JPH11293388A - 快削性に優れた熱間加工鋼材及び製品並びにそれらの製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 鉛無使用、熱間加工ままで微細で適切な黒鉛
を析出させ、Ｃｕ、Ｎｉ混入屑使用にて、被削性、疲労
強度、伸びに優れた鋼材を製造する。 【解決手段】 Ｃ：０．８０〜１．７０wt.%、Ｓｉ：
０．７０〜２．５０wt.%、Ｃｕ：０．０１〜０．５０w
t.%、Ｎｉ：０．０１〜２．０wt.%、Ｐ、Ｓ、Ｏ、Ｎ：
所定値以下、残部鉄及び不可避不純物、黒鉛化指数ＣＥ
１．３０以下の鋼材を、鋼材の固相線温度−５０℃以
下、８００℃以上の温度に加熱し熱間加工し室温まで冷
却し、得られた熱間加工鋼材に平均粒径０．５μｍ以上
の黒鉛を１００個／ｍｍ² 以上析出させ、パーライト主
体とする。更に、黒鉛析出促進元素、パーライト微細化
元素、被削性向上元素、焼入れ促進元素等を適宜添加す
る。

Description

【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、産業機械の部品
の素材として使用される棒鋼等鋼材、及び上記部品等製
品に関するものであって、Ｃｕ、Ｎｉ等の不純物の多い
低級なスクラップを利用して安価に製造することがで
き、黒鉛を析出させるための熱処理を行わなくても、熱
間加工ままで微細な黒鉛を有し、Ｃａ添加等との複合効
果により被削性がより一層良好で、且つ、従来の球状黒
鉛鋳鉄より高い強度と靱性とを有する、熱間加工鋼材及
び製品、並びに、それらの製造方法に関するものであ
る。

【０００２】

【従来の技術】近年市中に出回っているスクラップに
は、自動車、電気製品の廃材が多量に混入している。例
えば、電気モーターには多量の銅が使用されているし、
排ガスのマフラー、触媒等にはＮｉを多量に含むステン
レス鋼が使用されており、これらが必然的にスクラップ
の中に混入する。従って、これらスクラップの品位が低
下する。このスクラップ品位の低級化に伴い、これを主
原料として用いる電気炉溶製鋼においては、その鋼材製
品に不純物が多量混じってくるのは避けられないもので
ある。

【０００３】このような、スクラップ品位の低級化によ
り、低品位スクラップが利用されず、不純物の少ない高
級スクラップばかり利用されると、将来的に鉄源として
の鋼スクラップの循環が悪化して、低級スクラップが市
場に放置される事態も招きかねない。従って、こうした
低級スクラップの有効利用が強く求められている。

【０００４】ところで、スクラップを鉄源として製造さ
れた棒鋼は、自動車、建設機械、産業機械等の部品の素
材として広く使われている。例えば、建設機械のピスト
ンロッド等においては、圧延棒鋼の外周を直接切削した
後、高周波焼入れを行って使用するが、棒鋼の内部組織
は圧延ままである。従って、棒鋼は優れた被削性と共
に、圧延ままで所望の強度、延性を有していることが必
要である。また、棒鋼から熱間鍛造により製造した部品
を切削により機械加工する場合、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、ピニオンギアの加工においても、これら機械加工
仕上げ前の鍛造品には優れた被削性が要求されると共
に、鍛造まま、あるいは熱処理後に所望の強度、延性を
有することが必要である。

【０００５】このように多くの部品は機械加工により部
品形状に仕上げられるが、被削性の良否は、切削工具の
寿命と切り屑の処理性、すなわ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
では自動盤により無人で機械加工されることが多く、切
り屑が長くつながって絡まってしまうと、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。

【０００６】またコネクチングロッド、クランクシャフ
トにおいては潤滑油を供給するための、径の細い穴をい
くつか有しているが、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
い切粉では穴から排出されず、切粉が穴に詰まってドリ
ル折損を引き起こすのである。

【０００７】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、切り屑処理性の改善のため、快削
元素である鉛を０．０５〜０．３０wt.%添加した鉛快削
鋼が広く用いられてきた。鉛は低融点であるため、切削
加工の熱により容易に溶解して、鋼材の延性を低下さ
せ、これによって、工具寿命を延ばし、切り屑を適度な
大きさに分断する。

【０００８】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。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
知られているが、これら元素は、被削性改善効果が鉛
に及ばない、高価である、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
はなり得ない。

【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元素であるが、鋼に炭素を添加す
るとセメンタイトを析出するので、鋼材に黒鉛を析出さ
せるのは容易ではない。従来の発明における炭素０．１
０〜１．５wt.%を有する鋼の場合には、例えば特開平２
−１０７７４２号公報、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って黒鉛を析出させる鋼材又は方
法が開示されている。

【００１０】また特開昭４９−６７８１６号公報、特開
昭４９−６７８１７号公報には、７５０〜９５０℃で焼
入れ、６００〜７５０℃で焼戻して黒鉛を析出させた黒
鉛快削鋼が開示されている。

【００１１】従って、従来の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
り、このため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い、
このため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３．８wt.%前後の鋳鉄、鋳
鋼はＣａ、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。しかしながら鋳鉄、鋳鋼は鋳込ままで使用するた
め、鋼材製品の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】近年は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０．１０wt.%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
性もなお鍛造品には及ばない。また、これら鋳造品には
０．１ｍｍ程度の鋳造巣を発生することがあり、これは
疲労破壊の起点となるので材料の信頼性に劣るのが欠点
であり、鋳造方法及びに製品の超音波検査に厳重な注意
を払う必要があった。

【００１４】

【発明が解決しようとする課題】上述した各種先行技術
においては、下記問題点のいずれかが未解決となってい
る。

【００１５】問題点１：使用されている快削元素には毒
性があり、環境対策上問題がある。 問題点２：毒性のない快削元素として炭素を利用し、黒
鉛の形態に析出させて快削効果を発揮させ得るが、黒鉛
化熱処理を施さなければならないので、コストが嵩む。 問題点３：炭素含有率の高い鋳鉄や鋳鋼であれば接種に
よる球状黒鉛の析出により快削性が確保されるが、靱性
が劣っている。

【００１６】問題点４：快削鋳鉄や快削鋳鋼の熱処理に
より靱性改善を図っても、十分な靱性が得られず、ま
た、鋳造巣欠陥により製品の信頼性に問題がある。 問題点５：将来、ＣｕやＮｉ等がトランプエレメントと
して高濃度に混入した低品位スクラップを相当量、鉄源
として使用した場合には、鋼材の延性低下が懸念される
が、これに対する有効な技術が見当たらない。この発明
においては、この問題の解決が極めて重要であると位置
づけしている。

【００１７】この発明では、上記諸問題点を解決して、
自動車や産業機械の部品類の素材として用いられる熱間
加工状態の棒鋼、及び、その棒鋼を熱間加工し、切削加
工仕上げをして製品とし、熱処理を施さないで上記部品
類を製造するために、被削性が良好であり、トラン
プエレメントを高濃度に含むスクラップを使用しても、
強度及び靱性に優れており、表面疵発生が抑制され、し
かも、安価で且つ環境保護上問題なく製造し得る技術
を開発することを目的とする。本発明者等は、上記目的
を達成するために、特に、熱処理を行なわず熱間加工ま
まで微細で適切な黒鉛を析出させ、且つ、トランプエレ
メントのＣｕ及びＮｉ混入の製造上及び品質上の悪影響
を回避することを主な課題とした。

