JPH11293389A

JPH11293389A - 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

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Publication number: JPH11293389A
Application number: JP9608098A
Authority: JP
Inventors: Toyoaki Eguchi; 豊明江口
Original assignee: NKK Bars and Shapes Co Ltd
Current assignee: JFE Bars and Shapes Corp
Priority date: 1998-04-08
Filing date: 1998-04-08
Publication date: 1999-10-26
Anticipated expiration: 2018-04-08
Also published as: JP3874533B2

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：０．０１〜２．０wt.
%、Ｎｉ：０．０１〜２．０wt.%、Ｃａ：０．０００５
〜０．０１００wt.%、Ａｌ：０．００１〜０．１０wt.
%、Ｐ、Ｓ、Ｏ、Ｎ：所定値以下、残部鉄及び不可避不
純物、Ｎｉ／Ｃｕ≧０．２、黒鉛化指数１．３０以下の
鋼材を、上記ＣｕとＮｉとの含有比率のＣｕ−Ｎｉ合金
の固相線温度未満であって、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、自動車や産業機械の部品
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等との複合効果に
より被削性が極めて良好で、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は自
動車、電気製品の廃材が多量に混入する。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】スクラップ品位の低級化により鋼材の延性
低下も懸念されており、これら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く
なって、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。したが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
ンロッドなどにおいては、圧延棒鋼の外周を直接切削し
てのち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と
もに、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、カムシャフト、ハイポイドギア、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ともに、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、鋼に求められる被削性として
は、切削工具の寿命が長く、且つ切り屑の処理性が良い
ことが重要である。今日の切削は、生産性を高めるた
め、従来より極めて高速で行われるため、工具の摩耗が
従来より大きくなって、工具寿命に優れた快削鋼が求め
られている。

【０００６】また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。こ
のため切り屑が適当な大きさに細かく分断するような、
処理性に優れた快削鋼が求められている。

【０００７】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。

【０００８】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。

【０００９】しかしながら、鉛快削鋼の切り屑は小さく
カールして、切削応力が工具の刃先に集中する結果、す
くい面の摩耗が大きくなり、切削工具の寿命は必ずしも
長いとはいえない。

【００１０】また、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、これら元素は単独では、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。

【００１１】一方黒鉛は鋳鉄にみられる如く、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、鋼材に黒鉛の析出を得る
のは容易ではない。従来の発明における炭素０．１０〜
１．５wt.%を有する鋼の場合には、例えば特開平２−１
０７７４２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または方
法が開示されている。

【００１２】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。

【００１３】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。

【００１４】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。

【００１５】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、従来鋼の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材料の信頼性が劣るのが欠点であ
り、鋳造方法ならびに製品の超音波検査に厳重な注意を
払う必要がある。

【００１６】

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

【００１７】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。

【００１８】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。

【００１９】

【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超快削鋼製品の開
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。

【００２０】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：０．０１〜２．０wt.%、Ｎｉ：
０．０１〜２．０wt.%、Ｃａ：０．０００５〜０．０１
００wt.%、Ａｌ：０．００１〜０．１０wt.%、Ｐ：０．
０５０wt.%以下、Ｓ：０．０５０wt.%以下、Ｏ：０．０
０５０wt.%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、且
つ、Ｎｉ含有率とＣｕ含有率とのwt.%比Ｎｉ／Ｃｕが、
下記（１）式：Ｎｉ／Ｃｕ≧０．２ ------（１）を満
たし、そして、下記（２）式：ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９＋Ａｌ／６ --------（２）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（３）式：ＣＥ≧１．３０ ------（３）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、熱間加工鋼材及びこの熱間加工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、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 ------（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。

【００２１】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、黒鉛化指数ＣＥの算出式として、下記（５）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 ------（５）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、Ｔ
ｉ：０．００１〜０．１０wt.%、Ｚｒ：０．００１〜
０．１０wt.%、Ｖ：０．００５〜０．３０wt.%、及
び、Ｎｂ：０．００５〜０．３０wt.%を指す。

【００２２】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、黒鉛化指数ＣＥの算出式として、下記
（５）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 ------（５）但し、各元素記号：各元素の含有率（wt.%）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２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２種の化学成分組成とは、Ｍｇ
：０．００１０〜０．１０wt.%、及び、ＲＥＭ：０．
００１０〜０．１０wt.%を指す。

