(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．７０〜１．５０％、
Ｓｉ：０．７０〜３．００％、
Ｍｎ：０．０１〜２．００％、
Ｐ  ：０．０５０％以下、
Ｓ  ：０．１０％以下、
Ｔｉ：０．００１〜０．１００％、
Ｏ  ：０．００５０％以下、及び、
Ｎ  ：０．０２０％以下
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる化学成分を有し、下記（１）式で求められる黒鉛化指数ＣＥが１．３０以上である平均粒径１．０μｍ以上の黒鉛を５０個／ｍｍ2以上有し、且つ金属組織がフェライト又はフェライト＋パーライトになっていることを特徴とする快削熱間加工鋼材。
ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３−Ｍｎ／１２＋Ｔｉ／３  ----------------------------（１）
但し、上式中の元素記号は各元素の質量％を表わす。
【請求項２】
前記Ｍｎ含有率を０．０１〜０．３５％の範囲内とする、請求項１記載の快削熱間加工鋼材。
【請求項３】
前記Ｍｎ含有率を１．００超〜２．００％とする、請求項１記載の快削熱間加工鋼材。
【請求項４】
請求項１〜３記載の発明のいずれかにおいて、前記化学成分組成に、更に下記６種の化学成分組成からなる群から選ばれた少なくとも１種を、付加して含有させ、
質量％で、
Ｃｕ：０．０１〜２．０％、
Ｎｉ：０．０１〜２．０％、
Ｃｏ：０．０１〜０．５０％、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、及び、
Ｂ：０．０００５〜０．０１０％、
そして、前記黒鉛化指数ＣＥの算出式として、下記（２）式を用いることを特徴とする快削熱間加工鋼材。
ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｔｉ／３−Ｍｎ／１２＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９＋Ｃｏ／９
−Ｃｒ／９−Ｍｏ／９＋Ｂ ----------------------------（２）
但し、上式中の元素記号は各元素の質量％を表わす。
【請求項５】
請求項１〜４記載の発明のいずれかにおいて、前記化学成分組成に、更に下記４種の化学成分組成からなる群から選ばれた少なくとも１種を、付加して含有させ、
質量％で、
Ａｌ：０．００１〜０．５０％、
Ｚｒ：０．００５〜０．１０％、
Ｖ：０．０１〜０．５０％、及び、
Ｎｂ：０．０１〜０．５０％、
そして、前記黒鉛化指数ＣＥの算出式として、下記（３）式を用いることを特徴とする快削熱間加工鋼材。
ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｔｉ／３−Ｍｎ／１２＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９＋Ｃｏ／９
−Ｃｒ／９−Ｍｏ／９＋Ｂ＋Ａｌ／６＋Ｚｒ／３−Ｖ／３−Ｎｂ／３
----------------------------（３）
但し、上式中の元素記号は各元素の質量％を表わす。
【請求項６】
請求項１〜５記載の発明のいずれかにおいて、前記化学成分組成に、更に下記３種の化学成分組成からなる群から選ばれた少なくとも１種を、付加して含有させ、
質量％で、
Ｃａ：０．００１０〜０．０１０％、
Ｍｇ：０．００１０〜０．１０％、及び、
ＲＥＭ：０．００１０〜０．１０％、
そして、前記黒鉛化指数ＣＥの算出式として、下記（４）式を用いることを特徴とする快削熱間加工鋼材。
ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｔｉ／３−Ｍｎ／１２＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９＋Ｃｏ／９
−Ｃｒ／９−Ｍｏ／９＋Ｂ＋Ａｌ／６＋Ｚｒ／３−Ｖ／３−Ｎｂ／３
＋０．０７ ------------------------------------------（４）
但し、上式中の元素記号は各元素の質量％を表わす。
【請求項７】
質量％で、
Ｃ  ：０．７０〜１．５０％、
Ｓｉ：０．７０〜３．００％、
Ｍｎ：０．０１〜２．００％、
Ｐ  ：０．０５０％以下、
Ｓ  ：０．１０％以下、
Ｔｉ：０．００１〜０．１００％、
Ｏ  ：０．００５０％以下、及び、
Ｎ  ：０．０２０％以下
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる化学成分を有し、下記（１）式で求められる黒鉛化指数ＣＥが１．３０以上である熱間圧延鋼材を、８００℃以上、当該熱間圧延鋼材の固相線温度−５０℃以下の間の温度に加熱し、熱間加工し、そして、７００℃に下がるまでを１分以上の時間をかけて緩冷却して、平均粒径１．０μｍ以上の黒鉛を５０個／ｍｍ2以上析出させ、且つ金属組織をフェライト又はフェライト＋パーライトとすることを特徴とする快削熱間加工鋼材の製造方法。
ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３−Ｍｎ／１２＋Ｔｉ／３  ----------------------------（１）
但し、上式中の元素記号は各元素の質量％を表わす。
【請求項８】
前記Ｍｎ含有率を０．０１〜０．３５％の範囲内とする、請求項７記載の快削熱間加工鋼材の製造方法。
【請求項９】
前記Ｍｎ含有率を１．００超〜２．００％とする、請求項７記載の快削熱間加工鋼材の製造方法。
【請求項１０】
請求項７〜９記載の何れか１つの発明において、更に下記６種の化学成分組成からなる群から選ばれた少なくとも１種を含有し、
質量％で、
Ｃｕ：０．０１〜２．０％、
Ｎｉ：０．０１〜２．０％、
Ｃｏ：０．０１〜０．５０％、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、及び、
Ｂ：０．０００５〜０．０１０％、
前記黒鉛化指数ＣＥの算出式として、下記（２）式を用いることを特徴とする、快削熱間加工鋼材の製造方法。
ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｔｉ／３−Ｍｎ／１２＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９＋Ｃｏ／９
−Ｃｒ／９−Ｍｏ／９＋Ｂ ----------------------------（２）
但し、上式中の元素記号は各元素の質量％を表わす。
【請求項１１】
請求項７〜１０記載の何れか１つの発明において、更に下記４種の化学成分組成からなる群から選ばれた少なくとも１種を含有し、
質量％で、
Ａｌ：０．００１〜０．５０％、
Ｚｒ：０．００５〜０．１０％、
Ｖ：０．０１〜０．５０％、及び、
Ｎｂ：０．０１〜０．５０％、
前記黒鉛化指数ＣＥの算出式として、下記（３）式を用いることを特徴とする、快削熱間加工鋼材の製造方法。
ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｔｉ／３−Ｍｎ／１２＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９＋Ｃｏ／９
−Ｃｒ／９−Ｍｏ／９＋Ｂ＋Ａｌ／６＋Ｚｒ／３−Ｖ／３−Ｎｂ／３
----------------------------（３）
但し、上式中の元素記号は各元素の質量％を表わす。
【請求項１２】
請求項７〜１１記載の何れか１つの発明において、更に下記３種の化学成分組成からなる群から選ばれた少なくとも１種を含有し、
質量％で、
