热锻用轧制棒钢
阅读：598发布：2020-05-13
专利汇可以提供热锻用轧制棒钢专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本 发明 通过使用下述 热锻 用 轧制 棒 钢 作为原材料，从而可以得到具有900MPa以上的拉伸强度以及0.47以上的横向的耐久比的高强度非调质热锻部件，该热锻用轧制棒钢的C：0.27～0.37％、Si：0.30～0.75％、Mn：1.00～1.45％、S：0.008％以上且不足0.030％、Cr：0.05～0.30％、Al：0.005～0.050％、V：0.200～0.320％、N：0.0080～0.0200％，以及余量由Fe和杂质组成，杂质中的P≤0.030％、Ti≤0.0040％及O≤0.0020％，并且[1.05≤C+(1/10)Si+(1/5)Mn+(5/22)Cr+1.65V-(5/7)S≤1.18]。原材料的热锻用轧制棒钢也可以含有Cu、Ni和Mo中的1种以上来代替部分上述Fe，此时需要满足[1.05≤C+(1/10)Si+(1/5)Mn+(5/22)Cr+1.65V-(5/7)S+(1/5)Cu+(1/5)Ni+(1/4)Mo≤1.18]。，下面是热锻用轧制棒钢专利的具体信息内容。
1.一种热锻用轧制棒钢，其特征在于，该热锻用轧制棒钢的化学组成如下：
以质量％计，C：0.27～0.37％、Si：0.30～0.75％、Mn：1.00～1.45％、S：0.008％以上且不足0.030％、Cr：0.05～0.30％、Al：0.005～0.050％、V：0.200～0.320％及N：
0.0080～0.0200％，以及余量由Fe和杂质组成，
杂质中的P、Ti和O以质量％计分别为P：0.030％以下、Ti：0.0040％以下及O：
0.0020％以下，
并且由下述式<1>表示的Y1为1.05～1.18，
Y1＝C+(1/10)Si+(1/5)Mn+(5/22)Cr+1.65V-(5/7)S···<1>
其中，上述式<1>中的C、Si、Mn、Cr、V和S表示各个元素的以质量％计的含量。
2.一种热锻用轧制棒钢，其特征在于，该热锻用轧制棒钢的化学组成如下：
以质量％计，C：0.27～0.37％、Si：0.30～0.75％、Mn：1.00～1.45％、S：0.008％以上且不足0.030％、Cr：0.05～0.30％、Al：0.005～0.050％、V：0.200～0.320％及N：
0.0080～0.0200％，以及选自Cu：0.30％以下、Ni：0.30％以下和Mo：0.10％以下中的1种以上，以及余量由Fe和杂质组成，
杂质中的P、Ti和O以质量％计分别为P：0.030％以下、Ti：0.0040％以下及O：
0.0020％以下，
并且由下述式<2>表示的Y2为1.05～1.18，
Y2 ＝ C+(1/10)Si+(1/5)Mn+(5/22)Cr+1.65V-(5/7)S+(1/5)Cu+(1/5)Ni+(1/4)Mo···<2>
其中，上述式<2>中的C、Si、Mn、Cr、V、S、Cu、Ni和Mo表示各个元素的以质量％计的含量。
热锻用轧制棒钢
技术领域
背景技术
[0003] 此外，从削减制造成本的观点出发，对由热轧制造的棒钢(以下，将由热轧制造的保持热轧状态的棒钢称为“轧制棒钢”)采用热锻进行成形加工，然后即便不实施淬火和回火的热处理(即“调质处理”)也可以赋予期望的强度的热锻部件(以下，将未实施调质处理而制造的热锻部件称为“非调质热锻部件”)，该热锻部件的应用成为主流。
[0004] 热锻部件大多是主要沿着作为原材料的轧制棒钢的轴向压下进行成形加工的热锻部件。
[0005] 然而，还有一部分是主要沿着与轧制棒钢的轴垂直的方向即沿着与轧制方向垂直的方向压下进行成形加工而基本未对轧制棒钢的轴向实施压下的热锻部件。沿着这种方向压下进行成形加工的热锻部件中，热锻后仍会延续由热轧形成的夹杂物和/或析出物的分布状态(即被轴向拉伸了的夹杂物和/或析出物在轧制棒钢中的分布状态)。因此，与热锻部件的轴垂直的方向的应力所对应的疲劳强度(以下将与热锻部件的轴垂直的方向的应力所对应的疲劳强度称为“横向的疲劳强度”)有变低的倾向。
