(57)【要約】      （修正有）【課題】環境負荷物質であるＰｂを含有することなく安定した被削性を有し、さらに疲労特性にも優れた機械構造用鋼を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．１０〜０．６０％、Ｓｉ：０．０５〜２．０％、Ｍｎ：０．３〜２．５％、Ｓ：０．０２〜０．２５％、Ａｌ：０．００２〜０．０３０％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、Ｏ：０．０００５〜０．００８％、Ｎ：０．０２％以下、質量％比で、Ｃａ／Ａｌ：０．１〜１．０、および、Ｃａ／Ｏ：０．２超からなり、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．１０〜０．６０％、Ｓｉ：０．０５〜２．０％、Ｍｎ：０．３〜２．５％、Ｓ：０．０２〜０．２５％、Ａｌ：０．００２〜０．０３０％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、Ｏ：０．０００５〜０．００８％、Ｎ：０．０２％以下、質量％比で、Ｃａ／Ａｌ：０．１〜１．０、および、Ｃａ／Ｏ：０．２超からなり、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする疲労特性および被削性に優れた機械構造用鋼。
【請求項２】
上記鋼成分に加えて、質量％で、Ｎｉ：０．１〜２．５％、Ｃｒ：０．１〜２．５％、Ｍｏ：０．０５〜１．５０％、Ｖ：０．０１〜０．５０％、Ｔｉ：０．０１〜０．５０％、Ｎｂ：０．００１〜０．３０％、Ｂ：０．０００３〜０．００５％から選択した１種または２種以上を含有し、かつ、質量％比で、Ｃａ／Ａｌ：０．１〜１．０、および、Ｃａ／Ｏ：０．２超からなり、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする疲労特性および被削性に優れた機械構造用鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
例えば、自動車用部品であるギヤ、シャフトなどの駆動系部品などの用途に用いられる鋼で、熱間圧延ままあるいは熱間鍛造した素材に各種切削加工を施して所定の形状に加工した後、その後、浸炭などの表面硬化処理もしくは焼入れ焼戻しなどを施して使用される疲労特性に優れた機械構造用快削鋼に関する。
【背景技術】
【０００２】
主として肌焼鋼が多く用いられる自動車のギヤ、シャフトなどの駆動系部品用途に対して、Ｐｂ快削鋼が被削性重視の観点から少なからず使用されている。しかしながら、近年の環境負荷物質低減の時流から、Ｐｂ快削鋼の使用量削減が求められている。そこでＰｂ快削鋼に代わる非Ｐｂ快削鋼として、硫化物を利用したＳ系快削鋼が有望視されている。Ｓ系快削鋼では鋼中に多量に存在するマンガン硫化物（ＭｎＳ）が被削性向上に寄与するが、ＭｎＳは熱間圧延や鍛造時に圧鍛方向に延伸し易いため、機械的強度異方性が生じるという課題がある。そこで、例えばＣａを添加して異方性を改善する発明の開示がある（例えば、特許文献１参照。）。しかしながら、駆動系部品用途に対しては静的並びに衝撃強度はもとより、疲労強度特性が重視されるため、疲労強度低下の懸念があるＳ系快削鋼はほとんど使用されていないのが現状である。
【０００３】
【特許文献１】特公平０５−１５７７７号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
本発明が解決しようとする課題は、環境負荷物質であるＰｂを含有することなく安定した被削性を有し、さらに疲労特性にも優れた機械構造用鋼を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００５】