Ｃａ：０．００１０〜０．０１０％、
Ｍｇ：０．００１０〜０．１０％、及び、
ＲＥＭ：０．００１０〜０．１０％、
前記黒鉛化指数ＣＥの算出式として、下記（４）式を用いることを特徴とする、快削熱間加工鋼材の製造方法。
ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｔｉ／３−Ｍｎ／１２＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９＋Ｃｏ／９
−Ｃｒ／９−Ｍｏ／９＋Ｂ＋Ａｌ／６＋Ｚｒ／３−Ｖ／３−Ｎｂ／３
＋０．０７ ------------------------------------------（４）
但し、上式中の元素記号は各元素の質量％を表わす。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、クランクシャフト、デファレンシャルギア等、自動車や産業機械の部品に関し、熱間加工ままで微細な黒鉛を有し、黒鉛の析出熱処理を行なわなくても、従来の鉛快削鋼に匹敵する被削性に優れた、無鉛の熱間加工製品の製造技術に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
棒鋼を直接切削して、自動車、産業機械に使用される部品を加工する場合、例えば、ピストンロッド等の切削加工においては、棒鋼が優れた被削性を有することが求められる。また、棒鋼を熱間鍛造して粗形材を製造し、これを切削により機械加工して部品を製造する場合、例えば、自動車のエンジン廻り部品であるコネクチングロッド、クランクシャフトあるいはデファレンシャルギアの加工においても、切削前の鍛造粗形材には優れた被削性が要求される。
【０００３】
上述した被削性の良否は、切削工具の寿命の長さと、切削時に発生する切り屑の処理性、即ち、切り屑が適当な大きさに細かく分断するか否かによって判断される。特に最近は、自動盤により無人で機械加工されることが多く、切り屑が長くつながり絡まってしまうと、切削機械の停止や切り屑を取り除くための余計な作業を行う必要が生じ、生産性を低下させることになる。
【０００４】
また、コネクチングロッドやクランクシャフトには、潤滑油を供給するための、径の細い穴をいくつか設けられているが、この穴は深いために、穴明け加工においては、切り屑が細かく分断して、ドリル穴から支障なく排出されることが必要である。即ち、分断しにくい切り屑では穴から排出されず、切り屑が穴に詰まってドリル折損を引き起こすのである。
【０００５】
従って、上記のような部品の機械加工に当たっては、工具寿命向上及び切り屑処理性の改善のため、快削元素である鉛を０．０５〜０．３０％添加した鉛快削鋼が広く用いられてきた。鉛は融点が３２７℃程度と低いので、機械加工の熱により容易に溶融して、鋼の延性が低下して切り屑は適度な大きさに分断する。これによって工具の寿命が延びる。
【０００６】
また、現在広く使用されている快削鋼のなかで最も、被削性に優れているのは、硫黄と鉛を複合して添加した硫黄鉛複合快削鋼（ＪＩＳ  Ｇ  ４８０４、ＳＵＭ２４Ｌ）であると考えられるが、この鋼材は、機械加工してブレーキの油圧部品であるピストンピンや、水道蛇口の口金等、被削性を重視した部品に使用されている。
【０００７】
上記の鋼は鉛の切り屑分断効果を最大限利用した快削鋼である。しかしながら鉛には毒性があるため、近年の地球環境保護の機運の高まりに伴って、無鉛の快削鋼が強く求められている。
【０００８】
切削性を向上させる元素としてはＰｂの他にＳ、Ｃａ、Ｂｉ、Ｓｅ、Ｔｅ等の元素が知られている。しかし、これら元素は、▲１▼被削性改善効果が鉛に及ばない、▲２▼高価である、▲３▼毒性がある、といった欠点を少なくとも１つ有しているために、鉛代替の元素にはなりえない。
【０００９】
一方、黒鉛は鋳鉄にみられるように、被削性を極めて向上させる物質である。しかし、鋼においては黒鉛を析出させるために炭素を多量に添加すると、セメンタイトが析出し、黒鉛を得るのは容易ではない。従来の発明における炭素０．１０〜１．５％を有する鋼の場合には、例えば特開平２−１０７７４２号公報、及び特開平３−１４０４１１号公報には、６００〜８００℃の温度で数時間〜２００時間もの長い時間の焼鈍を行なって、黒鉛を析出させた鋼材又はその製造方法が開示されている。
【００１０】
また、特開昭４９−６７８１６号公報、及び特開昭４９−６７８１７号公報には、７５０〜９５０℃で焼入れ、６００〜７５０℃で焼戻して黒鉛を形成させた黒鉛快削鋼が開示されている。
【００１１】
このように、従来開示例においてはいずれも黒鉛を得るための、黒鉛化熱処理を施す必要がある。従って、極めてコスト高になってしまう。また黒鉛化熱処理により金属組織がフェライトになってしまう。このために強度の低い部品や冷間鍛造によって製造可能な小さな部品の製造に限定されてしまい、クランクシャフトやコネクチングロッドといった大型の鍛造部品の製造には適用することができなかった。
【００１２】
一方、炭素量が３．８％前後の鋳鉄や鋳鋼はＣａやＭｇ等の接種により、鋳造ままで容易に球状黒鉛が得られ、被削性が良好であることは良く知られている。しかしながら、これら鋳鉄や鋳鋼は、鋳込みままで使用されるため、形状の自由度はあるものの、伸び、絞り、衝撃値といった靱性が低いという欠点がある。
【００１３】
近年、オーステンパー処理により基地組織をベイナイトにすることにより、その靱性が改善されてきてはいる。例えば特開昭６１−２４３１２１号公報には、球状黒鉛鋳鉄にオーステンパー処理を施すクランクシャフトの製造方法が、特開昭６１−１７４３３２号公報には、同じく球状黒鉛鋳鉄にオーステンパー処理を施すコネクチングロッドの製造方法が開示されている。しかしながら、これら鋳造品は、Ｓ４８Ｃを基本成分にして０．１０％程度のＶを添加した非調質鋼の鍛造品に較べると、ヤング率が低く、疲労強度に劣る。また靱性も、鍛造品には及ばない。またこれら鋳造品には、０．１ｍｍ程度の鋳造巣が発生することがあり、これは疲労破壊の起点となるので信頼性に劣るのが欠点である。従って、鋳造方法ならびに製品の超音波検査に厳重な注意を払う必要がる。そのため、コストアップの一因にもなっている。
【００１４】
【発明が解決しようとする課題】
この発明の目的は、自動車や産業機械用の鋼部品の製造過程において、熱間加工ままで微細な黒鉛を有し、黒鉛の析出熱処理を行なわなくても、従来の鉛快削鋼に匹敵する被削性に優れた、無鉛の熱間加工製品の製造技術を開発することにある。この目的を達成するために、上述した先行技術等には、次のような問題点がある。
【００１５】
▲１▼鋼にＰｂを添加することにより、鋼材の快削性は著しく向上するが、Ｐｂの毒性を解消するという観点から、Ｐｂ快削鋼には問題がある。
▲２▼黒鉛の被削性向上効果を、Ｃ：０．１〜１．５％の鋼において発揮させる場合には、黒鉛化熱処理を施す必要があり、コストが著しく高くなること、またその熱処理により金属組織がフェライトになるので大型の鍛造部品では機械的特性や疲労特性が不十分となり、製造することができない。
【００１６】
▲３▼黒鉛の被削性向上効果を、鋳鉄や鋳鋼において発揮させ、且つオーステンパー処理により材質改善を図ることができる。そして、形状の自由度の点において優れている。しかし、そのような改善をしても、機械的特性や疲労特性が不十分であり、要求される部品には使用することができない。
【００１７】
従って、この発明の最大の課題は、このような問題を解決して、上述した目的を達成するために、鋼の被削性向上に対して、黒鉛の大きさ及び量を適切に制御した熱間加工鋼材ないし粗形材を製造する技術を開発することにある。
【００１８】
【課題を解決するための手段】
