(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、C:0.23〜0.85%, Si:0.01〜1.5%, Mn:0.05〜2.0%, P:0.003〜0.2%, S:0.003〜0.5%, Zr:0.0003〜0.01%を含有するとともに、Al:0.009%以下, total-O:0.02%以下,total-N:0.0063%以下に制限し、かつMnSの平均アスペクト比10以下で、最大アスペクト比30以下を有し、更に最大MnS粒径（μｍ）が110×〔S%〕＋15以下で、１ｍｍ２あたりのMnS数が3800×〔S%〕＋150超を有し、残部がFeおよび不可避的不純物よりなることを特徴とする鍛造性と被削性に優れた機械構造用熱間圧延鋼材。
【請求項２】
質量％で、C:0.23〜0.85%, Si:0.01〜1.5%, Mn:0.05〜2.0%, P:0.003〜0.2%, S:0.003〜0.5%, Zr:0.0003〜0.01%を含有するとともに、Al:0.009%以下, total-O:0.02%以下,total-N:0.0063%以下に制限し、さらに、Cr: 0.01〜2.0%, Ni: 0.05〜2.0%, Mo: 0.05〜1.0%のうち1種または2種以上を含み、かつMnSの平均アスペクト比10以下で、最大アスペクト比30以下を有し、更に最大MnS粒径（μｍ）が110×〔S%〕＋15以下で、１ｍｍ２あたりのMnS数が3800×〔S%〕＋150超を有し、残部がFeおよび不可避的不純物よりなることを特徴とする鍛造性と被削性に優れた機械構造用熱間圧延鋼材。
【請求項３】
請求項１または２に記載の鋼材が、質量％で、さらに、V: 0.05〜1.0%、Nb: 0.005〜0.2%、Ti: 0.005〜0.１%のうち1種または2種以上を含み、残部がFeおよび不可避的不純物よりなることを特徴とする鍛造性と被削性に優れた機械構造用熱間圧延鋼材。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれかに記載の鋼材が、質量％で、さらに、Ca: 0.0002〜0.005%、Mg: 0.0003〜0.005%、Te: 0.0003〜0.005%のうち1種または2種以上を含み、残部がFeおよび不可避的不純物よりなることを特徴とする鍛造性と被削性に優れた機械構造用熱間圧延鋼材。
【請求項５】
請求項１〜４のいずれかに記載の鋼材が、質量％で、さらに、Bi: 0.05〜0.5%、Pb: 0.01〜0.5%、のうち1種または2種以上を含み、残部がFeおよび不可避的不純物よりなることを特徴とする鍛造性と被削性に優れた機械構造用熱間圧延鋼材。
【請求項６】
請求項１〜５のいずれかに記載の鋼材が、質量％で、さらに、B: 0.0005%以上0.004%未満を含み、残部がFeおよび不可避的不純物よりなることを特徴とする鍛造性と被削性に優れた機械構造用熱間圧延鋼材。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は自動車や一般機械に用いられる鋼に関するものであり、特に熱間鍛造と被削性に優れた機械構造用熱間圧延鋼材に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年鋼の高強度化が進む反面、加工性が低下するため、鍛造や切削能率の低下させない鋼に対するニーズが高まっている。これまで熱間鍛造に対しては介在物の低減、高温延性を増す元素の添加、高温延性阻害元素の低減などが一般的な対策であった。一方、被削性を向上させるためにＳ，Pbなどの被削性向上元素を添加するのが有効であることが知られているが、それら被削性向上に有効な元素は高温延性を低下させるので、熱間鍛造と被削性の両立は困難である。Pb, Biは被削性を向上し、鍛造への影響も比較的少ないとされているが、高温延性を低減することが知られている。Ｓは MnSのような切削環境下で軟質となる介在物を形成して被削性を向上させるが、 MnS寸法はPb等の粒子に比べて大きく、応力集中元となり易い。特に鍛造や圧延により MnSは伸延すると異方性を生じ、特定の方向に極端に弱くなる。また設計上もその様な異方性を考慮する必要が生じる。したがってこのような快削元素の異方性を最低限にする技術が必要になる。またＰに関しても被削性を向上させることが知られているが、熱間鋳造時に割れを生じ易いために多く添加することが出来ず、被削性向上効果にも限界がある。Teを添加すれば異方性が解消されることが主張されているが（特開昭55-41943号公報）、Teは鋳造時および圧延、鍛造時に割れを生じ易い。
