(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．１〜０．６％、
Ｓｉ：０．０１〜２．０％、
Ｍｎ：０．２〜２．０％、
Ｓ：０．００５〜０．５％、
Ｃｒ：０．１〜２．０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．１％、
Ｎ：０．００３〜０．０２％、
Ａｌ：０．０７％以下（０％含む）、
Ｓｎ：０．００８〜０．１％、
更に、
Ｒｅｍ（稀土類金属）：０．００５〜０．１％、
及びＣａ：０．０００５〜０．００５％
を含み、且つ、
（Ｒｅｍ％＋Ｃａ％）／（Ｓ％）≧０．０５
の関係を満たし、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、介在物の平均円相当径が２０μｍ以下であり、介在物の平均アスペクト比（長さ／幅）が１０以下であることを特徴とする熱間鍛造用高靭性非調質鋼。
【請求項２】
更に、質量％で、
Ｚｒ：０．００７〜０．１％
を含み、且つ、
（Ｒｅｍ％＋Ｃａ％＋２×Ｚｒ％）／（Ｓ％）≧０．０５
の関係を満たすことを特徴とする請求項１記載の熱間鍛造用高靭性非調質鋼。
【請求項３】
更に、質量％で、
Ｖ：０．０１〜０．５％
を含有することを特徴とする請求項１又は２記載の熱間鍛造用高靭性非調質鋼。
【請求項４】
更に、質量％で、
Ｖ：０．０１〜０．５％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％
を含み、且つ、
（Ｒｅｍ％＋Ｃａ％＋Ｍｇ％）／（Ｓ％）≧０．０５
の関係を満たすことを特徴とする請求項１記載の熱間鍛造用高靭性非調質鋼。
【請求項５】
更に、質量％で、
Ｎｂ：０．０１〜０．３％、及びＢ：０．０００３〜０．００５％
のうちの１種又は２種、
Ｐｂ：０．０１〜０．３％、及びＢｉ：０．０１〜０．３％
のうちの１種又は２種、
を含有することを特徴とする請求項１乃至４のいずれかに記載の熱間鍛造用高靭性非調質鋼。
【請求項６】
更に、質量％で、
Ｎｉ：０．０１〜２．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％
の２種のうちの１種又は２種を含有することを特徴とする請求項１乃至５のいずれかに記載の熱間鍛造用高靭性非調質鋼。
【請求項７】
更に、質量％で、
Ｐｂ：０．０１〜０．３％、
Ｂｉ：０．０１〜０．３％
のうちの少なくとも１種以上を含有することを特徴とする請求項１乃至４及び請求項６のいずれかに記載の熱間鍛造用高靭性非調質鋼。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は高靭性非調質鋼、特に質量％でＣ：０．１〜０．６％の炭素鋼及び低合金鋼からなる熱間鍛造用の非調質鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来、自動車部品等の機械部品の多くは熱間鍛造により成型された後、焼入れ、焼戻し処理、いわゆる調質処理を施された後、切断、研削等の機械加工を経て製造されてきた。
【０００３】
しかしながら、省工程による生産性の向上や省エネルギー化の要求から、上述の調質処理省略が志向され、省エネルギーやコスト削減メリットから非調質鋼の適用が拡大している。
【０００４】
一般に調質処理を省略した非調質鋼では調質鋼に比べ靭性が低いために高い靭性が要求されない機械部品に使用されるなど、用途が狭い範囲に限定されるという問題があった。
【０００５】
従来、この非調質鋼として機械構造用炭素鋼にＶ、Ｎｂ等の元素を少量添加するマイクロアロイ型非調質鋼が提案されたが、熱間鍛造ままの組織は著しく粗大化したフェライト・パ−ライト組織のため靭性は極めて低く適用範囲は極めて限定されていた。