【００２３】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〜
２．０wt.%、Ｎｉ：０．０１〜２．０wt.%、Ｃａ：０．
０００５〜０．０１００wt.%、Ａｌ：０．００１〜０．
１０wt.%、Ｐ：０．０５０wt.%以下、Ｓ：０．０５０w
t.%以下、Ｏ：０．００５０wt.%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、且つ、Ｎｉ含有率とＣｕ含有率との
wt.%比Ｎｉ／Ｃｕが、下記（１）式：Ｎｉ／Ｃｕ≧０．
２ ------（１）を満たし、そして、下記（２）式：ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９＋Ａｌ／６ --------（２）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（３）式：ＣＥ≧１．３０ ------（３）を満たす化学成分組成を有する鋼片又は鋼材を、上記Ｃ
ｕ含有率と上記Ｎｉ含有率との比率に等しい組成のＣｕ
とＮｉとの合金の固相線温度未満の温度であって、且
つ、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１００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。

【００２４】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、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 ------（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。

【００２５】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、黒鉛化指数ＣＥの算出式として、下記
（５）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 --------（５）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、
Ｔｉ：０．００１〜０．１０wt.%、Ｚｒ：０．００１〜
０．１０wt.%、Ｖ：０．００５〜０．３０wt.%、及
び、Ｎｂ：０．００５〜０．３０wt.%を指す。

【００２６】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、記黒鉛化指数ＣＥの算出式
として、下記（５）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 --------------------------------（５）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２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２種の化学成分組成とは、
Ｍｇ：０．００１０〜０．１０wt.%、及び、ＲＥＭ：
０．００１０〜０．１０wt.%を指す。

【００２７】

【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。

【００２８】（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。

【００２９】（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。

【００３０】（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。Ｃｕ
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の融点は約１０８３℃であるため、こ
の融点未満で熱間加工すれば、Ｃｕが粒界に侵入して熱
間延性を低下させることは防止できる。

【００３１】しかし、１０８３℃未満という低温での熱
間加工では、材料の変形抵抗の増大を伴い、圧延機や工
具に過大な負荷がかかるため、従来の鋼では実用化され
るに至っておらず、変形抵抗の小さい鋼を開発する必要
がある。

【００３２】さて一方、ＣｕはＣｕ₂Ｓ、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Ｃ
ｕ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２．０wt.%を超えると、鋼中へ
の固溶限を超えてしまうため、未溶解Ｃｕが残存して熱
間延性を低下させ、表面疵の発生を助長するので、Ｃｕ
含有率は０．０１〜２．０wt.%の間とする。

【００３３】（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。

【００３４】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。

【００３５】ここで、ＣｕとＮｉを併用する場合、Ｎｉ
／Ｃｕの重量wt.%比は０．２以上とする理由は次の通り
である。上述した通り、ＣｕがＮｉと合金化すると、固
相線温度が上昇する。鋼材の加熱温度が、このＣｕ−Ｎ
ｉ合金の固相線温度よりも高いと、熱間延性が低下し、
表面疵や割れが発生するので、加熱温度の上限は、Ｃｕ
−Ｎｉ合金の固相線温度未満にする必要がある。一方、
本発明の鋼材の加熱温度は、後で説明するように、最適
加工温度を、鋼材の固相線温度から定める約１１６５℃
までさげることができ、従来の機械構造用鋼の加工温度
より約２００℃低下することができる。そこで、鋼材加
熱中のＣｕ融体の生成を防止して、上記最適加工温度の
低下を実施することができるようにするために、Ｃｕ
（融点：１０８３℃）をＣｕ−Ｎｉ合金化してこの固相
線温度を高める必要がある。

【００３６】本発明者等は実験を重ねた結果、表面疵発
生を防止するためには、Ｎｉ／Ｃｕのwt.%比を、０．２
以上にすることが必要であると判断した。Ｎｉ／Ｃｕの
wt.%比が０．２のとき、この合金の融点は約１１４５℃
となり、Ｃｕの融点を約６０℃高めることができること
がわかった。

【００３７】（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。

【００３８】（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。

【００３９】（７）カルシウム（Ｃａ）Ｃａは、Ｓｉ−Ａｌ−Ｏ系介在物に混じって、Ｃａ−Ｓ
ｉ−Ａｌ−Ｏ系の融点約１２００℃の低融点介在物を形
成する。この低融点介在物は高速切削時の温度上昇に伴
って溶融し、工具の逃げ面、すくい面に薄く付着する、
いわゆるベラーグを形成して、工具の摩耗の進行を抑
え、工具寿命を延長する。

