(57)【要約】【課題】熱間鍛造ままでも、疲労限度比および靭性に優れた高強度非調質熱間鍛造用鋼を提供する。【解決手段】（１）Ｃ：０．１０〜０．５０％、Ｓｉ：０．０５〜２％、Ｍｎ：０．３〜３％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．５％以下、Ｏ：０．００３％以下、Ｎ：０．０２％以下、Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖのうち、少なくともＮｂ及び／又はＴｉを含み、Ｖを含んでいても良く、Ｎｂを含む場合は、Ｎｂ：０．２％以下であり、Ｔｉを含む場合は、Ｔｉ：０．２０％以下、Ｎ：０．０１０％未満、およびＴｉ／Ｎ≧３．４をすべて満足し、Ｖを含む場合は、Ｖ：０．６％以下であり、残部：Ｆｅおよび不可避不純物を満足し、（２）所定の手順に従って得られる所定のＭＰ１およびＭＰ２が、ＭＰ１≧５×１０-4、ＭＰ２／ＭＰ１≧０．０５を満足している。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
（１）鋼中成分は、
Ｃ  ：０．１０〜０．５０％（質量％の意味、以下同じ。）、
Ｓｉ：０．０５〜２％、
Ｍｎ：０．３〜３％、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｐ  ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ｓ  ：０．５％以下（０％を含まない）、
Ｏ  ：０．００３％以下（０％を含まない）、
Ｎ  ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖのうち、少なくともＮｂ及び／又はＴｉを含み、Ｖを含んでいても良く、
Ｎｂを含む場合は、Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）であり、
Ｔｉを含む場合は、Ｔｉ：０．２０％以下（０％を含まない）、Ｎ：０．０１０％未満（０％を含まない）、およびＴｉ／Ｎ≧３．４をすべて満足し、
Ｖを含む場合は、Ｖ：０．６％以下（０％を含まない）であり、
残部：Ｆｅおよび不可避不純物を満足し、且つ、
（２）下記（Ａ）〜（Ｄ）の手順に従って得られるＭＰ１およびＭＰ２が、ＭＰ１≧５×１０-4、且つ、ＭＰ２／ＭＰ１≧０．０５を満足することを特徴とする疲労限度比および靭性に優れた高強度非調質熱間鍛造用鋼。
（Ａ）１０％アセチルアセトン−１％テトラメチルアンモニウムクロリドのメタノール溶液を電解液として用い、熱間圧延後の試料を２００Ａ／ｍ2以下の電流下で抽出する。
（Ｂ）前記抽出後のサンプルを０．２μｍのフィルターを用いてろ過し、フィルターに残った抽出残渣中のＮｂ及び／又はＴｉ（Ｖを更に含んでいてもよい）の各元素量を誘導結合プラズマ（Inductively Coupled Plasma、ＩＣＰ）発光分析によって定量する。
（Ｃ）鋼中に含まれるＮｂ及び／又はＴｉ（Ｖを更に含んでいてもよい）の各元素量から、前記（Ｂ）によって得られた抽出残渣中のＮｂ及び／又はＴｉ（Ｖを更に含んでいてもよい）の各元素量を引き、０．２μｍメッシュのフィルターを通過した抽出液中のＮｂ及び／又はＴｉ（Ｖを更に含んでいてもよい）の各元素量を求め、それぞれ、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］、［Ｖ］とする。
（Ｄ）下式に基づき、ＭＰ１およびＭＰ２を算出する。
ＭＰ１＝｛［Ｖ］／５１｝＋｛［Ｎｂ］／９３｝＋｛［Ｔｉ］／４８｝
ＭＰ２＝｛［Ｎｂ］／９３｝＋｛［Ｔｉ］／４８｝
【請求項２】
更に、Ｍｏ：１％以下、及び／又はＢ：０．０１５％以下を含有する請求項１に記載の高強度非調質熱間鍛造用鋼。
【請求項３】
更に、Ｎｉ：２％以下、Ｃｕ：２％以下、およびＣｒ：３％以下よりなる群から選択される少なくとも一種を含有する請求項１または２に記載の高強度非調質熱間鍛造用鋼。
【請求項４】
更に、Ｃａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以下、およびＲＥＭ：０．０２％以下よりなる群から選択される少なくとも一種を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の高強度非調質熱間鍛造用鋼。
【請求項５】
更に、Ｚｒ：０．１％以下、Ｔａ：０．１％以下、およびＨｆ：０．１％以下よりなる群から選択される少なくとも一種を含有する請求項１〜４のいずれかに記載の高強度非調質熱間鍛造用鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車などの輸送機器、建設機械、その他の産業機械などの部品の素材として使用される熱間鍛造用鋼に関し、特に、熱間鍛造後に熱処理を行なわなくても（非調質）、高い疲労限度比と高靭性を有する高強度非調質熱間鍛造用鋼に関するものである。本発明の高強度非調質熱間鍛造用鋼は、特に、歯車、シャフト類、軸付き歯車などの素材として好適に用いられる。
【背景技術】
【０００２】
自動車、建設機械、その他の各種産業機械に用いられる機械部品であって、特に高強度が要求される機械部品は、通常、熱間圧延後、熱間で鍛造を行なった後に焼入れ−焼戻しなどの熱処理（いわゆる調質処理）を施して必要な機械特性を付与して製造される。しかしながら、低コスト化や製造効率などの観点から、熱間鍛造まま（非調質）でも、所望の機械的特性、特に、疲労限度比と強度に優れ、更に靭性にも優れた非調質熱間鍛造用鋼（熱間圧延材）の提供が切望されている。
【０００３】
強度向上の観点からは、例えば、Ｃ量を高めることが考えられるが、被削性が低下するといった問題がある。
【０００４】
そこで、鋼中にＴｉ、Ｎｂ、Ｖなどの析出強化元素を添加して疲労強度［特に、疲労限度比（＝疲労強度／引張強度）］の改善を図る技術が提案されている（例えば、特許文献１および特許文献２）。しかしながら、特許文献１の方法では、高い疲労限度比を達成できるが引張強度は８５０ＭＰａ程度と低く、一方、特許文献２の方法では、高い引張強度を確保できるが疲労限度比が低下するといった問題がある。
【特許文献１】特開昭６２−１６７８５５号公報
【特許文献２】特許第３４８５８０５号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、熱間鍛造まま（非調質）でも、引張強度と疲労限度比の両方に優れており、更に靭性も改善された高強度非調質熱間鍛造用鋼を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