本発明者等は、上述した背景を考慮し、鋭意研究を重ね、最大の知見は次のものである。即ち、微量のＴｉの添加により黒鉛の析出が著しく促進され、且つ、熱間延性の向上にも効果があることを突き止めた。そして、熱間加工後に適切な緩冷却を行なうのみで、直接、黒鉛が析出した快削熱間加工製品を製造することができることを見い出した。こうして、鉛を添加することなく鋳鉄に匹敵する被削性に優れた熱間加工製品の製造技術を開発した。
【００１９】
この発明は上記知見に基づきなされたものであって、下記特徴を有するものである。
請求項１記載の発明は、質量％で、Ｃ：０．７０〜１．５０％、Ｓｉ：０．７０〜３．００％、Ｍｎ：０．０１〜２．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．００１〜０．１００％、Ｏ：０．００５０％以下、及び、Ｎ：０．０２０％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる化学成分を有し、下記（１）式で求められる黒鉛化指数ＣＥが１．３０以上である平均粒径１．０μｍ以上の黒鉛を５０個／ｍｍ2以上有し、且つ金属組織がフェライト又はフェライト＋パーライトになっていることに特徴を有するものである。
ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３−Ｍｎ／１２＋Ｔｉ／３ ------------------（１）
但し、上式中の元素記号は各元素の質量％を表わす。
【００２０】
請求項２記載の発明は、請求項１記載の発明において、Ｍｎ含有率を０．０１〜０．３５％の範囲内とするものである。
【００２１】
請求項３記載の発明は、請求項１記載の発明において、Ｍｎ含有率を１．００超〜２．００％とするものである。
【００２２】
請求項４記載の発明は、請求項１〜３記載の発明のいずれかにおいて、前記化学成分組成に、更に下記６種の化学成分組成からなる群から選ばれた少なくとも１種を、付加して含有させ、質量％で、Ｃｕ：０．０１〜２．０％、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｃｏ：０．０１〜０．５０％、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、及び、Ｂ：０．０００５〜０．０１０％、そして、黒鉛化指数ＣＥの算出式として、下記（２）式を用いることに特徴を有するものである。
ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｔｉ／３−Ｍｎ／１２＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９＋Ｃｏ／９
−Ｃｒ／９−Ｍｏ／９＋Ｂ ----------------------------（２）
但し、上式中の元素記号は各元素の質量％を表わす。
【００２３】
請求項５記載の発明は、請求項１〜４記載の発明のいずれかにおいて、前記化学成分組成に、更に下記４種の化学成分組成からなる群から選ばれた少なくとも１種を、付加して含有させ、質量％で、Ａｌ：０．００１〜０．５０％、Ｚｒ：０．００５〜０．１０％、Ｖ：０．０１〜０．５０％、及び、Ｎｂ：０．０１〜０．５０％、そして、黒鉛化指数ＣＥの算出式として、下記（３）式を用いることに特徴を有する。
ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｔｉ／３−Ｍｎ／１２＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９＋Ｃｏ／９
−Ｃｒ／９−Ｍｏ／９＋Ｂ＋Ａｌ／６＋Ｚｒ／３−Ｖ／３−Ｎｂ／３
----------------------------（３）
但し、上式中の元素記号は各元素の質量％を表わす。
【００２４】
請求項６記載の発明は、請求項１〜５記載の発明のいずれかにおいて、前記化学成分組成に、更に下記３種の化学成分組成からなる群から選ばれた少なくとも１種を、付加して含有させ、質量％で、Ｃａ：０．００１０〜０．０１０％、Ｍｇ：０．００１０〜０．１０％、及び、ＲＥＭ：０．００１０〜０．１０％、そして、黒鉛化指数ＣＥの算出式として、下記（４）式を用いることに特徴を有するものである。
ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｔｉ／３−Ｍｎ／１２＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９＋Ｃｏ／９
−Ｃｒ／９−Ｍｏ／９＋Ｂ＋Ａｌ／６＋Ｚｒ／３−Ｖ／３−Ｎｂ／３
＋０．０７ -----（４）
但し、上式中の元素記号は各元素の質量％を表わす。
請求項７記載の発明は、質量％で、Ｃ：０．７０〜１．５０％、Ｓｉ：０．７０〜３．００％、Ｍｎ：０．０１〜２．００％、Ｐ  ：０．０５０％以下、Ｓ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．００１〜０．１００％、Ｏ：０．００５０％以下、及び、Ｎ：０．０２０％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる化学成分を有し、下記（１）式で求められる黒鉛化指数ＣＥが１．３０以上である熱間圧延鋼材を、８００℃以上、当該熱間圧延鋼材の固相線温度−５０℃以下の間の温度に加熱し、熱間加工し、そして、７００℃に下がるまでを１分以上の時間をかけて緩冷却して、平均粒径１．０μｍ以上の黒鉛を５０個／ｍｍ2以上析出させ、且つ金属組織をフェライト又はフェライト＋パーライトとすることに特徴を有する。
ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３−Ｍｎ／１２＋Ｔｉ／３  ----------------------------（１）
但し、上式中の元素記号は各元素の質量％を表わす。
請求項８記載の発明は、請求項７記載の発明において、前記Ｍｎ含有率を０．０１〜０．３５％の範囲内とすることに特徴を有する。
請求項９記載の発明は、請求項７記載の発明において、前記Ｍｎ含有率を１．００超〜２．００％とすることに特徴を有する。
請求項１０記載の発明は、請求項７〜９記載の何れか１つの発明において、更に下記６種の化学成分組成からなる群から選ばれた少なくとも１種を含有し、質量％で、Ｃｕ：０．０１〜２．０％、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｃｏ：０．０１〜０．５０％、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、及び、Ｂ：０．０００５〜０．０１０％、前記黒鉛化指数ＣＥの算出式として、下記（２）式を用いることに特徴を有するものである。
ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｔｉ／３−Ｍｎ／１２＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９＋Ｃｏ／９
−Ｃｒ／９−Ｍｏ／９＋Ｂ ----------------------------（２）
但し、上式中の元素記号は各元素の質量％を表わす。
請求項１１記載の発明は、請求項７〜１０記載の何れか１つの発明において、更に下記４種の化学成分組成からなる群から選ばれた少なくとも１種を含有し、質量％で、Ａｌ：０．００１〜０．５０％、Ｚｒ：０．００５〜０．１０％、Ｖ：０．０１〜０．５０％、及び、Ｎｂ：０．０１〜０．５０％、前記黒鉛化指数ＣＥの算出式として、下記（３）式を用いることに特徴を有するものである。
ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｔｉ／３−Ｍｎ／１２＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９＋Ｃｏ／９
−Ｃｒ／９−Ｍｏ／９＋Ｂ＋Ａｌ／６＋Ｚｒ／３−Ｖ／３−Ｎｂ／３
----------------------------（３）
但し、上式中の元素記号は各元素の質量％を表わす。
請求項１２記載の発明は、請求項７〜１１記載の何れか１つの発明において、更に下記３種の化学成分組成からなる群から選ばれた少なくとも１種を含有し、質量％で、Ｃａ：０．００１０〜０．０１０％、Ｍｇ：０．００１０〜０．１０％、及び、ＲＥＭ：０．００１０〜０．１０％、前記黒鉛化指数ＣＥの算出式として、下記（４）式を用いることに特徴を有するものである。
ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｔｉ／３−Ｍｎ／１２＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９＋Ｃｏ／９
−Ｃｒ／９−Ｍｏ／９＋Ｂ＋Ａｌ／６＋Ｚｒ／３−Ｖ／３−Ｎｂ／３
＋０．０７ ------------------------------------------（４）
但し、上式中の元素記号は各元素の質量％を表わす。
【００２７】
【発明の実施の形態】
次に、この発明の構成要件とその限定理由について説明する。なお、以下、化学成分組成の割合を示す％は、全て質量％とする。
（１）炭素（Ｃ）
Ｃは、黒鉛を析出させ、強度を確保するのに重要な元素である。熱間加工ままで黒鉛を析出させるには、Ｃを０．７０％以上は必要とする。しかしながら、Ｃ含有量が１．５０％を超えると、熱間延性の低下が大きく、加工に際して表面疵の発生が増大する。また、熱間加工後に析出する黒鉛粒が粗大になり、靱性を低下させる。従って、Ｃ含有量は０．７０〜１．５０％の範囲内に限定する。
【００２８】
（２）珪素（Ｓｉ）
Ｓｉは、本発明において重要な役目を果たす元素である。即ち、Ｓｉはセメンタイトの黒鉛化を促進する元素である。また、フェライトを強化し、靱性を高めるのに有効な元素である。しかし、０．７０％未満ではその効果は小さい。一方、Ｓｉが３．００％を超えると、非金属介在物が増加して靱性の低下を招くのみならず、熱間加工時の加熱において脱炭を大きくする。従って、Ｓｉ含有量は、０．７０〜３．００％の範囲内に限定する。
【００２９】
（３）マンガン（Ｍｎ）
Ｍｎは、鋼中のＳをＭｎＳの形態に固定し、Ｓを無害化して熱間延性を向上させる。そのためには、少なくとも０．０１％以上添加する必要がある。また、Ｍｎにより、焼入れ性を向上させ、パーライトを微細化して、鋼を強靱化する。この効果をより一層十分に発揮させるためには、Ｍｎを１．００％を超える量を添加する必要がある。しかしながら、Ｍｎは黒鉛の析出を阻害化する元素でもあるため、２．００％を超えて多量に添加すると、Ｓｉを多量に添加してＭｎの黒鉛析出阻害をなくす必要が生じる。そのために熱間延性が低下する。これを避けるために、Ｍｎ含有率は２．００％以下にする必要がある。一方、Ｍｎによる鋼の強靱化効果を控えめに留めると共に、Ｍｎの黒鉛析出阻害作用をできるだけなくすためには、Ｍｎ含有率を０．３５％以下に抑えることが望ましい。
【００３０】
従って、機械加工後に熱処理操作を行なって所望の強度、靱性を得ることを主眼とする部品をねらう場合には、Ｍｎ：０．０１〜２．００％とし、
熱間加工後の緩冷却によって、できるだけ多くの黒鉛を析出させて、地鉄を軟質化し、被削性重視の部品を主眼にねらう場合には、Ｍｎ：０．０１〜０．３５％とし、
そして、熱間加工後の緩冷却のみで、適量の黒鉛を析出させると共に、地鉄に所望の強度、靱性を有する部品を主眼にねらう場合には、Ｍｎ：１．００超〜２．００％とする。
【００３１】
（４）燐（Ｐ）
Ｐは、黒鉛化を促進する元素であり、粒界に偏析して熱間延性を低下させ、鋼材の表面疵の発生を助長する。これを抑制するために、Ｐ含有率は０．０５０％以下に限定する。望ましくは０．０３０％以下にする。
【００３２】
（５）硫黄（Ｓ）
ＳはＭｎと結合してＭｎＳを形成し、切削性を向上させる元素であるが、一方、黒鉛化を阻害する元素でもある。Ｓの量が０．１０％を超えると、Ｓｉ等の黒鉛化促進元素を多量添加する必要があり、熱間延性の低下を招く。従って、Ｓ含有率は０．１０％以下に限定する。望ましくは０．０５０％以下にする。
【００３３】
（６）チタン（Ｔｉ）
ＴｉはＮと結合して、Ｎの黒鉛化阻害作用を無害化する。また、微細なＴｉＮは黒鉛析出の核として作用し、これらの効果により黒鉛の析出を促進する。この目的のためには、Ｔｉは０．００１％以上の添加を必要とする。しかし、０．１００％を超えると、多量のＴｉＮ、ＴｉＣが形成され、これらは硬く切削工具の摩耗を促進する。また、鋼の清浄性を低下させて熱間延性を低下させ、熱間加工時の割れ発生の原因になる。従って、Ｔｉ含有率は０．００１〜０．１００％の範囲内にする。また、黒鉛の析出を最大に促進するのに最適なＴｉ含有率の範囲は、０．００５〜０．０５０％の間であって、これより添加量が増えるとその効果は低下する。従って、Ｔｉを適正量添加することによって、Ｃ、Ｓｉ量を減らすことができ、その分だけ熱間延性を向上させることができる。また、Ｃ、Ｓｉ量を減らした分だけ、Ｍｎを高めに添加することが可能となり、熱間延性の向上のみならず、強度、延性等の機械的性質を調節することが可能となる。
【００３４】
（７）酸素（Ｏ）
Ｏは、鋼の清浄性を低下させるとともに、黒鉛化を阻害する元素であるので、できるかぎり低く抑えるべきである。しかし０．００５０％までは許容されるので上限を０．００５０％とした。
【００３５】
（８）窒素（Ｎ）
Ｎは、単独で鋼中に存在すると黒鉛化を阻害する。０．０２０％を超えると、黒鉛の析出が困難になる他、窒素ガスによるブローホ─ルが多数形成されて、圧延後の表面疵発生の原因になる。従って、Ｎ含有率は０．０２０％以下にする。
【００３６】
次のＣｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＢは、いずれも鋼の焼入れ性を向上させる作用をもつ点において、この発明における鋼材特性の向上の観点から、共通の効果を有するものである。
【００３７】
（９）銅（Ｃｕ）
Ｃｕは、黒鉛の析出を促進させるとともに、焼入れ性を向上させる元素である。この発明ではこの目的でＣｕを添加し、０．０１％以上の添加を必要とする。しかしながら、Ｃｕが２．０％を超えると、圧延前、熱間加工前の加熱時に鋼の表面にＣｕが濃化して、熱間延性を低下させる。従って、Ｃｕを０．０１〜２．０％の範囲内で含有させることが望ましい。
【００３８】
（１０）ニッケル（Ｎｉ）
Ｎｉも、Ｃｕと同様に黒鉛の析出を促進させると共に、焼入れ性を向上させる元素である。この発明ではこの目的でＮｉを添加し、０．０１％以上の添加を必要とする。しかしながら、Ｎｉを２．０％を超えて添加しても、その効果は飽和するのみならず、コスト高になる。従って、Ｎｉを０．０１〜２．０％の範囲内で含有させることが望ましい。
【００３９】
（１１）コバルト（Ｃｏ）
Ｃｏも、ＣｕやＮｉと同様に黒鉛の析出を促進させると共に、焼入れ性を向上させる元素である。この発明ではこの目的でＣｏを添加し、０．０１％以上の添加を必要とする。しかしながら、Ｃｏは高価な元素であり、０．５０％を超えると、実用に供する程度に安価な棒鋼の製造ができなくなる。従って、Ｃｏを０．０１〜０．５０％の範囲内で含有させることが望ましい。
【００４０】
（１２）クロム（Ｃｒ）
