(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
ＪＩＳ  規格鋼のＳＣまたはＳＣＭの鋼成分からなり、かつ、鋼中に含まれる全酸素量が質量割合で１５ｐｐｍ未満であり、かつ、ＡＳＴＭ−Ｄ法においてＤ系厚型（Ｈｅａｖｙ）の８μｍ超の酸化物系介在物の等級０．５が１０以下で、かつ、等級１．０以上が０であることを特徴とする７００〜１０００℃での亜熱間温度領域での鍛造に適した調質用鋼。
【請求項２】
質量割合で、Ｃ：０．１〜０．６％、Ｓｉ：０．０５〜２．００％、Ｍｎ：０．３〜２．５％、Ｓ：≦０．１５％、Ｃｒ：≦２．０％、Ｍｏ：≦１．０％、Ｖ：≦０．５０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物である鋼成分からなり、かつ、鋼中に含まれる全酸素量が質量割合で１５ｐｐｍ未満であり、かつ、ＡＳＴＭ−Ｄ法においてＤ系厚型（Ｈｅａｖｙ）の８μｍ超の酸化物系介在物の等級０．５が１０以下で、かつ、等級１．０以上が０であることを特徴とする７００〜１０００℃での亜熱間温度領域での鍛造に適した調質用鋼。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高速プレスによる鍛造、特に７００〜１０００℃での亜熱間領域での鍛造において鍛造割れを起こすことのない加工性に優れた焼入れ・焼戻しなどの調質処理を必要とする調質用鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年熱間鍛造において、鍛造スピード向上を目的として従来の縦型プレスに代えて高速プレスすなわち高速横型プレスの採用が広まっている。そして、これらの高速プレスでは、高位の生産性を保つために従来のプレスに比べて、例えば、冷却能の高い離型剤を使用するなどして、金型冷却を徹底的に行っている。この結果、鍛造温度は７００〜１０００℃の亜熱間で行われている。
【０００３】
ところで、鍛造では必ずといっていいほど金型同志のクリアランスがあり、従ってバリが発生する。そして高速プレスでは、上記のとおり金型冷却が徹底されているので、発生したバリが急激に冷却されるために変形能が悪くなり、このため鍛造割れが発生する傾向がある。さらに鋼材は鍛造温度が、例えば７００〜１０００℃の亜熱間などのように、低くなればなるほど変形能が低下することも良く知られている事柄である。
【０００４】
上記の鍛造割れを低減する方法として、（１）金型のクリアランスからバリを出さないようにすること、（２）７００〜１０００℃の亜熱間領域で鍛造割れを起こさない鋼材の使用が考えられるが、（１）のためには金型のクリアランスをゼロにする必要があるが、金型のクリアランスをゼロにすることは現実的には不可能である。（２）に適する鋼材はいまだ開発されていない。
【０００５】
そこで、本発明者等はこのような７００〜１０００℃の亜熱間領域での鍛造などの加工をする際に、加工による割れ、例えば鍛造割れを起こさない鋼のうち非調質鋼材に係る発明の出願を既にしている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明が解決しようとする課題は、７００〜１０００℃の亜熱間領域での鍛造などの加工において、加工による割れ、例えば鍛造割れを起こさない調質用鋼材を提供することである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
発明者らは鍛造割れの要因を追求したところ、それは（１）鋼材自身の変形能に起因するものと、（２）鋼材中の介在物を起点とした割れに起因するものとにある。そして、割れに対する影響は特に後者の（２）の影響が大きいことを知見した。ところで介在物には硫化物系介在物や酸化物系介在物が知られているが、前者は切削性を改善させるものであり、また後者に比べ変形能が高いことも知られていることから、鍛造割れを改善するには後者を低減させることが有効な手段と考えた。
【０００８】
そこで、鋼材中に含有される酸素量を変化させ、酸化物系介在物の大きさおよび数を変化させた表１に示すＪＩＳ規格鋼のＳＣＭ４２０の鋼材を供試材とし、７００〜１０００℃において８０％据え込みを実施した際の側面の割れの有無を調査した。
【０００９】
【表１】
0004135852.tif 000002
【００１０】
