JP3874533B2 - 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
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Description
【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、▲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２−１０７７４２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、▲１▼被削性が良好であり、▲２▼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、▲３▼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】
請求項１記載の発明は、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：０．００１〜０．００９wt.%、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／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、平均粒径が０．５μｍ以上の黒鉛が１００個／ｍｍ2 以上析出し、且つ金属組織がパーライトであることに特徴を有するものであり、請求項２記載の発明は、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、前記鋼材の化学成分組成にＭｎ：０．０１〜１．０wt.%、Ｃｒ：０．０１〜１．０wt.%、Ｍｏ：０．０１〜０．５０wt.%、及び、Ｂ：０．０００５〜０．０１０wt.%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。
【００２１】
請求項３記載の発明は、請求項１または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、前記鋼材の化学成分組成に、Ｔｉ：０．００１〜０．１０wt.%、Ｚｒ：０．００１〜０．１０wt.%、Ｖ：０．００５〜０．３０wt.%、及び、Ｎｂ：０．００５〜０．３０wt.%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。
【００２２】
請求項４記載の発明は、請求項１から３の何れか１つに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、前記鋼材の化学成分組成に、Ｍｇ：０．００１０〜０．１０wt.%、及び、ＲＥＭ：０．００１０〜０．１０wt.%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。
【００２３】
請求項５記載の発明は、請求項１から４の何れか１つに記載の発明の熱間加工鋼材を素材としたことに特徴を有するものである。
【００２４】
請求項６記載の発明は、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：０．００１〜０．００９wt.%、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／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を、前記Ｃｕ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て、平均粒径が０．５μｍ以上の黒鉛を１００個／ｍｍ2 以上析出させ、且つ、金属組織をパーライトとすることを特徴を有するものである。
【００２５】
請求項７記載の発明は、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
-------------------------------- （４）
但し、各元素記号：各元素の含有率（ wt.% ）
を用い、そして、前記鋼片として、Ｍｎ：０．０１〜１．０ wt.% 、Ｃｒ：０．０１〜１．０ wt.% 、Ｍｏ：０．０１〜０．５０ wt.% 、及び、Ｂ：０．０００５〜０．０１０ wt.% 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。
【００２６】
請求項８記載の発明は、請求項６または７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／
-------------------------------- （５）
但し、各元素記号：各元素の含有率（ wt.% ）
を用い、そして、前記鋼片として、Ｔｉ：０．００１〜０．１０ wt.% 、Ｚｒ：０．００１〜０．１０ wt.% 、Ｖ：０．００５〜０．３０ wt.% 、及び、Ｎｂ：０．００５〜０．３０ wt.% Ｔｉ：０．００１〜０．１０ wt.% 、Ｚｒ：０．００１〜０．１０ wt.% 、Ｖ：０．００５〜０．３０ wt.% 、及び、Ｎｂ：０．００５〜０．３０ wt.% 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り、請求項９記載の発明は、請求項６から８の何れか１つに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、前記鋼片として、Ｍｇ：０．００１０〜０．１０ wt.% 、及び、ＲＥＭ：０．００１０〜０．１０ wt.% 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り、請求項１０記載の発明は、請求項６から９の何れか１つに記載の鋼片を鋼材として、熱間加工製品を製造することに特徴を有するものである。
【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。Ｎｉ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ＴS 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−Ｎｉ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０．０５０wt.%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−Ｓｉ−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０．０００５％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０．００９％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０．００１〜０．００９wt.%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０．００１〜０．１０wt.%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１１５０℃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０．００１０〜０．１０wt.%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】
鋼材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。
【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ＴS より５０℃だけ低い温度、即ち、（ＴS −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、（ＴS −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（ＴS −５０）℃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（ＴS −５０）℃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）ＴS は、鋼材の成分組成に依存し、例えば下記近似式：
ＴS （℃) ＝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ＴS −５０）℃＝１２１５−５０＝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ＴS が共晶温度を下回ることはない。一般に、固相線温度ＴS が共晶温度を下回ることはないので、上記式でＴS 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ＴS 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（ＴS ＝１４２０℃程度）よりも、約２００℃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ＴS より５０℃だけ低い温度（（ＴS −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、（ＴS −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.%Ｓｉ鋼の場合で、（固相線温度ＴS −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（ＴS −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、「ＣNi」で表記する）：
ＣNi＝〔Ｎｉ（wt.%）／｛Ｃｕ（wt.%）＋Ｎｉ（wt.%）｝〕×１００（wt.%）に換算すると、
１６．７wt.%≦ＣNi≦９９．５wt.%--------（８）
が得られる。ＣNi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／Ｃｕ＝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ＣNiは、
ＣNi＝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（ＴS −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（ＴS −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−Ｎｉ合金の融点未満であって、且つ鋼材の固相線温度−５０℃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０．５μｍ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１００〜１０００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ＣＥ及び固相線温度ＴS 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Ｎ o. １、４、６、８、１４、１７、１８は、本発明範囲内の鋼であり、実施例Ｎ o. １〜２０とした。鋼種Ｎ o. ２１〜２３は、比較例である。
