JPH11293387A - 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
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Info
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- JPH11293387A JPH11293387A JP9607898A JP9607898A JPH11293387A JP H11293387 A JPH11293387 A JP H11293387A JP 9607898 A JP9607898 A JP 9607898A JP 9607898 A JP9607898 A JP 9607898A JP H11293387 A JPH11293387 A JP H11293387A
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- Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
- Y02P10/00—Technologies related to metal processing
- Y02P10/20—Recycling
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 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できる、
快削性に優れた熱間加工鋼材を製造する。 【解決手段】 Ｃ：０．８０〜１．７０wt.%、Ｓｉ：
０．７０〜２．５０wt.%、Ｃｕ：０．０１〜２．０wt.
%、Ｎｉ：０．０１〜２．０wt.%、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／ｍ
ｍ2 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。
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できる、
快削性に優れた熱間加工鋼材を製造する。 【解決手段】 Ｃ：０．８０〜１．７０wt.%、Ｓｉ：
０．７０〜２．５０wt.%、Ｃｕ：０．０１〜２．０wt.
%、Ｎｉ：０．０１〜２．０wt.%、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／ｍ
ｍ2 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
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、クランクシャフ
ト、ハイポイドギア等、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。
ト、ハイポイドギア等、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。
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】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。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。
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。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。
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。
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。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。
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。
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。
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。
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。
【００１０】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。
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。
【００１１】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。
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。
【００１２】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。
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。
【００１３】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。
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。
【００１４】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０．１
ｍｍ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、鋳造方法及び製品の超音波検査に厳重な注意を払う
必要がある。
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０．１
ｍｍ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、鋳造方法及び製品の超音波検査に厳重な注意を払う
必要がある。
【００１５】
【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。
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。
【００１６】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。
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。
【００１７】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。 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。
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。 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。
【００１８】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。
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。
【００１９】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。
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。
【００２０】
【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。
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。
【００２１】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り、請求項１〜６
は、本発明による鋼材及び製品に関するものである。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.%、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Ｃ
ｕ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 --------------（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。
のであり、その要旨は次の通りであり、請求項１〜６
は、本発明による鋼材及び製品に関するものである。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.%、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Ｃ
ｕ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 --------------（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。
【００２２】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。
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。
【００２３】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。
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。
【００２４】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。
