(57)【要約】      （修正有）【課題】被削性向上元素の使用に頼らずとも疲労限度比と被削性の双方をバランス良く満足させ、しかも容易に製造できる機械構造用鋼を提供する。【解決手段】Ｃ：０．１５〜０．５５％、Ｓｉ：０．０１〜１．５％、Ｍｎ：０．５〜２％、Ｐ：０．０１〜０．２％、Ｓ：０．０１〜０．２％、Ａｌ：０．０１５％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：０．１〜１．５％、Ｎ：０．００２〜０．０２％、Ｏ：０．００１〜０．００５％、Ｖ：０．０３〜０．５％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる非調質鋼であって、フェライトとパーライトの合計組織分率が面積率で９５％以上であり、ＪＩＳ  Ｇ０５５１に規定される旧オーステナイト結晶粒のＧｆ粒度番号を５番以上とする。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．１５〜０．５５％（質量％の意味、鋼の化学成分について以下同じ）、
Ｓｉ：０．０１〜１．５％、
Ｍｎ：０．５〜２％、
Ｐ：０．０１〜０．２％、
Ｓ：０．０１〜０．２％、
Ａｌ：０．０１５％以下（０％を含まない）、
Ｃｒ：０．１〜１．５％、
Ｎ：０．００２〜０．０２％、
Ｏ：０．００１〜０．００５％、
Ｖ：０．０３〜０．５％、
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる非調質鋼であって、
フェライトとパーライトの合計組織分率が面積率で９５％以上であり、
ＪＩＳ  Ｇ０５５１に規定される旧オーステナイト結晶粒のＧｆ粒度番号が５番以上であることを特徴とする疲労限度比と被削性に優れた機械構造用鋼。
【請求項２】
さらに、
Ｃｕ：０．０２〜０．６％、
Ｎｉ：０．０２〜０．６％、
Ｍｏ：０．０１〜０．５％、
よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する請求項１に記載の機械構造用鋼。
【請求項３】
さらに、
Ｔｉ：０．０１〜０．２％、
Ｚｒ：０．０１〜０．２％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１％、
よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する請求項１または２に記載の機械構造用鋼。
【請求項４】
さらに、
Ｐｂ：０．０１〜０．３５％、
Ｂｉ：０．０１〜０．２％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００５％、
Ｃａ：０．０００１〜０．００５％、
Ｓｅ：０．０１〜０．５％、
希土類元素（ＲＥＭ）：０．００１〜０．２％、
よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の機械構造用鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車、産業機械、電気製品等の部品を製造するために有用な機械構造用鋼に関するものであり、特に、疲労限度比が高く、かつ被削性に優れた機械構造用鋼に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、鋼の高強度化が進んでいるが、通常、鋼の高強度化により鋼の加工性は低下する。そのような背景から、切削能率を低下させない機械構造用快削鋼のニーズが高まっている。これまで、被削性を向上させるために機械構造用鋼にＳやＰｂ等の被削性向上元素を添加する手法が知られている。
【０００３】
しかし、機械構造用鋼にＳを添加するとＭｎＳの介在物を形成して機械構造用鋼の被削性は向上するが、製造途中で介在物自身が変形するため、機械構造用鋼から製造された鋼材や部品に材料特性の異方性が生じてしまう場合がある。特に、鍛造や圧延によりＭｎＳが伸延されると、上記の異方性が顕著に現れ、特定方向の強度が極端に弱くなる。
【０００４】
Ｐｂについては環境負荷が大きいとして使用を制限する動きが出ている。ＢｉやＴｅにも被削性向上元素としての効果があるが熱間変形能が劣化するので生産効率が低下してしまう。このため、被削性向上元素の使用に頼らない技術が必要になる。
【０００５】
被削性に関する特性は、切屑処理性、工具寿命、切削面の粗さ等、様々なものがある。切屑処理性の改善については工具の形状を工夫するなどでも対応できるが、工具寿命の改善については工具に表面被覆する工程が必要となってしまうため生産効率が低下してしまう。切削面粗さについては、機械構造用鋼では被削性向上元素を添加しても大きな改善はみられない。
