(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
非調質部品の熱間鍛造方法であって、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．５％、Ｓｉ：０．６〜１．０％、Ｍｎ：０．６〜１．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３〜０．２％、Ｎ：０．００８〜０．０２５％、Ｔｉ：０．００３〜０．１％、Ｖ：０．１〜０．５％、Ｃｒ：０．２〜０．８％及びＡｌ：０．００２〜０．１％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、［％Ｃ］／［％Ｖ］≧０．５を満たす鋼を、１１００〜１２５０℃に加熱して（Ｔ＋５０）〜（Ｔ＋１００）℃の温度域で部品形状に鍛造した後、８００〜５００℃における冷却速度を０．２〜５．０℃／秒として冷却することを特徴とする非調質部品の熱間鍛造方法。
但し、Ｔは下記の（１）式及び（２）式で計算される１０００℃以下の温度（℃）を指す。
Log［％Ｃ］［％Ｖ］＝（−９５００／ｔ）＋６．７２・・・（１）
Ｔ＝ｔ−２７３・・・（２）
また、［％Ｃ］及び［％Ｖ］は、それぞれ、質量％での、鋼中のＣ及びＶの含有量を指す。
【請求項２】
請求項１に記載の鋼のＦｅの一部に代えて、Ｍｏ：０．７％以下、Ｎｂ：０．１％以下及びＺｒ：０．０１％以下の１種又は２種以上を含有する鋼を、１１００〜１２５０℃に加熱して（Ｔ＋５０）〜（Ｔ＋１００）℃の温度域で部品形状に鍛造した後、８００〜５００℃における冷却速度を０．２〜５．０℃／秒として冷却することを特徴とする非調質部品の熱間鍛造方法。
但し、Ｔは下記の（１）式及び（２）式で計算される１０００℃以下の温度（℃）を指す。
Log［％Ｃ］［％Ｖ］＝（−９５００／ｔ）＋６．７２・・・（１）
Ｔ＝ｔ−２７３・・・（２）
また、［％Ｃ］及び［％Ｖ］は、それぞれ、質量％での、鋼中のＣ及びＶの含有量を指す。
【請求項３】
請求項１又は２に記載の鋼のＦｅの一部に代えて、Ｐｂ：０．４％以下、Ｃａ：０．０１％以下、Ｂｉ：０．３％以下及びＴｅ：０．１％以下の１種又は２種以上を含有する鋼を、１１００〜１２５０℃に加熱して（Ｔ＋５０）〜（Ｔ＋１００）℃の温度域で部品形状に鍛造した後、８００〜５００℃における冷却速度を０．２〜５．０℃／秒として冷却することを特徴とする非調質部品の熱間鍛造方法。
但し、Ｔは下記の（１）式及び（２）式で計算される１０００℃以下の温度（℃）を指す。
Log［％Ｃ］［％Ｖ］＝（−９５００／ｔ）＋６．７２・・・（１）
Ｔ＝ｔ−２７３・・・（２）
また、［％Ｃ］及び［％Ｖ］は、それぞれ、質量％での、鋼中のＣ及びＶの含有量を指す。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、非調質部品の熱間鍛造方法に関する。詳しくは、被削性に優れるとともに高強度及び高靱性で、ハブやコンロッド等の自動車用非調質部品を製造するのに好適な、非調質部品の熱間鍛造方法に関する。更に詳しくは、フェライトとパーライトの混合組織からなる所謂「フェライト＋パーライト」型の非調質鋼を用いて、低い製造コストで、上記の自動車用非調質部品に高強度及び高靱性を具備させることができる非調質部品の熱間鍛造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
通常、ハブやコンロッド等の自動車部品は、素材鋼を熱間鍛造によって複雑な形状に成形した後、切削等の機械加工によって最終形状に仕上げられている。これらの自動車部品には、一般に、
（イ）高強度及び高靱性、
（ロ）良好な被削性、
（ハ）低い製造コスト、
が要求される。
【０００３】
なお、上記（イ）の高強度及び高靱性は、部品に調質処理、すなわち、焼入れ−焼戻しを施すことによって達成することができる。また、鋼はその鍛造温度を下げると、すなわち所謂「亜熱間鍛造」や「温間鍛造」と称される「制御鍛造」によっても（イ）の高強度及び高靱性を達成することができる。
【０００４】
しかしながら、調質処理を行って高強度及び高靱性を確保する場合は、熱処理コストが嵩むため、上記（ハ）の低い製造コストという要求を満たすことができない。