【０００３】
また、鋼中にZr, Caを含む脱酸剤を添加して、鋼の被削性を低速から高速切削の広い範囲にわたって改善を図った特開昭49-66522号公報に開示された技術がある。しかしながら、この技術においても圧延または鍛造により延伸された MnSによる破壊の問題は依然として解決されていない。
【０００４】
そこでこのような熱間延性と被削性を両立するにはさらなる技術革新が必要である。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記実状に対応するため、熱間延性と被削性の良好な機械構造用熱間圧延鋼材を提供することを目的とするものである。
【０００６】
一般に鋼は圧延や鍛造により加工が加わるが、その際の塑性流動により、機械的性質に異方性を生じる。鍛造時にはその異方性に起因する割れが実質の鍛造限界を示す。したがって鍛造性を向上させるには MnSのような介在物の形状を極力球形に近くし、異方性を最低限に抑制することが有効である。またたとえ異方性を生じても介在物の寸法が小さければ、異方性の影響は小さく出来る。そのため、被削性を向上させる MnSを微細に分散し、かつその形状を球状に維持するための鋼材成分とすることが望ましい。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明は以上の知見に基づいてなされた鍛造性と被削性に優れた鋼であって、その要旨は以下に示すとおりである。
【０００９】
（１）質量％で、C:0.23〜0.85%, Si:0.01〜1.5%, Mn:0.05〜2.0%, P:0.003〜0.2%, S:0.003〜0.5%, Zr:0.0003〜0.01%を含有するとともに、Al:0.009%以下, total-O:0.02%以下,total-N:0.0063%以下に制限し、かつMnSの平均アスペクト比10以下で、最大アスペクト比30以下を有し、更に最大MnS粒径（μｍ）が110×〔S%〕＋15以下で、１ｍｍ２あたりのMnS数が3800×〔S%〕＋150超を有し、残部がFeおよび不可避的不純物よりなることを特徴とする鍛造性と被削性に優れた機械構造用熱間圧延鋼材。
【００１１】
（２）質量％で、C:0.23〜0.85%, Si:0.01〜1.5%, Mn:0.05〜2.0%, P:0.003〜0.2%, S:0.003〜0.5%, Zr:0.0003〜0.01%を含有するとともに、Al:0.009%以下, total-O:0.02%以下,total-N:0.0063%以下に制限し、さらに、Cr: 0.01〜2.0%, Ni: 0.05〜2.0%, Mo: 0.05〜1.0%のうち1種または2種以上を含み、かつMnSの平均アスペクト比10以下で、最大アスペクト比30以下を有し、更に最大MnS粒径（μｍ）が110×〔S%〕＋15以下で、１ｍｍ２あたりのMnS数が3800×〔S%〕＋150超を有し、残部がFeおよび不可避的不純物よりなることを特徴とする鍛造性と被削性に優れた機械構造用熱間圧延鋼材。
【００１２】
（３）（１）または（２）に記載の鋼材が、質量％で、さらに、V: 0.05〜1.0%、Nb: 0.005〜0.2%、Ti: 0.005〜0.１%のうち1種または2種以上を含み、残部がFeおよび不可避的不純物よりなることを特徴とする鍛造性と被削性に優れた機械構造用熱間圧延鋼材。
【００１３】
（４）（１）〜（３）のいずれかに記載の鋼材が、質量％で、さらに、Ca: 0.0002〜0.005%、Mg: 0.0003〜0.005%、Te: 0.0003〜0.005%のうち1種または2種以上を含み、残部がFeおよび不可避的不純物よりなることを特徴とする鍛造性と被削性に優れた機械構造用熱間圧延鋼材。
【００１４】
（５）（１）〜（４）のいずれかに記載の鋼材が、質量％で、さらに、Bi: 0.05〜0.5%、Pb: 0.01〜0.5%、のうち1種または2種以上を含み、残部がFeおよび不可避的不純物よりなることを特徴とする鍛造性と被削性に優れた機械構造用熱間圧延鋼材。
【００１５】
（６）（１）〜（５）のいずれかに記載の鋼材が、質量％で、さらに、B: 0.0005%以上0.004%未満を含み、残部がFeおよび不可避的不純物よりなることを特徴とする鍛造性と被削性に優れた機械構造用熱間圧延鋼材。