以上の結果を表２に示す。これらの実験の結果から、酸素量１５ｐｐｍ未満、かつＡＳＴＭ−Ｄ法においてＤ系厚型（Ｈｅａｖｙ）の等級０．５が１０以下で、かつ、等級１．０以上が０であれば、鍛造割れの改善が認められることがわかり、さらにその他のＪＩＳ規格鋼のＳＣ鋼でも同様の傾向が得られることを知見し、本発明の調質鋼を開発した。
【００１１】
【表２】
0004135852.tif 000003
【００１２】
そこで上記の課題を解決するための本発明の手段は、請求項１の発明では、ＪＩＳ  規格鋼のＳＣまたはＳＣＭの鋼成分からなり、かつ、鋼中に含まれる全酸素量が質量割合で１５ｐｐｍ未満、好ましくは１０ｐｐｍ以下であり、かつ、ＡＳＴＭ−Ｄ法において、Ｄ系厚型（Ｈｅａｖｙ）の８μｍ超の酸化物系介在物の等級０．５が１０以下で、かつ、等級１．０以上が０であることを特徴とする７００〜１０００℃での亜熱間温度領域での鍛造に適した調質用鋼である。
【００１３】
請求項２の発明では、質量割合で、Ｃ：０．１〜０．６％、Ｓｉ：０．０５〜２．００％、Ｍｎ：０．３〜２．５％、Ｓ：≦０．１５％、Ｃｒ：≦２．０％、Ｍｏ：≦１．０％、Ｖ：≦０．５０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物である鋼成分からなり、かつ、鋼中に含まれる全酸素量が質量割合で１５ｐｐｍ未満、好ましくは１０ｐｐｍ以下であり、かつ、ＡＳＴＭ−Ｄ法においてＤ系厚型（Ｈｅａｖｙ）の８μｍ超の酸化物系介在物の等級０．５が１０以下で、かつ、等級１．０以上が０であることを特徴とする７００〜１０００℃での亜熱間温度領域での鍛造に適した調質用鋼である。
【００１４】
ここで、ＡＳＴＭ−Ｄ法の介在物の等級付けについて説明する。表３に示すようにＡＳＴＭ−Ｄ法は介在物の幅を薄型（Ｔｈｉｎ）と厚型（Ｈｅａｖｙ）に区別し、ＡないしＣ系介在物では１視野中に確認される介在物の総長さにより等級付けし、Ｄ系酸化物系介在物では１視野中に確認される介在物の数によって等級付けする。これは顕微鏡にて確認される視野において、表４に示す等級付けを行い、視野が重ならないようにして総視野面積１８０．５ｍｍ2で評価するものである。
【００１５】
【表３】
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【００１６】
【表４】
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【００１７】
次いで、本発明における鋼成分について説明する。なお鋼成分における％は質量％で示している。
Ｃ：０．１〜０．６％
Ｃは、パーライト量を増大させて鍛造品の強度を高めるのに必須の元素であり、少なくとも０．１％を必要とする。しかし、０．６％を超えて存在すると靱性を低下させ加工性が悪くなるので、０．１〜０．６％とする。
【００１８】
Ｓｉ：０．０５〜２．００％
Ｓｉは、溶製時の脱酸剤であるが、鍛造、放冷後のフェライトを強化する元素であり、少なすぎるとその効果がなく、Ｓｉの過度の含有は靱性および靱性を劣化するので、０．０５〜２．００％以下とする。
【００１９】
Ｍｎ：０．３〜２．５
Ｍｎは、Ｓｉと同様に鋼の脱酸効果のため必然的に含有するが、鍛造品の強度及び靱性を確保する元素である。少なすぎるとその効果はなく、過度の含有は被削性を低下させ、靱性を逆に低下させ加工性を劣化するので、０．３〜２．５％以下とする。
【００２０】
Ｓ：≦０．１５％
Ｓは、切削性を改善させる元素である。しかし、多すぎると靱性が極度に低下し、疲労強度も低下するので、上限を０．１５％とする。
【００２１】
Ｃｒ：≦２．０％
Ｃｒは、鍛造品の強度を増し、靱性を向上させる元素であるが、多すぎると疲労強度と靱性を低下させるので上限を２．０％とする。
【００２２】
Ｍｏ：≦１．０％
Ｍｏは、Ｃｒと同様に焼入性確保し鍛造品の強度を増すために必要な元素であるが多すぎるとその効果は飽和し、コストを増大するので、上限を１．０％とする。
【００２３】
Ｖ：≦０．５０％
Ｖは、鋼中に固溶し、調質時の焼戻し時に炭窒化物を析出して強度および靱性を確保するのに必要な元素であるが、多すぎると効果は飽和し、コストアップとなるので上限を０．５０％とする。
【００２４】
Ｏ：１５ｐｐｍ未満、好ましくは１０ｐｐｍ以下
【００２５】
本発明では、鋼中の全酸素量を１５ｐｐｍ未満、好ましくは１０ｐｐｍ以下として酸化物系介在物を極限まで低下させるものであり、かくすることにより亜熱間温度領域での脆性割れを防止する。即ち、ＡＳＴＭ−Ｄ法において、Ｄ系厚型（Ｈｅａｖｙ）の８μｍ超の球状酸化物からなる酸化物系介在物の等級０．５が１０以下で、かつ、等級１．０以上が０である調質用鋼とする。