【０００６】
工具寿命が劣化する原因として、アルミナ（Ａｌ２Ｏ３）の硬質粒子が工具面を摩耗させることが挙げられる。Ａｌの添加量を抑えることでアルミナの量を抑制することが可能であるが、結晶粒径が大きくなるため靱性に乏しいため、高い疲労特性が必要な用途には適用することが困難である。
【０００７】
特許文献１には、「被削性を向上させるためにはＪＩＳ  Ｇ０５５１のオーステナイト粒測定法の粒度番号において７以下の粗大な粒度に調整する必要がある」と、記載されている（段落００３８）。しかし、粒度番号が小さい鋼材は靱性に乏しく、良好な疲労強度が得られないという問題がある。
【０００８】
一般に、熱間鍛造後に放冷または風冷して得る部品では疲労強度を確保するためには鋼の組織をフェライト−パーライトとする必要がある。ベイナイトが生成すると疲労強度が低下するためである。さらに、Ｖを少なくとも０．０３％（質量％の意味、鋼の化学成分について以下同じ）、Ｍｎを少なくとも０．５％添加しなければ十分な疲労強度を得ることはできない。これに対して、特許文献１では、実施Ｎｏ．１〜１７（表１）、３５〜３９（表２）がフェライト−パーライト組織のもの（非調質鋼）であるが、これらの例ではＶが添加されていないため、疲労強度が不足していると考えられる。
【０００９】
なお、実施Ｎｏ．４６〜６７では、鋼の組織は記載されていないため組織を特定することはできない。しかし、Ｖが添加された実施Ｎｏ．４９，６３，６４をさらに詳しくみれば、実施Ｎｏ．６３，６４では、最高切削速度（ＶＬ１０００）がそれぞれ、３５、２８と低いことから、図２に示されたＶＬ１０００の水準からみて組織は焼戻しマルテンサイトであると考えられる。一方、実施Ｎｏ．４９では、ＶＬ１０００が５２であること、及び図２からフェライト−パーライト組織であるとも考えられる。しかし、実施Ｎｏ．４９では酸素量が０．００６８％とかなり高いため、アルミナが多く生成されていると考えられ、工具寿命の点では有利ではなく、かつＭｎ量が０．４１％と少ないために疲労強度が不足していると考えられる。
【００１０】
特許文献２には、「ミクロ組織がフェライトとパーライトからなり、フェライト粒径とパーライト粒径の平均結晶粒径が１０μｍ未満、ＪＩＳ  Ｇ０５８８で規定する全脱炭層深さＤＭ−Ｔが０．０２〜０．０６ｍｍ、引張強さが８００〜１３００ＭＰａ、降伏比が０．７〜０．９５であることを特徴とする超高温熱間鍛造非調質部品」が記載されているが、鍛造前の加熱温度を１２５０℃以上に上げる必要があり、製造効率面での不利益がある。また、フェライト粒径とパーライト粒径を小さくすることが記載されているが、靱性の劣化の原因となるのはオーステナイトの結晶粒粗大化であり、フェライト粒径とパーライト粒径を抑制することでは、靱性劣化は避けられない。オーステナイト結晶粒径が大きくなると単位体積当たりの粒界面積が小さくなり、粒界にＰなどの脆化元素が濃縮しやすく、オーステナイトがフェライト・パーライト変態した後も脆化した状態が維持されることで、元々オーステナイト粒界であった部位で破壊しやすくなる。
【００１１】
特許文献３には、浸炭時のオーステナイト粗大粒防止と疲労特性の向上を目的として、Ｃ：０．１〜０．４％、Ｓｉ：０．０２〜１．５％、Ｍｎ：０．３〜１．８％、Ｓ：０．００１〜０．１５％、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．０５〜０．２％を含有し、Ｎ：０．００５１％未満に制限し、さらに、Ｃｒ：０．４〜２．０％、Ｍｏ：１．５％以下、Ｎｉ：３．５％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｂ：０．００５％以下の１種または２種以上を含有し、Ｐ：０．０２５％以下、Ｏ：０．００２５％以下に制限し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、熱間圧延後のＡｌＮの析出量を０．０１％以下に制限し、熱間圧延後のフェライト結晶粒度番号がＪＩＳ  Ｇ０５５２で規定されている８〜１１番である肌焼鋼とその製造方法が記載されている。しかし、特許文献３に記載された方法では、浸炭処理が必要であり製造効率面での不利益がある。また特許文献３には「フェライト粒度番号が８〜１１番」と記載されているが、オーステナイト結晶の粒度番号については記載されていない。
【特許文献１】特開２０００−２５６７８５号公報
【特許文献２】特開２００４−３４６４１５号公報
【特許文献３】特開２００５−２４０１７５号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