上記課題を解決することのできた本発明に係る疲労限度比および靭性に優れた高強度非調質熱間鍛造用鋼は、（１）鋼中成分は、Ｃ：０．１０〜０．５０％（質量％の意味、以下同じ。）、Ｓｉ：０．０５〜２％、Ｍｎ：０．３〜３％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｏ：０．００３％以下（０％を含まない）、Ｎ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖのうち、少なくともＮｂ及び／又はＴｉを含み、Ｖを含んでいても良く、Ｎｂを含む場合は、Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）であり、Ｔｉを含む場合は、Ｔｉ：０．２０％以下（０％を含まない）、Ｎ：０．０１０％未満（０％を含まない）、およびＴｉ／Ｎ≧３．４をすべて満足し、Ｖを含む場合は、Ｖ：０．６％以下（０％を含まない）であり、残部：Ｆｅおよび不可避不純物を満足し、且つ、（２）下記（Ａ）〜（Ｄ）の手順に従って得られるＭＰ１およびＭＰ２が、ＭＰ１≧５×１０-4、且つ、ＭＰ２／ＭＰ１≧０．０５を満足するところに要旨を有している。
（Ａ）１０％アセチルアセトン−１％テトラメチルアンモニウムクロリドのメタノール溶液を電解液として用い、熱間圧延後の試料を２００Ａ／ｍ2以下の電流下で抽出する。
（Ｂ）前記抽出後のサンプルを０．２μｍのフィルターを用いてろ過し、フィルターに残った抽出残渣中のＮｂ及び／又はＴｉ（Ｖを更に含んでいてもよい）の各元素量を誘導結合プラズマ（Inductively Coupled Plasma、ＩＣＰ）発光分析によって定量する。
（Ｃ）鋼中に含まれるＮｂ及び／又はＴｉ（Ｖを更に含んでいてもよい）の各元素量から、前記（Ｂ）によって得られた抽出残渣中のＮｂ及び／又はＴｉ（Ｖを更に含んでいてもよい）の各元素量を引き、０．２μｍメッシュのフィルターを通過した抽出液中のＮｂ及び／又はＴｉ（Ｖを更に含んでいてもよい）の各元素量を求め、それぞれ、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］、［Ｖ］とする。
（Ｄ）下式に基づき、ＭＰ１およびＭＰ２を算出する。
ＭＰ１＝｛［Ｖ］／５１｝＋｛［Ｎｂ］／９３｝＋｛［Ｔｉ］／４８｝
ＭＰ２＝｛［Ｎｂ］／９３｝＋｛［Ｔｉ］／４８｝
【０００７】
好ましい実施形態において、上記の高強度非調質熱間鍛造用鋼は、更に、Ｍｏ：１％以下、及び／又はＢ：０．０１５％以下を含有する。
【０００８】
好ましい実施形態において、上記の高強度非調質熱間鍛造用鋼は、更に、Ｎｉ：２％以下、Ｃｕ：２％以下、およびＣｒ：３％以下よりなる群から選択される少なくとも一種を含有する。
【０００９】
好ましい実施形態において、上記の高強度非調質熱間鍛造用鋼は、更に、Ｃａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以下、およびＲＥＭ：０．０２％以下よりなる群から選択される少なくとも一種を含有する。
【００１０】
好ましい実施形態において、上記の高強度非調質熱間鍛造用鋼は、更に、Ｚｒ：０．１％以下、Ｔａ：０．１％以下、およびＨｆ：０．１％以下よりなる群から選択される少なくとも一種を含有する。
【発明の効果】
【００１１】
本発明によれば、熱間鍛造まま（非調質）でも、引張強度と疲労限度比の両方に優れており、靭性も更に高められた非調質熱間鍛造用鋼を提供することができた。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１２】
本発明者は、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖなどの析出強化元素添加による疲労強度改善技術において、引張強度を必要以上に高くすることなしに疲労限度比が一層高められ、靭性も更に改善された技術の提供を目的として鋭意検討してきた。その結果、まず、強度および疲労限度比を高めるためには、（ａ）熱間圧延後熱間鍛造前の鋼材（鍛造用鋼）において、後記する方法によって得られるフィルター通過物中のＮｂ及び／又はＴｉ（Ｖが含まれていてもよい、後記するＭＰ１）を所定値以上にしておくことが有効であること、（ｂ）特に、鋼中にＮｂ及び／又はＴｉのほかにＶを含有するときは、上記（ａ）の要件に加え、ＭＰ１中に含まれる、Ｎｂ及び／又はＴｉの量（後記するＭＰ２）の比（ＭＰ２／ＭＰ１）を多くすることが有効であり、上記（ａ）および（ｂ）により、熱間鍛造加熱時に、Ｖや、Ｖに比べて固溶し難いＮｂ及び／又はＴｉが再固溶し易くなるため、これら元素による析出強化作用が効果的に発揮され、高い疲労限度比と強度が得られることを突き止めた。そして、これらの要件を達成するためには、鍛造前の、分塊圧延工程または熱間圧延時の少なくともいずれかの工程において、１２５０℃以上で１時間以上加熱保持する高温・長時間加熱保持処理を施すことが極めて重要であることを見出した。更に、強度および疲労限度比の向上に加え、高い靭性も得るためには、熱間鍛造時の加熱条件を、オーステナイト粒が粗大化しない程度に制御すれば良い（おおむね、１１５０〜１２５０℃で１時間以下）ことを突き止め、本発明を完成した。
【００１３】
以下、本発明に到達した経緯を説明する。以下では、説明の便宜上、後記する電解抽出法→０．２μｍメッシュのフィルターでろ過→フィルターを通過するものを「フィルター通過物」と呼ぶ場合がある。「フィルター通過物」には、後に詳しく説明するように、ナノサイズの超微細析出物（具体的には、おおむね、平均粒径３０ｎｍ以下の超微細析出物）のほか、マトリックス中に固溶した固溶物も含まれる。上記の「フィルター通過物」は、Ｎｂ及び／又はＴｉを含有しており、Ｖを更に含有しても良いし、含有しなくてもよい。両者を区別するため、Ｖを含有するものを特に「Ｖ含有フィルター通過物」などと呼び、Ｖを含有しないものを特に「Ｖ非含有フィルター通過物」などと呼ぶ場合がある。また、Ｖ含有フィルター通過物中に含まれる超微細析出物を「Ｖ含有超微細析出物」と呼び、Ｖ非含有フィルター通過物中に含まれる超微細析出物を「Ｖ非含有超微細析出物」と呼ぶ場合がある。
【００１４】