【０００５】
また、「制御鍛造」によって高強度及び高靱性を確保する場合は、鍛造温度が低いため金型寿命の低下を招いて金型コストの上昇をきたすので、やはり、低い製造コストという要求を満たすことができない。一方、金型寿命の低下を抑制して金型コストが上昇しないようにするためには、「制御鍛造」される鋼に含有されるＣ、Ｓｉ、ＭｎやＶ等の量を少なくして変形抵抗を低下させることが有効である。しかしながら、この場合には、高い靱性を確保できるものの強度が低下してしまう。
【０００６】
したがって、自動車部品を製造するに際し、（イ）の高強度及び高靱性の確保と（ハ）の低い製造コストという要求を両立させることは非常に困難である。
【０００７】
このため、（ハ）の低い製造コストという要求を満たすために、金型寿命の低下が生じない比較的高い温度域で鍛造したままの状態で、（イ）の高強度及び高靱性、並びに（ロ）の良好な被削性の双方を確保できる技術に対する要求が大きく、特許文献１〜４に、所謂「フェライト＋パーライト」型或いは「フェライト＋パーライト＋ベイナイト」型の非調質鋼やその製造方法が提案されている。
【０００８】
特許文献１に、フェライト部の脱炭による疲労強度低下を防止するため、Ｃ量の低下による脱炭防止を行い、更に、Ｖ及びＳｉを含有させてフェライトを強化することで、面積率７０％以上のフェライトを有し、かつ脱炭が懸念される１０５０℃以上の加熱においても脱炭防止を可能とした「疲労強度と靱性に優れた鍛造用非調質鋼およびその製造方法」が開示されている。
【０００９】
特許文献２に、パーライトの微細化、Ｓｉ及びＮによる固溶強化、並びにＶによる析出強化でフェライトを強化した、「高疲労強度を有する熱間鍛造非調質鋼および鍛造品の製造方法」が開示されている。
【００１０】
特許文献３に、Ｔｉの酸・窒化物及びＭｎＳ等の介在物の量及びサイズを制御することで、加熱時のオーステナイト粒の粗大化を抑制するとともに粒内フェライトの生成核を形成させ、組織の微細化を達成した「高強度高靱性非調質鋼部品の製造方法」が開示されている。
【００１１】
特許文献４に、Ａｃ1点からＡｃ3点の温度域での鍛造、すなわち、温間鍛造によって微細なフェライト＋パーライト組織を得る「高強度高靱性を有する非調質鋼部品の製造方法」が開示されている。
【００１２】
【特許文献１】特開平８−１２０３９８号公報
【特許文献２】特開平９−１４３６１０号公報
【特許文献３】特開平８−９２６８７号公報
【特許文献４】特開平５−２５５７３９号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１３】
前述の特許文献１で提案された技術は、Ｔｉを含有していないので、加熱時にオーステナイトの粗粒化が起こり、鍛造後の冷却時に得られるフェライト＋パーライト組織も粗大化してしまうため、必ずしも十分な靱性を確保することができない。更に、Ｓｉの含有量が０．３５％以下と低いので、必ずしも十分な強度を得ることもできない。
【００１４】
特許文献２で提案された技術は、Ｓｉの含有量が０．０１〜０．１％と低いため、必ずしも十分な強度を得ることができない。また、鍛造前の鋼材の加熱温度に上限が設けられていないことや、Ｔｉの含有が必須でないことから、必ずしも良好な靱性を確保できない。
【００１５】
特許文献３で提案された技術は、介在物平均粒径及び含有量を制御する必要、具体的には、０．１〜５μｍの介在物を１×１０2〜１×１０6個／ｍｍ2に制御する必要があるので、溶鋼を鋳造するに際して、１５００〜９００℃における冷却速度を１℃／分以上に制御する必要があり、製造性の観点で問題がある。また、その「実施例」で具体的に開示された鋼のＳｉ含有量は高々０．５％程度であることから、強度が低い。
【００１６】
特許文献４で提案された技術は、鍛造温度が低く、金型寿命の大きな低下を招いてしまうため、高い靱性が得られるものの製造コストが嵩んでしまう。
【００１７】
そこで、本発明の目的は、金型寿命の低下が生じない比較的高い温度域で鍛造したままの状態で、高強度及び高靱性、更には、良好な被削性も確保でき、ハブやコンロッド等の自動車用非調質部品を製造するのに好適な「非調質部品の熱間鍛造方法」を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１８】