以上のように、疲労限度比と被削性の両面を十分に満足し、しかも容易に製造できる機械構造用鋼が得られていないというのが現状である。
かかる事情に鑑み、本発明は、被削性向上元素の使用に頼らずとも疲労限度比と被削性の双方をバランス良く満足させ、しかも容易に製造できる機械構造用鋼を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
上記目的を達成し得た本発明の被削性に優れた機械構造用鋼は、
Ｃ：０．１５〜０．５５％（質量％の意味、鋼の化学成分について以下同じ）、
Ｓｉ：０．０１〜１．５％、
Ｍｎ：０．５〜２％、
Ｐ：０．０１〜０．２％、
Ｓ：０．０１〜０．２％、
Ａｌ：０．０１５％以下（０％を含まない）、
Ｃｒ：０．１〜１．５％、
Ｎ：０．００２〜０．０２％、
Ｏ：０．００１〜０．００５％、
Ｖ：０．０３〜０．５％、
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる非調質鋼であって、フェライトとパーライトの合計組織分率が面積率で９５％以上であり、ＪＩＳ  Ｇ０５５１に規定される旧オーステナイト結晶粒のＧｆ粒度番号が５番以上の機械構造用鋼である。
【００１４】
本発明の機械構造用鋼は、上記化学成分の他、必要に応じてさらに、
Ｃｕ：０．０２〜０．６％、
Ｎｉ：０．０２〜０．６％、
Ｍｏ：０．０１〜０．５％、
よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有させることも有効であり、含有させる成分の種類に応じて、鋼の特性がさらに改善される。
【００１５】
本発明の機械構造用鋼は、上記化学成分の他、必要に応じてさらに、
Ｔｉ：０．０１〜０．２％、
Ｚｒ：０．０１〜０．２％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１％、
よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有させることも有効であり、含有させる成分の種類に応じて、鋼の特性がさらに改善される。
【００１６】
本発明の機械構造用鋼は、上記化学成分の他、必要に応じてさらに、
Ｐｂ：０．０１〜０．３５％、
Ｂｉ：０．０１〜０．２％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００５％、
Ｃａ：０．０００１〜０．００５％、
Ｓｅ：０．０１〜０．５％、
希土類元素（ＲＥＭ）：０．００１〜０．２％、
よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有させることも有効であり、含有させる成分の種類に応じて、鋼の特性がさらに改善される。
【発明の効果】
【００１７】
本発明によれば、機械構造用鋼の成分組成および組織を適切に調整すると共に、旧オーステナイト結晶粒のＧｆ粒度番号を５番以上とすることにより、製造が容易でありながら、被削性向上元素の使用に頼らずとも疲労限度比と被削性の双方がバランス良く改善された機械構造用鋼を提供することができるものである。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１８】
本発明の概容を説明するため、鋼中のＡｌ含有量、Ｏ（酸素）含有量、及び旧オーステナイト結晶粒の粒度番号（ＪＩＳ  Ｇ０５５１に規定される旧オーステナイト結晶粒の粒度番号であり、結晶粒界出現方法が附属書１の「ａ）徐冷法」によるもの：以下、「Ｇｆ粒度番号」と記載する）と、機械構造用鋼の疲労限度比及び被削性との関係を調べた結果について説明する。
【００１９】
本発明者らは、機械構造用鋼の被削性の改善を図るため、まずＡｌの添加量を抑制することを検討した。その結果、図１に示すように、Ａｌの含有量を抑制したときにドリル寿命が改善されることを確認した。一方、Ａｌ含有量を抑制したときには、機械構造用鋼の旧オーステナイト結晶粒が粗大化する傾向にあることが見出した（例えば、Ａｌ添加量を０．０２０％から０．００２％に抑制したとき、Ｇｆ粒度番号が８．０番から４．０番へと小さくなった）。
【００２０】
Ｇｆ粒度番号が小さくなったことがもたらす影響について調べるために更に実験を重ねた結果、図２に示すように、機械構造用鋼の疲労限度比が低下する傾向にあった（Ａｌ含有量は０．００２％で固定）。
【００２１】
そこで機械構造用鋼の疲労限度比を保つため、旧オーステナイト結晶粒の粗大化を防止する方法（Ｇｆ粒度番号を大きくする方法）を検討した結果、図３に示すように鋼中のＯ含有量を高めることにより（Ａｌ含有量は０．００２％で固定）、旧オーステナイト結晶粒の粗大化を防止できることを突き止めた。Ｏ含有量を増加させたときに疲労限度比が高いのは、Ａｌが酸化物を形成することによりフリーのＡｌが減少し、Ａｌ窒化物が減少するためにフリーのＮが増加し、その結果Ｖの炭窒化物ができ易く、鋼の強度が高められるためと推察される。