【００１６】
【発明の効果】
本発明は、熱間加工性、機械的性質、被削性を兼ね備えた機械構造用熱間圧延鋼材を提供することが出来る。特に本発明の技術は熱処理やミクロ組織などの影響を大きく受けず、硫化物の形状制御を基本としているので、調質鋼や非調質鋼を区別する必要がない。また加工に関しても熱間鍛造だけでなく、冷間鍛造に対しても有効で、鍛造加工性、機械的性質、被削性を必要とする広範囲な鋼に対して有効である。
【００１７】
【発明の実施の形態】
先ず、本発明による鋼成分組成について説明する。
【００１８】
Ｃは鋼材の基本強度に大きな影響を及ぼす元素であり、十分な強度を得るために0.1〜0.85％とした。0.1％未満では十分な強度を得られず、他の合金元素をさらに多量に投入せざるを得ず、0.85％を超えると過共析に近くなり、硬質の炭化物を多く析出するので被削性を著しく低下させる。なお、本発明におけるＣの下限は、上記範囲内で実施例の値（表６−１のNo.73）に基づき0.23%とした。
【００１９】
Siは脱酸元素として添加されるが、フェライトの強化や焼戻し軟化抵抗を付与するために添加する。本発明においては脱酸元素としても必要である。0.01％未満ではその効果は認められず、 1.5％を超えると脆化し、高温での変形抵抗も増加するのでこれを上限とした。
【００２０】
Mnは鋼中硫黄を MnSとして固定・分散させるために必要であるとともに、マトリックスに固溶させて焼入れ性の向上や焼入れ後の強度を確保するために必要である。その下限値は0.05％で、それ未満であるとＳが FeSとなり脆くなる。Mn量が大きくなると素地の硬さが大きくなり冷間加工性が低下するとともに、強度や焼入れ性に及ぼす影響も飽和するので、 2.0％を上限とした。
【００２１】
Ｐは鋼中において素地の硬さが大きくなり、冷間加工性だけでなく、熱間加工性や鋳造特性が低下するので、その上限を 0.2％にしなければならない。一方、被削性に効果がある元素で下限値を 0.003％とした。
【００２２】
ＳはMnと結合して MnS介在物として存在する。 MnSは被削性を向上させるが、伸延した MnSは鍛造時の異方性を生じる原因の一つである。異方性の程度と要求される被削性によって調整されるべきであるが、同時に熱間および冷間鍛造における割れの原因となり易いので、その上限値を 0.5％とした。下限は現状の工業生産レベルでコストが大幅に上昇しない限界である 0.003％とした。
【００２３】
Zrは脱酸元素であり、ZrO2またはZrを含む酸化物（以下Zr酸化物という。）を生成する。酸化物はZrO2と考えられZrO2が MnSの析出核となるので、 MnSの析出サイトを増やし、 MnSを均一分散させる。またZrは MnSに固溶して複合硫化物を生成してその変形能を低下させ、圧延や熱間鍛造しても MnS形状の伸延を抑制する働きがある。したがって異方性の低減に有効な元素である。0.0003％未満ではその効果は顕著ではなく、0.01％以上添加しても歩留まりが極端に悪くなるばかりでなく、硬質のZrO2や ZrSなどを大量に生成し、かえって被削性や衝撃値や疲労特性などの機械的性質を低下させる。したがって成分範囲を0.0003〜0.01％と規定した。
【００２４】
これまでもZr添加によって MnSが球状化するとの知見はあったが、「鉄と鋼」第62年（1976）７号 p.893には、 MnS-Zr3S4の共晶介在物を生じると MnSの変形能を低下させて MnSの伸延を抑制できること、それには0.07％Ｓに対して0.02％以上必要であることが記されている。このような知見は MnSの変形能を抑制するために複合硫化物を生成させることが重要であり、そのために多量のZr添加を必要としていた。しかし、過剰なZrはZr系の窒化物および硫化物のような酸化物以外の硬質介在物およびそのクラスターを生成し、機械的性質と被削性を低下させる。つまり、多量Zr添加によって MnS変形能を低下させるには硬質介在物とクラスターによる弊害を伴う。
【００２５】
一方、本発明は、 MnSの変形能よりも MnSの析出核としてのZr系酸化物の役割に注目した。そして、鋼中に MnSが微細に分散すれば、たとえ MnSが圧延や鍛造によって伸延されても鋼にとって致命的な欠陥にならないと考えて快削鋼を開発してきた。検討の結果、0.01％以下のZr添加で生成されるZr系酸化物は微細分散可能であるとともに MnSの析出核となり易いことを見出し、それを積極的に利用することで、 MnSを微細分散した機械的性質と被削性に優れた鋼を開発した。
