(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．０５〜１．２％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：０．０３〜２％、Ｍｎ：０．２〜１．８％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：０．１〜３％、Ａｌ：０．０６〜０．５％、Ｎ：０．００４〜０．０２５％およびＯ：０．００３％以下（０％を含まない）を夫々含有すると共に、Ｃａ：０．０００５〜０．０２％および／またはＭｇ：０．０００１〜０．００５％を含有し、鋼中の固溶Ｎ：０．００２％以上であり、残部が鉄および不可避的不純物からなり、且つ下記（１）式の関係を満足するものであることを特徴とする被削性に優れた機械構造用鋼。
（０．１×［Ｃｒ］＋［Ａｌ］）／［Ｏ］≧１５０      …（１）
但し、［Ｃｒ］，［Ａｌ］および［Ｏ］は、夫々Ｃｒ，ＡｌおよびＯの含有量（質量％）を示す。
【請求項２】
更に、Ｍｏ：１．０％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１に記載の機械構造用鋼。
【請求項３】
更に、Ｎｂ：０．１５％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１または２に記載の機械構造用鋼。
【請求項４】
更に、Ｔｉ，Ｚｒ，ＨｆおよびＴａよりなる群から選ばれる１種以上：合計で：０．０２％以下（０％を含まない）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。
【請求項５】
更に、Ｖ：０．５％以下（０％を含まない），Ｃｕ：３％以下（０％を含まない），Ｎｉ：３％以下（０％を含まない）およびＢ：０．００５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有するものである請求項１〜４のいずれかに記載の機械構造用鋼。
【請求項６】
請求項１〜５のいずれかに記載の機械構造用鋼を製造するに当り、Ｎの固溶化処理として、鋼材を１１５０℃以上に加熱した後、９００〜５００℃の温度範囲を０．８〜４℃／秒の冷却速度で冷却することを特徴とする被削性に優れた機械構造用鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、機械部品を製造するために切削加工が施される機械構造用鋼およびその製造方法に関し、詳しくは、ホブ加工のような低速の断続切削で優れた被削性を示すと共に、浸炭処理や浸炭窒化処理等の表面硬化処理を施した後であっても靭性の低下を招くことのない機械構造用鋼、およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
自動車用変速機や差動装置をはじめとする各種歯車伝達装置へ利用される歯車、シャフト、プーリや等速ジョイント等、更にはクランクシャフト、コンロッド等の機械構造用部品は、鍛造等の加工を施した後、切削加工を施すことによって最終形状に仕上げられるのが一般的である。この切削加工に要するコストは製作費に占める割合が大きいことから、上記機械構造部品を構成する鋼材は被削性が良好であることが要求される。
【０００３】
一方、上記のような機械構造用部品では、最終形状にされた後、浸炭や浸炭窒化処理(大気圧、低圧、真空、プラズマ雰囲気を含む)等の表面硬化処理を施され、必要によって焼入れ−焼き戻しや高周波焼入れ等がされて所定の強度が確保されるのであるが、こうした処理の際に強度低下が生じることがある。特に、鋼材の圧延方向に対して垂直な方向（この方向を一般に「横目」と呼ばれる）の強度低下が生じ易いという問題がある。
【０００４】
機械構造用鋼の強度を低下させることなく、被削性を改善する元素としては、従来から鉛（Ｐｂ）が知られており、このＰｂは被削性改善に極めて有効な元素である。しかしながら、Ｐｂは人体への有害性が指摘され、また溶製時の鉛のヒュームや切削屑等の処理の点で問題も多く、近年ではＰｂを添加することなく（Ｐｂフリー）、良好な被削性を発揮することが求められている。
【０００５】