【００２２】
本発明は以上の知見に基づいてなされたものであり、その要旨は、（１）機械構造用鋼の化学成分を適切に調節したこと、（２）非調質鋼であること、（３）フェライトとパーライトの合計組織分率を９５％以上としたこと、（４）Ｇｆ粒度番号を大きくしたことにある。
【００２３】
１．機械構造用鋼
（１）化学成分
（Ｃ：０．１５〜０．５５％）
Ｃは、機械構造用鋼の強度を確保するために重要な元素である。しかしＣ量が過剰であると、鋼の靱性が低下すると共に、硬くなりすぎて被削性（特に工具寿命）が低下する。そこでＣ量を、０．１５％以上（好ましくは０．２０％以上、より好ましくは０．２５％以上）、０．５５％以下（好ましくは０．４５％以下、より好ましくは０．４０％以下）とした。
【００２４】
（Ｓｉ：０．０１〜１．５％）
Ｓｉは、溶製時の脱酸元素として有効である上に、固溶強化によって機械構造部品の強度を向上させる作用を有する。しかしＳｉ含有量が過剰であると、被削性に悪影響を及ぼす。そこでＳｉ量を、０．０１％以上（好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．１％以上、さらに好ましくは０．２％以上）、１．５％以下（好ましくは１．２％以下、より好ましくは０．９％以下、さらに好ましくは０．６％以下）とした。
【００２５】
（Ｍｎ：０．５〜２％）
Ｍｎは、硫化物系介在物を形成して被削性を向上させる重要な元素である。しかしＭｎ含有量が過剰であると、かえって被削性が低下する。そこでＭｎ量を、０．５％以上（好ましくは０．７％以上、さらに好ましくは０．９％以上）、２％以下（好ましくは１．８％以下、さらに好ましくは１．６％以下）とした。
【００２６】
（Ｐ：０．０１〜０．２％）
Ｐは、被削性の向上、特に機械構造用鋼の仕上げ面性状の改善のために添加する。Ｐの含有量が０．０１％未満ではその効果は得られず、逆に、０．２％を超えると機械構造用鋼の靱性が劣化する。そこでＰ量を、０．０１％以上（好ましくは０．０１５％以上、さらに好ましくは０．０２％以上）、０．２％以下（好ましくは０．１％以下、さらに好ましくは０．０５％以下）と定めた。
【００２７】
（Ｓ：０．０１〜０．２％）
Ｓは、ＭｎＳ等の硫化物系介在物を形成し、機械構造用鋼の被削性を向上させるのに有効な元素である。Ｓの含有量が０．０１％未満ではその効果が得られず、逆に、０．２％を超えると機械構造用鋼の靱性と延性が悪化する。そこでＳ量を、０．０１％以上（好ましくは０．０２％以上、さらに好ましくは０．０３％以上）、０．２％以下（好ましくは０．１５％以下、さらに好ましくは０．１％以下）と定めた。
【００２８】
（Ａｌ：０．０１５％以下（０％を含まない））
Ａｌは鋼の脱酸に必要な元素であるが、鋼中でＡｌ２Ｏ３を形成するため、機械構造用鋼の被削性を劣化させる。したがって、本発明ではＡｌ量をＡｌ：０．０１５％以下とした。より好ましくは０．０１％以下、さらに好ましくは０．００５％以下である。
【００２９】
（Ｃｒ：０．１〜１．５％）
Ｃｒは、固溶強化により機械構造用鋼の強度増大に寄与する元素である。しかしＣｒ量が過剰であると、コスト面で不利であるだけでなく、被削性が低下する。そこでＣｒ量を、０．１％以上（好ましくは０．１１％以上、さらに好ましくは０．１２％以上）、１．５％以下（好ましくは１％以下、さらに好ましくは０．５％以下）とした。
【００３０】
（Ｏ：０．００１〜０．００５％）
Ｏ量は、適切な範囲内に調整することにより、機械構造用鋼の被削性と疲労限度比の双方をバランス良く向上させることができる。鋼中のＯ量が過剰であると介在物が増加するため、機械構造用鋼の被削性（特に工具寿命）が劣化する。しかし上述した通り、酸素を一定量以上確保することにより機械構造用鋼の旧オーステナイト結晶粒の粗大化を防止でき、機械構造用鋼の疲労限度比を高めることができることが判明した。従って、本発明では、Ｏ量を０．００５％以下（好ましくは０．００４％以下、より好ましくは０．００３５％以下）、かつ、０．００１％以上（好ましくは０．００１５％以上、より好ましくは０．００２％以上）とした。なお、Ｏ量を高めるためには、機械構造用鋼を溶製する際に、塩基度［（ＣａＯ＋ＭｇＯ）／ＳｉＯ2］の低いスラグを用いればよい。スラグの塩基度は、例えば、０．５〜４、好ましくは０．７〜２の範囲とする。
【００３１】
（Ｎ：０．００２〜０．０２％）