【００４０】また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。こうした目的のためにはＣａは０．０００
５％以上添加する必要があるが、０．０１０％を超えて
添加しても効果は飽和する。従って、Ｃａ含有率の範囲
は０．０００５〜０．０１０wt.%の間とする。

【００４１】（８）アルミニウム（Ａｌ）Ａｌは、Ｃａ、ＳｉともとにＣａ−Ｓｉ−Ａｌ−Ｏ系の
介在物を形成する。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
０．００１％以上添加する必要がある。しかし０．１０
％を超えると、Ｃａ−Ｓｉ−Ａｌ−Ｏ系介在物中のＡｌ
の割合が高くなって融点が上昇し、ベラーグを形成する
のが困難になる。従って、Ａｌ含有率の範囲は０．００
１〜０．１０wt.%の間とする。

【００４２】（９）酸素（Ｏ）Ｏは、鋼中のＳｉ、Ａｌ、Ｃａとの間にＣａ−Ｓｉ−Ｏ
系の酸化物系介在物を生成する。しかし、Ｏは黒鉛化を
阻害する元素であり、その含有量が０．００５０wt.%を
超えると、黒鉛化を促進する元素を多量に添加する必要
がある。従って、Ｏ含有率は０．００５０wt.%以下に限
定する。

【００４３】（１０）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
るほか、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.%以下に限定する。

【００４４】（１１）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
析出を大きく阻害する元素でもある。従って、Ｍｎを
１．０wt.%以下の範囲で含有させることが望ましい。

【００４５】（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.%の間で含有させることが望ましい。

【００４６】（１３）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.%の間で含有させることが望ま
しい。

【００４７】（１４）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含有率を０．０００５〜
０．０１０wt.%の間で含有させることが望ましい。

【００４８】（１５）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０．００１wt.%未満
ではその効果は小さく、一方、０．１０wt.%を超えて添
加すると、硬いＴｉＮ、ＴｉＣが多量に生成して、工具
の摩耗を促進する。従って、Ｔｉを０．００１〜０．１
０wt.%の間で含有させることが望ましい。

【００４９】（１６）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０．００１wt.%未満ではその効果は小さく、一方
０．１０wt.%を超えて添加すると、工具の摩耗を促進す
る。従って、Ｚｒを０．００１〜０．１０wt.%の間で含
有させることが望ましい。

【００５０】（１７）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。
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．
００５wt.%未満ではその効果は小さい。一方、Ｖは黒鉛
の析出を阻害する元素であり、０．３０wt.%を超えて添
加すると、黒鉛化促進元素を多量に必要とする。従っ
て、Ｖを０．００５〜０．３０wt.%の間で含有させるこ
とが望ましい。

【００５１】（１８）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
とともに、降伏応力を高める。Ｎｂの炭窒化物は１１５
０℃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０．００５wt.%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、黒鉛
の析出を阻害して、黒鉛化促進元素を多量に必要とす
る。従って、Ｎｂを０．００５〜０．３０wt.%の間で含
有させることが望ましい。

【００５２】（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.%の間で含有させることが望ましい。（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
で含有させることが望ましい。

【００５３】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。

【００５４】（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（５）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 --------------------------------（５）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。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。

【００５５】（２２）加工品の組織熱間圧延した棒鋼、熱間鍛造したクランクシャフト等の
製品には快削性を確保するために、微細な黒鉛を含むほ
か、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。

【００５６】（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。これは加工時の加熱温度が適正ならば、鋼が高
温に保持されている間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。しかし過度の高温に長時間保持すると、高温保持
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。

【００５７】この発明においては、鋼材の加熱温度の上
限を、当該鋼材中のＣｕとＮｉとの含有率（wt.%）の比
率に等しい組成のＣｕとＮｉとの合金（「Ｃｕ−Ｎｉ合
金」）の固相線温度と、当該鋼材の固相線温度より５０
℃だけ低い温度とを比較し、低い方の温度を採用する。
但し、前者のＣｕ−Ｎｉ合金の固相線温度の方が低い場
合には、加熱温度の上限としては、Ｃｕ−Ｎｉ合金の固
相線温度未満の温度としている。上記限定理由は、次の
通りである。

