系非調質鋼材とその製造方法、なかでも、自動車、産業機械および建設機械などの非調質機械部品の素材として好適なＳ含有中炭素系非調質構造用鋼材とその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来、自動車、産業機械および建設機械などの機械部品は、中炭素構造用鋼材を素材としてこれに圧延や鍛造などの熱間加工を繰り返して製造されているが、この熱間加工は要求される製品寸法に成形することが主な目的であるため、得られる組織は一般に、粗大な、フェライトとパーライトの混合組織の二相組織である。このため、調質処理（焼き入れ−焼き戻し処理）を施すことによって、組織の微細化を図り、前記の機械部品に所望の機械的性質を具備させることが行われている。
【０００３】
しかしながら、コスト削減や省エネルギーの観点から調質処理を省略することが望まれ、近年ではその要求が特に大きくなっている。
【０００４】
一方、調質処理を省略して、熱間加工のままで使用する非調質鋼材は、調質鋼材に比べて機械的性質、なかでも靱性に劣るという問題がある。
【０００５】
このため、例えば、特許文献１および特許文献２に、調質処理を省略しても高い靱性を有する中炭素非調質鋼材を得る技術が提案されている。
【０００６】
具体的には、特許文献１に、質量％で、Ｃ：０３０〜０．８０％、Ｓｉ：０．１〜２．５％、Ｍｎ：０．３０〜２．０％、Ａｌ：０．００１〜０．０６％、Ｎ：０．００５〜０．１０％、Ｐ：０．３０％以下（０％を含む）、Ｓ：０．１２％以下（０％を含む）、Ｃｒ：１．０％以下（０％を含む）、Ｃｕ：０．３％以下（０％を含む）およびＮｉ：０．３％以下（０％を含む）を含み、必要に応じてさらに、Ｐｂ：０．３％以下（０％を含まない）、Ｚｒ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｃａ：０．０１０％以下（０％を含まない）、Ｔｅ：０．１０％以下（０％を含まない）およびＢｉ：０．１％以下（０％を含まない）の１種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、かつ、式中の［元素］を、夫々の元素の質量％での含有率として、［Ｓｉ］＋３．４×［Ｍｎ］＋１９．５×［Ｐ］−１３．４×［Ｓ］＋２．７×［Ｃｒ］≧３．５および［Ｃ］＋１．１×［Ｍｎ］−１．９×［Ｓ］＋１．５×［Ｃｕ］＋１．８×［Ｎｉ］＋０．６×［Ｃｒ］≦２．６の関係を満たす鋼にさらに、Ｔｉ：０．０５％以下（０％を含まない）を含有させ、かつ任意の横断面におけるＴｉの炭化物、窒化物、硫化物またはそれらの複合化合物からなる平均粒径１０ｎｍ以上の析出物が、１μｍ2当たり３個以上存在する引張強さが６００〜９００Ｎ／ｍｍ2の「熱間鍛造用非調質鋼」が開示されている。
【０００７】
特許文献２に、重量％で、Ｃ：０．２〜０．６％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｎ：０．００５〜０．０５０％、Ｂ：０．０００５〜０．０１％に加え、Ｖ：０．０１〜０．４％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、Ｔｉ：０．００１〜０．０５％のうちの１種または２種以上を含み、必要に応じてさらに、（ａ）Ｓ：≦０．１５％、Ｐｂ：≦０．３％、Ｃａ：≦０．００５％、Ｂｉ：≦０．３％、Ｔｅ：≦０．３％のうちの１種または２種以上、（ｂ）Ｃｒ：０．０１〜２．０％、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％の１種または２種以上、の群から選ばれる１種または２種以上の元素を含有し、残部が実質的にＦｅおよび不可避不純物である「高靱性非調質鋼」が開示されている。
【０００８】
【特許文献１】特開平９−３１０１５２号公報
【特許文献２】特開平６−２５６８９２号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
前記の特許文献１で開示された技術は、Ｔｉの炭化物、窒化物、硫化物またはそれらの複合化合物よりなる析出物によるピン止め効果を利用して、オーステナイト結晶粒を微細化して靱性の向上を図るものである。
【００１０】
また、特許文献２で開示された技術は、ＢＮを微細分散させそのピン止め効果を利用した細粒化作用で靱性の向上を図るものである。
【００１１】
上記特許文献１および特許文献２で提案されたような、ピン止め粒子が析出する鋼を熱間加工すると、粒径が微細化し「破面遷移温度」と称される延性脆性遷移温度が低下して、図１に模式的に示すように、確かに室温での吸収エネルギーが大きくなって靱性が向上する。なお、図１中に点線で示したものが、Ｓ含有量が少なく、かつ、粒径が微細化していない場合の「シャルピー吸収エネルギー−温度」曲線である。