Ｎは、Ａｌ等と窒化物を形成して、旧オーステナイト結晶粒を微細化し、その結果、靱性や疲労強度を向上させる作用を有する。しかし、Ｎ量が過剰であると、却って靱性が低下するし、機械構造用鋼の通常の製造工程である鋳造工程に悪影響を及ぼす。そこでＮ量を、０．００２％以上（好ましくは０．００２５％以上、より好ましくは０．００３％以上）、０．０２％以下（好ましくは０．０１５％以下、さらに好ましくは０．０１％以下）とした。
【００３２】
（Ｖ：０．０３〜０．５％）
Ｖは、ＣやＮと結合して炭窒化物を生成し、機械構造用鋼の結晶粒を微細化する効果を有する。この効果を有効に発揮させるためには、Ｖ量を０．０３％以上（好ましくは０．０９％以上、より好ましくは０．１５％以上）とした。一方、０．５％を超えてＶを含有させても析出物が大型化して却って靱性や疲労強度が低下する。したがって、Ｖ量は０．５％以下（好ましくは０．４％以下、さらに好ましくは０．３％以下）とした。
【００３３】
本発明で用いる機械構造用鋼の基本成分組成は上記の通りであり、残部は鉄及び不可避的不純物である。例えば、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる不可避的不純物が機械構造用鋼中に含まれることは、当然に許容される。
【００３４】
（２）非調質鋼
本発明の機械構造用鋼は、非調質鋼である。機械構造用鋼は通常、二段階の熱処理（（１）８５０℃程度以上のオーステナイト領域まで加熱した後に急冷し、組織をマルテンサイト相とする焼入れ処理と、（２）その後に５５０℃〜６５０℃に熱して機械的性質を調整する焼戻し処理）を施したものである。この焼入れ・焼戻し処理によって鋼の機械的性質を調整したものが調質鋼である。非調質鋼は、こうした調質熱処理を省いて、鍛造して空冷、または圧延して空冷したままでも調質鋼に匹敵する機械的性質を備えたものである。非調質鋼は、炭素鋼にバナジウム（Ｖ）を添加したものである。調質鋼は組織が焼戻しマルテンサイト相になっているのに対し、非調質鋼はパーライト−フェライト相の混合組織の中に微細なバナジウム炭化物（ＶＣ）が析出し、その析出物によって強化されたものである。
【００３５】
（３）合計組織分率
本発明の機械構造用鋼は、フェライトとパーライトの合計組織分率（機械構造用鋼のｔ／４位置断面（ｔ：機械構造用鋼の厚さ）の母層を１００％とし、介在物の面積は除外して計算する）を面積率で９５％以上とする必要がある。フェライトとパーライト以外の組織、例えばベイナイトが５％を超えて存在すると機械構造用鋼の疲労限度比が低下してしまうからである。フェライトとパーライトの合計組織分率は、より好ましくは９６％以上、さらに好ましくは９７％以上である。
【００３６】
（４）Ｇｆ粒度番号
Ｇｆ粒度番号は、上述したように、ＪＩＳ  Ｇ０５５１に規定される旧オーステナイト結晶粒の粒度番号であり、結晶粒界出現方法は、附属書１の「ａ）徐冷法」によるものである。また上述したように、機械構造用鋼の疲労限度比の低下を防止するためには、旧オーステナイト結晶粒の粗大化を防止すること、すなわちＧｆ粒度番号を高くすることが必要であり、本発明では、５以上とした。好ましくは６以上、より好ましくは７以上、さらに好ましくは７．５以上である。
【００３７】
２．温度制御
本発明の機械構造用鋼を製造する方法の詳細は、後述の実施例に記載するが、本発明者らは、概ね図４〜図６に示す傾向を掴んでいる。本発明の機械構造用鋼は、所定の化学成分を有する鋼材を、例えば、溶製→鋳造→加熱→熱間加工（圧延又は鍛造）→風冷して製造することができるが、熱間加工前の加熱温度と、製造される機械構造用鋼のＧｆ粒度番号との関係は図４のようになることを確認している。図４に示すように、加熱温度が低いほどＧｆ粒度番号が大きくなるため、加熱温度を１２５０℃以下（好ましくは１２００℃以下）とすることが推奨される。
【００３８】
また、熱間加工の終了時、すなわち最終加工温度と製造される機械構造用鋼の疲労限度比との関係は図５のようになることを確認している。図５に示すように、最終加工温度が低いほど疲労限度比が高くなる。また、図５には示されていないが、本発明者らは、最終加工温度が９００℃を下回るとバナジウムによる鋼の強化効果が得られなくなるため、疲労限度比は逆に低くなることを確認している。したがって、最終加工温度は９００℃以上（好ましくは９５０℃以上）とすることが推奨される。
【００３９】
また、熱間加工後の冷却速度と、製造される機械構造用鋼のＧｆ粒度番号との関係は図６のようになることを確認している。図６に示すように、冷却速度が０．５℃／ｓ（秒）未満であるとＧｆ粒度番号が急激に低下するため、冷却速度は０．５℃／ｓ以上（好ましくは１．０℃／ｓ以上）とすることが推奨される。
【００４０】