[0006] 若提高热锻部件的拉伸强度，则也可以提高横向的疲劳强度。然而，提高未实施调质处理而制造的非调质热锻部件的拉伸强度在热锻后所实施的切削工序中会导致工具寿命的缩短。因此，产生切削成本上升并且切削时间变长的问题。
[0007] 因此，未必期望通过提高拉伸强度来提高热锻部件的横向的疲劳强度。
[0009] 即，专利文献1中公开了“热锻用高强度高韧性非调质钢”及其制造方法：
[0010] 该钢以质量％计含有Si：2％以下(不包含0％)、S：0.10％以下(不包含0％)、N：0.02％以下(不包含0％)、O：0.010％以下(不包含0％)及不可避免的杂质，其中还含有C：0.10～0.6％、Mn：0.3～2.5％、Cr：0.05～2.5％、V：0.03～0.5％、Al：0.060％以下(不包含0％)、Ti：0.005～0.03％，并且根据需要进一步含有选自Pb：0.3％以下(不包含0％)、Ca：0.01％以下(不包含0％)、Te：0.3％以下(不包含0％)、Bi：0.3％以下(不包含0％)、Zr：0.1％以下(不包含0％)、Hf：0.1％以下(不包含0％)、Y：0.1％以下(不包含0％)、稀土元素：0.1％以下(不包含0％)、Mg：0.1％以下(不包含0％)中的12 6 2
种以上，余量由Fe和不可避免的杂质元素组成，并且含有1×10 ～1×10 个/mm 平均晶体粒径为0.1～5μm的夹杂物，
种以上，余量由Fe和不可避免的杂质元素组成，并且含有1×10 ～1×10 个/mm 平均晶体粒径为0.1～5μm的夹杂物，
[0012] 专利文献2中公开了高强度热锻用非调质钢：
[0013] 以质量％计含有C：0.25～0.50％、Si：0.40～2.00％、Mn：0.50～2.50％、Cr：0.10～1.00％、S：0.03～0.10％、V：0.05～0.30％、N：0.0050～0.0200％，还含有Al：0.005～0.050％和Ti：0.002～0.050％中的1种或2种，根据需要进一步含有Ca：0.0004～0.0050％，余量由Fe和不可避免的杂质组成，
[0014] Ceq.(％)＝％C+(％Si)/20+(％Mn)/5+(％Cr)/9+1.54(％V)
[0018] 现有技术文献
[0019] 专利文献
[0020] 专利文献1：日本特开平8-92687号公报
[0021] 专利文献2：日本特开平6-287677号公报
发明内容
[0022] 发明要解决的问题
[0023] 根据专利文献1中公开的技术，可以使非调质热锻部件具备90kgf/mm2(882.6MPa)以上的拉伸强度。然而，如专利文献1中提出的技术那样，含有0.005％以上的Ti作为必需2 6 2
元素的钢的情况下，若仅含有1×10 ～1×10 个/mm 平均晶体粒径为0.1～5μm的夹杂物，如Ti氧化物/氮化物、MnS、以及以该Ti氧化物/氮化物和MnS为主体的复合化合物，则通过将轧制棒钢沿着与轴垂直的方向压下进行热锻来成形加工从而使用时，沿着热锻部件的轴向排列的Ti氮化物会导致横向的疲劳强度降低。
元素的钢的情况下，若仅含有1×10 ～1×10 个/mm 平均晶体粒径为0.1～5μm的夹杂物，如Ti氧化物/氮化物、MnS、以及以该Ti氧化物/氮化物和MnS为主体的复合化合物，则通过将轧制棒钢沿着与轴垂直的方向压下进行热锻来成形加工从而使用时，沿着热锻部件的轴向排列的Ti氮化物会导致横向的疲劳强度降低。
[0024] 根据专利文献2中公开的技术，可以使非调质热锻部件具有900MPa以上的拉伸强度。而且该非调质热锻部件由避免了贝氏体的生成的铁素体和珠光体的混合组织(以下，称为“铁素体/珠光体”)形成，因此切削性优异。然而，专利文献2中具体公开的钢中至少含有0.033％的S。如此，钢中含有大量的S的情况下，将轧制棒钢沿着与轴垂直的方向压下进行热锻来成形加工从而使用时，沿着热锻部件的轴向排列的粗大的MnS有可能导致横向的疲劳强度降低。
