(57)【要約】【課題】熱間圧延ままで（黒鉛＋球状セメンタイト）組織を有し、被削性、焼入性および冷間鍛造性に優れた機械構造用鋼を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．１  〜１．５  ％、Ｓｉ：０．１５〜０．５  ％、Ｍｎ：０．０５〜０．３  ％、Ａｌ：０．００５  〜０．１  ％、Ｂ：０．０００３〜０．０１５  ％、Ｎ：０．００１５〜０．０１５  ％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０３５  ％以下およびＯ：０．００３  ％以下を含有する組成になる鋼材を、オーステナイト単相域の温度で均熱したのち、熱間圧延の仕上圧延を、（Ａｒ１−５０℃）〜（Ａｒ１＋５０℃）の温度域で２０％以上の圧下率で施し、仕上圧延終了後、０．０５〜０．５  ℃／ｓの冷却速度で少なくとも  ５００℃まで冷却する。【選択図】        なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．１  〜１．５  ％、
Ｓｉ：０．１５〜０．５  ％、
Ｍｎ：０．０５〜０．３  ％、
Ａｌ：０．００５  〜０．１  ％、
Ｂ：０．０００３〜０．０１５  ％、
Ｎ：０．００１５〜０．０１５  ％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０３５  ％以下および
Ｏ：０．００３  ％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になる鋼材を、オーステナイト単相域の温度で均熱したのち、熱間圧延の仕上圧延を、（Ａｒ１−５０℃）〜（Ａｒ１＋５０℃）の温度域で２０％以上の圧下率で施し、仕上圧延終了後、０．０５〜０．５  ℃／ｓの冷却速度で少なくとも  ５００℃まで冷却することを特徴とする、熱間圧延ままで球状化炭化物および黒鉛組織を有する機械構造用鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車部品や電気部品等の機械部品に供して好適な、熱間圧延ままで球状化炭化物および黒鉛組織を有する機械構造用鋼の製造方法に関し、特に前処理としての焼鈍処理なしに、効果的に球状化炭化物および黒鉛組織を生成させることにより、鍛造性、被削性および焼入性などの有利の向上を図ろうとするものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車用部品、例えばギア部品やドライブシャフト、等速ジョイント等の製造に際しては、素材を熱間加工によって棒材や線材に加工したのち、冷間成形加工や切削等によって所定の部品形状に成形し、その後焼入れ焼戻し処理を施して、機械部品としての要求特性を確保するようにしている。
従って、素材である鋼材には高い冷間成形性および被削性が要求される。
【０００３】
そこで、素材の冷間成形性と被削性を同時に向上させるために、鋼の組織中に黒鉛を分散させて（黒鉛＋フェライト）組織または（黒鉛＋球状化炭化物＋フェライト）組織とすることが提案されている（例えば特許文献１、特許文献２、特許文献３）。
これらの技術は、黒鉛の持つ潤滑性によって被削性を確保しようとするものである。但し、いずれの技術の場合にも、熱間圧延された鋼に焼鈍を施して、黒鉛を析出させ、さらには炭化物を球状化させる必要がある。このような長時間の焼鈍処理で黒鉛の析出および炭化物を球状化を図る場合、その加熱保持時間は十分長くする必要があり、２０〜３０ｈ程度かかる場合もめずらしくはない。このような焼鈍処理の追加は、当然ながら、加熱炉等の設備が必要になるだけでなく、多大の熱エネルギーを必要とし、資源やコストの面でのロスが大きく、生産性向上の大きな障害となっていた。
【０００４】
上記の問題を解決する手段として、鋼材製造工程のオンライン中で炭化物を球状化させようとする研究開発が行われてきた。