Ｃｒは、Ｍｎと同様に焼入れ性を大きく向上させ、パーライトを微細化する元素である。この発明ではこの目的でＣｒを添加し、０．０１％以上の添加を必要とする。しかし、ＣｒはＭｎより黒鉛化を阻害する効果が大きく、１．０％を超えると、黒鉛化促進元素を多量必要とし、コスト高になる。従って、Ｃｒを０．０１〜１．０％の範囲内で含有させることが望ましい。
【００４１】
（１３）モリブデン（Ｍｏ）
Ｍｏも、鋼の焼入れ性を高める元素であり、０．０１％未満ではその効果は小さい。しかし、ＭｏもＭｎ、Ｃｒと同様に黒鉛化を阻害する元素であり、０．５０％を超えると、黒鉛化促進元素を多量必要とする。従って、Ｍｏを０．０１〜０．５０％の範囲内で含有させることが望ましい。
【００４２】
（１４）ボロン（Ｂ）
Ｂは、微量の添加で焼入れ性を高める元素である。また、Ｂは鋼中のＮをＢＮとして固定し、Ｎの黒鉛化阻害作用を軽減する。この発明ではこの目的でＢを用い、０．０００５％以上の添加を必要とする。しかしながら、０．０１０％を超えてＢを添加しても、その効果は飽和するのみならず、熱間延性を低下させる。従って、Ｂを０．０００５〜０．０１０％の範囲内で含有させることが望ましい。
【００４３】
次のＡｌ、Ｚｒ、Ｖ及びＮｂは、いずれも鋼の結晶粒を微細化する作用をもつ点において、この発明における鋼材特性の向上の観点から、共通の効果を有するものである。
【００４４】
（１５）アルミニウム（Ａｌ）
Ａｌは、脱酸材として重要な元素であると共に、Ｎと結合してＡｌＮを析出させ、結晶粒を微細化する元素である。また、Ｓｉと同様に黒鉛化を促進する元素でもある。この発明ではこの目的でＡｌを用い、０．００１％以上の添加を必要とする。しかしながら、０．５０％を超えて多量に添加すると、酸化物系介在物の量が多くなって、鋼の清浄性を低下させ、鍛造時の割れ発生の原因となる。従って、Ａｌを０．００１〜０．５０％の範囲内で含有させることが望ましい。
【００４５】
（１６）ジルコニウム（Ｚｒ）
Ｚｒも、ＴｉやＡｌと同様に窒化物、炭化物を析出させ、結晶粒を微細化すると共に、黒鉛の析出を促進させる。この発明ではこの目的でＡｌを用い、添加量が０．００５％未満ではその効果は小さく、一方０．１０％を超えて多量に添加すると、硬い窒化物、炭化物により切削工具の摩耗が大きくなる。また、清浄性が低下して熱間延性を低下させる。従って、Ｚｒを０．００５〜０．１０％の範囲内で含有させることが望ましい。
【００４６】
（１７）バナジウム（Ｖ）
Ｖも、Ｔｉ、Ａｌ、Ｚｒと同様に、窒化物、炭化物を析出させ、結晶粒を微細化する。また析出物が微細であるので鋼の降伏応力を高め、疲労限応力を向上させる。この発明ではこの目的でＡｌを添加し、０．０１％未満ではその効果は小さい。一方、Ｖは、黒鉛化を阻害する元素でもあり、０．５０％を超えて多量に添加すると、黒鉛化促進元素を多量に添加する必要が生じるのみならず、熱間延性を低下させる。従って、Ｖを０．０１〜０．５０％の範囲内で含有させることが望ましい。
【００４７】
（１８）ニオブ（Ｎｂ）
Ｎｂも、Ｖ等と同様に、窒化物、炭化物を析出させ、結晶粒を微細化すると共に、黒鉛の析出を促進させる。Ｎｂの炭窒化物は１１５０℃の高温でも鋼中に溶解せず、オーステナイト粒の粗大化を阻止し、鍛造後の粒を微細にして、靱性を向上させる。この発明ではこの目的でＮｂを添加し、添加量が０．０１％未満ではその効果は小さい。一方、０．５０％を超えて添加すると、逆に黒鉛の析出を阻害するのみならず、熱間延性を低下させる。従って、Ｎｂを０．０１〜０．５０％の範囲内で含有させることが望ましい。
【００４８】
次のＣａ、Ｍｇ及びＲＥＭはいずれも、鋼材における黒鉛の析出を促進する作用をもつ点において、この発明における鋼材特性の向上の観点から、共通の効果を有するものである。
【００４９】
（１９）カルシウム（Ｃａ）
Ｃａは、鋳鉄において接種材として使用され、黒鉛化を促進させる。これはＣａの蒸気圧が高く、鋳造中にＣａの蒸気が鉄内に微小な空洞を形成し、これが黒鉛析出の核となって、球状黒鉛を析出させると考えられる。そして、鋳鉄と同様に鋼においても、Ｃａは熱間加工後の黒鉛析出を容易にする。また、Ｃａは酸化物系介在物として存在すると、超硬工具切削においてベラーグを形成し、工具寿命を延長する効果が大きいので、快削鋼には望ましい添加元素である。この発明ではこの目的でＣａを添加し、そのために０．００１０％以上添加する必要がある。しかしながら、０．０１０％を超えて添加してもその効果は飽和する。従って、Ｃａを０．００１０〜０．０１０％の範囲内で含有させることが望ましい。
【００５０】
（２０）マグネシウム（Ｍｇ）
Ｍｇも、Ｃａと同じく鋳鉄において接種材として使用され黒鉛化を促進させ、鋼においても熱間加工後の黒鉛析出を容易にする。この発明ではこの目的でＭｇを添加し、そのために０．００１０％未満では効果が小さい。一方、０．１０％を超えて多量に添加してもその効果は飽和する。従って、Ｍｇを０．００１０〜０．１０％の範囲内で含有させることが望ましい。
【００５１】
（２１）ＲＥＭ（希土類元素）
Ｃｅ、Ｌａ等のＲＥＭも鍛造後の黒鉛析出を促進する。この発明ではこの目的でＲＥＭを添加し、そのために０．００１０％未満ではその効果が小さい。一方、０．１０％を超えて多量に添加してもその効果は飽和する。従って、ＲＥＭを０．００１０〜０．１０％の範囲内で含有させることが望ましい。
【００５２】
なお、この発明における鋼には、以上の他に、Ｓｎ、Ａｓ等の不可避的に混入する元素を含んでもよい。また環境に対する問題が小さい場合には、補足的にＢｉ、Ｓｅ、Ｔｅ等の快削元素を少量添加することも可能である。
【００５３】
（２２）黒鉛化指数
次に、この発明における快削熱間加工製品を製造する工程において、熱間加工された粗形材を、切削により上記製品に加工するとき、粗形材の被削性が良好であることが重要である。一方、上記被削性向上の要因として、粗形材中での適切な黒鉛分布が効果的であり、特に切削時の切り屑処理性の改善に有効である。ここで、鋼材において黒鉛の析出を促進するためには、鋼の黒鉛化指数ＣＥに注目することが重要である。この黒鉛化指数ＣＥは主要元素については以下の式で表わされる。
【００５４】
ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３−Ｍｎ／１２＋Ｔｉ／３＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９＋Ｃｏ／９−Ｃｒ／９−Ｍｏ／９＋Ｂ＋Ａｌ／６＋Ｚｒ／３−Ｖ／３−Ｎｂ／３
但し、上式中の元素記号は各元素の重量％を表わす。また、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭの内少なくとも１種を、０．００１０％以上含む場合には、上記式の右辺に０．０７を加える。
即ち、黒鉛の析出は加熱温度、加工度及び冷却速度によっても左右されるので、ＣＥによって一義的に決定されるものではない。しかしながら、ＣＥが１．３以上でないと、焼鈍等の黒鉛を析出させる熱処理を行なわない限り、実用的な条件で黒鉛を析出させることが困難になる。従って、黒鉛化指数ＣＥは１．３０以上に限定する。なお、黒鉛の析出傾向にも関係する鋼材の加熱温度、加工度及び冷却速度の適正条件については、鋼材の他の特性との関連も考慮して、以下の通り規定した。
【００５５】
（２３）加熱温度
黒鉛の析出を促進するために、熱間加工温度は重要な因子である。鋼の化学成分組成が適切であって、加熱温度が適正ならば、鋼が高温状態にある間に微細な黒鉛を析出する。また熱間加工によって導入された格子欠陥を多量残存させることによって、その後の冷却中における黒鉛の析出を容易ならしめる。しかし過度の高温に長時間保持すると、一旦析出した黒鉛はその高温保持中に再溶解して、加工後に得られる黒鉛粒の数が少なくなる。
【００５６】