【００２６】
本発明では、Zrは酸化物として単独または他の酸化物と複合して存在し、その分布は微細分散し、鋼中で MnSの析出核になり易い。そして MnSの析出核としてのZr系酸化物を微細分散させるだけであれば、Ｓに対して過剰なZrを添加する必要がないので、過剰Zrから生成されるZr系の窒化物および硫化物のような酸化物以外の硬質介在物およびそのクラスターを生成せず、多量Zr添加になる弊害、即ち衝撃値などの機械的性質や被削性の低下を伴わない。
【００２７】
Alは脱酸元素で鋼中では Al2O3を形成する。 Al2O3は硬質なので切削時に工具損傷の原因となり、摩耗を促進させる。またAlを添加するとＯが少なくなり、Zr酸化物が生成しにくい。また微細なZrO2を均一分散させるためにもAlを添加しない方が良い。この影響はZrの添加量や歩留まり、そして MnSの分布や形状に大きく影響し、本発明では硬質 Al2O3の抑制とZr酸化物を微細均一分散させるために0.009％以下に制限した。このことでZrの添加量を大きく低減でき、Zr添加の析出核としての効果と MnSとの複合化効果を大きくすることが出来る。
【００２８】
Ｏはfreeで存在する場合には冷却時に気泡となり、ピンホールの原因となる。またSi, Al, Zrなどと結合すると硬質酸化物を生成するため、制限が必要である。本鋼ではZrの微細分散効果が無くなる0.02％を上限として制限した。
【００２９】
Ｎは固溶Ｎの場合、鋼を硬化させる。特に切削においては動的ひずみ時効によって刃先近傍で硬化し、工具の寿命を低下させる。またTi, Al, Ｖなどの窒化物として存在する場合もオーステナイト粒の成長を抑制するので制限が必要である。特に高温域では TiNや ZrNを生成する。また窒化物を生成しない場合でも鋳造途中に気泡を生成し、疵などの原因となる。本発明ではその弊害が顕著になる0.0063％を上限とした。
【００３０】
Crは焼入れ性向上、焼戻し軟化抵抗付与元素である。そのため高強度化が必要な鋼には添加される。その場合、0.01％以上の添加を必要とする。しかし多量に添加するとCr炭化物を生成し脆化させるため、 2.0％を上限とした。
【００３１】
Niはフェライトを強化し、延性を向上させるとともに焼入れ性向上、耐食性向上にも有効である。0.05％未満ではその効果は認められず、 2.0％を超えて添加しても、機械的性質の点では効果が飽和するので、これを上限とした。
【００３２】
Moは焼戻し軟化抵抗を付与するとともに、焼入れ性を向上させる元素である。0.05％未満ではその効果が認められず、 1.0％を超えて添加してもその効果が飽和しているので、0.05〜1.0 ％を添加範囲とした。
【００３３】
Ｂは固溶している場合は粒界強化や焼入れ性に効果があり、析出する場合にはBNとして析出するので被削性に効果がある。これらの効果は0.0005％未満では顕著でなく、 0.004％以上添加してもその効果が飽和し、BNが多く析出しすぎるとかえって鋼の機械的性質を損なう。そこで0.0005％以上 0.004％未満を範囲とした。
【００３４】
Ｖは炭窒化物を形成し、二次析出硬化により鋼を強化することが出来る。0.05％以下では高強度化に効果はなく、 1.0％を超えて添加すると多くの炭窒化物を析出し、かえって機械的性質を損なうので、これを上限とした。なお、Ｖの添加は 0.2％超が好ましい。
【００３５】
Ｖ, Nb, Tiなどは鋼中で窒化物、炭化物、炭窒化物などを生成する。それらはピン止め粒子としてオーステナイト粒の成長を抑制するために、鍛造や熱処理時に変態点以上に加熱した場合のオーステナイト粒径を制御する元素として用いられることも多い。その析出温度はそれぞれ異なるが、工業的に実施されている熱処理の温度制御の精度を考えると、極力広い温度域でピン止め効果を発揮してオーステナイト粒径を制御することが必要である。特に熱間鍛造では、形状により冷却温度が部材内の位置によっても大きく異なる。
【００３６】
Nb, Tiは比較的高温において析出物を生成するのに対して、Ｖはこれらより低温において炭化物を析出するのでＶを添加することが好ましいが、Ｖを単独で添加する場合には、Ｖは 0.2％超 1.0％以下とすることにより効果が達成できる。また、ＶとNb, Tiのいずれかまたは両方を併用することでピン止め粒子として最適な寸法の析出物を均一に鋼中に分散させることが出来る。
