WO2023145838A1 - 鋼部品およびその製造方法 - Google Patents

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雅史 多田
和明 福岡
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Definitions

  • the present invention relates to steel parts, for example, the undercarriage of automobiles and trucks, more specifically steel parts used for knuckles and front axles, and a method for manufacturing the same.
  • Non-tempered parts are roughly divided into two types according to the type of metal structure. That is, the main metal structure consists of so-called two phases of ferrite and pearlite, or the main metal structure consists of bainite.
  • Precipitation strengthening with vanadium is exclusively used for the former non-heat treated steel consisting of ferrite and pearlite. That is, in the cooling process after hot forging of the part, fine vanadium carbide precipitates and precipitates to strengthen the structure. be.
  • the strengthening mechanism of non-tempered parts with bainite structure is transformation strengthening. That is, a structure excellent in both strength and toughness is created by bainite transformation in the cooling process after hot forging. Which non-heat treated steel is used depends on the required characteristics of the part, but in general, non-heat treated steel with a bainite structure tends to be used for parts that require both strength and toughness.
  • Untempered steel with a bainite structure has a good balance of strength and toughness as described above, but generally has a low yield stress, and the ratio of yield stress to tensile strength, which is the maximum strength of steel, is low. There is a tendency. In addition, the yield stress has a greater fluctuation (variation) than the tensile strength. In the design of steel for machine structural use, it goes without saying that the yield stress, which is the strength at which plastic deformation begins, is more important than the maximum strength of the steel material. From such a design point of view, it is difficult to use a steel with a low yield stress no matter how good the tensile strength and toughness are. This is the problem with steel having a bainite structure.
  • Patent Document 1 and Patent Document 2 have been proposed.
  • the yield ratio and endurance ratio (10 Techniques for improving the ratio of fatigue strength to tensile strength at 7 rotations have been proposed.
  • Patent Document 2 proposes a technique for increasing the yield stress by controlling the cooling rate after hot working and tempering at 200° C. to 600° C. after cooling to room temperature.
  • Patent Document 3 proposes a technique for improving the yield stress by performing slow cooling at a specified cooling rate between 200°C and 500°C during cooling after hot forging.
  • it is essential to invest in equipment that modifies existing cooling equipment.
  • assembly plants for automobiles and trucks have been built in countries other than Japan, such as Southeast Asia, and local procurement of hot forged parts is progressing accordingly.
  • factories constructed in Southeast Asian countries forged products after hot forging are often stacked in steel boxes. In this case, it is assumed that there is a significant difference in cooling rate between the forging near the bottom of the box and the forging stacked on the top of the box.
  • the cooling rate differs among the forged parts near the four corners of the box, the forged parts near the sides of the box, and the forged parts near the center of the box. Since the cooling process after hot forging is the main process for building strength in non-heat treated steel, it is important to control the cooling rate during cooling. The problem with local procurement is that the cooling rate may not be sufficiently controlled. In order to deal with this problem, in order to introduce the technology according to Patent Document 3, it is necessary to install dedicated equipment for slow cooling after hot forging in factories in these countries.
  • Patent Document 4 identifies a structural factor that impairs the yield ratio and durability ratio as an island martensite-retained austenite mixed structure, and proposes a technique for reducing the amount of Si added as a method for reducing this.
  • Si is reduced to the level specified in Patent Document 4 in an actual ironmaking process
  • steel must be produced by a refining method that does not use Si in the steelmaking process, which increases the production cost. It becomes expensive and is not preferable from an economic point of view.
  • Patent Literature 5 proposes a technique of simultaneously achieving improved toughness and free-cutting by including 200/mm 2 or more sulfide-based inclusions having a cross-sectional area of 3 ⁇ m 2 or more.
  • sulfide-based inclusions having a cross-sectional area of 3 ⁇ m 2 or more.
  • it is necessary to precipitate and coarsen sulfides before hot working. It should be kept at high temperature for hours.
  • the present invention has been made in view of the above situation. That is, the object of the present invention is to provide a part of a so-called non-heat treated steel that is not heat treated after hot forging, especially a non-heat treated steel part having a bainite structure, with a high yield ratio, specifically 0.60 or more. It is to provide a method for realizing a yield ratio of The target value of the yield ratio is set to 0.60 or more from the viewpoint of suppressing variations in mechanical properties. That is, in the mechanical properties of steel having a bainite structure as a main structure, it can be said that the yield stress is more sensitive to the cooling rate dependence than the tensile stress.
  • yield strength has a greater effect on the change in mechanical properties with changes in cooling rate than does tensile strength.
  • the tensile stress is the highest stress value in the nominal stress-nominal strain curve determined in the tensile test.
  • the yield stress is the 0.2% offset stress from the elastic region on the same curve. That is, if the yield ratio, which is the ratio of yield stress to tensile stress, is a steel with a certain value or more, even if it is a non-heat treated steel having a structure mainly composed of bainite, the variation in yield stress is suppressed. can be regarded as steel that has been From this point of view, if the yield ratio is 0.60 or more in a non-heat treated steel with a bainite structure, it can be considered that the sensitivity to the cooling rate is low.
  • the yielding phenomenon of metals under stress is the beginning of large-scale dislocation movement. That is, when the stress applied to the dislocation source exceeds a certain threshold value, dislocations are generated and proliferated from the dislocation source, and the dislocations thus generated move according to the stress field and accumulate at the grain boundary, and the crystal Stress is generated at grain boundaries. When the stress of the grain boundary generated in this way exceeds a certain threshold, dislocations involve not only the grains deposited inside the grain boundary but also the grains adjacent to this grain, and many grains are formed simultaneously. A macro-deformation begins that causes a large-scale deformation developmentally. This is the yield phenomenon.
  • the yield stress can be increased by (i) reducing the dislocation density, (ii) reducing the dislocation sources, (iii) making it difficult for dislocations to occur from the dislocation sources, and (iv) dislocating inward.
  • a possible method is to raise the deformation threshold of the crystal grains on which is deposited.
  • bainite has a large amount of fine cementite that serves as a dislocation source.
  • dislocation strengthening obtained during transformation and precipitation strengthening by fine cementite are the strengthening mechanisms of bainite. If the types, shapes, and distributions of precipitates are determined, thresholds for generating dislocations from these dislocation sources are naturally determined.
  • the increase in yield stress by controlling dislocation sources is inconsistent with the original concept of developing a bainite structure type non-heat treated steel. If so, it is necessary to allow the generation, multiplication, and accumulation of dislocations at the initial stage of stress loading, and to make the crystal grains difficult to deform even if the dislocations accumulate. That is, in order to obtain a high yield ratio in steel mainly having a bainite structure, the above viewpoint (iv) is important.
  • the crystal grain size should basically be fine.
  • the average diameter of grains surrounded by grain boundaries having an inclination of 15° or more between the crystal orientations of adjacent grains must be 25 ⁇ m or less. is.
  • the lower limit is necessary. This lower limit is 10 ⁇ m in the above average diameter.
  • the crystal grains surrounded by the crystal grain boundaries having an angle difference of 15° or more between the crystal orientations of the adjacent crystal grains are specified because the crystal grain boundaries with an angle less than 15° have dislocations. This is because it is easy to pass through, that is, not enough dislocations are deposited.
  • the second is the shape of the crystal grains.
  • the aspect ratio (minor axis/major axis) of the crystal grains should be as close to 1 as possible.
  • the grain aspect ratio (short side/long side) is 0.5 or more, and the average ratio of the grain boundary length to the grain circumference is 60 or less.
  • the circumference of a crystal grain should be the circumference of a cut surface (perfect circle) passing through the center of a true sphere, assuming that the crystal grain is a true sphere.
  • mathematical processing is required to calculate this volume from the microstructure observation results of the cut surface, which is currently performed in metallographic observation, and the existence of textures like non-heat treated steel is expected. It is extremely difficult to calculate this accurately in an organization that Therefore, as a compromise measure, we decided to use the circumference obtained from the area of an arbitrary cut surface of the crystal grain when the target crystal grain is a perfect sphere. In other words, this is the circumference of a perfect circle based on the area of a crystal grain, assuming that the area of a so-called crystal grain is a perfect circle, which is observed in microstructural observation of metals.
  • the amount of retained austenite present in the bainite structure should be 5% or less in area fraction.
  • the crystal structure of retained austenite is a face-centered cubic lattice.
  • ferrite which is the underlying structure of bainite, has a body-centered cubic lattice, which is easier to deform than a face-centered cubic lattice.
  • the retained austenite phase in ferrite is not only finer, but also less deformable than ferrite, and acts as a dislocation source. Therefore, the smaller the amount of retained austenite, the better.
  • the inventors After obtaining knowledge of the effect of the structure on the yield stress, the inventors have various combinations of the alloy composition balance of the steel and the cooling rate after hot forging that can obtain the above bainite structure. Through investigation, the scope of each was narrowed down, and the present invention was completed.
  • the gist and configuration of the present invention are as follows. 1. % by mass C: 0.21 to 0.24%, Si: 0.11 to 0.25%, Mn: 1.81-1.99%, P: 0.014-0.025%, S: 0.035 to 0.060%, Cr: 0.55-0.65%, Al: 0.010 to 0.050%, Ti: 0.005 to 0.020%, V: 0.15-0.20% and N: 0.0090-0.0150%
  • the steel part, wherein the grains of the bainite structure have an average diameter of 10 ⁇ m or more and 25 ⁇ m or less, an average aspect ratio of 0.5 or more, and an average ratio of the length of the grain boundaries to the circumference of the grains of 60 or less.
  • F1 C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14 (1)
  • each element symbol in the formula (1) is the content (% by mass) of the element concerned, and F1 is calculated assuming that the element not contained is 0.
  • the ratio of the difference between the maximum value Hv 1 and the minimum value Hv 2 of the Vickers hardness at 1 mm below the surface of the steel part to the maximum value Hv 1 ((Hv 1 ⁇ Hv 2 )/Hv 1 ) ⁇ 100 is 10% or less 2.
  • the component composition further includes, in mass %, Cu: 0.25% or less, Ni: 0.25% or less, 3.
  • a steel material having the chemical composition described in 1 or 3 above is heated and held at 1150 ° C. or higher and then subjected to hot forging to obtain a hot forged material.
  • the steel is cooled at an average cooling rate of 0.7 ° C./s or more and 3.5 ° C./s or less, and from 800 ° C. to 550 ° C. at an average cooling rate of 0.5 ° C./s or more and 2.0 ° C./s or less. How the parts are made.
  • the cooling from 800 ° C. to 550 ° C. is the ratio of the difference between the maximum value V 1 and the minimum value V 2 of the cooling rate distribution in the hot forged material to the maximum value V 1 ((V 1 -V 2 ) / V 1 )
  • % in the component composition means “% by mass” unless otherwise specified.