【００１８】

【課題を解決するための手段】以上の従来技術を背景に
して、本発明者等は、低級なスクラップを利用し、且つ
鋳物に匹敵する被削性を有する無鉛の快削鋼製品の開発
を目的として、鋭意研究を重ねた結果、化学成分を適正
に組み合わせることによって、良好な熱間延性を有し、
熱間での棒圧延が可能で、焼鈍を行なわず熱間加工まま
で直接微細な黒鉛を有する快削性に優れた熱間加工鋼材
及び製品を得ることができるとの知見を得た。

【００１９】この発明は、上記知見に基づきなされたも
のであり、その要旨は次の通りである。請求項１記載の
快削性に優れた熱間加工鋼材及び製品は、 Ｃ：０．８０〜１．７０wt.%、Ｓｉ：０．７０〜
２．５０wt.%、Ｃｕ：０．０１〜０．５０wt.%、Ｎｉ：
０．０１〜２．０wt.%、Ｐ：０．０５０wt.%以下、Ｓ：
０．０５０wt.%以下、Ｏ：０．００３０wt.%以下、及
び、Ｎ：０．０１５wt.%以下を含有し、残部鉄（Ｆｅ）
および不可避的不純物からなり、下記（１）式： ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９ ------（１） 但し、各元素記号：各元素の含有率（wt.%）で算出され
る黒鉛化指数ＣＥが、下記（２）式： ＣＥ≧１．３０ ------（２） を満たす化学成分組成を有し、且つ、 熱間加工された後、室温まで冷却された、 熱間加工鋼材及び上記鋼材を素材とした製品であっ
て、 平均粒径が０．５μｍ以上の黒鉛が１００個／ｍｍ
² 以上析出しており、且つ、金属組織の主体がパーライ
トであることに特徴を有するものである。 即ち、上記において、の熱間加工鋼材及びこの熱間加
工鋼材を素材とした製品とは、上記に述べた通りに、
化学成分組成的にいかなるものを要件としているのか、
そして、上記に述べた通りに、熱間加工ままという履
歴下にあるものである、という両方の要件を備えたもの
であることを意味しているのである。そして、この発明
品は、このような熱間加工鋼材及びその製品であって、
上記に述べた通りに、いかなる状態に黒鉛が析出して
いることを要件としているのか、という特定をされたも
のである。請求項２記載の快削性に優れた熱間加工鋼材
及び製品は、請求項１記載の発明において、上記黒鉛化
指数ＣＥの算出式として、下記（３）式： ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９−Ｍｎ／１２−Ｃｒ／９ −Ｍｏ／９−Ｂ ------（３） 但し、各元素記号：各元素の含有率（wt.%）を用い、そ
して、上記鋼材及び上記製品の化学成分組成に、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
種が、更に付加されて含まれていることに特徴を有する
ものである。ここで、上記４種の化学成分組成とは、Ｍ
ｎ：０．０１〜１．０wt.%、Ｃｒ：０．０１〜１．０w
t.%、Ｍｏ：０．０１〜０．５０wt.%、及び、Ｂ ：
０．０００５〜０．０１０wt.%を指す。

【００２０】請求項３記載の快削性に優れた熱間加工鋼
材及び製品は、請求項１又は請求項２記載の発明におい
て、前記黒鉛化指数ＣＥの算出式として、下記（４）
式： ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９−Ｍｎ／１２−Ｃｒ／９ −Ｍｏ／９−Ｂ＋Ａｌ／６＋Ｔｉ／３＋Ｚｒ／３−Ｖ／３−Ｎｂ／３ ------（４） 但し、各元素記号：各元素の含有率（wt.%）を用い、そ
して、上記鋼材及び上記製品の化学成分組成に、下記５
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
種が、更に付加されて含まれていることに特徴を有する
ものである。ここで、上記５種の化学成分組成とは、Ａ
ｌ：０．０１〜０．５０wt.%、Ｔｉ：０．０１〜０．５
０wt.%、Ｚｒ：０．０１〜０．５０wt.%、Ｖ ：０．０
１〜０．３０wt.%、及び、Ｎｂ：０．０１〜０．３０w
t.%を指す。

【００２１】請求項４記載の快削性に優れた熱間加工鋼
材及び製品は、請求項１、請求項２、又は請求項３記載
の発明において、前記黒鉛化指数ＣＥの算出式として、
下記（４）式： ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９−Ｍｎ／１２−Ｃｒ／９ −Ｍｏ／９−Ｂ＋Ａｌ／６＋Ｔｉ／３＋Ｚｒ／３−Ｖ／３−Ｎｂ／３ ------（４） 但し、各元素記号：各元素の含有率（wt.%）を用い、そ
して、上記鋼材及び上記製品の化学成分組成に、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
種が、更に付加されて含まれていることに特徴を有する
ものである。ここで、上記３種の化学成分組成とは、Ｃ
ａ：０．００１０〜０．０１００wt.%、Ｍｇ：０．００
１０〜０．１０wt.%、及び、ＲＥＭ：０．００１０〜
０．１０wt.%を指す。

【００２２】請求項５記載の快削性に優れた熱間加工鋼
材及び製品の製造方法は、Ｃ：０．８０〜１．７０wt.
%、Ｓｉ：０．７０〜２．５０wt.%、Ｃｕ：０．０１〜
０．５０wt.%、Ｎｉ：０．０１〜２．０wt.%、Ｐ：０．
０５０wt.%以下、Ｓ：０．０５０wt.%以下、Ｏ：０．０
０３０wt.%以下、及び、Ｎ：０．０１５wt.%以下を含有
し、残部鉄（Ｆｅ）および不可避的不純物からなり、下
記（１）式： ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９ ------（１） 但し、各元素記号：各元素の含有率（wt.%）で算出され
る黒鉛化指数ＣＥが、下記（２）式： ＣＥ≧１．３０ ------（２） を満たす化学成分組成を有する鋼片又は鋼材を、上記鋼
片又は上記鋼材の固相線温度より５０℃低い温度を上限
とし、８００℃を下限とする温度範囲内に加熱した後、
熱間加工し、そして室温まで冷却し、こうして得られた
熱間加工鋼材に平均粒径が０．５μｍ以上の黒鉛を１０
０個／ｍｍ² 以上析出させ、且つ、前記熱間加工鋼材の
金属組織の主体をパーライトとなすことに特徴を有する
ものである。

【００２３】請求項６記載の快削性に優れた熱間加工鋼
材及び製品の製造方法は、請求項５記載の発明におい
て、上記黒鉛化指数ＣＥの算出式として、下記（３）
式： ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９−Ｍｎ／１２−Ｃｒ／９ −Ｍｏ／９−Ｂ ------（３） 但し、各元素記号：各元素の含有率（wt.%）を用い、そ
して、前記鋼片又は前記鋼材として、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、更に
付加されて含まれているものを用いることに特徴を有す
るものである。ここで、上記４種の化学成分組成とは、
Ｍｎ：０．０１〜１．０wt.%、Ｃｒ：０．０１〜１．０
wt.%、Ｍｏ：０．０１〜０．５０wt.%、及び、Ｂ ：
０．０００５〜０．０１０wt.%を指す。