【００３７】
このような数種の元素を併用する場合には、単独添加の場合より添加量を抑制してもオーステナイト粒径を制御することが出来、Ｖの下限は0.05％の添加でも効果が認められるようになる。
【００３８】
したがって、Nb, Tiの１種または２種をＶと同時に添加する場合のＶの下限は0.05％とした。
【００３９】
Nbも炭窒化物を形成し、二次析出硬化により鋼を強化することが出来る。 0.005％以下では高強度化に効果はなく、 0.2％を超えて添加すると多くの炭窒化物を析出し、かえって機械的性質を損なうので、これを上限とした。
【００４０】
Tiも炭窒化物を形成し、鋼を強化する。また脱酸元素でもあり、軟質酸化物を形成させることで被削性を向上させることが可能である。 0.005％以下ではその効果が認められず、 0.1％を超えて添加してもその効果が飽和する。またTiは高温でも窒化物となりオーステナイト粒の成長を抑制する。そこで上限を 0.1％とした。
【００４１】
Caは脱酸元素であり、軟質酸化物を生成し、被削性を向上させるだけでなく、 MnSに固溶してその変形能を低下させ、圧延や熱間鍛造しても MnS形状の伸延を抑制する働きがある。したがって異方性の低減に有効な元素である。0.0002％未満ではその効果は顕著ではなく、 0.005％を超えて添加しても歩留まりが極端に悪くなるばかりでなく、硬質の CaOを大量に生成し、かえって被削性を低下させる。したがって成分範囲を0.0002〜0.005 ％と規定した。
【００４２】
Mgは脱酸元素であり、酸化物を生成する。酸化物は MnSの析出核になり MnSの微細均一分散に効果がある。したがって異方性の低減に有効な元素である。0.0003％未満ではその効果は顕著ではなく、 0.005％を超えて添加しても歩留まりが極端に悪くなるばかりで効果は飽和する。したがって成分範囲を0.0003〜0.005 ％と規定した。
【００４３】
Teは被削性向上元素である。またMnTeを生成したり、 MnSと共存することで MnSの変形能を低下させて MnS形状の伸延を抑制する働きがある。したがって異方性の低減に有効な元素である。この効果は0.0003％未満では認められず、 0.005％を超えると鋳造時の割れの原因となり易い。
【００４４】
BiおよびPbは被削性向上に効果のある元素である。その効果は0.05％未満では認められず、 0.5％を超えて添加しても被削性向上効果が飽和するだけでなく、熱間鋳造特性が低下して疵の原因となり易い。
【００４５】
次に、本発明においては上述した成分組成に加え、MnSの平均アスペクト比、および最大アスペクト比、また、最大MnS粒径、単位面積（１mm2)あたりのMnS数が重要な要素であり、MnSの平均アスペクト比は10以下、最大アスペクト比は30以下、最大MnS粒径（μｍ）は110×〔Ｓ％〕＋15以下、１mm2あたりのMnS数は3800×〔Ｓ％〕＋150超とする必要がある。
【００４６】
平均アスペクト比10以下、最大アスペクト比30以下とする理由は、図８（ａ）、図９に示すように、アスペクト比は初期MnS粒径が大きくなれば、アスペクト比も大きくなる傾向にある。実施例にもあるようにアスペクト比が大きいと、材質の異方性が助長され、断面方向の衝撃値が疲労強度を低下させることになる。また鍛造においてはさまざまな変形を加えられるため、伸延されたMnSは破壊起点となることが多い。したがってMnSの平均アスペクト比が１０を超えるとこの伸延されたMnSによる破壊特性の劣化が顕著になる。またMnSの最大アスペクト比に関しても30を超えるとMnSによる破壊特性の劣化が顕著になる。
【００４７】
また、最大MnS粒径（μｍ）110×〔Ｓ％〕＋15以下、１mm2あたりのMnS数3800×〔Ｓ％〕＋150超とする理由は以下の理由に基づくものである。MnSは応力集中源となるため破壊起点となりやすいことが知られており、特にその大きさの影響が強い。一方、被削性はＳ量に比例して向上するものの、それほどMnSの大きさの影響は顕著ではないことをみいだした。そのため、同一Ｓ量の鋼で比較するとMnSは小さく多数分散した鋼は大きく少数分散した鋼より被削性は同等でも破壊特性や鍛造性は優れる。その効果はＳ量の影響を受けるが、図８（ａ）、図９に示すように、最大MnS粒径（μｍ）≦110×〔Ｓ％〕＋15かつ１mm2あたりのMnS数＞3800×〔Ｓ％〕＋150であれば鍛造特性と破壊特性の劣化を最小限に抑制しつつ、Ｓ添加量相当の被削性を確保できることを見出した。逆に最大MnS粒径（μｍ）＞110×〔Ｓ％〕＋15あるいは１mm2あたりのMnS数≦3800×〔Ｓ％〕＋150であると破壊特性や鍛造性に劣る。