  • C 0.21-0.24%
  • C (carbon) is a beneficial element that forms a solid solution or carbides in steel and improves the strength of steel. Since the bainite structure is a structure in which fine cementite is precipitated, unless a certain amount of C is present in the steel, cementite sufficient to obtain sufficient precipitation strengthening cannot be obtained, and the yield stress becomes low and the yield ratio cannot be satisfied. It's gone. Therefore, 0.21% or more of C must be added. On the other hand, if it is added excessively, the amount of cementite, which is a source of dislocation, becomes too large, and this also makes it impossible to maintain the yield stress. Therefore, the upper limit of the amount to be added is 0.24%.
  • Si 0.11-0.25%
  • Si is an element that dissolves in steel, increases the strength of steel, improves hardenability, and is beneficial for increasing the area ratio of bainite. In order to obtain these effects, addition of 0.11% or more is necessary.
  • Si also has the detrimental effect of forming a thick coating during preheating for hot forging and degrading the scale releasability before hot forging. In order to avoid this, addition exceeding 0.25% must be avoided. Preferably, it is 0.13 to 0.23%.
  • Mn 1.81-1.99% Mn (manganese) is a solid solution in steel, increases the strength of steel, increases the hardenability of steel, combines with S to form sulfides, and improves the machinability of steel. It is an important element with effects. In order to obtain those effects, addition of 1.81% or more is required. On the other hand, if Mn is excessively added, the amount of retained austenite becomes too large and the yield stress cannot be maintained. Therefore, the upper limit of the amount to be added is 1.99%. Preferably, it is 1.83 to 1.97%.
  • P 0.014-0.025%
  • P phosphorus
  • P is a beneficial element that dissolves in steel and raises the yield stress of steel. In order to obtain the effect, addition of 0.014% or more is necessary.
  • P segregates at grain boundaries of austenite after hot forging and has the aspect of deteriorating toughness at room temperature. To avoid this, the P content should be 0.025% or less. Preferably, it is 0.014 to 0.022%.
  • S 0.035-0.060%
  • S sulfur
  • MnS acts as a dislocation source, resulting in a decrease in the yield stress of steel.
  • the upper limit of the added amount of S is 0.060%. More preferably, it is less than 0.050%.
  • Cr 0.55-0.65% Cr (chromium) is an important element that dissolves in steel and has various beneficial effects such as increasing the strength of steel and increasing the hardenability of steel. In order to obtain those effects, addition of 0.55% or more is necessary. On the other hand, if Cr is added excessively, the amount of retained austenite becomes too large, making it impossible to maintain a high yield stress. Therefore, the upper limit of the amount to be added is 0.65%.
  • Al 0.010-0.050%
  • Al is a beneficial element that combines with oxygen that inevitably enters molten steel from the air during steel refining and casting, rendering it harmless. If the deoxidation by Al is not sufficient, excess oxygen in the steel is combined with Ti, and the effect of Ti, which will be described later, cannot be sufficiently obtained. Addition of 0.010% or more is necessary to render oxygen harmless. On the other hand, if the addition exceeds 0.050%, a large amount of aluminum oxide itself will be contained in the steel, deteriorating the toughness of the steel, so addition exceeding this should be avoided. Preferably, it is 0.020 to 0.045%.
  • Ti 0.005-0.020%
  • Ti titanium is a beneficial element that forms extremely fine precipitates in steel and suppresses coarsening of austenite grains before and after hot forging to prevent deterioration of toughness. In order to obtain the effect, addition of 0.005% or more is necessary. On the other hand, when adding more than 0.020%, precipitates become coarse during heating before hot forging, and beneficial effects cannot be obtained. Therefore, addition over 0.020% should be avoided. Preferably, it is 0.006 to 0.017%.
  • V 0.15-0.20%
  • V vanadium
  • V is a beneficial element that forms a solid solution in steel, strengthens the solid solution of the steel, and increases the hardenability of the steel. In order to obtain such an effect, addition of 0.15% or more is necessary.
  • V also has the effect of deteriorating the toughness of steel by combining with C to form precipitates. In order to avoid this, the amount of V added should be 0.20% or less. Preferably, it is 0.16 to 0.19%.
  • N is a beneficial element that mainly combines with Ti and V to suppress coarsening of austenite grains before and after hot forging, thereby preventing deterioration of toughness.
  • addition of 0.0090% or more is necessary.
  • strain aging the effect of segregating N around dislocations and forming a Cottrell atmosphere to significantly hinder the mobility of dislocations
  • the impact value at °C is significantly reduced.
  • the upper limit of the amount of N added is set to 0.0150%. Preferably, it is 0.0095 to 0.0130%.
  • each element symbol in the formula (1) is the content (% by mass) of the element concerned, and F1 is calculated assuming that the element not contained is 0.
  • the minimum ingredient regulation for obtaining a bainite structure is the type of ingredient and the range of addition for each ingredient.
  • F1 the balance of additive alloy elements according to the formula (1) shown as F1. be.
  • the formula for determining this balance is F1
  • the value must be 0.65% or more. That is, when the above value is less than 0.65%, it becomes difficult to obtain a steel having a yield ratio of 0.60 or more even if a bainite-based structure is obtained.
  • Elements considered as unavoidable impurities include O (oxygen), B (boron), Mg (magnesium), Ca (calcium), and REM (rare earth metal). The content of any of these elements is less than 0.0015%.
  • any one or more of Cu, Ni, Mo and Nb can be added as necessary.
  • Cu 0.25% or less
  • Cu copper is an element that solid-solves in steel and solid-solution strengthens the steel, and can be added to ensure strength.
  • Cu is added, it is preferably added in an amount of 0.03% or more.
  • the upper limit of its addition is set at 0.25%, more preferably 0.20%.
  • Ni 0.25% or less
  • Ni nickel is an element that solid-solves in steel and solid-solution strengthens the steel, and can be added to ensure strength.
  • Ni is added, it is preferably added at 0.03% or more.
  • the upper limit of its addition is set at 0.25%, more preferably 0.20%.
  • Mo 0.15% or less Mo (molybdenum) is an element that dissolves in steel and has various beneficial effects such as increasing the strength of steel and increasing the hardenability of steel. % or more can be added. However, if Mo is added excessively, the amount of retained austenite becomes too large and the yield stress cannot be maintained. For this reason, the upper limit when added is 0.15%.
  • Nb 0.030% or less
  • Nb niobium
  • Nb niobium
  • Nb is a beneficial element that forms extremely fine precipitates in steel and prevents deterioration of toughness by suppressing coarsening of austenite grains before and after hot forging. It can be added preferably in an amount of 0.013% or more. However, when Nb is excessively added, surface defects frequently occur during hot rolling. For this reason, the upper limit when added is 0.030%.
  • a bainite structure has a good balance between strength and toughness, and is suitable as a structure for non-heat treated steel. Specifically, if the steel has a bainite structure, the impact value at -50°C determined by the Charpy impact test specified in JIS Z2242 is 35 J/cm 2 or more. In other words, if the impact value at -50°C is 35 J/cm 2 or more, it has sufficient toughness at the temperature assumed in the environment on earth where people use heavy duty vehicles such as automobiles or trucks and trailers. can be secured. In order to obtain such properties, a bainite structure with an area ratio of 85% or more is required. More preferably, it is 90% or more.
  • the structure other than the bainite structure is not particularly limited, and may be pearlite, ferrite, or the like, but the area ratio of retained austenite must be 5% or less. [Area ratio of retained austenite: 5% or less] Since the retained austenite becomes a source of dislocation and works to lower the yield stress, the lower the area ratio, the better, and the upper limit is 5%. Of course, it may be 0%.
  • the grain size of the bainite structure is a very important factor for making the grains difficult to deform.
  • the term "crystal grain” as used herein refers to a crystal grain surrounded by a crystal grain boundary having an inclination of 15° or more between crystal orientations of crystal grains adjacent to the crystal grain boundary.
  • the average diameter is the weighted average value of the diameters of all the crystal grains in the field of view in which 20 or more of the above crystal grains are included in any observation plane of the test piece. .
  • the diameter of a crystal grain is the diameter obtained from the area of the crystal grain when the shape of the crystal grain observed in the structure observation section is assumed to be a perfect circle.
  • the average diameter of the above crystal grains must be 25 ⁇ m or less. This is because the distance from the dislocation source to the grain boundary is short, so the amount of dislocations that can be deposited is limited, and the stress caused by the dislocation deposition is reduced accordingly, resulting in suppression of grain deformation. More preferably, it is 23 ⁇ m or less.
  • the crystal grain boundary itself acts as a dislocation source, so the lower limit is set to 10 ⁇ m. Preferably, it is 12 ⁇ m or more.
  • the aspect ratio of crystal grains In order for the crystal grains to be difficult to deform, the shape of the crystal grains should be close to a perfect sphere. Therefore, the aspect ratio of crystal grains must be 0.5 or more. Preferably, it is 0.55 or more.
  • the aspect ratio of crystal grains is determined as follows. First, the position of the center of gravity of the crystal grain obtained by observation is obtained. Any two orthogonal straight lines are drawn on the crystal grain at this center of gravity position. In addition, when the center of gravity is not in the grain plane as in a C shape, the center of gravity is set to the point on the grain boundary closest to the obtained center of gravity.
  • the distance between the two intersection points on the same straight line that intersects the periphery of the crystal grain is defined as the inter-intersection distance.
  • the longer distance between the intersections is the longest side and the shorter distance between the intersections is the shortest. side.
  • the value obtained by dividing the specified shortest side by the longest side is the aspect ratio of the crystal grain.
  • the average aspect ratio is the calculated average of the aspect ratios of all crystal grains in a field of view containing 20 or more crystal grains on an arbitrary observation plane of the test piece.
  • the ratio of the circumference of the crystal grain to the length of the grain boundary determined from the diameter of the crystal grain should be 60 or less on average.
  • the length of the grain boundary is the length of the grain boundary obtained by converting the total number of pixels determined to be the grain boundary in the grain measured by EBSD, which will be described later, into the length by the observation magnification. It's about length.
  • the ratio of the grain boundary length to the circumference of the grain is referred to as the grain boundary length ratio. This averaging of the grain boundary length ratio is also the ratio of the grain boundary lengths of all the grains in the field of view containing 20 or more grains in any observation plane of the test piece.
  • the average ratio of the length of the crystal grain boundary to the circumference of the crystal grain (hereinafter also referred to as the average ratio of the length of the crystal grain boundary) can also be obtained by EBSD as described above. If the average ratio of grain boundary lengths exceeds 60, the area of the grain boundaries that reduce dislocation release becomes too large, making it difficult to obtain a sufficient yield ratio. A more preferable average grain boundary length ratio is 55 or less.
  • a steel part that satisfies the above conditions will have the desired mechanical properties.
  • the mechanical properties thus obtained are preferably uniform in each steel part.
  • the difference in hardness under the surface of the component ((Hv 1 ⁇ Hv 2 )/Hv 1 ) ⁇ 100 (hereinafter also referred to as the difference in hardness under the surface) is 10% or less. That is, since the deformation of the part is rate-determined by the surface hardness, if the subsurface hardness difference is 10% or less, the performance as the part becomes more uniform.