[0025] 本发明鉴于上述现状而做出，其目的在于提供热锻用轧制棒钢，其可以得到具有900MPa以上的拉伸强度以及0.47以上的横向的耐久比(疲劳强度/拉伸强度)的高强度非调质热锻部件。
[0026] 需要说明的是，横向的耐久比是指与热锻部件的轴垂直的方向的应力所对应的疲劳强度除以与热锻部件的轴垂直的方向的拉伸强度而得到的值。
[0027] 用于解决问题的方案
[0028] 本发明人等为了解决前述的问题而实施了各种研究。结果得到下述(a)～(f)的见解。
[0029] (a)对于非调质热锻部件，为了得到高的横向的耐久比，需要使内部组织(即不包括有可能在热锻时的加热阶段生成脱碳层的表层部分的组织)为铁素体/珠光体。另一方面，内部组织中混杂贝氏体和马氏体中的一者或两者的情况下，无法得到高的横向的耐久比。
[0030] (b)为了避免在热锻后生成贝氏体、并且确保非调质热锻部件有900MPa以上的拉伸强度，需要严格管理使淬火性提高的元素的含量。
[0031] (c)对于沿着与轧制棒钢的轴垂直的方向压下进行成形加工的热锻部件，为了得到高的横向的疲劳强度，含有析出强化元素是有效的。然而，不优选添加在凝固时容易形成粗大的氮化物的Ti。
[0032] (d)另一方面，V不像Ti那样在凝固时形成粗大的氮化物。因此，可以增加N的含量，由此可以在热锻时的冷却过程中使V的碳化物、氮化物或碳氮化物析出，赋予高的横向的疲劳强度。
[0033] (e)由于含有微量的S，可以使被认为对横向的疲劳强度产生不良影响的MnS微细地分散在棒钢中而不粗大化，还可以在热锻后的奥氏体粒内增加铁素体的生成核，抑制贝氏体的生成。
[0034] (f)结果在热锻后可以得到拉伸强度900MPa以上、横向的耐久比0.47以上的热锻部件。
[0035] 本发明是基于上述的见解而完成的，其主旨在于下述所示的热锻用轧制棒钢。
[0036] (1)一种热锻用轧制棒钢，其特征在于，该热锻用轧制棒钢的化学组成如下：
[0037] 以质量％计，C：0.27～0.37％、Si：0.30～0.75％、Mn：1.00～1.45％、S：0.008％以上且不足0.030％、Cr：0.05～0.30％、Al：0.005～0.050％、V：0.200～
0.320％及N：0.0080～0.0200％，以及余量由Fe和杂质组成，
0.320％及N：0.0080～0.0200％，以及余量由Fe和杂质组成，
[0038] 杂质中的P、Ti和O以质量％计分别为P：0.030％以下、Ti：0.0040％以下及O：0.0020％以下，
[0039] 并且由下述式<1>表示的Y1为1.05～1.18。
[0040] Y1＝C+(1/10)Si+(1/5)Mn+(5/22)Cr+1.65V-(5/7)S···<1>
[0041] 其中，上述式<1>中的C、Si、Mn、Cr、V和S表示各个元素的以质量％计的含量。
[0042] (2)一种热锻用轧制棒钢，其特征在于，该热锻用轧制棒钢的化学组成如下：
[0043] 以质量％计，C：0.27～0.37％、Si：0.30～0.75％、Mn：1.00～1.45％、S：0.008％以上且不足0.030％、Cr：0.05～0.30％、Al：0.005～0.050％、V：0.200～
0.320％及N：0.0080～0.0200％，以及选自Cu：0.30％以下、Ni：0.30％以下和Mo：0.10％以下中的1种以上，以及余量由Fe和杂质组成，
0.320％及N：0.0080～0.0200％，以及选自Cu：0.30％以下、Ni：0.30％以下和Mo：0.10％以下中的1种以上，以及余量由Fe和杂质组成，
[0044] 杂质中的P、Ti和O以质量％计分别为P：0.030％以下、Ti：0.0040％以下及O：0.0020％以下，
[0045] 并且由下述式<2>表示的Y2为1.05～1.18。
[0046] Y2 ＝ C+(1/10)Si+(1/5)Mn+(5/22)Cr+1.65V-(5/7)S+(1/5)Cu+(1/5)Ni+(1/4)Mo···<2>