【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８００℃〜６００℃までの平均冷却速度は、約１．５℃／ｓｅｃ、カバー徐冷におけるそれは０．４℃／ｓｅｃ、９３ｍｍφ棒鋼の放冷時の冷却速度は０．２５℃／ｓｅｃ、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、２６ｍｍφ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、９３ｍｍφ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。
【００８４】
また、実施例では引張強さもすべて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は加熱温度がＣｕ−Ｎｉ合金の融点よりは低いが、鋼材のＴS −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ＴS −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.３２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Ｎo.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***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５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６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.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Ｎo.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、４８Ｂ、４６Ｂとよぶ。
【０１０２】
実施例Ｎo.１７Ａでは、９３ｍｍφ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.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。また、外周切削時の工具の摩耗は、実施例Ｎo.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、５０〜１５０μｍ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.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。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.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、並びに、従来ＳＣＭ８２２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。ＳＣＭ８２２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３２０Ｎ／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７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Ｎo.１Ｃ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】 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６】 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７】 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
【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、▲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２−１０７７４２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、▲１▼被削性が良好であり、▲２▼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、▲３▼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】
請求項１記載の発明は、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：０．００１〜０．００９wt.%、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／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、平均粒径が０．５μｍ以上の黒鉛が１００個／ｍｍ2 以上析出し、且つ金属組織がパーライトであることに特徴を有するものであり、請求項２記載の発明は、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、前記鋼材の化学成分組成にＭｎ：０．０１〜１．０wt.%、Ｃｒ：０．０１〜１．０wt.%、Ｍｏ：０．０１〜０．５０wt.%、及び、Ｂ：０．０００５〜０．０１０wt.%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。
【００２１】
請求項３記載の発明は、請求項１または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、前記鋼材の化学成分組成に、Ｔｉ：０．００１〜０．１０wt.%、Ｚｒ：０．００１〜０．１０wt.%、Ｖ：０．００５〜０．３０wt.%、及び、Ｎｂ：０．００５〜０．３０wt.%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。
【００２２】
請求項４記載の発明は、請求項１から３の何れか１つに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、前記鋼材の化学成分組成に、Ｍｇ：０．００１０〜０．１０wt.%、及び、ＲＥＭ：０．００１０〜０．１０wt.%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。
【００２３】
請求項５記載の発明は、請求項１から４の何れか１つに記載の発明の熱間加工鋼材を素材としたことに特徴を有するものである。
【００２４】
請求項６記載の発明は、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：０．００１〜０．００９wt.%、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／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を、前記Ｃｕ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て、平均粒径が０．５μｍ以上の黒鉛を１００個／ｍｍ2 以上析出させ、且つ、金属組織をパーライトとすることを特徴を有するものである。
【００２５】
請求項７記載の発明は、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
-------------------------------- （４）
但し、各元素記号：各元素の含有率（ wt.% ）
を用い、そして、前記鋼片として、Ｍｎ：０．０１〜１．０ wt.% 、Ｃｒ：０．０１〜１．０ wt.% 、Ｍｏ：０．０１〜０．５０ wt.% 、及び、Ｂ：０．０００５〜０．０１０ wt.% 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。
【００２６】
請求項８記載の発明は、請求項６または７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／
-------------------------------- （５）
但し、各元素記号：各元素の含有率（ wt.% ）
を用い、そして、前記鋼片として、Ｔｉ：０．００１〜０．１０ wt.% 、Ｚｒ：０．００１〜０．１０ wt.% 、Ｖ：０．００５〜０．３０ wt.% 、及び、Ｎｂ：０．００５〜０．３０ wt.% Ｔｉ：０．００１〜０．１０ wt.% 、Ｚｒ：０．００１〜０．１０ wt.% 、Ｖ：０．００５〜０．３０ wt.% 、及び、Ｎｂ：０．００５〜０．３０ wt.% 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り、請求項９記載の発明は、請求項６から８の何れか１つに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、前記鋼片として、Ｍｇ：０．００１０〜０．１０ wt.% 、及び、ＲＥＭ：０．００１０〜０．１０ wt.% 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り、請求項１０記載の発明は、請求項６から９の何れか１つに記載の鋼片を鋼材として、熱間加工製品を製造することに特徴を有するものである。
【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。Ｎｉ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ＴS 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−Ｎｉ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０．０５０wt.%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−Ｓｉ−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０．０００５％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０．００９％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０．００１〜０．００９wt.%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０．００１〜０．１０wt.%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１１５０℃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０．００１０〜０．１０wt.%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】
鋼材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。
