(57)【要約】【課題】本発明は高強度高靭性熱間鍛造鋼およびその製造方法に関する。【解決手段】フェライト単相組織中に粒径が１０ｎｍ未満の微細析出物を有し、鋼組成が、質量％で、Ｃ≦０．１５％、Ｓｉ≦１％、Ｍｎ≦２％、Ｔｉ：０．０３〜０．３５％、Ｍｏ：０．０５〜０．８％、更に、Ｎｂ≦０．０８％、Ｖ≦０．１５％、Ｗ≦１．５％の一種または二種以上、Ｓ：０．０３〜０．１％、Ｐｂ≦０．２％、Ｃａ≦０．００５％、Ｂ≦０．０２％、０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｎｂ／９３）＋（Ｖ／５１）＋（Ｗ／１８４）｝≦１．５、残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなる熱間鍛造部品。上記組成の鋼を９００以上、１２００℃以下で加熱後、熱間鍛造し、その後の冷却において、５５０〜７００℃を０．５℃／ｓｅｃ以下で冷却、または空冷後５５０〜７００℃で１０分以上、６０分以下保持する。【選択図】　　　　　　図１
2004003011.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
フェライト単相組織を有し、フェライト相中に粒径が１０ｎｍ未満の微細析出物が分散析出していることを特徴とする引張強さ７００ＭＰａ以上で０．８５以上の降伏比を有する非調質型熱間鍛造部品。
【請求項２】
鋼組成が、質量％で、Ｃ≦０．１５％、Ｓｉ≦１％、Ｍｎ≦２％、Ｔｉ：０．０３〜０．３５％、Ｍｏ：０．０５〜０．８％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなる請求項１記載の引張強さ７００ＭＰａ以上で０．８５以上の降伏比を有する非調質型熱間鍛造部品。
【請求項３】
鋼組成として更に式（１）を満足することを特徴とする請求項２記載の引張強さ７００ＭＰａ以上で０．８５以上の降伏比を有する非調質型熱間鍛造部品。
2004003011.tif 000008
但し、各元素は含有量（質量％）とする。
【請求項４】
微細析出物がＴｉ、Ｍｏの炭化物であることを特徴とする請求項１乃至３のいずれか一つに記載の引張強さ７００ＭＰａ以上で０．８５以上の降伏比を有する非調質型熱間鍛造部品。
【請求項５】
鋼組成として、更に質量％で、Ｎｂ≦０．０８％、Ｖ≦０．１５％、Ｗ≦１．５％の一種または二種以上を含有する請求項２記載の引張強さ７００ＭＰａ以上で０．８５以上の降伏比を有する非調質型熱間鍛造部品。
【請求項６】
鋼組成として更に式（２）を満足することを特徴とする請求項５記載の引張強さ７００ＭＰａ以上で０．８５以上の降伏比を有する非調質型熱間鍛造部品。
０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｎｂ／９３）
＋（Ｖ／５１）＋（Ｗ／１８４）｝≦１．５　　　　（２）
但し、各元素は含有量（％）とし、含まれないものは０とする。
【請求項７】
微細析出物がＴｉとＭｏとＮｂ、Ｖ、Ｗの内の少なくとも一種とを含む炭化物であることを特徴とする請求項５または６記載の引張強さ７００ＭＰａ以上で０．８５以上の降伏比を有する非調質型熱間鍛造部品。
【請求項８】
鋼組成として更に質量％で、Ｓ：０．０３〜０．１％、Ｐｂ≦０．２％、Ｃａ≦０．００５％、Ｂ≦０．０２％の一種または二種以上を含有することを特徴とする請求項２、３、５、６のいずれか一つに記載の引張強さ７００ＭＰａ以上で０．８５以上の降伏比を有する非調質型熱間鍛造部品。
【請求項９】
鋼組成が請求項２、３、５、６、８のいずれか一つに記載の鋼を１１００℃以上に加熱後、９００℃以上１２００℃以下の温度で熱間鍛造し、その後の冷却において、５５０〜７００℃を０．５℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で冷却することを特徴とする引張強さ７００ＭＰａ以上で０．８５以上の降伏比を有する非調質型熱間鍛造部品の製造方法。