Ｐｂを添加することなく良好な被削性を確保する技術として、Ｓ含有量を０．０６％程度まで増加させる鋼材が知られている。しかしながら、こうした技術においては、機械的特性（靭性、疲労強度）が低下しやすいという問題があり、Ｓ含有量を増加させることにも限界がある。これは硫化物（ＭｎＳ）が、圧延方向に長く展伸するため、横目の靭性が低下するものと考えられる。特に、高強度化が要求される部品においては、Ｓ含有量を極力低減する必要がある。こうしたことから、ＰｂやＳを積極的に添加させることなく、良好な被削性を向上させるための技術の確立が必要である。このような背景の下、ＰｂやＳを積極的に添加することなく、良好な被削性を発揮させるための各種技術が提案されている。
【０００６】
ところで、機械構造用部品の１つである歯車の製造プロセスでは、機械構造用鋼（素材）を鍛造し、ホブ加工によって粗切りし、シェービングにより仕上げた後、浸炭等の熱処理を行い、再度研磨加工（ホーニング加工）するのが一般的である。しかしながら、こうしたプロセスでは、熱処理歪みの発生が大きいので、研磨加工だけでは修正しきれず、部品の寸法精度が悪くなることがある。近年では、歯車使用時の騒音対策から良好な寸法精度が求められており、その手段として、上記研磨加工に先立ち、研削加工（ハードフィニッシュ）を施すことがある。
【０００７】
いずれの製造プロセスを採用するにしても、非常に多くの工程を必要とし、切削や研削に要するコストが高くなるので、プロセス全体のコスト低減へのニーズが大きい。そのため、全ての工程でのコストダウンが求められ、それを可能とする鋼材への期待が大きい。特に、両プロセスに共通のホブ加工においても、その工具費が高いので工具寿命向上の技術への期待が大きい。
【０００８】
上記ホブ加工は断続切削に相当するものであり、このホブ加工に用いられる工具としては、高速度工具鋼にＡｌＴｉＮなどのコーティングを施したもの（以下、「ハイス工具」と略称することがある）が、現状の主流である。これに対して、超硬合金にＡｌＴｉＮなどのコーティングを施したもの（以下、「超硬工具」と略称することがある）では、焼きならし材に対して適用するときに「欠け」が発生し易いという問題があることから、旋削等の「連続切削」に適用されることが多い。
【０００９】
上記断続切削と連続切削とでは切削機構が異なり、夫々の切削に応じた工具が選ばれることになるのであるが、被削材としての機械構造用鋼には、いずれの切削においても良好な被削性を発揮する特性を具備していることが望まれる。しかしながら、ハイス工具を用いたホブ加工（断続切削）による歯切りは、超硬工具を用いた連続切削である旋削加工よりも、低速・低温で工具が酸化・摩耗し易くなるという弊害がある。そのためホブ加工等の断続切削に供される機械構造用鋼は、被削性のうちでも、特に工具寿命を伸ばすことが求められている。
【００１０】
しかしながら、断続切削における被削性向上、特に切削速度が低い場合の被削性を向上させるための技術は確立されていないのが実情である。被削性を向上させるための技術として、例えば特許文献１には、Ａｌ：０．０４〜０．２０％、Ｏ：０．００３０％以下を含有させることによって、高速（切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ以上）での断続切削（工具寿命）に優れた鋼材について提案されている。この技術によって、高速での断続切削が良好な断続高速切削用鋼が実現できたのであるが、基本的に超硬合金工具［超硬工具Ｐ１０（ＪＩＳ  Ｂ４０５３）使用］による切削を想定したものであり、ハイス工具による低速切削（低温切削）での被削性については不十分なものである。
【００１１】
また特許文献２には、Ｓ：０．００１〜０．０４０％、Ａｌ：０．０４〜０．２０％、Ｎ：０．００８０〜０．０２５０％を含有すると共に、Ａｌの含有量［Ａｌ］とＮの含有量［Ｎ］の比（［Ａｌ］／［Ｎ］）を２．０〜１５．０に制御することによって、旋削（連続切削）やフライス加工（断続切削）における高速切削を良好にした鋼材について開示されている。しかしながら、この技術においても、上記した技術と同様に、基本的に超硬合金工具（超硬工具Ｐ１０使用）による切削を想定したものであり、ハイス工具による低速切削での被削性については不十分なものである。
【００１２】
