(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：0.40〜0.60％、Si：0.05％超え0.10％以下、Mn：0.20〜0.65％、Cr：0.30％以下、Ti：0.005〜0.05％、Ｂ：0.0003〜0.0030％、Al：0.05％超え0.07％以下およびMo：0.05〜0.20％を含有し、不純物元素であるS、OおよびNを、それぞれ0.02％以下、0.0015％以下および0.0070％以下に制限し、残部はFeおよび不可避的不純物からなることを特徴とする、冷間鍛造性、焼入性およびスケール剥離性に優れた機械構造用炭素鋼。
【請求項２】
質量％で、V：0.01〜0.5％、Nb：0.005〜0.05％のうちから選ばれた１種または２種をさらに含有することを特徴とする請求項１に記載の冷間鍛造性、焼入性およびスケール剥離性に優れた機械構造用炭素鋼。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、冷間鍛造性、焼入性および加工工程におけるスケール剥離性に優れた機械構造用炭素鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
冷間鍛造性及び焼入性に優れる機械構造用炭素鋼には、特開平２−１２９３４１号公報や特開昭６１−１７４３２３号公報に記載されている成分系が知られている。
【０００３】
しかしながら、上掲公報に記載された鋼は、いずれも冷間鍛造工程で行う熱処理において生成するスケール量が多くなり、十分なスケール剥離性が得られない場合があった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の目的は、冷間鍛造性、焼入性および加工工程におけるスケール剥離性に優れた機械構造用炭素鋼を提供することにある。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
上記目的を達成するため、発明者らがスケール剥離性の改善について詳細な検討を行った結果、スケール剥離性の良否は鋼中のＳｉ量と密接な関係があることを見出した。
すなわち、前記公報に記載された鋼はいずれも、鋼中のＳｉ量が０．０５質量％以下であったが、発明者らは、鋼中のＳｉ含有量を０．０５質量％超え０．１質量％以下の範囲にすれば、スケール剥離性が顕著に向上した機械構造用炭素鋼が得られることを見出したのである。
【０００６】
本発明の要旨は下記の通りである。
（１）  質量％で、Ｃ：0.40〜0.60％、Si：0.05％超え0.10％以下、Mn：0.20〜0.65％、Cr：0.30％以下、Ti：0.005〜0.05％、Ｂ：0.0003〜0.0030％、Al：0.05％超え0.07％以下およびMo：0.05〜0.20％を含有し、不純物元素であるS、OおよびNを、それぞれ0.02％以下、0.0015％以下および0.0070％以下に制限し、残部はFeおよび不可避的不純物からなることを特徴とする、冷間鍛造性、焼入性およびスケール剥離性に優れた機械構造用炭素鋼。
（２）質量％で、V：0.01〜0.5％、Nb：0.005〜0.05％のうちから選ばれた１種または２種をさらに含有することを特徴とする上記（１）に記載の冷間鍛造性、焼入性およびスケール剥離性に優れた機械構造用炭素鋼。
【０００７】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の鋼組成を上記範囲に限定した理由について説明する。なお、質量％は以下では単に％と示す。
【０００８】
Ｃ：０．４０〜０．６０％