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。
【００２５】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.%）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。
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.%）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。
【００２６】請求項５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.%、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、更に、
Ａｌ：０．１０超え〜０．５０wt.%、Ｔｉ：０．０１〜
０．５０wt.%、Ｚｒ：０．０１〜０．５０wt.%、Ｖ ：
０．０１〜０．３０wt.%、及び、Ｎｂ：０．０１〜０．
３０wt.%。からなる群から選ばれた少なくとも１種と、
Ｃａ：０．００１０〜０．０１００wt.%、Ｍｇ：０．０
０１０〜０．１０wt.%、及び、ＲＥＭ：０．００１０〜
０．１０wt.%からなる群から選ばれた少なくとも１種と
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（６）式： ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９＋Ａｌ／６ ＋Ｔｉ／３＋Ｚｒ／３−Ｖ／３−Ｎｂ／３ ------------（６） 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
ライトであることに特徴を有するするものである。
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.%、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、更に、
Ａｌ：０．１０超え〜０．５０wt.%、Ｔｉ：０．０１〜
０．５０wt.%、Ｚｒ：０．０１〜０．５０wt.%、Ｖ ：
０．０１〜０．３０wt.%、及び、Ｎｂ：０．０１〜０．
３０wt.%。からなる群から選ばれた少なくとも１種と、
Ｃａ：０．００１０〜０．０１００wt.%、Ｍｇ：０．０
０１０〜０．１０wt.%、及び、ＲＥＭ：０．００１０〜
０．１０wt.%からなる群から選ばれた少なくとも１種と
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（６）式： ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９＋Ａｌ／６ ＋Ｔｉ／３＋Ｚｒ／３−Ｖ／３−Ｎｂ／３ ------------（６） 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
ライトであることに特徴を有するするものである。
【００２７】請求項６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.%、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、更に、
Ｍｎ：０．０１〜１．０wt.%、Ｃｒ：０．０１〜１．０
wt.%、Ｍｏ：０．０１〜０．５０wt.%、及び、Ｂ ：
０．０００５〜０．０１０wt.%。からなる群から選ばれ
た少なくとも１種と、Ａｌ：０．１０超え〜０．５０w
t.%、Ｔｉ：０．０１〜０．５０wt.%、Ｚｒ：０．０１
〜０．５０wt.%、Ｖ ：０．０１〜０．３０wt.%、及
び、Ｎｂ：０．０１〜０．３０wt.%。からなる群から選
ばれた少なくとも１種と、Ｃａ：０．００１０〜０．０
１００wt.%、Ｍｇ：０．００１０〜０．１０wt.%、及
び、ＲＥＭ：０．００１０〜０．１０wt.%からなる群か
ら選ばれた少なくとも１種とを含有し、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Ｃ
ｕ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（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
ライトであることに特徴を有するものである。
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.%、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、更に、
Ｍｎ：０．０１〜１．０wt.%、Ｃｒ：０．０１〜１．０
wt.%、Ｍｏ：０．０１〜０．５０wt.%、及び、Ｂ ：
０．０００５〜０．０１０wt.%。からなる群から選ばれ
た少なくとも１種と、Ａｌ：０．１０超え〜０．５０w
t.%、Ｔｉ：０．０１〜０．５０wt.%、Ｚｒ：０．０１
〜０．５０wt.%、Ｖ ：０．０１〜０．３０wt.%、及
び、Ｎｂ：０．０１〜０．３０wt.%。からなる群から選
ばれた少なくとも１種と、Ｃａ：０．００１０〜０．０
１００wt.%、Ｍｇ：０．００１０〜０．１０wt.%、及
び、ＲＥＭ：０．００１０〜０．１０wt.%からなる群か
ら選ばれた少なくとも１種とを含有し、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Ｃ
ｕ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（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
ライトであることに特徴を有するものである。
【００２８】以下、請求項７から請求項１２までは、本
発明鋼材及び製品の製造方法に関するものである。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、Ｃ：０．８０〜１．７０wt.%、Ｓｉ：０．７０
〜２．５０wt.%、Ｃｕ：０．０１〜２．０wt.%、Ｎｉ：
０．０１〜２．０wt.%、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Ｃ
ｕ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 ----------------（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に特
徴を有するものである。
発明鋼材及び製品の製造方法に関するものである。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、Ｃ：０．８０〜１．７０wt.%、Ｓｉ：０．７０
〜２．５０wt.%、Ｃｕ：０．０１〜２．０wt.%、Ｎｉ：
０．０１〜２．０wt.%、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Ｃ
ｕ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 ----------------（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に特
徴を有するものである。
【００２９】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 --------------------------------（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。
材及び製品の製造方法は、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 --------------------------------（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。
【００３０】請求項９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７又は請求項８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。
材及び製品の製造方法は、請求項７又は請求項８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。
【００３１】請求項１０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７又は請求項８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５種の化学成分組成とは、
Ｃａ ：０．００１０〜０．０１００wt.%、Ｍｇ ：
０．００１０〜０．１０wt.%、及び、ＲＥＭ：０．００
１０〜０．１０wt.%を指す。
鋼材及び製品の製造方法は、請求項７又は請求項８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５種の化学成分組成とは、
Ｃａ ：０．００１０〜０．０１００wt.%、Ｍｇ ：
０．００１０〜０．１０wt.%、及び、ＲＥＭ：０．００
１０〜０．１０wt.%を指す。
【００３２】請求項１１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：０．８０〜１．７０w
t.%、Ｓｉ：０．７０〜２．５０wt.%、Ｃｕ：０．０１
〜２．０wt.%、Ｎｉ：０．０１〜２．０wt.%、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、更に、Ａｌ：０．１０超え〜０．５０wt.%、Ｔｉ：
０．０１〜０．５０wt.%、Ｚｒ：０．０１〜０．５０w
t.%、Ｖ ：０．０１〜０．３０wt.%、及び、Ｎｂ：
０．０１〜０．３０wt.%。からなる群から選ばれた少な
くとも１種と、Ｃａ：０．００１０〜０．０１００wt.