本発明者らは、非調質のままで高強度、高靱性及び良好な被削性を確保するために種々の検討を行った。その結果、先ず、下記（ａ）〜（ｄ）の知見を得た。
【００１９】
（ａ）「フェライト＋パーライト」型非調質鋼の靱性は、「フェライト＋パーライト＋ベイナイト」型等の他の非調質鋼の靱性より優れている。
【００２０】
（ｂ）一般に、Ｖは、窒化物や炭化物として析出する。Ｖ窒化物は、高温加熱時のオーステナイト粒成長を抑制するとともにフェライト＋パーライト変態の際にフェライト生成核となって組織を微細化することで靱性を向上させる効果を有し、一方、Ｖ炭化物は鍛造後のフェライト＋パーライト変態中にフェライト中に析出した場合、大きな強化作用を有する一方で、靱性の低下を招いてしまう。
【００２１】
（ｃ）しかしながら、Ｖ炭化物は析出するマトリックス（基地）の組織によって、靱性への効果が異なる。Ｖ炭化物は、オーステナイト中に析出した場合には、フェライト中に析出した場合よりも、靱性の低下が小さい。したがって、Ｖ炭化物のオーステナイト中での析出を促進し、Ｖ炭化物とＶ窒化物の析出を適正化すれば、Ｖ炭化物による強化作用とＶ窒化物による靱性向上作用を両立させることができる。
【００２２】
（ｄ）但し、Ｖ窒化物を大量に析出させてしまうと、炭化物の析出に必要なＶ量が少なくなるため、高温加熱時のオーステナイト粒成長を抑制する析出物を形成する元素として、Ｖに加えＴｉを用いるのがよい。
【００２３】
そこで、本発明者らは「フェライト＋パーライト」型非調質鋼について更に検討を行った。その結果、下記（ｅ）の知見を得た。
【００２４】
（ｅ）Ｖ炭化物の析出及び固溶反応は、「Ｖ＋Ｃ→ＶＣ」と「ＶＣ→Ｖ＋Ｃ」の可逆反応で、その平衡常数［％Ｃ］［％Ｖ］と温度ｔ（Ｋ）との間には、Log［％Ｃ］［％Ｖ］＝（−９５００／ｔ）＋６．７２の実験式が成立することが知られているので、Ｃ及びＶの含有量を適切な範囲とし、前記固溶温度直上で鍛造を行えば、その歪エネルギーによりＶ炭化物の析出が促進され、鍛造後の冷却過程のオーステナイト域でＶ炭化物が析出するのでＶ炭化物による靱性低下を抑制できる。
【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）〜（３）に示す非調質部品の熱間鍛造方法にある。
【００２６】
（１）非調質部品の熱間鍛造方法であって、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．５％、Ｓｉ：０．６〜１．０％、Ｍｎ：０．６〜１．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３〜０．２％、Ｎ：０．００８〜０．０２５％、Ｔｉ：０．００３〜０．１％、Ｖ：０．１〜０．５％、Ｃｒ：０．２〜０．８％及びＡｌ：０．００２〜０．１％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、［％Ｃ］／［％Ｖ］≧０．５を満たす鋼を、１１００〜１２５０℃に加熱して（Ｔ＋５０）〜（Ｔ＋１００）℃の温度域で部品形状に鍛造した後、８００〜５００℃における冷却速度を０．２〜５．０℃／秒として冷却することを特徴とする非調質部品の熱間鍛造方法。但し、Ｔは下記の（１）式及び（２）式で計算される１０００℃以下の温度（℃）を指す。
Log［％Ｃ］［％Ｖ］＝（−９５００／ｔ）＋６．７２・・・（１）、
Ｔ＝ｔ−２７３・・・（２）。
また、［％Ｃ］及び［％Ｖ］は、それぞれ、質量％での、鋼中のＣ及びＶの含有量を指す。
【００２７】
（２）上記（１）に記載の鋼のＦｅの一部に代えて、Ｍｏ：０．７％以下、Ｎｂ：０．１％以下及びＺｒ：０．０１％以下の１種又は２種以上を含有する鋼を、１１００〜１２５０℃に加熱して（Ｔ＋５０）〜（Ｔ＋１００）℃の温度域で部品形状に鍛造した後、８００〜５００℃における冷却速度を０．２〜５．０℃／秒として冷却することを特徴とする非調質部品の熱間鍛造方法。但し、Ｔは下記の（１）式及び（２）式で計算される１０００℃以下の温度（℃）を指す。
Log［％Ｃ］［％Ｖ］＝（−９５００／ｔ）＋６．７２・・・（１）、
Ｔ＝ｔ−２７３・・・（２）。