自動車などの駆動系部品には、静的並びに衝撃強度はもとより、疲労強度特性が重視される。疲労特性改善には鋼材に含有される酸化物系介在物や硫化物系介在物の低減および介在物サイズの小型化が有効と考えられている。駆動系部品の用途に使用されるＰｂ快削鋼に代わりＳ系快削鋼を適用しようとする場合、異方性改善および疲労特性向上の観点から、熱間加工時の鋼中の硫化物の延伸抑制、ならびに疲労特性を低下させる大型ＭｎＳの低減を指向する必要があると考えられる。熱間加工時の鋼中の硫化物の延伸抑制ならびに大型ＭｎＳの低減のためには、Ｃａの添加が有効である。しかし、一方で過剰なＣａの添加は大型のＣａ酸化物の生成をもたらし、静的強度や疲労特性を悪化させる。そこで、Ｃａを硫化物形態制御、すなわち硫化物の延伸抑制に有効に作用させ、過剰なＣａ添加を回避することが重要である。
【０００６】
本願発明者らの鋭意研究の結果、Ｃａ含有量がほぼ同等の鋼においても、鋼中のＣａとＡｌを所定の質量％比に制御することで硫化物に含まれるＣａ量が増大することが分かった。すなわちＣａ／Ａｌ比を増大させることにより、Ｃａを硫化物形態制御に有効に作用させることが可能であることを見出した。この効果によりＣａを硫化物形態制御に有効に作用させ、静的および疲労強度を改善することができた。確認のために、浸炭層硬度域における疲労亀裂伝播特性の確認を目的として、ＳＣｒ４２０の浸炭層の化学成分を模してＣを約０．８％含有する鋼にＳを含有させるとともに、Ｃａ／Ａｌを０．３程度に調整した表１に示す鋼Ｈ、鋼Ｉと、比較用のＰｂ鋼である表１の鋼Ｊを、それぞれ焼入れ焼戻しにより浸炭層硬度に相当する７４０ＨＶに調整し、これらに疲労亀裂伝播試験を実施した。図１にその結果を示す。
【０００７】
【表１】
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【０００８】
浸炭部品の疲労寿命が主として表面から約１ｍｍの深さの浸炭層に支配されると考えた場合、図１において、１０6ｃｙｃｌｅ以下程度の時間強度域における疲労亀裂伝播速度は１０-9ｍ／ｃｙｃｌｅ以上に相当する。ＣａおよびＳを含有する鋼である鋼Ｈおよび鋼ＩとＰｂ鋼である鋼Ｊの１０-9ｍ／ｃｙｃｌｅ付近における応力拡大係数幅ΔＫに有意差は認められないことが分かった。さらに１０-9ｍ／ｃｙｃｌｅ以上の疲労亀裂進展曲線の傾きについてもＣａ、Ｓ含有鋼とＰｂ鋼ではほぼ同等であった。なお、Ｃａによる介在物形態制御による静的ならびに疲労強度改善効果を得るには、質量％比でＣａ／Ａｌを０．１以上とする必要がある。一方、質量％比でＣａ／Ａｌが１．０を超えるとＣａ系大型介在物の生成により静的強度および疲労強度の低下を招く。
【０００９】
一方、Ｃａは溶製時に鋼中のＯと化合してＣａ系酸化物を形成しやすいため、Ｏ量が過剰な場合も、Ｃａによる硫化物形態制御が不十分になる。これを回避するには、ＣａとＯの質量％比であるＣａ／Ｏを０．２以上に制御する必要がある。以上のように規制してなる本願発明の快削鋼はＰｂ快削鋼に代替可能な疲労特性を有するものである。
【００１０】
そこで、上記の課題を解決するための本発明の手段は、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．６０％、Ｓｉ：０．０５〜２．０％、Ｍｎ：０．３〜２．５％、Ｓ：０．０２〜０．２５％、Ａｌ：０．００２〜０．０３０％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、Ｏ：０．０００５〜０．００８％、Ｎ：０．０２％以下、質量％比で、Ｃａ／Ａｌ：０．１〜１．０、および、Ｃａ／Ｏ：０．２超からなり、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする疲労特性および被削性に優れた機械構造用鋼である。
【００１１】