【００４８】
画像処理装置によって MnS系介在物を抽出し、それぞれの MnSに関して以下の項目を算出する。画像処理装置では光学的取り込まれた像を CCDカメラによってデジタル化するので MnSの大きさ、占有面積などが測定可能である。測定視野は倍率 500倍で、１視野9000μｍ2 として50視野を繰返し測定する。この測定の対象は、円相当径（Ｒ）、圧延方向長さ（Ｌ）、半径方向厚さ（Ｈ）、アスペクト比（Ｌ／Ｈ）である。個々の MnSに関するこれら測定値の最大値および平均値を算出することが可能で、平均アスペクト比とは個々の MnSのアスペクト比の平均値であり、測定された個々のアスペクト比の中で最大のものを最大アスペクト比と記す。
【００４９】
また、 MnSの粒径に関しては、画像処理装置にて測定し、 MnSの測定面積を円にした場合の直径、いわゆる円相当径であり、１mm2 あたりの MnS数とは測定面積に含まれた MnS数を測定面積で除した値である。
【００５０】
実施例
本発明の効果を実施例によって説明する。表１に示す供試材は２ｔ真空溶解炉で溶製後、ビレットに分塊圧延、さらにφ60mmに圧延した。圧延後、熱間加工性評価用熱間据え込み試験片、冷間加工評価用冷間据え込み試験片を切り出して据え込み試験を行った。また一部は熱処理として1200℃に加熱後、放冷して切削試験に供した。
【００５１】
ここで鋼中Zrの分析方法であるが、 JIS G 1237-1997付属書３と同様の方法でサンプルを処理した後、鋼中Nb量と同様に鋼中Zr量をICP(誘導結合プラズマ発光分光分析法）によって測定した。ただし、本発明での実施例の測定に供したサンプルは２ｇ／鋼種で、 ICPにおける検量線も微量Zrに適するように設定して測定した。即ち、Zr濃度が１〜200ppmとなるようにZr標準液を希釈して異なるZr濃度の溶液を作成し、そのZr量を測定することで検量線を作成した。なお、これらの ICPに関する共通的な方法については、JIS K 0116-1995(発光分光分析方法通則）およびJIS Z 8002-1991(分析、試験の許容差通則）による。
【００５２】
図１は鍛造加工性（熱間、冷間）評価用試験片切り出し位置と試験片形状を説明するための図である。図１（ａ）の切り出し位置１で、据え込み試験片の切り出し方向は、鋼中 MnS２が長手方向になるように図１（ｂ）、図１（ｃ）に示す熱間据え込み試験片３およびノッチ５を設けた冷間据え込み試験片４を切り出した。
【００５３】
図２は据え込み試験での割れ発生位置を説明する図である。据え込み試験では図２に示すように荷重６の負荷をかけて試験片が変形７すると外周部に周方向に引張応力が生じる。その際、多くの場合、鋼中の MnSが破壊源となり割れ８を生じる場合が多い。このように切り出した試験片の据え込み試験により、鍛造時の加工性を評価できる。
【００５４】
熱間における据え込み試験片はφ20mm×30mmで熱電対を取り付けてあり、高周波により1000℃まで加熱し、３ｓ以内に据え込み鍛造を行った。さまざまなひずみで鍛造し、図３に示すように、試験片の変形前９および変形後10の割れの発生するひずみを限界ひずみとして測定した。ここでひずみとは式（１）で定義される、いわゆる公称ひずみである。
【００５５】
ε＝（Ｈo −Ｈ）／Ｈo               式（１）
ここでε：ひずみ、Ｈo ：変形前の試験片高さ、Ｈ：変形後の試験片高さを意味する。
【００５６】
表１に加工性を評価した実施例を示す。表１実施例１〜５はS45Cをベースとした鋼でＳ量を変化させている。その比較例として実施例６〜10はZrを添加していない鋼である。また、実施例（比較例）11および12はZr無添加でPbを添加したもの、実施例（比較例）13および14はZrを無添加で、Al量を多量添加してＳ量を変化させてある。実施例15はZrを添加しているものの、Alを多量添加した比較例である。同一のＳ量で比較すると、Pbを添加した実施例11, 12は熱間鍛造性に劣る。またＳ量が多くなると、Zrを添加した発明例２〜５は比較例７〜10より優れる。さらにＳ量が多い場合にはZrの有無に関わらず、Al量が多いと実施例14, 15のように熱間加工性か発明例より劣った。