【００１２】
しかしながら、近年、環境問題からＰｂフリー（Ｐｂ非添加）の中炭素構造用鋼材の被削性向上のために、いわゆる「快削元素」としてよく知られているＳを多量に含有させることがある。そして、Ｓを多量に含む鋼においては一般にＭｎＳが析出するので、外部からの応力を受けたときに前記ＭｎＳに応力集中が生じ、破壊の起点となるため、図１に模式的に示すように、上部棚エネルギーが低くなってしまう。
【００１３】
このため、オーステナイト結晶粒の微細化は、延性脆性遷移温度が低くなるので低い「破面遷移温度」を得たいという観点からの靱性向上には資するものの、多量のＳを含む鋼においては、室温での吸収エネルギーが低くなるため、高い「吸収エネルギー」を得たいという観点からの靱性向上には役立たないことがあった。
【００１４】
そこで、本発明の目的は、高い上部棚エネルギーを有する靱性に優れたＳ含有中炭素系非調質鋼材とその製造方法、なかでも、質量％で、０．０３％以上のＳを含有する非調質鋼材であっても高い上部棚エネルギーを有し、自動車、産業機械および建設機械などの非調質機械部品の素材として好適な靱性に優れた中炭素系非調質鋼材と、その非調質鋼材の製造方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１５】
本発明者らは前記した課題を解決するために、質量％で、０．０３％以上のＳを含む中炭素鋼を用いて熱間加工を模擬した試験を実施し、ＭｎＳの形態と分布が上部棚エネルギーに及ぼす影響および加工熱処理の条件がＭｎＳの形態と分布に及ぼす影響について詳細に検討した。
【００１６】
その結果、下記（ａ）〜（ｅ）の知見を得た。
【００１７】
（ａ）質量％で、０．０３％以上のＳを含む中炭素鋼材の上部棚エネルギーの低下は、熱間加工によりＭｎＳのアスペクト比、つまり、ＭｎＳの最大長さ（以下、「最大長」ともいう。）とその最大長方向に垂直な幅との比が大きくなり、破面上にＭｎＳが存在する確率が高くなるからである。
【００１８】
なお、図２に、上記ＭｎＳの「アスペクト比」と「幅」に関する概念図を示す。
【００１９】
（ｂ）質量％で、０．０３％以上のＳを含む中炭素鋼材であっても、熱間加工方向に平行な面におけるＭｎＳの形態と分布として、アスペクト比が１０以下のＭｎＳの面積が全ＭｎＳ面積に対して５０％以上であり、しかも、最大長方向に垂直な幅が２μｍ以下であるＭｎＳの面積が全ＭｎＳ面積に対して７５％以上であれば、上部棚エネルギーの低下は生じない。
【００２０】
（ｃ）質量％で、０．０３％以上のＳを含有する鋼材の熱間加工方向に平行な面におけるＭｎＳが上記（ｂ）の形態と分布であれば、上部棚エネルギーの低下が生じないばかりか、ＭｎＳを核とした粒内フェライトの生成が促進されることにより、組織に占めるフェライトの割合（以下、「フェライト率」ともいう。）が大きくなって、上部棚エネルギーがさらに高くなる。
【００２１】
（ｄ）質量％で、０．０３％以上のＳを含有する鋼材において、熱間加工方向に平行な面におけるＭｎＳの形態と分布を、上記（ｂ）に記載したものとするためには、例えば、被加工材を、１０００〜１２５０℃に加熱して９００℃以上の温度域で累積減面率９０％以上の熱間加工を施した後、９００℃以上の温度域で３ｍｉｎ以上保持すればよい。
【００２２】
これは、ＭｎＳは熱間加工に伴い変形するが、１０００〜１２５０℃に加熱され、９００℃以上の温度域で累積減面率９０％以上という高い減面率での加工を受けて幅が小さくなったＭｎＳの場合には、加工の直後に９００℃以上の温度域に３ｍｉｎ以上保持されると、表面張力によって特に細くくびれた部分から分断して最大長が短くなり、しかも、ＭｎＳの幅が小さくても最大長が短いため、アスペクト比が小さくなるからである。
【００２３】
（ｅ）また、前記（ｃ）のフェライト率を大きくして、さらに高い上部棚エネルギーを得るためには、例えば、上記（ｄ）の条件で熱間加工を施した鋼材に、さらに７００℃以上９００℃未満の温度域で累積減面率９０％未満の熱間加工を行えばよい。
【００２４】
すなわち、さらに７００℃以上９００℃未満の温度域で累積減面率９０％未満の熱間加工を施すことにより、加工オーステナイトからのフェライト変態が生じるだけではなく、ＭｎＳを核とする粒内フェライトの生成も生じるので、フェライト率を４０％以上と大きくできるのである。
【００２５】
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）に示す非調質鋼材および（２）に示すその製造方法にある。
