JP5419820B2 - 熱間鍛造用圧延棒鋼または線材 - Google Patents

Description

本発明は、熱間鍛造用圧延棒鋼または線材に関する。詳しくは、溶接可能でかつ強度と靱性（特に低温での靱性）に優れた熱間鍛造用棒鋼または線材に関する。

スピンドル等の自動車の足回り部品は、高い強度および優れた靱性を必要とする。

上記部品の素材には、一般に、ＪＩＳ Ｇ ４０５１（２００９）に規定されたＳ４８Ｃ、ＪＩＳ Ｇ ４０５１（２００９）に規定されたＳＣＭ４３５Ｈなど、中炭素の「機械構造用炭素鋼・合金鋼」が使用されている。

通常、上記の鋼は、熱間鍛造された後に焼入れ−焼戻しの熱処理が施され、その後、切削によって所定の形状に加工される。さらに、他部品と接合するために、ボルト穴加工、スプライン形状加工などの加工が施されて、所望の部品に仕上げられる。

しかしながら、高強度部品の切削加工コストは極めて大きい。このため、溶接によって他部品と接合することが望まれている。

Ｃの含有量を少なくすれば、溶接割れを防ぐことができるので、溶接が可能になる。

しかしながら、Ｃの含有量を少なくすれば、部品に高強度を具備させることが困難になる。

さらに、溶接の場合には、熱影響部（以下、「ＨＡＺ」という。）で結晶粒が粗大化するため、特に低温で、良好な靱性を確保することが困難となる。しかも、スピンドルのように強い衝撃が加わることが想定される自動車用足回り部品には、ＨＡＺの靱性低下を抑えるだけでなく、部品の母材自体の靱性も高めておく必要がある。

したがって、上記の部品の素材としては、寒冷地で使用される場合も想定し、ＨＡＺおよび母材に、特に低温で優れた靱性を確保できるものが要求される。

そこで、特許文献１に、「高強度かつ高靱性で溶接可能な鋼とそれを使用した部材の製造方法」が開示されている。

特開２００７−８４９０９号公報

特許文献１で開示された技術の場合、ＨＡＺおよび母材の靱性、ならびに溶接割れについての考慮が十分といえるものではなかった。さらに、母材の靱性を高めるためには、熱間鍛造時の加熱温度を１１００℃以下に下げ、制御鍛造を行う必要があり、熱間鍛造時の加熱温度を下げると、素材である鋼材の変形抵抗が高くなるため、部品を製造するうえでも必ずしも好ましいものではなかった。

また、溶接性の要求されるものとしては厚板がある。しかし、スピンドルのような部品に用いられる素材の棒鋼および線材は、厚板とは異なり、圧延材をさらに１２００℃程度の高温に加熱して熱間鍛造で部品形状に成形した後に、焼入れ−焼戻しの熱処理を施されるものである。したがって、圧延後に再度素材全体が１２００℃程度の高温に加熱されても安定した母材靱性を有することも必要である。

本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、その目的は、溶接が可能であり、しかも、母材の強度および靱性に優れるとともに、ＨＡＺの靱性にも優れ、スピンドル等の自動車の足回り部品の素材として好適な、熱間鍛造用圧延棒鋼または線材を提供することである。

本発明者は、前記した課題のうちで、先ず、溶接割れの防止と母材に優れた強度を確保させることについて、種々の調査・検討を重ねた。その結果、下記の知見を得た。

（ａ）溶接割れについて：
（ａ−１）溶接割れ発生の有無は、ＨＡＺの最高硬さ（以下、「Ｈｍａｘ」という。）に依存する。Ｈｍａｘがビッカース硬さ（以下、「ＨＶ硬さ」という。）で４００を超えると、溶接割れが発生しやすくなる。

（ａ−２）Ｈｍａｘを予測する指標として、炭素当量（Ｃｅｑ）がよく使われている。例えばＪＩＳ Ｇ ３１０６（２００８）には、下記の式が記載されている。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋（Ｓｉ／２４）＋（Ｍｎ／６）＋（Ｎｉ／４０）＋（Ｃｒ／５）＋（Ｍｏ／４）＋（Ｖ／１４）
上記の式中の、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは、それぞれの元素の質量％での含有量を表す。

ＣｅｑとＨｍａｘの関係式は数多く提案されているが、本発明者らは実施例に示すデータを元に、
Ｈｍａｘ＝５８３×Ｃｅｑ＋６５
の式を使用してＨｍａｘを予測した。

（ａ−３）上記の（ａ−１）および（ａ−２）から、溶接割れを防ぐためには、母材中に意図的に含有させる元素としてのＣ、Ｓｉ、ＭｎおよびＣｒの含有量だけでなく、不純物中のＮｉ、ＭｏおよびＶの含有量を制限するのが効果的である。

（ｂ）母材の強度について：
（ｂ−１）溶接割れと相関のあるＨｍａｘに対して、換言すれば、Ｃｅｑに対して、Ｃの含有量が最も大きく影響する。このため、Ｃの含有量を低くして溶接割れを防止し、Ｃの代わりに焼入れ性を高める元素を含有させて強度を確保するのがよい。

（ｂ−２）焼入れ−焼戻しの熱処理を行った後、特に、４００〜５００℃での焼戻し後（なかでも４７５℃での焼戻し後）に、十分な強度（引張強さで８００ＭＰａ以上）を確保するためには、例えば、下記の式で表される理想臨界直径（ＤＩ）が７０以上となるように母材の化学組成を調整すればよい。
ＤＩ＝２５．４×０．３１１×Ｃ^0.5×（１＋０．６４×Ｓｉ）×（１＋４．１０×Ｍｎ）×（１＋２．８３×Ｐ）×（１−０．６２×Ｓ）×（１＋２．３３×Ｃｒ）×（１＋０．５２×Ｎｉ）×（１＋３．１４×Ｍｏ）×（１＋０．２７×Ｃｕ）×｛１＋１．５０×（０．９０−Ｃ）｝
上記の式中の、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ｎｉ、ＭｏおよびＣｕは、それぞれの元素の質量％での含有量を表す。

上記のようにして溶接割れを防ぎ、さらに、母材に高い強度を確保することができても、必ずしもＨＡＺおよび母材の靱性が優れるというものではない。

そこで次に、本発明者は前記した課題のうちで残された、ＨＡＺおよび母材に優れた靱性を確保させることについて、種々の調査・検討を重ねた。その結果、下記の知見を得た。

（ｃ）ＨＡＺの靱性について：
（ｃ−１）溶接の際にＨＡＺは、１２００℃を超える高温に加熱される。そのような高い温度でＨＡＺの結晶粒粗大化を抑制する「ピンニング粒子」としては、炭化物または／および炭窒化物では固溶してしまうため、固溶温度が高いＴｉＮを用いるのがよい。