Ｃは、高周波焼入時の表面硬化及び有効硬化深さを確保する上で有効な元素であって、積極的に活用するが、０．４０％に満たないと機械部品として必要な強度を確保することが困難である。また、０．６０％を超えて含有すると冷間鍛造時の変形抵抗が過大となり目的とする低変形荷重が達成し得ないので、その含有量の上限を０．６０％とした。
【０００９】
Ｓｉ：０．０５％超え０．１０％以下
Ｓｉは、本発明では最も重要な元素であり、その含有量が０．０５％を超えると加工工程でのスケール生成量が少なくなり、それに伴って、スケール剥離性を顕著に向上させることができる。一方、Ｓｉ含有量が０．１０％を超えると、冷間鍛造時の変形抵抗を上昇させる。従って、この発明では、Ｓｉ含有量を０．０５％超え０．１０％以下とした。
【００１０】
一例として、図１に、Ｓｉ含有量が０．０８％である発明鋼と、Ｓｉ含有量が０．０４％である比較鋼のスケール厚さをそれぞれ測定したときの結果を示す。また、図２は、上記スケールを有する各鋼に０〜５％の加工歪を付与し、このとき、加工歪を付与した鋼の残存スケール量を加工歪に対してプロットしたものである。
図１及び図２から、発明鋼は、比較鋼に比べて生成するスケール厚さが薄く、それに伴って、加工歪を付与したときの残存スケール量も少ないことがわかる。
【００１１】
Ｍｎ：０．２０〜０．６５％
Ｍｎは、焼入性を確保する上で有用な元素であるが、球状化焼鈍時には炭化物中に一部固溶する。このため、０．２０％未満では高周波焼入時に焼入性の不足を招くので、０．２０％以上とする。一方、０．６５％を超えると変形抵抗を増加せしめるので、その含有量は０．６５％を上限とした。
【００１２】
Ｃｒ：０．３０％以下
Ｃｒは、球状化焼鈍状態においては、炭化物中に固溶し炭化物を難溶解性とするため高周波焼入性を劣化させる。一方、微量の添加により球状化組織を改善し変形能を向上させる効果がある。そこで、両者のバランスからＣｒ添加量の上限は０．３０％とした。なお、好ましくは、Ｃｒ添加量を０．０１〜０．１３％とすればさらに効果を増す。
【００１３】
Ｔｉ：０．００５〜０．０５％
Ｔｉは、Ｃ、Ｎと親和力が強く、それぞれと窒化物、炭化物を形成して、フェライト中の固溶Ｃ及びＮを低減する。このため、歪時効を抑制するので冷間鍛造時の変形抵抗を低下させるとともに、後述するＢの焼入性向上効果を有効に発揮させることが可能であるが、０．００５％未満ではこの効果は小さく、また０．０５％を超えて含有すると巨大な窒化物を形成する。これらは転動疲労寿命に極めて有害である。上記の理由によりＴｉの添加量は０．００５〜０．０５％の範囲とした。
【００１４】
Ｂ：０．０００３〜０．００３０％
Ｂは、焼入性に有用な元素であるので積極的に添加するが、０．０００３％未満ではその効果が小さく、一方、０．００３０％を超えて添加するとその効果が飽和するので、その添加量は０．０００３〜０．００３０％に限定した。
【００１５】
Al：0.05％超え0.07％以下
Alは、脱酸剤として有用であるばかりでなく、Nとの親和力が強くAlNを形成する。このためBの焼入性向上効果を有効に発揮させるので積極的に添加するが、0.05％以下ではその効果は小さく、一方、0.07％を超えて含有すると固溶体強化により変形抵抗を増大させるので、その含有量は0.05％超え0.07％以下に限定した。
【００１６】
なお、鋼中のＡｌ含有量は、例えば第１５５３７９２号公報に記載されているように、鋼中のＡｌ含有量が０．０５０％以下であり、この鋼中の酸素レベルを低位（具体的には、０．００１５％以下）に抑制する場合、通常は、溶鋼をＬＦ（Ｌａｄｌｅ  Ｆｕｒｎａｃｅ）法に代表される取鍋精錬法によって溶製するのが一般的であるが、この精錬を行うことは、製造コストの上昇等を招くため好ましくない。
【００１７】
そこで、本発明者らは、ＬＦ法による精錬を行うことなく酸素レベルを低位に抑制するための検討を行ったところ、鋼中のＡｌ含有量を０．０５％よりも多くすれば、ＬＦ法による精錬を行うことなく、低位な酸素レベルの炭素鋼を安定的に製造することが可能であることを見出した。