さて、本発明で用いる機械構造用鋼には、機械構造用鋼の強度向上のため、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏよりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有していても良い。各元素の好ましい添加量は以下の通りである。
【００４１】
（Ｃｕ：０．０２〜０．６％）
Ｃｕは、固溶強化により機械構造用鋼の強度向上に有効な元素である。このような効果を有効に発揮させるには、例えば０．０２％以上（好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．１％以上）含有させる。一方、Ｃｕ量が０．６％を超えると機械構造用鋼を凝固させる際に熱間割れを生じるので、０．６％以下（好ましくは０．５％以下、より好ましくは０．４％以下）とする。
【００４２】
（Ｎｉ：０．０２〜０．６％）
Ｎｉも、Ｃｕと同様に機械構造用鋼の強度向上に有効な元素である。このような効果を有効に発揮させるには、例えば０．０２％以上（好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．１％以上）含有させる。一方、Ｎｉ量が０．６％を超えるとコスト面において不利であるばかりでなく、機械構造用鋼の被削性を劣化させるため、０．６％以下（好ましくは０．５％以下、より好ましくは０．４％以下）とする。
【００４３】
（Ｍｏ：０．０１〜０．５％）
Ｍｏも、機械構造用鋼の強度向上に有効な元素である。このような効果を有効に発揮させるには、例えば０．０１％以上（好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．１％以上）含有させる。一方、Ｍｏ量が０．５％を超えるとコスト面において不利であるばかりでなく、機械構造用鋼の被削性を劣化させるため、０．５％以下（好ましくは０．４％以下、より好ましくは０．３％以下）とする。
【００４４】
本発明で用いる機械構造用鋼には、旧オーステナイト結晶粒の微細化のため、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂよりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有していても良い（Ｇｆ粒度番号は大きくなり、疲労強度比が維持される）。各元素の好ましい添加量は以下の通りである。
【００４５】
（Ｔｉ：０．０１〜０．２％）
Ｔｉは、鋼中のＮと結合してＴｉＮを形成し、結晶粒の微細化を助ける働きがある。このような効果を有効に発揮させるには、例えば０．０１％以上（好ましくは０．０２％以上、より好ましくは０．０３％以上）含有させる。一方、Ｔｉ量が０．２％を超えるとＴｉＮが過多となり、熱間加工時に鋼に割れを発生させる。従って、Ｔｉ量は０．２％以下（好ましくは０．１５％以下、より好ましくは０．１％以下）とする。
【００４６】
（Ｚｒ：０．０１〜０．２％）
Ｚｒも、結晶粒度の微細化を助ける働きがある。このような効果を有効に発揮させるには、例えば０．０１％以上（好ましくは０．０２％以上、より好ましくは０．０３％以上）含有させる。一方、０．２％を超えてＺｒを添加してもその効果は飽和する。従って、Ｚｒ量は０．２％以下（好ましくは０．１５％以下、より好ましくは０．１％以下）とする。
【００４７】
（Ｎｂ：０．０１〜０．１％）
Ｎｂも、結晶粒度の微細化を助ける働きがある。このような効果を有効に発揮させるには、例えば０．０１％以上（好ましくは０．０２％以上、より好ましくは０．０３％以上）含有させる。一方、０．１％を超えてＮｂを添加しても、その効果は飽和する。従って、Ｎｂ量は０．１％以下（好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０６％以下）とする。
【００４８】
本発明で用いる機械構造用鋼には、被削性向上のため、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｅ、希土類元素（ＲＥＭ）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有していても良い。各元素の好ましい添加量は以下の通りである。
【００４９】
（Ｐｂ：０．０１〜０．３５％）
Ｐｂは、単独で或いは硫化物の外周部に付着するような形態で存在し、機械構造用鋼の被削性を向上させる元素である。このような効果を有効に発揮させるには、例えば０．０１％以上（好ましくは０．０２％以上、より好ましくは０．０３％以上）含有させる。一方、０．３５％を超えて含有させた場合には、凝集・沈殿して鋼中の欠陥となりやすいので、０．３５％以下（好ましくは０．３０％以下、より好ましくは０．２５％以下）とする。