一方、特許文献３には、軟窒化用鋼において、高Ｃｒ（０．５〜２％）、高Ａｌ（０．０１〜０．３％）として化学成分組成を制御すると共に、鋼中のＴｉ炭硫化物の最大直径を１０μｍ以下とすることによって、ドリル穿孔性に代表される被切削性を改善することについて開示されている。しかしながら、ハイス工具による低速での断続切削については、何ら開示されていない。
【特許文献１】特開２００１−３４２５３９号公報
【特許文献２】特開２００３−２２６９３２号公報
【特許文献３】特開平１１−２２９０３２号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１３】
本発明は前記のような事情に着目してなされたものであって、その目的は、Ｓ含有量を低減して強度等の機械的特性を維持すると共に、ハイス工具における低速での断続切削（例えばホブ加工）において優れた被削性（特に工具寿命）を発揮することのできる機械構造用鋼、およびこうした機械構造用鋼を製造するための有用な方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
上記目的を達成することのできた本発明の機械構造用鋼とは、Ｃ：０．０５〜１．２％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：０．０３〜２％、Ｍｎ：０．２〜１．８％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：０．１〜３％、Ａｌ：０．０６〜０．５％、Ｎ：０．００４〜０．０２５％およびＯ：０．００３％以下（０％を含まない）を夫々含有すると共に、Ｃａ：０．０００５〜０．０２％および／またはＭｇ：０．０００１〜０．００５％を含有し、鋼中の固溶Ｎ：０．００２％以上であり、残部が鉄および不可避的不純物からなり、且つ下記（１）式の関係を満足するものである点に要旨を有するものである。
（０．１×［Ｃｒ］＋［Ａｌ］）／［Ｏ］≧１５０      …（１）
但し、［Ｃｒ］，［Ａｌ］および［Ｏ］は、夫々Ｃｒ，ＡｌおよびＯの含有量（質量％）を示す。
【００１５】
本発明の機械構造用鋼においては、必要によって更に、（ａ）Ｍｏ：１．０％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｎｂ：０．１５％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｔｉ，Ｚｒ，ＨｆおよびＴａよりなる群から選ばれる１種以上：合計で：０．０２％以下（０％を含まない）、（ｄ）Ｖ：０．５％以下（０％を含まない），Ｃｕ：３％以下（０％を含まない），Ｎｉ：３％以下（０％を含まない）およびＢ：０．００５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上、等を含有することも有効であり、含有される元素の種類に応じて鋼材の特性が更に改善される。
【００１６】
上記のような機械構造用鋼を製造するに当たっては、Ｎの固溶化処理として、鋼材を１１５０℃以上に加熱した後、９００〜５００℃の温度範囲を０．８〜４℃／秒の冷却速度で冷却するようにすれば良い。
【発明の効果】
【００１７】
本発明によれば、Ｓ含有量の低減により強度を優れたものとすると共に、酸化物系介在物の各成分を適切に調整して介在物の全体が低融点で変形しやすくすることによって、ハイス工具での断続切削および超硬工具での連続切削の両方で優れた被削性（特に、工具寿命）を発揮する機械構造用鋼を得ることができた。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１８】
本発明者らは、低速での断続切削における被削性を向上させるべく、様々な角度から検討した。その結果、ＣｒおよびＡｌの含有量およびこれらの含有量の比［前（１）式の関係］を適切に制御しつつ化学成分組成を適切に調整した機械構造用鋼では、鋼の被削性（特に工具寿命）を向上できることを見出し、本発明を完成した。本発明で規定する化学成分組成の範囲限定理由は次の通りである。
【００１９】
［Ｃ：０．０５〜１．２％］
Ｃは、機械構造用鋼から製造される部品に必要な芯部硬さを確保するために有効な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｃ含有量は０．０５％以上とする必要がある。しかしながら、Ｃ含有量が過剰になると、硬さが上昇しすぎて、被削性や靭性が低下するので、１．２％以下とする必要がある。尚、Ｃ含有量の好ましい下限は０．１５％であり、好ましい上限は０．５％である。