【００２４】請求項７記載の快削性に優れた熱間加工鋼
材及び製品の製造方法は、請求項５又は請求項６記載の
発明において、上記黒鉛化指数ＣＥの算出式として、下
記（４）式： ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９−Ｍｎ／１２−Ｃｒ／９ −Ｍｏ／９−Ｂ＋Ａｌ／６＋Ｔｉ／３＋Ｚｒ／３−Ｖ／３−Ｎｂ／３ ------（４） 但し、各元素記号：各元素の含有率（wt.%）を用い、そ
して、上記鋼片又は上記鋼材として、下記５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、更に
付加されて含まれているものを用いることに特徴を有す
るものである。ここで、上記５種の化学成分組成とは、
Ａｌ：０．０１〜０．５０wt.%、Ｔｉ：０．０１〜０．
５０wt.%、Ｚｒ：０．０１〜０．５０wt.%、Ｖ ：０．
０１〜０．３０wt.%、及び、Ｎｂ：０．０１〜０．３０
wt.%を指す。

【００２５】請求項８記載の快削性に優れた熱間加工鋼
材及び製品の製造方法は、請求項５、請求項６、又は請
求項７記載の発明において、上記黒鉛化指数ＣＥの算出
式として、下記（４）式： ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９−Ｍｎ／１２−Ｃｒ／９ −Ｍｏ／９−Ｂ＋Ａｌ／６＋Ｔｉ／３＋Ｚｒ／３−Ｖ／３−Ｎｂ／３ ------（４） 但し、各元素記号：各元素の含有率（wt.%）を用い、そ
して、上記鋼片又は上記鋼材として、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、更に
付加されて含まれているものを用いることに特徴を有す
るものである。ここで、上記３種の化学成分組成とは、
Ｃａ：０．００１０〜０．０１００wt.%、Ｍｇ：０．０
０１０〜０．１０wt.%、及び、ＲＥＭ：０．００１０〜
０．１０wt.%を指す。

【００２６】

【発明の実施の形態】次に、この発明における鋼片、鋼
材及びこの鋼材から製造された部品類等製品の、化学成
分組成、黒鉛の析出状態及び金属組織、並びに、鋼片及
び鋼材の加熱条件を上記の通り限定した理由について説
明する。

【００２７】（１）炭素（Ｃ） 炭素は、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ためには
０．８０wt.%以上を必要とする。しかしながら炭素含有
量が１．７０wt.%を超えると熱間延性の低下が大きく、
棒圧延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、炭素含有率は０．８０〜１．７０wt.%の間とす
る。

【００２８】（２）シリコン（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
り、０．７０wt.%未満ではその効果は小さい。しかし、
Ｓｉが２．５０wt.%を超えると非金属介在物が増大して
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含有率は、０．７０
〜２．５０wt.%の間とする。

【００２９】（３）銅（Ｃｕ） Ｃｕの含有量は今日、スクラップ中に徐々に増加しつつ
ある。一方、鋼材の高温加熱に際して、はじめにＦｅが
選択的に酸化され、鋼中Ｃｕは材料表面に濃化する。Ｃ
ｕは融点が低いので溶融して、Ｃｕの融体が隙間の多い
結晶粒界に侵入する。これが熱間延性を低下させ、表面
疵、割れ発生の原因となるため、自動車や産業機械用部
品等には、Ｃｕが積極的に利用されることは少なかっ
た。しかし、Ｃｕは０．５０wt.%添加までは表面疵の発
生も少なくなる。また、ＣｕにＮｉを併用することによ
り、Ｎｉは鋼材加熱時の表面に濃化したＣｕを全率固溶
体合金をつくり、生成したＣｕ−Ｎｉ合金の固相線温度
はＣｕ単味の融点よりも高くなる。こうして、ＣｕはＮ
ｉにより溶融しにくくなり、結晶粒界に侵入しにくくな
り、表面疵や割れが減少する。

【００３０】さて、他方でＣｕはＣｕ₂ Ｓ、ＣｕＳを形
成してＳの悪影響を無害化するため、Ｍｎの代替になる
有用な元素であるとともに、黒鉛の析出を促進し、且つ
焼入れ性を向上させる元素である。従って、この目的で
Ｃｕを利用するするときには０．０１wt.%以上の添加を
必要とする。しかし、Ｃｕは０．５０wt.%を超えると、
表面疵の発生が多くなるとともに、高価なＮｉを多量添
加して、Ｃｕを合金化し、その固相線温度を高めて融体
化しにくくすることが必要となる。従って、Ｃｕ含有率
は、０．０１〜０．５０wt.%％の間とする。 （４）ニッケル（Ｎｉ） Ｎｉもスクラップ中に少なからず混入しているが、Ｎｉ
はＣｕと全率固溶体をつくるため、よく混じり合う。Ｎ
ｉの融点は約１４５３℃であり、Ｃｕ（融点：１０８３
℃）に混じることによって、その溶けはじめる温度（固
相線温度）を上昇させる。即ち、Ｃｕ中のＮｉ濃度が高
くなるにつれてＣｕとＮｉとの合金（Ｃｕ−Ｎｉ合金）
の固相線温度Ｔ_S は高くなる。従って、Ｎｉ添加により
鋼材表層部のＣｕはＣｕとＮｉとの合金になり、溶融し
にくくなるので、結晶粒界への侵入が抑止され、表面疵
の発生が抑制される。

【００３１】更にまた、ＮｉもＣｕと同様に黒鉛の析出
を促進させるとともに、焼入れ性を向上させる有用な元
素である。これらの目的で添加するときにはＮｉは０．
０１wt.%以上の添加を必要とする。しかし、Ｎｉを２．
０wt.%を超えて添加してもその効果は飽和するのみなら
ず、変形抵抗を増大させることになる。従って、Ｎｉ含
有率は０．０１〜２．０wt.%の間とする。

【００３２】（５）燐（Ｐ） Ｐは黒鉛化を促進する元素であるが、粒界に偏析して熱
間延性を低下させ、表面疵の発生を助長する。従って、
Ｐ含有率は０．０５０wt.%以下に限定する。

【００３３】（６）硫黄（Ｓ） Ｓは黒鉛化を大きく阻害する元素であり、Ｓの含有率が
０．０５０wt.%を超えると、Ｓｉ等の黒鉛化促進元素を
多量に添加する必要があり、熱間延性の低下を招く。従
って、Ｓ含有率は上記弊害を抑えるために０．０５０w
t.%以下に限定する。望ましくは０．０３０wt.%以下と
する。

【００３４】（７）酸素（Ｏ） Ｏは鋼材の清浄性を低下させると共に、黒鉛化を阻害す
る元素であるので、できる限り低く抑えるべきである。
しかし、この観点から０．００３０wt.%までは許容され
るので上限を０．００３０wt.%とする。

【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。Ｎ含有
率が０．０１５wt.%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、
圧延後の表面疵の原因になる。従って、Ｎ含有率は０．
０１５wt.%以下とする。

【００３６】（９）マンガン（Ｍｎ） Ｍｎは、焼入れ性を高め、パーライトを微細にして、鋼
を強靱化する元素である。この目的で用いる場合には
０．０１wt.%以上の添加を必要とするが、Ｍｎは黒鉛の
析出を大きく阻害化する元素でもある。従って、Ｍｎを
１．０wt.%以下の範囲内で添加することが望ましい。