【００５８】先ず、鋼材の加熱温度が、鋼材の固相線温
度Ｔ_Sより５０℃だけ低い温度、即ち、（Ｔ_S−５０）
℃を超えると、鋼材の熱間延性が急激に低下して、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。よって、加熱温度は、（Ｔ_S
−５０）℃以下でなければならない。

【００５９】他方、鋼材の加熱温度が上記（Ｔ_S−５
０）℃以下であっても、表層部のＦｅが選択的に酸化さ
れ、残存して濃化したＣｕとＮｉとが合金化し、こうし
て生成したＣｕ−Ｎｉ合金の融体がオーステナイト粒界
に侵入して、熱間延性を低下させたり、表面疵や割れを
発生させるのを防止しなければならない。よって、鋼材
加熱温度は、当該鋼材中のＣｕとＮｉとの含有率（wt.
%）の比率に等しい組成のＣｕ−Ｎｉ合金の固相線温度
よりも、低くしなければならない。

【００６０】以上より、鋼材加熱温度の上限値は、鋼材
中の（Ｃｕ含有率（wt.%））／（Ｎｉ含有率（wt.%））
の比率に等しい組成のＣｕ−Ｎｉ合金の固相線温度未満
であって、且つ、鋼材の固相線温度より５０℃低い温度
とすべきである。なお、鋼片の加熱温度の上限値も、鋼
材の場合と全く同じ理由により、鋼材の加熱温度の上限
値と同じである。

【００６１】上記において、鋼材の加熱温度の上限が、
当該鋼材の固相線温度（鋼を加熱したときに、液相が生
成し始める温度）より５０℃だけ低い温度（Ｔ_S−５
０）℃まで許容された場合の作用・効果について説明す
る。例えば１．２wt.%Ｃ−１．５wt.%Ｓｉ鋼について、
加熱温度の上限値を考えると、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.%）を表わ
す、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）℃＝１２１５−５
０＝１１６５℃となる。なお、この鋼材の共晶温度は約
１１４０℃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Ｔ_Sの計算値が１１４０℃
を下回った場合でも、現実の固相線温度は１１４０℃以
上となる。

【００６２】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。

【００６３】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。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、本発明鋼材の固相線
温度を正確に求めることはできないが、鋼材の固相線温
度の低下に及ぼすＣ含有率の影響、及び、本発明におけ
る鋼片又は鋼材の固相線温度Ｔ_Sより５０℃だけ低い温
度（（Ｔ_S−５０）℃）を、実用的に推定するために役
立つ。同図中に、Ｃ＝０．８０〜１．７０wt.%における
８００℃以上、（Ｔ_S−５０）℃以下の温度領域を斜線
部で示した。

【００６４】例えば、上記１．２wt.%Ｃ−１．５wt.%Ｓ
ｉ鋼の場合で、（固相線温度Ｔ_S−５０）℃が１１６５
℃という温度水準は、Ｃｕの融点１０８３℃にかなり近
く、更に、この発明においては、ＣｕにＮｉが合金化す
ることにより、Ｃｕ−Ｎｉ合金の固相線温度は上昇する
ので、鋼材の（Ｔ_S−５０）℃＝１１６５℃は、Ｃｕ−
Ｎｉ合金の固相線温度に一層近づき、Ｃｕ−Ｎｉ合金の
固相線温度近傍での低温加工を可能ならしめる。従っ
て、１．２wt.%Ｃ−１．５wt.%Ｓｉ鋼は、低変形抵抗の
鋼であるということができる。