（ｃ−２）ＴｉＮは熱間鍛造のための加熱時、焼入れのための加熱時でもマトリックス中に固溶しない。このため、熱間圧延後の棒鋼または線材の段階でＴｉＮが適度なサイズで析出した状態であれば、溶接の際に、ＨＡＺの結晶粒粗大化を抑制することができる。すなわち、熱間圧延後の棒鋼または線材の段階で析出するＴｉＮの析出形態を制御することによって、ＨＡＺの靱性を高めることができる。

（ｄ）母材の靱性について：
（ｄ−１）前記のＤＩが７０以上となるように母材の化学組成を調整しても、Ｃ、Ｓｉ、ＭｎおよびＣｒの含有量が多くなりすぎると、母材の硬さが高くなりすぎて、母材の靱性が低下する。

（ｄ−２）母材の靱性には、上記Ｃ、Ｓｉ、ＭｎおよびＣｒの含有量だけでなく、不純物中のＰ、Ｓ、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏの含有量も影響する。

（ｄ−３）母材に良好な靱性を確保させるためには、ＤＩが１７０を超えないように母材の化学組成を調整するのがよい。

（ｄ−４）母材の靱性を高めるには、上記ＤＩの調整に加えて、焼入れのための加熱時に生じるオーステナイト粒の粗大化を防止する必要がある。

（ｄ−５）前述のＴｉＮは焼入れのための加熱時のピンニング粒子としてはサイズが大きいので、効果が小さい。これに対し、ＴｉＣおよび、Ｎを固溶したＴｉＣすなわちＴｉ（Ｃ、Ｎ）は、ＴｉＮに比べ微細であるため９００℃前後の温度への焼入れのための加熱時に「ピンニング粒子」として作用し、オーステナイト粒の粗大化を抑制する効果を有する。

（ｄ−６）ＴｉＣおよびＴｉ（Ｃ、Ｎ）は、そのサイズがあまりにも小さい場合、１２００℃前後の温度への熱間鍛造時の加熱によりマトリックス中に固溶してしまう。一方、ＴｉＣおよびＴｉ（Ｃ、Ｎ）のサイズが粗大な場合には、数が少なくなる。

（ｄ−７）上記焼入れのための加熱時に、ＴｉＣおよびＴｉ（Ｃ、Ｎ）が「ピンニング粒子」として十分に作用するためには、焼入れのための加熱時の前、すなわち、熱間鍛造後の状態で、微細なＴｉＣおよびＴｉ（Ｃ、Ｎ）が多数分布していることが重要である。

（ｄ−８）熱間圧延後の棒鋼または線材の段階でＴｉＣおよびＴｉ（Ｃ、Ｎ）が適度なサイズで析出した状態であれば、上記（ｄ−７）の条件を満足することができ、したがって、焼入れのための加熱時におけるオーステナイト粒の粗大化を抑制することができる。すなわち、熱間圧延後の棒鋼または線材の段階で析出するＴｉＣおよびＴｉ（Ｃ、Ｎ）の析出形態を制御することによって、母材の靱性を高めることができる。このため、低温環境下での部品の使用が可能となる。

（ｄ−９）ＴｉはＣよりもＮと優先的に結合する。このため、「ピンニング粒子」として〔ＴｉＮ〕と、〔ＴｉＣおよびＴｉ（Ｃ、Ｎ）〕の両方を用いるためには、ＮとＣの双方と結合する量のＴｉを含有させる必要がある。

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）に示す熱間鍛造用圧延棒鋼または線材および（２）に示す熱間鍛造用圧延棒鋼または線材の製造方法にある。

（１）質量％で、
Ｃ：０．１０〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．３０％、
Ｍｎ：１．００〜２．３０％、
Ｓ：０．０４０％以下、
Ｃｒ：０．１０〜０．８０％、
Ａｌ：０．０１０〜０．０８０％、
Ｂ：０．０００２〜０．００５０％、
Ｔｉ：０．０１０〜０．０８０％、および
Ｎ：０．００２０〜０．００８０％
を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、
不純物におけるＰ、Ｃｕ、Ｎｉ、ＭｏおよびＶが、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｃｕ：０．１０％未満、
Ｎｉ：０．１０％未満、
Ｍｏ：０．０５％未満、および
Ｖ：０．０１％以下
に制限され、
さらに、下記の式（１）で表されるｆｎ１が０．００１以上、式（２）で表されるＣｅｑが０．５７以下、式（３）で表されるＤＩが７０〜１７０である化学組成を有し、
さらに、１００μｍ²の面積中に、円相当直径で、０．０７〜１．０μｍのＴｉ析出物が１０個以上、かつ、０．０１〜０．０５μｍのＴｉ析出物が１０個以上、析出していることを特徴とする熱間鍛造用圧延棒鋼または線材。
ｆｎ１＝Ｔｉ−３．４Ｎ・・・（１）
Ｃｅｑ＝Ｃ＋（Ｓｉ／２４）＋（Ｍｎ／６）＋（Ｎｉ／４０）＋（Ｃｒ／５）＋（Ｍｏ／４）＋（Ｖ／１４）・・・（２）
ＤＩ＝２５．４×０．３１１×Ｃ^0.5×（１＋０．６４×Ｓｉ）×（１＋４．１０×Ｍｎ）×（１＋２．８３×Ｐ）×（１−０．６２×Ｓ）×（１＋２．３３×Ｃｒ）×（１＋０．５２×Ｎｉ）×（１＋３．１４×Ｍｏ）×（１＋０．２７×Ｃｕ）×｛１＋１．５０×（０．９０−Ｃ）｝・・・（３）
上記各式中の、Ｔｉ、Ｎ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｐ、ＳおよびＣｕは、それぞれの元素の質量％での含有量を表す。

上記のＴｉ析出物とは、ＴｉＮ、ＴｉＣおよびＴｉ（Ｃ、Ｎ）を指す。なお、以下、Ｎを固溶したＴｉＣすなわちＴｉ（Ｃ、Ｎ）もＴｉＣという場合がある。

また、残部としての「Ｆｅおよび不純物」における「不純物」とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入するものを指す。