例えば、圧延によって発生する加工発熱を利用する技術が提案されている（例えば特許文献４、特許文献５、特許文献６）。
この技術は、一旦、Ａｒ１点以下に冷却したのち、仕上げ圧延加工によって発生する変形熱によって鋼材を再加熱し、特にオフラインでの球状化焼鈍を施すことなく圧延ままで、鋼材中の炭化物を球状化させようとするものである。しかしながら、この技術における加工発熱の制御は極めて難しく、棒鋼の場合、鋼材断面での組織のばらつきを引き起こし易いという問題があった。
【０００５】
また、冷却中に引張応力を加えてある温度域まで冷却したのち、再加熱し、極短時間の焼鈍を施すことによって炭化物の球状化を達成する方法が提案されている（例えば特許文献７）。
この技術は、まずパーライト中のセメンタイトを引張応力にて機械的に分断しておくことにより、その後の球状化の促進を図った技術である。但し、この方法では、再加熱が必要となり、コストダウンの観点からは未達成といわざるを得ない。さらに、与える引張応力は冷却速度の関数として規定されており、このような応力を線材に的確に付与するには、特別の設備を必要とし、この点にも問題を残していた。
【０００６】
【特許文献１】
特開平３−１４０４１１号公報
【特許文献２】
特開２００１−１１５７０  号公報
【特許文献３】
特開２００１−１１５７１  号公報
【特許文献４】
特公平５−７６５２４  号公報
【特許文献５】
特公平５−７６５２５  号公報
【特許文献６】
特公平５−４０００６  号公報
【特許文献７】
特公平６−７４４５３  号公報
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記のような現状に鑑みて開発されたもので、通常行われる球状化焼鈍を省略し、熱間圧延ままでの状態で、十分な黒鉛の析出および炭化物の球状化分散状態を確保して、高い冷間鍛造性、被削性および焼入性を発現させることができる、機械構造用鋼の有利な製造方法を提案することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
さて、発明者らは、上記の目的を達成すべく鋭意検討を行った結果、線材や棒鋼の熱間圧延工程とくに仕上圧延工程に工夫を加えると共に、その後の冷却条件を特定の範囲に制御することによって、熱間圧延ままで（黒鉛＋球状セメンタイト）組織を有する鋼材を得ることができ、その結果、従来の焼鈍処理を行った場合と同等の組織および特性を有する線材、棒鋼が得られることの知見を得た。
本発明は、上記の知見に立脚するものである。
【０００９】
すなわち、本発明は、質量％で、
Ｃ：０．１  〜１．５  ％、
Ｓｉ：０．１５〜０．５  ％、
Ｍｎ：０．０５〜０．３  ％、
Ａｌ：０．００５  〜０．１  ％、
Ｂ：０．０００３〜０．０１５  ％、
Ｎ：０．００１５〜０．０１５  ％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０３５  ％以下および
Ｏ：０．００３  ％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になる鋼材を、オーステナイト単相域の温度で均熱したのち、熱間圧延の仕上圧延を、（Ａｒ１−５０℃）〜（Ａｒ１＋５０℃）の温度域で２０％以上の圧下率で施し、仕上圧延終了後、０．０５〜０．５  ℃／ｓの冷却速度で少なくとも  ５００℃まで冷却することを特徴とする、熱間圧延ままで球状化炭化物および黒鉛組織を有する機械構造用鋼の製造方法である。
【００１０】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明において鋼素材の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。なお、成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％を意味するものとする。