[0047] 其中，上述式<2>中的C、Si、Mn、Cr、V、S、Cu、Ni和Mo表示各个元素的以质量％计的含量。
[0048] “杂质”是指工业上制造钢铁材料时从作为原料的矿石、废料、或制造环境等中混入的物质。
[0049] 发明的效果
[0050] 通过使用本发明的热锻用轧制棒钢作为原材料，可以得到具有900MPa以上的拉伸强度以及0.47以上的横向的耐久比的高强度非调质热锻部件。
具体实施方式
[0051] 以下，对于本发明的各要件进行详细地说明。需要说明的是，以下的说明中的各元素的含量的“％”表示“质量％”。
[0052] C：0.27～0.37％
[0053] C是使钢强化的元素，必须含有0.27％以上。另一方面，C的含量超过0.37％时，虽然热锻后的拉伸强度提高，但是存在导致横向的耐久比降低的情况。因此，将C的含量设为0.27～0.37％。C的含量优选为0.29％以上，优选为0.35％以下。
[0054] Si：0.30～0.75％
[0055] Si为脱氧元素，并且是通过固溶强化使铁素体强化、用于提高热锻后的拉伸强度的必要元素。为了确保这样的效果，需要含有0.30％以上的Si。另一方面，Si的含量超过0.75％时，不仅其效果会饱和，而且轧制棒钢的表面脱碳变得显著。因此，将Si的含量设为
0.30～0.75％。Si的含量优选为0.35％以上，优选为0.70％以下。
0.30～0.75％。Si的含量优选为0.35％以上，优选为0.70％以下。
[0056] Mn：1.00～1.45％
[0057] Mn是通过固溶强化使铁素体以及珠光体强化、用于提高热锻后的拉伸强度的必要元素，必须含有1.00％以上。另一方面，Mn的含量超过1.45％时，不仅其效果会饱和，而且存在淬火性提高、在热锻后生成贝氏体导致横向的疲劳强度降低的情况。因此，将Mn的含量设为1.00～1.45％。Mn的含量优选为1.10％以上，优选为1.40％以下。
[0058] S：0.008％以上且不足0.030％
[0059] S为本发明中的重要元素。S与Mn键合形成MnS，还在热锻后的奥氏体粒内增加铁素体的生成核，因此可以抑制贝氏体的生成。此外，MnS还使切削性提升。因此，必须含有0.008％以上的S。另一方面，S的含量达到0.030％以上时，MnS呈现被拉伸了的粗大的形态，使得横向的疲劳强度降低、横向的耐久比降低。因此，S的含量需要严格管理，设为0.008％以上且不足0.030％。S的含量优选为0.010％以上，优选为0.027％以下。
[0060] Cr：0.05～0.30％
[0061] Cr与Mn同样是通过固溶强化使铁素体以及珠光体强化、提高热锻后的拉伸强度的元素，必须含有0.05％以上。另一方面，Cr的含量超过0.30％时，不仅其效果会饱和，而且存在淬火性提高、在热锻后生成贝氏体导致横向的疲劳强度降低的情况。因此，将Cr的含量设为0.05～0.30％。Cr的含量优选为0.08％以上，优选为0.20％以下。Cr的含量更优选为不足0.20％。
[0062] Al：0.005～0.050％
[0063] Al不仅具有脱氧作用，而且与N键合形成AlN并凭借其钉扎效应而具有抑制热锻时的奥氏体粒生长、抑制贝氏体生成的作用。因此，必须含有0.005％以上的Al。另一方面，Al的含量超过0.050％时，其效果会饱和。因此，将Al的含量设为0.005～0.050％。Al的含量优选为0.010％以上。
[0064] V：0.200～0.320％
[0065] V与C及N键合形成碳化物、氮化物或碳氮化物，从而具有有效地提高热锻部件的横向的耐久比的作用。因此，含有0.200％以上的V。另一方面，V的含量超过0.320％时，不仅其效果会饱和，而且导致成本上升。因此，将V的含量设为0.200～0.320％。V的含量优选为0.220％以上，优选为0.300％以下。
[0066] N：0.0080～0.0200％