【００２６】
（１）質量％で、Ｃ：０．３０〜０．６０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０３〜０．１０％、Ｔｉ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０５％以下およびＮ：０．０３％以下を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、熱間加工方向に平行な面におけるＭｎＳの形態と分布が下記〈１〉および〈２〉の条件を満たすとともに、マトリックスの組織が、フェライトの割合が４０〜６０％のフェライト・パーライト組織であることを特徴とする非調質鋼材。
〈１〉アスペクト比が１０以下のＭｎＳの面積が全ＭｎＳ面積に対して５０％以上であること、
〈２〉最大長さ方向に垂直な幅が２μｍ以下であるＭｎＳの面積が全ＭｎＳ面積に対して７５％以上であること。
【００２７】
（２）質量％で、Ｃ：０．３０〜０．６０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０３〜０．１０％、Ｔｉ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０５％以下およびＮ：０．０３％以下を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなる素材鋼を、１０００〜１２５０℃に加熱して９００℃以上の温度域で累積減面率９０％以上の熱間加工を行った後、９００℃以上の温度域で３〜１０ｍｉｎ保持し、その後、さらに７５０℃以上９００℃未満の温度域で累積減面率５％以上９０％未満の熱間加工を行うことを特徴とする請求項１に記載の非調質鋼材の製造方法。
【００２８】
なお、「熱間加工方向に平行な面」とは、例えば、熱間加工が「熱間圧延」であれば「圧延方向の面」を、また、熱間加工が「熱間鍛造」であれば「鍛錬軸に平行な面」を指す。
【００２９】
「全ＭｎＳ面積」とは、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５５（２００３）記載の「鋼の非金属介在物の顕微鏡試験方法」に準じて、上記の観察面を倍率４００倍で６４視野、合計で１．４４ｍｍ2相当の面積を観察した際のＭｎＳ面積の合計を指す。
【００３０】
マトリックスであるフェライト・パーライト組織におけるフェライトの割合には、パーライトを構成するフェライトは含まないものとする。
【００３１】
「素材鋼」とは、例えば、鋼塊、連続鋳造材、あるいはそれらを分塊圧延したビレットなど、熱間加工に供されるものを指す。
【００３２】
また、上記の「温度」とは対象となる素材鋼やそれを熱間加工したものの「表面温度」を指す。
【００３３】
以下、上記 （１）の非調質鋼材に係る発明および（２）に示す非調質鋼材の製造方法に係る発明を、それぞれ、「本発明（１）」および「本発明（２）」という。また、総称して「本発明」ということがある。
【発明の効果】
【００３４】
本発明の非調質鋼材は、質量％で、０．０３％以上のＳを含有するにも拘わらず、圧延や鍛造など熱間加工後の調質処理を省略しても高い上部棚エネルギーを有するので、自動車、産業機械および建設機械などの非調質機械部品の素材として好適であり、製造コスト削減に大きく寄与する。なお、この非調質鋼材は本発明の方法によって製造することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００３５】
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、化学成分の含有量の「％」は「質量％」を意味する。
【００３６】
（Ａ）化学組成：
Ｃ：０．３０〜０．６０％
Ｃは、鋼の強度を確保するのに有効であり、また、自動車、産業機械および建設機械などの非調質機械部品においては、耐摩耗性を確保するのにも非常に有効である。これらの効果を得るためには、Ｃは０．３０％以上の含有量とする必要がある。しかしながら、Ｃの含有量が多くなり、特に、０．６０％を超えると、上部棚エネルギーの低下をもたらす。したがって、Ｃの含有量を、０．３０〜０．６０％とした。なお、Ｃ含有量の望ましい範囲は０．３８〜０．５５％である。
【００３７】
Ｓｉ：０．０５〜０．５％
Ｓｉは、脱酸効果を有する元素であり、また、フェライトの固溶強化にも有効な元素であるので、０．０５％以上含有させる。しかしながら、Ｓｉの含有量が過剰になると熱間加工性を損ねるので、その含有量の上限は、フェライトの固溶強化に必要かつ十分な０．５％である。したがって、Ｓｉの含有量を、０．０５〜０．５％とした。なお、Ｓｉ含有量の望ましい範囲は０．１５〜０．４％である。
