(57)【要約】【課題】本発明は、強度靭性を得つつ、熱処理変形性等の仕上げ加工性が向上した高強度鍛鋼を提供することを課題とする。【解決手段】本発明は、大型鍛造品の製造に用いられる高強度鍛鋼であって、所定の含有量の所定の化学元素、並びに残部がＦｅ及び不可避的不純物である組成を有し、金属組織の主体が、ベイナイト、マルテンサイト、又はそれらの組み合わせ組織からなり、表面からの深さ５ｍｍの表位から１／４厚の中位までの鋼組織の平均結晶粒径が５０μｍ以下であり、結晶粒径分布において、上記表位での結晶粒径のピーク値と、上記中位の結晶粒径のピーク値との差が、１０μｍ以上３０μｍ以下であることを特徴とする。当該高強度鍛鋼は、非金属介在物の評価方法であるＤＩＮ  ５０６０２−１９８５のＫ０法で測定した際のＴｏｔａｌ  ｉｎｄｅｘが１０以下であることが好ましい。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
大型鍛造品の製造に用いられる高強度鍛鋼であって、
Ｃ：０．４０質量％以上０．６０質量％以下、
Ｓｉ：０．０５質量％以上０．４０質量％以下、
Ｍｎ：０．７０質量％以上１．２０質量％以下、
Ｃｕ：０質量％以上０．５０質量％以下、
Ｎｉ：０．４０質量％以上１．００質量％以下、
Ｃｒ：１．００質量％以上２．００質量％以下、
Ｍｏ：０．２０質量％以上０．５０質量％以下、
Ｖ：０．０５質量％以上０．３０質量％以下、
Ａｌ：０．０２０質量％以上０．０６０質量％以下、
Ｎ：．０．００４０質量％以上０．００８０質量％以下、
Ｏ：０ｐｐｍ超３０ｐｐｍ以下、並びに
残部：Ｆｅ及び不可避的不純物
である組成を有し、
金属組織の主体が、ベイナイト、マルテンサイト、又はそれらの組み合わせ組織からなり、
表面からの深さが５ｍｍの表位から１／４厚の中位までの鋼組織の平均結晶粒径が５０μｍ以下であり、
結晶粒径分布における上記表位での結晶粒径のピーク値と、上記中位の結晶粒径のピーク値との差が、１０μｍ以上３０μｍ以下であることを特徴とする高強度鍛鋼。
【請求項２】
非金属介在物の評価方法であるＤＩＮ  ５０６０２−１９８５のＫ０法で測定した際のＴｏｔａｌ  ｉｎｄｅｘが１０以下である請求項１の高強度鍛鋼。
【請求項３】
請求項１又は請求項２に記載の高強度鍛鋼を用いた大型鍛造部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度鍛鋼及び大型鍛造部品に関する。
【背景技術】
【０００２】
船舶用ディーゼルエンジンや発電用ディーゼルエンジンの出力向上及びコンパクト化を実現するために、これらの部品に使用する鋼材の高疲労強度化が必要となっている。こうした部品は高強度鍛鋼を鍛造して製造されるのが一般的であるが、高強度鍛鋼の引張強さは８５０ＭＰａ以上もあり熱処理変形が大きい。そのため、芯出しや機械加工等による最終形状への仕上げに時間がかかり、生産性低下が余儀なくされている。
【０００３】
８５０ＭＰａ以上の強度を有する大型鍛造部品用高強度鍛鋼としては、ＮｉＣｒＭｏ系の高強度鋼が開発されており、この高強度鋼は、例えば高負荷を受ける船舶用ディーゼルエンジン用のクランク軸として使用される（特許文献１、２及び３参照）。
【０００４】
一方、船舶等の駆動力伝達に使用される大型クランク軸用の鋼は、鍛造及び熱処理後、最終形状に仕上げるために切削等の機械加工が実施されるが、この際に仕上げ加工のし易いことが求められている。
【０００５】
しかし、切削抵抗は、通常材料の強度（硬さ）に比例して増加するため、これまでに８５０ＭＰａ以上の強度靭性を得つつ、熱処理後の仕上げ加工性を向上させることは困難であった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開２００２−２４１８９２号公報