【００１８】
よって、この発明では、LF法による精錬を行うことなく、鋼中の酸素レベルを低位（O：0.0015％以下）に抑制するため、Al含有量を0.05％超え0.07％以下とする。
【００１９】
図３は、ＬＦ法による精錬を行わないで製造した鋼中のＡｌ含有量を変化させ、そのときの、鋼中のＯ含有量の変化をプロットしたものの一例である。
図３の結果から、鋼中のＡｌ含有量が０．０５％よりも多いと、鋼中のＯ含有量が０．００１５％以下になっているのがわかる。
【００２０】
なお、一般に、鋼中のＡｌ含有量の増加とともに、生成するＡｌ介在物も増加する傾向にあるが、Ａｌ含有量が０．０５超え０．０７％以下の範囲であれば、鍛造加工を行っても何ら問題は生じず、材料特性に悪影響を及ぼすものでないことは、実験によって既に確認してある。
【００２１】
Ｍｏ：０．０５〜０．２０％
Ｍｏは、焼入性を向上させる元素であり、添加量としては０．０５％未満では焼入性向上への効果が小さいので、０．０５％以上添加する必要があるが、０．２０％を超えて含有させると加工硬化が大きくなり冷間鍛造時の変形抵抗が増大させるので、その含有量の上限を０．２０％とした。
【００２２】
Ｓ：０．０２％以下
Ｓは、ＭｎＳ系介在物を形成し冷間変形能を劣化させるので低減することが望ましく、その含有量の上限を０．０２％とした。
【００２３】
Ｏ：０．００１５％以下
Ｏは、鋼中のＡｌ，Ｍｎ，Ｓｉ等の酸化物を形成し、冷間鍛造性及び転動疲労寿命特性を劣化させるので、その含有量の上限を０．００１５％に限定した。
【００２４】
Ｎ：０．００７０％以下
Ｎは、フェライト中に固溶して歪時効を生じ、変形抵抗を増大させるとともに、Ｂと反応してＢＮを形成し、Ｂの焼入性向上効果を低減するので極力低減することが望ましく、その含有量の上限を０．００７０％とした。
【００２５】
この発明では、上記鋼組成成分を限定することを必須の発明特定事項とするが、この他の成分、例えばＶ：０．０１〜０．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％のうちから選ばれた１種または２種を必要に応じて含有してもよい。
【００２６】
Ｖ：０．０１〜０．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％のうちから選ばれた１種または２種をさらに含有すること
Ｖは、析出硬化により鋼の強度を増加させ、また焼戻し軟化抵抗を増加させる元素であり、ねじり強度を高める。しかし、０．０１％未満の添加では、強度の増加が少なく、一方、０．５％を超えて添加しても添加量に見合う強度の増加が認められない。このため、Ｖ添加量は０．０１〜０．５％の範囲にすることが好ましい。
【００２７】
Ｎｂは、析出硬化により鋼の強度を増加させ、また焼戻し軟化抵抗を増加させる元素であり、ねじり強度を高める。しかし、０．００５％未満の添加では、強度の増加が少なく、一方、０．０５％を超えて添加しても強度増加が飽和する。このため、Ｎｂ添加量は０．００５〜０．０５％の範囲にすることが好ましい。
【００２８】
次に、本発明の機械構造用炭素鋼の製造方法の一例について説明する。
本発明の機械構造用炭素鋼は、溶鋼を転炉で溶製し、さらに、必要に応じて取鍋内にてＲＨ法などによる真空精錬あるいは他の二次精錬を行ったのち、連続鋳造法、造塊法又はレオキャスティング法などによって鋼塊あるいは鋼片とし、さらに、必要に応じて、分塊圧延または鋼片圧延を施して、必要サイズの鋼片とし、次に、この鋼片に熱間圧延を施して棒鋼とすることによって製造することができる。その後、所定の長さに切断して、鋼中の炭化物を球状化する熱処理を行ったのち、脱スケールのための、ショット・ボンデ（ショットブラストを行った後に潤滑剤を用いた機械的剥離を行う処理）を施し、次いで、冷間鍛造を、低温焼鈍およびショット・ボンデを挟んで複数回行った後、切削加工し、その後、焼入れ（ＩＱＴ）することによって、機械構造用部品とすることができる。