【００３８】
Ｍｎ：０．２〜１．５％
Ｍｎは、鋼中でＭｎＳを形成して被削性を高めるために必要な元素であり、０．２％以上含有させる。しかしながら、Ｍｎの含有量が過剰になるとＭｎＳ量をいたずらに増やして上部棚エネルギーの低下を招き、特に、１．５％を超えると、上部棚エネルギーの低下が著しくなる。したがって、Ｍｎの含有量を０．２〜１．５％とした。なお、Ｍｎ含有量の望ましい範囲は０．４〜１．０％である。
【００３９】
Ｐ：０．０３５％以下
Ｐは、鋼中に不純物として含有される元素であり、粒界に偏析して粒界脆化割れを助長し、特に、その含有量が０．０３５％を超えると、粒界脆化割れが生じやすくなる。したがって、Ｐの含有量を０．０３５％以下とした。なお、Ｐには強度向上作用があるので、この効果を得たい場合には、Ｐの含有量は０．００５〜０．０３５％とすることが望ましい。
【００４０】
Ｓ：０．０３〜０．１０％
Ｓは、ＭｎＳを形成して被削性を高めるために必要な元素である。しかも、前記ＭｎＳには、これを核として粒内フェライトの生成を促進し、フェライト率を大きくして、上部棚エネルギーを高くする作用、すなわち靱性を高める作用がある。こうした効果を得るためには、Ｓは０．０３％以上の含有量とする必要がある。しかしながら、Ｓの含有量が多すぎてもその効果が飽和するばかりか、熱間加工性を低下させ、特に、０．１０％を超えると、熱間加工性の低下が著しくなる。したがって、Ｓの含有量を０．０３〜０．１０％とした。なお、Ｓ含有量の望ましい範囲は０．０３〜０．０７％である。
【００４１】
Ｔｉ：０．０２％以下
Ｔｉは、鋼中に不純物として含有されることがある元素であり、過剰に含有すれば上部棚エネルギーの低下を招き、特に、その含有量が０．０２％を超えると、上部棚エネルギーの低下が著しくなる。したがって、Ｔｉの含有量を０．０２％以下とした。なお、ＴｉにはＮとともに窒化物を形成して粒径を微細にする作用があるので、この効果を得たい場合には、Ｔｉの含有量は０．００５〜０．０２％とすることが望ましい。
【００４２】
Ａｌ：０．０５％以下
Ａｌも、鋼中に不純物として含有されることがある元素であり、過剰に含有すれば上部棚エネルギーの低下を招き、特に、その含有量が０．０５％を超えると、上部棚エネルギーの低下が著しくなる。したがって、Ａｌの含有量を０．０５％以下とした。なお、Ａｌには脱酸作用があり、また、Ｎとともに窒化物を形成して粒径を微細にする作用があるので、これらの効果を得たい場合には、Ａｌの含有量は０．００５〜０．０５％とすることが望ましい。
【００４３】
Ｎ：０．０３％以下
Ｎは、鋼中に不純物として含有される元素であり、過剰に含有すれば気泡を生成し、特に、その含有量が０．０３％を超えると、気泡の生成が著しくなって材質を損なうことになるし、Ｎを０．０３％以上含有させることは工業的に困難な場合が多くコストの上昇を招く。したがって、Ｎの含有量を０．０３％以下とした。なお、Ｎには固溶強化により強度を高める作用および、ＴｉやＡｌとともに窒化物を形成して粒径を微細にする作用があるので、これらの効果を得たい場合には、Ｎの含有量は０．００３〜０．０３％とすることが望ましい。
【００４４】
上記の理由から、本発明（１）に係る非調質鋼材の化学組成は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｔｉ、ＡｌおよびＮを上述した範囲で含有し、残部はＦｅおよび不純物からなることとした。
【００４５】
なお、本発明（１）に係る非調質鋼材においては、以上に述べたＣからＮまでの元素以外は、本質的に不純物であって、意図的に添加することはない。
【００４６】
ここで、不純物除去のための製鋼工程でのいたずらなコストアップを避け、また、過剰な含有による熱間割れを防止するという観点から、不純物中のＣｒ、ＣｕおよびＮｉの含有量は、いずれも、０．３％以下の範囲で許容できる。
【００４７】
（Ｂ）熱間加工方向に平行な面におけるＭｎＳの形態と分布：
本発明（１）に係る非調質鋼材が、前記（Ａ）項に記載の化学組成を有する場合であっても、熱間加工方向に平行な面におけるＭｎＳの形態と分布が、「アスペクト比が１０以下のＭｎＳの面積が全ＭｎＳ面積に対して５０％以上であること」という前記〈１〉の条件、および、「最大長方向に垂直な幅が２μｍ以下であるＭｎＳの面積が全ＭｎＳ面積に対して７５％以上であること」という前記〈２〉の条件の少なくとも一方から外れる場合には、ＭｎＳに起因した上部棚エネルギーの低下が生じてしまう。