【００２０】
［Ｓｉ：０．０３〜２％］
Ｓｉは、脱酸元素として鋼材の内部品質を向上させるのに有効な元素であり、こうした効果を有効に発揮させるためには、Ｓｉ含有量は０．０３％以上とする必要があり、好ましくは０．１％以上とするのが良い。また１％以上のＳｉを多量に含有させた場合には、工具保護膜生成に有効に作用するが、Ｓｉ含有量が過剰になると、浸炭時の異常組織が生成したり、熱処理後（焼入れ後）の残留オーステナイト（残留γ）量が増大して高硬度が得られないので２％以下とする必要があり、好ましくは１．５％以下とするのが良い。
【００２１】
［Ｍｎ：０．２〜１．８％］
Ｍｎは、焼入れ性を向上させて鋼材の強度向上のために有効な元素である。こうした効果を有効に発揮させるためには、０．２％以上（好ましくは０．５％以上）含有させる必要がある。しかしながら、Ｍｎ含有量が過剰になると、焼入れ性が増大し過ぎて、焼きならし後でも過冷組織が生成して被削性を低下させるので、１．８％以下（好ましくは１．５％以下）とする必要がある。
【００２２】
［Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）］
Ｐは、鋼材中に不可避的に含まれる元素（不純物）であり、熱間加工時の割れを助長するので、できるだけ低減することが好ましい。そのためＰ量を、０．０３％以下（より好ましくは０．０２％以下、更に好ましくは０．０１％以下）と定めた。Ｐは、その量を０％とすることは工業的に困難である。
【００２３】
［Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）］
Ｓは、被削性を向上させる元素であるが、過剰に含有させると鋼材の延性・靭性を低下させるのでその上限を０．０３％とする必要がある。特に、Ｓ含有量が過剰になると、Ｍｎと反応してＭｎＳ介在物を形成し、この介在物が圧延時に圧延方向に伸展して、圧延直角方向の靭性（横目の靭性）を劣化させる。但し、Ｓは、鋼に不可避的に含まれる不純物であり、その量を０％とすることは工業的に困難である。
【００２４】
［Ａｌ：０．０６〜０．５％］
Ａｌは、強い脱酸元素であり、鋼材内部品質を向上させるのに有効な元素である。またＡｌは断続切削においても重要な元素であり、Ａｌを確保することによって被削性を顕著に向上させることになる。こうした効果を発揮させるためには、Ａｌ含有量は０．０６％以上とする必要がある。好ましくは０．１％以上、より好ましくは０．２％以上、更に好ましくは０．３％以上である。しかしながら、Ａｌ含有量が過剰になると、鋼材中の介在物量が増大すると共に、熱処理後（焼入れ後）の残留オーステナイト（残留γ）量が増大して高硬度が得られなくなるので、０．５％以下とする必要がある。
【００２５】
［Ｃｒ：０．１〜３％］
Ｃｒは、鋼材の焼入性を高め、鋼材強度を高めるために有効な元素である。またＡｌとの複合添加によって、鋼材の断続切削性を高めるのに有効な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｃｒ含有量は０．１％以上とする必要がある。しかしながら、Ｃｒ含有量が過剰になると、粗大炭化物の生成或は過冷組織の発達によって被削性を劣化させるので、３％以下とする必要がある。尚、Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．３％であり、より好ましくは０．７％以上、好ましい上限は２．０％であり、より好ましくは１．６％以下である。
【００２６】
［Ｎ：０．００４〜０．０２５％］
断続切削においては、工具に付着した鋼材新生面が急速に酸化することで、工具の酸化摩耗を進行させるが、Ｎはこの反応を抑制して断続切削による工具寿命を改善する効果を発揮する。また、ＮはＡｌとＡｌＮを形成して浸炭時における結晶粒の異常成長の抑制、および熱処理時の結晶粒の微細化にも効果を発揮する。これらの効果を発揮させるためには、Ｎは０．００４％以上含有させる必要があり、好ましくは０．００６％以上含有させることが推奨される。しかしながら、Ｎ含有量が過剰になると、時効硬化によって、鋼材の延性・靭性を劣化させることになる。こうしたことから、Ｎ含有量は、０．０２５％以下とする必要があり、好ましくは０．０２０％以下（より好ましくは０．０１５％以下）と定めた。