一般に、析出強化は、加熱時に固溶したＶなどの析出強化元素が、鍛造後の冷却時のフェライト変態時に、フェライト中に微細に多数析出することによって得られる。析出強化に寄与する析出物は、主に、ＮａＣｌ型の結晶構造を有するＭＸ型化合物（Ｍ＝Ｍｅｔａｌｌｉｃ  ｅｌｅｍｅｎｔｓ、Ｘ＝ｃａｒｂｏｎまたはｎｉｔｒｏｇｅｎ）であり、例えば、鋼中にＴｉ，Ｎｂ、Ｖの析出強化元素を含む場合は、（Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ）（Ｃ、Ｎ）析出物が生成し、鋼中にＴｉ，Ｎｂの析出強化元素を含む場合は、（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）析出物が生成する。ところが、析出強化元素を一定量以上添加すると上記作用は飽和してしまい、更なる特性改善（特に高強度化）を図ることは困難であった。
【００１５】
そこで、本発明者は、析出強化作用が飽和する原因を追究した。その結果、析出強化作用を一層高めるために析出強化元素の添加量を多くしても、鍛造後の冷却時に、フェライト中ではなくオーステナイト中でＭＸ型析出物が析出してしまうために所望の特性が得られないこと、また、フェライト中で析出した場合でも析出後の粒成長が著しく速くなるため、ＭＸ型析出物が粗大に成長してしまい、析出強化作用が低減し、所望の高強度化を達成できないことを突き止めた。上記知見に基づき、本発明者は更に検討を重ねた。その結果、オーステナイト域での析出を抑制してフェライト中で上記析出物を微細に多数析出させるためには、鍛造前の分塊圧延及び／又は熱間圧延の加熱条件を適切に制御することが有効であり、特に、加熱条件を従来よりも高温で且つ長時間保持する必要があることを見出した。
【００１６】
なお、熱間圧延後の鍛造工程で高温且つ長時間の加熱保持を行なう方法も試みたが、この場合、オーステナイト粒が粗大化し、その結果、変態後の組織も粗大化して靭性が低下することが実験により判明した。すなわち、優れた靭性を確保するためには、熱間鍛造時の加熱条件を高温且つ長時間に設定することは好ましくなく、オーステナイト粒が粗大化しない程度の条件で加熱保持する必要があることが分かった。そこで、本発明では、熱間鍛造時の加熱温度をオーステナイト粒が粗大化しない程度に低く設定したとしても、析出強化元素であるＮｂ、Ｔｉ、Ｖ（特に、固溶し難いＮｂ、Ｔｉ）が再固溶するよう、鍛造前の分塊圧延及び／又は熱間圧延を高温で且つ長時間加熱保持することにした次第である。本発明によれば、鍛造前の分塊圧延及び／又は熱間圧延での高温加熱保持によって強度および疲労限度比が高められ、鍛造時の低温加熱処理（「低温」とは、オーステナイト粒が粗大化しない程度に低い温度という意味）によって靭性が高められるようになる。
【００１７】
そして、このようにして得られた熱間圧延材（鍛造用鋼）について、後記する方法でフィルター通過物の組成を定量分析すると、（ａ）このフィルター通過物には、多くのＮｂ及び／又はＴｉ（更にはＶ）が含まれていること（すなわち、ＭＰ１≧５×１０-4）、（ｂ）特に、Ｖを含有するフィルター通過物には、当該Ｖ含有フィルター通過物中（厳密には、ＭＰ１中）にＮｂ及び／又はＴｉが一定量以上含まれていること（すなわち、ＭＰ２／ＭＰ１≧０．０５）が判明した。すなわち、ＭＰ１およびＭＰ２が上記要件を満足するフィルター通過物が、強度と疲労限度比の向上の改善に大きく寄与していると考えられる。Ｖ含有フィルター通過物において、特に、（ＭＰ２／ＭＰ１）の比を制御することによって上記特性が向上する理由は、詳細には不明であるが、Ｖ含有フィルター通過物（ＭＰ１）中に所定量のＮｂ及び／又はＴｉ（ＭＰ２）が存在すると、（ｉ）Ｎｂ及び／又はＴｉは、Ｖに比べて拡散速度が遅いために析出物の粗大化が抑制され、ナノサイズの超微細析出物や固溶物を多数確保でき、高強度化を達成できると共に、（ｉｉ）フェライトとの整合性が悪くなり、疲労限度比の改善も達成できるためと推察される。
【００１８】
このように、本発明は、「微細な析出物を多く析出させて強度や疲労限度比を高める」という従来の基本的な考えから更に一歩進んで、「析出強化元素のうち特に拡散速度が遅いＮｂおよびＴｉについて、これらの元素が、熱間鍛造時の低い加熱温度（「低い加熱温度」とは、オーステナイト粒が粗大化しない程度に低い温度という意味）でも再固溶するよう、熱間圧延後の状態で、ナノサイズの超微細析出物とするか若しくは固溶物としておくことによって強度や疲労限度比の向上を図った」ところに技術的思想を有するものである。本発明の技術的思想は、前述したＭＰ１、および（ＭＰ２／ＭＰ１）の比で表される。以下では、ＭＰ１で表される超微細析出物または固溶物を「超微細析出物・固溶物」と呼ぶ場合がある。また、（ＭＰ２／ＭＰ１）の比をＱ値と呼ぶ場合がある。
【００１９】
本明細書において、「非調質熱間鍛造用鋼」とは、熱間圧延後熱間鍛造が施される前の熱間圧延材であって、熱間鍛造後の調質処理が不要なものを意味する。
【００２０】
本明細書において、「高強度」とは、熱間鍛造後の引張強度が約９００ＭＰａ以上１３００ＭＰａ未満のものを意味する。
【００２１】
また、本明細書において、「疲労限度比が高い」とは、熱間鍛造後の、疲労強度／引張強度の比で表される疲労限度比が、おおむね、０．３０以上（好ましくは、０．３３以上）のものを意味する。
【００２２】
本明細書において、「靭性に優れた」とは、２０℃における吸収エネルギー（ｖＥ20）が５０Ｊ以上のものを意味する。
【００２３】
以下、本発明の高強度非調質熱間鍛造用鋼について詳しく説明する。
【００２４】
はじめに、本発明を最も特徴付けるＭＰ１、およびＱ値（ＭＰ２／ＭＰ１）について説明する。
【００２５】
ＭＰ１およびＭＰ２の「ＭＰ」は、Ｍｅｔａｌｌｉｃ  ｅｌｅｍｅｎｔｓ（注：ＭＸ型化合物のＭ）  Ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅの略である。ＭＰ１およびＭＰ２において、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの各元素は、すべて、原子割合で表されている。
【００２６】
（ＭＰ１）
ＭＰ１は下式で表される。ＭＰ１は、後記する電解抽出法→０．２μｍメッシュのフィルターでろ過→フィルターを通過するフィルター通過物（超微細析出物および固溶物の両方を含む）中に含まれる析出強化元素（ＭＸ型化合物を構成するＭであり、ここでは、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ）の原子割合を規定したものである。
ＭＰ１＝｛［Ｖ］／５１｝＋｛［Ｎｂ］／９３｝＋｛［Ｔｉ］／４８｝
【００２７】
ＭＰ１が多くなるほど、熱間鍛造加熱時に再固溶しやすくなるＮｂ、Ｔｉ、Ｖの量も多くなり、強度および疲労限度比だけでなく、靭性も高められるようになる。上記作用を有効に発揮させるため、本発明では、ＭＰ１≧５×１０-4とする。ＭＰ１は大きいほど良く、例えば、７．０×１０-4以上であることが好ましく、１０．０×１０-4以上であることがより好ましい。