%、Ｍｇ：０．００１０〜０．１０wt.%、及び、ＲＥ
Ｍ：０．００１０〜０．１０wt.%からなる群から選ばれ
た少なくとも１種とを含有し、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（６）式： ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９＋Ａｌ／６ ＋Ｔｉ／３＋Ｚｒ／３−Ｖ／３−Ｎｂ／３ ------------（６） 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に特
徴を有するものである。
鋼材及び製品の製造方法は、Ｃ：０．８０〜１．７０w
t.%、Ｓｉ：０．７０〜２．５０wt.%、Ｃｕ：０．０１
〜２．０wt.%、Ｎｉ：０．０１〜２．０wt.%、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、更に、Ａｌ：０．１０超え〜０．５０wt.%、Ｔｉ：
０．０１〜０．５０wt.%、Ｚｒ：０．０１〜０．５０w
t.%、Ｖ ：０．０１〜０．３０wt.%、及び、Ｎｂ：
０．０１〜０．３０wt.%。からなる群から選ばれた少な
くとも１種と、Ｃａ：０．００１０〜０．０１００wt.
%、Ｍｇ：０．００１０〜０．１０wt.%、及び、ＲＥ
Ｍ：０．００１０〜０．１０wt.%からなる群から選ばれ
た少なくとも１種とを含有し、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（６）式： ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９＋Ａｌ／６ ＋Ｔｉ／３＋Ｚｒ／３−Ｖ／３−Ｎｂ／３ ------------（６） 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に特
徴を有するものである。
【００３３】請求項１２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：０．８０〜１．７０w
t.%、Ｓｉ：０．７０〜２．５０wt.%、Ｃｕ：０．０１
〜２．０wt.%、Ｎｉ：０．０１〜２．０wt.%、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、更に、Ｍｎ：０．０１〜１．０wt.%、Ｃｒ：０．０
１〜１．０wt.%、Ｍｏ：０．０１〜０．５０wt.%、及
び、Ｂ ：０．０００５〜０．０１０wt.%。からなる群
から選ばれた少なくとも１種と、Ａｌ：０．１０超え〜
０．５０wt.%、Ｔｉ：０．０１〜０．５０wt.%、Ｚｒ：
０．０１〜０．５０wt.%、Ｖ ：０．０１〜０．３０w
t.%、及び、Ｎｂ：０．０１〜０．３０wt.%。からなる
群から選ばれた少なくとも１種と、Ｃａ：０．００１０
〜０．０１００wt.%、Ｍｇ：０．００１０〜０．１０w
t.%、及び、ＲＥＭ：０．００１０〜０．１０wt.%から
なる群から選ばれた少なくとも１種とを含有し、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（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に特
徴を有するものである。
鋼材及び製品の製造方法は、Ｃ：０．８０〜１．７０w
t.%、Ｓｉ：０．７０〜２．５０wt.%、Ｃｕ：０．０１
〜２．０wt.%、Ｎｉ：０．０１〜２．０wt.%、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、更に、Ｍｎ：０．０１〜１．０wt.%、Ｃｒ：０．０
１〜１．０wt.%、Ｍｏ：０．０１〜０．５０wt.%、及
び、Ｂ ：０．０００５〜０．０１０wt.%。からなる群
から選ばれた少なくとも１種と、Ａｌ：０．１０超え〜
０．５０wt.%、Ｔｉ：０．０１〜０．５０wt.%、Ｚｒ：
０．０１〜０．５０wt.%、Ｖ ：０．０１〜０．３０w
t.%、及び、Ｎｂ：０．０１〜０．３０wt.%。からなる
群から選ばれた少なくとも１種と、Ｃａ：０．００１０
〜０．０１００wt.%、Ｍｇ：０．００１０〜０．１０w
t.%、及び、ＲＥＭ：０．００１０〜０．１０wt.%から
なる群から選ばれた少なくとも１種とを含有し、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（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に特
徴を有するものである。
【００３４】
【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。
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。
【００３５】（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。
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。
【００３６】（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。
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。
【００３７】（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。
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。
【００３８】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。
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。
【００３９】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。
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。
【００４０】（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。
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。
【００４１】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。
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。
【００４２】従って、Ｎｉ含有率は０．０１〜２．０w
t.%の間とする。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。
t.%の間とする。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。
【００４３】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Ｃ
ｕ−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。
と、固相線温度が上昇する。鋼材の加熱温度が、このＣ
ｕ−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。
【００４４】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。
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。
【００４５】（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。
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。
【００４６】（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。
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。
【００４７】（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０．００５０wt.%までは許容され
るので上限を０．００５０wt.%とする。
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０．００５０wt.%までは許容され
るので上限を０．００５０wt.%とする。
【００４８】（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.%以下とする。
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.%以下とする。
【００４９】（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。
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。
【００５０】（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.%の間で含有させることが望ましい。
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。
【００５１】（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.%の間で含有させることが望ま
しい。
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。
【００５２】（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含有率を０．０００５〜０．