【００３７】（１０）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
ライトを微細にする元素である。Ｃｒをこの目的で用い
る場合には０．０１wt.%以上の添加を必要とする。しか
しＣｒもＭｎと同様に黒鉛化を阻害する作用が強いの
で、１．０wt.%を超えると、黒鉛化促進元素を多量に必
要とし、コスト高になる。従って、Ｃｒを０．０１〜
１．０wt.%の間で添加することが望ましい。

【００３８】（１１）モリブデン（Ｍｏ） Ｍｏも鋼の焼入れ性を高め、パーライトを微細にする元
素である。この目的で用いる場合には０．０１wt.%以上
の添加を必要とする。しかしＭｏもＭｎ、Ｃｒと同様に
黒鉛化を阻害する元素であり、０．５０wt.%を超える
と、黒鉛化促進元素を多量に必要とする。従って、Ｍｏ
を０．０１〜０．５０wt.%の間で添加することが望まし
い。

【００３９】（１２）ボロン（Ｂ） Ｂは微量で焼入れ性を高める元素である。また鋼中のＮ
をＢＮとして固定し、Ｎの黒鉛化阻害作用を軽減する。
Ｂをこの目的で用いる場合には０．０００５wt.%以上の
添加を必要とする。しかし、Ｂを０．０１０wt.%を超え
て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
wt.%の間で添加することが望ましい。

【００４０】（１３）アルミニウム（Ａｌ） ＡｌはＡｌＮを析出させて結晶粒を微細にする元素であ
る。またＳｉと同様に黒鉛化を促進する元素である。こ
れらの目的のためにはＡｌは少なくとも０．０１wt.%以
上添加する必要がある。しかし０．５０wt.%を超えて添
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、熱間加工時の割れの発生原因となる。従
って、Ａｌを０．０１〜０．５０wt.%の間で添加するこ
とが望ましい。

【００４１】（１４）チタン（Ｔｉ） ＴｉはＴｉＮ、ＴｉＣを析出させ、結晶粒を微細化す
る。またこれら析出物は黒鉛析出の核として作用し、黒
鉛の析出を促進する。Ｔｉ添加量が０．０１wt.%未満で
はその効果は小さく、一方、０．５０wt.%を超えて添加
すると、多量のＴｉＮ、ＴｉＣによって工具の摩耗が著
しくなる。また、清浄性が低下して、熱間延性を低下さ
せる。従って、Ｔｉを０．０１〜０．５０wt.%の間で添
加することが望ましい。

【００４２】（１５）ジルコニウム（Ｚｒ） ＺｒもＴｉ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。Ｚｒ添
加量が０．０１wt.%未満ではその効果は小さく、一方
０．５０wt.%を超えて添加すると、多量のＴｉＮ、Ｔｉ
Ｃによって工具の摩耗が著しくなる。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０．０
１〜０．５０％の間で添加することが望ましい。

【００４３】（１６）バナジウム（Ｖ） Ｖも窒化物、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。また、Ｖの析出物は微
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。しかし、Ｖ添加量が０．０１wt.%未満ではその効
果は小さい。一方、０．３０wt.%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、Ｖを０．０１〜０．３０wt.%の間で添
加することが望ましい。

【００４４】（１７）ニオブ（Ｎｂ） Ｎｂも窒化物、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１
１５０℃の高温でも鋼中に固溶せず、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。Ｎｂ添加量が０．０１wt.%未満ではその効果
は小さく、一方、０．３０wt.%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０．０１〜０．３０wt.%の間で添
加することが望ましい。

【００４５】（１８）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
させるために用いられる。Ｃａによる黒鉛化促進機構
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が、鋳鉄と同様に鋼に
おいても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高価が大き
いので、快削鋼には望ましい元素である。こうした目的
のためにはＣａは０．００１０wt.%以上添加する必要が
あるが、０．０１０wt.%を超えて添加しても効果は飽和
する。従って、Ｃａ含有率は０．００１０〜０．０１０
wt.%の間とすることが望ましい。

【００４６】（１９）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、鋼においても加工後の黒鉛析出を容
易にする。その添加量が０．００１０wt.%未満では効果
は小さく、一方、０．１０wt.%を超えて添加しても効果
は飽和する。従って、Ｍｇを０．００１０〜０．１０w
t.%の間で添加することが望ましい。

【００４７】（２０）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。
その添加量が０．００１０wt.%未満では効果は小さく、
一方、０．１０wt.%を超えて添加しても効果は飽和す
る。従って、ＲＥＭを０．００１０〜０．１０wt.%の間
で添加することが望ましい。

【００４８】鋼には通常以上の他に、Ｓｎ、Ａｓ等の不
可避的に混入する元素を含む。また環境への問題が小さ
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。

【００４９】（２１）黒鉛化指数 黒鉛の析出を促進するには黒鉛化指数ＣＥが重要であ
る。このＣＥは主要元素については下記（４）式で表わ
される。即ち、 ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９−Ｍｎ／１２−Ｃｒ／９ −Ｍｏ／９−Ｂ＋Ａｌ／６＋Ｔｉ／３＋Ｚｒ／３−Ｖ／３−Ｎｂ／３ --------------------------------（４） 但し、各元素記号は各元素の含有率（wt.%）を表わす。
そして、他の条件が一定の場合には、黒鉛化指数ＣＥが
大きいほど黒鉛の析出は促進される。

【００５０】黒鉛の析出は加熱温度、加工度、冷却速度
により左右されるので、ＣＥによって一義的に決定され
るものではないが、ＣＥは１．３０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、
ＣＥは１．３０以上とする。

【００５１】（２２）加熱温度 熱間加工温度は、黒鉛の析出を促進するための重要な因
子である。これは加工時の加熱温度が適正ならば、鋼材
の加熱保持中に微細な黒鉛を析出する。また加工によっ
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。
但し、過度の高温に長時間保持すると、昇温中に一旦析
出した黒鉛は再固溶して、加工後に得られる黒鉛粒の数
が少なくなる。

【００５２】加熱温度が、鋼材の固相線温度Ｔ_S より５
０℃だけ低い温度、即ち、（Ｔ_S −５０）℃よりも高く
なる、鋼材の熱間延性が急激に低下する。そのため、熱
間圧延棒鋼には表面疵が発生したり、また、熱間鍛造品
には割れが発生したりする。

【００５３】一方、加工時の加熱温度は、鋼の共析温度
（約７８０℃）より高い８００℃以上でないと変形抵抗
が増大し、加工工具の寿命が短くなる。また、変形能が
不足して鍛造割れの原因となる。従って、熱間加工前の
鋼材加熱温度は、８００℃〜（固相線温度Ｔ_S −５０）
℃の範囲内とする。なお、黒鉛の析出が促進され、しか
も鍛造を円滑に行なうことができる適正な温度は、Ｔ_S
−２００℃付近である。

【００５４】例えば１．２wt.%Ｃ−１．５wt.%Ｓｉ鋼に
ついて、加熱温度の上限値について考えると、次の通り
である。まず、固相線温度（加熱したときに液相が出始
める温度）Ｔ_S は、鋼材の成分組成に依存し、例えば下
記近似式： Ｔ_S （℃) ＝１４２０−２５０（Ｃ−０．５）−２０Ｓｉ 但し、Ｃ、Ｓｉ：炭素、シリコン含有率（wt.%）表示に
より、１２１５℃と算出される。よって、加熱上限温度
は、（固相線温度Ｔ_S−５０）℃＝１２１５−５０＝１
１６５℃となる。なお、この鋼材の共晶温度は約１１４
０℃であり、固相線温度Ｔ_S が共晶温度を下回ることは
ない。一般に、固相線温度Ｔ_S が共晶温度を下回ること
はないので、上記式での算出値が１１４０℃を下回った
場合でも、現実の固相線温度は１１４０℃となる。