  • the subsurface hardness difference can be obtained according to the measurement method in Examples described later.
  • the steel ingot is heated and held at a temperature of 1150° C. or higher, and then hot forged into a desired part shape.
  • the hot forged material after this hot forging has 0.7 ° C./s or more and 3.5 ° C./s or less from 1000 ° C. to 800 ° C. and 0.5 ° C./s from 800 ° C. to 550 ° C. It is important to apply cooling at an average cooling rate of 2.0° C./s or less.
  • Step material heating temperature 1150°C or higher
  • the steel material is heated to 1150° C. or higher. This is because, in order to ensure forgeability during hot forging, it is necessary to heat to 1150° C. or higher in order to dissolve carbides and nitrides, which are precipitates that deteriorate forgeability.
  • the upper limit is not particularly limited, it is preferably 1300° C. or less from the viewpoint of yield deterioration due to the surface oxide film.
  • the steel material After heating and holding the steel material to a temperature of 1150 ° C. or higher, it is hot forged into the desired part shape, but the conditions for hot forging are not particularly limited, and the general hot forging for forming each part should be followed. Just do it. After this hot forging, it is necessary to perform the following two stages of cooling.
  • the two-stage cooling is particularly well suited for boxing after hot forging, which is practiced in the above-mentioned foreign factories. That is, the cooling rate from the end of hot forging to 800° C., which is the cooling in the first stage, agrees with the regulation at the stage until the forged product is placed in a box. Then, the cooling rate at 800° C.
  • the cooling method may be air cooling, but it is necessary to design the cooling method so that the entire part can be cooled at a specified cooling rate.
  • the steel with the composition range specified in the present invention has coarse prior austenite grains before the bainite transformation, resulting in The average grain size of bainite exceeds 25 ⁇ m. Therefore, the average cooling rate from 1000° C. to 800° C. should be 0.7° C./s or more. It is preferably 0.9° C./s or more, more preferably 1.0° C./s or more.
  • the cooling rate from 1000°C to 800°C is set to 3.5°C/s or less. It is preferably 3.2° C./s or less, more preferably 3.0° C./s or less.
  • the average cooling rate from 1000 ° C. to 800 ° C. is controlled in the range of 0.7 ° C./s or more and 3.5 ° C./s or less from the viewpoint of imparting robustness to the cooling rate to the steel for non-heat treatment.
  • the average cooling rate from 800° C. to 550° C. is set to 2.0° C./s or less. It is preferably 1.7° C./s or less, more preferably 1.5° C./s or less.
  • the cooling from 800 ° C. to 550 ° C. is for the maximum value V 1 of the difference between the maximum value V 1 and the minimum value V 2 of the cooling rate distribution in the hot forged material given the part shape by hot forging It is preferable that the ratio ((V 1 -V 2 )/V 1 ) ⁇ 100 is 25% or less. [((V 1 ⁇ V 2 )/V 1 ) ⁇ 100 is 25% or less]
  • the mechanical properties are uniform in each steel part, and that the structure and hardness of the parts are uniform, particularly in terms of the performance of the parts. Therefore, it is advantageous to keep the cooling rate within a certain range even if the shape of the part is complicated.
  • the cooling rate difference (V 1 ⁇ V 2 )/V 1 (hereinafter also referred to as cooling rate difference) in the hot forged material is preferably 25% or less. If the cooling rate difference is 25% or less, the differences in structure and hardness are small and the mechanical performance of the part is more uniform.
  • the cooling rate difference can be obtained according to the measurement method in Examples described later.
  • the starting temperature for hot swaging is 1100°C or higher.
  • the finishing temperature of the swaging process was about 1000° C. or higher.
  • a round bar with a diameter of 25 mm after swaging has an average cooling rate from 1000 ° C to 800 ° C in the range of 0.7 ° C / s to 3.5 ° C / s, and from 800 ° C to 550 ° C
  • a steel part was obtained by cooling at an average cooling rate of 0.5°C/s to 2.0°C/s. Table 2 shows each manufacturing condition.
  • thermoviewer was used to measure temperature changes over time at five points spaced apart from the tip of the round bar in the axial direction at intervals of 50 mm to determine the average cooling rate at each measurement point.
  • the cooling rate from 1000° C. to 800° C. and the cooling rate from 800° C. to 550° C. shown in Table 2 are the average values of the average cooling rates calculated at each of the five locations.
  • the cooling rate difference ((V 1 ⁇ V 2 )/V 1 ) ⁇ 100 in the temperature range from 800° C. to 550° C. in the above cooling process is the average of the five locations from 800° C. to 550° C. It was obtained from the highest value V1 and the lowest value V2 of the cooling rate.
  • the microstructure was investigated by using the radial cross-sections of the five cooling rate measurement positions described above as observation planes. That is, the bainite area ratio was obtained by point counting from an optical microscope photograph of an observed surface moderately etched with a nital solution.
  • the point counting method is a method for measuring area ratios, in which the ratio of points lying on the tissue for which the area ratio is to be obtained is obtained out of the total number of points appropriately arranged on an optical micrograph.
  • grid points are generally formed with lines having a thickness of 0.5 to 0.75 pt on a slide of Microsoft's PowerPoint application, for example.
  • the lattice point group constructed in this way is superimposed on the tissue photograph, and the ratio of the total number of lattice points on the tissue to be measured for the area ratio obtained as described above to the total number of lattice points is expressed as the area. It can be considered as a fraction or a volume fraction. If a grid point overlaps a tissue boundary, it can be counted as 0.5 grid points.
  • the bainite area ratio of the steel part was obtained by subtracting the retained austenite area ratio obtained by EBSD, which will be described later, from the bainite area ratio thus obtained.
  • the obtained bainite area ratios are shown in Table 2 as average values at five cooling rate measurement positions.
  • the retained austenite area ratio, the average grain size of the bainite structure, the average aspect ratio of the crystal grains, and the average ratio of the grain boundary length were measured using EBSD (Electron Backscatter Diffraction). Also for these measurements by EBSD, each of the above items was measured in 5 randomly selected fields of view, the average of each was determined at 5 cooling rate measurement positions, and the average value at the 5 cooling rate measurement positions was calculated. It is the value for parts. As for the definition of a crystal grain in this EBSD structure investigation, as described above, a crystal grain surrounded by a crystal grain boundary with a crystal orientation angle difference of 15° or more between adjacent crystal grains.
  • measurement corresponding positions five positions corresponding to the five cooling rate measurement positions (hereinafter referred to as measurement corresponding positions) Of these, from the D/2 position (D: round bar diameter) on one end side and the other end side of the round bar bordering on the 3rd measurement corresponding position, one No. 4 tensile test piece specified in JIS Z2241 each A total of 2 samples were collected. Accordingly, one test piece includes the first and second measurement corresponding positions, and the other test piece includes the fourth and fifth measurement corresponding positions.
  • the tensile test was performed at a tensile speed of 0.167 mm/s in accordance with JIS Z2241.
  • the yield stress stress obtained by offsetting the straight line obtained from the slope at the time of elastic deformation by 0.2% from the elastic limit, so-called 0.2% proof stress
  • the maximum attained strength nominal obtained by the tensile test
  • the yield stress and tensile strength obtained were average values for the two specimens. If the yield ratio, which is the ratio of the yield stress to the tensile strength, is 0.60 or more, it can be said that the steel part has suppressed variations in mechanical properties.
  • the impact value at -50°C was determined according to JIS Z2242.
  • the impact value obtained was taken as the minimum value of the five specimens. If this impact value is 35 J/cm 2 or more, it can be said that the steel part has excellent toughness. Table 2 also shows the above measurement results.
  • Steel No. Steels 1 to 34 are examples satisfying the composition of the present invention. These steel nos. Steel parts Nos. 1 to 34 were used as raw materials and cooled after hot forging within the cooling rate range according to the present invention. 1 to 34 have the texture defined by the invention and excellent mechanical properties.
  • Steel part No. Comparative Example No. 35 has a sufficiently high Cr content, but C and P deviate from the stipulations of the present invention, so a sufficient yield stress cannot be obtained and the steel part has a low yield ratio.
  • Steel part No. Comparative Example No. 40 has a steel part with a low yield ratio as a result of the addition of C, Mn and V exceeding the limits of the present patent so that the area ratio of retained austenite exceeds the limits of the present invention.
  • Steel part No. Comparative Example No. 41 has a steel part with a low yield ratio as a result of the area ratio of retained austenite exceeding the specification of this patent because Mn is added in excess of the specification of the present invention.
  • Steel part No. Comparative Example No. 42 has C, Mn, P, and Cr below the limits of the present invention, so that a sufficient yield stress cannot be obtained, resulting in a steel component with a low yield ratio.
  • steel No. shown in Table 1 About a round bar with a diameter of 25 mm obtained by melting steel having a chemical composition of 11 in a vacuum melting furnace, casting a 50 kg steel ingot (steel material), and swaging under the same conditions as in Example 1. , After hot swaging, cooling was performed under various cooling rate conditions shown in Table 3 to obtain steel parts. Some of the round bars (steel part Nos. A13, A14, A15 and A16) had a diameter of 30 mm at the tip length of 150 mm. That is, in order to simulate the case where the part has a complicated shape and investigate the effect of the cooling rate difference on the characteristics, the cooling rate difference was intentionally given.
  • Example 1 For the steel parts thus obtained, the steel structure, subsurface hardness and mechanical properties were investigated in the same manner as in Example 1, and the results are also shown in Table 3. Here, the cooling rate difference was obtained in the same manner as in Example 1.
  • A2, A3, A5, A6, A8, A9, A11, and A12 are invention examples that satisfy the composition of the present invention and the cooling rate conditions after hot forging.
  • steel part No. A1 is an example in which the cooling rate from 1000 ° C. to 800 ° C. is below the stipulations of the present invention, the average grain size of bainite exceeds the upper limit of 25 ⁇ m of the range stipulated in the present invention, and is 0.60 or more. This is a comparative example in which a yield ratio was not obtained.
  • steel part No. A4 is an example in which the cooling rate from 1000° C. to 800° C. exceeds the specified range of the present invention, and as a result, the average grain size of bainite falls below the lower limit of 10 ⁇ m of the range specified in the present invention.
  • This is a comparative example in which a yield ratio of 60 or more was not obtained.
  • the average of the ratio of the crystal grain length to the circumference length when the crystal grain is a perfect circle is within the specified range of the present invention. is an example exceeding the upper limit of 60, and is a comparative example in which a yield ratio of 0.60 or more was not obtained.
  • Steel part No. A10 is an example in which the average aspect ratio of the crystal grains is less than the lower limit of 0.5 of the range specified in the present invention as a result of the cooling rate from 800 ° C. to 550 ° C. falling below the provisions of this patent, and 0.60 or more. This is a comparative example in which the yield ratio of was not obtained.