【０００６】
このような欠点を解消するため少量のＴｉを添加して結晶粒の粗大化を防止し靭性の改善を図る方法が提案されているが（例えば特開昭５６−３８４４８号公報）、その効果は必ずしも安定していない。
【０００７】
また、Ｚｒ、Ｔｉのうち１種又は２種以上を少量添加すると共に、鋳造工程での冷却速度を確保することでＭｎＳやＴｉＮ及びＺｒＮの内少なくとも１種を微細均一に分散させる熱間鍛造用非調質鋼の製造方法が提案されている（特公平６−７５７４７号公報）。
【０００８】
更に、Ａｌ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ等の炭、窒化物形成元素を添加すると共に、Ｃａ、Ｔｅ、Ｃｅ及びその他の稀土類金属、ミッシュメタル及びその混合物を０．００１〜０．０４ｗｔ％添加する高靭性非調質鋼及びその製造方法が提案されている（特開平６−３４０９４６号公報）。
【０００９】
また、特公平４−７０３８５号公報にはＺｒとＢ添加により熱間鍛造材の強度、靭性の改善を図る方法が提案され、更に稀土類元素の添加により靭性の改善を図る方法が提案されている。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上述の機械部品製造工程において、熱間鍛造後の熱処理を省略しても、常に安定して従来の非調質鋼で達成できないレベルの高靭性を有する非調質鋼を提供するものである。
【００１１】
【課題を解決する手段】
本発明者らは上述の機械部品製造工程において、熱間鍛造後の調質処理を省略しても、常に安定して従来の非調質鋼で達成できないレベルの高靭性を有する非調質鋼を実現する手段について種々の研究を重ね、鋼材の組成を適正に制御すると共に、硫化物や酸化物及び酸化物と硫化物が複合化した介在物サイズの減少を図ると共にそれら介在物のアスペクト比（長さ／幅）をある程度以下に制御することにより、熱間鍛造後に調質処理を省略しても高い靭性を安定して達成できることを見出すと共に、それらを実現する具体的な手段を見出し、本発明を完成した。
【００１２】
本発明の要旨は以下の通りである。
【００１３】
（１）  質量％で、
Ｃ：０．１〜０．６％、
Ｓｉ：０．０１〜２．０％、
Ｍｎ：０．２〜２．０％、
Ｓ：０．００５〜０．５％、
Ｃｒ：０．１〜２．０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．１％、
Ｎ：０．００３〜０．０２％、
Ａｌ：０．０７％以下（０％含む）、
Ｓｎ：０．００８〜０．１％、
更に、
Ｒｅｍ（稀土類金属）：０．００５〜０．１％、
及びＣａ：０．０００５〜０．００５％
を含み、且つ、
（Ｒｅｍ％＋Ｃａ％）／（Ｓ％）≧０．０５
の関係を満たし、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、介在物の平均円相当径が２０μｍ以下であり、介在物の平均アスペクト比（長さ／幅）が１０以下であることを特徴とする熱間鍛造用高靭性非調質鋼。
【００１４】
（２）  更に、質量％で、
Ｚｒ：０．００７〜０．１％
を含み、且つ、
（Ｒｅｍ％＋Ｃａ％＋２×Ｚｒ％）／（Ｓ％）≧０．０５
の関係を満たすことを特徴とする上記（１）記載の熱間鍛造用高靭性非調質鋼。
【００１５】
（３）  更に、質量％で、
Ｖ：０．０１〜０．５％
を含有することを特徴とする上記（１）又は（２）記載の熱間鍛造用高靭性非調質鋼。
（４）  更に、質量％で、
Ｖ：０．０１〜０．５％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％
を含み、且つ、
（Ｒｅｍ％＋Ｃａ％＋Ｍｇ％）／（Ｓ％）≧０．０５
の関係を満たすことを特徴とする上記（１）記載の熱間鍛造用高靭性非調質鋼。