Ｃ：０．１  〜１．５  ％
Ｃは、黒鉛やセメンタイトを形成する上で不可欠な元素であり、含有量が  ０．１％に満たないと焼入性の確保が難しいだけでなく、被削性確保に重要な所定量の黒鉛を析出させることが難しく、一方  １．５％を超えると軟質化が困難となって、冷間鍛造性が著しく低下したり、熱間圧延材で割れやキズが発生し易くなるので、Ｃは  ０．１〜１．５  ％の範囲に限定した。
【００１１】
Ｓｉ：０．１５〜０．５  ％
Ｓｉは、フェライト中に固溶して強度を確保する上で有用なだけでなく、セメンタイト中に固溶せずセメンタイトを不安定化させることで黒鉛の析出を促進する点でも有用な元素である。これらの効果を得るためには、０．１５％以上の含有が必要であるが、０．５  ％を超えて多量に含有させると鍛造時の変形抵抗が著しく上昇するため、Ｓｉは０．１５〜０．５  ％の範囲に限定した。
【００１２】
Ｍｎ：０．０５〜０．３  ％
Ｍｎは、脱酸に有効なだけでなく、焼入性の向上にも有用な元素である。しかしながら、含有量が０．０５％に満たないとその添加効果に乏しく、一方  ０．３％を超えると黒鉛化を著しく阻害するため、Ｍｎは０．０５〜０．３  ％の範囲に限定した。
【００１３】
Ａｌ：０．００５  〜０．１  ％
Ａｌは、鋼中のＮと反応してＡｌＮを形成し、これが黒鉛析出の核として機能する。そのため、Ａｌは黒鉛化に必要な元素であるが、含有量が  ０．００５％未満ではその添加効果に乏しい。一方、Ａｌは、硬質のＡｌ系酸化物を形成し、これが疲労破壊の起点となったり、切削時に工具磨耗を促進する等の悪影響を及ぼす。特にＡｌ量が０．１  ％を超えると、この悪影響が顕著になるので、Ａｌは  ０．００５〜０．１  ％の範囲に限定した。
【００１４】
Ｂ：０．０００３〜０．０１５  ％
Ｂは、鋼中のＮと反応してＢＮを形成し、これが黒鉛析出の核として機能すると共に、黒鉛を微細化する作用がある。また、Ｂは、鋼の焼入性を確保する上でも重要な元素である。しかしながら、含有量が０．０００３％未満ではその効果が発揮されず、一方  ０．０１５％を超えて含有すると逆にセメンタイトを安定化させ、黒鉛析出を阻害する悪影響の方が大きくなるので、Ｂは０．０００３〜０．０１５  ％の範囲に限定した。
【００１５】
Ｎ：０．００１５〜０．０１５  ％
Ｎは、Ａｌ，  Ｂと結合してＡｌＮ、ＢＮを形成し、これらは黒鉛析出の核となるため重要な元素である。しかしながら、含有量が０．００１５％に満たないとＡｌＮやＢＮが十分に形成されず、一方  ０．０１５％を超えて含有すると、連続鋳造時に鋳片の割れが多発するので、Ｎは０．００１５〜０．０１５  ％の範囲に限定した。
【００１６】
Ｐ：０．０２％以下
Ｐは、黒鉛化を阻害するだけでなく、冷間鍛造性を著しく劣化させるため、極力低減することが望ましいが、０．０２％までは許容される。
【００１７】
Ｓ：０．０３５  ％以下
Ｓは、鋼中でＭｎＳを形成し、被削性の向上に寄与すると共に黒鉛析出の核としても機能する。しかしながら、ＭｎＳは冷間鍛造時の割れの起点となったり、疲労特性の劣化を引き起こす悪影響の方が大きい。このため、Ｓも、極力低減することが望ましいが、０．０３５  ％までは許容できる。
【００１８】
Ｏ：０．００３  ％以下
Ｏは、酸化物系介在物を形成し、冷間鍛造性、被削性、疲労強度を共に低下させるためため、極力低減すべき元素であるが、０．００３  ％までは許容される。
【００１９】
次に、製造条件について説明する。
上記の好適成分組成に調整した鋼を、転炉などで溶製し、連続鋳造等で鋼素材とする。
ついで、この鋼素材を、加熱・均熱処理後、粗圧延、中間圧延および仕上圧延からなる熱間圧延を施したのち、冷却処理を施すが、本発明では、上記した加熱・均熱処理、熱間圧延処理とくに仕上圧延処理および冷却処理を、以下に述べる所定の条件下で行うことが重要である。