【００４８】
したがって、本発明（１）に係る非調質鋼材においては、ＭｎＳに起因した上部棚エネルギーの低下を生じないようにするために、さらには、ＭｎＳを核とした粒内フェライトの生成が促進されることによるフェライト率の増大でさらに高い上部棚エネルギーを有するようにするために、熱間加工方向に平行な面におけるＭｎＳの形態と分布が、アスペクト比が１０以下のＭｎＳの面積が全ＭｎＳ面積に対して５０％以上であり、しかも、最大長方向に垂直な幅が２μｍ以下であるＭｎＳの面積が全ＭｎＳ面積に対して７５％以上であることと規定した。
【００４９】
なお、既に述べたように、「熱間加工方向に平行な面」とは、例えば、熱間加工が「熱間圧延」であれば「圧延方向の面」を、また、熱間加工が「熱間鍛造」であれば「鍛錬軸に平行な面」を指す。
【００５０】
また、「全ＭｎＳ面積」とは、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５５（２００３）記載の「鋼の非金属介在物の顕微鏡試験方法」に準じて、上記の観察面を倍率４００倍で６４視野、合計で１．４４ｍｍ2相当の面積を観察した際のＭｎＳ面積の合計を指す。
【００５１】
（Ｃ）マトリックスの組織：
本発明（１）に係る非調質鋼材が、前記（Ａ）項に記載の化学組成を有する場合であっても、マトリックスの組織としてのフェライト・パーライト組織におけるフェライト率が４０％に満たない場合には、さらに高い上部棚エネルギーは得られない。
【００５２】
一方、上記マトリックスの組織としてのフェライト・パーライト組織におけるフェライト率が６０％を超える場合には、中炭素構造用鋼としての所望の強度を保てなくなる。
【００５３】
したがって、本発明（１）に係る非調質鋼材においては、さらに高い上部棚エネルギーを有するようにするために、マトリックスの組織が、フェライトの割合が４０〜６０％のフェライト・パーライト組織であることと規定した。
【００５４】
なお、既に述べたように、マトリックスであるフェライト・パーライト組織におけるフェライトの割合には、パーライトを構成するフェライトは含まない。
【００５５】
（Ｄ）非調質鋼材の製造方法：
本発明（１）に係る非調質鋼材は、例えば、前記（Ａ）項に記載の化学組成を有する素材鋼を、「１０００〜１２５０℃に加熱して９００℃以上の温度域で累積減面率９０％以上の熱間加工を行った後、９００℃以上の温度域で３〜１０ｍｉｎ保持し、その後、さらに７５０℃以上９００℃未満の温度域で累積減面率５％以上９０％未満の熱間加工を行う」ことを特徴とする前記本発明（２）によって、製造することができる。
【００５６】
すなわち、熱間加工方向に平行な面において、前記（Ｂ）項で述べたアスペクト比が１０以下のＭｎＳの面積が全ＭｎＳ面積に対して５０％以上であり、しかも、最大長方向に垂直な幅が２μｍ以下であるＭｎＳの面積が全ＭｎＳ面積に対して７５％以上というＭｎＳの形態と分布、および（Ｃ）項で述べたフェライトの割合が４０〜６０％であるフェライト・パーライト組織のマトリックスを得るためには、
〔１〕素材鋼を、１０００〜１２５０℃に加熱して９００℃以上の温度域で累積減面率９０％以上の熱間加工を行った後、９００℃以上の温度域で３〜１０ｍｉｎ保持する、
〔２〕上記〔１〕の処理の後、さらに７５０℃以上９００℃未満の温度域で累積減面率５％以上９０％未満の熱間加工を行う、
という２段階での処理を施すのが効果的である。
【００５７】
なお、既に述べたように、上記〔１〕の処理でいう「素材鋼」とは、例えば、鋼塊、連続鋳造材、あるいはそれらを分塊圧延したビレットなど、熱間加工に供されるものを指す。
【００５８】
また、上記の「温度」が、対象となる素材鋼やそれを熱間加工したものの「表面温度」を指すことも既に述べたとおりである。
【００５９】
（Ｄ−１）〔１〕の処理について：
上記〔１〕の処理を施すことによって、ＭｎＳの幅が小さくなり、しかも、表面張力によって特に細くくびれた部分から分断して最大長が短くなるので、アスペクト比も小さくなる。
【００６０】
加熱温度が１０００℃より低い場合には、ＭｎＳ自体の変形抵抗が高くなってＭｎＳが変形しにくいため、ＭｎＳの幅を効果的に小さくすることが困難である。また、加熱温度が１２５０℃より高い場合も、ＭｎＳとマトリックスであるオーステナイトとの変形抵抗の差が大きくなり、マトリックスに比べてＭｎＳが変形しにくいので、ＭｎＳの幅を小さくすることが困難である。
【００６１】
同様に熱間加工の温度が９００℃より低い場合も、ＭｎＳの幅を効果的に小さくすることが困難である。また、９００℃以上の温度域での累積減面率が９０％に満たない場合も、ＭｎＳの幅を効果的に小さくすることが困難である。