（５）  更に、質量％で、
Ｎｂ：０．０１〜０．３％、及びＢ：０．０００３〜０．００５％
のうちの１種又は２種、
Ｐｂ：０．０１〜０．３％、及びＢｉ：０．０１〜０．３％
のうちの１種又は２種、
を含有することを特徴とする上記（１）乃至（４）のいずれかに記載の熱間鍛造用高靭性非調質鋼。
【００１６】
（６）  更に、質量％で、
Ｎｉ：０．０１〜２．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％
の２種のうちの１種又は２種を含有することを特徴とする上記（１）乃至（５）のいずれかに記載の熱間鍛造用高靭性非調質鋼。
【００１７】
（７）  更に、質量％で、
Ｐｂ：０．０１〜０．３％、
Ｂｉ：０．０１〜０．３％
のうちの少なくとも１種以上を含有することを特徴とする上記（１）乃至（４）及び上記（６）のいずれかに記載の熱間鍛造用高靭性非調質鋼。
【００１８】
【発明の実施の形態】
以下本発明の各請求項の要件について説明する。
【００１９】
まず、本発明の請求項１で鋼材成分を規定した理由は次の通りである。
【００２０】
Ｃは鋼材の強度を得るための必須成分であり、０．１％未満とすると機械構造用部品としての特性が得られなくなるし、０．６％超とすると熱間鍛造品の機械的特性のバラツキが大きくなり、安定した品質が得られにくい。
【００２１】
Ｓｉも強度を確保する上で有用な元素であるが、強度アップには少なくとも０．０１％以上必要であり、また、２．０％超えて含有するとフェライト地の脆化が激しくなるため、その含有量は２．０％以下に抑えるべきである。
【００２２】
Ｍｎは強靭化作用が大きくＳｉ同様有用な元素であり、且つ、０．２％未満では熱間延性が低く、鋼材の熱間圧延や熱間加工が困難である。また、２．０％を超えると切削性や溶接性等が低下するので制限した。
【００２３】
Ｓは被削性を向上させる元素であり、０．００５％未満では被削性が低く切削加工が困難となり、また、非調質鋼では熱間鍛造後の冷却過程でフェライトの生成を促進する等で靭性の向上をもたらす一方、ＭｎＳの増加により機械的特性の劣化や異方性の増大をもたらす。０．５％超では機械的特性の劣化や異方性の増大に加え、熱間延性も極端に低くなるため０．５％以下に制限した。
【００２４】
Ｃｒも強度上昇に有効な元素であるが、強度上昇のためには少なくとも０．１％以上必要であり、２．０％を超えると靭性が顕著に低下するため上限は２．０％とした。
【００２５】
Ｔｉはオーステナイト組織を微細化にして靭性の向上をもたらす元素であり、そのためには、少なくとも０．００５％以上必要であり、一方、０．１％を超えると粗大なＴｉＮ等が生成して靭性の劣化をもたらすため、上限を０．１％に設定した。
【００２６】
ＮはＡｌ、Ｔｉ等の窒化物形成元素と窒化物を形成してオーステナイト結晶粒を微細化するのに有用な元素である。上記効果を発揮させるには少なくとの０．００３％以上のＮが必要であり、０．０２％を超えて含有しても上記効果は飽和とするため、Ｎの上限は０．０２％とした。
【００２７】
Ａｌは一般には脱酸や結晶粒の制御にとって有用な元素であるが、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉを含有するケースではＡｌは必ずしも添加する必要がない。Ａｌを添加した分は脱酸や結晶粒制御に寄与し、Ａｌ量が０．０７％超では熱間加工性を害するため、Ａｌの範囲を０．０７％以下（０％含む）とした。
【００２８】