【００５０】
（Ｂｉ：０．０１〜０．２％）
Ｂｉは、Ｐｂと類似した性質を有し、機械構造用鋼の被削性を向上させる元素である。このような効果を有効に発揮させるには、例えば０．０１％以上（好ましくは０．０２％以上、より好ましくは０．０３％以上）含有させる。含有量の上限についてもＰｂの場合と同じ理由で、０．２％以下（好ましくは０．１５％以下、より好ましくは０．１％以下）とする。
【００５１】
（Ｍｇ：０．０００１〜０．００５％）
Ｍｇは、微細な酸化物ＭｇＯを形成することによりＭｎＳを微細に分散させるため、機械構造用鋼の被削性の改善や異方性の改善に寄与する。Ｍｇのこのような効果を有効に発揮させるには、例えば０．０００１％以上（好ましくは０．０００２％以上、より好ましくは０．０００３％以上）含有させる。一方、０．００５％を超えて添加してもその効果が飽和するため、０．００５％以下（好ましくは０．００４％以下、より好ましくは０．００３％以下）とする。
【００５２】
（Ｃａ：０．０００１〜０．００５％）
Ｃａは、ＭｎＳ中に固溶して、ＭｎＳの球状化を促進させる作用を有し、その結果、被削性（特に工具寿命）を向上させる元素である。Ｃａこのような効果を有効に発揮させるためには、例えば０．０００１％以上（好ましくは０．０００２％以上、より好ましくは０．０００３％以上）含有させる。一方、０．００５％を超えて添加すると粗大なＣａＳを形成して鋳造欠陥の原因となるので、０．００５％以下（好ましくは０．００４％以下、より好ましくは０．００３％以下）とする。
【００５３】
（Ｓｅ：０．０１〜０．５％）
Ｓｅも、良く知られた被削性向上元素である。Ｓｅのこのような効果を有効に発揮させるには、例えば０．０１％以上（好ましくは０．０１５％以上、より好ましくは０．０２％以上）含有させる。一方、０．５％を超えて含有させた場合には、機械構造用鋼の熱間加工性を悪化させて割れを発生しやすくなるため、０．５％以下（好ましくは０．４％以下、より好ましくは０．３％以下）とする。
【００５４】
（ＲＥＭ：０．００１〜０．２％）
ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの１５元素を含む。工業的にはＲＥＭとして、ミッシュメタルを用いる。ＭｎＳを微細分散させる効果があり、機械構造用鋼の被削性を改善させる。ＲＥＭのこのような効果を有効に発揮させるには、例えば０．００１％以上（好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１％以上）含有させる。一方、０．２％を超えて添加しても、その効果が飽和するため、０．２％以下（好ましくは０．１５％以下、より好ましくは０．１％以下）とする。
【実施例】
【００５５】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、前記・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【００５６】
１．供試鋼の製造
まず、下記表１及び表２に示す様々な化学成分を有する鋼材を真空溶製し、熱間圧延し、５０ｍｍφ×長さ１００ｍｍの円柱状の鋼材を得た。そしてこれらの鋼材を表３及び表４に示す温度に加熱して鋼材の温度を測定し、これを熱間加工前の加熱温度とした。加熱温度は、１２５０℃以下とすることが推奨される。加熱温度が高すぎると、オーステナイト結晶粒が粗大化してしまうからである。
【００５７】
次にプレス機を用い、上記円柱鋼材の円直径方向に複数回にわたり熱間で鍛圧することにより、厚さ２０ｍｍの板状鋼材を得た。この時点で、再度鋼材の温度を測定し、これを熱間加工後の最終加工温度とした。最終加工温度は、Ｖの強度向上効果を維持するため、９００℃以上とすることが推奨される。最終加工温度は必要に応じて鍛造前に鋼材を適当な時間放冷することで調整した。さらに最終加工温度から６００℃までの冷却に必要な時間を測定し、平均冷却速度を算出した。冷却速度は鍛造品への風冷の強さにより調整した。このような工程によって得られた鋼材が、それぞれ表３及び表４の供試鋼Ａ１〜Ａ７、Ｂ１〜Ｂ５、Ｃ１〜Ｃ５、Ｄ１〜Ｄ５５である。
【００５８】
【表１】
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【００５９】
【表２】
2010007143.tif 000003
【００６０】
２．製造された供試鋼の観察
（１）供試鋼の組織