鋼材の加熱温度が鋼の固相線温度ＴS −５０℃を超えて高くなると、熱間延性が急激に低下し、鍛造材に割れが発生したり圧延棒鋼に疵が発生したりする。そこで、加熱温度は固相線温度ＴS −５０℃以下にする必要がある。一方、加工時の加熱温度が、鋼の共析温度（約７８０℃）より高い８００℃未満の場合には、材料の変形抵抗が増大し、鍛造工具の寿命は短くなる。また変形能が不足して鍛造割れの原因となる。従って、鋼材の加熱温度は、８００℃以上、鋼の固相線温度ＴS −５０℃以下の間の温度に限定する。なお、黒鉛の析出が促進され、鍛造が一層円滑に行われる適正温度は、鋼の固相線温度ＴS −２００℃付近である。
【００５７】
さて、鋼材の加熱温度を上記の通り決めると、その上限は鋼の固相線温度（鋼を加熱したときに、液相が出始める温度）ＴS によって左右される。この固相線温度ＴS は、鋼の化学成分組成により定まり、Ｃ含有率及びＳｉ含有率が高くなると低下する。Ｃ及びＳｉ含有率が固相線温度ＴS に及ぼす影響は概ね下記式：
ＴS （℃) ＝１４２０−２５０（Ｃ−０．５）−２０Ｓｉ
で表わされる。例えば、１．２％Ｃ−１．５％Ｓｉ鋼の固相線温度ＴS は上式より１２１５℃であるから、加熱温度の上限はこれより５０℃低い１１６５℃となる。この温度を超えると熱間延性が急激に低下することになる。そして、熱間圧延棒鋼に疵が発生したり、熱間鍛造品に割れが発生したりする。従って、上述したように、加熱温度の上限は、鋼の固相線温度ＴS −５０℃とする。
【００５８】
さて、通常の０．５％Ｃの中炭素鋼のＴS は１４２０℃程度であることを考慮すると、本発明に係る鋼、例えば上記１．２％Ｃ−１．５％Ｓｉ鋼のＴS （１２５０℃）は約２００℃低い。このことは２００℃低い加熱温度でも、従来の機械構造用鋼と同等の変形抵抗、変形能を有することが示唆され、省エネルギーの面からも好ましい鋼材ということができる。
【００５９】
（２４）熱間加工後の冷却速度
熱間加工後の冷却速度は、黒鉛の析出、鋼の硬さに大きな影響を及ぼす。図１に、本発明の範囲内の化学成分組成（後述する表１の鋼Ｎo.５）をもつ、５０ｍｍ厚さ鋼片を１０５０℃に加熱し、３０ｍｍ厚さに鍛造した後、９００℃から７００℃まで温度を下げるまでの冷却時間と鍛造材の硬さとの関係を示す。冷却速度が小さいほど、黒鉛は析出しやすく、その分地鉄中にパーライトとして存在する炭素が黒鉛として析出し、フェライトの量が増えることになるので、硬さが低下する。黒鉛の析出・成長は８００℃付近で最も活発であり、この温度付近を適切な冷却速度で冷却することが必要である。熱間加工後、７００℃までを１分未満の時間で冷却した場合には、黒鉛粒径は小さく、また、金属組織もパーライトになってしまう。従って、熱間加工後、７００℃まで温度が下がるまでの冷却時間を１分以上とする。標準的には、９００℃から７００℃までの冷却時間を、５〜１０分程度に制御するのが望ましい。生産性や作業性を考慮すると、冷却時間が長くなるのは好ましくなく、実用的に許される時間として１８０分程度である。
【００６０】
（２５）黒鉛の粒径
粗形材の被削性を向上させるのに適した黒鉛の粒径について、粒状に析出した黒鉛の平均粒径が、１．０μｍ未満では、切削時に切り屑を小さく破砕する効果が小さく、切削性改善への寄与は小さい。したがって黒鉛の平均粒径は１．０μｍ以上とする。一方、平均粒径の上限は特に限定しないが、３０μｍを超える黒鉛が多数析出すると靱性低下の原因となるので３０μｍ以下であることがが望ましい。なお、本発明における黒鉛の形状は、一般的に塊状と表現されるものであるが、球状、粒状あるいは楕円体状であってもよく、平均的な長さ／厚み比が５以下ならば特に差し支えはない。
【００６１】
（２６）黒鉛の数
粗形材の被削性を向上させるのに適した黒鉛の数について説明する。粒状に析出した単位面積当たりの黒鉛の数は、切り屑を小さく分断させるのに重要である。その数が５０個／ｍｍ2 未満では切り屑処理性の改善効果が小さいので、黒鉛の数は５０個／ｍｍ2 以上とする。黒鉛の数は黒鉛の大きさに左右され、粒が大きくなれば少なくなり、小さくなれば多くなる。本発明では、１０〜２５μｍの径の黒鉛が析出する場合、その数は凡そ１００〜１０００個／ｍｍ2 の間であるが、１．０〜５μｍの径の黒鉛が析出する場合には、その数は凡そ３０００〜５００００個／ｍｍ2 に達する。
【００６２】
（２７）加工製品の組織
熱間圧延した棒鋼、及び、熱間鍛造したクランクシャフト等の粗形材には、黒鉛を含むほか、金属組織は、フェライトまたはフェライト＋パーライトであることが必要である。その理由は、上記棒鋼や粗形材といった半製品の被削性を向上させるためである。黒鉛は緩冷却中に微細な黒鉛粒子がまわりの炭素を凝集して、成長する。したがって黒鉛のまわりにはフェライトが形成される。黒鉛が十分付近の炭素を凝集したときには組織は黒鉛とフェライトになり、若干冷却速度が速く、十分に炭素を凝集し得なかったときには、黒鉛とフェライト＋パーライトの組織になる。金属組織がパーライトのみの場合には、黒鉛の大きさが十分でなく、また所望とする強度よりも高くなり、被削性が劣ることになる。従って、金属組織はフェライトまたはフェライト＋パーライトとする。
【００６３】
【実施例】
次に、この発明を実施例により更に詳細に説明する。
表１及び表２に、試験に用いた供試材の化学成分組成、黒鉛化指数ＣＥ、及び固相線温度ＴS −５０℃の値を示す。なお、この明細書においては、黒鉛化指数ＣＥの値も含めた化学成分組成に注目した場合に、本発明の範囲内の鋼を「本発明鋼」と称し、本発明鋼以外の鋼を、「比較鋼」と称する。但し、比較鋼の内、公知のものは、「従来鋼」と称する。
【００６４】
【表１】
0004084462.tif 000002
【００６５】
【表２】
0004084462.tif 000003
【００６６】
鋼Ｎo.１〜２３は本発明鋼、鋼Ｎo.２４〜４５は比較鋼、そして、鋼Ｎo.４６〜５０は従来鋼である。従来鋼の内、鋼Ｎo.４６はＳＵＭ２４Ｌ、鋼Ｎo.４７はＳ４５ＣへのＰｂ添加鋼、鋼Ｎo.４８はＳ４８ＣにＶを０．１２％、Ｐｂを０．２１％添加した非調質鋼、鋼Ｎo.４９は球状黒鉛鋳鉄、鋼Ｎo.５０はＳＣＭ８２２である。これらの成分の供試鋼を、１３０トン電気炉で溶製後、連続鋳造又は造塊法によりそれぞれ鋳片又は鋼塊に鋳造した。鋳片又は鋼塊を分塊圧延して所定寸法の鋼片に圧延し、次いで所定寸法の棒鋼に熱間圧延した。棒鋼を次の通り使用した。
【００６７】
下記試験１においては、棒鋼を切削加工して、ピストンピンに機械加工して仕上げた。試験２においては、棒鋼を熱間鍛造して、クランクシャフトの熱間鍛造材を作り、これを切削加工してクランクシャフトに機械加工仕上げした。試験３においては、棒鋼を熱間鍛造して、デファレンシャルドライブギアの熱間鍛造材を作り、これを切削加工してデファレンシャルドライブギアに仕上げ、それぞれ目的の製品を製造した。但し、鋼Ｎo.４９の球状黒鉛鋳鉄のみは、直接、製品形状品に鋳造し、目的の製品を製造した。
【００６８】
〔試験１〕
試験には、表１及び表２に示した鋼Ｎo.１〜２３の本発明鋼、鋼Ｎo.２４〜４５の比較鋼、及び鋼Ｎo.４６〜４７の従来鋼を用いた。本発明の範囲内の試験である実施例としては、本発明鋼の鋼Ｎo.１〜２０を用いた実施例１−１〜１−２０、本発明の範囲外の試験である比較例としては、本発明鋼の鋼Ｎo.２１〜２３を用いた比較例１−２０〜１−２３、比較鋼の鋼Ｎo.２４〜４５を用いた比較例１−２４〜１−４５、並びに従来鋼の鋼Ｎo.４６、４７を用いた比較例１−４６、１−４７を行なった。各鋼Ｎo.の鋳片又は鋼塊を分塊圧延して、１６０ｍｍ角の鋼片を製造し、鋼片加熱炉にて８２０〜１２００℃の間の温度に加熱して、直径３２ｍｍφの棒鋼に熱間圧延した。熱間圧延後の棒鋼にはカバーをかけて徐冷した。但し、鋼Ｎo.２３の棒鋼のみは熱間圧延後、放冷した。製造した棒鋼を切削により、ブレーキの油圧部品であるピストンピンに機械加工した。