【００６５】図２に、Ｃｕ−Ｎｉ２元系平衡状態図を例
示し、この発明における鋼材のＣｕとＮｉとの含有率
（wt.%）の比率の範囲である、下記（６）、（７）及び
（１）式：Ｃｕ：０．０１〜２．０wt.% ------------（６）Ｎｉ：０．０１〜２．０wt.% ------------（７）Ｎｉ／Ｃｕ≧０．２ ------------（１）を満たす条件下において、Ｃｕ−Ｎｉ合金中のＮｉの含
有率（wt.%）（これを、「Ｃ_Ni」で表記する）：Ｃ_Ni＝〔Ｎｉ（wt.%）／｛Ｃｕ（wt.%）＋Ｎｉ（wt.
%）｝〕×１００（wt.%）に換算すると、１６．７wt.%≦Ｃ_Ni≦９９．５wt.%--------（８）が得られる。Ｃ_Niのとり得る範囲を、同図に矢印範囲で
記入した。なお、ＮｉとＣｕの含有率比率が、Ｎｉ／Ｃ
ｕ＝０．２を満たす限り、Ｃｕ、Ｎｉの含有率のいかん
にかかわらず常に、Ｃｕ−Ｎｉ合金中のＮｉの含有率Ｃ
_Niは、Ｃ_Ni＝１６．７wt.%となる。これからわかるよう
に、この発明の鋼材を加熱中に生成するＣｕ−Ｎｉ合金
の固相線温度は、おおよそ、１１４５〜１４５１℃の範
囲内にある。上記により、当該鋼材の（Ｔ_S−５０）℃
とＣｕ−Ｎｉ合金の固相線温度との差が容易に算出さ
れ、Ｃｕ−Ｎｉ合金の固相線温度の方が低くても、その
差が縮小されることがよくわかる。また、Ｃｕ−Ｎｉ合
金の固相線温度の方が鋼材の（Ｔ_S−５０）℃よりも高
い場合には、当然ながらＣｕ−Ｎｉ合金は加熱保持中に
溶融しないので、オーステナイト粒界に侵入することは
ない。

【００６６】次に、鋼材加工時の材料温度は８００℃以
上でないと変形抵抗が増大し、鍛造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ので、
８００℃以上に確保する必要がある。

【００６７】以上により、鋼材の加熱温度は、Ｃｕ−Ｎ
ｉ合金の融点未満であって、且つ鋼材の固相線温度−５
０℃以下、８００℃以上の間の温度とする。（２４）黒鉛の粒径粒状に析出した黒鉛の平均粒径が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
への寄与は小さい。したがって黒鉛の平均粒径は０．５
μｍ以上とする。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、黒鉛の粒径は３０μｍ以下が望ましい。

【００６８】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、球状でも粒状でもよ
く、厚さ／長さ比が５以下ならば特に差し支えはない。（２５）黒鉛の数単位面積当たりの黒鉛の数を多くすることは、切り屑を
小さく分断させるのに重要である。その数が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。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とき、その数はおおよそ１００〜１
０００個の間であるが、０．５〜５μｍの径の黒鉛の場
合には、おおよそ３０００〜５００００個に達する。

【００６９】

【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。

【００７０】〔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。

【００７１】

【表１】

【００７２】

【表２】

【００７３】

【表３】

【００７４】

【表４】

【００７５】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とよぶ。

【００７６】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、鋼種Ｎo.２４〜４５は比
較成分例であり、鋼種Ｎo.４６は従来の球状黒鉛鋳鉄、
鋼種Ｎo.４７はＳ４８ＣにＶ：０．１０wt.%、Ｐｂ：
０．２２wt.%を添加した従来の非調質鋼、鋼種Ｎo.４８
は従来のＳ５０Ｃの硫黄添加鋼、そして鋼種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
よぶ。

【００７７】ここで、鋼材の製造過程で黒鉛の析出を促
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、下記（５）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 --------------------------------（５）但し、各元素記号：各元素の含有率（wt.%）で表わされ
る。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、表１の鋼種Ｎo.１〜２３においてはすべ
て、１．３０以上となるように成分を調整した。

【００７８】表１及び表２の化学成分組成の供試材を１
３０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８２０〜１１６０℃の間の温度に加
熱して、２６ｍｍ又は９３ｍｍの直径の棒鋼に熱間圧延
した。

【００７９】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。２６ｍｍφ棒鋼の放冷ままの８０
０℃〜６００℃までの平均冷却速度は、約１．５℃／ｓ
ｅｃ、カバー徐冷におけるそれは０．４℃／ｓｅｃ、９
３ｍｍφ棒鋼の放冷時の冷却速度は０．２５℃／ｓｅ
ｃ、カバー徐冷のそれは０．０８℃／ｓｅｃであった。

【００８０】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、２６
ｍｍφの棒鋼はショックアブソーバ─のピストンロッド
に、９３ｍｍφ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。

【００８１】切り屑処理性の判定は、図３に示す如く、
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。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。