また、［％Ｃ］及び［％Ｖ］は、それぞれ、質量％での、鋼中のＣ及びＶの含有量を指す。
【００２８】
（３）上記（１）又は（２）に記載の鋼のＦｅの一部に代えて、Ｐｂ：０．４％以下、Ｃａ：０．０１％以下、Ｂｉ：０．３％以下及びＴｅ：０．１％以下の１種又は２種以上を含有する鋼を、１１００〜１２５０℃に加熱して（Ｔ＋５０）〜（Ｔ＋１００）℃の温度域で部品形状に鍛造した後、８００〜５００℃における冷却速度を０．２〜５．０℃／秒として冷却することを特徴とする非調質部品の熱間鍛造方法。但し、Ｔは下記の（１）式及び（２）式で計算される１０００℃以下の温度（℃）を指す。
Log［％Ｃ］［％Ｖ］＝（−９５００／ｔ）＋６．７２・・・（１）、
Ｔ＝ｔ−２７３・・・（２）。
また、［％Ｃ］及び［％Ｖ］は、それぞれ、質量％での、鋼中のＣ及びＶの含有量を指す。
【００２９】
以下、上記 （１）〜（３）の非調質部品の熱間鍛造方法に係る発明を、それぞれ、「本発明（１）」〜「本発明（３）」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】
【００３０】
本発明によれば、亜熱間鍛造ほど鍛造温度を低くせずとも、鋼組織の微細化を達成することができ、なおかつＶ炭化物による靱性低下を低減できるため、低い製造コストで、被削性に優れるとともに高強度及び高靱性を具備し、ハブやコンロッド等の自動車用非調質部品として好適な非調質部品を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】
【００３１】
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。
【００３２】
（Ａ）鋼の化学組成：
Ｃ：０．１５〜０．５％
Ｃは、鋼の強度と靱性に大きく影響を与える重要元素であり、その含有量が０．１５％を下回ると、金型寿命の増加及び高靱性を得ることができるものの、高強度を得ることができない。一方、Ｃの含有量が０．５％を超えると、高強度を得ることはできるものの、金型寿命及び靱性の低下を招く。したがって、Ｃの含有量を０．１５〜０．５％とした。なお、Ｃの含有量は、０．２〜０．４％とすることが好ましい。
【００３３】
Ｓｉ：０．６〜１．０％
Ｓｉは、フェライトを強化する作用及び脱酸作用を有する。しかしながら、含有量が少ないと効果が得られず、特にＳｉの含有量が０．６％未満の場合には、金型寿命を長くすることができるものの、所定の強度を得ることができない。一方、Ｓｉの含有量が１．０％を超えると、強度が大きくなって金型寿命の大幅な低下をきたす。したがって、Ｓｉの含有量を０．６〜１．０％とした。なお、Ｓｉの含有量は、０．６〜０．９％とすることが好ましい。
【００３４】
Ｍｎ：０．６〜１．５％
Ｍｎは、フェライトを強化する作用及びパーライトを微細にして靱性を向上させる作用を有する。また、Ｍｎには硫化物を形成して被削性を高める作用もある。しかしながら、その含有量が０．６％を下回ると、十分な効果が得られない。一方、Ｍｎの含有量が１．５％を超えると、強度が大きくなって金型寿命の低下を招くばかりか、被削性も却って低下する。更に、コストも高くなる。したがって、Ｍｎの含有量を０．６〜１．５％とした。なお、Ｍｎの含有量は、０．６〜１．４％とすることが好ましい。
【００３５】
Ｐ：０．０３％以下
Ｐは、靱性を低下させ、特に、その含有量が０．０３％を超えると、靱性の低下が著しくなる。したがって、Ｐの含有量を、０．０３％以下とした。なお、Ｐの含有量は、少なければ少ないほどよい。
【００３６】
Ｓ：０．０３〜０．２％
Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、被削性を高める作用を有する。しかしながら、その含有量が０．０３％未満では十分な効果が得られない。一方、Ｓの含有量が０．２％を超えると、靱性が低下するばかりか鍛造割れの原因になる。したがって、Ｓの含有量を、０．０３〜０．２％とした。なお、Ｓの含有量は、０．０４〜０．１３％とすることが好ましい。
【００３７】
Ｎ：０．００８〜０．０２５％