Ｓｎはフェライトに固溶し、強度の向上に寄与すると共に、本発明鋼では凝固時の初晶フェライトの増加やそれにともなうＳのデンドライト樹間への排出の抑制効果やＳｎ自身のデンドライト樹間に存在する液相への濃化により、最終凝固部に晶出する硫化物の小型化に寄与すると共に、後述するＲｅｍ、Ｃａ等の添加による硫化物の組成制御で熱間圧延や熱間鍛造での延伸を防止して硫化物のアスペクト比低減を図る際、その効果を増大させる作用を有することが判明した。そのような効果が得られるのは実施例に記載のように少なくとも０．００８％以上のＳｎを含有させる。また、Ｓｎの含有量が０．１％を超えると熱間延性が著しく低下するため、その上限を０．１％以下とした。上記Ｓｎ含有量の範囲でもＳｎによる熱間延性の低下が問題となる場合には、Ｎｉを添加し、熱間延性を確保するのが好ましい。
【００２９】
本発明者らが種々検討した結果、熱間圧延等で延伸したＭｎＳ等の硫化物が従来から言われているような機械的異方性の増大をもたらすばかりでなく、靭性の低下にも大きな影響を及ぼしていることが判明した。
【００３０】
そこで、延伸した硫化物による靭性低下を防止する方法について検討し、Ｒｅｍ（稀土類金属）：０．００５〜０．１％とＣａ：０．０００５〜０．００５％を含有させ、且つ、（Ｒｅｍ％＋Ｃａ％）／（Ｓ％）≧０．０５になるよう含有させると、ＭｎＳがＲｅｍとＣａが固溶する硫化物や硫化物と酸化物が複合化した介在物に変化することによって熱間での可塑性がＭｎＳに比べ大幅に減少し、熱間圧延や熱間鍛造によって介在物がＭｎＳのように延伸するのを極めて効果的に防止でき、その結果、延伸したＭｎＳ等による靭性の低下を大幅に改善できることが判明した。
【００３１】
また、上記条件を満足するようにＲｅｍとＣａを添加した場合、Ｒｅｍ又はＣａを含有するほぼ球状の酸化物が生成し、そのような形態変化も低温靭性の改善に寄与していることが判明した。
【００３２】
ＲｅｍとＣａの添加によって、硫化物の熱間加工時の延伸を効果的に抑制するには、Ｒｅｍが０．００５％以上必要であり、Ｃａも０．０００５％以上添加する必要があり、一方、Ｒｅｍを０．１％以上、Ｃａを０．００５％以上添加するとこれらの元素を含む硫化物のクラスーターが出現し易くなり、それらの生成によって靭性は却って低下する。更にＳ量に比べＲｅｍやＣａの添加量が不足しても硫化物の熱間加工時の延伸を十分防止できないため、（Ｒｅｍ％＋Ｃａ％）／（Ｓ％）≧０．０５になるよう含有させる必要がある。
【００３３】
更に、熱間鍛造用の非調質鋼において、介在物の円相当径の平均値が２０μｍ以下にすると共に、それらの介在物アスペクト比（長さ／幅）の平均値が１０以下になるよう制御すると、衝撃が加わった場合の伸びた硫化物系介在物が存在する時の様な介在物によるノッチ効果は大幅に緩和され、また、亀裂の伝播抵抗を増大させる等の効果で、硫化物による靭性低下を極めて効果的に改善できる。
【００３４】
ここで言う介在物とは酸化物、硫化物及び酸化物と硫化物が複合化した介在物であり、そのなかにはＲｅｍやＣａを含有する酸化物や硫化物及びそれらの複合した介在物も含まれる。
【００３５】
上記の介在物サイズの小型化を実現するには、成分を請求項１に規定した範囲に制御すると共に、鋼塊もしくは鋳片を製造する鋳造工程において、凝固中に硫化物等の介在物が晶出する場合、１５００℃〜１３００℃の温度区間の冷却速度をある程度確保することにより、凝固中に晶出する介在物の成長を抑えることも有効である。
【００３６】
鋳片や鋼塊の断面サイズが小さいほど上記凝固中の冷却速度を確保し易く、ＭｎＳ等凝固中に晶出する介在物の成長を抑制して、介在物の小型化を達成し易い。
【００３７】
また、硫化物等高温での可塑性を有する介在物はサイズが大きいほど熱間加工で延伸するため、上述のような手段で鋳造段階においても介在物サイズを小さくコントロールすることも介在物の熱間圧延や熱間鍛造等での延伸を抑制する上で有効である。
【００３８】