【００８２】また棒鋼からＪＩＳ４号引張試験片を採取
して、引張試験を行い、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、９３ｍｍ
φ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。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。またＣａ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｏ系の低融点酸
化物も適量生成していた。このため、すくい面にはベラ
ーグが付着し、これが摩耗の進行を抑制したため、すく
い面の摩耗深さはいずれも５μｍ以下であった。また切
り屑は黒鉛の切り屑分断効果により、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。

【００８３】図４には、実施例Ｎo.１のナイタールエッ
チングした検鏡面の顕微鏡による金属組織を示す。その
組織は、黒鉛が析出したパーライトである。図５には、
実施例Ｎo.５の黒鉛の析出状態を示す。黒鉛は主として
粒界に存在する。その顕微鏡による金属組織を示す。そ
の組織は粒界フェライト＋パーライトである。

【００８４】また、実施例では引張強さもすべて８００
Ｎ／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は加熱温度がＣｕ−Ｎｉ
合金の融点よりは低いが、鋼材の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。

【００８５】比較例Ｎo.２２は、加熱温度がＴ_S−５０
℃よりは低いが、Ｃｕ−Ｎｉ合金の融点よりは高かった
ためＣｕ−Ｎｉ合金の融液が粒界に侵入して、熱間延性
を低下させたため、棒鋼に割れを生じた。

【００８６】また比較例Ｎo.２３、は加熱温度が８００
℃未満で低すぎたため、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含有率が本発
明を外れて低く、このため黒鉛化指数ＣＥが本発明の範
囲を外れて低くなり、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。

【００８７】比較例Ｎo.２５は、逆にＣ含有率が本発明
の範囲を外れて高く、熱間延性が不足して、棒鋼に割れ
が発生した。比較例Ｎo.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、切り屑処理性が悪かった。

【００８８】比較例Ｎo.２７は、Ｓｉ含有率が本発明範
囲を外れて高く、このため熱間延性が不足して、棒鋼に
割れが発生した。比較例Ｎo.２８は、Ｃｕ含有率が本発
明の範囲より高く、熱間延性不足して、棒鋼に割れが発
生した。

【００８９】比較例Ｎo.２９は、Ｎｉ含有率が本発明の
はんいより高く、延性不足で、棒鋼に割れが発生した。
比較例Ｎo.３０は、Ｎｉ／Ｃｕ含有率比が本発明の範囲
より低く、加熱温度がＣｕ−Ｎｉ合金の固相線温度より
高かったために、加熱中にＣｕ−Ｎｉ合金が鋼材の表面
に濃化して融液となり粒界に侵入し、圧延棒鋼に割れが
発生した。

【００９０】比較例Ｎo.３１は、Ｐ含有率が本発明の範
囲より高く、延性不足で割れが発生した。比較例Ｎo.３
２は、Ｍｎ及びＳ含有率が本発明の範囲より高く、延性
不足で割れが発生した。

【００９１】比較例Ｎo.３３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
れが発生した。比較例Ｎo.３４は、Ｍｏ含有率が本発明
の範囲より高く、やはり棒鋼に割れが発生した。

【００９２】比較例Ｎo.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、延性不足の
ために割れが発生した。比較例Ｎo.３６はＴｉ及びＮｂ
含有率が、比較例Ｎo.３７はＺｒ含有率が、比較例Ｎo.
３８はＶ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発生した。

【００９３】比較例Ｎo.３９は、Ａｌ含有率が本発明の
範囲より高いため、酸化物系介在物中のＡｌの含有率が
多くなって、介在物の融点が高くなり、切削時に溶融し
なかったため、すくい面の摩耗深さが８８μｍと深くな
った。

【００９４】比較例Ｎo.４０は、Ｃａ含有率が本発明の
範囲を外れて低く、このため低融点酸化物を形成するこ
とができず、やはりすくい面の摩耗深さが深くなった。
また比較例Ｎo.４１は、Ｃａ含有率が本発明の範囲より
高かったために、多量の酸化物に起因する割れが発生し
た。

【００９５】比較例Ｎo.４２はＭｇ含有率が、比較例Ｎ
o.４３はＲＥＭ含有率が、それぞれ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、棒鋼に割れを発生してしまった。

【００９６】比較例Ｎo.４４及び比較例Ｎo.４５は、化
学成分組成の個々の値は本発明の範囲内にあるが、黒鉛
化指数ＣＥが本発明の範囲を外れて低いため、黒鉛の析
出は起こらなかった。そのため、切り屑処理性が悪かっ
た。