【００２７】
［Ｏ：０．００３％以下（０％を含まない）］
Ｏ含有量が過剰になると、粗大な酸化物系介在物が生成して、被削性や延性・靭性、鋼の熱間加工性および延性に悪影響を及ぼす。そこでＯ含有量の上限を、０．００３％（好ましくは０．００２％）と定めた。
【００２８】
［Ｃａ：０．０００５〜０．０２％および／またはＭｇ：０．０００１〜０．００５％］
ＣａとＭｇは、アルミナ等の硬質介在物を軟質化して工具摩耗を抑制する作用を発揮する。またＣａは、ＭｎＳを球状化する作用によって、圧延直角方向の靭性向上に寄与する。こうした効果を発揮させるためには、Ｃａで０．０００５％以上、Ｍｇで０．０００１％以上含有させる必要があるが、過剰に含有させると介在物量が増大することによって、延性・靭性が低下することになるので、Ｃａで０．０２％以下、Ｍｇで０．００５％以下とする必要がある。
【００２９】
本発明の機械構造用鋼においては、固溶状態のＮ（固溶Ｎ）を所定量確保することも重要な要件である。従来では、鋼の被削性の観点からは、ＮをＡｌＮ等で固定してできるだけ少なく抑える方が良いとされてきた。しかしながら、本発明者らが検討したところによれば、Ｎを一部固溶させることによって、被削性が更に改善されることが明らかになったのである。こうした効果が発揮されるのは、Ｎがフェライト中に固溶し、強度が上昇することによって、フェライト相とその他の硬質相との硬度差が低減され、切削時の切削抵抗の変動が抑えられるためであると推定される。
【００３０】
固溶Ｎによる上記の効果を発揮させるためには、その量は少なくとも０．００２％以上確保する必要があり、好ましくは０．００４５％以上（より好ましくは０．００５％以上）である。固溶Ｎ量の上限については、上記全Ｎ量によって自ずと決まってくるが、固溶Ｎ量が多くなると鋼材の強度が上昇すると共に、靭性・延性が低下しはじめる。こうしたことから、固溶Ｎ量は、０．０２％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０１５％以下とするのが良い。
【００３１】
尚、本発明における固溶Ｎの含有量は、ＪＩＳ  Ｇ  １２２８に準拠して、線材中の全Ｎ量から全窒化化合物中のＮ量を差し引いて求められる値である。この固溶Ｎの含有量の実用的な測定法を以下に例示する。
【００３２】
（ａ）不活性ガス融解法−熱伝導度法（全Ｎ量測定）
供試材から切り出したサンプルをルツボに入れ、不活性ガス気流中で融解してＮを抽出し、抽出物を熱伝導度セルに搬送して熱伝導度の変化を測定して全Ｎ量を求める。
（ｂ）アンモニア蒸留分離インドフェノール青吸光光度法（全Ｎ化合物量の測定）
供試材から切り出したサンプルを、１０％ＡＡ系電解液に溶解し、定電流電解を行って、鋼中の全Ｎ化合物量を測定する。用いる１０％ＡＡ系電解液は、１０％アセトン、１０％塩化テトラメチルアンモニウム、残部メタノールからなる非水溶媒系の電解液であり、鋼表面に不動態皮膜を生成させない溶液である。
【００３３】
供試材のサンプル約０．５ｇを、この１０％ＡＡ系電解液に溶解させ、生成する不溶解残渣（窒化化合物）を穴サイズが０．１μｍのポリカーボネート製のフィルタでろ過する。得られた不溶解残渣を、硫酸、硫酸カリウムおよび純銅製チップ中で加熱して分解し、分解物をろ液に合わせる。この溶液を、水酸化ナトリウムでアルカリ性にした後、水蒸気蒸留を行い、留出したアンモニアを希硫酸に吸収させる。更に、フェノール、次亜塩素酸ナトリウムおよびペンタシアノニトロシル鉄（III）酸ナトリウムを加えて青色錯体を生成させ、吸光光度計を用いて吸光度を測定して全化合物量を求める。
（ａ）の方法によって求められた全Ｎ量から、（ｂ）の方法によって求められた全Ｎ化合物量を差し引いて固溶Ｎ量を求めることができる。
【００３４】
本発明の機械構造用鋼の基本成分組成は上記の通りであり、残部は実質的に鉄である。但し原料、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（例えば、Ｓｎ，Ａｓ，Ｈ等）が鋼中に含まれることは許容される。
【００３５】