０１０wt.%の間で含有させることが望ましい。
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。
【００５３】（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.%の間で含有させる
ことが望ましい。
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.%の間で含有させる
ことが望ましい。
【００５４】（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、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０．０１〜０．５０w
t.%の間で含有させることが望ましい。
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、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０．０１〜０．５０w
t.%の間で含有させることが望ましい。
【００５５】（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、工具の摩耗を促進す
る。従って、Ｚｒを０．０１〜０．５０wt.%の間で含有
させることが望ましい。
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、工具の摩耗を促進す
る。従って、Ｚｒを０．０１〜０．５０wt.%の間で含有
させることが望ましい。
【００５６】（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。
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、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０．０１〜０．３０wt.%の間で含有させることが望
ましい。
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、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０．０１〜０．３０wt.%の間で含有させることが望
ましい。
【００５７】（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０．０１wt.%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、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０．０１〜０．３０wt.%の間で含有させ
ることが望ましい。
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０．０１wt.%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、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０．０１〜０．３０wt.%の間で含有させ
ることが望ましい。
【００５８】（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を０．００１０〜０．０１０wt.%の
間で含有させることが望ましい。
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を０．００１０〜０．０１０wt.%の
間で含有させることが望ましい。
【００５９】（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。
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。
【００６０】（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。
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。
【００６１】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。
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。
【００６２】（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。
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。
【００６３】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。
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。
【００６４】（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
他、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。
製品には快削性を確保するために、微細な黒鉛を含む
他、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。
【００６５】（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。
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。
【００６６】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。
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。
【００６７】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。
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。
【００６８】他方、鋼材の加熱温度が上記（ＴS −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。
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。
【００６９】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。
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。
【００７０】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 −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。
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 −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。
【００７１】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）℃＝１２１５−５
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。
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）℃＝１２１５−５
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。
【００７２】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。
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。
【００７３】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。
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。
【００７４】例えば、上記１．２wt.%Ｃ−１．５wt.%Ｓ
ｉ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。
ｉ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。
【００７５】図７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／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、ＣNi＝１６．７wt.%となる。
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／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、ＣNi＝１６．７wt.%となる。
【００７６】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。
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。
【００７７】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。
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。
【００７８】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。