【請求項１０】
鋼組成が請求項２、３、５、６、８のいずれか一つに記載の鋼を１１００℃以上に加熱後、９００℃以上１２００℃以下の温度で熱間鍛造し、その後の冷却過程において、５５０〜７００℃に１０分以上６０分以下で保持することを特徴とする引張強さ７００ＭＰａ以上で０．８５以上の降伏比を有する非調質型熱間鍛造部品の製造方法。
【請求項１１】
鋼組成が請求項２、３、５、６、８のいずれか一つに記載の鋼を１１００℃以上に加熱後、９００℃以上１２００℃以下の温度で熱間鍛造し、５５０〜７００℃に加熱して１０分以上６０分以下で保持することを特徴とする引張強さ７００ＭＰａ以上で０．８５以上の降伏比を有する非調質型熱間鍛造部品の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は非調質型熱間鍛造部品およびその製造方法に関し、特に熱間鍛造後非調質であっても、引張強さ７００ＭＰａ以上、且つ降伏比が０．８５以上と高く、疲労特性および機械加工性に優れるものに関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車や建設機械に用いられる構造用部品として機械構造用炭素鋼や機械構造用合金鋼を部品形状に熱間鍛造後、焼入れ焼戻する調質部品や、焼入れ焼戻しを省略した非調質部品が用いられている。
【０００３】
非調質部品の場合、フェライト・パーライト二相組織のため、引張強さは８００ＭＰａ以下と低いものが多く、強度向上が課題とされてきた。
【０００４】
しかしながら、非調質部品の強度向上において、降伏強度を高くし、疲労強度を調質部品並とした場合、鋼が硬化し、靭性や機械加工性が劣化することが懸念されるため、降伏比を高くする、すなわち、降伏強度は高くするが引張強さは高くしないことが必要である。
【０００５】
特開平１１−２９８４２号公報はフェライト・パーライトの二相組織において引張強さ、疲労強度を向上させる技術に関するものであるが、鋼組成においてＣ量を増大させるため、靭性の低下が懸念される。
【０００６】
特開平７−１０９５１８号公報は非調質鋼の強度、降伏比を向上させるため、低Ｃ鋼をフェライト・ベイナイトの二相組織とし、鍛造後に時効熱処理することを提案している。本技術によれば引張強さは向上するものの降伏比は０．８以下と低い。
【０００７】
特開２０００−１２９３９３号公報は熱間鍛造用非調質鋼の強度、靭性を向上させるため鋼組成を低炭素−高合金系とし焼入れ性を向上させマルテンサイト・ベイナイト組織とすることを提案している。しかしながら、フェライト・パーライト組織鋼より低い降伏比が記載され、疲労強度の低下が懸念される。
【０００８】
特開平７−１７３５３１号公報は非調質鋼の降伏比を向上させるため熱間鍛造後、ベイナイト・マルテンサイト組織とし、焼戻しを行うことを提案しているが、調質部品の降伏比には及ばない。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
上述したように、調質部品に匹敵する靭性、降伏強度および降伏比の全てを満足する非調質部品用鋼材はいまだ開発されていないのが現状である。
【００１０】
そこで本発明では、これらの特性において調質部品に匹敵する性能を有し、被削性に優れた非調質部品用鋼およびその部品の製造条件を提供することを目的とする。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
本発明者等は、非調質材で調質材に匹敵する強度、靭性が得られ、且つ被削性を損なわない鋼材についてその成分組成、製造条件の観点から種々検討し、鋼を微細析出物を利用した析出強化により強化した場合、降伏強度は上昇するが高降伏比となるため、鋼が過度に硬化し靭性や被削性を損なうことのないことを見出した。