また、本発明の機械構造用鋼においては、Ｃｒ，ＡｌおよびＯが下記（１）式の関係を満足している必要がある。下記（１）式を規定した理由について説明する。
（０．１×［Ｃｒ］＋［Ａｌ］）／［Ｏ］≧１５０      …（１）
但し、［Ｃｒ］，［Ａｌ］および［Ｏ］は、夫々Ｃｒ，ＡｌおよびＯの含有量（質量％）を示す。
【００３６】
鋼中における硬質の酸化物は、切削中に工具／鋼材界面でのアブレシブ摩耗を引き起こすと同時に、疲労強度の低下を招くことになる。特に、本発明で課題としている低温域（即ち、低速域）における断続切削においては、工具摩耗を支配する要因として、このアブレシブ摩耗の影響が大きい。また、断続切削においては、工具に付着した鋼材新生面が急速に酸化することで、これが工具の酸化摩耗を促進させることになるが、鋼中の固溶Ｃｒ，Ａｌが複合的に作用することで、アブレシブ摩耗による影響を低減できる。
【００３７】
高速での断続切削では、工具面上にＡｌを含む酸化物主体のベラーグが生成することによって、工具摩耗が抑制されるが、低速における低温域での断続切削においては、こうした工具摩耗を引き起こす酸化を抑制することが必要となる。こうした知見の下で、本発明者らが検討したところによれば、上記（１）式の関係を満足したとき、低温での断続切削性が飛躍的に向上することが判明したのである。
【００３８】
また、機械構造用鋼のなかで特に肌焼鋼では、通常浸炭処理を行って表面を硬化するが、この処理の際に浸炭温度・時間、加熱速度等によって結晶粒の異常成長が発生することがある。Ａｌ含有量を通常よりも高くすることによって、こうした現象をも抑制する効果が発揮されることになる。こうした効果が発揮されるのは、Ａｌ含有量を増加することによって、ＡｌＮ析出物の粒子間距離が小さくなることによるものと考えられるが、こうした効果は浸炭以外の熱処理（例えば、焼入れ・焼戻し）を施す場合にも有効であり、その結果として靭性向上に寄与することになる。
【００３９】
本発明の機械構造用鋼は、上記のように化学成分組成を適切に制御することによって、低速での断続切削性を向上し得たのであるが、本発明の機械構造用鋼には、必要に応じて、以下の選択元素を含有していても良い。含有される元素の種類に応じて、鋼材の特性が更に改善される。
【００４０】
［Ｍｏ：１．０％以下（０％を含まない）］
Ｍｏは、母材の焼入れ性を確保して、不完全焼入れ組織の生成を抑制するのに有効な元素であり、必要に応じて鋼に含有させてもよい。こうした効果は、その含有量が増加するにつれて増大するが、過剰に含有させると、焼きならし後でも過冷組織が生成して被削性を低下させるので、１．０％以下とすることが好ましい。
【００４１】
［Ｎｂ：０．１５％以下（０％を含まない）］
機械構造用鋼のなかで特に肌焼鋼では、通常浸炭処理を行って表面を硬化するが、この処理の際に浸炭温度・時間、加熱速度等によって、結晶粒の異常成長が発生する場合がある。Ｎｂには、こうした現象を抑制する効果がある。こうした効果は、Ｎｂ含有量を増加するにつれて増大するが、過剰に含有させると硬質の炭化物が生成して被削性が低下するので、０．１５％以下とすることが好ましい。
【００４２】
［Ｔｉ，Ｚｒ，ＨｆおよびＴａよりなる群から選ばれる１種以上：合計で：０．０２％以下（０％を含まない）］
Ｔｉ，Ｚｒ，ＨｆおよびＴａは、上記Ｎｂと同様に、結晶粒の異常成長を抑制する効果があるので、必要に応じて鋼に含有させても良い。こうした効果は、これらの元素の含有量（１種または２種以上の合計量）が増加するにつれて増大するが、過剰に含有させると硬質の炭化物が生成して被削性が低下するので、合計で０．０２％以下とすることが好ましい。
【００４３】
［Ｖ：０．５％以下（０％を含まない），Ｃｕ：３％以下（０％を含まない），Ｎｉ：３％以下（０％を含まない）およびＢ：０．００５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上］
これらの元素は、鋼材の焼入れ性を向上させて高強度化させるのに有効な元素であり、必要に応じて鋼に含有させても良い。こうした効果は、これらの元素の含有量（１種または２種以上の合計量）が増加するにつれて増大するが、過剰に含有させると過冷組織が生成したり、延性・靭性が低下するので、夫々上記した量までとすることが好ましい。
【００４４】
