(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．４５〜０．７０ｗｔ．％、
Ｓｉ：１．０〜２．０ｗｔ．％、
Ｍｎ：０．３０ｗｔ．％以下、
Ｐ：０．０２０ｗｔ．％以下、
Ｓ：０．０４０ｗｔ．％以下、
Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．０５０ｗｔ．％、
Ｎ：０．００８０ｗｔ．％以下、
Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ：０．１２〜０．３５ｗｔ．％、および、
残り：Ｆｅおよび不可避不純物からなっており、そして、その組織が主としてフェライトおよび微細でない黒鉛であることを特徴とする、冷間加工性および高周波焼入れ性に優れた機械構造用鋼。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】
この発明は、黒鉛化するための焼鈍時間が短縮でき、冷間加工性および高周波焼入れ性に優れた機械構造用鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
一般に、自動車部品等の機械構造用鋼として使用される鋼材のうち、冷間鍛造等のような冷間加工によって成形した後に、高周波焼入れ・焼戻しが施される鋼材については、その焼入れ性を確保するために、Ｃを０．３５  ｗｔ．％  以上含有する、例えばＪＩＳ  Ｓ４８Ｃ鋼が使用されており、この鋼材に球状化焼鈍を施して軟質化し、次いで、冷間鍛造等の冷間加工を行っている。
【０００３】
このような球状化焼鈍が施された鋼材の場合、そのＣ含有量が多いために、冷間鍛造等のような冷間加工の際における変形抵抗が大きく、その低減には限度があり、例えば、冷間鍛造用金型の寿命の低下または成形荷重の過多によって、冷間鍛造が不可能になる場合がある。そのために、球状化焼鈍が施された鋼材よりも、冷間鍛造等の冷間加工性に優れた鋼材が強く望まれている。
【０００４】
このような背景から、焼鈍によって、金属組織中のパーライトをフェライトおよび黒鉛にする黒鉛化鋼を、機械構造用鋼に適用することが提案されている。例えば、特開平７−３３９０号公報には、黒鉛化焼鈍の前に鋼中にＺｒＮ  を微細に析出させることによって、黒鉛化の促進と黒鉛の微細化を図り、冷間鍛造性を高める方法が開示されている。
【０００５】
窒化物を利用して黒鉛の微細化を図る方法として、例えば特開平６−３７６８５  号公報には、鋼中のＡｌＮ  またはＢＮなどを利用する方法が開示されている。
また、特開平３−１４６６１８号公報には、鋼の化学成分の調整とともに、熱間圧延において低温仕上げおよび／または圧延後の加速冷却を施し、圧延後の組織を微細化することによって、黒鉛化の促進と黒鉛の微細化を図り、冷間変形抵抗を低減した冷間鍛造用鋼が開示されている。
【０００６】
特開平６−２１２３５１号公報におよび特公昭５４−３０３６６号公報には、黒鉛のサイズとその面積率を特定の範囲に限定し、更に、Ｐｂなどの快削元素を添加することによって、冷間鍛造性を改善すると共に、被削性を改善する方法が開示されている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
上述した各公報に開示されている方法は、何れも、黒鉛のサイズを小さくすることを前提として、黒鉛化鋼の冷間加工性を改善しようとするものであるが、本発明者等の研究によれば、このような黒鉛のサイズを調整する方法では、黒鉛化鋼の組織中におけるフェライトの低強度化と局部変形能の改善には限度があり、黒鉛化鋼における冷間鍛造等のような冷間加工性の向上には限界があった。従って、厳しい冷間加工性が要求される場合には、これらの黒鉛化鋼を採用することは不適切であった。