  • Steel part No. Part of A13, A14, A15, and A16 has a diameter of 30 mm.
  • Steel part no. A13 and A14 are cases where the difference in subsurface hardness in the part exceeded 10% due to the cooling rate difference from 800°C to 550°C exceeding 25%.
  • steel part No. A15 and A16 are cases where the subsurface hardness difference in the part was suppressed to 10% or less because the cooling rate difference was less than 25%.

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Abstract

熱間鍛造後に調質処理を施さない、いわゆる非調質鋼、中でもベイナイト組織を有する非調質鋼の部品において、高い降伏比、具体的には０．６０以上の降伏比を実現する方途について提供する。鋼部品は、所定の成分組成と、ベイナイト組織の面積率が８５％以上かつ残留オーステナイトの面積率が５％以下である組織とを有し、前記ベイナイト組織の結晶粒は、平均径が１０μｍ以上２５μｍ以下、平均アスペクト比が０．５以上、および、結晶粒の円周に対する結晶粒界の長さの平均比が６０以下である。

Description

鋼部品およびその製造方法
　本発明は、鋼部品、例えば自動車やトラックの足回り、より具体的にはナックルやフロントアクスルに用いられる鋼部品およびその製造方法に関する。
　近年、地球温暖化に対する懸念から、産業界においてもＣＯ２の排出抑制を求める声が高い。このような要望の元、自動車業界においても、自動車そのものからの排ガスとしてのＣＯ２の排出抑制を進めるだけでなく、部品の製造工程におけるＣＯ２の排出抑制も種々検討されている。こういった自動車部品の製造工程におけるＣＯ２排出抑制の一技術として、部品強度の作り込み過程である熱処理を省略した、すなわち鋼の調質工程を省略した非調質部品の開発が活発である。この熱処理の省略を可能にするのは、例えば、部品の製造工程における、熱間鍛造工程後の部品の冷却中に部品強度の作り込みを可能とする工夫が施されているからである。
　非調質部品は、その金属組織の種類により２つに大別される。すなわち、主たる金属組織がいわゆるフェライトとパーライトの２相からなるもの、または主たる金属組織がベイナイトからなるものである。前者のフェライトとパーライトからなる非調質鋼では、専らバナジウムによる析出強化が用いられる。すなわち、部品の熱間鍛造後の冷却過程においてバナジウム炭化物が微細に析出し組織を析出強化するため、熱間鍛造後の状態で調質処理を行ったのと同等レベルの部品強度が得られるのである。一方のベイナイト組織の非調質部品の強化機構は変態強化である。すなわち、熱間鍛造後の冷却過程においてベイナイト変態させることで強度と靭性の両方に優れた組織を作り込むのである。どちらの非調質鋼が用いられるかは、部品の要求特性によるが、一般に強度と靭性の両立を求められる部品ではベイナイト組織の非調質鋼が用いられる傾向にある。
　ベイナイト組織を有する非調質鋼は、上記のように強度と靭性のバランスが良いが、一般に降伏応力は低くなり、鋼材の最高強度である引張強さに対する降伏応力の比、いわゆる降伏比が低い傾向にある。また、この降伏応力は引張強度と比して変動（バラツキ）が大きい。機械構造用鋼の設計では、鋼材の最高強度よりも塑性変形が始まる強度である降伏応力の方が重要であることは論を待たない。このような設計の観点からすると、降伏応力が低い鋼は、いくら引張強さや靭性が良好でも使用しづらい。これがベイナイト組織を有する鋼の課題である。
　このような課題を解決する技術として、特許文献１や特許文献２が提案されている。特許文献１には、熱間鍛造後の冷却を制御して室温まで冷却したのちに４００℃から７００℃の温度範囲で焼き戻すことにより、降伏比及び耐久比（小野式回転曲げ疲労試験における１０７回転での疲労強度の引張強さに対する比率）を向上させる技術が提案されている。また、特許文献２には、熱間加工後の冷却速度を制御して室温まで冷却後に２００℃～６００℃で焼き戻すことにより降伏応力を高める技術が提案されている。
　しかし、これら技術は、熱間鍛造後に焼き戻しを必要とすることから、非調質化のメリットを大きく損なうことになる。そこで、焼き戻しを行うことなく要求特性を満足する技術の追求も行われてきた。
　例えば、特許文献３では、熱間鍛造後の冷却に際し冷却途中の２００℃～５００℃の間に指定の冷却速度での徐冷を行って降伏応力を向上させる技術が提案されている。しかし、特定の温度域から徐冷を行うためには、既存の冷却設備に改変を加える設備投資が不可欠である。近年、自動車、トラックの組み立て工場自体が日本国以外の東南アジアなどの諸国に建設されるようになり、これに伴い熱間鍛造部品の現地調達化も進んでいる。東南アジアの諸国などで建設されている工場では、熱間鍛造後の鍛造品を鋼製の箱の中に段積みすることが多い。この場合、箱の底面付近の鍛造品と、箱の上部に積まれる鍛造品と、では冷却速度に有意差があることが想定される。また、箱は立方体であることがほとんどであり、箱の四隅付近の鍛造品、箱の側面付近の鍛造品、そして箱の中心部付近の鍛造品の間でも、それぞれ冷却速度が異なってくる。非調質鋼の強度作り込み工程は熱間鍛造後の冷却過程が主であるので、その冷却時の冷却速度の制御は重要である。この冷却速度の制御が十分になされない可能性があるのが現地調達における問題である。この問題に対処するために、上記した特許文献３に従う技術を導入するには、これら諸国の工場で、熱間鍛造後の徐冷のための専用設備を設ける必要がある。しかし、かような設備を上記諸国の向上に新たに導入することは極めて難しく、そのため熱間鍛造後の冷却速度を厳密に制御せずとも所定の強度を達成できる非調質鋼が要求されている。つまり、冷却速度が少々ばらついても機械的特性があまりばらつかない非調質鋼が求められている。
　また、特許文献４には、降伏比及び耐久比を損なう組織的要因を島状マルテンサイト－残留オーステナイト混合組織と特定し、これを減少させる手法としてＳｉの添加量を減少させる技術が提案されている。しかし、Ｓｉを特許文献４に規定のレベルまで低減させた鋼を実際の製鉄プロセスで実現するためには、製鋼過程においてＳｉを用いない精練方法により鋼を製造しなければならず、製造コストが高価となり、経済的観点から好ましくない。
　特許文献５には、断面積が３μｍ２以上の硫化物系介在物を２００個／ｍｍ２以上含有させることにより靭性の向上と快削化を同時に実現する技術が提案されている。しかし、この硫化物規定を実現するためには、熱間加工前に硫化物を析出・粗大化させておく必要があり、そのために熱処理を施すか、熱間加工のための加熱の際に長時間高温で保持する必要がある。
特開平０５－１５６３５４号公報 特開平０５－２８７３７３号公報 特開平０４－２８５１１８号公報 特開平１０－２９８７０３号公報 特開２００１－２００３３２号公報
　本発明は、上記の状況を鑑みてなされたものである。すなわち、本発明の目的は、熱間鍛造後に調質処理を施さない、いわゆる非調質鋼、中でもベイナイト組織を有する非調質鋼の部品において、高い降伏比、具体的には０．６０以上の降伏比を実現する方途について提供することにある。なお、降伏比の目標値を０．６０以上とするのは、機械的特性のばらつき抑制の観点からである。すなわち、ベイナイト組織を主たる組織として有する鋼の機械的特性において、冷却速度依存性に対して、引張応力より降伏応力の方が感受性は高いといえる。換言すると、引張強度より降伏強度の方が、冷却速度の変化に伴う機械的特性の変化に対して、より大きく影響を与える。ここで、引張応力とは、引張試験において求まる公称応力－公称ひずみ曲線における最高の応力値のことである。さらに、降伏応力とは、同じ曲線における、弾性域からの０．２％オフセット応力のことである。すなわち、引張応力に対する降伏応力の比である、降伏比が、ある一定値以上となる鋼であれば、ベイナイトを主とする組織を有する非調質鋼であっても、降伏応力のばらつきが抑制されている鋼と見做すことができる。この観点からみると、ベイナイト組織の非調質鋼において降伏比が０．６０以上であれば、冷却速度に対する感受性は低いとみなすことができる。
　発明者らは、上記した特許文献４や５の技術を用いることなく、焼き戻し処理をすること無しに降伏比が０．６０以上となる非調質鋼を開発するべく、鋭意検討を行った。
　さて、応力がかかったときの金属の降伏現象は、大規模な転位運動の始まりである、と理解されている。すなわち、転位源に付加される応力がある閾値を超えると、その転位源から転位が発生・増殖し、そうして発生した転位が応力場に応じて運動して結晶粒界に堆積し、結晶粒界に応力が発生する。このようにして発生した結晶粒界の応力がある閾値を超えると、転位が結晶粒界の内側に堆積した結晶粒だけでなくこの結晶粒に隣接した結晶粒も巻き込んで多数の結晶粒が同時発生的に大規模な変形を起こす、マクロな変形が始まる。これが降伏現象である。
　上記した降伏の過程を見ると、降伏応力を上げるには（i）転位密度を減らす、（ii）転位源を減らす、（iii）転位源から転位が発生しにくくする、（iv）内側に転位が堆積した結晶粒の変形の閾値を高くする、方法が考えられる。しかしながら、ベイナイト組織型の非調質鋼において、降伏比のために上記の（i）、（ii）、（iii）の制御を行うことは困難である。なぜなら、ベイナイト組織型の非調質鋼では、熱間鍛造後に室温まで冷却された時点で、ベイナイト変態に伴い発生する転位密度がフェライトとパーライト組織よりも高くなっている。なおかつベイナイトは、転位源となる微細なセメンタイトの量も多い。そもそも変態時に得られる転位強化と微細なセメンタイトによる析出強化がベイナイトの強化機構である。析出物の種類や形状、分布が決まっていれば、これらの転位源から転位が発生する閾値なども自ずと決定されてしまう。転位源の制御による降伏応力の上昇はそもそものベイナイト組織型非調質鋼の開発という、コンセプトそのものと矛盾してしまう。であれば、応力負荷初期での転位の発生・増殖・堆積を許容したうえで、転位が堆積しても変形しづらい結晶粒とする必要がある。すなわち、ベイナイト組織を主とする鋼で高い降伏比を得るためには、上記（iv）の観点が重要である。