【００２９】
なお、この発明では、上記した製造方法に限るものではなく、種々の変更を加えることができる。
【００３０】
【実施例】
次に、本発明の機械構造用炭素鋼の丸棒を試作し、性能を評価したので以下で説明する。
表１に示す化学組成をもつ各鋼材を溶解し、１００ｋｇの鋼塊とし、熱間圧延により５０ｍｍ径の丸棒とした。次いで、７４５℃×７時間で球状化焼鈍処理を行った後に徐冷し、化成処理を行ってから５０ｍｍ径から、３０ｍｍ径まで、冷間加工したのち、７２５℃×１時間の低温焼鈍（ＬＡ）及び脱スケール処理を行うことによって、機械構造用炭素鋼材を製造した。
【００３１】
【表１】
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【００３２】
得られた上記各供試鋼材について、冷間鍛造性、焼入れ性及びスケール剥離性を評価した。
【００３３】
（１）冷間鍛造性
冷間鍛造用試験用として、前記鋼材から機械加工により１５ｍｍφ×２２．５ｍｍの円柱状試験片を採取した。冷間鍛造試験は端面完全拘束の条件で、逐次圧縮を行い、限界圧縮率、圧縮率７０％の変形抵抗を求めた。冷間鍛造試験は１鋼種あたり１０個の試験片を用い、試験片の５０％が割れを発生する圧縮率を限界圧縮率とする。
【００３４】
（２）焼入性
高周波焼入試験用として、前記鋼材から機械加工により１２ｍｍφ×１００ｍｍの試験片を採取した。これに、周波数１５ｋＨｚの高周波焼入装置を用いて焼入れし、１５０℃×６０ｍｉｎの焼戻しを施して、表面硬さ、有効硬化深さを測定した。ここで、有効硬化深さとはビッカース硬さＨｖ：３９２以上となる表面からの距離をいう。
【００３５】
（３）スケール剥離性
上記脱スケール処理を行わず、上記各供試鋼から機械加工によりＪＩＳ  Ｚ  ２２０１  ５号引張り試験片を採取し、所定の引張り歪を付与した後、残存スケール量を測定し、スケール剥離性を評価した。
これらの評価結果を表２に示す。
【００３６】
【表２】
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【００３７】
表２に示す評価結果から、本発明鋼はいずれも、冷間鍛造性、焼入れ性及びスケール剥離性に優れていた。
一方、鋼中のＳｉ含有量が０．０５％以下である比較鋼５は、スケール剥離性が劣っており、また、鋼中のＳｉ含有量が０．１０％を超える比較鋼６は、冷間鍛造性（変形抵抗）および高周波焼入性（有効硬化深さ）が劣っていた。
【００３８】
【発明の効果】
本発明は、Ｓｉ含有量を適正範囲に限定したことによって、優れた冷間鍛造性及び焼入れ性を保持しつつ、特に、冷間鍛造工程で行う熱処理時に発生するスケール量を少なくして、スケール剥離性を飛躍的に向上させることができる。
また、Ａｌ含有量を０．５％超えとすることによって、取鍋精錬法による精錬を行わなくても、Ｏ：０．００１５％以下の低酸素鋼を安定して製造する事が可能となり、この結果、製造コストの低減等が図れる。
【図面の簡単な説明】
【図１】鋼中Ｓｉ含有量と低温焼鈍（ＬＡ）後のスケール厚さとの関係を示す図である。
【図２】付与した引張り歪と残存スケール量の関係に及ぼす鋼中Ｓｉ含有量の影響を示す図である。
【図３】ＲＨ法による真空精錬のみをを行い取鍋精錬を行わなかった場合の、鋼中ＡｌとＯの含有量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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