【００１２】
本発明は以上の知見を基に更に検討を加えてなされたものであり、すなわち、本発明は、
１．フェライト単相組織を有し、フェライト相中に粒径が１０ｎｍ未満の微細析出物が分散析出していることを特徴とする引張強さ７００ＭＰａ以上で０．８５以上の降伏比を有する非調質型熱間鍛造部品。
【００１３】
２．鋼組成が、質量％で、Ｃ≦０．１５％、Ｓｉ≦１％、Ｍｎ≦２％、Ｔｉ：０．０３〜０．３５％、Ｍｏ：０．０５〜０．８％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物よりなる１記載の引張強さ７００ＭＰａ以上で０．８５以上の降伏比を有する非調質型熱間鍛造部品。
【００１４】
３．鋼組成として更に式（１）を満足することを特徴とする２記載の引張強さ７００ＭＰａ以上で０．８５以上の降伏比を有する非調質型熱間鍛造部品。
2004003011.tif 000003
但し、各元素は含有量（質量％）とする。
【００１５】
４．微細析出物がＴｉ、Ｍｏの炭化物であることを特徴とする１乃至３のいずれか一つに記載の引張強さ７００ＭＰａ以上で０．８５以上の降伏比を有する非調質型熱間鍛造部品。
【００１６】
５．鋼組成として、更に質量％で、Ｎｂ≦０．０８％、Ｖ≦０．１５％、Ｗ≦１．５％の一種または二種以上を含有する２記載の引張強さ７００ＭＰａ以上で０．８５以上の降伏比を有する非調質型熱間鍛造部品。
【００１７】
６．鋼組成として更に式（２）を満足することを特徴とする５記載の引張強さ７００ＭＰａ以上で０．８５以上の降伏比を有する非調質型熱間鍛造部品。
０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｎｂ／９３）
＋（Ｖ／５１）＋（Ｗ／１８４）｝≦１．５　　　　（２）
但し、各元素は含有量（％）とし、含まれないものは０とする。
【００１８】
７．微細析出物がＴｉとＭｏとＮｂ、Ｖ、Ｗの内の少なくとも一種とを含む炭化物であることを特徴とする５または６記載の引張強さ７００ＭＰａ以上で０．８５以上の降伏比を有する非調質型熱間鍛造部品。
【００１９】
８．鋼組成として更に質量％で、Ｓ：０．０３〜０．１％、Ｐｂ≦０．２％、Ｃａ≦０．００５％、Ｂ≦０．０２％の一種または二種以上を含有することを特徴とする２、３、５、６のいずれか一つに記載の引張強さ７００ＭＰａ以上で０．８５以上の降伏比を有する非調質型熱間鍛造部品。
【００２０】
９．鋼組成が２、３、５、６、８のいずれか一つに記載の鋼を１１００℃以上に加熱後、９００℃以上１２００℃以下の温度で熱間鍛造し、その後の冷却において、５５０〜７００℃を０．５℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で冷却することを特徴とする引張強さ７００ＭＰａ以上で０．８５以上の降伏比を有する非調質型熱間鍛造部品の製造方法。
【００２１】
１０．鋼組成が２、３、５、６、８のいずれか一つに記載の鋼を１１００℃以上に加熱後、９００℃以上１２００℃以下の温度で熱間鍛造し、その後の冷却過程において、５５０〜７００℃に１０分以上６０分以下で保持することを特徴とする引張強さ７００ＭＰａ以上で０．８５以上の降伏比を有する非調質型熱間鍛造部品の製造方法。
【００２２】
１１．鋼組成が２、３、５、６、８のいずれか一つに記載の鋼を１１００℃以上に加熱後、９００℃以上１２００℃以下の温度で熱間鍛造し、５５０〜７００℃に加熱して１０分以上６０分以下で保持することを特徴とする引張強さ７００ＭＰａ以上で０．８５以上の降伏比を有する非調質型熱間鍛造部品の製造方法。
【００２３】
【発明の実施の形態】
本発明のミクロ組織、成分組成および製造条件について以下に詳細に説明する。
【００２４】
１．ミクロ組織