光学顕微鏡を１００倍で用い、供試鋼の組織を観察することにより行った。この結果を下記表３及び表４に示す。フェライトとパーライトの合計組織分率が面積率で９５％以上のものを（Ｆ＋Ｐ）と記載した。中には、供試鋼Ｃ５のように、フェライト−パーライト以外に、ベイナイト組織が５％を超えて観察されるフェライト−パーライト−ベイナイト組織（Ｆ＋Ｐ＋Ｂ）も存在した。
【００６１】
【表３】
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【００６２】
【表４】
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【００６３】
（２）Ｇｆ粒度番号
Ｇｆ粒度番号は、既に述べた通り、ＪＩＳ  Ｇ０５５１に準拠している。旧オーステナイト粒界の現出はＪＩＳ  Ｇ０５５１の付属書１の「ａ）徐冷法」に従った。組織中に初析フェライトが観察されるのでそれが旧オーステナイト粒界上にあったとしてＧｆ粒度を測定した。この結果は、上記表３及び表４に示している。
【００６４】
３．供試鋼の評価
（１）疲労限度比
供試鋼からＪＩＳ  Ｚ２２０１記載の１４Ａ号試験片を作製し引張試験を実施して引張強さを測定した。疲労限度はＪＩＳ  Ｚ２２７４に準じて回転曲げ試験により測定した。試験片は引張試験と同じ方向にＪＩＳ  Ｚ２２７４記載の１号試験片を作製した。疲労限度比は、疲労限度を引張強さで割った値である。この結果は、上記表３及び表４に示している。
【００６５】
（２）被削性
得られた機械構造用鋼の被削性を評価するため、ドリル試験を実施した。ドリル試験では、１０ｍｍφのストレートドリル（ＳＫＨ５１、表面コーティングなし）を用い、切削速度：２０ｍ／ｍｉｎ、送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ、穴深さ：２０ｍｍ（円盤状の上記供試鋼を貫通）、切削油：なし（乾式）の条件で行った。この要領にて、供試鋼に貫通穴を次々と開けてゆき、ドリルが焼き付いて穴が開けられなくなるまでのドリル穴の総長さ（以下、単に「ドリル穴長さ」と記載する。単位はｃｍである。）を測定し、このドリル穴長さを工具寿命の指標とした。この結果は、上記表３及び表４に示している。
【００６６】
４．考察
供試鋼Ａ１〜Ａ６は、Ａｌ量と酸素量を変化させたものである。機械構造用鋼の被削性は、ドリル穴長さ（ｃｍ）で評価したが、供試鋼Ａ１のようにＡｌ（アルミ）量が少ない場合に３８（ｃｍ）と高いが、供試鋼Ａ３、Ａ７のように、Ａｌ量が多い場合は、ドリル穴長さが２０ｃｍ未満となっている。この供試鋼Ａ３、Ａ７を除けば、酸素量が０．００１％未満である供試鋼Ａ６ではＧｆ粒度番号が５．０未満となって疲労限度が０．４０未満となっている。一方、酸素量が０．００１％以上の供試鋼では、Ｇｆ粒度番号が５．０以上になっており、疲労限度比も０．４０以上と優れている。
【００６７】
供試鋼Ｂ１〜Ｂ５の供試鋼は、鋼の化学成分は本発明の規定を満たすものであるが、鍛造加工前の加熱温度を変えることによってＧｆ粒度番号を変化させたものである。加熱温度が１２５０℃を超えた供試鋼Ｂ５では、酸素量は本発明の規定を満たすものの、Ｇｆ粒度番号が５未満となり、疲労限度比が０．４０未満となっている。
【００６８】
供試鋼Ｃ１〜Ｃ５の供試鋼も、鋼の化学成分は本発明の規定を満たすものであるが、最終加工を終了した後の冷却速度を変えることによって鋼の組織を変化させたものである。冷却速度が０．５℃／ｓｅｃ未満の供試鋼Ｃ１では、Ｇｆ粒度番号が５未満となり疲労限度比が０．４０未満になっている。一方、供試鋼Ｃ５のように冷却速度を高くし過ぎるとベイナイトが５％を超えて生成してしまい、やはり疲労限度比は０．４０未満になっている。
【００６９】
供試鋼Ｄ１〜Ｄ５５は、鋼の基本的成分、組織、Ｇｆ粒度番号を全て満たすものであり、その上で、選択的な添加元素を種々変化させたものである。いずれも、疲労限度比に優れ、かつ、被削性も良好である。
【図面の簡単な説明】
【００７０】
【図１】機械構造用鋼のＡｌ含有量とドリル穴長さとの関係を示す図である。
【図２】機械構造用鋼のＧｆ粒度番号と疲労限度比との関係を示す図である。
【図３】機械構造用鋼のＯ含有量とＧｆ粒度番号との関係を示す図である。
【図４】機械構造用鋼の製造過程における加熱温度とＧｆ粒度番号との関係を示す図である。
【図５】機械構造用鋼の製造過程における最終加工温度と疲労限度比との関係を示す図である。
【図６】機械構造用鋼の製造過程における冷却速度とＧｆ粒度番号との関係を示す図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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