JP2002194480A - 被削性および冷間加工性に優れた鋼、および機械部品 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 被削性及び冷間加工性に優れた鋼を提供す
る。 【解決手段】 質量％で、Ｍｇ：０．０００５〜０．０
２％、Ｓ：０．００３〜０．０７％を含有すると共に、
圧延材の縦断面積0.5mm×0.5mm中に存在する硫化物中の
ＭｇとＳの原子比が平均で０．０１〜０．２０であり、
該縦断面積中に存在する長さ５０μｍ以上の硫化物が全
硫化物に占める比率が面積率で１０％以下を満足するも
のである。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、被削性および冷間
加工性の双方に優れた鋼、及び該鋼を用いて得られる機
械部品に関するものである。本発明の鋼は、冷間鍛造、
冷間圧造、冷間転造等の冷間加工によって所定形状に冷
間加工した後、切削加工により最終仕上げ加工を行う分
野に好適に利用することができる。

【０００２】

【従来の技術】冷間加工は、熱間加工に比べて生産性が
高いうえに鋼材の歩留まりも良好なことから、ボルト、
ナット、ねじ等の機械部品や電装部品を効率よく製造す
る為の方法として汎用されている。近年における冷間加
工技術の向上は著しく、ニアネットシェイプ、ネットシ
ェイプ等により、仕上げ切削加工の工程を減らそうとい
う試みがなされている。しかしながら、最終製品の精度
や表面品位に対する要求特性を満足させるには、まだま
だ切削加工に頼らざるを得ないのが現状であり、従っ
て、被削性と冷間加工性の双方に優れた鋼への要求は、
依然高いものがある。

【０００３】ここで、被削性の向上に関しては、鋼中に
Ｓを添加し、ＭｎＳ等の硫化物を形成させたり、Ｐｂを
添加することが有効であることは良く知られている。と
ころが鋼中にＳやＰｂを添加すると冷間加工性が低下す
るという問題がある。

【０００４】そこで上記問題を解決し、硫化物の形態を
制御して冷間加工性の向上を図るべく、本願出願人は種
々提案している。

【０００５】例えば特開昭４９−５８０１９及び特
開昭５０-７７１７には、Ｓを０．０４〜０．０９％含
有し、ＺｒをＺｒ／Ｓ：０．５〜４または０．７〜２．
５の割合で含有する被削性および冷間加工性に優れた鋼
が開示されている。これは、鋼中にＳを添加することに
より被削性を改善させると共に、Ｓ添加による冷間加工
性の劣化を回復すべくＺｒを添加し、Ｚｒ／Ｓの比率を
制御するというものである。Ｚｒを添加し、ＭｎＳ中に
Ｚｒを固溶させ、（Ｍｎ，Ｚｒ）Ｓとすることにより硫
化物の変形能が低下し、冷間加工性向上に悪影響を及ぼ
す圧延方向に長く伸びた硫化物が、丸みを帯びた硫化物
となる結果、冷間加工性が向上するのである。

【０００６】更に特公昭５９−４７０２４は、「細長
く延伸した硫化物系介在物は冷間加工性を阻害する為、
鋼中のＳ含有量を極力抑えることが有効であるが、反
面、Ｓ含有量の減少に伴い被削性は著しく低下する」と
いう実情に鑑み、鋼中の硫化物の組成を、従来のＭｎＳ
主体のものから、Ｃａによる脱酸、脱硫後にＳを０．０
１〜０．１５％添加することにより微細に分散したＣａ
Ｓ、Ｃａ−Ｍｎ−Ｓ系の高融点硫化物とし、圧延後の加
工時に延伸し難い硫化物とすることにより、鋼中のＳ量
を著しく低下させることなしに鋼材の異方性を軽減して
冷間加工性の改善を図るものである。即ち、この技術
は、上記またはで用いたＺｒの代わりにＣａを添加
して同様の効果を得ようとするものであり、Ｓ及びＣａ
の強制添加により、硬質酸化物であるＡｌ₂Ｏ₃を低減せ
しめ、被削性を改善しようというものである。