本発明に係る熱間鍛造部品はそのミクロ組織を、フェライト単相組織に粒径１０ｎｍ未満の微細析出物を分散析出させた組織とする。
フェライト単相組織とした場合、調質材に匹敵する靭性が得られ、該組織中に微細析出物を分散析出させた場合、調質材に匹敵する強度特性（高降伏強度、高降伏比）が得られる。微細析出物は熱間鍛造後の冷却速度の調整や、熱間鍛造後、析出処理により析出させる。
【００２５】
本発明では微細析出物は粒径１０ｎｍ未満とする。析出物の粒径が１０ｎｍ以上の場合、輸送機器、建機の機械構造用部品として必要な引張強さ７００ＭＰａ以上が得られない。
【００２６】
また、フェライト単相組織中に粒径１０ｎｍ未満の微細析出物を析出させた場合、降伏比が０．８５以上となり、降伏強度の上昇に対して引張強度の上昇、すなわち、鋼の硬化が小さく調質鋼に匹敵する被削性が得られる。母相、析出物のいずれかが本発明の規定外となった場合、降伏比は０．８５未満となる。
【００２７】
微細析出物の粒径は小さいほど強度向上に有効で、望ましくは５ｎｍ、更に望ましくは３ｎｍ以下とし、そのような微細析出物としてＴｉ、Ｍｏを複合含有した炭化物、またそれらに更にＮｂ、Ｖ、Ｗの一種または二種以上を含む炭化物が好ましい。
【００２８】
これらの微細析出物の分布形態は特に規定しないが、母相中に均一分散（分散析出）することが望ましい。
【００２９】
また、本発明において、微細析出物の大きさは、全析出物の９０％以上で満足すれば、目的とする引張強さ７００ＭＰａ以上が得られる。但し、１０ｎｍ以上の大きさの析出物は析出物形成元素を消費し、強度に悪影響をあたえるため、５０ｎｍ以下とすることが好ましい。
【００３０】
上述した析出物とは別に少量のＦｅ炭化物を含有しても本発明の効果は損なわれないが、平均粒径が１μｍ以上のＦｅ炭化物を多量に含むと靭性を阻害するため、本発明においては含有されるＦｅ炭化物の大きさ上限は１μｍ、含有率は全体の１％以下とすることが望ましい。
【００３１】
微細析出物の全析出物に占める割合は、以下の方法により求める。電子顕微鏡試料を、ツインジェット法を用いた電解研磨法で作成し、加速電圧２００ｋＶで観察する。その際、微細析出物が母相に対して計測可能なコントラストになるように母相の結晶方位を制御し、析出物の数え落としを最低限にするために焦点を正焦点からずらしたデフォーカス法で観察を行う。
【００３２】
また、析出物粒子の計測を行った領域の試料の厚さは電子エネルギー損失分光法を用いて、弾性散乱ピークと非弾性散乱ピーク強度を測定することで評価する。
【００３３】
この方法により、粒子数の計測と試料厚さの計測を同じ領域について実行することができる。粒子数および粒子径の測定は試料の０．５×０．５μｍの領域４箇所について行い、１μｍ２当たりに分布する析出物を粒径ごとの個数として算出する。
【００３４】
この値と試料厚さから、析出物の１μｍ３当たりに分布する粒子径ごとの個数を算出し、径が１０ｎｍ未満の析出物について、測定した全析出物に占める割合を算出する。
【００３５】
また、本発明においてフェライト単相組織とは、断面組織観察（２００倍の光学顕微鏡組織観察）でフェライト面積率９５％以上とし、好ましくは９８％以上とする。
【００３６】
２．成分組成
本発明鋼は上述したミクロ組織で目的とする性能が得られるが、以下の成分組成が好ましい。
【００３７】
Ｃ
Ｃは０．１５％を超えて含有すると微細析出物が粗大化し、強度が低下するため０．１５％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．０３％以上、０．１２％以下である。
【００３８】
Ｓｉ
Ｓｉは脱酸のために添加するが、１％を超えるとフェライトに固溶し、冷間加工時の変形抵抗が増大するため１％以下とする。より好ましくは、０．１５％以下である。
【００３９】
Ｍｎ