【特許文献２】特開２００４−２１１２０６号公報
【特許文献３】特開２００５−３４４１４９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明は、上記不都合に鑑みてなされたものであり、強度靭性を得つつ、熱処理後の仕上げ加工性が向上した高強度鍛鋼及び大型鍛造部品を提供することを課題とする。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者は、高強度化と熱処理後の仕上げ加工性の向上との相反する特性の両立化を目指し、最適な組織形態について鋭意研究を重ねた。その結果、高強度化と熱処理変形性等の仕上げ加工性とを両立させるためには、結晶粒度を調整することが重要であることの知見を得た。
【０００９】
すなわち、上記課題を解決するためになされた本発明は、大型鍛造品の製造に用いられる高強度鍛鋼であって、Ｃ：０．４０質量％以上０．６０質量％以下、Ｓｉ：０．０５質量％以上０．４０質量％以下、Ｍｎ：０．７０質量％以上１．２０質量％以下、Ｃｕ：０質量％以上０．５０質量％以下、Ｎｉ：０．４０質量％以上１．００質量％以下、Ｃｒ：１．００質量％以上２．００質量％以下、Ｍｏ：０．２０質量％以上０．５０質量％以下、Ｖ：０．０５質量％以上０．３０質量％以下、Ａｌ：０．０２０質量％以上０．０６０質量％以下、Ｎ：０．００４０質量％以上０．００８０質量％以下、Ｏ：０ｐｐｍ超３０ｐｐｍ以下、並びに残部：Ｆｅ及び不可避的不純物である組成を有し、金属組織の主体が、ベイナイト、マルテンサイト、又はそれらの組み合わせ組織からなり、表面からの深さ５ｍｍの表位から１／４厚の中位までの鋼組織の平均結晶粒径が５０μｍ以下であり、結晶粒径分布における上記表位での結晶粒径のピーク値と、上記中位の結晶粒径のピーク値との差が、１０μｍ以上３０μｍ以下であることを特徴とする。
【００１０】
本発明によれば、上記組成、組織等の特性、特に表位から中位までの結晶粒径を調整することで、高強度を有すると共に、熱処理後の変形を抑制し、最終形状に仕上げるための工程を短縮できる。
【００１１】
当該高強度鍛鋼は、非金属介在物の評価方法であるＤＩＮ  ５０６０２−１９８５のＫ０法で測定した際のＴｏｔａｌ  ｉｎｄｅｘが１０以下であるとよい。これにより、当該高強度鍛鋼は、清純度が向上することで耐久性が向上する。
【００１２】
本発明の大型鍛造部品は、当該高強度鍛鋼を用いられている。このため、当該大型鍛造部品は、高強度を有すると共に、製造工程の短縮化を図ることができる。なお、この大型鍛造部品としては、例えば船舶用の大型クランク軸、中間軸、推進軸、連接棒、舵部品等の素材等の大型鍛造部品等が挙げられる。
【発明の効果】
【００１３】
以上のように、本発明の高強度鍛鋼及び大型鍛造部品は、高強度を有すると共に、熱処理後の変形を抑制し、最終形状に仕上げるための工程が短縮できる。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
以下、本発明に係る高強度鍛鋼及び大型鍛造部品を詳説する。
【００１５】
［大型鍛造部品］
本発明の一実施形態の大型鍛造部品は、後述の高強度鍛鋼を鍛造して得られる大型鍛造部品であり、例えば船舶用大型クランク軸の他、中間軸、推進軸、連接棒、舵部品等である。
【００１６】
［高強度鍛鋼］
当該高強度鍛鋼は、大型鍛造品の製造に用いられる。この高強度鍛鋼は、金属組織の主体が、ベイナイト、マルテンサイト、又はそれらの組み合わせ組織からなる。このように金属組織がベイナイト、マルテンサイト、又はこれらの組み合わせ組織を主体とすることにより、当該鍛鋼品用高強度鋼が高い強度を有する。上記主体とする金属組織の面積分率の下限は、９５面積％が好ましく、９８面積％がより好ましく、１００面積％がさらに好ましい。また、ベイナイト、マルテンサイト、又はベイナイト及びマルテンサイトの混合組織の面積分率の測定方法としては、ナイタールエッチングを施した鍛鋼品用高強度鋼の断面を光学顕微鏡で写真撮影し、その顕微鏡写真を目視でベイナイト、マルテンサイト、ベイナイトとマルテンサイトとの混合組織及びこれら以外の金属組織に分け、それらの面積比を求めることにより行うことができる。