【００２８】
フィルター通過物は、Ｎｂ及び／又はＴｉを含み、Ｖを更に含んでいてもよい。Ｖは選択成分である。フィルター通過物中に含まれるＮｂ、Ｔｉ、Ｖは、以下に詳述するように析出物として存在しても良いし、あるいは、固溶物として存在してもよい。０．２μｍメッシュのフィルターを通過し得る析出物は、平均粒径がナノサイズの超微細析出物であり、おおむね、３０ｎｍ以下の平均粒径を有している。
【００２９】
以下、フィルター通過物中に含まれる超微細析出物について説明する。
【００３０】
フィルター通過物がＶを含有するＶ含有フィルター通過物中において、上記超微細析出物は、（Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ）（Ｃ、Ｎ）析出物として表わすことができ、具体的には、例えば、Ｎｂ炭化物、Ｎｂ窒化物、Ｎｂ炭窒化物、Ｔｉ炭化物、Ｔｉ窒化物、Ｔｉ炭窒化物、Ｎｂ−Ｔｉ複合炭化物、Ｎｂ−Ｔｉ複合窒化物、Ｎｂ−Ｔｉ複合炭窒化物、Ｎｂ−Ｖ炭化物、Ｎｂ−Ｖ窒化物、Ｎｂ−Ｖ炭窒化物、Ｔｉ−Ｖ炭化物、Ｔｉ−Ｖ窒化物、Ｔｉ−Ｖ炭窒化物、Ｎｂ−Ｔｉ−Ｖ複合炭化物、Ｎｂ−Ｔｉ−Ｖ複合窒化物、Ｎｂ−Ｔｉ−Ｖ複合炭窒化物が挙げられる。これらのうち少なくとも一種を含んでいるものはすべて、本明細書における「Ｖ含有超微細析出物」に包含される。また、本発明における析出物の存在形態は、特に限定されず、例えば、上記のＮｂ炭化物などが単独で存在しても良いし、あるいは、上記のＮｂ炭化物に他の析出物（例えば、Ａｌ窒化物など）が結合した状態で存在しても良い。また、ＣｒやＭｏを更に含有する場合は、ＣｒやＭｏを含む炭化物や炭窒化物などとして存在してもよい。
【００３１】
一方、フィルター通過物がＶを含有しないＶ非含有フィルター通過物中において、上記超微細析出物は、（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）析出物として表わすことができ、具体的には、例えば、Ｎｂ炭化物、Ｎｂ窒化物、Ｎｂ炭窒化物、Ｔｉ炭化物、Ｔｉ窒化物、Ｔｉ炭窒化物、Ｎｂ−Ｔｉ複合炭化物、Ｎｂ−Ｔｉ複合窒化物、Ｎｂ−Ｔｉ複合炭窒化物が挙げられる。これらのうち少なくとも一種を含んでいるものはすべて、本明細書における「Ｖ非含有超微細析出物」に包含される。また、本発明における析出物の存在形態は、特に限定されず、例えば、上記のＮｂ炭化物などが単独で存在しても良いし、あるいは、上記のＮｂ炭化物に他の析出物（例えば、Ａｌ窒化物など）が結合した状態で存在しても良い。また、ＣｒやＭｏを更に含有する場合は、ＣｒやＭｏを含む炭化物や炭窒化物などとして存在してもよい。
【００３２】
｛Ｑ値［＝（ＭＰ２／ＭＰ１）］｝
ＭＰ２は下式で表される。ＭＰ２は、後記する電解抽出法→０．２μｍメッシュのフィルターでろ過→フィルターを通過するフィルター通過物中に含まれるＭＸ型化合物を構成するＭ（ここで、Ｍ＝Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ）のうち、ＮｂおよびＴｉの原子割合の合計量を意味する。
ＭＰ２＝｛［Ｎｂ］／９３｝＋｛［Ｔｉ］／４８｝
【００３３】
（ＭＰ２／ＭＰ１）の比で表されるＱ値は、Ｖを必須成分として含有するＶ含有フィルター通過物において、高強度および高疲労限度比の実現に有効なＴｉ、ＮｂがＶ含有超微細析出物・固溶物中に含まれる原子比を規定したものである。本発明では、Ｔｉ、Ｎｂによる上記作用を有効に発揮させるための要件として、Ｑ値≧０．０５を規定した。これは、Ｖ含有フィルター通過物において、Ｖ含有超微細析出物・固溶物中のＴｉ，Ｎｂの原子比が５％以上であれば、析出物の成長が阻害され、所望とする特性を確保することができるという経験的知見に基づいている。本発明によれば、上記のようにＭＰ１を規定することによって熱間鍛造後の析出量を確保することができ、且つ、Ｑ値を制御することによって強度および疲労限度比が一層高められるようになる。これらの特性を確保するためには、ナノサイズの超微細析出物や固溶物を多数生成させるだけでは不充分であり、Ｑ値が０．０５未満の超微細析出物や固溶物を多数生成させたときは、高強度化を確保できても高い疲労限度比は得られないことを実験によって確認している。
【００３４】
Ｑ値が大きいほど、すなわち、上記のＶ含有超微細析出物・固溶物中に占めるＮｂ及び／又はＴｉの原子割合が大きいほど、上記作用は顕著に発揮される。好ましいＱ値は、鋼中に含まれる上記成分の量などによっても相違するが、おおむね、０．１０以上であることが好ましく、０．１５以上であることがより好ましい。
【００３５】
なお、Ｑ値は、フィルター通過物がＶを含有するときに有用な要件である。フィルター通過物がＶを含有しない場合、Ｑ値は計算によって１となり、Ｑ値≧０．０５を必然的に満たすからである。
【００３６】
次に、フィルター通過物中のＮｂ、Ｔｉ、Ｖの各元素量（［Ｎｂ］、［Ｔｉ］、［Ｖ］）を測定する方法について説明する。これらは、下記（Ａ）〜（Ｃ）の手順に従って得られる。以下に説明するように、Ｖ含有フィルター通過物中に含まれる上記元素の量は、フィルター上に残った抽出残渣中に含まれる上記元素の量（抽出残渣量）を定量分析し、鋼中に含まれる上記元素の量から、抽出残渣量を差し引くことによって間接的に算出している。これは、Ｖ含有フィルター通過物中に含まれる上記元素の量を直接定量分析することは困難なためである。
【００３７】
（Ａ）１０％アセチルアセトン−１％テトラメチルアンモニウムクロリドのメタノール溶液を電解液として用い、熱間圧延後の試料を２００Ａ／ｍ2以下の電流下で抽出（電  気分解）する。これにより、マトリックスが溶解し、析出物が表面に露出する。熱間圧延後の試料を採取するに当たっては、特に、採取位置に留意する必要があり、例えば、熱間圧延材が円柱状の場合はＤ／４位置（Ｄは直径）、熱間圧延材が角形状または板状の場合はＤ／４位置（Ｄは厚み）から採取するようにする。なお、熱間圧延後の試料のサイズは特に限定されず、熱間圧延材の形状によって適宜適切に調整すれば良い。後記する実施例では、熱間圧延後の棒材のＤ／４（Ｄは厚み）位置から縦１５ｍｍ×横１５ｍｍ×長さ５ｍｍの試料を採取した。
【００３８】
（Ｂ）次いで、抽出後のサンプルをメッシュサイズ０．２μｍのフィルターを用いてろ過し、フィルターに残った抽出残渣中のＮｂ及び／又はＴｉ（Ｖを更に含んでいてもよい）の各元素量を誘導結合プラズマ（Inductively Coupled Plasma、ＩＣＰ）発光分析によって定量する。後記する実施例では、０．２μｍのフィルターとしてアドバンテック社製メンブレンフィルター（材質ポリカーボネート）を用いた。