Ｍｎは強度向上に有効なため添加するが、２％を超えると冷間加工性を劣化させるので、２％以下とする。より好ましくは、０．５％以上、１．８％以下である。
【００４０】
Ｔｉ
ＴｉはＴｉ系炭化物、ＭｏとともにＴｉ−Ｍｏ系炭化物を含む析出物を微細に析出させ、強度を向上させるため添加する。引張強度７００ＭＰａ以上を確保するため０．０３％以上とし、一方、０．３５％を超えて添加すると析出物が粗大化し、強度が低下するため０．０３〜０．３５％とする。より好ましくは、０．０３〜０．２０％である。
【００４１】
Ｍｏ
ＭｏはＭｏ系炭化物、ＴｉとともにＴｉ−Ｍｏ系炭化物を含む析出物を微細に析出させ、強度を向上させるため添加する。引張強度７００ＭＰａ以上を確保するため０．０５％以上とし、一方、０．８％を超えて添加するとベイナイト等の低温変態相を形成し、微細析出物による析出強化が不足し、強度が低下するため０．０５〜０．８％とする。より好ましくは、０．１５〜０．４５％である。
【００４２】
Ｍｏは拡散速度が遅く、Ｔｉとともに析出する場合、析出物の成長速度が低下し、微細な析出物が得られやすい。
【００４３】
（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝
本パラメータは、析出物の大きさに影響を与えるもので、０．５以上、１．５以下とした場合、粒径１０ｎｍ未満の微細析出物の形成が容易となり好ましい。さらに好ましくは、０．７以上１．３以下である。
【００４４】
微細なＴｉ−Ｍｏ系炭化物では、炭化物中のＴｉ、Ｍｏは原子比で０．２≦Ｔｉ／Ｍｏ≦２．０、更に微細な炭化物では０．７≦Ｔｉ／Ｍｏ≦１．５であることが観察された。
【００４５】
更に、特性を向上させる場合、Ｎｂ、Ｖ、Ｗの一種または二種以上を添加することが好ましい。
【００４６】
Ｎｂ
ＮｂはＴｉとともに微細析出物を形成して強度上昇に寄与する。また、組織を微細化し、また結晶粒の整粒により延性を向上させる。０．０８％を超えると過度に微細化し、延性が低下するため０．０８％以下とする。より好ましくは０．０４％以下である。
【００４７】
Ｖ
ＶはＴｉと微細析出物を形成するが、０．１５％を超えると析出物が粗大化するようになるため、０．１５％以下とする。より好ましくは０．１０％以下である。
【００４８】
Ｗ
ＷはＴｉと微細析出物を形成するが、１．５％を超えると析出物が粗大化するようになるため、１．５％以下とする。より好ましくは１．０％以下である。
【００４９】
これらの元素の添加においては、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｗの原子比を規定することが炭化物の微細化に有効で（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｎｂ／９３）＋（Ｖ／５１）＋（Ｗ／１９２）｝を０．５以上、１．５以下とした場合、粒径１０ｎｍ未満の微細析出物の形成が容易となる。さらに好ましくは、０．７以上、１．３以下である。
【００５０】
Ｎｂ、Ｖ、Ｗの一種または二種以上を含む微細な炭化物の場合は、（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）／（Ｍｏ＋Ｗ）が０．２〜２．０、更に微細な炭化物の場合は０．７〜１．５であることが観察された。
【００５１】
また、本発明鋼では、上記添加元素以外の残部はＦｅ及び不可避的不純物とするが、脱酸材としてＡｌを０．１％以下添加することができる。
【００５２】
強度、延性を向上させる場合、Ｎｉ、Ｃｒの一種または二種をＮｉ≦２％、Ｃｒ≦２％の範囲で添加してもかまわない。
【００５３】
熱間鍛造部品の靭性を向上させる場合、不可避不純物であるＰ≦０．０４０％、Ｎ≦８０ｐｐｍに規制することが望ましい。部品成形時の被削性を向上させる場合は、Ｓ：０．０３〜０．１％とし、Ｐｂ≦０．２％、Ｃａ≦０．００５％、Ｂ≦０．０２％の一種または二種以上を添加することができる。