（２）上記（１）に記載の化学組成を有する溶鋼を、冷却速度が２．０℃／ｍｉｎ以上である条件で連続鋳造し、
その鋳片を、１１００℃以上の温度域に加熱して３０ｍｉｎ以上保持し、かつ下記の式（４）を満たす条件で分塊圧延と、棒鋼圧延または線材圧延を行い、しかも、棒鋼圧延または線材圧延の後、８００〜６００℃の温度域を、５〜１００℃／ｍｉｎの冷却速度で冷却することを特徴とする熱間鍛造用圧延棒鋼または線材の製造方法。
Ｙ＝（Ｔ₁＋２７３）×ｌｏｇ（ｔ₁＋ｔ₂ ^T(2)）≦７．５×１０³・・・（４）
上記の式（４）におけるＴは、「℃」単位での加熱温度、ｔは、加熱温度Ｔにおける「ｓ」単位での保持時間、添え字１は分塊圧延工程、添え字２は棒鋼圧延または線材圧延工程を表し、Ｔ（２）＝（Ｔ₂＋２７３）／（Ｔ₁＋２７３）を意味する。

すなわち、Ｔ₁は分塊圧延工程における加熱温度（℃）、Ｔ₂は棒鋼圧延または線材圧延工程における加熱温度（℃）、ｔ₁は分塊圧延工程におけるＴ₁℃での保持時間（ｓ）、ｔ₂は棒鋼圧延または線材圧延工程におけるＴ₂℃での保持時間（ｓ）である。

上記の各処理における温度および冷却速度は、いずれも表面を基準とする温度および冷却速度を指す。

本発明の熱間鍛造用圧延棒鋼または線材は、溶接が可能であり、しかも、母材の強度および靱性に優れるとともに、ＨＡＺの靱性にも優れるので、スピンドル等の自動車の足回り部品の素材として好適に用いることができる。

実施例で用いた幅２５ｍｍの重ね継手溶接用の試験片と、それを採取した直径３６ｍｍの丸棒におけるＲ／２部との位置関係を説明する図である。この図において、試験片の寸法の長い方を試験片の「幅方向」と称する。 実施例で用いた重ね継手溶接用の試験片の寸法形状を示す図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。 実施例において、重ね継手溶接用の試験片を２枚使用し、重ね継手溶接を行った状況を模式的に説明する図である。 実施例において、重ね継手溶接を行った試験材を幅方向中心位置で縦断して２等分し、さらに、縦断面で溶接金属が長さ方向の中央部になるように３０ｍｍに切断した試験片を用いてＨＡＺの結晶粒度を測定した位置を説明する図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。 実施例において、重ね継手溶接を行った試験材を幅方向中心位置で縦断して２等分し、さらに、縦断面で溶接金属が長さ方向の中央部になるように３０ｍｍに切断した試験片を用いてＨＶ硬さを測定した状況を説明する図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。

（Ａ）棒鋼または線材の化学組成：
Ｃ：０．１０〜０．２０％
Ｃは、鋼の焼入れ後のマルテンサイト硬さを高める効果を有し、また、ＴｉとともにＴｉＣを形成して焼入れのための加熱時の結晶粒粗大化を抑制する作用がある。その効果を十分に確保するには、Ｃを０．１０％以上含有させる必要がある。一方、ＣはＨＡＺの硬さを増加させ、その結果、溶接割れを起こす原因となる。このため、上限を設け、Ｃの含有量を０．１０〜０．２０％とした。Ｃの含有量は、０．１２％以上、０．１８％以下とすることが好ましい。

Ｓｉ：０．０１〜０．３０％
Ｓｉは、鋼の脱酸に有効な元素であり、焼入れ性の向上にも寄与する。これらの効果を確保するには、Ｓｉを０．０１％以上含有させる必要がある。一方、Ｓｉの含有量が０．３０％を超えると、前記の効果が飽和するばかりか、熱間延性の低下を招く。したがって、Ｓｉの含有量を０．０１〜０．３０％とした。Ｓｉの含有量は、０．２５％以下とすることが好ましい。

Ｍｎ：１．００〜２．３０％
Ｍｎは、焼入れ性向上により引張強さを高める作用がある。この効果を得るためには、Ｍｎの含有量を１．００％以上とする必要がある。一方、Ｍｎの含有量が過剰になると、ＨＡＺの硬さを増加させ、その結果、溶接割れを起こす原因となる。このため、上限を設け、Ｍｎの含有量を１．００〜２．３０％とした。Ｍｎの含有量は、１．５０％以上、２．００％以下とすることが好ましい。

Ｓ：０．０４０％以下
Ｓは、鋼中に不純物として含まれる元素である。また、積極的に含有させればＭｎと結合してＭｎＳを形成し、被削性を向上させる効果を有する。しかしながら、Ｓの含有量が多くなって、特に０．０４０％を超えると、結晶粒界に偏析して母材の靱性を低下させる。したがって、Ｓの含有量を０．０４０％以下とした。母材の靱性を重視する場合には、Ｓの含有量は０．０２０％以下とすることが望ましく、低ければ低いほど望ましい。一方、被削性を重視する場合には、０．０２０％を超える量のＳを積極的に含有させることが望ましい。

Ｃｒ：０．１０〜０．８０％
Ｃｒは、焼入れ性を高めるのに有効な元素である。この効果を得るには、Ｃｒを０．１０％以上含有させる必要がある。一方、Ｃｒの含有量が過剰になると、ＨＡＺの硬さを増加させ、その結果、溶接割れを起こす原因となる。したがって、上限を設け、Ｃｒの含有量を０．１０〜０．８０％とした。Ｃｒの含有量は、０．２０％以上、０．６０％以下とすることが好ましい。

Ａｌ：０．０１０〜０．０８０％
Ａｌは、脱酸剤として添加される。この効果を得るにはＡｌを０．０１０％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ａｌを０．０８０％を超えて含有させてもその効果は飽和し、合金コストが嵩むばかりである。したがって、Ａｌの含有量を０．０１０〜０．０８０％とした。

Ｂ：０．０００２〜０．００５０％
Ｂは、焼入れ性を高める非常に重要な元素である。この効果を得るには、Ｂを０．０００２％以上含有させる必要がある。一方、Ｂの含有量が０．００５０％を超えると、焼入れ性向上効果が飽和するばかりでなく、コストが高くなる。このため、上限を設け、Ｂの含有量を０．０００２〜０．００５０％とした。Ｂの含有量は、０．００３０％以下とすることが好ましい。

Ｔｉ：０．０１０〜０．０８０％
Ｔｉは、本発明における重要な元素である。すなわち、Ｔｉは、フリーＮと結合してＴｉＮを優先的に形成することにより、焼入れ性に効くＢがＮと結合することを防ぐ効果がある。また、上記のＴｉＮは、ピンニング粒子として作用し、溶接時におけるＨＡＺの結晶粒粗大化を抑制し、靱性を高める効果がある。さらに、Ｔｉは、Ｃと結合しＴｉＣを形成する。上記のＴｉＣもピンニング粒子として作用し、９００℃前後の温度への焼入れのための加熱時に、母材のオーステナイト粒の粗大化を抑制し、靱性を高める効果がある。したがって、Ｔｉの含有量を０．０１０〜０．０８０％とした。