　上記（iv）の観点から、転位が堆積しても変形しづらい結晶粒とするためには、２つの方法がある。
　１つ目は、結晶粒径を微細にすることである。結晶粒径が微細であれば、転位源から結晶粒界までの距離が短いため、堆積する転位の量が限定され、転位堆積による応力もその分低く抑えられる。つまり、結晶粒径は基本的に微細である方がよい。
　すなわち、ベイナイト組織の非調質鋼においては、隣接する結晶粒の結晶方位の角度差が１５°以上の傾きを有する結晶粒界に囲まれる、結晶粒の平均径が２５μｍ以下であることが必要である。一方で、結晶粒が微細になりすぎると、結晶粒界そのものが転位源として働くようになってしまうため下限が必要である。この下限は上記の平均径で１０μｍである。なお、結晶粒径につき、隣接する結晶粒の結晶方位の角度差が１５°以上の傾きを有する結晶粒界に囲まれる結晶粒に特定するのは、これ未満の角度の結晶粒界では転位が素通りしやすい、すなわち十分の転位が堆積しないからである。
　２つ目は、結晶粒の形状である。結晶粒の形状は真球に近いほど変形しにくい。つまり、結晶粒のアスペクト比（短径／長径）はできるだけ１に近い方がよい。また、結晶粒界の長さも真円のそれに近ければ近い方がよい。ベイナイト組織の非調質鋼の場合、結晶粒のアスペクト比（短辺／長辺）が０．５以上、また、結晶粒の円周に対する結晶粒界の長さの比が平均で６０以下であることが必要である。
　なお、結晶粒の円周とは、本来であれば結晶粒を真球と仮定したときに、該真球の球心を通る切断面（真円）の円周とすべきである。しかし、このような円周を求めるためには、結晶粒の真の体積を知る必要がある。しかし、現状金属組織観察で行われているような切断面のミクロ組織観察結果からこの体積を算定するのは数学的処理が必要であり、非調質鋼のように集合組織の存在が予想される組織においてはこれを正確に算定することは困難を極める。そこで妥協策として、結晶粒の円周には、対象としている結晶粒を真球としたときに、その結晶粒の任意の切断面の面積から求まる円周を用いることとした。つまりこれは金属のミクロ組織観察などで観察される、いわゆる結晶粒の面積を真円と仮定したときの、結晶粒の面積を元にした真円の円周のことである。
　最後に、ベイナイト組織中に存在する残留オーステナイトの量であるが、これは面積分率で５％以下とする。残留オーステナイトの結晶構造は面心立方格子である。これに対し、ベイナイトの地の組織であるフェライトは体心立方格子であり、これは面心立方格子よりも変形しやすい。つまり、フェライト中の残留オーステナイト相は微細であるばかりでなくフェライトよりも変形しづらく、転位源として働く。そのため、残留オーステナイトの量は少なければ少ない方がよいからである。
　発明者等は、以上の降伏応力に対する組織の影響の知見を得たうえで、上記のベイナイト組織を得ることができる、鋼の合金成分バランスと、熱間鍛造後の冷却速度の組み合わせとを種々検討することにより、それぞれの範囲を絞り込み、本発明を完成させるに到った。
　すなわち、本発明の要旨構成は、次のとおりである。
１．質量％で
　Ｃ： ０．２１～０．２４％、
　Ｓｉ：０．１１～０．２５％、
　Ｍｎ：１．８１～１．９９％、
　Ｐ： ０．０１４～０．０２５％、
　Ｓ： ０．０３５～０．０６０％、
　Ｃｒ：０．５５～０．６５％、
　Ａｌ：０．０１０～０．０５０％、
　Ｔｉ：０．００５～０．０２０％、
　Ｖ： ０．１５～０．２０％および
　Ｎ： ０．００９０～０．０１５０％
を、以下の（１）式で得られるＦ１の値が０．６５％以上となる範囲にて含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物である成分組成と、ベイナイト組織の面積率が８５％以上かつ残留オーステナイトの面積率が５％以下である組織とを有し、
　前記ベイナイト組織の結晶粒は、平均径が１０μｍ以上２５μｍ以下、平均アスペクト比が０．５以上、および、結晶粒の円周に対する結晶粒界の長さの平均比が６０以下である、鋼部品。
Ｆ１＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４…（１）
　ここで、（１）式中の各元素記号は、当該元素の含有量（質量％）であり、含有されない元素については０としてＦ１を算出するものとする。
２．前記鋼部品の表面下１ｍｍにおけるビッカース硬さの最大値Ｈｖ１と最小値Ｈｖ２との差の最大値Ｈｖ１に対する比（（Ｈｖ１－Ｈｖ２）／Ｈｖ１）×１００が１０％以下である、前記１に記載の鋼部品。
３．前記成分組成は、さらに質量％で
　Ｃｕ：０．２５％以下、
　Ｎｉ：０．２５％以下、
　Ｍｏ：０．１５％以下および
　Ｎｂ：０．０３０％以下
のいずれか１種以上を含有する前記１または２に記載の鋼部品。
４．前記１または３に記載の成分組成を有する鋼素材を、１１５０℃以上に加熱・保持後に熱間鍛造を施して熱間鍛造材とし、次いで、前記熱間鍛造材に、１０００℃から８００℃までを０．７℃／ｓ以上３．５℃／ｓ以下、かつ８００℃から５５０℃までを０．５℃／ｓ以上２．０℃／ｓ以下の平均冷却速度にて、冷却を施す、鋼部品の製造方法。
５．前記８００℃から５５０℃までの冷却は、前記熱間鍛造材における冷却速度分布の最高値Ｖ１と最低値Ｖ２との差の最大値Ｖ１に対する比（（Ｖ１－Ｖ２）／Ｖ１）×１００が２５％以下にて行う、前記４に記載の鋼部品の製造方法。
　本発明の鋼部品では、熱間鍛造後の冷却時に所望の条件を満足するベイナイト組織を８５％以上得られることから、焼き戻しを施すことなく引張強さに対する降伏応力の比（降伏比）を０．６０以上とすることができる。
　以下、本発明について具体的に説明する。まず、成分組成の各元素量の限定理由について説明する。なお、成分組成における「％」表示は、特に断りのない限り「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．２１～０．２４％
　Ｃ（炭素）は、鋼中に固溶または炭化物を形成し、鋼の強度を向上する有益な元素である。ベイナイト組織は微細なセメンタイトが析出した組織であるため、ある程度のＣが鋼中に存在しないと、十分な析出強化を得られるだけのセメンタイトが得られず、降伏応力が低くなり降伏比を満足できなくなってしまう。そのため、Ｃは０．２１％以上添加されている必要がある。一方で、過剰に添加すると、転位源であるセメンタイト量が多くなりすぎるため、これも降伏応力を維持できなくなる。このため添加量の上限は０．２４％である。
Ｓｉ：０．１１～０．２５％
　Ｓｉ（珪素）は、鋼に固溶し、鋼の強度を高めると同時に焼き入れ性を向上し、ベイナイト面積率を上げるのに有益な元素である。これらの効果を得るためには、０．１１％以上の添加が必要である。一方で、Ｓｉは熱間鍛造のための前加熱時に厚い被膜を形成し、熱間鍛造前のスケール剥離性を劣化させる、有害な効果も有する。これを避けるためには０．２５％を超えた添加は避けなければならない。好ましくは、０．１３～０．２３％である。
Ｍｎ：１．８１～１．９９％
　Ｍｎ（マンガン）は、鋼中に固溶し鋼の強度を上げる、鋼の焼き入れ性を上げる、Ｓと結合して硫化物を形成し鋼の被削性を向上させる、などの多様な有益効果を有する重要な元素である。それらの効果を得るためには、１．８１％以上の添加が必要である。一方で、Ｍｎを過剰に添加すると、残留オーステナイト量が多くなりすぎ、降伏応力を維持できなくなる。このため添加量の上限は１．９９％である。好ましくは、１．８３～１．９７％である。
Ｐ：０．０１４～０．０２５％
　Ｐ（リン）は、鋼中に固溶し鋼の降伏応力を上げる有益な元素である。その効果を得るためには０．０１４％以上の添加が必要である。一方で、Ｐは熱間鍛造後のオーステナイトの結晶粒界に偏析し、室温での靭性を悪化させる側面を持つ。これを避けるためＰの含有量は０．０２５％以下とする。好ましくは、０．０１４～０．０２２％である。
Ｓ：０．０３５～０．０６０％
　Ｓ（硫黄）は、Ｍｎと結合して鋼中に硫化物を形成し、鋼の被削性を上げる効果を有する有益な元素である。その効果を得るためには、０．０３５％以上の添加が必要である。一方で、Ｓを過剰に添加しすぎると、多量のＭｎＳを形成してＦｅ中に固溶するＭｎの量を低下させＭｎの有益な効果である強度向上や焼き入れ性向上の効果が削がれるだけでなく、ＭｎＳが転位源としても働き、鋼の降伏応力を下げる結果になってしまう。これを避けるために、Ｓの添加量は０．０６０％を上限とする。より好ましくは、０．０５０％未満である。
Ｃｒ：０．５５～０．６５％
　Ｃｒ（クロム）は、鋼中に固溶し鋼の強度を上げる、鋼の焼き入れ性を上げる、などの多様な有益効果を有する重要な元素である。それらの効果を得るためには、０．５５％以上の添加が必要である。一方で、Ｃｒを過剰に添加すると、残留オーステナイト量が多くなりすぎ、高い降伏応力を維持できなくなる。このため、添加量の上限は０．６５％である。
Ａｌ：０．０１０～０．０５０％
　Ａｌ（アルミニウム）は、鋼の精練や鋳造時に空気から溶鋼中に不可避的に侵入してくる酸素と結びつき無害化する有益な元素である。Ａｌによる脱酸が十分でなければ鋼中で過剰となった酸素はＴｉと結びつき、後述のＴｉの効果が十分に得られなくなってしまう。酸素の無害化のためには、０．０１０％以上の添加が必要である。一方で、０．０５０％を超えて添加すると、逆にアルミニウム酸化物自体が鋼中に多量に含まれるようになり、鋼の靭性を悪化させるため、これを超えた添加は避けるべきである。好ましくは、０．０２０～０．０４５％である。
Ｔｉ：０．００５～０．０２０％
　Ｔｉ（チタン）は、鋼中で極めて微細な析出物を形成し、熱間鍛造前後でのオーステナイト粒の粗大化を抑制することで靭性の悪化を防ぐ有益な元素である。その効果を得るためには０．００５％以上の添加が必要である。一方で、０．０２０％を超えて添加すると、熱間鍛造前の加熱時に析出物が粗大化し有益な効果が得られなくなる。従って、０．０２０％を超えての添加は避ける必要がある。好ましくは、０．００６～０．０１７％である。