[0067] N为本发明中的重要元素。N不仅是与V键合形成氮化物或碳氮化物从而具有有效地提高热锻部件的横向的耐久比的作用，而且还与Al键合形成AlN并凭借其钉扎效应而具有抑制热锻时的奥氏体粒生长、抑制贝氏体生成的作用。因此，需要含有0.0080％以上的N。然而，N的含量增多、尤其是超过0.0200％时，存在钢中形成针孔的情况。因此，N的含量设为0.0080～0.0200％。N的含量优选为0.0090％以上，优选为0.0150％以下。
[0068] 本发明的热锻用轧制棒钢是化学组成如下的钢：上述的C～N的元素、以及余量由Fe和杂质组成，杂质中的P、Ti和O分别为P：0.030％以下、Ti：0.0040％以下及O：0.0020％以下，并且由前述式<1>表示的Y1为1.05～1.18。
[0069] 如上所述，“杂质”是指工业上制造钢铁材料时从作为原料的矿石、废料、或制造环境等中混入的物质。
[0070] 以下，对于本发明将杂质中的P、Ti和O的含量分别设定在上述范围的理由进行说明。
[0071] P：0.030％以下
[0072] P为在钢中作为杂质而含有的元素，尤其是其含量超过0.030％时，存在偏析变得显著、导致疲劳强度降低的情况。因此，将杂质中的P的含量设为0.030％以下。杂质中的P的含量优选为0.025％以下。关于作为杂质而含有的P的含量，理想的是在不使制钢工序中的成本上升的范围内尽可能减少。
[0073] Ti：0.0040％以下
[0074] 本发明中，Ti为必须限制其含量的元素。然而，无法避免从矿石、废料等中混入Ti。尤其是重视原料价格的控制而增加废料的配合比率时，虽为杂质的Ti的混入量还是变高。Ti的混入量增加并形成粗大的Ti氮化物时，该Ti氮化物会沿着热锻部件的轴向排列，尤其是超过0.0040％时，横向的疲劳强度降低、不能得到0.47以上的横向的耐久比。因此，杂质中的Ti的含量设为0.0040％以下。杂质中的Ti的含量优选为0.0035％以下，更优选为不足0.0030％。
[0075] O：0.0020％以下
[0076] O(氧)在钢中主要以氧化物系夹杂物的形式存在，是导致横向的疲劳强度降低的杂质元素。O的含量增多、尤其是超过0.0020％时，粗大的氧化物的发生频率增加，导致横向的疲劳强度降低、横向的耐久比降低。因此，将杂质中的O的含量设为0.0020％以下。需要说明的是，杂质中的O的含量优选为0.0015％以下。
[0077] 关于由式<1>表示的Y1的限定理由，与由式<2>表示的Y2的限定理由一同在后面叙述。
[0078] 本发明的热锻用轧制棒钢根据需要还可以含有选自Cu、Ni和Mo中的1种以上的元素来代替部分上述Fe。此时，由前述式<2>表示的Y2为1.05～1.18。
[0079] 以下，对于作为任意元素的Cu、Ni和Mo的作用效果及含量的限定理由进行说明。
[0080] Cu：0.30％以下
[0081] Cu是通过固溶强化使铁素体以及珠光体强化的元素。因此，可以含有Cu。然而，Cu的含量超过0.30％时，不仅其效果会饱和，而且存在淬火性提高、在热锻后生成贝氏体导致横向的疲劳强度降低的情况。因此，对含有Cu时的Cu的量设置上限，设为0.30％以下。含有Cu时的Cu的量优选为0.20％以下。
[0082] 另一方面，为了稳定地得到前述Cu的效果，Cu的量优选为0.03％以上、更优选为0.05％以上。
[0083] Ni：0.30％以下
[0084] Ni是通过固溶强化使铁素体以及珠光体强化的元素。因此，可以含有Ni。然而，Ni的含量超过0.30％时，不仅其效果会饱和，而且存在淬火性提高、在热锻后生成贝氏体导致横向的疲劳强度降低的情况。因此，对含有Ni时的Ni的量设置上限，设为0.30％以下。含有Ni时的Ni的量优选为0.20％以下。
[0085] 另一方面，为了稳定地得到前述Ni的效果，Ni的量优选为0.03％以上、更优选为0.05％以上。
[0086] Mo：0.10％以下