Ｎ：０．００２０〜０．００８０％
Ｎは、本発明における重要な元素である。すなわち、上述のように、ＮがＴｉと結合して形成されたＴｉＮが、ピンニング粒子として作用し、溶接時におけるＨＡＺの結晶粒粗大化を抑制し、靱性を高める。この効果を得るためには、Ｎの含有量を０．００２０％以上とする必要がある。一方、Ｎの含有量が多くなると、ＢＮを形成してＢの焼入れ性向上効果を低下させる。さらに、過剰な量のＮは、粗大なＴｉＮを形成し、母材の靱性を低下させる。したがって、上限を設け、Ｎの含有量を０．００２０〜０．００８０％とした。

本発明の熱間鍛造用圧延棒鋼または線材は、上記元素のほか、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物におけるＰ、Ｃｕ、Ｎｉ、ＭｏおよびＶの含有量が、次のとおりに制限され、前記の式（１）で表されるｆｎ１が０．００１以上、式（２）で表されるＣｅｑが０．５７以下、式（３）で表されるＤＩが７０〜１７０である化学組成を有するものである。

Ｐ：０．０４０％以下
Ｐは、鋼中に不純物として含まれる元素であり、その含有量が多くなって、特に０．０４０％を超えると、結晶粒界に偏析して母材の靱性を低下させる。したがって、不純物におけるＰの含有量を０．０４０％以下とした。不純物におけるＰの含有量は０．０３０％以下とすることが好ましい。

Ｃｕ：０．１０％未満
Ｃｕは、微量ながら鋼中に不純物として含まれる場合があり、Ｃ、Ｓｉ、ＭｎおよびＣｒと同様に焼入れ性に影響し、焼入れ性を高くする。焼入れ性が過剰になると、母材の靱性が低下するため、Ｃｕの含有量は極力少なくする必要がある。したがって、不純物におけるＣｕの含有量を０．１０％未満とした。

Ｎｉ：０．１０％未満
Ｎｉは、微量ながら鋼中に不純物として含まれる場合があり、Ｃ、Ｓｉ、ＭｎおよびＣｒと同様にＨＡＺの硬さおよび焼入れ性に影響し、ＨＡＺの硬さおよび焼入れ性を高くする。ＨＡＺの硬さが高くなると、溶接割れが生ずる危険性が大きくなるし、焼入れ性が過剰になると、母材の靱性が低下する。したがって、不純物におけるＮｉの含有量は極力少なくする必要があり、０．１０％未満とした。

Ｍｏ：０．０５％未満
Ｍｏは、微量ながら鋼中に不純物として含まれる場合があり、Ｃ、Ｓｉ、ＭｎおよびＣｒと同様にＨＡＺの硬さおよび焼入れ性に影響し、ＨＡＺの硬さおよび焼入れ性を高くする。ＨＡＺの硬さが高くなると、溶接割れが生ずる危険性が大きくなるし、焼入れ性が過剰になると、母材の靱性が低下する。したがって、不純物におけるＭｏの含有量は極力少なくする必要があり、０．０５％未満とした。

Ｖ：０．０１％以下
Ｖは、微量ながら鋼中に不純物として含まれる場合があり、Ｃ、Ｓｉ、ＭｎおよびＣｒと同様にＨＡＺの硬さに影響し、ＨＡＺの硬さを高くする。ＨＡＺの硬さが高くなると、溶接割れが生ずる危険性が高くなる。したがって、不純物におけるＶの含有量は極力少なくする必要があり、０．０１％以下とした。

ｆｎ１：０．００１以上
Ｔｉは、ＣよりもＮと優先的に結合する。このため、ピンニング粒子としてＴｉＮとＴｉＣの両方を用いる本発明においては、ＮとＣの双方と結合する量のＴｉを含有させる必要がある。

ｆｎ１、つまり、
ｆｎ１＝Ｔｉ−３．４Ｎ・・・（１）
の式で表される値が０．００１未満の場合には、Ｃと結合する十分な量のＴｉを確保できず、このため、ＴｉＣのピンニング効果が不十分になる。したがって、上記の式（１）で表わされるｆｎ１が０．００１以上であることとした。ｆｎ１は、Ｔｉが上限の０．０８０％でＮが下限の０．００２０％のときの計算値０．０７３でもよい。

Ｃｅｑ：０．５７以下
溶接割れ発生の有無は、Ｈｍａｘ（ＨＡＺの最高硬さ）に依存し、ＨｍａｘがＨＶ硬さで４００を超えると、溶接割れが発生しやすくなる。そして、Ｈｍａｘは、下記の式（２）で表されるＣｅｑと相関を有する。
Ｈｍａｘ＝５８３×Ｃｅｑ＋６５
Ｃｅｑ＝Ｃ＋（Ｓｉ／２４）＋（Ｍｎ／６）＋（Ｎｉ／４０）＋（Ｃｒ／５）＋（Ｍｏ／４）＋（Ｖ／１４）・・・（２）。

したがって、溶接割れの発生を抑制するためには、
Ｈｍａｘ＝５８３×Ｃｅｑ＋６５≦４００
であればよい。

このため、Ｃｅｑ≦３３５／５８３＝０．５７
から、上記の式（２）で表わされるＣｅｑが０．５７以下であることとした。Ｃｅｑは、各元素の下限値から計算される０．２９でもよい。

ＤＩ：７０〜１７０
焼入れ−焼戻しの熱処理を行った後、特に、４００〜５００℃での焼戻し後（なかでも４７５℃での焼戻し後）に、ＤＩ、つまり、
ＤＩ＝２５．４×０．３１１×Ｃ^0.5×（１＋０．６４×Ｓｉ）×（１＋４．１０×Ｍｎ）×（１＋２．８３×Ｐ）×（１−０．６２×Ｓ）×（１＋２．３３×Ｃｒ）×（１＋０．５２×Ｎｉ）×（１＋３．１４×Ｍｏ）×（１＋０．２７×Ｃｕ）×｛１＋１．５０×（０．９０−Ｃ）｝・・・（３）
の式で表される値が７０未満であれば、十分な強度（引張強さで８００ＭＰａ以上）を確保することができない。一方、前記のＤＩが大きくなって、１７０を超えると、母材の硬さが高くなりすぎて、母材の靱性が低下する。したがって、上記の式（３）で表わされるＤＩが７０〜１７０であることとした。