【００３９】
（Ｃ）鋼中に含まれるＮｂ及び／又はＴｉ（Ｖを更に含んでいてもよい）の各元素量から、前記（Ｂ）によって得られた抽出残渣中のＮｂ及び／又はＴｉ（Ｖを更に含んでいてもよい）の各元素量を引き、０．２μｍメッシュのフィルターを通過した抽出液中のＮｂ及び／又はＴｉ（Ｖを更に含んでいてもよい）の各元素量を求め、それぞれ、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］、［Ｖ］とする。
【００４０】
以上、本発明を特徴付けるＭＰ１およびＱ値について説明した。
【００４１】
次に、鋼の化学成分を説明する。
【００４２】
Ｃ：０．１０〜０．５０％
Ｃは、パーライトを形成すると共に、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖiと結合してＭＸ型化合物を形成してフェライトを強化し、高強度化に寄与する元素である。所定の強度を確保するため、Ｃ量は、０．１０％以上とする。ただし、Ｃ量が過剰になると、パーライト分率が増えすぎてフェライトによる析出強化量が低減し、かえって疲労限度比が低下するため、上限を０．５０％とする。Ｃ量は、０．２０％以上０．４５％以下であることが好ましく、０．２６％以上０．４０％以下であることがより好ましい。
【００４３】
Ｓｉ：０．０５〜２％
Ｓｉは脱酸剤として作用するほか、固溶強化によってフェライトおよびパーライトを強化し、疲労限度比の向上に寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｓｉ量を０．０５％以上とする。ただし、Ｓｉ量が２％を超えると、冷却時にベイナイトなどの過冷組織が生成し、かえって疲労限度比の低下を招くため、上限を２％とする。Ｓｉ量は、０．１％以上１．５％以下であることが好ましく、０．４％以上１．０％以下であることがより好ましい。
【００４４】
Ｍｎ：０．３〜３％
Ｍｎは、変態温度を低下させることによってフェライトを微細化して強度や疲労限度比、更には靭性の改善に寄与する元素である。Ｍｎ量が０．３％未満では、焼入れ性改善作用が少なく、上記作用が有効に発揮されないため、下限を０．３％とする。ただし、Ｍｎ量が過剰になると、冷却時にベイナイトなどの過冷組織が生成し、かえって疲労限度比が低下するため、その上限を３％とする。Ｍｎ量の下限は、０．５％であることが好ましく、０．７５％以上であることがより好ましい。また、Ｍｎ量の上限は、２．５％以下であることが好ましく、２．０％以下であることがより好ましく、１．８％以下であることがさらに好ましい。
【００４５】
Ａｌ：０．００５〜０．１％
Ａｌは、脱酸剤として有用であり、そのために０．００５％以上添加する。ただし、Ａｌ量が過剰になると、介在物が多く発生し、疲労特性、更には靭性が低下するため、上限を０．１％とした。Ａｌ量は、０．０１％以上０．０７％以下であることが好ましく、０．０１５％以上０．０５％以下であることがより好ましい。
【００４６】
Ｐ：０．０５％以下、Ｏ：０．００３％以下
ＰおよびＯは、いずれも、靭性を劣化させる元素であるため、極力低減することが好ましい。ここでは、特別な精錬処理による低減化を行なわなくても靭性を著しく劣化させない量の上限として、Ｐを０．０５％、Ｏを０．００３％とした。これらの元素は少ないほど良く、Ｐは、０．０３％以下であることが好ましく、０．０２％以下であることがより好ましく、０．０１５％以下であることが更に好ましい。また、Ｏは、０．００２％以下であることが好ましく、０．００１５％以下であることがより好ましい。
【００４７】
Ｓ：０．５％以下
Ｓは、ＭｎＳを形成して切削性改善に寄与する元素である。従って、切削性が要求される用途に使用する場合は、Ｓ量は、０．１％以上であることが好ましい。ただし、Ｓ量が過剰になると、靭性が劣化するため、上限を０．５％とする。Ｓ量は、０．２％以下であることが好ましい。なお、靭性が要求される場合には、Ｓ量は０．１％以下であることがより好ましい。
【００４８】
Ｎ：０．０２％以下（０％を含まない）
Ｎは、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ（更には、必要に応じて添加されるＺｒ、Ｔａ、Ｈｆ）と結合してＭＸ型化合物を生成し、引張強度や疲労限度比の向上に寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｎ量は、０．００３０％以上であることが好ましい。ただし、過剰に添加すると、粗大なＭＸ型化合物が生成し、疲労特性が低下するため、上限を０．０２％とする。Ｎ量は、おおむね、０．０１％以下であることが好ましく、０．００７％以下であることがより好ましく、０．００５５％以下であることが更に好ましい。特には、析出強化元素としてＴｉを添加する場合は、後記するように、所望の超微細析出物が得られるよう、Ｔｉ量に応じてＮ量を適切に制御することが好ましい。
【００４９】
Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖについて
これらの元素は、ＣやＮと結合してＭＸ型化合物を生成し、高強度化に寄与する元素である。このうち、ＮｂやＴｉは、Ｖと異なって析出速度が非常に遅いため、ＮｂやＴｉの添加により、フェライト中のＭＸ型化合物の成長が著しく抑制され、所望とする超微細析出物が多数生成するようになる。従って、本発明では、少なくともＮｂ及び／又はＴｉを含んでおり、Ｖは選択元素である。強度と疲労限度比の更なる向上といった観点からすれば、Ｖを含有していることが好ましく、Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖをすべて含有していることが最も好ましい。以下、各成分について説明する。
【００５０】
Ｎｂを含む場合はＮｂ：０．２％以下
Ｎｂ添加による上記作用を有効に発揮させるためには、Ｎｂ量は、０．０２２％以上であることが好ましく、０．０４％以上であることがより好ましい。ただし、過剰に添加すると、加熱時に固溶せずに未固溶のものが多くなり、粗大な化合物が析出しやすくなって当該粗大化合物が疲労の起点となり、疲労限度比が低下するため、上限を０．２％とする。Ｎｂ量の上限は０．１％であることが好ましく、０．０８％以下であることがより好ましい。
【００５１】
Ｔｉを含む場合は、Ｔｉ：０．２０％以下、Ｎ：０．０１０％未満、およびＴｉ／Ｎ≧３．４