【００９７】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。すく
い面摩耗深さは、本発明の実施例の結果である５μｍよ
り大幅に深い。また引張強さは適当であるが、伸びが４
％と延性に劣るものであった。

【００９８】比較例Ｎo.４７は、従来の非調質の例であ
るが、切り屑のカール半径が小さいため、工具刃先が集
中的摩耗を受けて、すくい面摩耗が大きいものであっ
た。また、Ｐｂを含有しているため、切り屑処理性は良
好であった。しかし、環境保護の観点から、今後、この
Ｐｂは使用しない方向で部品を製造することが求められ
る。

【００９９】比較例Ｎo.４８は、従来のＳ５０Ｃの例で
ある。Ｐｂを含まないため、切り屑処理性は劣るが、す
くい面摩耗深さはＰｂ添加鋼よりは浅い。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。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の比較例Ｎo.４９Ｄで説明す
る。

【０１００】図７に、切削工具のすくい面摩耗深さを説
明する縦断面図示す。同図において、２が摩耗深さであ
り、１は切削工具、３は切り屑、４は被削材である。図
８に、実施例１、比較例Ｎo.４０、従来鋼による比較例
Ｎo.４７及び４８のすくい面摩耗深さの進行曲線を示
す。実施例１では、摩耗の進行が遅いことがわかる。

【０１０１】以上述べたように、本発明の範囲内の実施
例によれば、従来の非調質棒鋼に匹敵する強度、延性を
有する無鉛の超快削非調質棒鋼を製造することができ
る。〔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、本発明の範囲
外にある鋼種Ｎo.４７、４８、及び４６のＢグループの
鋼について下記の通りの試験を行なった。Ａグループの
試験は本発明の範囲内のものであり、それぞれ実施例Ｎ
o.３Ａ、１７Ａとよび、Ｂグループの試験は本発明の範
囲外のものであり、それぞれ比較例Ｎo.４７Ｂ、４８
Ｂ、４６Ｂとよぶ。

【０１０２】実施例Ｎo.３Ａ及び１７Ａでは、９３ｍｍ
φ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、従来の
非調質鋼である比較例Ｎo.４７Ｂ、及び従来ＳＣ材であ
る比較例Ｎo.４８Ｂの９３ｍｍφ棒鋼を試験１と同じ工
程で製造し、この場合は変形抵抗が大きいので、より高
温の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、同じく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の従来球状黒鉛鋳鉄
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。

【０１０３】被削性試験として、これらの鍛造品、ある
いは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.４６
Ｂ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。また、外周切削時の工具の摩耗は、実施例
Ｎo.３Ａ及び１７Ａでは殆んど見られなかったが、比較
例Ｎo.４６Ｂ、４７Ｂ及び４８Ｂでは、５０〜１５０μ
ｍ深さの摩耗発生した。

【０１０４】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供した。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５０
０Ｎ／ｍｍ²と良好な強度を有していた。これに対して
比較例Ｎo.４６Ｂの球状黒鉛鋳鉄は４２０Ｎ／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、およ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４３０Ｎ／ｍｍ²程度しかなかっ
た。そこで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。

【０１０５】なお、実施例Ｎo.３Ａ及び１７Ａのクラン
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３Ａ及び実施例１７Ａによれ
ば、無鉛で被削性に優れた非調質の超快削鋼部品の製造
が可能であり、被削性は鉛快削鋼や球状黒鉛鋳鉄を凌
ぎ、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。

【０１０６】〔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、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。

【０１０７】実施例Ｎo.１Ｃ及び５Ｃ、並びに、従来Ｓ
ＣＭ８２２による比較例４９Ｄでは、鋼片を１３０ｍｍ
棒鋼に圧延し、外径３２０ｍｍ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。また比較例
Ｎo.４６Ｄでは、従来球状黒鉛鋳鉄を同一形状のギア砂
型に直接鋳込んだ。

【０１０８】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のち、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。

【０１０９】また、比較例Ｎo.４７Ｄ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。

【０１１０】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.４９Ｄ
のＳＣＭ８２２の浸炭焼入れギアの疲労強度も４４０Ｎ
／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３２
０Ｎ／ｍｍ²と低いものであった。

【０１１１】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。図９に、歯車の歪
みを説明する図を示す。同図において、５はアングルの
角度変位（ずれ）、６は歯車の歯先を示す。浸炭焼入れ
材のアングルのずれは、１４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２１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。