（Ｂ）Ｔｉ析出物のサイズと析出密度：
本発明におけるＴｉ析出物とは、ＴｉＮ、ＴｉＣおよびＴｉ（Ｃ、Ｎ）である。ＴｉＮは高温で析出する析出物であり、一方、ＴｉＣおよびＴｉ（Ｃ、Ｎ）は低温で析出する析出物である。高温で析出するＴｉＮと、低温で析出するＴｉＣおよびＴｉ（Ｃ、Ｎ）は同じような結晶構造を持つこと等により、各々の析出密度を求めることが困難である。しかしながら、これらのＴｉ析出物のうちのＴｉＮについては六面体の形態をとることが知られている。そこで、本発明者は熱間圧延後の棒鋼について、透過電子顕微鏡観察によりＴｉ析出物の形態とサイズを調査した結果、円相当直径で０．０７μｍ以上の場合には大部分のＴｉ析出物は角張っており、円相当直径で０．０５μｍ以下の場合にはＴｉ析出物に角張ったものがほとんど見られなかったため、円相当直径で０．０７μｍ以上のＴｉ析出物を高温で析出するＴｉＮ、円相当直径で０．０５μｍ以下のＴｉ析出物を低温で析出するＴｉＣまたはＴｉ（Ｃ、Ｎ）と考え、両者の析出密度を規定した。

（Ｂ−１）円相当直径で０．０７〜１．０μｍのＴｉ析出物のサイズと析出密度：
ＴｉＮは熱間鍛造のための加熱時、焼入れのための加熱時でもマトリックス中に固溶しない。このため、熱間圧延後の棒鋼または線材の段階で、ＴｉＮのサイズと析出密度を調整して、溶接の際に、ＴｉＮのピンニング作用によって、ＨＡＺの結晶粒粗大化を抑制する。

熱間圧延後の棒鋼または線材の段階で、１００μｍ²の面積中に、円相当直径で０．０７〜１．０μｍのＴｉ析出物が１０個以上析出しておれば、ＨＡＺの結晶粒粗大化が抑制されて、ＨＡＺに良好な靱性を確保させることが容易になる。

すなわち、溶接の際にＨＡＺは、１２００℃を超える高温に加熱される。しかしながら、そのような高い温度でも、円相当直径で０．０７μｍ以上のＴｉ析出物は、マトリックスに固溶しない。このため、ピンニング粒子として作用する。一方、円相当直径で１．０μｍを超える場合には、大きすぎてピンニング作用を有しない。

しかしながら、熱間圧延後の棒鋼または線材の段階で、たとえＴｉ析出物のサイズが、円相当直径で０．０７〜１．０μｍであっても、１００μｍ²の面積中に１０個以上析出していなければ、溶接の際に、ＨＡＺにおいて結晶粒の粗大化が避けられない。

したがって、本発明の熱間鍛造用圧延棒鋼または線材は、１００μｍ²の面積中に、円相当直径で０．０７〜１．０μｍのＴｉ析出物が１０個以上析出していることとした。円相当直径で０．０７〜１．０μｍのＴｉ析出物は、析出密度が高すぎてもピンニング効果が飽和するので、１０００個以下でよい。

（Ｂ−２）円相当直径で０．０１〜０．０５μｍのＴｉ析出物のサイズと析出密度：
ＴｉＣは、９００℃前後の温度への焼入れのための加熱時にピンニング粒子として作用し、オーステナイト粒の粗大化を抑制する。このため、母材の靱性向上に寄与する。

上記の効果を十分に発揮するには、焼入れのための加熱時の前、すなわち、熱間鍛造後の状態で、微細なＴｉＣが多数分布していることが重要である。

つまり、焼入れの前工程である熱間鍛造後に微細なＴｉＣが多数析出していればよい。そして、そのためには、熱間鍛造前の素材、つまり、熱間圧延後の棒鋼または線材の段階で、１００μｍ²の面積中に、円相当直径で０．０１〜０．０５μｍのＴｉ析出物が１０個以上析出していなければならない。

熱間圧延後の棒鋼または線材の段階でのＴｉ析出物は、そのサイズがあまりにも小さく、円相当直径で０．０１μｍ未満であれば、１２００℃前後の温度への熱間鍛造時の加熱によりマトリックス中に固溶してしまう。このため、焼入れのための加熱時にピンニング作用が確保できない。一方、上記段階で、Ｔｉ析出物のサイズが円相当直径で０．０５μｍを超えると、焼入れのための加熱の際に粗大なＴｉ析出物が残り、微細なＴｉ析出物の数が減るためピンニング効果が不足する。したがって、Ｔｉ析出物が、焼入れのための加熱時にピンニング粒子として効果を発揮するには、熱間圧延後の棒鋼または線材の段階で、そのサイズが、円相当直径で０．０１〜０．０５μｍでなければならない。

しかしながら、熱間圧延後の棒鋼または線材の段階で、たとえＴｉ析出物のサイズが、円相当直径で０．０１〜０．０５μｍであっても、１００μｍ²の面積中に１０個以上析出していなければ、焼入れのための加熱時におけるオーステナイト粒の粗大化を抑制することができない。

したがって、本発明の熱間鍛造用圧延棒鋼または線材は、１００μｍ²の面積中に、円相当直径で０．０１〜０．０５μｍのＴｉ析出物が１０個以上析出していることとした。円相当直径で０．０１〜０．０５μｍのＴｉ析出物は、析出密度が高すぎてもピンニング効果が飽和するので、１０００個以下でよい。

（Ｃ）熱間鍛造用圧延棒鋼または線材の製造方法：
前記（１）に示した本発明に係る熱間鍛造用圧延棒鋼または線材は、例えば、前記（２）に示した熱間鍛造用圧延棒鋼または線材の製造方法によって製造することができる。

具体的には、前記（Ａ）項で述べた化学組成を有する溶鋼を、冷却速度が２．０℃／ｍｉｎ以上である条件で連続鋳造し、
その鋳片を、１１００℃以上の温度域に加熱して３０ｍｉｎ以上保持し、かつ下記の式（４）を満たす条件で分塊圧延と、棒鋼圧延または線材圧延を行い、しかも、棒鋼圧延または線材圧延の後、８００〜６００℃の温度域を、５〜１００℃／ｍｉｎの冷却速度で冷却することによって、製造することができる。
Ｙ＝（Ｔ₁＋２７３）×ｌｏｇ（ｔ₁＋ｔ₂ ^T(2)）≦７．５×１０³・・・（４）。