Ｎは、Ｔｉと結合してＴｉＮを形成し、熱間鍛造時の加熱において、組織の粗大化を抑止するので、靱性向上に寄与する。また、Ｖと結合してＶＮを形成し、熱間鍛造時の加熱において、組織の粗大化を抑止するだけでなく、フェライトの生成核にもなるため、組織が微細化し、靱性向上に寄与する。しかしながら、その含有量が０．００８％未満では前記の効果が得られない。一方、Ｎの含有量が０．０２５％を超えると、硬質のＴｉＮ及びＶＮが粗大かつ多量に生成するので、却って靱性の低下をきたすし、被削性も低下する。したがって、Ｎの含有量を、０．００８〜０．０２５％とした。
【００３８】
Ｔｉ：０．００３〜０．１％
Ｔｉは、Ｎと結合してＴｉＮを形成し、熱間鍛造時の加熱において、組織の粗大化を抑止するので、靱性向上に寄与する。しかしながら、その含有量が０．００３％未満では前記作用に十分な効果が得られない。一方、Ｔｉの含有量が０．１％を超えると、硬質のＴｉＮが粗大かつ多量に生成するので、却って靱性の低下をきたすし、被削性も低下する。したがって、Ｔｉの含有量を、０．００３〜０．１％とした。なお、Ｔｉの含有量は、０．００３％以上０．０８％未満とすることが好ましい。
【００３９】
Ｖ：０．１〜０．５％
Ｖは、本発明において極めて重要な元素である。すなわち、Ｖには、Ｖ炭化物を形成してフェライトを強化する作用及びＶ窒化物を形成して加熱時のオーステナイト粒の粗大化を防止する作用がある。しかしながら、その含有量が０．１％未満では、フェライトの強化が少なくなるため靱性は高くなるものの、高強度を得ることができない。一方、Ｖの含有量が０．５％を超えると、Ｖ炭化物が過剰に存在しフェライト強化が多くなりすぎて靱性の大きな低下を招く。また、被削性の低下及び金型寿命の悪化をきたす。したがって、Ｖの含有量を、０．１〜０．５％とした。なお、Ｖの含有量は、０．１５〜０．３３％とすることが好ましい。
【００４０】
Ｃｒ：０．２〜０．８％
Ｃｒは、フェライトを強化する作用及びパーライトを微細にして靱性を向上させる作用を有する。しかしながら、その含有量が０．２％を下回ると、前記の効果が得られない。一方、Ｃｒの含有量が０．８％を超えると、強度が大きくなりすぎて靱性の低下をきたすし、金型寿命も悪化する。したがって、Ｃｒの含有量を、０．２〜０．８％とした。なお、Ｃｒの含有量は、０．３〜０．８％とすることが好ましい。
【００４１】
Ａｌ：０．００２〜０．１％
Ａｌは、鋼を脱酸するために必要な元素である。また、Ａｌは、窒化物を形成してオーステナイトの粒成長を抑制し、靱性向上にも寄与する。しかしながら、Ａｌの含有量が０．００２％未満では前記作用に十分効果が得られない。一方、０．１％を超えてＡｌを含有させても前記の効果が飽和するばかりか、硬質な析出物が過剰に存在することとなって鍛造性の低下を招く。したがって、Ａｌの含有量を、０．００２〜０．１％とした。
【００４２】
［％Ｃ］／［％Ｖ］：０．５以上
Ｃ及びＶの含有量を前記した範囲に調整し、しかも、［％Ｃ］／［％Ｖ］の値を０．５以上にすることによって高い靱性を得ることができる。すなわち、［％Ｃ］／［％Ｖ］の値が０．５未満ではＶ炭化物が過剰に存在し析出強化量が多くなりすぎるので、靱性の大きな低下を招く。したがって、［％Ｃ］／［％Ｖ］の値を０．５以上とした。なお、Ｖ炭化物の析出により強度上昇作用を効果的に得るには、［％Ｃ］／［％Ｖ］は５以下とするのが望ましい。
【００４３】
上記の理由から、本発明（１）の目的物である非調質部品の素材鋼の化学組成を、上述した範囲のＣからＡｌまでの元素を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、［％Ｃ］／［％Ｖ］≧０．５を満たすことと規定した。
【００４４】
なお、本発明の目的物である非調質部品の素材鋼には、必要に応じて、Ｆｅの一部に代えて、
第１群：Ｍｏ：０．７％以下、Ｎｂ：０．１％以下及びＺｒ：０．０１％以下、
第２群：Ｐｂ：０．４％以下、Ｃａ：０．０１％以下、Ｂｉ：０．３％以下及びＴｅ：０．１％以下、
の少なくとも１つの群の元素のうち１種以上を含有させることができる。すなわち、前記第１群と第２群の少なくとも１つの群の元素のうち１種以上を、Ｆｅの一部に代えて、任意添加元素として含有させてもよい。
【００４５】
以下、上記の任意添加元素に関して説明する。
【００４６】
第１群：Ｍｏ：０．７％以下、Ｎｂ：０．１％以下及びＺｒ：０．０１％以下