【０００７】この様に本願出願人は、これまでにも、硫
化物形成による被削性向上を図りつつ、該硫化物の形態
を制御して冷間加工性の改善を図るという観点から、鋼
中にＺｒやＣａを添加する技術を開示しているが、本発
明では上記従来技術とは異なり、Ｍｇ添加により硫化物
の形態を制御し、被削性と冷間加工性の双方に優れた新
規な鋼を提供しようというものである。

【０００８】

【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、冷間
加工後に切削加工される鋼に適用される鋼であって、優
れた冷間加工性を保持したまま、被削性を向上すること
のできる鋼を提供することにある。

【０００９】

【課題を解決するための手段】上記課題を解決し得た本
発明の被削性および冷間加工性に優れた鋼とは、質量％
で（以下、特に断らない限り、「％」とは「質量％」を
意味するものとする）、Ｍｇ：０．０００５〜０．０２
％、Ｓ：０．００３〜０．０７％を含有すると共に、圧
延材の縦断面積（圧延方向と平行な断面）0.5mm×0.5mm
中に存在する硫化物中のＭｇとＳの原子比が平均で０．
０１〜０．２０であり、該縦断面積中に存在する長さ５
０μｍ以上の硫化物が全硫化物に占める比率が面積率で
１０％以下を満足するところに要旨を有するものであ
る。ここで、Ｍｇの含有量は下式（１）及び／又は
（２）を満足し、Ａｌ：０．００１〜０．０５％、Ｏ：
０．００４０％未満（０％を含まない）を含有すること
が推奨される。添加したＭｇは、酸化物及び硫化物の形
成に用いられるが、酸化物の形成に寄与するＭｇ量を考
慮し、上記式を設定した次第であり、これにより、硫化
物中のＭｇ／Ｓの原子比を適切に調整することが可能に
なる。 ([S]/150)＋0.75×[O]≦［Mg]≦([S]/20)＋0.75×[O]…（１） [Mg]≧0.05×[Al] …（２） 式中、［ ］は、各元素の含有量（質量％）を意味す
る。

【００１０】本発明鋼は、基本的にＣ ：０．００１〜
０．７％、Ｓｉ：１％以下（０％を含む）、Ｍｎ：２％
以下（０％を含む）を含有し、残部：実質的に鉄である
が、更に、Ｐ：０．０３％以下（０％を含む）、Ｃｒ：
１．５％以下（０％を含む）、Ｎ：０．００２〜０．０
３％を含有するもの；Ｃａ：０．０１％以下（０％を含
まない）を含有するもの；Ｂ：０．００６％以下（０％
を含まない）を含有するもの；Ｐｂ：０．１％以下、及
び／又はＢｉ：０．１％以下を含有するものは、いずれ
も本発明の好ましい態様である。

【００１１】更に、上記鋼を用いて得られる機械部品も
本発明の範囲内に包含される。

【００１２】

【発明の実施の形態】本発明者らは、被削性と冷間加工
性の双方に優れた新規な鋼を提供すべく、鋭意検討して
きた。基本的には、「鋼中にＳを添加し、ＭｎＳ等の硫
化物を形成させて被削性を向上させると共に、硫化物の
形態を制御して冷間加工性を改善する」という観点に立
ち、特に、Ｍｇ添加によって硫化物の形態を制御する方
法について検討を重ねてきた。その結果、硫化物形成に
伴う冷間加工性の低下を防止するには、硫化物中のＭｇ
とＳの原子比を所定範囲内に制御することが有効である
こと、更に、硫化物のなかでも特に大きな硫化物（具体
的には長さ５０μｍ以上の硫化物）が冷間加工性に悪影
響を及ぼすことを突き止め、本発明を完成した。