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。
【００７９】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。
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。
【００８０】
【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。
に説明する。ここでは、試験１から試験３を行なった。
【００８１】〔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。
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。
【００８２】
【表１】
【００８３】
【表２】
【００８４】
【表３】
【００８５】
【表４】
【００８６】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。
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。
【００８７】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、鋼種Ｎo.４６は従来の球状黒鉛鋳鉄、鋼種Ｎ
o.４７はＳ４８ＣにＶ：０．１０wt.%、Ｐｂ：０．２２
wt.%を添加した従来の非調質鋼、鋼種Ｎo.４８は従来の
Ｓ５０Ｃ、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とした。
発明の範囲外にあり、この内、鋼種Ｎo.２４〜４５は比
較成分例、鋼種Ｎo.４６は従来の球状黒鉛鋳鉄、鋼種Ｎ
o.４７はＳ４８ＣにＶ：０．１０wt.%、Ｐｂ：０．２２
wt.%を添加した従来の非調質鋼、鋼種Ｎo.４８は従来の
Ｓ５０Ｃ、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とした。
【００８８】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。
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。
【００８９】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８２０〜１１８０℃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。
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８２０〜１１８０℃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。
【００９０】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。２６ｍｍ棒鋼の放冷ままの８００
℃〜６００℃までの平均冷却速度は、約１．５℃／ｓｅ
ｃ、カバー徐冷におけるそれは０．４℃／ｓｅｃ、９３
ｍｍ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。
て黒鉛を析出させた。２６ｍｍ棒鋼の放冷ままの８００
℃〜６００℃までの平均冷却速度は、約１．５℃／ｓｅ
ｃ、カバー徐冷におけるそれは０．４℃／ｓｅｃ、９３
ｍｍ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。
【００９１】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
ｍｍの棒鋼はショックアブソーバ─のピストンロッド
に、９３ｍｍ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。
態、金属組織を光学顕微鏡により調査した。更に、２６
ｍｍの棒鋼はショックアブソーバ─のピストンロッド
に、９３ｍｍ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。
【００９２】切り屑処理性の判定は、図２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。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。
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。
【００９３】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、８８ｍｍ
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。
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、８８ｍｍ
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。
【００９４】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／ｍ
ｍ2 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。
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／ｍ
ｍ2 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。
【００９５】図３には実施例Ｎo.１のエッチングした検
鏡面の顕微鏡組織を示す。黒鉛とパーライトとよりなる
組織である。図４には、実施例Ｎo.４のノーエッチング
での検鏡面の顕微鏡による黒鉛の析出状態を示す。黒鉛
は主として粒界に存在する。図５には、そのエッチング
した検鏡面の顕微鏡組織を示す。その組織は、粒界フェ
ライト＋パーライトである。
鏡面の顕微鏡組織を示す。黒鉛とパーライトとよりなる
組織である。図４には、実施例Ｎo.４のノーエッチング
での検鏡面の顕微鏡による黒鉛の析出状態を示す。黒鉛
は主として粒界に存在する。図５には、そのエッチング
した検鏡面の顕微鏡組織を示す。その組織は、粒界フェ
ライト＋パーライトである。
【００９６】また、引張強さも全て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。
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。
【００９７】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。
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。
【００９８】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、このため黒鉛の析出は見られなかった。
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、このため黒鉛の析出は見られなかった。
【００９９】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、このため黒
鉛化指数ＣＥが小さくなり、黒鉛の析出は見られず、切
り屑が長くつながってしまった。このため機械を停止し
て切り屑を除去する必要があった。
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が本発明を外れて低く、このため黒
鉛化指数ＣＥが小さくなり、黒鉛の析出は見られず、切
り屑が長くつながってしまった。このため機械を停止し
て切り屑を除去する必要があった。
【０１００】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、熱間延性
不足で、棒鋼に割れを発生した。
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、熱間延性
不足で、棒鋼に割れを発生した。
【０１０１】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.３０は
Ｎｉ／Ｃｕ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、割れを発
生した。
延性不足で、棒鋼に割れを発生した。比較例Ｎo.３０は
Ｎｉ／Ｃｕ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、割れを発
生した。
【０１０２】比較例Ｎo.３１はＰが本発明より高く、圧
延棒鋼に割れが発生した。比較例Ｎo.３２はＭｎ及び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。
延棒鋼に割れが発生した。比較例Ｎo.３２はＭｎ及び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。
【０１０３】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。
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。
【０１０４】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から割れを生じた。
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
のため延性不足で棒鋼に割れを生じてしまった。
く、多量のＢＮが析出して延性不足から割れを生じた。
比較例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
のため延性不足で棒鋼に割れを生じてしまった。
【０１０５】また比較例Ｎo.４１はＣａが、比較例Ｎo.