Ｍｏは、析出強化によって強度を高める作用を有する。その含有量が０．０１％以上で前記の効果が顕著となる。一方、Ｍｏの含有量が０．７％を超えると、強度が大きくなりすぎて靱性の低下をきたすし、被削性も低下する。したがって、Ｍｏを含有させる場合の含有量を０．７％以下とした。なお、Ｍｏの含有量は、０．０１〜０．７％とすることが好ましく、０．０５〜０．２％とすることがより好ましい。
【００４７】
Ｎｂは、析出強化によって強度を高める作用を有する。その含有量が０．００１％以上で前記の効果が顕著となる。一方、Ｎｂの含有量が０．１％を超えると、強度が大きくなりすぎて靱性の低下をきたし、更に、被削性も低下する。したがって、Ｎｂを含有させる場合の含有量を０．１％以下とした。なお、Ｎｂの含有量は、０．００１〜０．１％とすることが好ましく、０．００５〜０．０５％とすることがより好ましい。
【００４８】
Ｚｒは、析出強化によって強度を高める作用を有する。その含有量が０．００１％以上で前記の効果が顕著となる。一方、Ｚｒの含有量が０．０１％を超えると、強度が大きくなりすぎて靱性の低下をきたすし、被削性も低下する。したがって、Ｚｒを含有させる場合の含有量を０．０１％以下とした。なお、Ｚｒの含有量は、０．００１〜０．０１％とすることが好ましく、０．００１〜０．００５％とすることがより好ましい。
【００４９】
なお、上記のＭｏ、Ｎｂ及びＺｒは、そのうちのいずれか１種のみ、又は２種以上の複合で含有することができる。
【００５０】
第２群：Ｐｂ：０．４％以下、Ｃａ：０．０１％以下、Ｂｉ：０．３％以下及びＴｅ：０．１％以下
Ｐｂは、被削性を高める作用がある。その含有量が０．０１％以上で前記の効果が顕著となる。一方、Ｐｂの含有量が０．４％を超えると、熱間加工性の劣化をもたらし、熱間鍛造時に割れの発生を招く。したがって、Ｐｂを含有させる場合の含有量を０．４％以下とした。なお、Ｐｂの含有量は、０．０１〜０．４％とすることが好ましい。
【００５１】
Ｃａは、被削性を高める作用がある。その含有量が０．０００２％以上で前記の効果が顕著となる。一方、Ｃａの含有量が０．０１％を超えると、熱間鍛造割れの原因となる。したがって、Ｃａを含有させる場合の含有量を０．０１％以下とした。なお、Ｃａの含有量は、０．０００２〜０．０１％とすることが好ましい。
【００５２】
Ｂｉは、被削性を高める作用がある。その含有量が０．０１％以上で前記の効果が顕著となる。一方、Ｂｉの含有量が０．３％を超えると、熱間加工性の劣化をもたらし、熱間鍛造時に割れの発生を招く。したがって、Ｂｉを含有させる場合の含有量を０．３％以下とした。なお、Ｂｉの含有量は、０．０１〜０．３％とすることが好ましい。
【００５３】
Ｔｅは、被削性を高める作用がある。その含有量が０．００２％以上で前記の効果が顕著となる。一方、Ｔｅの含有量が０．１％を超えると、熱間加工性の劣化をもたらし、熱間鍛造時に割れの発生を招く。したがって、Ｔｅを含有させる場合の含有量を０．１％以下とした。なお、Ｔｅの含有量は、０．００２〜０．１％とすることが好ましい。
【００５４】
なお、上記のＰｂ、Ｃａ、Ｂｉ及びＴｅは、そのうちのいずれか１種のみ、又は２種以上の複合で含有することができる。
【００５５】
上記の理由から、本発明（２）の目的物である非調質部品の素材鋼の化学組成を、本発明（１）の目的物である非調質部品の素材鋼のＦｅの一部に代えて、Ｍｏ：０．７％以下、Ｎｂ：０．１％以下及びＺｒ：０．０１％以下の１種又は２種以上を含有することと規定した。
【００５６】
また、本発明（３）の目的物である非調質部品の素材鋼の化学組成を、本発明（１）又は本発明（２）の目的物である非調質部品の素材鋼のＦｅの一部に代えて、Ｐｂ：０．４％以下、Ｃａ：０．０１％以下、Ｂｉ：０．３％以下及びＴｅ：０．１％以下の１種又は２種以上を含有することと規定した。
【００５７】
（Ｂ）熱間鍛造：
本発明においては、［％Ｃ］及び［％Ｖ］を、それぞれ、質量％での、鋼中のＣ及びＶの含有量、Ｔを既に述べた下記の（１）式及び（２）式で計算される１０００℃以下の温度（℃）として、前記（Ａ）項で述べた化学組成を有する鋼を、１１００〜１２５０℃に加熱して（Ｔ＋５０）〜（Ｔ＋１００）℃の温度域で部品形状に鍛造した後、８００〜５００℃における冷却速度を０．２〜５．０℃／秒として冷却する必要がある。