【００５４】
尚、これらの元素の含有量や添加の有無により本発明の効果が損なわれることはない。
【００５５】
３．製造条件
図１は本発明に係る熱間鍛造部品の概略製造工程図でＳ１は棒鋼製造工程、Ｓ２は搬送工程、Ｓ３は製品仕上げ過程を示す。棒線材製造工程（Ｓ１）で鋼塊を熱間圧延し棒鋼とし、製品仕上げ過程（Ｓ３）で棒鋼を熱間鍛造加工し、所望の部品形状とした後、析出処理で微細析出物を析出させ引張強さ７００ＭＰａ以上とする。（本工程において、熱間鍛造後の冷却速度を調整し、析出処理を省略することも可能である。）
【００５６】
以下に製品仕上げ過程における望ましい製造工程について詳細に説明する。
【００５７】
鍛造加熱温度
鍛造加熱温度は１１００℃以上とする。本発明では、鍛造後の析出処理などにより微細析出物を析出させるため、鍛造時に溶解時から残存する炭化物を固溶させる。
【００５８】
鍛造加熱温度を１１００℃未満とした場合、溶解時から残存するＴｉ−Ｍｏ系炭化物等が固溶しないため１１００℃以上とする。
【００５９】
鍛造温度
鍛造温度は１２００℃以下、９００℃以上とする。鍛造後の析出処理により微細析出物を析出させるが、その析出促進のために１２００℃以下の温度で鍛造する必要がある。また、９００℃未満になると鍛造荷重が高くなりすぎるために熱間では鍛造が難しい。よって、鍛造温度は９００℃以上１２００℃以下に限定する。
【００６０】
鍛造後の冷却速度の調整または、冷却後の析出処理により所望のミクロ組織とする。冷却速度の調整による場合は、微細析出物の析出温度範囲の７００〜５５０℃を、微細析出物が得られる限界冷却速度（０．５℃／ｓｅｃ）以下で冷却する。０．５℃／ｓｅｃ．以下で冷却するためには、炉に入れて炉冷することが望ましい。
【００６１】
また、炉の温度を５５０℃〜７００℃の温度に保持し、１０分間以上６０分以下で保持することも可能である。この場合、母相はフェライト単相組織となる。また、保持時間は６０分で充分フェライト単相となるため、６０分を超えて保持しても変わらない。よって、１０分以上６０分以下で保持する。
【００６２】
再加熱による析出処理では、母相をフェライト単相とし、強度向上に寄与する微細析出物を析出させることが必要で、加熱温度はベイナイトが生成しないよう５５０℃以上とし、７００℃を超えると析出物が粗大化するため５５０〜７００℃とする。
【００６３】
また、微細なＴｉ、Ｍｏなどの炭化物を生成、析出させるため当該温度域において１０分以上保持する。この場合、母相はフェライト単相組織となる。また、保持時間は６０分で充分フェライト単相となるため、６０分を超えて保持しても変わらない。よって、１０分以上６０分以下で保持する。
【００６４】
【実施例】
［実施例１］
表１に示す組成の鋼（Ｎｏ．１〜１４）について、熱間鍛造後の冷却速度の調整、再加熱処理を種々の条件で行い、強度、靭性および被削性について調査した。
【００６５】
供試鋼を１５０ｋｇ真空溶解炉にて溶製し、８０ｍｍ径の丸棒に鍛伸し、その後、種々の温度で加熱し、熱間鍛造により５０ｍｍ径とした。
【００６６】
Ｎｏ．１は熱間鍛造後、０．３℃／ｓｅｃ、Ｎｏ．８は熱間鍛造後、１５℃／ｓｅｃで室温まで冷却し、その他は熱間鍛造後、加熱炉で１５分保持し、室温まで空冷した。
【００６７】
その後、各供試材から、引張試験片、衝撃試験片を採取した。引張試験はＪＩＳ４号試験片により常温での強度特性を、衝撃試験はＪＩＳ３号のＵノッチ衝撃試験片により試験温度２０℃での吸収エネルギーを求めた。
【００６８】
組織観察は断面を光学顕微鏡で観察するとともに、析出物を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察し、その組成をエネルギー分散型Ｘ線分光装置（ＥＤＸ）により求めた。
【００６９】