【０１１２】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。

【０１１３】

【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】この発明の鋼材の加熱工程で表層部に生成する
Ｃｕ−Ｎｉ合金の組成範囲と、当該Ｃｕ−Ｎｉ合金の固
相線温度範囲を示す図である。

【図３】切削加工における切り屑の形態分類を示す図で
ある。

【図４】実施例Ｎo.１のナイタールエッチングした検鏡
面の顕微鏡による金属組織を示す図である。

【図５】実施例Ｎo.５のノーエッチングでの検鏡面の黒
鉛の析出状態の顕微鏡観察結果を示す図である。

【図６】実施例Ｎo.５のナイタールエッチングした検鏡
面の顕微鏡による金属組織を示す図である。

【図７】切削工具のすくい面摩耗深さを説明する概略縦
断面図である。

【図８】実施例及び比較例における切削工具のすくい面
摩耗深さの進行曲線の例を示すグラフである。

【図９】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切削工具２摩耗深さ３切り屑４被削材５プレッシャーアングルの角度変位６歯車の歯先

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】Ｃ：０．８０〜１．７０wt.%、Ｓｉ：０．７０〜２．５０wt.%、Ｃｕ：０．０１〜２．０wt.%、Ｎｉ：０．０１〜２．０wt.%、Ｃａ：０．０００５〜０．０１００wt.%、Ａｌ：０．００１〜０．１０wt.%、Ｐ：０．０５０wt.%以下、Ｓ：０．０５０wt.%以下、Ｏ：０．００５０wt.%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、且つ、Ｎｉ含有率とＣｕ含有率とのwt.%比Ｎｉ／Ｃ
ｕが、下記（１）式：Ｎｉ／Ｃｕ≧０．２ ------------------------------------（１）を満たし、そして、下記（２）式：ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９＋Ａｌ／６ ------（２）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（３）式：ＣＥ≧１．３０ ----------------------------------------（３）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、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１
００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。
【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（４）式：ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９−Ｍｎ／１２−Ｃｒ／９ −Ｍｏ／９−Ｂ --------------------------------（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.%。
【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（５）
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 --------------------------------（５）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。Ｔｉ：０．００１〜０．１０wt.%、Ｚｒ：０．００１〜０．１０wt.%、Ｖ：０．００５〜０．３０wt.%、及び、Ｎｂ：０．００５〜０．３０wt.%。
【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（５）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 --------------------------------（５）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２
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。Ｍｇ：０．００１０〜０．１０wt.%、及び、ＲＥＭ：０．００１０〜０．１０wt.%。
【請求項５】Ｃ：０．８０〜１．７０wt.%、Ｓｉ：０．７０〜２．５０wt.%、Ｃｕ：０．０１〜２．０wt.%、Ｎｉ：０．０１〜２．０wt.%、Ｃａ：０．０００５〜０．０１００wt.%、Ａｌ：０．００１〜０．１０wt.%、Ｐ：０．０５０wt.%以下、Ｓ：０．０５０wt.%以下、Ｏ：０．００５０wt.%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、且つ、Ｎｉ含有率とＣｕ含有率とのwt.%比Ｎｉ／Ｃ
ｕが、下記（１）式：Ｎｉ／Ｃｕ≧０．２ ------------------------------------（１）を満たし、そして、下記（２）式：ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９＋Ａｌ／６ ------（２）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（３）式：ＣＥ≧１．３０ ----------------------------------------（３）を満たす化学成分組成を有する鋼片又は鋼材を、前記Ｃ
ｕ含有率と前記Ｎｉ含有率との比率に等しい組成のＣｕ
とＮｉとの合金の固相線温度未満の温度であって、且
つ、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１００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。
【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（４）式：ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９−Ｍｎ／１２−Ｃｒ／９ −Ｍｏ／９−Ｂ --------------------------------（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.%。
【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（５）
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 --------------------------------（５）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。Ｔｉ：０．００１〜０．１０wt.%、Ｚｒ：０．００１〜０．１０wt.%、Ｖ：０．００５〜０．３０wt.%、及び、Ｎｂ：０．００５〜０．３０wt.%。
【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（５）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 --------------------------------（５）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２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。Ｍｇ：０．００１０〜０．１０wt.%、及び、ＲＥＭ：０．００１０〜０．１０wt.%。