上記の式（４）におけるＴは加熱温度（℃）、ｔはＴ℃での保持時間（ｓ）、添え字１は分塊圧延工程、添え字２は棒鋼圧延または線材圧延工程を表し、Ｔ（２）＝（Ｔ₂＋２７３）／（Ｔ₁＋２７３）を意味する。

既に述べたように、上記の各処理における温度および冷却速度は、いずれも表面を基準とする温度および冷却速度を指す。

（Ｃ−１）溶鋼の連続鋳造時の冷却速度について：
ＴｉＮは連続鋳造の冷却時に析出する。そして、熱間圧延後の棒鋼または線材の段階で、前記（Ｂ−１）項で述べたピンニング作用を有する円相当直径で０．０７〜１．０μｍのＴｉ析出物の析出密度とするには、溶鋼を、冷却速度が２．０℃／ｍｉｎ以上である条件で連続鋳造するのが好ましい。冷却速度を大きくするには限度があるため、５０℃／ｍｉｎ以下が好ましい範囲である。

冷却速度が遅いと、連続鋳造の冷却時に析出したＴｉＮがその冷却過程で成長し、１００μｍ²の面積中に、円相当直径で０．０７〜１．０μｍのＴｉ析出物を１０個以上析出させることが困難になる。

連続鋳造時の冷却速度とは、ＴｉＮが析出する温度域、すなわち鋼が凝固した後１０００℃までの冷却速度である。

（Ｃ−２）分塊圧延、熱間棒鋼圧延、線材圧延について：
鋳片の偏析を軽減するためには、通常、鋳片を圧延する際の加熱温度を高くするとともに、該加熱温度での保持時間を長くすることが望ましいとされている。

しかしながら、上記保持時間を長くした場合には、ＴｉＮは凝集粗大化し、１００μｍ²の面積中に、円相当直径で０．０７〜１．０μｍのＴｉ析出物を１０個以上とすることが困難になる。このため、溶接の際に、ＴｉＮのピンニング作用によるＨＡＺの結晶粒粗大化を抑制する効果が消失してしまう。

鋳片の加熱温度を１１００℃以上とし、また、中心部まで均熱させるために該加熱温度での保持時間を３０ｍｉｎ以上としたうえで、上述した式（４）を満たす条件で、分塊圧延と、棒鋼圧延または線材圧延を行えば、ＴｉＮの凝集粗大化を抑制することができ、それによって溶接時のＨＡＺの結晶粒粗大化を容易に抑制することができる。

以下、式（４）について説明する。

ＴｉＮのオストワルド成長の程度は、加熱温度Ｔ（℃）と加熱時間ｔ（ｓ）に影響される。そこで、ＴｉＮのオストワルド成長の程度を、焼戻しパラメータ「（Ｔ＋２７３）×ｌｏｇ（ｔ）」で整理することを考えた。

棒鋼または線材は、鋳片を分塊圧延と、棒鋼圧延または線材圧延の、２段階の圧延工程で製造することが一般的である。

以下、棒鋼の製造を例にして、詳しく説明する。

分塊圧延工程および棒鋼圧延工程における、加熱温度をそれぞれ、Ｔ₁（℃）およびＴ₂（℃）、上記加熱温度での保持時間をそれぞれ、ｔ₁（ｓ）およびｔ₂（ｓ）とすると、それぞれの圧延工程における焼戻しパラメータは、「（Ｔ₁＋２７３）×ｌｏｇｔ₁」および「（Ｔ₂＋２７３）×ｌｏｇｔ₂」となる。

ここで、棒鋼圧延工程の加熱時に起こるのに等しいＴｉＮのオストワルド成長を、分塊圧延工程の加熱温度Ｔ₁（℃）で起こす場合に要する時間ｘ（ｓ）を求めてみる。

棒鋼圧延工程におけるＴｉＮのオストワルド成長の焼戻しパラメータ（Ｔ₂＋２７３）×ｌｏｇｔ₂は、分塊圧延工程の加熱温度Ｔ₁（℃）を使って式（ａ）のように表すことができる。
（Ｔ₂＋２７３）ｌｏｇｔ₂＝（Ｔ₁＋２７３）ｌｏｇｘ・・・（ａ）。

ここで、Ｔ（２）＝（Ｔ₂＋２７３）／（Ｔ₁＋２７３）とすると、棒鋼圧延工程の加熱時に起こるのに等しいＴｉＮのオストワルド成長を、分塊圧延工程の加熱温度Ｔ₁（℃）で起こす場合に要する時間ｘ（ｓ）は、式（ｂ）のように表すことができる。
ｘ＝ｔ₂ ^T(2)・・・（ｂ）。

そして、加熱温度Ｔ₂（℃）、加熱保持時間ｔ₂（ｓ）の棒鋼圧延工程に起こるＴｉＮのオストワルド成長の程度を、分塊圧延工程の加熱温度Ｔ₁（℃）と温度Ｔ₁（℃）での保持時間ｘ（ｓ）で表すことにより、分塊圧延工程と棒鋼圧延工程の圧延工程２回分のＴｉＮのオストワルド成長の程度Ｙは、分塊圧延工程１回分のパラメータとして、式（ｃ）のように表すことができ、さらに式（ｂ）を式（ｃ）に代入することによって、式（ｄ）を得ることができる。
Ｙ＝（Ｔ₁＋２７３）×ｌｏｇ（ｔ₁＋ｘ）・・・（ｃ）、
Ｙ＝（Ｔ₁＋２７３）×ｌｏｇ（ｔ₁＋ｔ₂ ^T(2)）・・・（ｄ）。

このようにして求められた式（ｄ）のパラメータＹ、ＴｉＮのサイズおよび析出個数の関係を詳細に調査した結果、Ｙの値が７．５×１０³以下であれば、前記（１）に示した本発明に関わる熱間鍛造用圧延棒鋼を得ることができる。

以上のことから、ＴｉＮのオストワルド成長の程度を表すパラメータとして、式（４）を規定した。
Ｙ＝（Ｔ₁＋２７３）×ｌｏｇ（ｔ₁＋ｔ₂ ^T(2)）≦７．５×１０³・・・（４）。

なお、Ｙの値が規定範囲内であっても、分塊圧延工程および棒鋼圧延工程の加熱温度は、省エネルギーの観点から１３００℃以下とするのが好ましく、１２７０℃以下とするのがより好ましい。また、Ｙの値が規定範囲内であっても、分塊圧延工程および棒鋼圧延工程における前記加熱温度での保持時間は、省エネルギーの観点から１８０００ｓ（３００ｍｉｎ）以下とするのが好ましく、１４４００ｓ（２４０ｍｉｎ）以下とするのがより好ましい。生産性の観点からはＹの値は４．０×１０³以上であることが好ましい。