Log［％Ｃ］［％Ｖ］＝（−９５００／ｔ）＋６．７２・・・（１）、
Ｔ＝ｔ−２７３・・・（２）。
【００５８】
先ず、加熱温度が１１００℃を下回ると、Ｖ炭化物の固溶が不十分となって、鍛造後の冷却中に析出するＶ炭化物の量が少なくなるので、所定の強度を得ることができない。また、未固溶のＶ炭化物は、鍛造後得られる鍛造品の強化にはあまり寄与しないが、Ｖ炭化物自体が硬質なため、鍛造時に存在すると鍛造時の変形抵抗が上昇し、金型寿命の低下を招く。したがって、熱間鍛造の際には金型寿命の低下が生じる。一方、加熱温度が１２５０℃を上回ると、オーステナイト粒が著しく粗大化して、靱性の低下をきたす。
【００５９】
また、部品形状への鍛造温度が（Ｔ＋５０）℃を下回ると、高靱性を得ることができるものの、変形抵抗が大きくなるので金型寿命の大きな低下を招いてしまう。一方、部品形状への鍛造温度が（Ｔ＋１００）℃を超えると、変形抵抗が小さくなるので金型寿命は向上するものの、鍛造時の歪エネルギーが開放されてしまい、Ｖ炭化物はフェライト域で析出するため靱性の低下を招いてしまう。
【００６０】
更に、鍛造後、８００〜５００℃における冷却速度が０．２℃／秒を下回ると、組織及びＶ炭化物が粗大化するので、強度及び靱性の両者が低下する。一方、鍛造後、８００〜５００℃における冷却速度が５．０℃／秒を上回ると、硬質なマルテンサイトやベイナイトが生成して、靱性及び被削性の低下や焼割れ等の問題が発生する場合がある。
【００６１】
なお、前記Ｔが１０００℃を上回ると、Ｖ炭化物量が過剰となり、析出強化量が多くなりすぎるので、靱性及び金型寿命が大きく低下する。
【００６２】
したがって、本発明においては、前記（Ａ）項で述べた化学組成を有する鋼を、１１００〜１２５０℃に加熱して（Ｔ＋５０）〜（Ｔ＋１００）℃の温度域で部品形状に鍛造した後、８００〜５００℃における冷却速度を０．２〜５．０℃／秒として冷却することと規定した。
【００６３】
前記（Ａ）項で述べた化学組成を有する鋼を、上述した条件で熱間鍛造すれば、「フェライト＋パーライト」型の非調質部品を得ることができる。
【００６４】
なお、部品形状に鍛造した後、８００〜５００℃における冷却速度は０．３〜３．０℃／秒とすることが好ましい。但し、５００℃を下回る温度域での冷却条件は特に規定する必要はないので、例えば、大気中で放冷してもよい。
【００６５】
前記Ｔの下限は、Ｃの含有量が０．１５％でＶの含有量が０．５％の場合の８３９℃である。
【００６６】
以下、実施例により本発明を更に詳しく説明する。
【実施例】
【００６７】
表１に示す化学組成を有する鋼１〜２１を真空炉溶製して１５０ｋｇ鋼塊を作製した。
【００６８】
表１中の鋼１〜１３及び鋼１９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１４〜１８、鋼２０及び鋼２１は、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。比較例の鋼のうちで、鋼２１は汎用的なＶ添加の従来の「フェライト＋パーライト」型非調質鋼の一例として用いた鋼である。
【００６９】
なお、表１には、前記（１）式及び（２）式で計算されるＴの値も併記した。
【００７０】
【表１】
0004797673.tif 000002
【００７１】
このようにして得た鋼塊を、１１００〜１２００℃に加熱した後、直径６０ｍｍの丸棒に熱間鍛造し、更に、これをピーリング加工して直径４５ｍｍで長さ１１０ｍｍの丸棒とした。なお、熱間鍛造後の冷却は大気中での放冷とした。
【００７２】
次いで、上記の直径４５ｍｍで長さ１１０ｍｍの丸棒を、１２５０℃で５０分加熱し、表２に示す温度まで降温させてから熱間プレス鍛造して厚さ１５ｍｍの鍛造品に仕上げた。なお、上記の熱間プレス鍛造は１０／秒の歪速度で行い、プレス鍛造後は８００〜５００℃における冷却速度を０．５℃／秒に制御し、５００℃を下回る温度域は大気中での放冷とした。
【００７３】
なお、表２における鋼２１の熱間プレス鍛造条件としての１１００℃という鍛造温度は、一般に熱間鍛造温度として採用されているものである。
【００７４】
表２には、前記（１）式及び（２）式で計算されるＴの値も併記した。
【００７５】