【００６２】
なお、上記〔１〕の熱間加工において、１回の加熱だけでは、９００℃以上の温度域での累積減面率が９０％以上なるような熱間加工が行えない場合には、１０００〜１２５０℃の温度域に再加熱して、９００℃以上の温度域での累積減面率が９０％以上となるようにすればよい。
【００６３】
９００℃以上の累積減面率を大きくしすぎると、加工時間、加工コストをいたずらに高めることになるため、９００℃以上の温度域での累積減面率は、９８％以下とすることが望ましい。
【００６４】
さらに、９００℃以上の温度域で累積減面率９０％以上の熱間加工を行った後、９００℃以上の温度域で３ｍｉｎ以上保持することによって、ＭｎＳは表面張力によって特に細くくびれた部分から分断して最大長が短くなり、しかも、ＭｎＳの幅が小さくても最大長が短いので、ＭｎＳの形態として、図３（ａ）に示すようなアスペクト比の小さいものが得られる。
【００６５】
一方、前記の熱間加工後に９００℃以上の温度域で保持される時間が３ｍｉｎに満たない場合には、ＭｎＳが分断するのに十分な時間がないために、ＭｎＳの形態は、図３（ｂ）に示すようなアスペクト比の大きなものとなってしまう。
【００６６】
なお、図３の（ａ）および（ｂ）は、それぞれ、後述の実施例における試験番号３および試験番号１２におけるＭｎＳの形態と分布を示すものである。
【００６７】
上記の、９００℃以上の温度域での３ｍｉｎ以上という保持時間は、前記の熱間加工後に連続的に冷却して確保してもよいし、補熱や加熱をして確保してもよい。また、補熱や加熱と冷却を繰り返して確保してもよく、「９００℃以上の温度域に保持される時間が３ｍｉｎ以上」になりさえすればよい。
【００６８】
しかしながら、９００℃以上の温度域で長時間保持すると、いたずらに組織を粗大化し、吸収エネルギーの低下を招くため、９００℃以上の温度域での保持時間の上限は、１０ｍｉｎとする。
【００６９】
なお、９００℃以上の温度域で累積減面率９０％以上の熱間加工を施された場合であっても、９００℃以上の温度域で保持される時間が３ｍｉｎに満たずに一旦９００℃未満に温度低下し、その後９００℃以上に再加熱されて、９００℃以上に３ｍｉｎ以上保持されたものでは、顕著なＭｎＳの分断は生じない。このことから、９００℃以上の温度域で累積減面率９０％以上の熱間加工を行った後に、９００℃以上の温度域で３ｍｉｎ以上保持することによるＭｎＳの分断は、〔１〕の熱間加工直後に存在する加工歪を駆動力として起こっているものと推察される。
【００７０】
（Ｄ−２）〔２〕の処理について：
前記〔１〕の処理を施した後、さらに〔２〕の処理を行うこと、つまり、７５０℃以上９００℃未満の温度域で累積減面率５％以上９０％未満の熱間加工を行うことによって、加工オーステナイトからのフェライト変態が生じるだけではなく、ＭｎＳを核とする粒内フェライトの生成も生じるので、フェライト率が大きくなる。
【００７１】
たとえ前記〔１〕の処理によってＭｎＳを分断しても、〔２〕の処理における７５０℃以上９００℃未満の温度域での累積減面率が９０％以上となる場合には、分断されたＭｎＳが延伸することとなり、アスペクト比が大きくなってしまうので、所望のＭｎＳの形態と分布を得ることが困難となる。
【００７２】
また、〔２〕の処理における累積減面率が９０％未満であっても、その加工温度が９００℃以上の場合には、ＭｎＳがより一層延伸しやすくなるので、アスペクト比が大きくなって、所望のＭｎＳの形態と分布を得ることが困難となる。しかも、ＭｎＳを核とした粒内フェライトの生成を促進することができないので、フェライト率を向上させることも困難となる。
【００７３】
加工温度を７５０℃未満とすることは、オーステナイト単相域での加工とはならず、加工オーステナイトからのフェライト変態を起こさせることができないので、累積減面率で５％以上９０％未満の加工を行う前記９００℃未満の温度域の下限温度は、７５０℃とする。
【００７４】
また、加工オーステナイトからのフェライト変態を起こさせるため、７５０℃以上９００℃未満の温度域で行う前記熱間加工における累積減面率の下限は、５％とする。
【００７５】
なお、この〔２〕の処理における熱間加工は、前記〔１〕の処理から連続して行ってもよいし、前記〔１〕の処理の後で一旦温度降下したものを、例えば、１１００〜８００℃に再度加熱してから施してもよい。
【００７６】
以下、実施例により本発明を更に詳しく説明する。
【実施例】
【００７７】
表１に示す化学組成を有する鋼１〜１２を真空溶解炉によって溶解し、直径約２３０ｍｍの円筒状インゴットを作製した。