【０００８】
従って、この発明の目的は、上述した問題を解決し、黒鉛化するための焼鈍時間が短縮でき、冷間鍛造等のような冷間加工性に優れ、且つ、高周波焼入れ性に優れた黒鉛化鋼からなる機械構造用鋼を提供することにある。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者等は、上述した観点から、冷間加工性および高周波焼入れ性に優れた黒鉛化鋼からなる機械構造用鋼を開発すべく鋭意研究を重ねた。その結果、黒鉛化鋼の冷間加工性は、金属組織中のフェライトの冷間加工性によってほぼ定まること、また、一般に炭素鋼鋼材においてトランプ元素といわれているＣｕ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏの合計含有量を所定範囲に限定することによって、黒鉛化鋼の冷間加工性を改善し得ることを見出した。
【００１０】
即ち、Ｃ含有量を、高周波焼入れ硬さを得られる範囲に規定し、黒鉛化するための焼鈍時間を短縮するために所定量のＳｉを添加し、そして、トランプ元素といわれているＣｕ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏの合計含有量を所定範囲に限定すれば、冷間加工時における変形抵抗が低減されて、局部変形能が飛躍的に向上し、冷間加工性および高周波焼入れ性に優れた黒鉛化鋼が得られることを知見した。
【００１１】
なお、Ｃｕ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏの合計含有量を規定した黒鉛化鋼においては、従来の  ＡｌＮなどの窒化物を利用した黒鉛化鋼に比べて、若干焼鈍時間が長くはなるが、それは工業生産の可能な範囲内の時間であって、問題になるような時間ではない。
【００１２】
この発明は、上記知見に基づきなされたものであって、この発明の機械構造用鋼は、Ｃ：０．４５〜０．７０ｗｔ．％、Ｓｉ：１．０〜２．０ｗｔ．％、Ｍｎ：０．３０ｗｔ．％以下、Ｐ：０．０２０ｗｔ．％以下、Ｓ：０．０４０ｗｔ．％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．０５０ｗｔ．％、Ｎ：０．００８０ｗｔ．％以下、Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ：０．１２〜０．３５ｗｔ．％、および、残り：Ｆｅおよび不可避不純物からなっており、そして、その組織が主としてフェライトおよび微細でない黒鉛であることに特徴を有するものである。
【００１３】
【作用】
本発明においては、Ｃ含有量を上記範囲に規定したことによって、高周波焼入れ後の表層硬さが確保され、上記範囲の量のＳｉを含有していることによって、黒鉛化のための焼鈍時間が短縮され、更に、トランプ元素といわれているＣｕ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏの合計含有量を上記範囲に規定したことによって、冷間加工性が向上する作用が発揮される。
【００１４】
次に、この発明の機械構造用鋼の化学成分組成を、上述した範囲内に限定した理由について、以下に述べる。
（１）  Ｃ：
Ｃは、高周波焼入れ用鋼として不可欠な元素であり、高周波焼入れ後の表層硬さを確保するためには、Ｃを０．４５ｗｔ．％以上含有していることが必要である。しかしながら、Ｃ含有量が０．７０ｗｔ．％を超えると、高周波焼入れ後に焼割れが発生しやすくなる。従って、Ｃ含有量は０．４５〜０．７０  ｗｔ．％  の範囲内に限定すべきである。
【００１５】
（２）  Ｓｉ：