本発明の鋼材は、固溶Ｎの含有量を所定量確保することも重要な要件であるが、固溶Ｎ量を確保するための条件について説明する。通常の製造方法で鋼材を作製した場合には、Ａｌ含有量が普通鋼と比較して高いために、高温からＡｌＮが析出し始めることになる。このとき、ＮはＡｌによって固着されることになるので、通常の製造方法では、固溶Ｎとして殆ど存在させることができない。また、ＡｌＮは、冷却に伴いそのサイズが増大するために、粗大ＡｌＮによる工具摩耗量（アブレシブ摩耗量）も増加することが考えられる。そこで、次に示すような熱処理を施すことによって、所定量の固溶Ｎを確保することができる。またこうした熱処理を施すことで、ＡｌＮも小さくなるので、アブレシブ摩耗の進行も抑制されるものと推定される。
【００４５】
即ち、本発明では、Ｎの固溶化処理として、鋼材を１１５０℃以上に加熱した後、９００〜５００℃の温度範囲を０．８〜４℃／秒の冷却速度で冷却するのが良い。鋼材の加熱温度は、上記の観点から少なくとも１１５０℃以上とする必要があるが、この温度があまり高くなり過ぎると結晶粒が粗大化しやすくなることによって、冷却中に過冷組織が生成しやすくなり、被削性が低下するので、１３００℃程度以下とすることが好ましい。尚、この加熱温度の好ましい下限は１２００℃以上であり、より好ましくは１２５０℃以上とするのが良い。
【００４６】
上記の加熱の後は、９００〜５００℃の温度範囲を０．８〜４℃／秒の冷却速度で冷却する必要がある。上記温度範囲はＡｌＮが形成する温度領域を意味し、この温度範囲を０．８〜４℃／秒の冷却速度で冷却することによって、生成したＡｌＮの粗大化を防止することができる。但し、この冷却速度があまり速くなり過ぎると、ベイナイトやマルテンサイト等の硬質相の生成割合が増加することによって鋼材の強度が上昇し、被削性が低下するので、４℃／秒以下とする必要がある。このときの冷却速度の好ましい下限は、０．９℃／秒であり、より好ましくは１．０℃／秒以上とするのが良い。また、冷却速度の好ましい上限は３℃／秒であり、より好ましくは２．５℃／秒以下とするのが良い。
【００４７】
尚、上記のような熱処理には、焼きならし、熱間鍛造後の焼きならし等が想定されるが、これらの工程を、上記で規定した加熱温度、冷却速度の条件を満足するように実施すれば良い。
【実施例】
【００４８】
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・下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。
【００４９】
下記表１、２に示す化学成分組成の鋼１５０ｋｇを真空誘導炉で溶解し、上面：φ２４５ｍｍ×下面：φ２１０ｍｍ×長さ：４８０ｍｍのインゴットに鋳造し、鍛造（ソーキング：１２５０℃×３時間程度、鍛造加熱：１０００℃×１時間程度）および切断し、一辺１５０ｍｍ×長さ６８０ｍｍの四角材形状を経由して、下記（ａ）、（ｂ）の２種類の鍛造材に加工した。尚、下記表１、２には、前記（１）式の左辺の値{（０．１×［Ｃｒ］＋［Ａｌ］）／［Ｏ］：以下「Ａ値」と呼ぶ}も同時に示した。
（ａ）板材：厚さ３０ｍｍ、幅１５５ｍｍ、長さ１００ｍｍ
（ｂ）丸棒材：直径８０ｍｍ、長さ１００ｍｍ
【００５０】
【表１】
0004193998.tif 000002
【００５１】
【表２】
0004193998.tif 000003
【００５２】
得られた板材および丸棒材を、下記表３、４に示す熱処理を施した後（加熱時間はいずれも２時間）、板材はエンドミル切削試験片とし、丸棒材はシャルピー衝撃試験片の素材とした。これらの鍛造材について、下記の条件で断続切削時の被削性を評価すると共に、横目の靭性（シャルピー吸収エネルギー）を測定した。
【００５３】
［断続切削時の被削性評価］
断続切削時の被削性を評価するために、エンドミル加工での工具摩耗を評価した。上記板材（焼ならし材、または焼ならし後熱間鍛造したもの）をスケール除去した後表面約２ｍｍを研削し、エンドミル切削試験片とした。具体的には、マニシングセンタ主軸にエンドミル工具を取り付け、上記のようにして製造した厚さ２５ｍｍ×幅１５０ｍｍ×長さ１００ｍｍの試験片をバイスにより固定し、乾式の切削雰囲気下でダウンカット加工を行った。詳細な加工条件を下記表５に示す。断続切削を２００カット行った後、光学顕微鏡により、平均逃げ面摩耗幅（工具摩耗量）Ｖｂを測定した。その結果を表３、４に示す。断続切削後のＶｂが７０μｍ以下のものを、断続切削時の被削性に優れる（○印）と評価した。尚、この試験片については、表面のビッカース硬さＨｖについても測定し、その結果も表３、４に示す。