【００７８】
なお、表１中の鋼１〜３および鋼９〜１２は、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。一方、鋼４〜８は、Ｓの含有量が本発明で規定する条件から外れた鋼である。
【００７９】
【表１】
2008231544.tif 000002
【００８０】
上記のインゴットを、１２００〜１２５０℃に加熱して２時間保持した後、熱間鍛造を行い、厚さ１００ｍｍ×幅１００ｍｍ、厚さ６０ｍｍ×幅６０ｍｍおよび厚さ３０ｍｍ×幅６０ｍｍの角材を製造した。
【００８１】
熱間鍛造に際しては、鍛造中の温度が９００℃を下回ることがないように、最初の加熱温度と同じ温度に再加熱して鍛造加工を繰り返した。したがって、上記の厚さ１００ｍｍ×幅１００ｍｍ、厚さ６０ｍｍ×幅６０ｍｍおよび厚さ３０ｍｍ×幅６０ｍｍの角材の９００℃以上の温度域での累積減面率はそれぞれ、７５％、９０％および９５％である。
【００８２】
なお、上記の熱間鍛造の終了温度は、加熱温度、製造した角材の寸法（したがって、総減面率）により異なるが、全て１０５０℃を下回らないようにした。
【００８３】
熱間鍛造終了後は、大気中での放冷または水冷によって室温まで冷却した。
【００８４】
表２に、熱間鍛造の加熱温度、９００℃以上の温度域での累積減面率および９００℃以上の温度域での保持時間の詳細を示す。
【００８５】
なお、表２において９００℃以上の温度域での保持時間が３〜４ｍｉｎの各試験番号が熱間鍛造終了後に大気中で放冷したものである。また、９００℃以上の温度域での保持時間が３ｓｅｃの各試験番号が熱間鍛造終了後に水冷したものである。
【００８６】
なお、既に述べたように、上記の各温度は、対象となるインゴットやそれを熱間鍛造したものの「表面温度」を指す。
【００８７】
【表２】
2008231544.tif 000003
【００８８】
上記のようにして得た厚さ１００ｍｍ×幅１００ｍｍ、厚さ６０ｍｍ×幅６０ｍｍおよび厚さ３０ｍｍ×幅６０ｍｍの角材について、その厚さおよび幅の中央部から試験片を切り出し、樹脂に埋め込んで熱間鍛造方向に平行な面、つまり、鍛錬軸に平行な面が観察面になるように鏡面研磨した後、ナイタルで腐食し、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５１（２００５）記載の「鋼−結晶粒度の顕微鏡試験方法」に準じて、０．８ｍｍ径の円に相当する面積の視野を画像解析してフェライト率を算出した。
【００８９】
また、前記の厚さ１００ｍｍ×幅１００ｍｍ、厚さ６０ｍｍ×幅６０ｍｍおよび厚さ３０ｍｍ×幅６０ｍｍの角材の残りの部分を、１０５０℃に加熱して３０ｍｉｎ保持した後、８００℃にて、いずれも減面率が４０％の熱間圧延を施し、それぞれ、厚さ５２ｍｍ×幅１１５ｍｍ、厚さ３１ｍｍ×幅７０ｍｍおよび厚さ１６ｍｍ×幅６８ｍｍの鋼板に仕上げた。
【００９０】
なお、上記の８００℃における４０％の減面率は、本発明（２）でいう９００℃未満の温度域での累積減面率に相当するものである。なお、前記の表２に、この熱間圧延を併記した。
【００９１】
次いで、上記のようにして得た各圧延鋼板の中央部から試験片を切り出し、樹脂に埋め込んで熱間圧延方向に平行な面、つまり、圧延方向の面が観察面になるように鏡面研磨して、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５５（２００３）記載の「鋼の非金属介在物の顕微鏡試験方法」に準じて、上記の観察面を倍率４００倍で６４視野、合計で１．４４ｍｍ2相当の面積を共焦点顕微鏡を用いて観察し、画像処理によりＭｎＳの形態と分布を求めた。また、上記の鏡面研磨した面をナイタルで腐食し、マトリックスの組織を観察するとともに、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５１（２００５）記載の「鋼−結晶粒度の顕微鏡試験方法」に準じて、０．８ｍｍ径の円に相当する面積の視野を画像解析してフェライト率を算出した。
【００９２】
また、各圧延鋼板の厚さ方向の中央部の圧延方向と平行な方向から、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０２（１９９８）に記載の幅が１０ｍｍの「Ｕノッチ試験片」を切り出し、１００℃にてシャルピー衝撃試験を実施した。
【００９３】
表３に、上記の各試験結果をまとめて示す。
【００９４】