また、何らかの理由でＲｅｍやＣａの添加量が規制され、熱間加工による硫化物等の延伸を十分に防止できない場合において、請求項２に記載したＺｒ：０．００７〜０．１％を含有させ、且つ、（Ｒｅｍ％＋Ｃａ％＋２×Ｚｒ％）／（Ｓ％）≧０．０５になるよう含有させ、あるいは、請求項４に記載したＭｇ：０．０００５〜０．０１％を含有させ、且つ、（Ｒｅｍ％＋Ｃａ％＋Ｍｇ％）／（Ｓ％）≧０．０５になるように含有させ、硫化物の可塑性を低減することも熱間加工での延伸をより確実に防止する上で有効である。
【００３９】
Ｚｒ及びＭｇの添加により熱間加工時における硫化物の延伸防止を図るにはＺｒは０．００７％以上、Ｍｇは０．０００５％以上添加する必要がある。Ｚｒが０．１％超添加すると硬質なＺｒＯ2等の酸化物が増加し、それが原因で靭性が低下する場合があり、Ｚｒの含有量の上限は０．１％とした。Ｍｇについては０．０１％超添加しても溶鋼中でのＭｇＳの生成に消費され、凝固中に晶出する介在物の形態制御には有効に作用しなくなるため、Ｍｇ含有量の上限については０．０１％とした。
【００４０】
一層強度や靭性の向上が必要な時は、請求項３又は４のようにＶの添加や請求項５のようにＮｂ、Ｂの添加が有効である。
【００４１】
ＶやＮｂは共に炭、窒化物を形成して強度や靭性を向上させる元素であり、Ｎｂについては熱間加工中オーステナイトの再結晶を抑制して結晶粒の微細化を促進するためその点でも、強度靭性を向上させる。Ｖ、Ｎｂとも０．０１％以上の添加で上記改善効果が現れ、また、Ｖの添加量が０．５％を超えると、Ｎｂも添加量が０．３％を超えると熱間延性の低下が激しいため、それぞれの添加量の上限を０．５％と０．３％とした。
【００４２】
一方、Ｂは非調質鋼でフェライトの生成を促進したり、硬度を向上させる効果を有するが効果が出現するのは０．０００３％以上であり、０．００５％を超えると熱間延性や靭性も低下するためＢの添加量は０．００５％に制限した。
【００４３】
焼入れ性や靭性の向上が必要な時は請求項６のようにＮｉ、Ｍｏの添加が有効である。
【００４４】
Ｎｉ、Ｍｏは焼入れ性を確保すると共に靭性を向上させるのに有効な元素であり、それらの効果を得るには少なくとも０．０１％以上添加する必要があり、Ｎｉについては２．０％を超えて添加しても、Ｍｏについては１．０％を超えて添加しても効果が飽和するのでＮｉの上限を２．０％、Ｍｏの上限を１．０％とした。
【００４５】
被削性向上のニーズがある場合には、請求項７のようにＰｂやＢｉの添加が被削性の向上に有効である。
【００４６】
被削性改善効果を得るには、ＰｂとＢｉでは０．０１％以上添加する必要があり、一方、どの元素も０．３％を超えて添加すると著しく熱間延性を劣化させるためＰｂ、Ｂｉの２元素共に添加量の上限を０．３％とした。
【００４７】
【実施例】
（実施例１）
本実施例では、請求項１、請求項５に該当する発明鋼とそれらに対応する各比較鋼の引張り強度や低温靭性を調査、対比するため、表１に示した化学組成を有する１５０ｋｇの鋼塊を真空溶解炉で溶製すると共に鋼塊が凝固する際の冷却速度を大幅に変化させた。本発明鋼と一部の比較鋼の鋼塊を鋳型内で放冷したのに対し、比較鋼Ｎｏ．９、１０の鋼塊の溶製では、カオール等の断熱材を用いた断熱ボックスに鋳型を設置すると共にガス加熱で断熱ボックス内に設置された鋳型の周囲を加熱して上記冷却速度大幅に低下させ硫化物等の凝固中に晶出する介在物の粗大化を図った。
【００４８】