【００５４】
［横目の靭性］
丸棒材から、圧延方向（鍛伸方向）に垂直な方向に沿ってノッチ形状がＲ１０（ｍｍ）のシャルピー衝撃試験片（形状：１０ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍ）を削り出し、下記の条件で浸炭−油焼入れした後、（１７０℃×１２０分→空冷）で焼戻し処理を行い、シャルピー衝撃値（横目シャルピー吸収エネルギーＥ）を測定した。その結果を表３、４に示す。シャルピー衝撃値が１０．０Ｊ以上のものを、横目の靭性に優れる（○印）と評価した。
【００５５】
（浸炭処理条件）
９３０℃×９０分（ＣＯ2濃度：０．１１０％、カーボンポテンシャル：１．０％狙い）→９３０℃×９０分（ＣＯ2濃度：０．１７０％、カーボンポテンシャル：０．８％狙い）→８４０℃×６０分（ＣＯ2濃度：０．３９０％、カーボンポテンシャル０．８％狙い）→油焼入れ（コールド油：６０℃）→（焼き戻し：１７０℃×１２０分→空冷）
【００５６】
【表３】
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【００５７】
【表４】
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【００５８】
【表５】
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【００５９】
これらの結果から明らかなように、本発明の要件を満たす試験Ｎｏ．２〜６，９，１０，１２，１３，１５〜１９，２１〜３０のものは、断続切削後の工具摩耗量Ｖｂが小さく断続切削時の被削性に優れており、横目の靭性も良好であることが分かる（総合判定：○）。
【００６０】
これに対して試験Ｎｏ．１，７，８，１１，１４，２０，３１〜４５のものでは、本発明で規定する要件を満足しないものであり（総合判定：×）、断続切削後の工具摩耗量が大きくなったり（試験Ｎｏ．１，７，８，１１，１４，２０，３２〜３５，３７，４０〜４３、４５）、横目の靭性が低下している（試験Ｎｏ．１４，２０，３１，３２，３５〜４０，４４，４５）。
【００６１】
この結果に基づき、試験Ｎｏ．１〜６，１５〜３０，３３、４５における工具摩耗量Ｖｂ、横目の靭性（横目シャルピー吸収エネルギーＥ）について、前記Ａ値{（０．１×［Ｃｒ］＋［Ａｌ］）／［Ｏ］}との関係を下記表６に示す。またこのデータに基づいて、Ａ値と工具摩耗量Ｖｂの関係を図１に、Ａ値と横目シャルピー吸収エネルギーＥの関係を図２に示すが、前記（１）式の関係を満足させる（即ち、Ａ値を適正に調整する）ことによって、良好な被削性および靭性が発揮されていることが分かる。
【００６２】
【表６】
0004193998.tif 000007
【図面の簡単な説明】
【００６３】
【図１】Ａ値{（０．１×［Ｃｒ］＋［Ａｌ］）／［Ｏ］}と工具摩耗量Ｖｂの関係を示すグラフである。
【図２】Ａ値{（０．１×［Ｃｒ］＋［Ａｌ］）／［Ｏ］}と横目シャルピー吸収エネルギーＥの関係を示すグラフである。
【要約】
【課題】Ｓ含有量を低減して強度等の機械的特性を維持すると共に、ハイス工具における低速での断続切削（例えばホブ加工）において優れた被削性（特に工具寿命）を発揮することのできる機械構造用鋼、およびこうした機械構造用鋼を製造するための有用な方法を提供する。
【解決手段】本発明の機械構造用鋼は、鋼中の固溶Ｎ：０．００２％以上を確保しつつ、化学成分組成を適切に調整し、且つ下記（１）式の関係を満足する。
（０．１×［Ｃｒ］＋［Ａｌ］）／［Ｏ］≧１５０      …（１）
但し、［Ｃｒ］，［Ａｌ］および［Ｏ］は、夫々Ｃｒ，ＡｌおよびＯの含有量（質量％）を示す。
【選択図】図１【図１】
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【図２】
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