さらに、上記鋼成分に加えて、質量％で、Ｎｉ：０．１〜２．５％、Ｃｒ：０．１〜２．５％、Ｍｏ：０．０５〜１．５０％、Ｖ：０．０１〜０．５０％、Ｔｉ：０．０１〜０．５０％、Ｎｂ：０．００１〜０．３０％、Ｂ：０．０００３〜０．００５％から選択した１種または２種以上を含有し、かつ、質量％比で、Ｃａ／Ａｌ：０．１〜１．０、および、Ｃａ／Ｏ：０．２超からなり、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする疲労特性および被削性に優れた機械構造用鋼である。
【００１２】
上記の新機械構造用鋼とすることで、疲労強度と強度異方性を改善し、安定した被削性を発揮する機械構造用鋼が得られる。特に上記において、Ｃａ／Ａｌ比を０．１〜１．０およびＣａ／Ｏ＞０．２としているが、これはＣａを介在物形態制御に有効に作用させてＭｎＳの（Ｍｎ、Ｃａ）Ｓ化を促すもので、Ｃａの過剰添加を抑制でき、静的ならびに疲労強度の改善された、安定した被削性を発揮する機械構造用鋼が得られるのである。
【００１３】
本願発明の鋼成分の限定理由を以下に説明する。なお、それぞれの％は質量％を示すものとする。
【００１４】
Ｃ：０．１０〜０．６０％
Ｃは、強度確保に必要な元素で、このためには０．１０％以上が必要である。しかし０．６０％を超えると被削性を低下する。そこでＣは０．１０〜０．６０％とする。
【００１５】
Ｓｉ：０．０５〜２．０％
Ｓｉは、脱酸剤として必要な元素で、このためには０．０５％以上必要である。しかし、２．０％を超えると硬質酸化物増大による被削性の低下を招き、さらに、浸炭用途では、浸炭層表面の粒界酸化層深さが増大し、疲労寿命を低下する。そこでＳｉは０．０５〜２．０％とし、望ましくは０．０５〜０．５％とする。
【００１６】
Ｍｎ：０．３〜２．５％
Ｍｎは、焼入性確保に必要な元素で、またＭｎＳ生成に必要な元素であり、このためには０．３％以上必要である。しかし、２．５％より多過ぎると被削性低下を招き、さらに浸炭用途では過剰Ｍｎが浸炭層表面の浸炭異常層深さを増大し、疲労寿命を低下させる。そこでＭｎは０．３〜２．５％とし、望ましくは０．４〜１．５％とする。
【００１７】
Ｓ：０．０２〜０．２５％
Ｓは、ドリル加工や歯切り加工等の際の被削性確保に必要な元素で、また切り屑処理性確保に必要な元素であり、このためには０．０２％以上必要である。しかし、０．２５％より多過ぎると静的強度、疲労強度などの強度特性を低下し、さらに熱間加工性を低下する。そこでＳは０．０２〜０．２５％とし、望ましくは０．０３〜０．１６％とする。
【００１８】
Ａｌ：０．００２〜０．０３０％
Ａｌは、窒化物を形成して浸炭時の結晶粒粗大化抑制に効果のある元素で、このためには０．００２％以上必要である。しかし、被削性および疲労寿命に有害なＡｌ2Ｏ3を低減する必要があるので、上限を０．０３０％とする。そこでＡｌは０．００２〜０．０３０％とし、望ましくは０．００２〜０．０２５％とする。
【００１９】
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％
Ｃａは、硫化物形態制御に必要な元素であり、さらに超硬旋削加工時の工具保護に有効に作用して切削加工性を改善する元素である。そのためには０．０００５％以上必要である。しかし、０．０１％を超えると疲労寿命や静的強度を低下させる大型介在物が生成し、また製造性の悪化を招くとともに製造コストの増大をもたらす。そこでＣａは０．０００５〜０．０１％とし、望ましくは０．０００５〜０．００５０％とする。
【００２０】
Ｏ：０．０００５〜０．００８％
Ｏは、工具被覆保護に有効なＣａ系酸化物生成に必要な元素で、このためには０．０００５％以上必要である。しかし、０．００８％より多過ぎると、酸化物系介在物が多量に生成して疲労強度を低下する。そこでＯは０．０００５〜０．００８％とし、望ましくは０．０００５〜０．００５％とする。