【００１７】
また、当該高強度鍛鋼は、疲労特性を改善すべく、窒化処理層、浸炭処理層、高周波焼入れ層、ショットピーニング処理層、冷間加工処理層等の表面処理層を有することも可能である。つまり、当該高強度鍛鋼は、表面に窒化処理、浸炭処理、高周波焼入れ処理、ショットピーニング処理、冷間加工処理等の表面処理が施されたものであってもよい。
【００１８】
当該高強度鍛鋼は、
Ｃ（炭素）：０．４０質量％以上０．６０質量％以下、
Ｓｉ（ケイ素）：０．０５質量％以上０．４０質量％以下、
Ｍｎ（マンガン）：０．７０質量％以上１．２０質量％以下、
Ｃｕ（銅）：０質量％以上０．５０質量％以下、
Ｎｉ（ニッケル）：０．４０質量％以上１．００質量％以下、
Ｃｒ（クロム）：１．００質量％以上２．００質量％以下、
Ｍｏ（モリブデン）：０．２０質量％以上０．５０質量％以下、
Ｖ（バナジウム）：０．０５質量％以上０．３０質量％以下、
Ａｌ（アルミニウム）：０．０２０質量％以上０．０６０質量％以下、
Ｎ（窒素）：．０．００４０質量％以上０．００８０質量％以下、
Ｏ（酸素）：０ｐｐｍ超３０ｐｐｍ以下、並びに
残部：Ｆｅ（鉄）及び不可避的不純物
である組成を有する。
【００１９】
（Ｃ元素の含有量）
Ｃ元素は、焼入れ性を高めると共に強度向上に寄与するものである。このＣ元素は、十分な強度と焼入れ性を確保するために、０．４０質量％以上含有させる必要がある。一方、Ｃ元素の含有量が過剰になると、靭性を極端に低下させると共に、大型鋳塊では逆Ｖ偏析を助長し、靭性を低下させる。そのため、Ｃ元素の含有量は、０．６０質量％以下に抑えるのがよい。Ｃ元素の含有量の下限は０．４５質量％が好ましく、その上限は０．５５質量％が好ましい。
【００２０】
（Ｓｉ元素の含有量）
Ｓｉ元素は、脱酸元素である。このＳｉ元素は、十分な脱酸効果を発揮させるために、０．０５質量％以上添加する必要がある。ただし、偏析を助長して靭性にも悪影響を与えるため、Ｓｉ元素の含有量は０．４０質量％以下にする必要がある。Ｓｉ限度の含有量の上限は０．３０質量％が好ましく、０．２０質量％がより好ましい。
【００２１】
（Ｍｎ元素の含有量）
Ｍｎ元素は、Ｃ元素と同様に焼入れ性を高めると共に強度向上に寄与するものである。このＭｎ元素は、十分な強度と焼入れ性確保、及び結晶粒度のばらつき低減を抑制するため、０．７０質量％以上含有させる必要がある。一方、Ｍｎ元素の含有量が過剰になると逆Ｖ偏析を助長し、靭性にも悪影響を与える。そのため、Ｍｎ元素の含有量は、１．２０質量％以下にする必要があり、１．００質量％以下がより好ましい。
【００２２】
（Ｃｕ元素の含有量）
Ｃｕ元素は、焼入れ性を向上させるのに有効なものであり、必要により添加される。このような効果を有効に発揮させるには、Ｃｕ元素は０．１０質量％以上含有させるのが好ましい。一方、Ｃｕ含有量が過剰になると、かえって靭性及び被削性が劣化してしまう。そのため、Ｃｕ元素の含有量の上限は、０．５０質量％とされる。
【００２３】
（Ｎｉ元素の含有量）
Ｎｉ元素は、強度及び靭性の向上に有効な元素である。このＮｉ元素は、０．４０％以上添加する必要がある。ただし、Ｎｉ元素の含有量が１．００質量％を超えると、靭性に悪影響を及ぼす。そのため、Ｎｉ元素の含有量は１．００質量％以下とされる。Ｎｉ元素の含有量の下限は、０．５０質量％が好ましく、０．５５質量％がより好ましい。Ｎｉ元素の含有量の上限は、０．９０質量％が好ましく、０．８０質量％がより好ましい。