【表２】
0004797673.tif 000003
【００７６】
上記のようにして得た厚さ１５ｍｍの鍛造品から、各種試験片を切り出し、引張試験、シャルピー衝撃試験及び被削性試験を行った。
【００７７】
引張試験は、上記厚さ１５ｍｍの鍛造品の厚さ方向１／２で幅方向１／４の位置から、JIS Z 2201(1998)に規定される１４Ａ号試験片（但し、平行部直径：７ｍｍ）を採取し、標点距離を３５ｍｍとして室温で実施し、引張強度（ＭＰａ）を求めた。
【００７８】
シャルピー衝撃試験は、上記厚さ１５ｍｍの鍛造品の厚さ方向１／２で幅方向１／４の位置から、JIS Z 2202(1998)に規定される幅１０ｍｍのＵノッチ試験片を採取し、室温で実施して衝撃値（Ｊ／ｃｍ2）を求めた。
【００７９】
被削性試験は、厚さ１５ｍｍの鍛造品の厚さ方向に、材質がＳＫＨ５１でドリル径が７ｍｍのストレートシャンクドリルを用いて下記の条件で表面より深さ１０ｍｍの穴を３０個あけ、ドリルのコーナー摩耗量を測定して、被削性を評価した。
【００８０】
・回転数：６００ｒｐｍ、
・送り速度：０．１５ｍｍ／ｒｅｖ．、
・潤滑：湿式（水溶性潤滑油剤を使用）。
【００８１】
また、表1に示す鋼１〜２１の成分の鋼塊を１１００〜１２００℃に加熱し、直径６０ｍｍに熱間鍛造した後、ピーリング加工にて直径３０ｍｍで長さが７０ｍｍの丸棒を作製した。この丸棒を１２５０℃で５０分加熱し、表２に示す温度まで降温させてから１０／秒の歪速度で厚さ１０ｍｍの鍛造品に熱間プレス鍛造した際の変形荷重（トン）を測定した。なお、前述のとおり、鋼２１の熱間プレス鍛造条件における１１００℃という鍛造温度は、一般に熱間鍛造温度として採用されているものである。
【００８２】
表２に、上記の各試験結果（ＴＳ（引張強度）、衝撃値、ドリルのコーナー摩耗量及び変形荷重）を併せて示した。
【００８３】
なお、前記単位でのＴＳ、衝撃値及び変形荷重から計算した「（ＴＳ×衝撃値）／変形荷重」の値は、「機械的性質とコストとのバランス」を示す指標となり、この値が大きいほど「機械的性質とコストとのバランス」が優れている。このため、表２には、「（ＴＳ×衝撃値）／変形荷重」の値も併記した。
【００８４】
なお、試験番号２１における鋼２１の上記各特性値を評価の基準とした。
【００８５】
表２から、本発明（１）〜（３）で規定する条件を満たす場合、ＴＳ、衝撃値、ドリルのコーナー摩耗量及び「機械的性質とコストとのバランス」を示す指標である「（ＴＳ×衝撃値）／変形荷重」の値は、いずれも、評価基準値である試験番号２１を上回っていることが明らかである（試験番号１〜１３）。
【００８６】
これに対して、被鍛造材である鋼の化学組成が本発明で規定する範囲内にあり、しかも、前記の（１）式及び（２）式で計算される温度Ｔが１０００℃以下であっても、熱間プレスでの鍛造温度が本発明で規定する条件から外れる場合には、「機械的性質とコストとのバランス」を示す指標である「（ＴＳ×衝撃値）／変形荷重」の値は低く、更に、ＴＳや靱性（衝撃値）が低いこともあることが明らかである（試験番号２２〜２９）。
【００８７】
また、被鍛造材の化学組成が本発明で規定する範囲内にあっても、鋼１９の場合は、前記の（１）式及び（２）式で計算される温度Ｔが１０００℃を超える。このため、試験番号１９、試験番号３４及び試験番号３５の場合の靱性（衝撃値）及び「（ＴＳ×衝撃値）／変形荷重」の値は低い。
【００８８】
なお、被鍛造材である鋼の化学組成が本発明で規定する範囲から外れた場合には、熱間プレスでの鍛造温度に関係なく「機械的性質とコストとのバランス」を示す指標である「（ＴＳ×衝撃値）／変形荷重」の値は低く、しかも、ＴＳ、靱性（衝撃値）及びドリルのコーナー摩耗量の少なくとも１つの特性において劣っていることが明らかである（試験番号１４〜１８、試験番号２０、試験番号２１及び試験番号３０〜３３）。
【産業上の利用可能性】
【００８９】
本発明によれば、亜熱間鍛造よりは高温ながら熱間鍛造時の鍛造温度を通常より下げることにより、鋼組織の微細化及びＶ炭化物による靱性低下の低減が可能となるため、低い製造コストで、被削性に優れるとともに高強度及び高靱性を具備し、ハブやコンロッド等の自動車用非調質部品として好適な非調質部品を製造することができる。