【００５７】
【表１】
0004267234.tif 000002
【００５８】
図４は表１の実施例に関して熱間鍛造性に及ぼすＳ量の影響を示す図である。
【００５９】
また冷間加工性を評価するために冷間据え込み試験を行った。図１のように切り出した素材を 850℃から焼き入れた後、 700℃で12hrの球状化焼鈍した。その後、機械加工で２mmのノッチ付φ７mm×14mm冷間据え込み試験片を作成した。図５は実施例１〜15の冷間加工における限界ひずみ測定結果である。ひずみの定義は式１と同様である。
【００６０】
同様に表２にS45CにＶを添加し、オーステナイト粒径を微細化するとともに、強度を向上させた実施例を示す。図６に表２の実施例の1000℃における熱間鍛造性評価結果を示す。この場合にもＳ量が増加すれば熱間鍛造性が低下しているが、同一Ｓ量で比較すると実施例17〜20（発明例）は実施例22〜25（比較例）より良好な熱間鍛造性を示した。
【００６１】
【表２】
0004267234.tif 000003
【００６２】
表１に示した実施例について被削性を評価した結果を図７に示す。被削性評価はドリル穿孔試験で行い、表３にその切削条件を示す。累積穴深さ1000mmまで切削可能な最高の切削速度（いわゆるVL1000）で被削性を評価した。
【００６３】
【表３】
0004267234.tif 000004
【００６４】
図７に示すようにＳ量が多くなると被削性が向上する。しかし同一Ｓ量で比較するとAlを多量に添加した場合（実施例13〜15）はAlを規定内に制限した場合より被削性が劣る。Alが規定内の場合、Zrの有無で比較すると、いずれのＳ量においても同等の被削性である。またPbを添加した実施例11, 12と比較すると、実施例２と11が同等の被削性であるが、図４に示すように熱間加工性は実施例２の方が優れた。同様に実施例３と12の比較では同等の被削性にもかかわらず実施例３（発明例）の方が熱間加工性が優れた。このように本発明は熱間加工性と被削性を両立するのに有効である。
【００６５】
同様の効果はＶを添加して高強度化した場合でも見られ、表２に被削性を評価した結果を数値で示したが、同一Ｓ量で比較した場合には発明例は比較例と同様の被削性であった。したがって、本発明を用いれば高強度化しても鍛造性と被削性の両立が達成できる。
【００６６】
表４にZr量を変化させた実施例を示す。表４の実施例に実施例２および３を加え、機械的性質とZr量の関係を検討した。図８（ａ）にZr量の衝撃値、硫化物アスペクト比および硫化物の単位面積当たりの個数を示す。衝撃試験片の切り出しかたは図８（ｂ）にあるとおりで、長手方向に切り出す場合をＬ、断面方向に切り出す場合をＣとした。Zrを添加しない場合、圧延長手方向の衝撃値は優れるものの、断面方向の衝撃値は極めて低い。Ｓ量が多くなるとその傾向がより顕著になる。しかしZrを添加すると長手方向の衝撃値がわずかに低下するものの、断面方向は大きく向上する。その原因は硫化物の微細分散とアスペクト比の改善によるものと考えられる。特に硫化物数が増加し、微細に分散するとたとえアスペクト比の大きな硫化物が含まれていても寸法が小さいために機械的性質への影響も小さくなると考えられる。
【００６７】
【表４】
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【００６８】
さらに表５にAl量を変化させた実施例を示す。Al量が増加すると被削性が低下することは既に述べたが、Al量の効果を明確にするため、表５の実施例に実施例２および27を加え、硫化物形状に及ぼすAl量の影響を図９に示す。Zrを微量添加した場合にはAl量が0.009％を超えると硫化物数が減少するとともに、アスペクト比が増加した。この場合、熱間据え込み試験における限界ひずみが低下する。またAlの増加とともに被削性AL1000が明らかに低下する。このため本発明ではAlを0.009％以下に規定した。
【００６９】
【表５】
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【００７０】