Ｔｉ添加による上記作用を有効に発揮させるためには、上記のように、Ｔｉ量のみならず、Ｎ量と、ＴｉとＮの原子比を適切に制御する必要がある。Ｔｉは、ＣよりもＮとの反応性が強く、Ｎが０．０１％以上含まれると粗大なＴｉＮが凝固時に形成されるようになり、超微細析出物中に含まれるＴｉ量が少なくなるためである。好ましくは、Ｔｉ：０．０２％以上０．１％以下、Ｎ：０．００７０％以下、Ｔｉ／Ｎ≧４．０であり、より好ましくは、Ｔｉ：０．０４％以上０．０８％以下、Ｎ：０．００５５％以下、Ｔｉ／Ｎ≧５．０である。
【００５２】
なお、Ｎｂは、Ｔｉとは異なって前述した反応性の差は殆ど見られないため、Ｎｂ添加の場合は、Ｎ量と、ＮｂとＮの原子比を適切に制御する必要は特にない。
【００５３】
Ｖを含む場合は、Ｖ：０．６％以下
Ｖ添加による上記作用を有効に発揮させるためには、Ｖ量は、０．１５％以上であることが好ましく、０．２％以上であることがより好ましい。ただし、過剰に添加すると、加熱時に固溶せずに未固溶のものが多くなり、粗大な化合物が析出しやすくなって当該粗大化合物が疲労の起点となり、疲労限度比が低下するため、上限を０．６％とする。Ｖ量の上限は０．５％であることが好ましく、０．４％以下であることがより好ましい。
【００５４】
本発明の高強度非調質熱間鍛造用鋼は、上記成分を含有し、残部：Ｆｅおよび不可避不純物である。
【００５５】
更に、本発明の非調質鋼部品は、他の特性改善などを目的として、下記の成分を含有しても良い。
【００５６】
Ｍｏ：１％以下、及び／又はＢ：０．０１５％以下
ＭｏおよびＢは、いずれも、変態温度を低下させることでフェライトを微細化して強度や疲労限度比の改善に寄与するほか、靭性の向上にも寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｍｏを０．１％以上、Ｂを０．０００３％以上添加することが好ましく、Ｍｏを０．２％以上、Ｂを０．０００６％以上添加することがより好ましい。ただし、過剰に添加すると、冷却時にベイナイトなどの過冷組織が生成し、かえって疲労限度比が低下するため、上限を、Ｍｏ：１％、Ｂ：０．０１５％とすることが好ましい。より好ましい上限は、Ｍｏ：０．７５％、Ｂ：０．００５％であり、更に好ましい上限は、Ｍｏ：０．５％、Ｂ：０．００３５％である。これらの元素は、単独で添加しても良いし、２種以上を併用しても良い。
【００５７】
Ｎｉ：２％以下、Ｃｕ：２％以下、およびＣｒ：３％以下よりなる群から選択される少なくとも一種
Ｎｉ、Ｃｕ、およびＣｒは、いずれも、強度向上作用を有し、更には、靭性改善にも寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、下限を、Ｎｉ：０．２％、Ｃｕ：０．２％、Ｃｒ：０．３％とすることが好ましい。より好ましい下限は、Ｎｉ：０．５％、Ｃｕ：０．５％、Ｃｒ：０．５％である。ただし、過剰に添加すると、上記作用が低下するため、上限を、Ｎｉ：２％、Ｃｕ：２％、Ｃｒ：３％とすることが好ましい。より好ましい上限は、Ｎｉ：１．５％、Ｃｕ：１．５％、Ｃｒ：２％であり、更に好ましい上限は、Ｎｉ：１．２％、Ｃｕ：１．２％、Ｃｒ：１．５％である。これらの元素は、単独で添加しても良いし、２種以上を併用しても良い。
【００５８】
Ｃａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以下、およびＲＥＭ：０．０２％以下よりなる群から選択される少なくとも一種
Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭは、いずれも、硫化物を形成し、ＭｎＳの伸長を防いで靭性改善に寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、上記元素の下限を、Ｃａ：０．０００５％、Ｍｇ：０．０００２％、ＲＥＭ：０．０００５％とすることが好ましい。ただし、過剰に添加すると、かえって靭性が低下するため、上限を、Ｃａ：０．００５％、Ｍｇ：０．００５％、ＲＥＭ：０．０２％とすることが好ましい。より好ましい上限は、Ｃａ：０．００３％、Ｍｇ：０．００３％、ＲＥＭ：０．０１％である。これらの元素は、単独で添加しても良いし、２種以上を併用しても良い。
【００５９】
本明細書において、ＲＥＭは、ランタノイド元素（周期表において、ＬａからＬｎまでの合計１５元素）に、Ｓｃ（スカンジウム）とＹ（イットリウム）とを加えた元素群を意味する。これらの元素のなかでも、Ｌａ、ＣｅおよびＹよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有することが好ましく、Ｌａおよび／またはＣｅを含有することがより好ましい。また、溶鋼へ添加するＲＥＭの形態は特に限定されず、例えば、ＲＥＭとして、純Ｌａや純Ｃｅ，純Ｙなど、或いは純Ｃａ，純Ｚｒ，純Ｔｉ、更にはＦｅ−Ｓｉ−Ｌａ合金，Ｆｅ−Ｓｉ−Ｃｅ合金，Ｆｅ−Ｓｉ−Ｃａ合金，Ｆｅ−Ｓｉ−Ｌａ−Ｃｅ合金，Ｆｅ−Ｃａ合金，Ｎｉ−Ｃａ合金などを添加すればよい。また、溶鋼へミッシュメタルを添加してもよい。ミッシュメタルとは、セリウム族希土類元素の混合物であり、具体的には、Ｃｅを４０〜５０％程度，Ｌａを２０〜４０％程度含有している。ただし、ミッシュメタルは不純物としてＣａを含むことが多いので、ミッシュメタルがＣａを含む場合は、Ｃａ量は上記範囲を満足していることが好ましい。後記する実施例では、ミッシュメタルを添加している。
【００６０】
Ｚｒ：０．１％以下、Ｔａ：０．１％以下、およびＨｆ：０．１％以下よりなる群から選択される少なくとも一種
Ｚｒ、Ｔａ、およびＨｆは、いずれも、Ｎと結合して安定な窒化物を形成する元素であり、加熱時のオーステナイト粒径の成長を抑制して超微細析出物の生成を促進し、特に、靭性改善に寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、上記元素の下限を、Ｚｒ：０．００５％、Ｔａ：０．００５％、Ｈｆ：０．００５％とすることが好ましい。ただし、過剰に添加すると、粗大な窒化物が生成し、疲労特性が低下するため、いずれの元素も、上限を０．１％とすることが好ましい。より好ましい上限は、いずれの元素も、０．０５％であり、更に好ましい上限は、いずれの元素も、０．０２５％である。
【００６１】
以上、本発明の鋼中成分について説明した。
【００６２】