[0087] Mo是通过固溶强化使铁素体以及珠光体强化的元素。因此，可以含有Mo。然而，Mo的含量超过0.10％时，存在在热锻后生成贝氏体导致横向的疲劳强度降低的情况。因此，对含有Mo时的Mo的量设置上限，设为0.10％以下。含有Mo时的Mo的量优选为0.08％以下。
[0088] 另一方面，为了稳定地得到前述Mo的效果，含有Mo时的Mo的量优选为0.03％以上。
[0089] 上述的Cu、Ni和Mo可以仅含有其中的任一种，或者复合含有2种以上。Cu、Ni和Mo的总含量优选为0.30％以下。
[0090] Y1或Y2：1.05～1.18
[0091] 为了使非调质热锻部件具备900MPa以上的拉伸强度，对于作为该非调质热锻部件的原材料的热锻用轧制棒钢：
[0092] 在不含Cu、Ni和Mo的情况下，由前述式<1>表示的Y1[＝C+(1/10)Si+(1/5)Mn+(5/22)Cr+1.65V-(5/7)S]必须为1.05～1.18；
[0093] 此外，含有Cu、Ni和Mo中的1种以上的情况下，由前述式<2>表示的Y2[＝C+(1/10)Si+(1/5)Mn+(5/22)Cr+1.65V-(5/7)S+(1/5)Cu+(1/5)Ni+(1/4)Mo] 必 须 为1.05～1.18。
[0094] Y1或Y2超过1.18时，存在热锻后的硬度增高而导致切削性降低的情况。此外，淬火性提高，在热锻后生成贝氏体，横向的耐久比有可能降低。另一方面，Y1或Y2低于1.05时，不能确保以该热锻用轧制棒钢为原材料的非调质热锻部件有900MPa以上的拉伸强度。
[0095] Y1或Y2优选为1.08以上，优选为1.16以下。
[0096] 本发明的热锻用轧制棒钢可以如下得到：将具有本发明中规定的化学组成的铸坯例如在1200～1300℃下加热120～180分钟之后，进行初轧而制作180mm×180mm的钢坯，然后将该钢坯在1150～1250℃下加热90～150分钟，在1100～1000℃的温度范围轧制为规定的尺寸、例如直径40mm的棒钢。
[0097] 然后，将上述制成规定的尺寸、例如直径40mm的本发明的热锻用轧制棒钢裁切为例如长度100mm，用高频加热装置加热至1200～1250℃之后，使用热锻机在1150～1100℃的温度范围沿着与轧制棒钢的轴垂直的方向压制锻造至厚度18mm，800～550℃的温度范围以30～50℃/分钟的冷却速度进行冷却，从而可以容易地得到具有900MPa以上的拉伸强度和0.47以上的横向的耐久比的非调质热锻部件。
[0098] 需要说明的是，上述铸坯和钢坯的“加热温度”是指加热铸坯和钢坯时的炉内的温度。
[0099] 棒钢轧制温度是指被轧材的表面温度。
[0100] 使用高频加热装置的棒钢的“加热温度”是指棒钢的表面温度。使用热锻机的压制锻造温度、在锻造后以30～50℃/分钟的冷却速度进行冷却的温度也是指被锻造材的表面温度。
[0101] 锻造后的800～550℃的温度范围的“冷却速度”是指温度差250℃除以被锻造材的表面温度自800℃降至550℃耗费的时间而得到的值。
[0102] 以下，利用实施例更具体地说明本发明，本发明并不限定于这些实施例。
[0103] 实施例
[0104] 将由具有表1所示化学组成的钢A～U形成的截面为300mm×400mm的铸坯在1250℃下加热120分钟之后，进行初轧而制作180mm×180mm的钢坯。然后，将该钢坯在
1200℃下加热90分钟，在1100～1000℃的温度范围进行热轧，制造直径40mm的棒钢。
1200℃下加热90分钟，在1100～1000℃的温度范围进行热轧，制造直径40mm的棒钢。
[0105] 表1中的钢A～J为化学组成处于本发明中规定的范围内的钢。另一方面，钢K～U为化学组成偏离本发明中规定的条件的钢。
[0106] [表1]
[0107]
[0108] 接着，将上述直径40mm的各棒钢作为原材料，通过热锻制作厚度18mm的锻造品。
[0109] 具体而言，首先将直径40mm的各棒钢裁切为长度110mm。