【００２４】
（Ｃｒ元素の含有量）
Ｃｒ元素は、焼入れ性を高めると共に靭性を向上させる有効なものである。このＣｒ元素は、焼き入れ性や靭性を向上させるために１．００質量％以上含有させる必要がある。一方、Ｃｒ元素が過剰に含有されると、逆Ｖ偏析を助長して靭性に悪影響を与える。従って、Ｃｒ元素の含有量は、２．００質量％以下とする必要がある。Ｃｒ元素の含有量の下限は１．５０質量％が好ましく、Ｃｒ元素の含有量の上限は１．８０質量％が好ましい。
【００２５】
（Ｍｏ元素の含有量）
Ｍｏ元素は、焼入れ性、強度及び靭性の全ての向上に有効に作用するものである。このＭｏ元素は、それらの作用を有効に発揮させるに０．２０質量％以上含有させる必要があり、これより少なくなると逆Ｖ偏析を助長する。一方、Ｍｏ元素が過剰になると、鋼塊中のミクロ偏析を助長することになり、靭性を低下させる。また、Ｍｏ元素は重い元素であり重量偏析が発生しやすくなる。そのため、Ｍｏ元素の含有量は、０．５０質量％以下とする必要がある。Ｍｏ元素の含有量の下限は０．３０質量％が好ましく、Ｍｏ元素の含有量の上限は０．４０質量％が好ましい。
【００２６】
（Ｖ元素の含有量）
Ｖ元素は、少量で焼入れ性及び強度を向上させるのに有効に作用するものである。このＶ元素は、こうした効果を発揮させるために０．０５質量％以上含有させる必要がある。一方、Ｖ元素は、平衡分配係数が低いので、過剰に含有されるとミクロ偏析（正常偏析）が発生しやすくなり、靭性に悪影響を与える。そのため、Ｖ元素の含有量は０．３０質量％以下とする必要がある。Ｖ元素の含有量の上限は、０．２０質量％好ましく、０．１５質量％がより好ましい。
【００２７】
（Ａｌ元素の含有量）
Ａｌ元素は、脱酸元素として酸素量低減に有用なものである。このＡｌ元素は、その作用を有効に発揮させるために、０．０２０質量％以上含有させる必要がある。一方、Ａｌ元素は、過剰に含有されると酸化物の粗大化を招き、かえって靭性に悪影響を及ぼす。そのため、Ａｌ元素の含有量は、０．０６０質量％以下に抑える必要がある。
【００２８】
（Ｎ元素の含有量）
Ｎ元素は、窒化物を形成して結晶粒の細粒化して最低限の靭性を確保する働きがある。このＮ元素は、その作用を有効に発揮させるために０．００４０質量％以上含有させる必要がある。一方、Ｎ元素が過剰であると、靭性及び被削性に悪影響を与える。そのため、Ｎ元素の含有量の上限は、０．００８０質量％とする必要がある。Ｎ元素の含有量の上限は、０．００７０質量％が好ましく、０．００６０質量％がより好ましい。
【００２９】
（Ｏ原子の含有量）
Ｏ元素は、不可避的不純物として含有されるが、鋼中では酸化物として存在する。しかし、Ｏ元素の含有量が３０ｐｐｍを超えると粗大な酸化物が生成して被削性が劣化する。そのため、Ｏ元素の含有量の上限は３０ｐｐｍとする。Ｏ元素の含有量の上限は、１５ｐｐｍが好ましく、１０ｐｐｍがより好ましい。
【００３０】
（残部）
以上が本発明で規定する含有元素であって、残部は鉄及び不可避的不純物である。不可避的不純物としては、例えば原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれるＳｎ（スズ）、Ａｓ（ヒ素）、Ｐｂ（鉛）、Ｔｉ（チタン）等の元素の混入が許容される。また、更に以下に示す元素を積極的に含有させることも有効であり、含有される元素（化学成分）の種類によって高強度鍛鋼材の特性が更に改善される。
【００３１】
Ｎｂ（ニオブ）及びＢ（ホウ素）は、焼入れ性を向上させるのに有効な元素であり、必要により添加される。しかしながら、添加量が過剰になるとかえって靭性と被削性が悪化してしまうためそのＮｂ元素の含有量は０．５０質量％以下、Ｂ元素の含有量は３０ｐｐｍ以下とする。