【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ＴS より５０℃だけ低い温度、即ち、（ＴS −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、（ＴS −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（ＴS −５０）℃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（ＴS −５０）℃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）ＴS は、鋼材の成分組成に依存し、例えば下記近似式：
ＴS （℃) ＝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ＴS −５０）℃＝１２１５−５０＝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ＴS が共晶温度を下回ることはない。一般に、固相線温度ＴS が共晶温度を下回ることはないので、上記式でＴS 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ＴS 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（ＴS ＝１４２０℃程度）よりも、約２００℃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ＴS より５０℃だけ低い温度（（ＴS −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、（ＴS −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.%Ｓｉ鋼の場合で、（固相線温度ＴS −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（ＴS −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、「ＣNi」で表記する）：
ＣNi＝〔Ｎｉ（wt.%）／｛Ｃｕ（wt.%）＋Ｎｉ（wt.%）｝〕×１００（wt.%）に換算すると、
１６．７wt.%≦ＣNi≦９９．５wt.%--------（８）
が得られる。ＣNi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／Ｃｕ＝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ＣNiは、
ＣNi＝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（ＴS −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（ＴS −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−Ｎｉ合金の融点未満であって、且つ鋼材の固相線温度−５０℃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０．５μｍ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１００〜１０００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ＣＥ及び固相線温度ＴS 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】
【表２】
【表３】
【表４】
鋼種Ｎ o. １、４、６、８、１４、１７、１８は、本発明範囲内の鋼であり、実施例Ｎ o. １〜２０とした。鋼種Ｎ o. ２１〜２３は、比較例である。
【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８００℃〜６００℃までの平均冷却速度は、約１．５℃／ｓｅｃ、カバー徐冷におけるそれは０．４℃／ｓｅｃ、９３ｍｍφ棒鋼の放冷時の冷却速度は０．２５℃／ｓｅｃ、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、２６ｍｍφ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、９３ｍｍφ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。
【００８４】
また、実施例では引張強さもすべて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は加熱温度がＣｕ−Ｎｉ合金の融点よりは低いが、鋼材のＴS −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ＴS −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.３２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Ｎo.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***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５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６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.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Ｎo.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、４８Ｂ、４６Ｂとよぶ。
【０１０２】
実施例Ｎo.１７Ａでは、９３ｍｍφ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.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。また、外周切削時の工具の摩耗は、実施例Ｎo.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、５０〜１５０μｍ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.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。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.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、並びに、従来ＳＣＭ８２２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。ＳＣＭ８２２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３２０Ｎ／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７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Ｎo.１Ｃ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】 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６】 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７】 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 (10)
- 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：０．００１〜０．００９wt.%、
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／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、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。 - 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、請求項１記載の、快削性に優れた熱間加工鋼材。
Ｍｎ：０．０１〜１．０wt.%、
Ｃｒ：０．０１〜１．０wt.%、
Ｍｏ：０．０１〜０．５０wt.%、及び、
Ｂ ：０．０００５〜０．０１０wt.%。 - 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、請求項１または２記載の、快削性に優れた熱間加工鋼材。
Ｔｉ：０．００１〜０．１０wt.%、
Ｚｒ：０．００１〜０．１０wt.%、
Ｖ ：０．００５〜０．３０wt.%、及び、
Ｎｂ：０．００５〜０．３０wt.%。 - 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、請求項１から ３の何れか１つに記載の、快削性に優れた熱間加工鋼材。
Ｍｇ ：０．００１０〜０．１０wt.%、及び、
ＲＥＭ：０．００１０〜０．１０wt.%。 - 請求項１から４の何れか１つに記載の発明の熱間加工鋼材を素材としたことを特徴とする、快削性に優れた熱間加工製品。
- 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：０．００１〜０．００９wt.%、
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／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を、前記Ｃｕ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て、平均粒径が０．５μｍ以上の黒鉛を１００個／ｍｍ2 以上析出させ、且つ、金属組織をパーライトとすることを特徴とする、快削性に優れた熱間加工鋼材の製造方法。 - 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、請求項６記載の、快削性に優れた熱間加工鋼材の製造方法。
Ｍｎ：０．０１〜１．０ wt.% 、
Ｃｒ：０．０１〜１．０ wt.% 、
Ｍｏ：０．０１〜０．５０ wt.% 、及び、
Ｂ ：０．０００５〜０．０１０ wt.% 。 - 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、請求項６または７記載の、快削性に優れた熱間加工鋼材の製造方法。
Ｔｉ：０．００１〜０．１０ wt.% 、
Ｚｒ：０．００１〜０．１０ wt.% 、
Ｖ ：０．００５〜０．３０ wt.% 、及び、
Ｎｂ：０．００５〜０．３０ wt.% 。 - 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、請求項６から８の何れか１つに記載の、快削性に優れた熱間加工鋼材の製造方法。
Ｍｇ ：０．００１０〜０．１０ wt.% 、及び、
ＲＥＭ：０．００１０〜０．１０ wt.% 。 - 請求項６から９の何れか１つに記載の鋼片を鋼材として、熱間加工製品を製造することを特徴とする、快削性に優れた熱間加工製品の製造方法。
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