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、棒鋼に割れを発生してしまっ
た。
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、棒鋼に割れを発生してしまっ
た。
【０１０６】比較例Ｎo.４４、比較例Ｎo.４５は化学成
分組成は本発明の範囲内であるが、黒鉛化指数ＣＥが本
発明の範囲より低いため、黒鉛の析出はみられなかっ
た。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。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。
分組成は本発明の範囲内であるが、黒鉛化指数ＣＥが本
発明の範囲より低いため、黒鉛の析出はみられなかっ
た。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。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。
【０１０７】比較例Ｎo.４７は、従来非調質の例である
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。
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。
【０１０８】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。
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。
【０１０９】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Ｎ
o.４９Ｄにおいて説明する。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非調質快削棒鋼を製造する
ことができる。
の例であり、これについては後述する試験３の比較例Ｎ
o.４９Ｄにおいて説明する。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非調質快削棒鋼を製造する
ことができる。
【０１１０】〔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Ｎo.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.４
７Ｂ、４８Ｂ、４６Ｂとよぶ。
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Ｎo.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.４
７Ｂ、４８Ｂ、４６Ｂとよぶ。
【０１１１】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８８ｍｍφ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。
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８８ｍｍφ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。
【０１１２】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。
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。
【０１１３】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
疲労強度しか有していなかった。これは鋳鉄はヤング率
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。
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
疲労強度しか有していなかった。これは鋳鉄はヤング率
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。
【０１１４】また比較例Ｎo.４８ＢのＳ５０Ｃの疲労強
度も４３０Ｎ／ｍｍ2 程度しか有していなかった。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 まで向上さすことができた。
度も４３０Ｎ／ｍｍ2 程度しか有していなかった。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 まで向上さすことができた。
【０１１５】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。
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。
【０１１６】〔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４７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、４７Ｄ
とよぶ。
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４７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、４７Ｄ
とよぶ。
【０１１７】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１００ｍｍ
棒鋼に圧延し、外径２２０ｍｍ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.４７Ｄでは、従来球状黒鉛鋳鉄は同一形状のギア砂
型に直接鋳込んだ。
ＣＭ８２２による比較例４９Ｄでは、鋼片を１００ｍｍ
棒鋼に圧延し、外径２２０ｍｍ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.４７Ｄでは、従来球状黒鉛鋳鉄は同一形状のギア砂
型に直接鋳込んだ。