【００３２】
当該高強度鍛鋼は、非金属介在物の評価方法であるＤＩＮ  ５０６０２−１９８５のＫ０法で測定した際のＴｏｔａｌ  ｉｎｄｅｘが１０以下であるとよい。これにより、当該高強度鍛鋼は、清純度が向上することで耐久性が向上する。
【００３３】
当該高強度鍛鋼にあっては、表位から中位までの鋼組織の平均結晶粒径が５０μｍ以下である。なお、表位とは、表面からの深さが５ｍｍである部位を意味する。また、中位とは、表面からの深さが１／４厚の部位であり、例えば当該高強度鍛鋼が横断面円形である場合には表面から当該高強度鍛鋼の直径の１／４の深さの部位が中位である。なお、表位から中位までの鋼組織の平均結晶粒径が５０μｍ以下であることは、表位の鋼組織の平均結晶粒径及び中位の鋼組織の平均結晶粒径から判断することができる。つまり、表位の鋼組織の平均結晶粒径と、中位の鋼組織の平均結晶粒径との平均値が５０μｍ以下であれば、表位から中位までの鋼組織の平均結晶粒径が５０μｍ以下であると判断することができる。
【００３４】
上記表位及び中位の鋼組織の平均結晶粒径は、光学顕微鏡によって撮影した金属組織の画像に基づいて線分法によって算出される。
【００３５】
当該高強度鍛鋼は、結晶粒径分布において、上記表位での結晶粒径のピーク値と、上記中位の結晶粒径のピーク値との差が、１０μｍ以上３０μｍ以下である。上記差の下限は１４μｍがより好ましく、１８μｍがさらに好ましい。また、上記差の上限は２７μｍがより好ましく、２５μｍがさらに好ましい。上記差が上述の範囲であることで、当該高強度鍛鋼は、高強度であり、かつ熱処理後の変形を抑制することができる。
【００３６】
結晶粒径分布における表位及び中位での結晶粒径のピーク値は、所定範囲の結晶粒径と、その範囲内の結晶粒径の結晶粒数との関係をヒストグラムで表したときの結晶粒数が最大となる区分の結晶粒径（所定範囲の結晶粒径の中間値）である。具体的には、１μｍごとに結晶粒径を区分し、その区分された結晶粒径（所定範囲の結晶粒径）内の結晶粒数をカウントし、結晶粒数の最も多かった結晶粒径の区分の中間値とすることが可能である。
【００３７】
なお、各結晶の結晶粒径は、光学顕微鏡によって撮影した金属組織の画像について、その結晶の重心直径を画像解析により測定すると共に、その結晶の界面に囲まれた面積を画像解析により測定し、円相当直径に換算して求める。
【００３８】
本発明の高強度鍛鋼材を製造するに当たっては、上記化学組成を有する鋼を、通常の溶製法によって溶製し、この溶鋼を冷却してスラブとした後、例えば１，２００℃以上１，２５０℃以下の範囲に加熱した後熱間鍛造を行い、引き続き１，０５０℃から９５０℃までの累積圧下率を１０％以上３０％以下となるようにして鍛造をし、９５０℃から８００℃の累積圧下率を５％以上１０％以下となるようにして鍛造を終了する。また焼入れ加熱温度から４００℃までの冷却速度を平均で０．１℃／秒から２０℃／秒で冷却するようにすればよい。この方法における各条件の範囲設定理由は次の通りである。なお、上記で示した温度は、表面の温度で管理したものである。
【００３９】
［鍛錬加熱温度：１，２００℃以上１，２５０℃以下］
鍛錬加熱温度は、高強度鍛鋼の組織を一旦全てオーステナイト化する観点から１，２００℃以上とする必要があるが、加熱温度が１２５０℃を超えるとオーステナイト粒が粗大化して後の工程で所望の組織を得ることは難しくなる。一方、鍛錬加熱温度が１，２００℃より低すぎると混粒になってしまう。従って、鍛錬加熱温度は、１，２００℃以上１，２５０℃以下が好ましい。
【００４０】
［１，０５０℃から９５０℃までの累積圧下率を１０％以上３０％以下］
この温度範囲での累積圧下率を１０％以上３０％以下とすることによって、適正量の結晶粒度が得られる。この温度範囲から外れ、あるいは累積圧下率が１０％未満又は３０％超では粗大な組織となり靭性が確保できないおそれがある。