なお、上記の式（ｄ）で示したＴｉＮのオストワルド成長の程度を表すパラメータＹは、分塊圧延と棒鋼圧延の２段階の圧延工程で棒鋼を製造する一般的な場合である。

圧延工程の回数をｉ段階として行う場合のＴｉＮのオストワルド成長の程度を表すパラメータＹ’は式（ｅ）のように表すことができ、この場合にはＹ’の値が７．５×１０³以下であれば、前記（１）に示した本発明に関わる熱間鍛造用圧延棒鋼を得ることができる。

Ｙ’＝（Ｔ₁＋２７３）×ｌｏｇ｛Σ（ｔ_i ^T(i)）｝・・・（ｅ）。
ここで、Ｔ（ｉ）＝（Ｔ_i＋２７３）／（Ｔ₁＋２７３）を意味する。

鋳片を分塊圧延と線材圧延の２段階の圧延工程で製造する場合、また、圧延工程の回数をｉ段階として行う場合についても、上記と同様である。

（Ｃ−３）棒鋼圧延または線材圧延後の冷却について：
熱間圧延後の棒鋼または線材の段階で、前記（Ｂ−２）項で述べたピンニング作用を有する円相当直径で０．０１〜０．０５μｍのＴｉ析出物の析出密度とするには、棒鋼圧延または線材圧延の後、８００〜６００℃の温度域を、５〜１００℃／ｍｉｎの冷却速度で冷却することが好ましい。

冷却速度が速すぎるとＴｉＣが析出しきれず、一方冷却速度が遅すぎると析出したＴｉＣが凝集して成長するので、いずれの場合も１００μｍ²の面積中に、円相当直径で０．０１〜０．０５μｍのＴｉ析出物を１０個以上析出させることが困難になる。

以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。

表１に示す鋼１〜１４を７０トン転炉によって溶解し、表２に示す条件で、連続鋳造により鋳片とした後、１８０ｍｍ×１８０ｍｍの鋼片に分塊圧延し、その後さらに棒鋼圧延して、直径５４ｍｍの棒鋼を作製した。

表１中の鋼１〜７および鋼１２〜１４は、化学組成が本発明で規定する範囲内にある本発明例の鋼である。一方、鋼８〜１１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。

上記のようにして作成した直径５４ｍｍの棒鋼について、ＴｉＮおよびＴｉＣの析出密度を調査した。

すなわち、直径５４ｍｍの棒鋼のＲ／２部（「Ｒ」は半径を表す。）の縦断面から抽出レプリカ法によって試料を採取し、エネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＸ）付きの透過型電子顕微鏡により観察を行ってＴｉ析出物の析出密度を調査した。

具体的には、倍率を４００００倍として２０視野観察し、画像解析によってＴｉ析出物の面積を算出し、それらを円の面積に換算し、円相当直径を求めた。

次いで、円相当直径が０．０７〜１．０μｍであるＴｉ析出物の個数を数え、これを面積１００μｍ²あたりの個数に換算した。同様に、円相当直径が０．０１〜０．０５μｍであるＴｉ析出物の個数を数え、これを面積１００μｍ²あたりの個数に換算した。

さらに、上記直径５４ｍｍの棒鋼を１２００℃で３０ｍｉｎ加熱し、熱間鍛造して直径３６ｍｍの丸棒を作製した。次いで、この直径３６ｍｍの丸棒を９００℃で１ｈ加熱して水焼入れを行い、その後、４７５℃で１ｈの焼戻しを施した。

上記焼入れ−焼戻しの熱処理を行った直径３６ｍｍの丸棒を用いて、引張試験、衝撃試験およびＨＲＣ硬さ測定を実施した。

引張試験は、直径３６ｍｍの丸棒のＲ／２部から、ＪＩＳ Ｚ ２２０１（１９９８）に規定される１４Ａ号試験片（ただし、平行部直径：５ｍｍ）を採取し、通常の方法により２５℃で引張試験を行い、引張強さ（ＴＳ）を測定した。目標とするＴＳは８００ＭＰａ以上とした。

衝撃試験は、直径３６ｍｍの丸棒のＲ／２部から、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（２００５）に規定されるＵノッチ標準衝撃試験片（ただし、ノッチ深さ２ｍｍおよびノッチ底半径１ｍｍ）を採取し、２５℃および−４０℃でシャルピー衝撃試験を行って、衝撃値を測定した。目標とする衝撃値は、２５℃で１６０Ｊ／ｃｍ²以上、−４０℃で１３５Ｊ／ｃｍ²以上とした。

ＨＲＣ硬さ測定は、上記直径３６ｍｍの丸棒を横断し、切断面が被検面となるように研磨して、Ｒ／２部４点と中心部１点について行い、上記５点の算術平均値をＨＲＣ硬さとした。

さらに、上記焼入れ−焼戻しの熱処理を行った直径３６ｍｍの丸棒のＲ／２部から、図１に示す位置関係で、図２に記載した重ね継手溶接用の試験片を採取し、図３に示すようにして重ね継手溶接を行った。

溶接条件は、ＭＡＧ溶接で電圧２０Ｖ、電流１８０Ａ、溶接速度４０ｃｍ／ｍｉｎとし、溶接ワイヤは８００ＭＰａ級（ＡＷＳ Ａ５．２８（２００５）のＥＲ１１０Ｓ−Ｇ）を使用した。そして、先ず溶接割れの有無を調査し、次にＨＡＺの結晶粒度を調査した。さらに、ＨＡＺのＨＶ硬さを測定して、Ｈｍａｘ（ＨＡＺの最高硬さ）を評価した。

溶接割れの有無は、浸透探傷検査により判定した。

ＨＡＺの結晶粒度の評価方法は、先ず、重ね継手溶接を行った試験材を幅方向中心位置で縦断して２等分して１２．５ｍｍとし、さらに、縦断面で溶接金属が長さ方向の中央部になるように３０ｍｍに切断して、樹脂に埋め込み、鏡面研磨を行った。次いで、界面活性剤を添加したピクリン酸飽和水溶液で腐食し、図４に示すように、２枚重ねになった試験片の上段について、厚さ３ｍｍの中央である１．５ｍｍの位置で溶接金属から０．３ｍｍ離れた場所の旧オーステナイト結晶粒度を測定した。旧オーステナイト結晶粒は、粒度番号で３．０以上を目標とした。