【０１１８】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。
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。
【０１１９】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。
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。
【０１２０】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.４７Ｄ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。
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.４７Ｄ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。
【０１２１】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。
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。
【０１２２】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。
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。
【０１２３】
【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。
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１】２．０wt.%Ｓｉを含有する時のＦｅ−Ｃ系状態
図である。
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。
ある。
【図３】実施例Ｎo.１のエッチングした検鏡面の顕微鏡
組織を示す図である。
組織を示す図である。
【図４】実施例Ｎo.４のノーエッチングでの検鏡面の顕
微鏡による黒鉛の析出状態を示す図である。
微鏡による黒鉛の析出状態を示す図である。
【図５】実施例Ｎo.４のエッチングした検鏡面の顕微鏡
組織を示す。
組織を示す。
【図６】歯車の歪みを説明する概略縦断面図である。
【図７】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。
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。
１ プレッシャーアングルの角度変位 ２ 歯車
Claims (12)
- 【請求項１】Ｃ ：０．８０〜１．７０wt.%、 Ｓｉ：０．７０〜２．５０wt.%、 Ｃｕ：０．０１〜２．０wt.%、 Ｎｉ：０．０１〜２．０wt.%、 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 ----------------（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.%。 - 【請求項４】 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.%。 - 【請求項５】Ｃ ：０．８０〜１．７０wt.%、 Ｓｉ：０．７０〜２．５０wt.%、 Ｃｕ：０．０１〜２．０wt.%、 Ｎｉ：０．０１〜２．０wt.%、 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、更に、 Ａｌ：０．１０超え〜０．５０wt.%、 Ｔｉ：０．０１〜０．５０wt.%、 Ｚｒ：０．０１〜０．５０wt.%、 Ｖ ：０．０１〜０．３０wt.%、及び、 Ｎｂ：０．０１〜０．３０wt.%。 からなる群から選ばれた少なくとも１種と、 Ｃａ：０．００１０〜０．０１００wt.%、 Ｍｇ：０．００１０〜０．１０wt.%、及び、 ＲＥＭ：０．００１０〜０．１０wt.% からなる群から選ばれた少なくとも１種とを含有し、残
部鉄（Ｆｅ）および不可避的不純物からなり、且つ、Ｎ
ｉ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（６）式： ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９＋Ａｌ／６ ＋Ｔｉ／３＋Ｚｒ／３−Ｖ／３−Ｎｂ／３ ------------（６） 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６】Ｃ ：０．８０〜１．７０wt.%、 Ｓｉ：０．７０〜２．５０wt.%、 Ｃｕ：０．０１〜２．０wt.%、 Ｎｉ：０．０１〜２．０wt.%、 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、更に、 Ｍｎ：０．０１〜１．０wt.%、 Ｃｒ：０．０１〜１．０wt.%、 Ｍｏ：０．０１〜０．５０wt.%、及び、 Ｂ ：０．０００５〜０．０１０wt.%。 からなる群から選ばれた少なくとも１種と、 Ａｌ：０．１０超え〜０．５０wt.%、 Ｔｉ：０．０１〜０．５０wt.%、 Ｚｒ：０．０１〜０．５０wt.%、 Ｖ ：０．０１〜０．３０wt.%、及び、 Ｎｂ：０．０１〜０．３０wt.%。 からなる群から選ばれた少なくとも１種と、 Ｃａ：０．００１０〜０．０１００wt.%、 Ｍｇ：０．００１０〜０．１０wt.%、及び、 ＲＥＭ：０．００１０〜０．１０wt.% からなる群から選ばれた少なくとも１種とを含有し、残
部鉄（Ｆｅ）および不可避的不純物からなり、且つ、Ｎ