Ｖ：０．１５～０．２０％
　Ｖ（バナジウム）は、鋼中に固溶し鋼を固溶強化するとともに、鋼の焼き入れ性を上げる有益な元素である。そのような効果を得るためには、０．１５％以上の添加が必要である。一方で、ＶはＣと結合し析出物を形成することで鋼の靭性を悪化させる作用も有する。これを避けるために、Ｖの添加量は０．２０％以下とする。好ましくは、０．１６～０．１９％である。
Ｎ：０．００９０～０．０１５０％
　Ｎ（窒素）は、主にＴｉやＶと結合して熱間鍛造前後でのオーステナイト粒の粗大化を抑制することによって、靭性の悪化を防ぐ有益な元素である。その効果を得るためには、０．００９０％以上の添加が必要である。一方で、０．０１５０％を超えて添加すると、常温でひずみ時効（転位のまわりにＮが偏析しコットレル雰囲気を形成して転位の易動度を著しく妨げる効果）を発現し、後述の－５０℃での衝撃値が著しく低下する。これを避けるためには、Ｎの添加量の上限は０．０１５０％とする。好ましくは、０．００９５～０．０１３０％である。
Ｆ１：０．６５％以上
Ｆ１＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４
　ここで、（１）式中の各元素記号は、当該元素の含有量（質量％）であり、含有されない元素については０としてＦ１を算出するものとする。
　ベイナイト組織を得るための最低限の成分規制は、上記の通り、成分の種類と成分毎の添加範囲で行っている。さらに、実際の熱間鍛造後の冷却において冷却速度に幅があるときに得られる機械的特性のロバスト性を高めるために、Ｆ１として示す式（１）に従って、添加合金元素バランスも規定する必要がある。このバランスを定める式をＦ１としたときに、その値は０．６５％以上である必要がある。すなわち、上記の値が０．６５％未満であると、たとえベイナイト主体の組織が得られたとしても、降伏比で０．６０以上となる鋼を得ることが難しくなる。
　以上の元素を含み、残部はＦｅおよび不可避的不純物である。
　ここで、不可避的不純物として考えられる元素として、Ｏ（酸素）、Ｂ（ホウ素）、Ｍｇ（マグネシウム）、Ｃａ（カルシウム）、ＲＥＭ（レアアースメタル）などがある。これらいずれの元素にしても、含有量は０．００１５％未満である。
　さらに、必要に応じて、上記の成分組成に加えて、Ｃｕ、Ｎｉ、ＭｏおよびＮｂのいずれか１種以上を添加することができる。
Ｃｕ：０．２５％以下
　Ｃｕ（銅）は、鋼中に固溶し鋼を固溶強化する元素であり、強度確保のために添加することができる。Ｃｕを添加する場合は、０．０３％以上で添加することが好ましい。しかし、Ｃｕを過度に添加すると、残留オーステナイトを増やし降伏応力が低下する結果、所定の降伏比が得られなくなる。これを避けるためには、その添加の上限を０．２５％、より好ましくは０．２０％とする。
Ｎｉ：０．２５％以下
　Ｎｉ（ニッケル）は、鋼中に固溶し鋼を固溶強化する元素であり、強度確保のために添加することができる。Ｎｉを添加する場合は、０．０３％以上で添加することが好ましい。しかし、Ｎｉを過度に添加すると、残留オーステナイトを増やし降伏応力が低下する結果、所定の降伏比が得られなくなる。これを避けるためには、その添加の上限を０．２５％、より好ましくは０．２０％とする。
Ｍｏ：０．１５％以下
　Ｍｏ（モリブデン）は、鋼中に固溶し鋼の強度を上げる、鋼の焼き入れ性を上げる、などの多様な有益効果を有する元素であり、好ましくは０．１０％以上で添加することができる。しかし、Ｍｏを過剰に添加すると、残留オーステナイト量が多くなりすぎ、降伏応力を維持できなくなる。このために、添加する場合の上限は０．１５％である。
Ｎｂ：０．０３０％以下
　Ｎｂ（ニオブ）は、鋼中で極めて微細な析出物を形成し、熱間鍛造前後でのオーステナイト粒の粗大化を抑制することで靭性の悪化を防ぐ有益な元素であり、好ましくは０．０１３％以上で添加することができる。しかし、Ｎｂを過剰に添加すると、熱間圧延において表面疵が多発するようになる。このために、添加する場合の上限は０．０３０％である。
　次に、組織の要件について具体的に説明する。
［ベイナイト組織の面積率：８５％以上］
　ベイナイト組織は、強度と靭性のバランスが良いため、非調質鋼の組織として適切である。具体的には、ベイナイト組織の鋼であれば、ＪＩＳ　Ｚ２２４２に定めるシャルピー衝撃試験によって求まる、－５０℃での衝撃値が３５J/ｃｍ２以上となる。すなわち、－５０℃での衝撃値が３５J/ｃｍ２以上であれば、人間が自動車またはトラックやトレーラーなどのヘビーデューティービークルを使用する地球上の環境で想定される使用温度において、十分な靭性を確保することができる。このような特性を得るためには、面積率で８５％以上のベイナイト組織が必要である。より好ましくは９０％以上である。
　なお、ベイナイト組織以外の組織は特に限定されず、パーライトやフェライトなどのいずれであってもよいが、残留オーステナイトは面積率で５％以下である必要がある。
［残留オーステナイトの面積率：５％以下］
　残留オーステナイトは転位源となり降伏応力を下げる働きをするため、その面積率は低ければ低いほど良く、その上限は５％である。０％であってもよいのは勿論である。
［ベイナイト組織の結晶粒の平均径：１０μｍ以上２５μｍ以下］
　ベイナイト組織の結晶粒径は、変形しづらい結晶粒とするために非常に重要な因子である。ここでいう結晶粒とは、結晶粒界に隣接する結晶粒の結晶方位の角度差が１５°以上の傾きを有する結晶粒界に囲まれる結晶粒のことである。また、平均径とは、試験片の任意の観察平面において上記のような結晶粒が２０個以上含まれる範囲の視野における、その視野内のすべての結晶粒の径の加重平均値のことである。また、結晶粒の径とは、組織観察断面において観察される結晶粒の形状を真円と仮定したときの、その結晶粒の面積から求まる直径のことである。
　すなわち、変形しづらい結晶粒であるためには、上記の結晶粒の平均径が２５μｍ以下である必要がある。なぜなら、転位源から結晶粒界までの距離が短いため、堆積できる転位の量も限られ、転位堆積による応力もその分低く抑えられる結果、結晶粒の変形が抑制される。より好ましくは２３μｍ以下である。一方で、微細になりすぎると結晶粒界そのものが転位源として働くようになるため、下限を１０μｍとする。好ましくは、１２μｍ以上である。
［結晶粒の平均アスペクト比：０．５以上］
　変形しづらい結晶粒であるためには結晶粒の形状が真球に近い方がよい。従って、結晶粒のアスペクト比は０．５以上である必要がある。好ましくは、０．５５以上である。
　ここで、結晶粒のアスペクト比とは、以下のように求める。まず、観察によって得られた結晶粒の重心位置を求める。この重心位置で直交する任意の２本の直線を結晶粒上に引く。なお、Ｃの字形状のように重心位置が結晶粒面内に無い場合は、求めた重心位置に最も近い結晶粒界上の点を重心位置とする。このようにして引いた任意の２直線の各直線において、結晶粒の周縁と交わる２つの交点の同直線上の離間距離を交点間距離とする。上記の任意の２直線の一方の直線における交点間距離と他方の直線における交点間距離との差が最大となるときの、長い方の交点間距離を最長辺および短い方の交点間距離を最短辺とする。かように特定した、最短辺を最長辺で割った値が、結晶粒のアスペクト比である。また、アスペクト比の平均とは、試験片の任意の観察平面において、結晶粒が２０個以上含まれる範囲の視野における、同視野内のすべての結晶粒のアスペクト比の算出平均である。
［結晶粒の円周に対する結晶粒界の長さの平均比：６０以下］
　上記の結晶粒の径、から求まる結晶粒の円周と結晶粒界の長さの比が平均で６０以下である必要がある。ここで、結晶粒界の長さとは、後述するＥＢＳＤによって測定された結晶粒において、結晶粒界と判定されたピクセル数の合計数を、観察倍率によって長さに換算して求まる結晶粒界の長さのことである。以下、結晶粒の円周に対する結晶粒界の長さの比を、結晶粒界長さの比という。この結晶粒界長さの比の平均化も、試験片の任意の観察平面において結晶粒が２０個以上含まれる範囲の視野における、その視野内のすべての結晶粒の結晶粒界長さの比の加重平均である。上述の結晶粒の円周に対する結晶粒界の長さの平均比（以下、結晶粒界長さの平均比ともいう）も、上述の通りＥＢＳＤにて求めることができる。そして、この結晶粒界長さの平均比が６０を超えると、転位の放出減となる結晶粒界の面積が大きくなりすぎるため、十分な降伏比を得ることが難しくなる。より好ましい結晶粒界長さの平均比は、５５以下である。
　さらに、鋼部品の表面下１ｍｍにおけるビッカース硬さの最大値Ｈｖ１と最小値Ｈｖ２との差の最大値Ｈｖ１に対する比（（Ｈｖ１－Ｈｖ２）／Ｈｖ１）×１００が１０％以下であることが好ましい。
［（（Ｈｖ１－Ｈｖ２）／Ｈｖ１）×１００：１０％以下］
　以上の条件を満足する鋼部品は所望の機械的特性を有するものになる。かくして得られる機械的特性は、各鋼部品において均一であることが好ましい。そのためには、部品表面下の硬さの差（（Ｈｖ１－Ｈｖ２）／Ｈｖ１）×１００（以下、表面下硬度差ともいう）を１０％以下ですることが好ましい。すなわち、部品の変形は表面硬度に律速されるため、表面下硬度差が１０％以下であれば、部品としての性能がより均一となる。
　なお、表面下硬度差は、後述の実施例における測定手法に従って求めることができる。
　次に、上記した鋼部品を製造する際の条件について説明する。
　すなわち、上記した成分組成に従う鋼を溶製して鋼素材、例えば鋼塊に鋳造したのち、この鋼塊を１１５０℃以上の温度に加熱、保持してから、所望の部品形状に熱間鍛造する。さらに、この熱間鍛造後の熱間鍛造材に、１０００℃から８００℃までを０．７℃／ｓ以上３．５℃／ｓ以下、かつ８００℃から５５０℃までを０．５℃／ｓ以上２．０℃／ｓ以下の平均冷却速度にて、冷却を施すことが肝要である。
［鋼素材加熱温度：１１５０℃以上］
　まず、鋼素材を１１５０℃以上に加熱する。なぜなら、熱間鍛造時の鍛造性を確保するために、鍛造性を悪化させる析出物である炭化物と窒化物を溶解させるには、１１５０℃以上に加熱する必要があるからである。上限は特に限定する必要はないが、表面酸化被膜による歩留まり悪化の観点からは、１３００℃以下とすることが好ましい。