【００２６】
上記したとおり、硫化物系介在物は切削性を改善させるものであり、また酸化物系介在物に比べ変形能が高いので、鍛造割れを改善するには酸化物系介在物を低減させることが有効な手段である。特に、亜熱間領域での鍛造では、高い加工性を実現するためには、ただ単にＯ量を低減することではなく、鋼中に存在するある大きさ以上の酸化物系介在物の数を制限するものである。
【００２７】
【発明の実施の形態】
本発明の実施の形態を、本発明に係る鋼である開発鋼および比較例として比較鋼を対比して実施例を通じて説明する。本発明の開発鋼１〜３は電気炉で溶製し、炉外精錬（ＬＦ）を行い、次いで脱ガス（ＲＨ）を行って精錬した溶鋼を連続鋳造にてＪＩＳ規格鋼Ｓ４５Ｃ鋳片を製造した。その際にＬＦ−ＲＨ時間、耐火物の種類、鋳造温度を変化させることにより、トータル酸素量および酸化物系介在物の大きさを表５に示すようにコントロールした。
【００２８】
【表５】
0004135852.tif 000006
【００２９】
【実施例】
上記で得られた鋼鋳片から分解圧延し、さらにφ６０へ圧延して鍛造母材を製造した。この鍛造母材を１０００℃にて加熱し、高速横型プレスにより図１に示す（ａ）の母材から（ｂ）、（ｃ）、（ｄ）に示す形状に３段からなるつば出し鍛造を行い製品（ｅ）とした。この鍛造では金型のクリアランスは一定にして行い、そのときのバリ部１の割れの個数を観察した。バリ部１における割れの個数の発生割合を％で表６に示す。すなわち割れの発生割合は（割れの個数／試験数）×１００である。なお、最終製品（ｅ）とする時のつば出し部のバリ部１の温度は７００〜８００℃であった。
【００３０】
【表６】
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【００３１】
表５に見られるとおり、本発明の開発鋼１〜３と比較鋼１〜４の酸化物系介在物のＡＳＴＭ−Ｄ法による等級番号及びＤ（Ｈｅａｖｙ）の数を示す。本発明の開発鋼１はトータル酸素が１４ｐｐｍで、Ｄ系厚型（Ｈｅａｖｙ）の等級０．５が７で等級１．０が０であり、開発鋼２はトータル酸素が１１ｐｐｍで、等級０．５が３で、等級１．０が０であり、開発鋼３はトータル酸素が７ｐｐｍで等級０．５が１で、等級１．０が０である。これに対し比較鋼１はトータル酸素が２２ｐｐｍで、等級０．５が２５で、等級１．０が１であり、比較鋼２はトータル酸素が１５ｐｐｍで、等級０．５が１５で、等級１．０が０であり、比較鋼３はトータル酸素が１４ｐｐｍで、等級０．５が９で、等級１．０が１であり、比較鋼４はトータル酸素が１１ｐｐｍで、等級０．５が１２で、等級１．０が０である。
【００３２】
表６に見られるとおり、本発明の開発鋼１はバリ部の割れの発生割合が１９％であり、開発鋼２はバリ部の割れの発生割合が１４％であり、開発鋼３はバリ部の割れの発生割合が７％であり、極めて少ない。これに対し、比較鋼１は９７％、比較鋼２は８８％、比較鋼３は７６％、比較鋼４は６６％全ての比較鋼で高い割れ頻度を示した。
【００３３】
上記の結果、酸素量１５ｐｐｍ未満、かつＡＳＴＭ−Ｄ法におけるＤ（Ｈｅａｖｙ）の等級０．５が１０以下であれば、７００℃〜１０００℃の鍛造割れが本発明の開発鋼が比較鋼に比して大幅に改善されていることが認められる。なお、等級１．０以上を含む場合は必然的に割れ頻度が高くなるのは容易に推察できる。
【００３４】
【発明の効果】
以上に説明したとおり、本発明は、鋼中に含まれる全酸素量が質量割合で１５ｐｐｍ未満、好ましくは１０ｐｐｍ以下であり、かつ、ＡＳＴＭ−Ｄ法においてＤ系厚型（Ｈｅａｖｙ）の８μｍ超の酸化物系介在物の等級０．５が１０以下で、かつ、等級１．０以上が０である調質用鋼であるならば、７００℃〜１０００℃の亜熱間領域での鍛造で、鍛造割れを起こす頻度が極めて低いので、縦型プレスに比し金型冷却を徹底的に行って高速プレスする高速横型プレスの７００℃〜１０００℃の亜熱間領域での鍛造に適用でき、従って、自動車のロアアームやハブなどの足回り部品その他の多種多用の製品を高品位かつ高速で製造することができるなど、従来にない優れた効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】  本発明の開発鋼と比較鋼の７００〜１０００℃での高速横型プレスによるつば出し鍛造におけるバリ部の割れを模式的に示す図である。
【符号の説明】
１  バリ部
【図１】
0004135852.tif 000008