表２に試験結果を示す。Ｎｏ．１〜７は本発明例でフェライト単相組織に１０ｎｍ以下の微細析出物を有し、引張強さ７００ＭＰａ以上、降伏比０．８５以上で１２０Ｊ／ｃｍ２以上の優れた靭性が得られている。
【００７０】
一方、Ｎｏ．８〜１３は比較例で、Ｎｏ．８は鍛造後の冷却速度が速く、微細析出物が析出せず、母相もベイナイト組織のため、強度、降伏比ともに本発明範囲外で靭性も低い。
【００７１】
Ｎｏ．９は鍛造後の保持温度が高く、析出物が粗大化し、母相中にパーライトが析出し、降伏比が本発明範囲外で、衝撃値も低い。
【００７２】
Ｎｏ．１０は鍛造後の保持温度が低いためベイナイトが析出し、微細析出物による析出強化量が低下し、降伏強度が低く、降伏比が本発明範囲外で、衝撃値も低い。
【００７３】
Ｎｏ．１１は鍛造加熱温度（鍛造前加熱温度）が低く、Ｔｉ、Ｍｏ系炭化物が固溶せず、そのため析出物粒径が大きく、降伏比が本発明範囲外で低い。
【００７４】
Ｎｏ．１２は高Ｃ系組成のため、母相組織がフェライト・パーライトで、析出物粒径、降伏比が本発明範囲外である。
【００７５】
Ｎｏ．１３はＭｏ無添加系の組成のため、母相組織がフェライト・マルテンサイトで、降伏比が本発明範囲外である。
【００７６】
Ｎｏ．１４は鍛造温度が１２００℃よりも高いために、充分な析出物が得られず、降伏比が本発明範囲外である。
【００７７】
【表１】
2004003011.tif 000004
【００７８】
【表２】
2004003011.tif 000005
【００７９】
［実施例２］
表３に示す組成の鋼（Ｎｏ．１５〜１８）について、熱間鍛造後の冷却速度の調整、再加熱処理を種々の条件で行い、強度、靭性および被削性について調査した。
【００８０】
供試鋼を１５０ｋｇ真空溶解炉にて溶製し、８０ｍｍの径の丸棒に鍛伸し、その後、Ｎｏ．１５〜１７は１２５０℃で加熱し、１１００℃にて熱間鍛造を行い５０ｍｍ径とした後、析出処理（６００℃−１０分保持、空冷）した。
【００８１】
Ｎｏ．１８（従来材）は、１２５０℃で加熱し、熱間鍛造により５０ｍｍ径とし、空冷後、焼入れ焼戻し処理を行った。
【００８２】
その後、各供試材について強度、靭性および被削性を調査した。引張試験はＪＩＳ４号試験片により常温での強度特性を、衝撃試験はＪＩＳ３号のＵノッチ衝撃試験片により試験温度２０℃での吸収エネルギーを求めた。
【００８３】
被削性をドリル切削試験（試験片：５０ｍｍφ、２０ｍｍ厚）により評価した。ＪＩＳ高速度工具鋼ＳＫＨ５１の６ｍｍφのストレートドリルで、送り０．１５ｍｍ／ｒｅｖ、回転数７４５ｒｐｍ、１断面当たり３０箇所の貫通穴を開け、ドリルが切削不能になるまでの総穴数で評価した。
【００８４】
表４に試験結果を示す。本発明例のＮｏ．１５は引張強さ、被削性ともに従来例（Ｎｏ．１８）と同等であり、非調質材であっても調質材に匹敵する優れた特性が得られている。
【００８５】
Ｎｏ．１６、１７は、降伏強度は従来材（Ｎｏ．１８）と同等であるが、鋼組成が本発明の範囲外のためミクロ組織が本発明を満足せず、引張強さが高く被削性に劣る。
【００８６】
【表３】
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【００８７】
【表４】
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【００８８】
【発明の効果】
本発明によれば、熱間鍛造後、調質処理を行うことなく調質処理材と同等の強度、被削性を有する引張強さ７００ＭＰａ以上の非調質型熱間鍛造部品およびその製造方法が得られ、産業上極めて有用である。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明鋼の製造工程の一例を示す図である。
【図１】
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