表６に他の元素への影響を検討した実施例を示す。その製造方法と熱間加工性および被削性評価方法は表１に示す実施例と同様である。表６、表６−１、表６−２、表６−３は、実施Nos.41〜72においてさまざまな合成元素を添加した場合の熱間限界ひずみと被削性を示したものである。これらの表における各比較例は被削性の差は小さくとも熱間限界ひずみの点で大きく劣った。また、これらの表における実施Nos.73〜78に示すような基本的な強度をＣ量によって変化させた場合にも発明例は比較例より優れる。表６−１、表６−３における実施Nos.79, 80はそれぞれ total-O量と total-N量を発明の範囲外にした比較例である。これらは実施No. ２と比較すると、熱間限界ひずみと被削性の両面で劣った。このように本発明に含まれる実施例は同一のＳ量で比較した場合、良好な熱間加工性と被削性を両立していることがわかる。
【００７１】
【表６】
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【００７２】
【表６−１】
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【００７３】
【表６−２】
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【００７４】
【表６−３】
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【００７５】
図10は、被削性への弊害をドリル工具寿命の指標であるVL1000（1000mmの累積孔深さを穿孔可能な最大切削速度）にて評価した結果である。Zrを多量に添加すると被削性が低下していることがわかる。また、図８の衝撃値においても過剰なZr添加は MnSのアスペクトに優れるものの、 ZrNや ZrSなどのクラスターを生じて衝撃値が低下していることがわかる。
【００７６】
なお、図４〜10において、図中の添字は実施例No.を示している。
【図面の簡単な説明】
【図１】  （ａ)、(ｂ)、(ｃ）は、鍛造加工性（熱間、冷間）評価用試験片切り出し位置と試験片形状を説明するための図である。
【図２】  据え込み試験での割れ発生位置を説明する図である。
【図３】  鍛造加工性評価（据え込み試験）時のひずみの定義を説明する図である。
【図４】  表１の実施例に関して熱間鍛造性に及ぼすＳ量の影響を示す図である。
【図５】  表１の実施例に関して冷間鍛造性に及ぼすＳ量の影響を示す図である。
【図６】  表２の実施例に関して熱間加工性に及ぼすＳ量の影響を示す図である。
【図７】  表１の実施例に関して被削性に及ぼすＳ量の影響を示す図である。
【図８】  （ａ）は、衝撃値、硫化物形状および硫化物数に及ぼすZr量の影響を示す図で、図８（ｂ）は試験片採取位置を示す図である。
【図９】  硫化物形状、数、熱間鍛造性および被削性に及ぼすAl添加量の影響を示す図である。
【図１０】  工具寿命に及ぼすZr量の影響を示す図である。
【図１（ａ）】
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【図１（ｂ）】
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【図１（ｃ）】
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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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【図６】
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【図７】
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【図８（ａ）】
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【図８（ｂ）】
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【図９】
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【図１０】
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