【００２１】
Ｎ：０．０２％以下
Ｎは、Ａｌと窒化物を形成し、結晶粒粗大化の抑制に効果のある元素である。しかし、０．０２％より多くても結晶粒粗大化の抑制効果が飽和する。そこでＮは０．０２％以下とする。
【００２２】
質量％比でＣａ／Ａｌ：０．１〜１．０
Ｃａ／Ａｌにおいて、下限の０．１はＣａによる硫化物形態制御による強度異方性改善に必要である。また、Ｃａ／Ａｌを０．１以上とすることで超硬工具による旋削加工時の工具摩耗を改善することができる。一方、上限の１．０を超えると、Ｃａ系大型介在物の生成により静的強度および疲労強度の低下を招き、さらには、工具被覆保護効果が飽和する。さらにまた、硫化物が硬くなり過ぎてドリル寿命の低下を招く。そこでＣａ／Ａｌは０．１〜１．０とし、望ましくは０．１〜０．８とする。さらに望ましくは０．１〜０．６とする。
【００２３】
質量％比でＣａ／Ｏ：＞０．２
Ｃａ／Ｏが０．２以下となると、Ｃａが主として酸化物形成に消費され、硫化物形態制御が不十分となる。そこで、Ｃａ／Ｏ＞０．２を確保することとする。より望ましくはＣａ／Ｏ＞０．４とする。
【００２４】
Ｎｉ：０．１〜２．５％
Ｎｉは、焼入性および靱性の確保に必要な元素であり、このためには０．１％以上必要である。しかし、２．５％より多過ぎると切削性を低下させ、また高価な元素であるためコストアップを招く。そこでＮｉは０．１〜２．５％とする。
【００２５】
Ｃｒ：０．１〜２．５％
Ｃｒは、基地の焼入性の確保に必要な元素で、このためには０．１％以上必要である。しかし、２．５％より多過ぎると切削性の低下を招く。そこでＣｒは０．１〜２．５％とし、望ましくは０．６〜１．５％とする。
【００２６】
Ｍｏ：０．０５〜１．５０％
Ｍｏは、基地の焼入性確保に必要な元素で、このためには０．０５％以上必要である。しかし、１．５０％より多過ぎると切削性を低下し、また製造コストを増大させる。そこでＭｏは０．０５〜１．５０％とする。
【００２７】
Ｖ：０．０１〜０．５０％
Ｖは、基地の焼入性の確保に必要な元素で、このためには０．０１％以上必要である。しかし、０．５０％より多過ぎると切削性を低下し、また製造コストを増大させる。そこでＶは０．０１〜０．５０％とする。
【００２８】
Ｔｉ：０．０１〜０．５０％
Ｔｉは、浸炭時の結晶粒粗大化抑制に効果のある元素であり、このためには０．０１％以上必要である。しかし、０．５０％より多過ぎると熱間加工性および切削性を損なうＴｉＳの生成を抑制することができなくなる。そこでＴｉは０．０１〜０．５０％とする。
【００２９】
Ｎｂ：０．００１〜０．３０％
Ｎｂは、浸炭時の結晶粒粗大化抑制に効果のある元素であり、このためには０．００１％以上必要である。しかし、０．３０％より多過ぎるとコストアップをもたらすとともに、切削性を損なうＮｂＣの生成を抑制することができなくなる。そこでＮｂは０．００１〜０．３０％とする。
【００３０】
Ｂ：０．０００３〜０．００５％。
Ｂは、焼入性確保および粒界強化に必要な元素であり、このためには０．０００３％以上必要である。しかし、０．００５％を超えるとその効果が飽和する。そこでＢは０．０００３〜０．００５％とする。
【発明の効果】
【００３１】
本発明の機械構造用鋼は、快削性成分として環境負荷元素であるＰｂを含有しないにもかかわらず、優れた被削性を有し、工具寿命にばらつきのない安定した切削加工性を得ることができ、さらに優れた疲労特性を有し、かつ、環境負荷物質の削減に貢献するなど、優れた効果を奏するものである。
【発明を実施するための最良の形態】
【００３２】
本発明を実施するための最良の形態について、以下に表２、表３を参照して実施例１により説明する。
【実施例１】
【００３３】
表２に示す化学成分の鋼を１００ｋｇ真空誘導炉で溶解し、インゴットに鋳造し、１２００℃に加熱して２０×１４０ｍｍ角材および４０×６５ｍｍ角材に圧鍛し、９００℃で１時間保持して空冷することで焼きならしを行い、下記の試験の供試材とした。