Ｓｉは、黒鉛化を促進する有効な元素であり、黒鉛化のための焼鈍時間を短縮するためには、Ｓｉを１．０  ｗｔ．％以上含有していることが必要である。しかしながら、Ｓｉ含有量が  ２．０ｗｔ．％を超えると、熱間圧延時における鋼材表面の脱炭を助長し、その製品品質を劣化させると共に、黒鉛化鋼中のフェライトを固溶強化し、冷間変形抵抗を高める問題が生ずる。従って、Ｓｉ含有量は、１．０  〜２．０  ｗｔ．％の範囲内に限定すべきである。
【００１６】
（３）  Ｍｎ：
Ｍｎは、鋼中に不可避的に含有される元素であるが、その含有量が０．３  ｗｔ．％を超えると、Ｓｉと同様にフェライトを固溶強化し、冷間変形抵抗を高める問題が生ずる。従って、Ｍｎ含有量は、０．３  ｗｔ．％以下に限定すべきである。
【００１７】
（４）Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ：Ｃｕ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏは、鋼中に０．１２ｗｔ．％程度、不可避的に含有される元素であるが、その合計含有量が０．３５ｗｔ．％を超えると、黒鉛化鋼の冷間変形抵抗が著しく増大すると共に、黒鉛化鋼の局部変形能が低下する．従って、Ｃｕ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏの合計含有量は、０．１２〜０．３５ｗｔ．％の範囲内に限定すべきである。
【００１８】
（５）  Ｐ：
Ｐも、鋼中に不可避的に含有される元素であり、その含有量が  ０．０２０ｗｔ．％を超えると、著しく黒鉛化を阻害する。従って、Ｐ含有量は、  ０．０２０ｗｔ．％以下に限定すべきである。
【００１９】
（６）  Ｓ：
Ｓも、鋼中に不可避的に含有される元素であり、その含有量が  ０．０４０ｗｔ．％を超えると、鋼材の靭性を劣化させる。従って、Ｓ含有量は、０．０４０ｗｔ．％  以下に限定すべきである。
【００２０】
（７）  Ｎ：
Ｎも、鋼中に不可避的に含有される元素であり、その含有量が０．００８０ｗｔ．％を超えると黒鉛化鋼の冷間鍛造性を著しく阻害する。従って、Ｎ含有量は、０．００８０ｗｔ．％以下に限定すべきである。
【００２１】
次に、本発明鋼からなる鋼材としての棒鋼の製造方法の一例について述べる。上述した化学成分組成からなる鋼を、電気炉または転炉等によって溶製し、これを連続鋳造法または造塊法によってブルームまたはスラブに調製する。次いで、調製されたブルームまたはスラブを熱間圧延して所定径の棒鋼を製造する。得られた棒鋼に対し、加熱炉により焼鈍を施すことによって、主として黒鉛とフェライトとからなる組織の、冷間加工性および高周波焼入れ性に優れた機械構造用棒鋼が製造される。
なお、本発明鋼によって製造される鋼材としては、上記棒鋼のほか、鋼板、鋼管、形鋼、線材等の各種鋼材およびそれらの加工材等、どのような形態であってもよい。
【００２２】
【実施例】
次に、この発明を、実施例により比較例と対比しながら説明する。
表１に示す、本発明の範囲内の化学成分組成を有する鋼（以下、本発明鋼という）Ｎｏ．  １〜６および本発明の範囲外の化学成分組成を有する鋼（以下、比較鋼という）Ｎｏ．  ７〜１７を電気炉によって溶製した後、直径４０ｍｍの棒鋼に熱間圧延し、得られた棒鋼に対して、７００  ℃×（５〜２０）時間の焼鈍を施し、かくして、主として黒鉛およびフェライトからなる組織の黒鉛化鋼である棒鋼を製造した。
【００２３】
また、表１に示す比較鋼Ｎｏ．  １８は、公知のＪＩＳ  Ｓ４８Ｃに相当する化学成分組成の鋼であって、この鋼を電気炉によって溶製した後、直径４０ｍｍの棒鋼に熱間圧延し、得られた棒鋼に対して、７３０  ℃×８時間の加熱・保持を施した後、冷却し、かくして、従来のフェライトと球状化セメンタイトからなる組織の棒鋼を製造した。