【００１３】尚、本発明と同様、Ｍｇに着目して硫化物
の形態制御を図り、被削性と冷間加工性の両立を図る技
術はこれまでにも開示されている。例えば特公昭４６
−３０９３５には、被削性改善の目的でＭｇを添加する
技術が開示されている。また、特公昭５２−７４０５
及び特公昭４６−３０９３５には、ＭｇとＳ，Ｓｅ、
Ｔｅの元素を複合添加することによって鋼中に細かく分
散した快削性介在物が形成され、被削性が向上する旨記
載されている。

【００１４】更に最近では、歯車用浸炭用鋼の分野にお
いても、歯元疲労強度及び耐ピッチング性に優れた歯車
を提供する目的で、鋼中にＭｇを含有する歯車用浸炭用
鋼が提案されている（特開平７−１８８８５３及び
特開平７−２３８３４２）。これらの公報には、Ｍｇ添
加により酸化物系介在物のサイズが微細化されて面疲労
強度が向上すると共に、ＭｎＳにＭｇが複合して（Ｍ
ｎ，Ｍｇ）Ｓとなって球状化される為、圧延時の延伸性
が大幅に抑制され、歯車の曲げ疲労強度が顕著に向上す
ることが記載されている。

【００１５】しかしながら、上記公報を精査しても、被
削性を向上させつつ冷間加工性の改善を図るには、硫化
物中のＭｇとＳの原子比、および長さ５０μｍ以上の硫
化物を夫々制御することが有用である、という本発明の
最重要ポイントについては開示も示唆もされていない。
上記の如く硫化物を制御する為には、特に、熱間圧延条
件を適切に制御することが重要であるが、従来の製造方
法では、この点に関する配慮が充分なされているとは言
えず、所望の硫化物形態に制御することは極めて困難だ
からである。

【００１６】以下、本発明の特性である被削性及び冷却
間加工性について説明する。

【００１７】まず、被削性向上についてであるが、本発
明では、Ｍｇ添加により、特に工具寿命低下に大きな影
響を及ぼすＡｌ₂Ｏ₃等の酸化物系介在物の組成を改質
し、更に微細化して無害化させるものであり、この点は
基本的に、上記〜の場合と同様である。通常の鋼は
Ａｌ，Ｓｉにより脱酸されるが、その結果、鋼中に形成
される酸化物（特にＡｌ₂Ｏ₃）は非常に硬く、切削加工
時に工具のアブレッシブ摩耗を助長させ、工具寿命を低
下させる。Ｍｇを添加すると、上記酸化物はＡｌ ₂Ｏ₃か
ら、ＭｇＯ・Ａｌ₂Ｏ₃またはＭｇＯに改質される。この
ＭｇＯ・Ａｌ₂Ｏ₃またはＭｇＯは、Ａｌ₂Ｏ₃と比べて凝
集し難い為、微細に分散させることが可能である。更
に、これら酸化物を核として硫化物を晶出させ、酸化物
を軟らかい硫化物で包むことにより、より無害化され、
被削性を向上させることができると考えられる。

【００１８】次に、本発明の最重要ポイントである冷間
加工性の向上について述べる。これは、本願出願人が先
に開示した前記及びの技術、即ち、ＣａやＺｒをＭ
ｎＳ中に固溶させ、（Ｍｎ，Ｃａ）Ｓや（Ｍｎ，Ｚｒ）
Ｓとし、硫化物の延伸を抑制する技術と同様の観点から
なされたものであり、ＣａやＺｒの代わりにＭｇを添加
するものである。溶鋼中に添加されたＭｇは、Ａｌ₂Ｏ₃
等の酸化物組成を改質するのに使用されると共に、その
残りはＭｎＳ中に固溶することになる。つまり、ＭｎＳ
が（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓに変化するのであるが、この改質効
果により、硫化物（ＭｎＳ）の延伸が抑制されて球状化
が達成される結果、冷間加工性が向上するのである。

【００１９】この様に本願発明における冷間加工性の向
上は、基本的には従来の考え方を踏襲するものである
が、本発明者らが検討を重ねたところ、それだけでは充
分優れた特性を得ることはできず、更に、硫化物中のＭ
ｇ／Ｓ原子比、長さ５０μｍ以上の大きな硫化物を制御
することが必要であることが明らかになった。