【００３４】
【表２】
2005240120.tif 000004
【００３５】
表２に示すＮｏ．１〜２１の発明鋼および比較鋼並びにＮｏ．２７〜３０の現用のＰｂ快削鋼の上記の焼きならしを行った２０×１４０ｍｍ角材から鋼材の圧延方向すなわちＬ方向、および圧延方向に垂直な方向すなわちＴ方向から試験片を採取し、切欠き部直径がφ８ｍｍの切欠き回転曲げ疲労試験片に加工し、浸炭雰囲気に９１０℃で６時間保持した後油冷して焼入れし、次いで１８０℃で１．５時間保持した後、空冷して焼戻し、表３に示す切欠き回転曲げ疲労試験に供し、その結果を疲労強度の指標とした。
【００３６】
さらに、表２に示すＮｏ．１〜２１の発明鋼および比較鋼並びにＮｏ．２７〜３０の現用のＰｂ快削鋼の上記の焼きならしを行った４０×６５ｍｍ角材から鋼材の圧延方向のＬ方向および垂直方向のＴ方向から試験片を採取し、１０Ｒ−２ｍｍＣノッチの試験片に加工し、浸炭雰囲気に９１０℃で６時間保持した後油冷して浸炭焼入れし、次いで１８０℃で１．５時間保持した後、空冷して焼戻し、表３に示す常温シャルピー衝撃性試験に供し、強度異方性の指標とした。
【００３７】
また、表２に示すＮｏ．２２〜２６の発明鋼および比較鋼並びにＮｏ．３１の現用のＰｂ快削鋼の上記の焼きならしを行った２０×１４０ｍｍ角材から鋼材の圧延方向のＬ方向および垂直方向のＴ方向から試験片を採取し、試験片に粗加工し、８３０℃で０．５時間保持した後、油冷して焼入れし、次いで６００℃で１時間保持した後、水冷して焼戻し、φ８ｍｍの平滑回転曲げ疲労試験片に加工し、表３に示す平滑回転曲げ疲労試験に供し、その結果を疲労強度の指標とした。
【００３８】
さらに、表２に示すＮｏ．２２〜２６の発明鋼および比較鋼並びにＮｏ．３１の現用のＰｂ快削鋼の上記の焼きならしを行った４０×６５ｍｍ角材から鋼材の圧延方向のＬ方向及びＴ方向から試験片を採取し、１２×６０ｍｍ角材に粗加工し、８３０℃で０．５時間保持した後、油冷して焼入れし、次いで６００℃で１時間保持した後、水冷して焼戻し、２ｍｍＵノッチの試験片に加工し、表３に示す常温シャルピー衝撃性試験に供し、強度異方性の指標とした。
【００３９】
【表３】
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【００４０】
この表３から以下のことが分かる。すなわち、発明鋼のＮｏ．１〜４、Ｎｏ．７〜９、Ｎｏ．１２〜１３、Ｎｏ．１６〜１８、Ｎｏ．２２〜２４は、それぞれ比較対象鋼である現用のＰｂ快削鋼のＮｏ．２７、Ｎｏ．２８、Ｎｏ．２９、Ｎｏ．３０、Ｎｏ．３１と同等程度の疲労強度および衝撃値を有している。
【００４１】
さらに、比較鋼のうちＣａ／Ａｌ比および／またはＣａ／Ｏ比が本願発明の値以下であるＮｏ．５、Ｎｏ．１０、Ｎｏ．１４、Ｎｏ．１９、Ｎｏ．２１、Ｎｏ．２５はそれぞれ比較対象鋼である発明鋼のＮｏ．１〜４、Ｎｏ．７〜９、Ｎｏ．１２〜１３、Ｎｏ．１６〜１８、Ｎｏ．２２〜２４に比べ、硫化物形態制御が不十分であるため、疲労強度、衝撃値に劣ることが分かる。
【００４２】
さらに、比較鋼のうち、Ｃａ／Ａｌ比が本願発明の値の上限以上であるＮｏ．６、Ｎｏ．１１、Ｎｏ．１５、Ｎｏ．２０、Ｎｏ．２６はＣａ系大型酸化物が生成しており、それぞれ比較対象鋼である発明鋼Ｎｏ．１〜４、Ｎｏ．７〜９、Ｎｏ．１２〜１３、Ｎｏ．１６〜１８、Ｎｏ．２２〜２４に比べ、疲労強度、衝撃値に劣っている。
【図面の簡単な説明】
【００４３】
【図１】ＳＣｒ４２０の浸炭層を模したＳ快削鋼とＰｂ快削鋼の疲労亀裂伝播試験における疲労亀裂伝播速度と応力拡大係数幅の関係を示すグラフ。
【図１】
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