【００４１】
［９５０℃〜８００℃の累積圧下率を５％以上１０％以下］
最終圧延パスでの累積圧下率を５％以上１０％以下とすることによって、表面付近（表面から深さ５ｍｍの位置）での結晶粒径分布を制御することができる。通常の鍛造時の最終圧延パスは１．２％程度の圧下が行われることが多いが、このような圧下率では、結晶粒数が極大（ピーク）となるような結晶粒径が１箇所、あるいは複数の極大点を有しても、両者は比較的近い粒径となる。これに対して、最終圧延パスでの圧下率をあえて低くすることによって、表面付近の結晶粒径はむしろバラツキ、結晶粒数が極大となるような結晶粒径を２箇所、それも極大点を示す２箇所の粒径の差異が１０μｍ以上３０μｍ以下とすることができる。このようにして、表位から中位までの結晶粒径分布を制御することができる。
【実施例】
【００４２】
次に実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【００４３】
［鍛鋼の作製］
表１に示す組成を有する各種溶鋼を、通常の溶製法によって溶製し、この溶鋼を冷却して１００トン鋼塊とした。各鋼塊の押湯部分を切除し、それぞれ表２に示す加熱温度で５時間〜１０時間加熱した後、自由鍛造プレス機を用いて所定の累積圧縮率で圧延した後、大気中で室温にまで放冷した各素材は、焼き入れ処理前に５５０℃〜６５０℃で１０ｈｒ以上保持（ただし、５００℃以上では５０℃／ｈｒ以下で加熱）してから炉冷した。その後、熱処理炉にて焼き入れ処理を施した。なお焼き入れ処理は、各素材を昇温速度５０℃／ｈｒで８７０℃まで昇温して４時間保持した後、８７０℃〜５００℃の温度域を平均冷却速度１０℃／ｍｉｎ（中心位置）で冷却することで、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３３の鍛鋼を得た。焼き入れ処理は、各素材を昇温速度５０℃／ｈｒで８７０℃まで昇温して４時間保持した後、８７０℃〜５００℃の温度域を平均冷却速度２０℃／ｍｉｎ（中心位置）で冷却した。なお、各素材の圧延は、１，０５０℃から９５０℃までの間の累積圧下率を表２の圧下率１、９５０℃〜８００℃の累積圧下率を表２の圧下率２で行った。なお、表１における「ＤＩＮ  Ｋ０」は、非金属介在物の評価方法であるＤＩＮ  ５０６０２−１９８５のＫ０法で測定した際のＴｏｔａｌ  ｉｎｄｅｘを示す。
【００４４】
【表１】
2017128761.tif 000002
【００４５】
【表２】
2017128761.tif 000003
【００４６】
［結晶粒径］
上述のようにして得られた４５０ｍｍ厚のＮｏ．１〜Ｎｏ．３３の鍛鋼について、表位から中位までの平均結晶粒径（表２の平均結晶粒径）と、表位及び中位の結晶粒径のピーク値の差（表２のピーク値の差）とを算出した。なお、上記表位から中位までの平均結晶粒径と、上記表位及び中位の結晶粒径のピーク値の差とは、表位及び中位から採取した試験片の断面を光学顕微鏡によって撮影した画像に基づいて算出でき、この画像の取得方法としては具体的には以下の方法が挙げられる。
【００４７】
（１）各試験片に下記手順に従って樹脂の埋め込みを行った。セリフォーム（黄色樹脂の型）にワセリンを塗る。
（２）樹脂はスペシフィック−２０を使用する。樹脂と硬化剤は重量比で、樹脂：硬化剤＝７：１の割合で配合する。配合した樹脂と硬化剤は十分に攪拌してなじませる。
（３）樹脂が固まったら試料をセリフォームから取出し、周りに付いているワセリンを拭き取る。
（４）試料研磨機で試料を研磨して、樹脂埋め込みした試験片を鏡面仕上げする。
（５）腐食液を作る。３ｍｌの硝酸と９７ｍｌのエタノールを混ぜて良く攪拌し、ナイタール腐食液を作成し使用する。