次に、図１を参照しながら、本発明に係る高強度非調質熱間鍛造用鋼の製造方法、および当該鍛造用鋼を用いて鍛造部品を製造する方法の一実施形態を説明する。図１には、製造工程順に、鋳造工程、分塊圧延工程、熱間圧延工程、熱間鍛造工程の概略が模式的に示されている。このうち、本発明を特徴付ける工程は、分塊圧延工程および熱間圧延工程である。図１中、分塊圧延工程および熱間圧延工程には、参考のため、従来の代表的なヒートパターンを点線で示している。
【００６３】
本発明では、後に詳しく説明するように、熱間鍛造前の分塊圧延工程及び／又は熱間圧延工程の少なくともいずれかの工程において、１２５０℃以上で１時間以上加熱保持する高温・長時間加熱保持処理を包含するものであり、これにより、所望の特性が有効に発揮される。このような高温・長時間加熱保持処理は、分塊圧延工程および熱間圧延工程のいずれかの工程で実施すれば良く、両方の工程で実施しても良い。設備上、高温に加熱しやすいのは分塊圧延工程であることを考慮すれば、分塊圧延時の加熱条件を上記のように制御することが好ましい。
【００６４】
以下では、本発明の製造方法の代表的な実施形態として、分塊圧延時の加熱条件を高温・長時間加熱保持処理するパターンを例に挙げて、工程順に説明する。本発明の製造方法は、これに限定する趣旨ではなく、例えば、熱間圧延時の加熱条件を高温・長時間加熱保持してもよい。
【００６５】
まず、前述した成分組成を満たす鋼を溶製し、鋳造する。鋳造条件は、特に限定されず、通常、用いられる方法を採用すれば良い。後に詳しく説明するように、本発明では、分塊圧延条件及び／又は熱間圧延条件を適切に制御することによって所望の超微細析出物および固溶物を確保するものだからである。ただし、より微細でより多くの析出物の生成を目的として、鋳造条件を適切に制御することも有効であり、例えば、鋳造時の平均冷却速度（鋳造品中心部の平均冷却速度）をできるだけ速く（おおむね、２００℃／ｈｒ以上）することが好ましい。
【００６６】
鋳造後、分塊圧延を行なう。分塊圧延は、分塊圧延前の均熱処理を包含してもよい。分塊圧延前に均熱処理を行う場合、均熱処理は、以下に詳述する分塊圧延とほぼ同じ条件で行なうことが好ましい。具体的には、おおむね、１２００℃で１時間以上行なうことが好ましい。
【００６７】
分塊圧延工程は、ＭＰ１およびＱ値を本発明の範囲内に制御し、強度、疲労限度比、靭性をすべて高めるために最も重要な工程である。具体的には、以下に詳述するように、分塊圧延時の加熱条件（加熱温度および保持時間）、更には、分塊圧延後の冷却条件を適切に制御することが必要であり、これらをすべて満たす条件で製造したもののみが、所望の特性を備えている（後記する実施例を参照）。
【００６８】
まず、分塊圧延時の加熱条件に関し、本発明では、１２５０℃以上の温度（図１中、Ｔ１）で１時間以上（図１中、ｔ１）保持する。加熱時間（ｔ１）は、当該加熱温度（Ｔ１）に達したときの保持時間を意味する。本発明の加熱パターンは、従来の代表的な加熱パターン（図１の点線部分）に比べ、温度が高く保持時間も長い。このように高温で長時間加熱保持することによって、析出強化元素であるＮｂ、Ｔｉ、Ｖの固溶が促進され、特に、Ｖに比べて固溶し難いＮｂやＴｉの固溶が一層促進されるため、その後の冷却過程で析出する析出物へのＮｂ、Ｔｉの侵入が容易になり、結果的に、ＭＰ１およびＱ値が上昇するようになる。上記工程では、特に、加熱時間（ｔ１）を適切に制御することが極めて重要であり、たとえ、加熱温度（Ｔ１）を１２５０℃以上に高めたとしても、加熱時間（ｔ１）が１時間未満のものは、所望の特性が得られない（後記する図１を参照）。加熱温度（Ｔ１）は高いほど、保持時間（ｔ１）は長いほど良い。例えば、加熱温度（Ｔ１）は１２７５℃以上が好ましく、１３００℃以上がより好ましい。また、加熱時間（ｔ１）は、２時間以上がより好ましい。加熱温度の上限は特に限定されないが、設備などとの関係で、おおむね、１３２５℃とすることが好ましい。
【００６９】
加熱後の圧延温度（図１中、Ｔ２）は特に限定されず、例えば、９００℃以上とすることが好ましい。
【００７０】
分塊圧延後、熱間圧延を行なう。所望の特性を確保するためには、分塊圧延時のみならず熱間圧延時のＮｂ，Ｔｉ，Ｖの固溶を促進しておくことが好ましく、本実施形態では、１１５０℃以上の温度（図１中、Ｔ３）で１時間以上（図１中、ｔ３）保持することが好ましい。本発明の加熱パターンは、従来の代表的な加熱パターン（図１の点線部分）に比べ、温度が高く保持時間も長い。このように高温で長時間加熱保持することによって、析出強化元素であるＮｂ、Ｔｉ、Ｖの固溶が促進され、特に、Ｖに比べて固溶し難いＮｂやＴｉの固溶が一層促進されるため、その後の冷却過程で析出する析出物へのＮｂ、Ｔｉの侵入が容易になり、結果的に、ＭＰ１およびＱ値が上昇するようになる。加熱温度（Ｔ１）は高いほど、保持時間（ｔ１）は長いほど良く、これにより、上記元素の固溶が一層促進される。例えば、加熱温度（Ｔ３）は１１７５℃以上が好ましく、１２００℃以上がより好ましい。また、加熱時間（ｔ１）は２時間以上がより好ましい。加熱温度の上限は特に限定されないが、設備などとの関係で、おおむね、１２５０℃とすることが好ましい。
【００７１】
熱間圧延後、熱間鍛造を行なう。本発明によれば、上記一連の工程によって強度、疲労限度比、および靭性に優れた熱間鍛造品用鋼が得られるが、以下に説明するように、鍛造工程を更に適切に制御することにより、上記特性に優れた鍛造部品を確実に得ることができる。
【００７２】
まず、熱間鍛造時の加熱条件に関し、本実施形態では、１１５０℃以上１２５０℃以下の温度（図１中、Ｔ５）で０．５時間以上１時間以下（図１中、ｔ５）保持することが好ましい。加熱時間（ｔ５）は、当該加熱温度（Ｔ５）に達したときの保持時間を意味する。本実施形態では、従来の代表的なパターン（図１の点線部分）に比べ、加熱温度を同等若しくは若干高く設定し、加熱時間を同等若しくは若干長く設定している。このような加熱条件に制御すれば、析出強化元素であるＮｂ、Ｔｉ、Ｖの固溶を促進させつつ、且つ、オーステナイト粒の粗大化を抑制することができる。加熱温度（Ｔ５）が高くなり過ぎたり加熱時間（ｔ５）が長くなり過ぎると、オーステナイト粒が粗大化して靭性が低下する。加熱温度（Ｔ５）は、おおむね、１１７５℃以上であることがより好ましい。
【００７３】
加熱後の鍛造温度（図１中、Ｔ６）は、１１００℃以上とすることが好ましい。鍛造温度を、従来に比べて高く設定することにより、析出強化に寄与しないオーステナイト中での析出物生成を抑制することができる。鍛造温度は高いほど良く、おおむね、１１２５℃以上であることがより好ましく、１１５０℃以上であることが更に好ましい。鍛造温度の上限は特に限定されず、通常、加熱温度（Ｔ５）以下となる。
【００７４】