【００２０】まず、本発明では硫化物中のＭｇ／Ｓ原子
比を所定範囲に制御することが必要である。ちなみに鋼
中のＭｇ／Ｓ原子比を制御することは従来でも行われて
いた（例えば前記及び）が、本発明は、鋼中のＭｇ
／Ｓ原子比ではなく、硫化物中のＭｇ／Ｓ原子比を制御
する点で相違する。本発明者らが検討したところ、従来
の様に鋼中のＭｇ／Ｓ原子比を制御するだけでは、添加
したＭｇが全て、冷間加工性向上に有効な（Ｍｎ，Ｍ
ｇ）Ｓに全て変化する訳では決してなく、冷間加工性に
悪影響を及ぼすＭｇＯ等の酸化物を形成するのに使用さ
れる為、期待した程度の冷間加工性が必ずしも得られな
いことが分かった。そこで本発明者らは発想を変え、冷
間加工性に直接影響を及ぼす硫化物中のＭｇ／Ｓ原子比
に着目し、当該原子比を制御できないか、更に検討を重
ねた。その結果、Ｍｇの量を、好ましくは上式（１）及
び／又は（２）を満足する様に制御して添加すれば、硫
化物中のＭｇ／Ｓ原子比をうまくコントロールすること
ができることを突き止めた。具体的には、硫化物中のＭ
ｇ／Ｓ原子比を０．０１〜０．２０とすることが有効で
あることを見出した。

【００２１】ここで、硫化物中のＭｇ／Ｓ原子比が０．
０１未満では所望の効果が得られない。好ましくは０．
０３以上、より好ましくは０．０５以上である。但し、
上記原子比が０．２０を超えると、球状でも大きい硫化
物が生成し易くなり、コスト面でも不利である。好まし
くは０．１７以下、より好ましくは０．１５以下であ
る。

【００２２】尚、Ｍｇ添加により硫化物の形態を制御す
るという本発明の趣旨からすれば、理論的には、硫化物
中のＭｇ／Ｓ原子比ではなく、硫化物中のＭｇ濃度を特
定する方が適切である。しかしながら、実際にＭｎＳ中
のＭｇ濃度を測定しようとすると、ＭｎＳサイズの影響
を受け、正確なＭｇ濃度の測定値が得られないのが実情
である。そこで測定困難なＭｇ濃度に代えてＭｇ／Ｓの
原子比を定めた次第である。

【００２３】詳細には、圧延方向と平行な縦断面で切断
し、鏡面を研磨したサンプルについて、光学顕微鏡（倍
率１００倍）を用い、０．５ｍｍ×０．５ｍｍの視野に
存在する硫化物を５０個以上任意に選択し、ＥＰＭＡに
て組成分析した。同様の操作を合計１００視野について
実旋し、その平均値を硫化物中のＭｇ／Ｓ原子比とし
た。

【００２４】尚、本発明における硫化物とは、ＭｎＳの
他、ＦｅＳ，ＭｇＳ等、或いはこれらの複合物［（Ｍ
ｎ，Ｆｅ）Ｓ，（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓ，（Ｍｎ，Ｆｅ，Ｍ
ｇ）Ｓ等］等が挙げられる。その他、Ｃａ，Ｚｒ，ＲＥ
Ｍ，Ｔｉ等を含む硫化物も包含される。尚、Ｍｇは、す
べての硫化物中に含まれる必要はないが、硫化物の特性
を均一化する（硫化物形態制御による被削性及び冷間加
工性の向上効果を有効に発揮させる）という観点からす
れば、できるだけ多くの硫化物中にＭｇ量が同程度に含
まれていることが推奨される。