【００５５】ここで、本発明にかかる鋼材の成分例とし
て、例えば上記１．２wt.%Ｃ−１．５wt.%Ｓｉ鋼につい
てみると、固相線温度Ｔ_S は１２１５℃であるから、従
来の通常の機械構造用鋼である０．５wt.%Ｃの中炭素鋼
の固相線温度（Ｔ_S ＝１４２０℃程度）よりも、約２０
０℃低いことになる。このことは、本発明鋼材を用いれ
ば、従来鋼材よりも２００℃程度低い加熱温度で熱間加
工を行なっても、従来鋼材と同等の変形抵抗と変形能を
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。

【００５６】なお、図１に、２wt.%Ｓｉを含有する場合
のＦｅ−Ｃ系状態図を示す。同図中、Ｓ点の温度はＡ₁
温度、Ｅ点の温度は共晶温度、ＨＥ線は固相線温度を示
す。これにより、鋼材の固相線温度の低下に及ぼすＣ含
有率の影響を推定することができる。但し、同図はＦｅ
−Ｃ二元系状態図であるため、本発明鋼の、Ｓｉ含有率
２．０wt.%のときの固相線温度を厳密に推定することは
できない。従って、本発明における鋼片又は鋼材の加熱
温度の上限値を正確に求めることはできないが、実用的
に推定するために十分役立つ。同図中に斜線部で、本発
明におけるＣ含有率に対する加熱温度領域を示した。

【００５７】次に、熱間加工ままでの棒鋼や製品におけ
る黒鉛の析出状態を含む金属組織の限定理由を説明す
る。 （２３）黒鉛の粒径 析出した鋼材中の黒鉛は、その切削加工時の快削性を著
しく向上させる。しかしながら、その黒鉛の平均粒径が
０．５μｍ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、切削性向上への寄与は小さい。従って、
黒鉛の平均粒径は０．５μｍ以上とする。上限は特に制
限しないが、粒径が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、黒鉛は３０μｍ以下で
あることが望ましい。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、厚さ／長
さ比が５以下ならば、球状でも粒状でもよく、特に限定
する必要はない。

【００５８】（２４）黒鉛の数 単位面積当たりに存在する黒鉛の数は、切り屑を小さく
分断させるのに重要である。そして、黒鉛の数が１００
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１００個／ｍｍ² 以上とする。一般に、
成分組成一定の鋼材中に析出する黒鉛の数は、黒鉛の大
きさに左右され、粒径が大きくなれば少なくなり、逆に
粒径が小さくなれば多くなる。因みに、本発明では、径
１０〜２５μｍの黒鉛が析出する場合、その数はおおよ
そ１００〜１０００個の間であるが、径０．５〜５μｍ
の黒鉛の場合には、おおよそ３０００〜５００００個に
達する。

【００５９】（２５）熱間加工ままでの棒鋼や製品の金
属組織 熱間圧延された棒鋼や熱間鍛造されたクランクシャフト
等製品の、熱間加工ままでの棒鋼や製品には微細な黒鉛
を含み、且つ、金属組織の主体は、靱性を確保するため
パーライトであることが必要である。パーライトの他に
は一部、粒界フェライト、黒鉛粒のまわりに発生するフ
ェライト、ベイナイトが単独で、又は複合で存在してい
ても差し支えない。

【００６０】

【実施例】次に、この発明を、実施例によって更に詳細
に説明する。ここでは、試験１から試験３を行なった。

【００６１】〔試験１〕表１及び表２に、試験に用いた
供試材の化学成分組成、並びに、後述する黒鉛化指数Ｃ
Ｅ、及び固相線温度Ｔ_S を示す。また表３及び表４に
は、主な製造条件及びその試験結果を示す。

【００６２】

【表１】

【００６３】

【表２】

【００６４】

【表３】

【００６５】

【表４】

【００６６】鋼種Ｎo.１〜２３は、化学成分組成に関し
ては本発明の範囲にあり、対応する請求項の番号を併記
した。この内、鋼種Ｎo.１〜２０を用いた試験は、製造
条件も本発明の範囲内にあるから、本発明の範囲内の試
験例である実施例に該当する。そこで、これらをそれぞ
れ実施例Ｎo.１〜２０とした。しかし、鋼種Ｎo.２１〜
２３を用いた試験は、製造条件の内、後述する鋼片の加
熱温度が本発明の範囲外にあるので、本発明の範囲外の
試験例である比較例に該当する。そこで、それぞれ比較
例Ｎo.２１〜２３とした。

【００６７】鋼種Ｎo.２４〜４９は、化学成分組成が本
発明の範囲外にあり、この内、Ｎo.２４〜４５は比較成
分例、Ｎo.４６は従来の球状黒鉛鋳鉄、Ｎo.４７はＳ４
８ＣにＶ：０．１１wt.%、Ｐｂ：０．２０wt.%を添加し
た従来の非調質鋼、Ｎo.４８は従来のＳ５０Ｃ、そして
Ｎo.４９は従来のＳＣＭ８２２である従来成分例であ
る。そして、鋼種Ｎo.２４〜４９を用いた試験の製造条
件は、本発明の範囲内・外の各種のものを含むが、いず
れも試験としては本発明の範囲外の試験例である比較例
に該当する。そこで、これらをそれぞれ比較例Ｎo.２４
〜４９とした。「黒鉛の析出を促進するには、黒鉛化指
数ＣＥが重要であり、他の条件が同じ場合には、ＣＥが
大きい方が黒鉛の析出が促進される。このＣＥは主要元
素については下記の式で表わされる。即ち、 ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９−Ｍｎ／１２−Ｃｒ／９ −Ｍｏ／９−Ｂ＋Ａｌ／６＋Ｔｉ／３＋Ｚｒ／３−Ｖ／３−Ｎｂ／３ --------------------------------（４） 但し、各元素記号：各元素の含有率（wt.%）また黒鉛の
析出は加熱温度、加工度、冷却速度により左右されるの
で、ＣＥによって一義的に決定されるものではない。実
施例においては、ＣＥを１．３０以上となるように成分
を調整した。」これらの化学成分組成の供試材を１３０
トン電気炉により溶製後、連続鋳造又は造塊法により鋳
片とした。鋳片は１６０ｍｍ角の鋼片に分塊圧延後、鋼
片加熱炉にて８１０〜１１５０℃の間の温度に加熱し
て、２２ｍｍ又は１００ｍｍの直径の棒鋼に熱間圧延し
た。

【００６８】熱間圧延後棒鋼は放冷、又はカバー徐冷し
て黒鉛を析出させた。２４ｍｍφ棒鋼の放冷ままの８０
０℃〜６００℃までの平均冷却速度は、約１．７℃／ｓ
ｅｃ、カバー徐冷におけるそれは、０．６℃／ｓｅｃ、
１００ｍｍφ棒鋼の放冷時の冷却速度は、０．２℃／ｓ
ｅｃ、カバー徐冷のそれは０．０６℃／ｓｅｃであっ
た。