　鋼素材を１１５０℃以上の温度に加熱、保持してから、所望の部品形状に熱間鍛造するが、熱間鍛造の条件は特に限定されず、各部品に成形加工する熱間鍛造の一般に従えばよい。この熱間鍛造後に、次の２段階の冷却を行う必要がある。ちなみに、２段階の冷却は、上述した諸外国の工場において実施されている、熱間鍛造後の箱積みにとりわけ有利に適合する。すなわち、１段目の冷却である、熱間鍛造終了から８００℃までの冷却速度は、鍛造品が箱に入れられるまでの段階での規定に合致する。そして、２段目の冷却である、８００℃以下での冷却速度は、鍛造品が箱に入れられた後から変態開始までの段階での規定に合致する。なお、冷却方法は空冷でもよいが、部品全体が規定した冷却速度に入るよう冷却方法を設計する必要がある。
［１０００℃から８００℃までの平均冷却速度：０．７℃／ｓ以上３．５℃／ｓ以下］
　非調質鋼の部品に所望の強度を与える工程は、熱間鍛造後の部品の冷却過程における、冷却速度が非常に重要である。ここで、熱間鍛造部品の形状は一様ではなく様々であることから、冷却中の部品には冷却速度が遅い部分もあれば逆に早い部分もある。このように一つの部品の中で冷却速度にばらつきが生じるときに、部品全体にわたってある程度一様な特性を冷却過程で得るためには、素材となる非調質用鋼に冷却速度に対するロバスト性がなければならない。そのような観点から、本発明で規定した成分範囲の鋼は１０００℃から８００℃までの平均冷却速度が０．７℃／ｓ未満になると、ベイナイト変態前の旧オーステナイト粒が粗大となり、結果としてベイナイトの平均結晶粒径が２５μｍを超えてしまう。従って、１０００℃から８００℃までの平均冷却速度を０．７℃／ｓ以上とする。好ましくは、０．９℃／ｓ以上、より好ましくは１．０℃／ｓ以上である。
　一方、上記の温度区間の平均冷却速度が３．５℃／ｓを超えると、ベイナイト変態前の旧オーステナイト粒が微細になりすぎ、結果としてベイナイトの平均結晶粒径が１０μｍ未満になってしまう。従って、１０００℃から８００℃までの冷却速度を３．５℃／ｓ以下とする。好ましくは３．２℃／ｓ以下、より好ましくは３．０℃／ｓ以下である。
［８００℃から５５０℃までの平均冷却速度：０．５℃／ｓ以上２．０℃／ｓ以下］
　上記の通り、非調質用鋼に冷却速度に対するロバスト性を付与する観点から、１０００℃から８００℃までの平均冷却速度を０．７℃／ｓ以上３．５℃／ｓ以下の範囲に制御するが、この条件を満足した場合であっても、その後の８００℃から５５０℃までの温度域における平均冷却速度も規定する必要がある。すなわち、８００℃から５５０℃までの平均冷却速度が０．５℃／ｓ未満の場合、上記した結晶粒界長さの平均比が６０を超えてしまうことになる。そこで、８００℃から５５０℃までの平均冷却速度を０．５℃／ｓ以上とする。好ましくは０．７℃以上、より好ましくは０．８℃／ｓ以上である。
　一方、１０００℃から８００℃までの平均冷却速度が上記の規定範囲であっても、８００℃から５５０℃までの平均冷却速度が２．０℃／ｓを超えると、上記した結晶粒の平均アスペクト比が０．５未満となってしまう。そこで、８００℃から５５０℃までの平均冷却速度を２．０℃／ｓ以下とする。好ましくは１．７℃／ｓ以下、より好ましくは１．５℃／ｓ以下である。
　さらに、前記８００℃から５５０℃までの冷却は、熱間鍛造で部品形状を与えられた熱間鍛造材における冷却速度分布の最高値Ｖ１と最低値Ｖ２との差の最大値Ｖ１に対する比（（Ｖ１－Ｖ２）／Ｖ１）×１００が２５％以下にて行うことが好ましい。
［（（Ｖ１－Ｖ２）／Ｖ１）×１００が２５％以下］
　上述したように、機械的特性は、各鋼部品において均一であること、特に部品の性能としては、組織および硬さが均一であることが好ましい。従って、部品形状が複雑であっても冷却速度をある一定の範囲に収めることが有利である。そのためには、熱間鍛造材における冷却速度差（Ｖ１－Ｖ２）／Ｖ１（以下、冷却速度差ともいう）が２５％以下であることが好ましい。冷却速度差が２５％以下であれば、組織および硬さの差が小さく、部品の機械的性能がより均一となる。
　なお、冷却速度差は、後述の実施例における測定手法に従って求めることができる。
　以下、実施例により本発明をさらに詳しく説明する。ただし、実施例における各発明例はあくまでも例であり、本発明は以下の実施例に限定されるものではない。
　表１に示す成分の鋼を真空溶解炉で溶製し、５０ｋｇ鋼塊（鋼素材）を鋳造した。このようにして得られた鋼塊を、１１５０℃以上の温度で直径が３７ｍｍの円柱に熱間加工した。次に、このようにして得られた直径３７ｍｍの円柱を１２５０℃に１時間保持した直後に、熱間でのスェージング加工（熱間鍛造）を行って直径２５ｍｍの丸棒とした。丸棒は、同じ鋼種を同じ製造条件で製造した各３本を準備した。
　なお、熱間のスェージング加工の開始温度は１１００℃以上である。このように熱間スェージング加工の開始温度を制御した場合、スェージング加工の終了温度はおおよそ１０００℃以上であった。スェージング加工を終了した後の直径２５ｍｍの丸棒には、１０００℃から８００℃までの平均冷却速度が０．７℃／ｓから３．５℃／ｓの範囲内であり、８００℃から５５０℃までの平均冷却速度が０．５℃／ｓから２．０℃／ｓの範囲内での冷却を施して鋼部品とした。各製造条件について、表２に示す。
　上記スェージング加工後の冷却処理において、サーモビューアーを用いて、丸棒の先端から軸方向へ５０ｍｍピッチで離れた５箇所の温度の時間変化を測定し、各測定場所における平均冷却速度を求めた。表２に示す１０００℃から８００℃までの冷却速度および８００℃から５５０℃までの冷却速度は、５箇所の各箇所で算出した平均冷却速度の５箇所の平均値である。さらに、上記冷却処理における、８００℃から５５０℃までの温度域での冷却速度差（（Ｖ１－Ｖ２）／Ｖ１）×１００は、上記した５箇所の８００℃から５５０℃までの平均冷却速度のうち、最高値Ｖ１と最低値Ｖ２とから求めた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000002
　さらに、冷却速度の測定を経た丸棒（鋼部品）について、その表面下硬度およびミクロ組織を調査した。
　表面下硬度は上記５つの冷却速度測定位置の半径方向断面（いわゆるＣ断面）のそれぞれにおいて、表面から半径方向へ１ｍｍの位置の周方向任意２箇所、丸棒全体で１０箇所を対象に、ビッカース硬度計で硬さを測定した。この測定結果の最大値Ｈｖ１と最小値Ｈｖ２を用いて、（（Ｈｖ１－Ｈｖ２）／Ｈｖ１）×１００を算出し、表面下硬度差とした。得られた表面下硬度差は、５つの冷却速度測定位置における最大値として、表２に示す。
　さらに、上記した５つの冷却速度測定位置の半径方向断面を観察面として、ミクロ組織について調査した。
　すなわち、ベイナイト面積率は、ナイタール溶液により適度にエッチングした観察面の光学顕微鏡写真から点算法により求めた。点算法とは、光学顕微鏡写真上に適度に配置した点の総数のうち、面積率を求めたい組織の上にある点の割合を求める面積率測定方法である。点の大きさや配置方法に特に好ましい条件は無いが、一般的には、組織写真上に等間隔且つ直交するように複数配置した線が交わる点、いわゆる格子点とするのが一般的である。線の太さに規定は無いが、例えばマイクロソフト社のパワーポイント　アプリケーションのスライド上で太さが０．５～０．７５ｐｔとした線で格子点を構成するのが一般的である。このようにして構成した格子点群を、組織写真上に重ね、上記のようにして求めた面積率を測定したい組織上にあった格子点の数の合計が格子点総数に占める割合を、面積率または体積率と見做すことができる。格子点が組織の境目上に重なっている場合は、０．５個の格子点として数えればよい。そして、このようにして求めたベイナイトの面積率から、後述するＥＢＳＤで求めた残留オーステナイト面積率を引いた値を、その鋼部品のベイナイト面積率とした。得られたベイナイト面積率は、５つの冷却速度測定位置における平均値として、表２に示す。
　また、残留オーステナイト面積率、ベイナイト組織の平均結晶粒径、結晶粒の平均アスペクト比および結晶粒界長さの平均比は、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）を用いて測定した。ＥＢＳＤによる、これらの測定についても、ランダムに抽出した５視野において上記項目の各々を測定し、それぞれの平均を５つの冷却速度測定位置において求めて、さらに５つの冷却速度測定位置における平均値を鋼部品での値とした。なお、このＥＢＳＤによる組織調査のときの結晶粒の定義であるが、上述したように、隣接する結晶粒の結晶方位の角度差が１５°以上の結晶粒界に囲まれる結晶粒とした。
　また、表面下硬度を測定した丸棒（鋼部品）とは別の、上記丸棒（鋼部品）において、上記した５つの冷却速度測定位置に対応する５つの位置（以下、測定対応位置という）のうち、３番目の測定対応位置を境として丸棒の一端側および他端側のＤ/２位置（Ｄ:丸棒径）から、ＪＩＳ　Ｚ２２４１に規定の４号引張試験片を、それぞれ１本計２本採取した。従って、一方の試験片には、上記の１および２番目の測定対応位置が含まれ、同他方の試験片には、上記の４および５番目の測定対応位置が含まれている。
　さらに、表面下硬度を測定した丸棒および引張試験片を採取した丸棒とは別の、上記丸棒（鋼部品）のＤ/４位置から、ＪＩＳ　Ｚ２２４２に規定のシャルピー衝撃試験用のＵノッチ試験片を、上記した５つの測定対応位置宛１本計５本採取した。このシャルピー衝撃試験片のノッチ深さは５ｍｍである。
　このようにして得られた試験片から、以下の通りに機械的特性を調査した。
　まず、引張試験は、ＪＩＳ　Ｚ２２４１に準拠して、引張速度０．１６７ｍｍ／ｓで行った。この引張試験によって、降伏応力（弾性変形時の傾きから得られる直線を弾性限から０．２％オフセットして得られる強度、いわゆる０．２％耐力）と到達最高強度（引張試験により得られる公称応力―公称ひずみ曲線における到達最高強度、いわゆる引張強さ）を求めた。得られた降伏応力および引張強さは、２つの試験片における平均値とした。この引張強さに対する降伏応力の比である降伏比が０．６０以上であれば、機械的特性のばらつきが抑制された鋼部品である、ということができる。