（６）鏡面仕上げした試料にナイタールを塗り付けて、金属組織を顕在化させる。ナイタールを付けると組織の腐食（顕在化）が始まるので、エタノールで洗い流す。
（７）顕在化した金属組織を光学顕微鏡にて撮影する。
【００４８】
［鍛鋼の評価］
Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３３鍛鋼について、引張強さ、靭性、熱処理後の変形量及び耐久比を評価した。なお、耐久比は、引張強さに対する疲労強度の比で算出される。
【００４９】
＜機械的性質の測定方法＞
（Ａ）引張強さ
各鋼材についてＪＩＳ−Ｚ２２４１（２０１１）に基づいて引張試験を実施した。このとき試験片形状は、ＪＩＳ−Ｚ２２０１（２０１１）の１４号試験片でφ６×Ｇ．３０とし、引張強さ（ＴＳ）を測定した。本試験では、引張強さが、１０５０ＭＰａ以上を「良好」と判断し、９００Ｍｐａ未満を「良好でない」と判断した。
【００５０】
（Ｂ）靭性
各鋼材について、シャルピー衝撃試験を実施した。シャルピー衝撃試験はＪＩＳ−Ｚ２２４２（２００５）に基づいて実施し、ｖＥ−２０（室温での吸収エネルギー）を測定した。このときの試験片形状は、ＪＩＳ−Ｚ２２０２（２００５）の２ｍｍＶノッチを採用し、靭性の評価を行った。本試験では、靱性が、−２０℃で４５Ｊ以上を「良好」と判断し、−２０℃で４５Ｊ未満を「良好でない」と判断した。
【００５１】
（Ｃ）熱処理後の変形量
熱処理後の変形量の測定は、弾性変形量を除外するために支持台に載せた上で、クランク軸を回転させジャーナル部位に接触式のダイヤルゲージをあてて測定し、その芯振れを熱処理後の変形量と判断した。本試験では、熱処理後の変形量が０．１ｍｍ以下を「良好」と判断し、０．１ｍｍ未満を「良好でない」と判断した。
【００５２】
表２から明らかなように、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．５の実施例の鍛鋼は、引張強さ、靭性、熱処理後の変形量及び耐久比のいずれもが良好であった。そのため、当該鍛鋼は、例えば船舶用駆動源の伝達部材として用いられるクランク軸等にも好適に用いることができると判断される。
【００５３】
一方、Ｎｏ．６〜Ｎｏ．３３の比較例の鍛鋼は、引張強さ、靭性、熱処理後の変形量及び耐久比の少なくともいずれか一つが良好ではなかった。以下、各比較例について検討する。
【００５４】
Ｎｏ．６〜Ｎｏ．２５並びにＮｏ．３２及びＮｏ．３３の鍛鋼は、組成が本発明で規定する範囲を満たしていない比較例である。Ｎｏ．２６〜Ｎｏ．３１の鍛鋼は、表位から中位までの平均結晶粒径と、表位及び中位の結晶粒径のピーク値の差との一方が、本発明で規定する範囲を満たしていない比較例である。
【００５５】
Ｎｏ．６〜Ｎｏ．２５並びにＮｏ．３２及びＮｏ．３３の鍛鋼は、引張強さ及び靭性の少なくとも一方が良好ではなかった。また、Ｎｏ．２６〜Ｎｏ．３１の鍛鋼は、靱性及び熱処理後の変形量が良好ではなかった。
【００５６】
また、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．５並びにＮｏ．３２及びＮｏ．３３の鍛鋼の耐久性の比較から明らかなように、Ｔｏｔａｌ  ｉｎｄｅｘが２０以下のＮｏ．１〜Ｎｏ．５の鍛鋼は、Ｔｏｔａｌ  ｉｎｄｅｘが２０超のＮｏ．３２及びＮｏ．３３の鍛鋼より耐久性に優れる。さらに、Ｔｏｔａｌ  ｉｎｄｅｘが１０以下のＮｏ．３〜Ｎｏ．５の鍛鋼は、耐久性がより優れる。
【産業上の利用可能性】
【００５７】
以上のように、本発明の高強度大型高強度鍛鋼は、高強度を有すると共に、熱処理後の変形を抑制し、最終形状に仕上げるための工程が短縮できるので、例えば船舶用駆動源の伝達部材として用いられるクランク軸、中間軸、推進軸、連接棒、舵部品等の素材として有効に活用できる。