【００６９】棒鋼の表面は目視で疵を判定し、黒鉛の状
態、金属組織を光学顕微鏡により調査した。更に、２２
ｍｍφの棒鋼はショックアブソーバ─のピストンロッド
に、１００ｍｍφの棒鋼は建設機械のピストンロッドに
切削により機械加工して、切り屑処理性を判定した。

【００７０】切り屑処理性の判定は、図２に示すよう
に、切り屑が巻き以下で分断しているものを良好として
ランク１、３〜６巻で分断しているものを普通としてラ
ンク２、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。なお、切削は超硬Ｐ２０の切削工
具を用い、切削速度２００ｍ／ｍｉｎで２０ｍｉｎ切削
した。

【００７１】また棒鋼からＪＩＳ４号引張試験片を採取
して、引張試験を行ない、引張強さ、及び伸びを求め
た。なお、比較例Ｎo.４６の球状黒鉛鋳鉄のみは、１０
０ｍｍφの砂型に直接鋳造したインゴットを比較材とし
て用いた。

【００７２】本発明の実施例である実施例Ｎo.１〜２０
は、化学成分組成、圧延加熱温度とも適正であり、圧延
品に割れの発生はない。また、黒鉛粒の大きさは０．５
〜２５μｍの間となっており、黒鉛粒の数は１００個／
ｍｍ² 以上で十分に多い。このため切り屑は、全て２巻
以下に小さく分断した良好な形状を呈していた。また金
属組織はパーライト単相ないしパーライト主体のフェラ
イト＋パーライトの組織になっていた。

【００７３】図３には、実施例Ｎo.１の腐食なしでの検
鏡面での顕微鏡による金属組織を示す。その組織はパー
ライトであり、黒鉛の析出も見られる。図４には、実施
例Ｎo.５の腐食なしでの検鏡面での黒鉛の析出状態を示
す。黒鉛は粒界のみに存在する。図５には、同じく実施
例Ｎo.５の腐食された検鏡面での顕微鏡による金属組織
を示す。その組織は、パーライト主体の粒界フェライト
＋パーライトである。

【００７４】また引張強さも実施例Ｎo.１〜２０はすべ
て、８００Ｎ／ｍｍ² 以上と高く、伸びも１５％以上と
ピストンロッドとして十分な強度、延性を有していた。
以上の実施例に対して比較例Ｎo.２１及び２２は、加熱
温度がＴ_S −５０℃より高かったために、熱間延性が不
足して、棒鋼に割れを生じた。

【００７５】また比較例Ｎo.２３は、加熱温度が８００
℃未満であったため、やはり熱間延性が不足して、棒鋼
に割れを生じた。比較例Ｎo.２４は、Ｃ量が本発明を外
れて低く、ＣＥも低かったので、黒鉛の析出は見られな
かった。このため切削試験において切り屑が長くつなが
ってしまい、機械を停止して切り屑を除去する必要があ
った。

【００７６】比較例Ｎo.２５は、逆にＣ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。比較例Ｎo.２６は、Ｓｉが本発明を外れて低く、
このため炭素当量ＣＥが小さくなり、黒鉛の析出は見ら
れなかった。

【００７７】比較例Ｎo.２７は、Ｓｉが本発明を外れて
高く、このため熱間延性が不足して、棒鋼に割れを生じ
た。比較例Ｎo.２８は、Ｃｕが本発明より高く、加熱温
度もＣｕの融点の１０８３℃より高かったため、Ｃｕ融
体が粒界の侵入して、熱間延性が低下し、割れを発生し
た。

【００７８】比較例Ｎo.２９は、Ｎｉが本発明より高
く、延性不足で、棒鋼に割れを発生した。比較例Ｎo.３
０は、Ｍｎが本発明より高いため、ＣＥが低くなって、
黒鉛の析出はみられなかった。

【００７９】比較例Ｎo.３１は、Ｐが本発明より高く、
熱間延性が不足して、棒鋼に割れを生じた。比較例Ｎo.
３２は、Ｓが本発明より高く、このため黒鉛の析出が起
こらなかった。

【００８０】比較例Ｎo.３３は、Ｃｒが本発明より高
く、このため熱間延性が不足して、棒鋼に割れを生じ
た。比較例Ｎo.３４は、Ｍｏが本発明より高く、やはり
棒鋼に割れを生じた。

【００８１】比較例Ｎo.３５は、Ｂ、Ｎが本発明より高
く、多量のＢＮが析出して延性不足のために割れを生じ
た。比較例Ｎo.３６はＴｉが、比較例Ｎo.３７はＺｒ
が、比較例Ｎo.３８はＶが、比較例Ｎo.３９は、Ａｌ
が、比較例Ｎo.４０はＮｂが、いずれも本発明の範囲よ
り高く、このため延性不足のため棒鋼に割れが発生し
た。

【００８２】また、比較例Ｎo.４１はＣａが、比較例Ｎ
o.４２はＭｇが、比較例Ｎo.４３はＲＥＭが、本発明よ
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Ｎo.４４、比較例Ｎo.４５は、化学
成分は本発明の範囲内であるが、ＣＥが本発明の範囲を
外れて低かったため、黒鉛の析出がみられなかった。そ
のため、切り屑処理性のランクは３で悪かった。

【００８４】比較例Ｎo.４６は、従来の球状黒鉛鋳鉄の
例であり、接種材としてのＭｇを含んでいる。本鋳造品
の表面には０．１０ｍｍ程度の小穴がいくつか存在し、
機械部品としては好ましい状態ではなかった。また引張
強さは適当であるが、伸びが５％と延性に劣るものであ
った。

【００８５】比較例Ｎo.４７は、従来の非調質鋼の例で
あるが、これは諸特性は特に問題なく、またＰｂを含有
しているため、切り屑処理性も良好であった。しかし環
境保護の観点からこのＰｂは使用しない方向で部品を製
造することが今後求められる。

【００８６】比較例Ｎo.４８は、従来のＳ５０Ｃの例で
あり、Ｐｂを含まないため、切り屑処理性は劣る。また
引張強さが７００Ｎ／ｍｍ² 程度とやや不足しており、
焼入れ焼戻しを施して、引張強さを高める必要があっ
た。

【００８７】比較例Ｎo.４９は、歯車用のＳＣＭ８２２
の例であり、これについては後述する試験３における比
較例Ｎo.４９Ｄで説明する。以上述べたように、本発明
によれば、従来の非調質棒鋼に匹敵する強度、延性を有
する無鉛の非調質快削棒鋼を製造することができる。

【００８８】〔試験２〕表１に示した成分が本発明の範
囲内にある鋼種Ｎo.３及び１７のＡグループ、並びに、
表２に示した成分が本発明の範囲外にある鋼種Ｎo.４
７、４８及び４６のＢグループの鋼について下記の通り
試験を行なった。Ａグループの試験は本発明の範囲内の
ものであり、それぞれを実施例Ｎo.３Ａ、１７Ａとよ
び、またＢグループの試験は本発明の範囲外のものであ
り、それぞれを比較例Ｎo.４７Ｂ、４８Ｂ、４６Ｂとよ
ぶ。