上記のように鍛造を行なった後、冷却するが、本実施形態では、熱間鍛造後６５０℃までの範囲を約６０℃／ｍｉｎ以上の平均冷却速度（ＣＲ１）で冷却（急冷）した後、６５０〜５００℃までの範囲を約１０℃／ｍｉｎ以下の平均冷却速度（ＣＲ２）で冷却（徐冷）することが好ましい。このように、フェライト変態までの温度域を急冷することによってオーステナイト領域での粒成長が抑えられ、次いで、フェライト変態が完了するまでの温度域を徐冷することによってフェライト中への超微細析出物の生成が増大するため、最終的に、所望とする特性が有効に発揮されるようになる。ＣＲ１は大きいほど、ＣＲ２は小さいほど良いが、生産効率などとのバランスを考慮すれば、おおむね、ＣＲ１：８０〜１２０℃／ｍｉｎ、ＣＲ２：３〜８℃／ｍｉｎであることが好ましい。
【００７５】
上記のようにして鍛造を行なった後、切削等の機械加工によって所望の部品形状に成形し、鍛造部品とする。
【実施例】
【００７６】
以下、実施例を挙げて本発明の構成および作用効果をより具体的に説明するが、本発明は下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適切に変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
【００７７】
（製造方法）
小型真空溶製炉を用いて表１に示すＡ〜Ｖの鋼（残部：鉄および不可避不純物）を溶製した後、鋳造した。次に、表２に示す条件で分塊圧延を行い、断面が１５５ｍｍ×１５５ｍｍの鋼塊を得た。次いで、表２に示す条件で熱間圧延および熱間鍛造を行ない、φ３０ｍｍ×５００ｍｍの鍛造部品を得た。熱間圧延後の平均冷却速度は、約１５０℃／ｍｉｎとした。
【００７８】
（特性評価）
このようにして得られた鍛造部品（表２のＮｏ．１〜２８）を用い、前述した方法に基づいて、ＭＰ１およびＭＰ２を測定し、（ＭＰ２／ＭＰ１）の比（Ｑ値）を算出した。更に、以下のようにして引張強度および疲労限度を測定した。
【００７９】
引張強度は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に従って測定した。ここでは、引張強度が９００ＭＰａ以上１３００ＭＰａ未満のものを○（合格）、９００ＭＰａ未満のものを×（不合格）とした。
【００８０】
疲労強度は、応力集中係数α＝１．９の切り欠き付きの小野式回転曲げ疲労試験片を用い、表面の加工層の影響を取り除くために電解研磨を施した後、ＪＩＳ  Ｚ  ２２７４に記載の方法で疲労試験を行って測定した。疲労限度比は、疲労強度／引張強度の比で算出した。ここでは、疲労限度比が０．３０未満のものを×（不合格）とし、０．３０以上のものを○、０．３３以上のものを◎（○および◎を合格）とした。
【００８１】
靭性は、深さＤ／４の位置（Ｄ＝直径）でＪＩＳ３号試験片を採取し、室温（２０℃）における吸収エネルギー（ｖＥ20）を測定した。ここでは、ｖＥ20の値が５０Ｊ以上のものを○（合格）、５０Ｊ未満のものを×（不合格）とした。
【００８２】
これらの結果を表２にまとめて示す。表２には、使用した鋼種（表１の鋼種）も併記している。また、表２に総合評価の欄を設け、下記基準で総合評価した。
×：引張強度、疲労限度比、靭性の少なくともいずれか一つが×
○：引張強度、疲労限度比、靭性のすべてが○
◎：引張強度および靭性が○、疲労限度比◎
【００８３】
【表１】
2008127595.tif 000002
【００８４】
【表２】
2008127595.tif 000003
【００８５】
表１に記載の鋼種のうち、鋼種Ａ、Ｃ、Ｆ〜Ｓは、化学成分が本発明の範囲を満足する鋼であり、表１の鋼種Ｂ、Ｄ、Ｅ、Ｔ〜Ｖは、後に詳述するように、化学成分のいずれかが本発明の範囲を満足しない鋼である。また、本発明の範囲を満足する上記鋼種のうち、析出強化元素に着目して整理すると、鋼種Ａ、Ｇ〜Ｉ、Ｋ〜ＳはＮｂおよびＶを含有する（Ｔｉなし）例、鋼種ＣはＴｉおよびＶを含有する（Ｎｂなし）例、鋼種ＦはＴｉとＮｂとＶをすべて含有する例、鋼種ＪはＴｉのみを含有する（Ｎｂ、Ｖなし）例である。
【００８６】
表２より、以下のように考察することができる。
【００８７】
表２のＮｏ．１〜７は、本発明の要件を満足する鋼種Ａを用い、分塊圧延条件、熱間圧延条件、および熱間鍛造時の加熱温度を変えて製造した例である。
【００８８】
このうち、Ｎｏ．４〜５、７は、いずれも、本発明で規定する条件で製造した本発明例であり、ＭＰ１およびＱ値が本発明の要件を満たしているため、強度および疲労限度比の両方に優れており、且つ、靭性も高い。
【００８９】
これに対し、Ｎｏ．１は、分塊圧延時の加熱時間（ｔ１）および熱間圧延時の加熱時間（ｔ３）が短く、熱間鍛造時の加熱温度（Ｔ５）が高い例であり、Ｑ値が小さくなり、靭性が低下した。
【００９０】
Ｎｏ．２は、分塊圧延時の加熱時間（ｔ１）および熱間圧延時の加熱時間（ｔ３）が短い例であり、Ｑ値が小さくなり、疲労限度比が低下した。
【００９１】
Ｎｏ．３は熱間鍛造時の加熱温度（Ｔ５）が高い例であり、オーステナイト粒が粗大化し、靭性が低下した。
【００９２】
Ｎｏ．６は熱間圧延時の加熱温度（Ｔ３）が低い例であり、ＭＰ１が小さいため、疲労限度比が低下した。
【００９３】
次に、表２のＮｏ．８〜２８について考察する。
【００９４】
Ｎｏ．９、１２〜２５は、いずれも、本発明で規定する条件で製造した本発明例であり、ＭＰ１およびＱ値が本発明の要件を満足しているため、強度、疲労限度比、および靭性のすべてに優れている。
【００９５】
これに対し、Ｎｏ．８はＮｂおよびＴｉの両方を含有しない鋼種Ｂを用いた例であり、ＭＰ２＝０のためにＱ値も０となってＮｂ及び／又はＴｉによる作用が有効に発揮されないため、疲労限度比が低下した。
【００９６】
Ｎｏ．１０はＴｉ添加鋼であってＴｉ／Ｎの比が低い鋼種Ｄを用いた例であり、疲労限度比が低下した。
【００９７】
Ｎｏ．１１は、Ｔｉ添加鋼であってＮ量が多い鋼種Ｅを用いた例であり、Ｎ量が多いため、粗大なＴｉＮが生成して破壊の起点となり、疲労限度比が低くなった。
【００９８】
Ｎｏ．２６はＴｉ量が多い鋼種Ｔを用いた例であり、疲労限度比が低下した。
【００９９】
Ｎｏ．２７はＣ量が多い鋼種Ｕを用いた例であり、疲労限度比および靭性が低下した。
【０１００】
Ｎｏ．２８は、Ｃ量が少ない鋼種Ｖを用いた例であり、強度が低下した。なお、Ｎｏ．２８は、強度が低いため、疲労強度および疲労限度比を測定しなかった（表２中、「−」）。
【図面の簡単な説明】
【０１０１】
【図１】図１は、本発明の製造方法の一実施態様を模式的に示す概略工程図である。
【図１】
2008127595.tif 000004