ｉ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（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７】Ｃ ：０．８０〜１．７０wt.%、 Ｓｉ：０．７０〜２．５０wt.%、 Ｃｕ：０．０１〜２．０wt.%、 Ｎｉ：０．０１〜２．０wt.%、 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 ----------------（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８】 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 --------------------------------（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９】 請求項７又は請求項８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.%。 - 【請求項１０】 請求項７又は請求項８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.%。 - 【請求項１１】Ｃ ：０．８０〜１．７０wt.%、 Ｓｉ：０．７０〜２．５０wt.%、 Ｃｕ：０．０１〜２．０wt.%、 Ｎｉ：０．０１〜２．０wt.%、 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、更に、 Ａｌ：０．１０超え〜０．５０wt.%、 Ｔｉ：０．０１〜０．５０wt.%、 Ｚｒ：０．０１〜０．５０wt.%、 Ｖ ：０．０１〜０．３０wt.%、及び、 Ｎｂ：０．０１〜０．３０wt.%。 からなる群から選ばれた少なくとも１種と、 Ｃａ：０．００１０〜０．０１００wt.%、 Ｍｇ：０．００１０〜０．１０wt.%、及び、 ＲＥＭ：０．００１０〜０．１０wt.% からなる群から選ばれた少なくとも１種とを含有し、残
部鉄（Ｆｅ）および不可避的不純物からなり、且つ、Ｎ
ｉ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（６）式： ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９＋Ａｌ／６ ＋Ｔｉ／３＋Ｚｒ／３−Ｖ／３−Ｎｂ／３ ------------（６） 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１２】Ｃ ：０．８０〜１．７０wt.%、 Ｓｉ：０．７０〜２．５０wt.%、 Ｃｕ：０．０１〜２．０wt.%、 Ｎｉ：０．０１〜２．０wt.%、 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、更に、 Ｍｎ：０．０１〜１．０wt.%、 Ｃｒ：０．０１〜１．０wt.%、 Ｍｏ：０．０１〜０．５０wt.%、及び、 Ｂ ：０．０００５〜０．０１０wt.%。 からなる群から選ばれた少なくとも１種と、 Ａｌ：０．１０超え〜０．５０wt.%、 Ｔｉ：０．０１〜０．５０wt.%、 Ｚｒ：０．０１〜０．５０wt.%、 Ｖ ：０．０１〜０．３０wt.%、及び、 Ｎｂ：０．０１〜０．３０wt.%。 からなる群から選ばれた少なくとも１種と、 Ｃａ：０．００１０〜０．０１００wt.%、 Ｍｇ：０．００１０〜０．１０wt.%、及び、 ＲＥＭ：０．００１０〜０．１０wt.% からなる群から選ばれた少なくとも１種とを含有し、残
部鉄（Ｆｅ）および不可避的不純物からなり、且つ、Ｎ
ｉ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（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。
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Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2000063948A (ja) * | 1998-08-19 | 2000-02-29 | Toa Steel Co Ltd | 超快削鋼棒線材及び部品の製造方法並びにそれらによる超快削鋼棒線材及び部品 |
| JP2000063989A (ja) * | 1998-08-19 | 2000-02-29 | Nkk Joko Kk | 超快削鋼棒線材の製造方法及びそれによる超快削鋼棒線材 |
| JP2000063988A (ja) * | 1998-08-19 | 2000-02-29 | Nkk Joko Kk | 穴明け加工性に優れた快削鋼棒線材及びその製造方法 |
| CN104653591A (zh) * | 2015-01-14 | 2015-05-27 | 广东美芝制冷设备有限公司 | 压缩机用零件及其制备方法以及压缩机和制冷设备 |
| CN107354370A (zh) * | 2017-07-19 | 2017-11-17 | 广东中天创展球铁有限公司 | 一种铸态铁素体球墨铸铁及其制备方法 |
-
1998
- 1998-04-08 JP JP09607898A patent/JP3874532B2/ja not_active Expired - Fee Related
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|---|---|---|---|---|
| JP2000063948A (ja) * | 1998-08-19 | 2000-02-29 | Toa Steel Co Ltd | 超快削鋼棒線材及び部品の製造方法並びにそれらによる超快削鋼棒線材及び部品 |
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| JP2000063988A (ja) * | 1998-08-19 | 2000-02-29 | Nkk Joko Kk | 穴明け加工性に優れた快削鋼棒線材及びその製造方法 |
| CN104653591A (zh) * | 2015-01-14 | 2015-05-27 | 广东美芝制冷设备有限公司 | 压缩机用零件及其制备方法以及压缩机和制冷设备 |
| CN107354370A (zh) * | 2017-07-19 | 2017-11-17 | 广东中天创展球铁有限公司 | 一种铸态铁素体球墨铸铁及其制备方法 |
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