【００８９】実施例Ｎo.３Ａ及び１７Ａの１００ｍｍφ
棒鋼を用いて、１０００℃に加熱後、クランクシャフト
に熱間鍛造し、扇風機により空冷した。また、比較例Ｎ
o.４７Ｂでは従来の非調質鋼の、そして比較例Ｎo.４８
Ｂでは従来のＳＣ材のそれぞれ１００ｍｍφ棒鋼を変形
抵抗が大きいので１２５０℃に加熱して同一形状のクラ
ンクシャフトに熱間鍛造し、やはり扇風機により空冷し
た。また更に、比較のために比較例Ｎo.４６Ｂでは、従
来の球状黒鉛鋳鉄を同じ形状のクランクシャフトに直接
鋳造して、凝固させた。

【００９０】被削性試験として、これらの鍛造品及び鋳
造品を外周切削したのち、油穴を小径深穴ドリルによ
り、３ｍｍ径の穴を明けた。その時の切り屑の形態は実
施例Ｎo.３Ａ及び１７Ａ、並びに、比較例Ｎo.４６Ｂ及
び４７Ｂは、２巻き以下の細かく分断した良好な切り屑
であったが、Ｐｂを含有しない比較例Ｎo.４８Ｂのみは
切り屑が１０巻き以上に長くつながり、ドリル折損が多
発した。

【００９１】疲労試験として、製造されたクランクシャ
フトを曲げ疲労試験にかけて試験した。実施例Ｎo.３Ａ
の疲労強度は５００Ｎ／ｍｍ² 、実施例Ｎo.１７Ａの疲
労強度は５３０Ｎ／ｍｍ² 、比較例Ｎo.４７Ｂの疲労強
度は５００Ｎ／ｍｍ² と良好な強度を有していた。

【００９２】これに対して比較例Ｎo.４６Ｂの球状黒鉛
鋳鉄では４２０Ｎ／ｍｍ² の疲労強度しかなかった。こ
れは、鋳鉄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。また比較例Ｎo.４８ＢのＳ５０Ｃの疲労強度も４３
０Ｎ／ｍｍ² 程度しかなかった。そこでこれに対しては
８７０℃焼入れ後５８０℃焼戻しを施したところ、疲労
強度は５２０Ｎ／ｍｍ² まで向上させることができた。

【００９３】また、実施例Ｎo.３Ａ及び１７Ａの上記ク
ランクシャフトについて、黒鉛の平均粒径及び黒鉛粒の
数を測定した。いずれの実施例においても、この発明の
要件を満たすものであった。

【００９４】以上示したように、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、被削性は鉛快削鋼や球状黒鉛鋳鉄と同等であり、ま
たその特性は、従来の球状黒鉛鋳鉄を上回り、焼入れ焼
戻し材相当の高い疲労強度を有している。

【００９５】〔試験３〕表１に示した成分が本発明の範
囲内にある鋼種Ｎo.１及び５のＣグループ、並びに、表
２に示した成分が本発明の範囲外にある鋼種Ｎo.４９及
び４６のＤグループの鋼について下記の通りの試験を行
なった。Ｃグループの試験は本発明の範囲内のものであ
り、それぞれ実施例Ｎo.１Ｃ、５Ｃとよび、Ｄグループ
の試験は本発明の範囲外のものであり、それぞれ比較例
Ｎo.４９Ｄ、４６Ｄとよぶ。

【００９６】実施例Ｎo.１Ｃ及び５Ｃ、並びに、従来の
ＳＣＭ８２２による比較例４９Ｄでは、鋼片を１００ｍ
ｍ棒鋼に圧延し、外径２２０ｍｍφのデファレンシャル
ドライブギアに熱間鍛造し、そのまま放冷した。また従
来の球状黒鉛鋳鉄による比較例Ｎo.４６Ｄでは、同一形
状のギア砂型に直接鋳込んだ。

【００９７】実施例Ｎo.１Ｃ、５Ｃのギア素材はそのま
まホブ盤にて歯車に切削加工し、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。ＳＣＭ８２
２による比較例Ｎo.４９Ｄでは、鍛造ままの組織がベイ
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９２０℃×２．５時間→６５０℃×
１時間のサイクル焼鈍をして軟化させた後、切削加工し
た。その後表面を硬化せさるため、９２０℃×５時間→
８４０℃×４０分の浸炭焼入れ処理を行って表面を硬化
させた。また、比較例Ｎo.４６Ｄでは、球状黒鉛鋳鉄を
型から取り出して、直接切削加工したのち、９００℃×
１時間→２４０℃×２時間ソルト浴浸漬のオーステンパ
ー処理を施した。

【００９８】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。また、各熱処
理を施したギアを疲労試験に供した。本発明鋼を使用し
た実施例Ｎo.１Ｃ及び５Ｃのガス軟窒化ギアの歯元曲げ
疲労強度は、４４０Ｎ／ｍｍ² であり、比較例Ｎo.４９
ＤのＳＣＭ８２２の浸炭焼入れギアの疲労強度も４４０
Ｎ／ｍｍ² であった。しかしながら、比較例Ｎo.４６Ｄ
の球状黒鉛鋳鉄のオーステンパー処理材の疲労強度は３
２０Ｎ／ｍｍ² と低いものであった。

【００９９】熱処理後のギアの変形は歯車かみ合い時の
騒音の原因となるため、各ギアのドライヴ側のプレッシ
ャ−アングルの変形量を測定した。浸炭焼入れ材のアン
グルのずれは１３分（１分は１°の６０分の１）であっ
たが、軟窒化材は１分と殆ど変形のないものであった。
またオーステンパー材は熱処理直後の変形は３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
を超えると１９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】なお、実施例Ｎo.１Ｃ及び５Ｃの上記ギア
素材について、黒鉛の平均粒径及び黒鉛粒の数を測定し
た結果、いずれも、本発明の要件を満たしていた。以上
の通り、実施例１Ｃ及び実施例５Ｃによれば、ギアに軟
化焼鈍を施さなくても、被削性は良好であり、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】

【発明の効果】以上述べたように、この発明によれば、
原料として、Ｃｕ、Ｎｉ等の不純物の多い低級なスクラ
ップを使用し、且つ、有毒なＰｂを用いることなく、被
削性に優れ、また疲労強度、伸び特性に優れた熱間加工
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。このような、快削性に優れた熱間加工鋼材及び製品
並びにそれらの製造方法を提供することができ、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】２．０wt.%Ｓｉを含有する時のＦｅ−Ｃ系状態
図である。