　シャルピー衝撃試験では、ＪＩＳ　Ｚ２２４２に準拠して、－５０℃での衝撃値を求めた。得られた衝撃値は、５つの試験片における最小値とした。この衝撃値が３５J/ｃｍ２以上であれば、靭性に優れる鋼部品である、ということができる。
　以上の測定結果を表２に併記する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000004
　表１及び表２において、鋼Ｎｏ．１から３４の鋼は本発明の成分組成を満たす例である。これら鋼Ｎｏ．１から３４の鋼を素材とし、熱間鍛造後の冷却を本発明に従う冷却速度範囲内で施した鋼部品Ｎｏ．１から３４は、本発明で規定した組織および優れた機械的特性を備えている。
　鋼部品Ｎｏ．３５の比較例は、Ｃｒが十分に高いがＣやＰが本発明の規定を逸脱しているため十分な降伏応力が得られず、降伏比が低い鋼部品となっている。
　鋼部品Ｎｏ．３６の比較例は、ＣやＰ、さらにＭｎ、Ｃｒが本発明の規定を逸脱しているため、十分な降伏応力が得られず、降伏比が低い鋼部品となっている。
　鋼部品Ｎｏ．３７の比較例は、Ｐが本発明の規定を逸脱しているため十分な降伏応力が得られず、降伏比が低い鋼部品となる。
　鋼部品Ｎｏ．３８の比較例は、Ｃ、Ｓｉ、ＭｎおよびＰが低く本発明の規定を逸脱しているため十分な降伏応力が得られず、降伏比が低い鋼部品となっている。
　鋼部品Ｎｏ．３９の比較例は、Ｐ以外は本発明の規定を満足しているが、Ｐの添加量が本特許規定以下であるため降伏比が低い鋼部品となっている。
　鋼部品Ｎｏ．４０の比較例は、Ｃ、ＭｎおよびＶが本特許規定を超えて添加されているため残留オーステナイトの面積率が本発明規定を超過した結果、降伏比が低い鋼部品となっている。
　鋼部品Ｎｏ．４１の比較例は、Ｍｎが本発明規定を超えて添加されているため残留オーステナイトの面積率が本特許規定を超過した結果、降伏比が低い鋼部品となっている。
　鋼部品Ｎｏ．４２の比較例は、Ｃ、Ｍｎ、Ｐ、Ｃｒが本発明規定を下回っているため、十分な降伏応力が得られず、降伏比が低い鋼部品となっている。
　鋼部品Ｎｏ．４３の比較例は、Ｍｎが本発明規定を下回っているため、Ｆ１の値自体は他の元素の添加により規定を満足しているが十分なベイナイト面積率が得られなかった結果、－５０℃での衝撃値が３５J/ｃｍ２を下回っている。
　鋼部品Ｎｏ．４４および４５の比較例は、Ｃが規定より高く、かつＳｉが規定より低いため、十分な降伏応力が得られず、なおかつ十分なベイナイト面積率も得られなかったため、－５０℃での衝撃値が３５J/ｃｍ２を下回っている。
　鋼部品Ｎｏ．４６の比較例は、Ｓｉが本発明規定を下回っているため、Ｆ１の値自体は他の合金元素の添加により規定を満足しているが十分なベイナイト面積率が得られなかった結果、－５０℃での衝撃値が３５J/ｃｍ２を下回っている。
　鋼部品Ｎｏ．４７の比較例は、ＣとＳｉが本発明規定を超えているため、セメンタイト量が多くなりすぎ十分な降伏応力が得られず、降伏比が低い鋼部品となっている。
　鋼部品Ｎｏ．４８の比較例は、Ｃが本発明規定を超えているため、セメンタイト量が多くなりすぎ十分な降伏応力が得られず、降伏比が低い鋼部品となっている。
　鋼部品Ｎｏ．４９および５０の比較例は、Ｃが本発明規定を下回っているため、十分な析出強化が得られず降伏応力が高まらなかったため、降伏比が低い鋼部品となっている。
　鋼部品Ｎｏ．５１および５２の比較例は、Ｃが本発明規定を超えているため、セメンタイト量が多くなりすぎ十分な降伏応力が得られず、降伏比が低い鋼部品となっている。
　鋼部品Ｎｏ．５３の比較例は、ＳとＣｒが本発明規定を超えているため、Ｓの超過により転位源となるＭｎＳの量が過多となり、なおかつＣｒの超過により残留オーステナイト量が本発明規定を超えたため、降伏比が低い鋼部品となっている。
　鋼部品Ｎｏ．５４の比較例は、Ｆ１式の値が０．６５を下回ったため、十分な量のベイナイト量が得られず、－５０℃での衝撃値が３５J/ｃｍ２を下回る結果となる。
　鋼部品Ｎｏ．５５の比較例は、Ｃｕが本発明で規定の添加量を超えて含有されているため、残留オーステナイトの量が本発明の規定を上回ってしまった結果、十分な降伏応力が得られず、降伏比が低い鋼部品となっている。
　鋼部品Ｎｏ．５６の比較例は、Ｎｉが本発明で規定の添加量を超えて含有されているため、残留オーステナイトの量が本発明の規定を上回ってしまった結果、十分な降伏応力が得られず、降伏比が低い鋼部品となっている。
　鋼部品Ｎｏ．５７の比較例は、Ａｌの添加量が本発明で規定の添加量の下限を下回ってしまった結果、Ｔｉによる組織微細化の効果が十分に得られず、－５０℃での衝撃値が３５J/ｃｍ２を下回っている。
　鋼部品Ｎｏ．５８の比較例は、Ａｌの添加量が本発明で規定の添加量の上限を上回ってしまった結果、アルミニウムの酸化物が過剰に鋼中に含まれ、これが過度に鋼中に分散してしまったため、－５０℃での衝撃値が３５J/ｃｍ２を下回っている。
　鋼部品Ｎｏ．５９の比較例は、Ｎの添加量が本発明で規定の添加量の上限を上回ってしまった結果、－５０℃での衝撃値が３５J/ｃｍ２を下回っている。
　次に、表１に示した鋼Ｎｏ．１１の成分組成を有する鋼を真空溶解炉で溶製し、５０ｋｇ鋼塊（鋼素材）を鋳造し、実施例１と同様の条件にてスェージング加工をして得た、直径２５ｍｍの丸棒について、熱間スェージング加工後に、表３に示す種々の冷却速度条件で冷却して鋼部品を得た。なお、一部の丸棒（鋼部品Ｎｏ．Ａ１３，Ａ１４，Ａ１５、Ａ１６）は、先端１５０ｍｍ長さ部分を直径３０ｍｍとした。すなわち、部品が複雑形状になった場合を模擬し、冷却速度差が特性に与える影響を調査するため、冷却速度差を意図して付与した。
　かくして得られた鋼部品について、鋼の組織、表面下硬度および機械的特性を実施例１と同様に調査した結果を、表３に併記する。ここで、冷却速度差は、実施例１と同様にして求めた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　表３に示した鋼部品Ｎｏ．Ａ２、Ａ３、Ａ５、Ａ６、Ａ８、Ａ９、Ａ１１、Ａ１２は、本発明の成分組成を満たし、かつ熱間鍛造後の冷却速度条件を満足する発明例である。
　一方、鋼部品Ｎｏ．Ａ１は、１０００℃から８００℃までの冷却速度が本発明の規定を下回る例であり、ベイナイトの結晶粒径の平均が本発明に規定の範囲の上限２５μｍを超えてしまい、０．６０以上の降伏比が得られなかった比較例である。
　また、鋼部品Ｎｏ．Ａ４は、１０００℃から８００℃までの冷却速度が本発明の規定を上回ってしまった結果、ベイナイトの結晶粒径の平均が本発明に規定の範囲の下限１０μｍ未満となる例であり、０．６０以上の降伏比が得られなかった比較例である。
　鋼部品Ｎｏ．Ａ７は、８００℃から５５０℃までの冷却速度が本発明に規定を下回る結果、結晶粒を真円とした時の円周長さに対する結晶粒長さの比の平均が本発明に規定の範囲の上限６０を超える例であり、０．６０以上の降伏比が得られなかった比較例である。
　鋼部品Ｎｏ．Ａ１０は、８００℃から５５０℃までの冷却速度が本特許規定を下回る結果、結晶粒のアスペクト比の平均が本発明に規定の範囲の下限０．５より小さくなる例であり、０．６０以上の降伏比が得られなかった比較例である。
　鋼部品Ｎｏ．Ａ１３、Ａ１４、Ａ１５、Ａ１６は、一部を直径３０ｍｍとした。鋼部品Ｎｏ．Ａ１３およびＡ１４は、８００℃から５５０℃までの冷却速度差が２５％を超えるために、部品における表面下硬度差が１０％を超えた事例である。一方、鋼部品Ｎｏ．Ａ１５，Ａ１６は、冷却速度差が２５％未満であるため、部品における表面下硬度差が１０％以下まで抑制された事例である。

Claims (5)

  1. 　質量％で
    　Ｃ： ０．２１～０．２４％、
    　Ｓｉ：０．１１～０．２５％、
    　Ｍｎ：１．８１～１．９９％、
    　Ｐ： ０．０１４～０．０２５％、
    　Ｓ： ０．０３５～０．０６０％、
    　Ｃｒ：０．５５～０．６５％、
    　Ａｌ：０．０１０～０．０５０％、
    　Ｔｉ：０．００５～０．０２０％、
    　Ｖ： ０．１５～０．２０％および
    　Ｎ： ０．００９０～０．０１５０％
    を、以下の（１）式で得られるＦ１の値が０．６５％以上となる範囲にて含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物である成分組成と、ベイナイト組織の面積率が８５％以上かつ残留オーステナイトの面積率が５％以下である組織とを有し、
    　前記ベイナイト組織の結晶粒は、平均径が１０μｍ以上２５μｍ以下、平均アスペクト比が０．５以上、および、結晶粒の円周に対する結晶粒界の長さの平均比が６０以下である、鋼部品。
    Ｆ１＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４…（１）
    　ここで、（１）式中の各元素記号は、当該元素の含有量（質量％）であり、含有されない元素については０としてＦ１を算出するものとする。
  2. 　前記鋼部品の表面下１ｍｍにおけるビッカース硬さの最大値Ｈｖ１と最小値Ｈｖ２との差の最大値Ｈｖ１に対する比（（Ｈｖ１－Ｈｖ２）／Ｈｖ１）×１００が１０％以下である、請求項１に記載の鋼部品。
  3. 　前記成分組成は、さらに質量％で
    　Ｃｕ：０．２５％以下、
    　Ｎｉ：０．２５％以下、
    　Ｍｏ：０．１５％以下および
    　Ｎｂ：０．０３０％以下
    のいずれか１種以上を含有する請求項１または２に記載の鋼部品。
  4. 　請求項１または３に記載の成分組成を有する鋼素材を、１１５０℃以上に加熱・保持後に熱間鍛造を施して熱間鍛造材とし、次いで、前記熱間鍛造材に、１０００℃から８００℃までを０．７℃／ｓ以上３．５℃／ｓ以下、かつ８００℃から５５０℃までを０．５℃／ｓ以上２．０℃／ｓ以下の平均冷却速度にて、冷却を施す、鋼部品の製造方法。
  5. 　前記８００℃から５５０℃までの冷却は、前記熱間鍛造材における冷却速度分布の最高値Ｖ１と最低値Ｖ２との差の最大値Ｖ１に対する比（（Ｖ１－Ｖ２）／Ｖ１）×１００が２５％以下にて行う、請求項４に記載の鋼部品の製造方法。
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