[0110] 接着，用高频加热装置将直径40mm且长度110mm的棒钢加热至1250℃之后，使用压机在1150～1100℃下实施沿着与棒钢的轴垂直的方向进行压下的热锻，精加工为厚度18mm的锻造品，在大气中放冷而冷却至室温。需要说明的是，800～550℃的温度范围的冷却速度为30℃/分钟。
[0111] 对于上述的锻造品，用下述<1>～<3>的方法调查显微组织、拉伸特性以及疲劳特性。
[0112] <1>锻造品的显微组织的调查：
[0113] 从上述厚度18mm的锻造品的宽度方向1/2的位置且厚度方向1/2的位置切取具有10mm×10mm的横截面的试样。接着，以上述横截面为被检测面的方式埋入树脂并进行镜面研磨之后，用3％硝酸乙醇(nital)腐蚀使显微组织显露。然后，将倍率设为500倍，使用光学显微镜对5个视场拍摄显微组织图像，鉴定“相”。
[0114] <2>锻造品的拉伸特性的调查：
[0115] 从上述厚度18mm的锻造品的厚度方向1/2的位置采集Japanese Standards Association于2011年1月21日发行的JIS手册[1]钢铁I的JIS Z2201(1998)中规定的14A号试验片(其中，平行部直径：5mm)，使试验片的长度方向为锻造品的宽度方向、即与锻造品的轴垂直的方向，且使试验片的平行部的中心位于锻造品的宽度方向1/2。然后，将标距设为25mm，室温下实施拉伸试验，求出拉伸强度。锻造品的拉伸强度的目标设定为900MPa以上。
[0116] <3>锻造品的疲劳特性的调查：
[0117] 此外，对上述厚度18mm的锻造品的宽度的两端进行铣削加工，去除氧化皮并精加工为平面。接着，通过电子束焊接将上述经过铣削加工的锻造品的两端与JIS G4051(2009)中规定的市售的S10C焊接，制作宽130mm的板材。然后，自上述板材的厚度方向1/2的位置以如下方式制作平行部的直径为8mm、长度为106mm的小野式旋转弯曲疲劳试验片，所述方式是试验片的长度方向为板材的宽度方向、即与锻造品的轴垂直的方向，且试验片的平行部的中心位于板材的宽度方向1/2。
[0118] 然后，将试验数设为8，在室温、大气中以应力比为-1的条件实施旋转弯曲疲劳试7
验。将耐受重复数为1.0×10 以上的应力振幅的最低值作为疲劳强度。进而，该疲劳强度除以拉伸强度而求出横向的耐久比。锻造品的横向的耐久比的目标设定为0.47以上。
验。将耐受重复数为1.0×10 以上的应力振幅的最低值作为疲劳强度。进而，该疲劳强度除以拉伸强度而求出横向的耐久比。锻造品的横向的耐久比的目标设定为0.47以上。
[0119] 表2中一并示出上述的各试验结果。表2的“评价”栏中的标记“○”表示锻造品的拉伸强度和横向的耐久比均满足上述目标，标记“×”表示至少1个特性没有达成目标。
[0120] [表2]
[0121] 表2
[0122]
[0123] 根据表2，满足本发明中规定的条件的本发明例的试验编号1～10的情况下，其评价为“○”。即，明确以各棒钢为原材料的锻造品的显微组织均为铁素体/珠光体，具有作为目标的900MPa以上的拉伸强度和0.47以上的横向的耐久比。
[0124] 与之相对，不满足本发明中规定的化学组成的比较例的试验编号11～21的情况下，锻造品的拉伸强度和横向的耐久比中的任一个未达到目标。
[0125] 对于试验编号11，使用的钢K的V的含量为0.177％，低于本发明中规定的范围。因此，锻造品的横向的耐久比低至0.44。
[0126] 对于试验编号12，使用的钢L的各个元素的含量虽然满足本发明中规定的条件，但Y1高达1.24、偏离本发明中规定的范围。因此，在锻造品的显微组织中除了铁素体和珠光体以外还看到贝氏体，横向的耐久比低至0.41。
[0127] 对于试验编号13，使用的钢M的Ni的含量为0.35％，超出本发明中规定的范围。因此，在锻造品的显微组织中除了铁素体和珠光体以外还看到贝氏体，横向的耐久比低至
0.40。
0.40。
[0128] 对于试验编号14，使用的钢N的Ti的含量为0.0098％，超出本发明中规定的范
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