【００２０】
均熱温度：オーステナイト単相域の温度
この均熱処理は、鋼中の炭素を一旦固溶させるために行うものであるが、均熱温度がオーステナイト単相域となる温度、すなわちＡｃ３点またはＡｃｍ点に満たないと炭素が十分に固溶せず、その後の組織が不均一になるという不利が生じるので、均熱処理はＡｃ３またはＡｃｍ点以上の温度で行うものとした。
【００２１】
仕上圧延条件：（Ａｒ１−５０℃）〜（Ａｒ１＋５０℃）の温度域で２０％以上の圧下率
通常の方法で熱間圧延された鋼材は、（Ａｒ１＋５０℃）以下の温度ではパーライト変態が促進されて、層状パーライト組織が形成される。従って、（Ａｒ１＋５０℃）以下の温度で圧延加工を施せば、加工歪によって層状パーライトを構成している板状セメンタイトが微細に分断される。同時にパーライトおよび組織全体も加工を受けて、転位密度の上昇や各相間の界面エネルギーの増加を招く。また、セメンタイトが分断された近傍には微細な空隙ができ易く、このような場所にも黒鉛が析出し易くなる。すなわち、微細に分断されて高い界面エネルギーを持つセメンタイトが分散した状態が生成され、その後の黒鉛析出やセメンタイト球状化に大きく寄与することになる。しかしながら、加工温度が（Ａｒ１−５０℃）を下回るとセメンタイトの分断効果がなくなる。
そこで、本発明では、（Ａｒ１−５０℃）〜（Ａｒ１＋５０℃）の温度域で圧下率が２０％以上の加工を施すものとした。
【００２２】
冷却処理：０．０５〜０．５  ℃／ｓの冷却速度で少なくとも  ５００℃まで冷却
冷却速度が０．０５℃／ｓ未満では、冷却に長時間を要し、生産性の面で不利となる。一方、０．５  ℃／ｓを超える速度では、亜共析の場合にはベイナイトやマルテンサイトが、過共析の場合にはマルテンサイトがそれぞれ生成し、強度の過度の上昇を招く。
また、冷却停止温度を少なくとも  ５００℃としたのは、上記の冷却速度で  ５００℃以下まで冷却しても炭化物の球状化に対する効果はさほど認められず、冷却時間が長くなるばかりで、生産性の点で好ましくないからである。
【００２３】
【実施例】
表１に示す成分組成になる鋼を、真空溶解炉にて１００  ｋｇ鋼塊として製造した。表中のＡｒ１点（℃）はフォーマスター試験によって求めた。
ついで、これらの鋼塊をそれぞれ、Ａｃ３点またはＡｃｍ点以上の温度である１１００℃で均熱したのち、表２に示すパターンの仕上圧延条件で６０ｍｍφの棒鋼に熱間圧延し、引き続き同じく表２に示す条件で冷却した。
かくして得られた棒鋼の鋼組織、被削性、焼入性および鍛造性について調べた結果を、表３に示す。
【００２４】
被削性については、以下に述べる条件で外周旋削試験を行い、使用工具の磨耗がある大きさになった時点での総切削時間で評価した。
工具：超硬Ｐ１０
・切りこみ：２  ｍｍ
・送り：０．２５  ｍｍ／ｒｅｖ．
・切削速度：２００  ｍ／ｍｉｎ
・潤滑の有無：なし
・工具寿命：工具の逃げ面磨耗幅ＶＢ＝０．２  ｍｍになるまでの時間（秒）
【００２５】
焼入性については、以下に述べる高周波焼入れ試験を行い、その時の表面硬さおよび有効硬化深さで評価した。
高周波焼入れ試験は、素材から３０ｍｍφ×１００ｍｍ  長さの棒状試験片を切り出し、周波数：１５  ｋＨｚ、出力：１１４  ｋＷ、試験片移動速度：１０ｍｍ／ｓの条件で高周波焼入れを行ったのち、  １８０℃，１ｈの焼戻しを行ったものについて、表面硬さおよび有効硬化深さ（Ｈｖ≧４５０  となる表面からの深さ）を測定した。
【００２６】
鍛造性については、以下に述べるような冷間での端面拘束圧縮試験を行い、その時の圧縮率で評価した。