なお、熱間圧延した鋼板のマトリックスの組織は全て、「フェライト・パーライト組織」であった。このため、表３においては、上記熱間圧延した鋼板のマトリックス組織の記載を省略した。シャルピー試験では、全ての試験片について延性破面が得られたことから、表３においては、１００℃での吸収エネルギーを上部棚エネルギー（UＥUSE）と表記した。
【００９５】
また、図３に、９００℃以上の温度域で累積減面率９０％以上の熱間加工を受けた後の、９００℃以上の温度域での保持時間がＭｎＳの形態と分布に及ぼす影響の一例として、試験番号３および試験番号１２の場合を示す。なお、同図（ａ）は試験番号３の場合で、前記の保持時間は３ｍｉｎである。同図（ｂ）は試験番号１２の場合で、前記の保持時間は３ｓｅｃである。
【００９６】
【表３】
2008231544.tif 000004
【００９７】
表３から、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼１〜３を用いた試験番号１〜３の場合、０．０３％以上のＳを含有するにも拘わらず、ＭｎＳの形態と分布が本発明（１）で規定する範囲内にあって、熱間鍛造後に対して熱間圧延後のフェライト率も増加しているので、上部棚エネルギーは１０８．８〜１１９．２Ｊであり、同等のＳ含有量の鋼９〜１２を用いた試験番号９〜１２のそれより高いばかりか、Ｓ含有量が０．００８〜０．０１８％と低い鋼４〜８を用いた試験番号４〜８のそれをも上回っており、靱性に優れていることが明らかである。
【００９８】
これに対して、Ｓの含有量が本発明で規定する条件から外れた鋼４〜８を用いた試験番号４〜８の場合は、ＭｎＳの形態と分布に拘わらず、上部棚エネルギーは高々９５．２Ｊでしかない。
【００９９】
また、試験番号９〜１２の場合、用いた鋼９〜１２の化学組成は本発明で規定する範囲内にあるものの、ＭｎＳの形態と分布が本発明（１）で規定する範囲から外れているため、上部棚エネルギーは低い。
【０１００】
すなわち、鋼９および１０を用いた試験番号９および１０の場合は、最大長さ方向に垂直な幅が２μｍ以下であるＭｎＳの面積が全ＭｎＳ面積に対して７５％を下回っているため、上部棚エネルギーはそれぞれ、７９．２Ｊおよび８０Ｊであって、Ｓ含有量が０．００８〜０．０１８％と低い鋼４〜８を用いた試験番号４〜８のそれより低く、靱性が極めて劣るものである。
【０１０１】
なお、上記の試験番号９および１０の場合に、全ＭｎＳ面積に対する最大長さ方向に垂直な幅が２μｍ以下であるＭｎＳの面積が小さいのは、表２に示したように、熱間鍛造における９００℃以上の温度域での累積減面率が７５％と低いので、ＭｎＳの幅を効果的に小さくすることができなかったことに基づく。
【０１０２】
同様に、鋼１１および１２を用いた試験番号１１および１２の場合も、アスペクト比が１０以下のＭｎＳの面積が全ＭｎＳ面積に対して５０％を下回っているため、上部棚エネルギーはそれぞれ、８４．８Ｊおよび７４．４Ｊであって、Ｓ含有量が０．００８〜０．０１８％と低い鋼４〜８を用いた試験番号４〜８のそれより低く、靱性が極めて劣るものである。
【０１０３】
なお、上記の試験番号１１および１２の場合に、全ＭｎＳ面積に対するアスペクト比が１０以下のＭｎＳの面積が小さいのは、表２に示したように、熱間鍛造終了後の９００℃以上の温度域での保持時間が３ｓｅｃと極めて短いので、幅が短いＭｎＳの場合であっても、それが分断する時間がないために、アスペクト比の大きなまま残存してしまうことに基づく。
【産業上の利用可能性】
【０１０４】
本発明の非調質鋼材は、質量％で、０．０３％以上のＳを含有するにも拘わらず、圧延や鍛造など熱間加工後の調質処理を省略しても、高い上部棚エネルギーを有するので、自動車、産業機械および建設機械などの非調質機械部品の素材として好適であり、製造コスト削減に大きく寄与する。なお、この非調質鋼材は本発明の方法によって製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【０１０５】
【図１】粒径の微細化による延性脆性遷移温度の低下に基づく靱性の向上と、ＭｎＳによる上部棚エネルギーが低くなることに基づく靱性の低下を模式的に示す図である。
【図２】ＭｎＳのアスペクト比と幅についての説明する図である。
【図３】９００℃以上の温度域で累積減面率９０％以上の熱間加工を受けた後の、９００℃以上の温度域での保持時間がＭｎＳの形態と分布に及ぼす影響の一例を示す図である。（ａ）は実施例の試験番号３の場合で、前記の保持時間は３ｍｉｎである。（ｂ）は実施例の試験番号１２の場合で、前記の保持時間は３ｓｅｃである。
【図１】
2008231544.tif 000005
【図２】
2008231544.tif 000006
【図３】
2008231544.tif 000007