【図２】切削加工における切り屑の形態分類を示す図で
ある。

【図３】実施例Ｎo.１の腐食なしでの検鏡面での顕微鏡
による金属組織を示す図である。

【図４】実施例Ｎo.５の腐食なしでの検鏡面での黒鉛の
析出状態を示す図である。

【図５】実施例Ｎo.５の腐食された検鏡面での顕微鏡に
よる金属組織を示す図である。

【図６】歯車の歪みを説明する概略縦断面図である。

【符号の説明】

１ プレッシャーアングルの角度変位 ２ 歯車

Claims (8)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】Ｃ ：０．８０〜１．７０wt.%、 Ｓｉ：０．７０〜２．５０wt.%、 Ｃｕ：０．０１〜０．５０wt.%、 Ｎｉ：０．０１〜２．０wt.%、 Ｐ ：０．０５０wt.%以下、 Ｓ ：０．０５０wt.%以下、 Ｏ ：０．００３０wt.%以下、及び、 Ｎ ：０．０１５wt.%以下 を含有し、残部鉄（Ｆｅ）および不可避的不純物からな
   り、下記（１）式： ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９ ----------------（１） 但し、各元素記号：各元素の含有率（wt.%）で算出され
   る黒鉛化指数ＣＥが、下記（２）式： ＣＥ≧１．３０ ----------------------------------------（２） を満たす化学成分組成を有し、且つ、熱間加工された
   後、室温まで冷却された、熱間加工鋼材及び前記鋼材を
   素材とした製品であって、平均粒径が０．５μｍ以上の
   黒鉛が１００個／ｍｍ² 以上析出し、且つ金属組織の主
   体がパーライトであることを特徴とする、快削性に優れ
   た熱間加工鋼材及び製品。
2. 【請求項２】 請求項１記載の発明において、前記黒鉛
   化指数ＣＥの算出式として、下記（３）式： ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９−Ｍｎ／１２−Ｃｒ／９ −Ｍｏ／９−Ｂ --------------------------------（３） 但し、各元素記号：各元素の含有率（wt.%）を用い、そ
   して、前記鋼材及び前記製品の化学成分組成に、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
   種が、更に付加されて含まれていることを特徴とする、
   快削性に優れた熱間加工鋼材及び製品。 Ｍｎ：０．０１〜１．０wt.%、 Ｃｒ：０．０１〜１．０wt.%、 Ｍｏ：０．０１〜０．５０wt.%、及び、 Ｂ ：０．０００５〜０．０１０wt.%。
3. 【請求項３】 請求項１又は請求項２記載の発明におい
   て、前記黒鉛化指数ＣＥの算出式として、下記（４）
   式： ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９−Ｍｎ／１２−Ｃｒ／９ −Ｍｏ／９−Ｂ＋Ａｌ／６＋Ｔｉ／３＋Ｚｒ／３−Ｖ／３−Ｎｂ／３ --------------------------------（４） 但し、各元素記号：各元素の含有率（wt.%）を用い、そ
   して、前記鋼材及び前記製品の化学成分組成に、下記５
   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
   種が、更に付加されて含まれていることを特徴とする、
   快削性に優れた熱間加工鋼材及び製品。 Ａｌ：０．０１〜０．５０wt.%、 Ｔｉ：０．０１〜０．５０wt.%、 Ｚｒ：０．０１〜０．５０wt.%、 Ｖ ：０．０１〜０．３０wt.%、及び、 Ｎｂ：０．０１〜０．３０wt.%。
4. 【請求項４】 請求項１、請求項２、又は請求項３記載
   の発明において、前記黒鉛化指数ＣＥの算出式として、
   下記（４）式： ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９−Ｍｎ／１２−Ｃｒ／９ −Ｍｏ／９−Ｂ＋Ａｌ／６＋Ｔｉ／３＋Ｚｒ／３−Ｖ／３−Ｎｂ／３ --------------------------------（４） 但し、各元素記号：各元素の含有率（wt.%）を用い、そ
   して、前記鋼材及び前記製品の化学成分組成に、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
   種が、更に付加されて含まれていることを特徴とする、
   快削性に優れた熱間加工鋼材及び製品。 Ｃａ：０．００１０〜０．０１００wt.%、 Ｍｇ：０．００１０〜０．１０wt.%、及び、 ＲＥＭ：０．００１０〜０．１０wt.%。
5. 【請求項５】Ｃ ：０．８０〜１．７０wt.%、 Ｓｉ：０．７０〜２．５０wt.%、 Ｃｕ：０．０１〜０．５０wt.%、 Ｎｉ：０．０１〜２．０wt.%、 Ｐ ：０．０５０wt.%以下、 Ｓ ：０．０５０wt.%以下、 Ｏ ：０．００３０wt.%以下、及び、 Ｎ ：０．０１５wt.%以下 を含有し、残部鉄（Ｆｅ）および不可避的不純物からな
   り、下記（１）式： ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９ ----------------（１） 但し、各元素記号：各元素の含有率（wt.%）で算出され
   る黒鉛化指数ＣＥが、下記（２）式： ＣＥ≧１．３０ ----------------------------------------（２） を満たす化学成分組成を有する鋼片又は鋼材を、前記鋼
   片又は前記鋼材の固相線温度より５０℃低い温度を上限
   とし、８００℃を下限とする温度範囲内に加熱した後、
   熱間加工し、そして室温まで冷却し、こうして得られた
   熱間加工鋼材に平均粒径が０．５μｍ以上の黒鉛を１０
   ０個／ｍｍ² 以上析出させ、且つ、前記熱間加工鋼材の
   金属組織の主体をパーライトとなすことを特徴とする、
   快削性に優れた熱間加工鋼材及び製品の製造方法。
6. 【請求項６】 請求項５記載の発明において、前記黒鉛
   化指数ＣＥの算出式として、下記（３）式： ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９−Ｍｎ／１２−Ｃｒ／９ −Ｍｏ／９−Ｂ --------------------------------（３） 但し、各元素記号：各元素の含有率（wt.%）を用い、そ
   して、前記鋼片又は前記鋼材として、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、更に
   付加されて含まれているものを用いることを特徴とす
   る、快削性に優れた熱間加工鋼材及び製品の製造方法。 Ｍｎ：０．０１〜１．０wt.%、 Ｃｒ：０．０１〜１．０wt.%、 Ｍｏ：０．０１〜０．５０wt.%、及び、 Ｂ ：０．０００５〜０．０１０wt.%。
7. 【請求項７】 請求項５又は請求項６記載の発明におい
   て、前記黒鉛化指数ＣＥの算出式として、下記（４）
   式： ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９−Ｍｎ／１２−Ｃｒ／９ −Ｍｏ／９−Ｂ＋Ａｌ／６＋Ｔｉ／３＋Ｚｒ／３−Ｖ／３−Ｎｂ／３ --------------------------------（４） 但し、各元素記号：各元素の含有率（wt.%）を用い、そ
   して、前記鋼片又は前記鋼材として、下記５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、更に
   付加されて含まれているものを用いることを特徴とす
   る、快削性に優れた熱間加工鋼材及び製品の製造方法。 Ａｌ：０．０１〜０．５０wt.%、 Ｔｉ：０．０１〜０．５０wt.%、 Ｚｒ：０．０１〜０．５０wt.%、 Ｖ ：０．０１〜０．３０wt.%、及び、 Ｎｂ：０．０１〜０．３０wt.%。
8. 【請求項８】 請求項５、請求項６、又は請求項７記載
   の発明において、前記黒鉛化指数ＣＥの算出式として、
   下記（４）式： ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９−Ｍｎ／１２−Ｃｒ／９ −Ｍｏ／９−Ｂ＋Ａｌ／６＋Ｔｉ／３＋Ｚｒ／３−Ｖ／３−Ｎｂ／３ --------------------------------（４） 但し、各元素記号：各元素の含有率（wt.%）を用い、そ
   して、前記鋼片又は前記鋼材として、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、更に
   付加されて含まれているものを用いることを特徴とす
   る、快削性に優れた熱間加工鋼材及び製品の製造方法。 Ｃａ：０．００１０〜０．０１００wt.%、 Ｍｇ：０．００１０〜０．１０wt.%、及び、 ＲＥＭ：０．００１０〜０．１０wt.%。