ＨＡＺのＨＶ硬さの評価方法は、結晶粒度測定に使用した樹脂埋め試料を再度研磨し、図５に示すように、２枚重ねになった試験片の上段については厚さ３ｍｍの中央である１．５ｍｍの位置のＨＶ硬さを、下段については試験片上面から１．０ｍｍの位置のＨＶ硬さを、それぞれ、３０ｍｍの切断品の端から端まで０．５ｍｍピッチで測定した。Ｈｍａｘの目標はＨＶ硬さで４００以下とした。

表３に、上記の各調査結果をまとめて示す。

表３から、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼１〜７を用い、しかも、１００μｍ²の面積中に、本発明で規定する二種類の円相当直径のＴｉ析出物がそれぞれ、１０個以上析出している試験番号１〜７の場合は、いずれも、ＨｍａｘがＨＶ硬さで４００を下回るため溶接割れが発生せず、しかも、母材の強度および靱性に優れていることが明らかである。さらに、上記の試験番号の場合には、ＨＡＺの旧オーステナイト結晶粒度番号が３．６〜４．１と大きく（換言すれば旧オーステナイト結晶粒が小さく）、このため、ＨＡＺの靱性にも優れていることが推定される。

これに対して、本発明で規定する条件の全てを同時に満たしていない「比較例」の試験番号８〜１４の場合には、少なくとも、溶接割れ、母材の強度、母材の靱性、ＨＡＺの靱性のいずれかにおいて問題がある。

すなわち、試験番号８の場合は、用いた鋼８のｆｎ１が「−０．０１５」であって、本発明で規定する条件から外れている。このため、円相当直径で０．０１〜０．０５μｍのＴｉ析出物の析出密度が本発明で規定する条件から外れ、母材の靱性が劣っている。

試験番号９の場合は、用いた鋼９のＣｅｑが０．５９と大きく、本発明で規定する条件から外れている。このため、ＨｍａｘがＨＶ硬さで４１９と大きく４００を超えている。したがって、溶接割れが発生した。

試験番号１０の場合は、用いた鋼１０のＤＩが１７２と大きく、本発明で規定する条件から外れている。このため、母材の靱性が劣っている。

試験番号１１の場合は、用いた鋼１１のＤＩが６６と小さく、本発明で規定する条件から外れている。このため、母材の引張強さが低い。

試験番号１２および試験番号１３の場合、用いた鋼１２および鋼１３の化学組成はともに本発明で規定する範囲内にあるが、円相当直径で０．０７〜１．０μｍのＴｉ析出物の析出密度が本発明で規定する条件から外れている。このため、ＨＡＺの旧オーステナイト結晶粒度番号がそれぞれ、２．３および２．２と小さく（換言すれば旧オーステナイト結晶粒が大きく）、ＨＡＺの靱性に劣ることが推定される。

試験番号１４の場合も、用いた鋼１２の化学組成は本発明で規定する範囲内にあるが、円相当直径で０．０１〜０．０５μｍのＴｉ析出物の析出密度が本発明で規定する条件から外れている。このため、母材の靱性が劣っている。

本発明の熱間鍛造用圧延棒鋼または線材は、溶接が可能であり、しかも、母材の強度および靱性に優れるとともに、ＨＡＺの靱性にも優れるので、スピンドル等の自動車の足回り部品の素材として好適に用いることができる。

Claims (2)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．１０〜０．２０％、
   Ｓｉ：０．０１〜０．３０％、
   Ｍｎ：１．００〜２．３０％、
   Ｓ：０．０４０％以下、
   Ｃｒ：０．１０〜０．８０％、
   Ａｌ：０．０１０〜０．０８０％、
   Ｂ：０．０００２〜０．００５０％、
   Ｔｉ：０．０１０〜０．０８０％、および
   Ｎ：０．００２０〜０．００８０％
   を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、
   不純物におけるＰ、Ｃｕ、Ｎｉ、ＭｏおよびＶが、
   Ｐ：０．０４０％以下、
   Ｃｕ：０．１０％未満、
   Ｎｉ：０．１０％未満、
   Ｍｏ：０．０５％未満、および
   Ｖ：０．０１％以下
   に制限され、
   さらに、下記の式（１）で表されるｆｎ１が０．００１以上、式（２）で表されるＣｅｑが０．５７以下、式（３）で表されるＤＩが７０〜１７０である化学組成を有し、
   さらに、１００μｍ²の面積中に、円相当直径で、０．０７〜１．０μｍのＴｉ析出物が１０個以上、かつ、０．０１〜０．０５μｍのＴｉ析出物が１０個以上、析出していることを特徴とする熱間鍛造用圧延棒鋼または線材。
   ｆｎ１＝Ｔｉ−３．４Ｎ・・・（１）
   Ｃｅｑ＝Ｃ＋（Ｓｉ／２４）＋（Ｍｎ／６）＋（Ｎｉ／４０）＋（Ｃｒ／５）＋（Ｍｏ／４）＋（Ｖ／１４）・・・（２）
   ＤＩ＝２５．４×０．３１１×Ｃ^0.5×（１＋０．６４×Ｓｉ）×（１＋４．１０×Ｍｎ）×（１＋２．８３×Ｐ）×（１−０．６２×Ｓ）×（１＋２．３３×Ｃｒ）×（１＋０．５２×Ｎｉ）×（１＋３．１４×Ｍｏ）×（１＋０．２７×Ｃｕ）×｛１＋１．５０×（０．９０−Ｃ）｝・・・（３）
   上記各式中の、Ｔｉ、Ｎ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｐ、ＳおよびＣｕは、それぞれの元素の質量％での含有量を表す。
   上記のＴｉ析出物とは、ＴｉＮ、ＴｉＣおよびＴｉ（Ｃ、Ｎ）を指す。
2. 請求項１に記載の化学組成を有する溶鋼を、冷却速度が２．０℃／ｍｉｎ以上である条件で連続鋳造し、
   その鋳片を、１１００℃以上の温度域に加熱して３０ｍｉｎ以上保持し、かつ下記の式（４）を満たす条件で分塊圧延と、棒鋼圧延または線材圧延を行い、しかも、棒鋼圧延または線材圧延の後、８００〜６００℃の温度域を、５〜１００℃／ｍｉｎの冷却速度で冷却することを特徴とする熱間鍛造用圧延棒鋼または線材の製造方法。
   Ｙ＝（Ｔ₁＋２７３）×ｌｏｇ（ｔ₁＋ｔ₂ ^T(2)）≦７．５×１０³・・・（４）
   上記の式（４）におけるＴは、「℃」単位での加熱温度、ｔは、加熱温度Ｔにおける「ｓ」単位での保持時間、添え字１は分塊圧延工程、添え字２は棒鋼圧延または線材圧延工程を表し、Ｔ（２）＝（Ｔ₂＋２７３）／（Ｔ₁＋２７３）を意味する。

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