【００６９】
表３及び表４に、実施例及び比較例の試験条件を示す。
【００７０】
【表３】
0004084462.tif 000004
【００７１】
【表４】
0004084462.tif 000005
【００７２】
実施例及び比較例について、下記内容の試験を行なった。
▲１▼棒鋼について、表面を目視で疵の判定をした。また、黒鉛の析出状態及び金属組織を光学顕微鏡により調査した。
【００７３】
▲２▼棒鋼の切削性試験として、切り屑処理性及びハイス工具の寿命試験をした。切り屑処理性の判定は図２に示すように、切り屑が２巻き以下で分断しているものを「良好」としてランク１、切り屑が３〜６巻で分断しているものを「普通」としてランク２、そして切り屑が８巻以上につながっているものを「劣る」としてランク３と位置づけた。工具寿命の試験は、ハイス工具で切削速度１５０ｍ／ｍｉｎ、送り０．２０ｍｍ／ｒｅｖにて切削油をかけた状態で切削し、刃先が溶損して切削不能になるまでの時間を測定し、工具寿命とした。
【００７４】
試験結果は次の通りである。
実施例１−１〜１−２０は、鋼片の化学成分及び加熱温度、並びに熱間圧延後の棒鋼の冷却速度（圧延後７００℃に下がるまでの冷却時間）共に、本発明の範囲内の条件を満たしている。そして、熱間圧延棒鋼の黒鉛粒の大きさは１．０〜２５μｍの間となっており、黒鉛粒の数もすべて５０個／ｍｍ2 以上の十分に多数存在していた。また、金属組織はフェライトまたはフェライト＋パーライトの比較的硬度の低い組織になっていた。なお、一例として、図３に実施例１−５における熱間圧延棒鋼の金属組織（倍率：６００）を示す。その結果、棒鋼の表面に割れの発生はなかった。また、棒鋼の切り屑は、全て２巻以下に小さく分断した良好な形状を呈して、切り屑処理性は優れていた。また、切削工具の寿命も全て２０分以上と長かった。こうした良好な状態で、棒鋼をブレーキの油圧部品であるピストンピンに機械加工することができた。
【００７５】
これに対して、本発明の範囲外の比較例では、次の通り、棒鋼の表面性状及び切削性において何らかの問題があった。
●比較例１−２１は、成分組成は本発明の範囲内であったが、加熱温度が本発明の範囲より高かったため、熱間延性が不足して、棒鋼に割れが生じた。また比較例１−２２も成分組成は本発明の範囲内であったが、加熱温度が逆に本発明の範囲より低かったため、熱間延性が不足して、棒鋼に割れが生じた。
【００７６】
●比較例１−２３は、成分組成は本発明の範囲内であったが、熱間圧延後７００℃までの冷却時間が本発明の範囲より短かった。このため黒鉛が成長する時間がなく、黒鉛粒が０．６μｍと小さく、また黒鉛の廻りにフェライトの発生もなく、組織がパーライトのみであり、硬さの高いものであった。このため切り屑処理性がやや劣り、また工具寿命も６分と短いものであった。
【００７７】
●比較例１−２４は、Ｃ含有率が本発明の範囲を外れて低く、黒鉛の析出は見られなかった。そのため、切り屑処理性が悪く、工具寿命も短かった。比較例１−２５は逆に、Ｃ含有率が本発明を外れて高く、熱間延性が不足して、棒鋼に大きな割れが発生した。
【００７８】
●比較例１−２６は、Ｓｉ含有率が本発明の範囲を外れて低く、このため黒鉛化指数ＣＥが小さくなり、黒鉛の析出は見られず、切り屑が長くつながってしまった。このため機械を停止して切り屑を除去する必要があった。比較例１−２７は、Ｓｉ含有率が本発明の範囲を外れて高く、このため熱間延性が不足して、棒鋼に割れを生じた。
【００７９】
●比較例１−２８はＭｎ含有率が本発明の範囲より高く、黒鉛の析出は見られなかった。そのため、切り屑処理性が悪く、工具寿命も短かった。比較例１−２９は、Ｐ含有率が本発明の範囲より高く、延性不足で、棒鋼に割れが発生した。比較例１−３０は、Ｓ含有率が本発明の範囲より高いため、やはり熱間延性が不足して、割れが発生したのみならず、Ｓの過剰添加が悪影響を及ぼして見かけの黒鉛化指数ＣＥは高いものの、黒鉛の析出がみられなかった。そのため、切り屑処理性が悪く、工具寿命も短かった。
【００８０】
●比較例１−３１は、Ｃｕ含有率が本発明の範囲より高く、鋼片加熱中にＣｕが表面に濃化して粒界に侵入し、圧延棒鋼に割れが発生した。比較例１−３２は、Ｃｒ含有率が本発明の範囲より高く、このため熱間延性が不足して、棒鋼に割れが生じた。比較例１−３３は、Ｎｉ含有率が本発明の範囲より高く、このため熱間延性が不足して、棒鋼に割れが生じた。比較例１−３４は、Ｃｏ、Ｍｏ及びＯ含有率が本発明の範囲より高く、やはり棒鋼に割れを生じた。
【００８１】
●比較例１−３５は、Ｂ及びＮ含有率が本発明の範囲より高く、多量のＢＮが析出して延性不足から割れを生じた。比較例１−３６は、Ｔｉ含有率が本発明の範囲より高く、熱間延性が不足して、棒鋼に割れが生じた。比較例１−３７は、Ｚｒ含有率が、比較例１−３８は、Ｖ含有率が、比較例１−３９はＡｌ含有率が、比較例１−４０は、Ｎｂ含有率が、いずれも本発明の範囲より高く、このため延性不足で棒鋼に割れが生じた。
【００８２】
●比較例１−４１は、Ｃａ含有率が、比較例１−４２は、Ｍｇ含有率が、比較例１−４３は、ＲＥＭ含有率が、いずれも本発明の範囲より高く、このため酸化物系介在物を多量に巻き込み、これが圧延疵の原因となり、棒鋼に割れが発生した。
【００８３】
●比較例１−４４及び１−４５は、化学成分の個々の含有率は本発明の範囲内であるが、黒鉛化指数ＣＥが１．３０より低かったために黒鉛が析出しなかった。そのため、いずれも切り屑処理性が悪く、工具寿命も短かった。
【００８４】
●比較例１−４６は、従来のＳＵＭ２４Ｌを用いたものであり、良好な被削性を有していた。しかし耐摩耗性を向上させるためＳＵＭ２４Ｌにおいては、９３０℃×５ｈｒの浸炭焼入れ、１７０℃×３０分焼戻しを施す必要があった。これに対して、実施例１−１〜１−２０においては、簡便な高周波焼入れで耐摩耗性を向上させることができた。また、比較例１−４７は、Ｓ４５ＣへのＰｂ添加鋼を用いたものであり、切り屑処理性は良好であったが、工具寿命がやや短い。上記比較例１−４６及び１−４７は、Ｐｂ添加快削鋼であり、地球環境保護の観点から、使用を控える方向で部品を製造することが現在求められている。
【００８５】
以上述べた通り、本発明によれば、従来の硫黄・鉛複合快削鋼に匹敵する被削性を有する鋼製品の製造が可能であり、その工具寿命は鉛添加機械構造用炭素鋼材を上回る熱間圧延棒鋼を製造することができる。
【００８６】
〔試験２〕
試験には、表１に示した鋼Ｎo.１及び１８の本発明鋼、並びに、鋼Ｎo.４８及び４９の従来鋼を用いた。本発明の範囲内の試験である実施例としては、本発明鋼の鋼Ｎo.１及び１８を用いた実施例２−１及び２−１８、本発明の範囲外の試験である比較例としては、従来鋼の鋼Ｎo.４８及び４９を用いた比較例２−４８及び２−４９を行なった。
【００８７】
実施例２−１及び２−１８では、鋳片又は鋼塊を分塊圧延して、１６０ｍｍ角の鋼片を製造し、鋼片を直径９５ｍｍφの棒鋼に熱間圧延した。上記熱間圧延棒鋼を用いて、１０００℃に加熱後、クランクシャフト形状に熱間鍛造した。鍛造後は黒鉛の析出と機械的性質とを両立させるため、クランクシャフト鍛造材をコンベア上で扇風機により弱冷した。即ち、黒鉛の析出を促進するためには、ゆっくり冷却した方がよいが、黒鉛の成長につれて、パーライトの量が少なくなり、所望とする強度が確保できなくなる。そこで、冷却速度を最適に調整する必要がある。こうして、鍛造後のクランクシャフトの９００℃から７００℃までの冷却時間を５分とした。クランクシャフトの黒鉛の大きさは、５〜７μｍで、数は２０００〜３０００個であり、組織はフェライト＋パーライトであった。図４に、実施例２−１におけるクランクシャフト鍛造材の金属組織（倍率：６００）を示す。次いで、クランクシャフトの外周を切削したのち、小径深穴ドリルにより３ｍｍ径の油穴を明けた。