製造した鋼塊は１２５０℃に加熱後熱間鍛造で９０φの丸棒に成型後一旦室温まで冷却して介在物調査用サンプルを採取した。その後９０φの丸棒を１２５０℃に再度加熱して熱間鍛造することにより５０φの丸棒に成型した。鍛造終了後の１１００℃から室温までは空冷にて冷却した。そのようにして得られた５０φの丸棒より切削加工にてＪＩＳ４号引張り試験片やＪＩＳ３号衝撃試験片を採取し、室温で引張り試験やシャルピー試験を実施、強度と低温靭性を評価した。各試験の結果を表１に示す。尚、介在物径や介在物のアスペクト比（長さ／幅）の測定では、光学顕微鏡を用いて９０φの丸棒縦断面に存在する介在物を４００倍の倍率で２０視野ほど写真観察し、その写真中の介在物全てを対象に画像解析装置で解析して、介在物の円相当径とアスペクト比（長さ／幅）の平均値を求めた。
【００４９】
【表１】
0004564189.tif 000002
【００５０】
表１からも明らかなように、本発明鋼を用いて熱間鍛造後空冷したものは、比較鋼を用いて熱間鍛造し、その後空冷したものに比べ、強度、低温靭性共に高い傾向を示した。逆にＳｎやＲｅｍ、Ｃａの含有量、（Ｒｅｍ＋Ｃａ）／Ｓの比が本発明の請求項１で規定した範囲を逸脱したり、成分系が規定範囲を満足していても介在物の平均円相当径や平均アスペクト比が規定範囲を外れると強度や靭性が本発明鋼に比べ劣化するのが分かる。
【００５１】
また、凝固時の冷却速度を大幅な低減を図った比較鋼Ｎｏ．９と１０と本発明鋼のＮｏ．１〜３、６を比較すると、比較鋼Ｎｏ．９では介在物の平均円相当径と平均アスペクト比が、Ｎｏ．１０では介在物の平均円相当径が本発明鋼より増大しており、そのことに起因して強度や衝撃値が低下していることが分かる。比較鋼Ｎｏ．１２では（Ｒｅｍ＋Ｃａ）／Ｓの比が請求項１の範囲を満足しておらず、そのため介在物の平均アスペクト比が大きく、強度や衝撃値も発明鋼に比べかなり低下している。
【００５２】
（実施例２）
表２に化学組成を示した鋼を高炉、転炉法で溶製し、２２０ｍｍ角のブルーム鋳片に鋳造後、分塊圧延、棒鋼圧延で９０φの丸棒に成型した。
【００５３】
上記の方法で得られた丸棒を用いて１２５０℃に加熱後熱間鍛造し、５０φの丸棒に成型した後、鍛造終了後１１００℃から室温まで空冷した。そのようにして得られた材料より、実施例１と同様、ＪＩＳ４号引張り試験片やＪＩＳ３号衝撃試験片を切削加工により採取して室温にて引張り試験やシャルピー試験を実施した。各試験の結果を表２に併記した。
【００５４】
【表２】
0004564189.tif 000003
【００５５】
本試験でも介在物の円相当径や介在物のアスペクト比の平均値は実施例１と同様の画像解析装置を用いる方法で９０φの丸棒の縦断面で計測した。
【００５６】
請求項１に該当する発明鋼はＮｏ．１、４、１０、１１の発明鋼であり、Ｎｏ．１２、１３、１５、２１、２２、２３はその比較鋼である。また、請求項２に該当する発明鋼はＮｏ．８、９の発明鋼であり、Ｎｏ．１９、２０はその比較鋼である。Ｎｏ．３、５、６、９の鋼材は請求項３に該当する発明鋼であり、その比較鋼がＮｏ．１４、１６、１７、２０の鋼材である。更に、請求項４及び請求項５に該当する発明鋼はそれぞれＮｏ．７とＮｏ．５、６であり、それらに対応する比較鋼はそれぞれＮｏ．１８とＮｏ．１６、１７である。
【００５７】
本実施例においても、各請求項に該当する発明鋼を用いて熱間鍛造した場合は、各発明鋼に対応する比較鋼を用いた場合に比べ、室温での引張り強度や靭性は高い値が得られており、本発明鋼が優れた熱間鍛造用非調質鋼であることが本実施例でも確認された。
【００５８】
また、表２より分かるように本実施例においても成分系が各請求鋼の範囲を満足していなかったり、成分系は規定範囲を満足しても、それ以外の介在物の平均円相当径や平均アスペクト比が規定範囲を外れると本発明鋼に比較して強度や靭性がかなり低下しているのが分かる。
【００５９】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明の鋼では調質処理を施さなくても高い強度や靭性値が得られると共に、調質処理の省略によって大幅なエネルギーや製造コストの削減が可能となる。