【００２４】
【表１】
0003598147.tif 000002
【００２５】
上記のようにして製造された本発明鋼および比較鋼からなる棒鋼の各々から、ＪＩＳ  ４号引張り試験片を採取し、採取された試験片について引張り試験を施した。更に、上記本発明鋼および比較鋼からなる棒鋼の各々につき、直径１４ｍｍ×高さ２１ｍｍで、その長さ方向に深さ  ０．８ｍｍのＶ状ノッチが付与された試験片を調製し、得られた試験片に対して、端面拘束下での冷間据え込み試験を施し、その限界圧縮率を求めた。また、上記本発明鋼および比較鋼からなる棒鋼の各々につき、直径８ｍｍ×高さ１２ｍｍの試験片を調製し、得られた試験片に対して、端面拘束下での冷間据え込み試験を施し、真歪み０．８％での変形抵抗を測定した。
【００２６】
更に、上記本発明鋼および比較鋼からなる棒鋼の各々につき、直径３０ｍｍ×長さ２００  ｍｍの試験片を調製し、得られた試験片に対して、周波数：３０ＫＨｚ  、電力：１８．５ＫＷ、コイル移動速度：３ｍｍ／分の条件による高周波部分焼入れ処理を施し、次いで、１５０  ℃×２時間の焼戻しを施し、その表層焼入れ硬さを測定すると共に、磁粉探傷により焼割れの有無を調べた。
【００２７】
上記各試験によって求められた、本発明鋼および比較鋼からなる棒鋼の引張強さ、限界圧縮率、真歪み０．８％での変形抵抗、表層焼入れ硬さおよび焼き割れの有無を、表１に併せて示した。
【００２８】
表１から明らかなように、本発明鋼Ｎｏ．  １〜６においては、その引張強さが４２６ＭＰａ以下、変形抵抗が７１３ＭＰａ以下であって何れも低く、従来の球状化焼鈍処理を施した比較鋼Ｎｏ．  １８の変形抵抗よりも低かった。また、その冷間加工時における局部的変形能を示す限界圧縮率も４９％以上であって、上記比較鋼Ｎｏ．  １８の限界圧縮率よりも高かった。更に、高周波焼入れ後の表層硬さもビッカース６９０  以上であり、上記比較鋼Ｎｏ．  １８の焼入れ硬さよりも高かった。
このように、本発明鋼Ｎｏ．  １〜６においては、従来の球状化焼鈍処理を施した比較鋼Ｎｏ．  １８（ＪＩＳ  Ｓ４８Ｃ）に比べ、冷間加工性および高周波焼入れ性が著しく優れていた。
【００２９】
これに対して、比較鋼Ｎｏ．  ７においては、Ｃ含有量が本発明の範囲を外れて少ないために、その表層硬さ（ＨＶ）が６１０  であって低く、一方、比較鋼Ｎｏ．  ８においては、Ｃ含有量が本発明の範囲を超えて多いために、高周波焼入れ後に焼き割れが発生した。
【００３０】
比較鋼Ｎｏ．  ９においては、Ｓｉ含有量が本発明の範囲を外れて少ないために、引張り強さが５３０ＭＰａで高く、一方、比較鋼Ｎｏ．１０  においては、Ｓｉ含有量が本発明の範囲を超えて多いために、限界圧縮率が３４％であって低かった。
【００３１】
比較鋼Ｎｏ．  １１においては、Ｍｎ含有量が本発明の範囲を超えて多いために、限界圧縮率が３８％であって低かった。比較鋼Ｎｏ．  １２〜１５は、何れもＣｕ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏの合計含有量が本発明の範囲を超えて多いために、限界圧縮率が低く、局部変形能が劣化した。比較鋼Ｎｏ．１６  においては、Ｎ含有量が本発明の範囲を超えて多く、そして、比較鋼Ｎｏ．１７  においては、Ａｌ含有量が本発明の範囲を超えて多いために、何れもその限界圧縮率が低かった。
【００３２】
【発明の効果】
以上述べたように、この発明によれば、黒鉛化するための焼鈍時間が短縮でき、しかも、冷間鍛造等のような冷間加工時において、変形抵抗の低減および局部変形能の増加により、冷間加工性が向上し、更に、冷間加工後の高周波焼入れ性を高めることができる等、多くの工業上優れた効果がもたらされる。