冷間鍛造試験片として、図１（ａ）  に示すような直径：１５ｍｍ、高さ：２２．５ｍｍのタブレットを高さ方向が圧延方向に一致するように切り出した。鍛造試験は種々の圧下率でｎ＝１０の圧縮を行い、割れの有無で判断した。割れの発生状況は、図１（ｂ）  に示すとおりである。各圧縮率での割れ発生率と圧縮率の関係をグラフにプロットし、試験片の５０％（５個）が割れる圧縮率をもって、鍛造性の評価値とした。この値が大きいほど鍛造性が良いことになる。
【００２７】
組織観察は、上記の鋼から圧延方向と直角な方向に試験片を切り出し、埋め込み試料として研磨後、ピクラールまたはナイタールで腐食して顕微鏡観察を行い、光学顕微鏡で観察した。
また、研磨後、腐食せずに、画像解析装置により×４００  の倍率で５０視野にわたり黒鉛の面積率を測定し、これをＡとする。一方、同一Ｃ量の鋼をセメンタイトが完全に消えるまで黒鉛化させた場合の黒鉛面積率を、別途予備実験で求めておき、このＣが全て黒鉛化したときの黒鉛量Ｂとする。そして、次式
黒鉛率＝（Ａ／Ｂ）×１００  （％）
で黒鉛率を求めた。
【００２８】
【表１】
2004307902.tif 000002
【００２９】
【表２】
2004307902.tif 000003
【００３０】
【表３】
2004307902.tif 000004
【００３１】
まず、組成範囲が適正なＮｏ．２〜Ｎｏ．１７  （鋼記号Ｂ〜Ｅ）について見ると、熱間圧延条件が適切な発明例はいずれも、（球状化炭化物＋黒鉛）組織となっており、冷間鍛造性も高く、被削性、焼入性にも優れた鋼材が得られている（Ｎｏ．  ３，７，  １１，  １５）。
しかしながら、本発明の規定外の圧延条件によるものは、（フェライト＋パーライト）組織またはベイナイト組織となっており、冷間鍛造性は急激に低下し、また被削性も顕著に低下している（Ｎｏ．２，  ４〜６，８〜１０，  １２〜１４，  １６〜１７）。なお、焼入性のみは組成で決まるので、いずれも良い結果を得られている。
上記の結果から、仕上圧延温度と冷却速度が適正範囲にあるもののみが、熱間圧延ままで（球状化炭化物＋黒鉛）組織となり、優れた被削性、冷間鍛造性および焼入性を有することが分かる。
【００３２】
以下、その他の鋼材について検討する。
Ｃが下限に満たないＮｏ．１（鋼種Ａ）は、焼入性が不足し、黒鉛も析出しないことから、被削性も十分には向上しない。
Ｃが上限を超えるＮｏ．１８（鋼種Ｆ）は、鋼が硬くなって被削性、鍛造性が低下する。
Ｍｎが下限に満たないＮｏ．１９（鋼種Ｇ）は、脱酸が不足し、結果として酸化物が多くなって、被削性が低下する。
Ｍｎが上限を超えるＮｏ．２０（鋼種Ｈ）は、黒鉛の析出がないため、十分な被削性が得られない。
Ｓｉが下限に満たないＮｏ．２１（鋼種Ｉ）は、やはり黒鉛の析出がないため、被削性が向上しない。
Ｓｉが上限を超えるＮｏ．２２（鋼種Ｊ）は、黒鉛の効果で高い被削性は維持するものの、Ｓｉ過多による鍛造性の低下が大きい。また、Ｃが黒鉛になりすぎて焼入性も低下する。
Ａｌが上限を超えるＮｏ．２３（鋼種Ｋ）は、Ａｌ系介在物によって被削性や鍛造性が低下する。
Ｂが下限に満たないＮｏ．２４（鋼種Ｌ）は、焼入性が低下すると同時に、黒鉛量も少ないため、被削性も十分には向上しない。
Ｂが上限を超えるＮｏ．２５（鋼種Ｍ）は、逆に黒鉛の析出が阻害され、黒鉛量が少なくなるため、被削性が十分には向上しない。
Ｎが下限に満たないＮｏ．２６（鋼種Ｎ）は、黒鉛析出の核が少なくなるため、結果として黒鉛析出量も少なくなり、被削性が十分には向上しない。
Ｎが上限を超えるＮｏ．２７（鋼種Ｏ）は、Ｎの固溶によって被削性および鍛造性が顕著に低下する。
【００３３】
【発明の効果】
かくして、本発明によれば、熱間圧延ままで効果的に（球状化炭化物＋黒鉛）組織とすることができ、その結果、被削性、焼入性および冷間鍛造性に優れた機械構造用鋼を、安価かつ高生産性の下で得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】冷間鍛造試験における圧縮割れの発生状況を示した図である。
【図１】
2004307902.tif 000005