【００８８】
比較例２−４８では、鋳片を分塊圧延して、１６０ｍｍ角の鋼片を製造し、鋼片を直径９５ｍｍφの棒鋼に熱間圧延した。上記熱間圧延棒鋼を用いて、１２５０℃に加熱後、実施例２−１及び２−１８と同一形状のクランクシャフトに熱間鍛造し、以降、前記同様、コンベア上で扇風機により弱冷し、鍛造後のクランクシャフトの９００℃から７００℃までの冷却時間を５分とした。次いで、クランクシャフトの外周を切削したのち、小径深穴ドリルにより３ｍｍ径の油穴を明けた。
【００８９】
比較例２−４９では、従来の球状黒鉛鋳鉄を上記と同一形状のクランクシャフトに直接鋳造して、凝固させた。そして、上記と同じく、クランクシャフトの外周を切削したのち、小径深穴ドリルにより３ｍｍ径の油穴を明けた。
【００９０】
次いで、上記いずれのクランクシャフトも、曲げ疲労試験に供した。
実施例及び比較例の試験結果は次の通りである。
▲１▼クランクシャフトの油穴明け時の切り屑処理性は、実施例及び比較例共いずれの場合も、２巻き以下の細かく分断した良好な切り屑であった。
【００９１】
▲２▼曲げ疲労試験における疲労強度について、実施例２−１は５１０Ｎ／ｍｍ2 、実施例２−１８は５２０Ｎ／ｍｍ2 であり、比較例２−４８の５００Ｎ／ｍｍ2 と同等であり、良好な疲労強度を有していた。これに対して比較例２−４９の球状黒鉛鋳鉄材は、４１０Ｎ／ｍｍ2 の疲労強度しかなかった。これは、鋳鉄ではヤング率が低いこと、及び小さい気泡が疲労の起点となり、疲労限を低下させたためと考えられる。
【００９２】
以上述べた通り、本発明によれば、無鉛で被削性に優れた非調質の快削鋼部品の製造が可能であり、これは、被削性については、鉛快削鋼や球状黒鉛鋳鉄と同等であり、またその疲労特性については、従来の球状黒鉛鋳鉄部品より優れており、従来の非調質鋼部品と同等の高い疲労強度を有していることがわかる。
【００９３】
〔試験３〕
試験には、表１に示した鋼Ｎo.３及び６の本発明鋼、並びに、表２に示した鋼Ｎo.４９及び５０の従来鋼を用いた。本発明の範囲内の試験である実施例としては、本発明鋼の鋼Ｎo.３及び６を用いた実施例３−３及び３−６、並びに、本発明の範囲外の試験である比較例としては、従来鋼の鋼Ｎo.４９及び５０を用いた比較例３−４９及び３−５０を行なった。
【００９４】
試験方法は次の通りである。
実施例３−３及び３−６では、２００ｍｍ角の小断面鋳片を分塊圧延することなく直接直径１３０ｍｍφの棒鋼に熱間圧延した。上記熱間圧延棒鋼を用いて、外径３２０ｍｍのデファレンシャルドライブギアの粗形材に熱間鍛造した。鍛造加熱温度は１０８０℃とし、９００℃から７００℃まで下がる冷却時間を３．５分に調整した。このため上記粗形材の金属組織は８％のフェライトを含むパーライトであり、黒鉛分布は２〜３μｍ径のものが、５０００〜７０００個／ｍｍ2 析出していた。上記粗形材を、そのままホブ盤にてデファレンシャルドライブギア（歯車）に切削加工し、その後５７０℃、５時間のガス軟窒化を施して表面を硬化させた。
【００９５】
比較例３−５０でも、２００ｍｍ角の小断面鋳片を分塊圧延することなく直接直径１３０ｍｍφの棒鋼に熱間圧延した。上記熱間圧延棒鋼を用いて、外径３２０ｍｍのデファレンシャルドライブギアの粗形材に熱間鍛造した。鍛造加熱温度は１２３０℃とし、熱間鍛造後コンベアにて搬送し空冷した。上記鍛造ままの粗形材の金属組織はベイナイトであり、硬いのでそのまま切削加工することは困難であった。そこで、９１０℃×３時間加熱後、６５０℃×１時間保持のサイクル焼鈍をして軟化させた後、ホブ盤にてデファレンシャルドライブギア（歯車）に切削加工した。切削加工した後、表面を硬化せさるため、９３０℃×５時間の浸炭後、８５０℃×３０分保持の焼入れ処理を行なって表面を硬化させた。
【００９６】
比較例３−４９では、鋼種が従来球状黒鉛鋳鉄であるため、上記デファレンシャルドライブギアと同一形状のギア砂型に直接鋳込んだ。鋳込材を型から取り出して、直接、切削加工した後、９００℃×１時間加熱後、２８０℃×４時間保持のソルト浴浸漬のオーステンパー処理を施した。
【００９７】
試験結果は次の通りである。
ホブ切り加工においては、いずれも良好な切り屑処理性を示し、また工具の摩耗も少なく、切削面のむしれもなく、良好な切削状態であった。
【００９８】
各熱処理を施したデファレンシャルドライブギアを疲労試験に供した。実施例３−３及び３−６のガス軟窒化ギアの歯元曲げ疲労強度はそれぞれ、４６０Ｎ／ｍｍ2 及び４９０Ｎ／ｍｍ2 であった。一方、ＳＣＭ８２２を用い、浸炭焼入れをした比較例３−５０のギアの歯元曲げ疲労強度は４７０Ｎ／ｍｍ2 であった。しかしながら、球状黒鉛鋳鉄のオーステンパー処理材である比較例３−４９においては、３３０Ｎ／ｍｍ2 と低いものであった。
【００９９】
次に、各熱処理後のギアの変形は、歯車かみ合い時の騒音の原因となる。そこで、各ギアのドライブ側のプレッシャ−アングルの変形量を測定した。
図５に、ギアのプレッシャ−アングルの変形量の説明図を示す。図中、１は歯車、２は角度変位を示す。浸炭焼入れ材の比較例３−５０では、アングルのずれは１６分（１分は１°の６０分の１）であったが、軟窒化材の実施例３−３及び３−６では、アングルのずれは１分であり、殆んど変形のないものであった。また、オーステンパー材の比較例３−４９では、熱処理直後の変形は４分と比較的変形の小さいものであったが、１０００回の疲労回数を越えると２０分と変形の大きいものであった。これは、オーステンパー処理によって組織内に留められた残留オーステナイトが、マルテンサイトに変態したために、変形量が大きくなったものと考えられる。
【０１００】
以上説明したように、本発明にかかるギアは、軟化焼鈍を施さなくても、被削性が良好であり、疲労強度も球状黒鉛鋳鉄より高く、従来のＳＣＭ鋼の浸炭焼入れギアに匹敵する高い強度を有し、且つ歪みが小さく、騒音の発生の小さいものであることが確認された。
【０１０１】
また本発明鋼の鋼Ｎo.１〜２０の熱間圧延棒鋼を用いて、コネクチングロッド、ナックルスピンドル、カムシャフト、エンジンギア、ピニオンギア及びシャフトギア等、各種の製品を本発明の条件内で製造したが、すべて被削性が良好で、耐疲労性に優れた特性を有していた。
【０１０２】
【発明の効果】
以上述べたように、この発明によれば、有毒なＰｂを用いることなく、被削性及び疲労特性共に優れた鋼の熱間加工製品の製造が可能であり、非調質の快削鋼部品や低歪みで高い疲労強度を有する歯車を製造することが可能となるといった工業上有用な効果がもたらされる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明鋼の鋼Ｎo.５の５０ｍｍ厚さ鋼片を１０５０℃に加熱し、３０ｍｍ厚さに鍛造した後、９００℃から７００℃まで温度を下げるまでの冷却時間と鍛造材の硬さとの関係を示すグラフである。
【図２】部品材切削時の切り屑処理性のランクと切り屑形態との対応関係を説明する図である。
【図３】実施例１−５における熱間圧延棒鋼の金属組織（倍率：６００）を示す図である。
【図４】実施例２−１におけるクランクシャフト鍛造材の金属組織（倍率：６００）を示す図である。
【図５】歯車のプレッシャアングルの歪みの説明図である。
【符号の説明】
１  歯車
２  角度変位
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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