【００２５】この様に硫化物中のＭｇ／Ｓ原子比を制御
することにより硫化物を球状化させることができるが、
単に硫化物を球状化するだけでは、所望の冷間加工性向
上効果は得られないことが分かった。従来は、「細長く
圧延した硫化物系介在物は冷間加工性に悪影響を及ぼす
ので、丸みを帯びた硫化物に制御する」という認識のも
と、鋭意検討されてきた。ところが本発明者らの検討結
果によれば、細長く延びた硫化物であっても、サイズが
小さいものは冷間加工性を阻害しないこと；また、硫化
物を球状にしても、サイズが大きいものは冷間加工性を
阻害することが始めて明らかになった。即ち、冷間加工
性に最も寄与するのは、硫化物の形状（細長い形状・球
状形状）ではなく、サイズであることを突き止め、本発
明では、長さ５０μｍ以上の硫化物が全硫化物中に占め
る比率を面積率で１０％以下に制御した次第である。逆
に言えば、硫化物が存在していても、長さ５０μｍ未満
の硫化物が９０％を超える面積率で存在するものは、優
れた冷間加工性が得られるのである。

【００２６】ここで、「長さ」とは、上記縦断面にて観
察される硫化物のうち最大の長さを意味する。従って、
本発明では、長さが５０μｍ以上のものであれば、細長
い形状の硫化物は勿論のこと、球状の硫化物であって
も、当該硫化物が全硫化物中に占める比率が面積率で１
０％以下のものは全て本発明の範囲内に包含される。上
記趣旨からすれば、当該硫化物の面積率は少なければ少
ない程好ましく、０％も本発明の範囲内に包含される。

【００２７】ここで、硫化物の面積率は、圧延方向に平
行な縦断面の埋込サンプルを研磨したものについて、光
学顕微鏡（倍率１００倍）を用い、一視野当たり０．５
ｍｍ×０．５ｍｍ、合計１００視野を画像解析装置（株
式会社ニレコ製ＬＵＺＥＸＦ）で測定したデータを基に
算出した。尚、測定は観察した画像を二値化処理して行
った。二値化のレベルはＲＧＢで取り込み、Ｒ：１２５
／１８０，Ｇ：１１０／１８０，Ｂ：１２０／１８０に
調整し、グレーレベルは明るさによって硫化物がマトリ
ックスに対して充分区別できるように、その都度調整し
た。

【００２８】次に、本発明を構成する鋼中成分について
説明する。

【００２９】Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％ Ｍｇは、酸化物・硫化物の形態を制御して所望の被削性
及び冷間加工性を得る為に必須の元素である。特に、酸
化物及び硫化物の双方を所望の形態に制御する為には少
なくとも０．０００５％以上添加することが必要であ
る。好ましくは０．００１０％以上、より好ましくは
０．００１５％以上である。但し、過剰に添加しても効
果は飽和してしまい、経済的に無駄であるので、その上
限を０．０２％とした。好ましくは０．０１５％以下、
より好ましくは０．０１２％以下である。

【００３０】Ｓ：０．００３〜０．０７％ Ｓは、被削性向上に必須の元素であり、この様な作用を
有効に発揮させる為には０．００３％以上添加すること
が必要である。好ましくは０．００５％以上、より好ま
しくは０．００８％以上である。但し、過剰に添加する
と冷間加工性が低下するのみならず、「Ｍｇ添加による
硫化物形態の適正化」という本願発明の課題を達成する
うえでも、その上限を０．０２％とする。好ましくは
０．１５％以下、より好ましくは０．１２％以下であ
る。

【００３１】Ｏ：０．００４０％未満（０％を含まな
い） Ｏは酸化物を形成し、該酸化物が硫化物の核となり得る
為、有用な元素であるが、過剰に添加すると被削性が低
下するので、その上限を０．００４０％未満とする。好
ましくは０．００２０％未満である。

【００３２】尚、硫化物中への固溶に必要なＭｇ量は、
硫化物中のＳ量及びＯ量によっても変化するので、上式
（１）を満足するＭｇ量を鋼中に添加することが推奨さ
れる。

【００３３】Ａｌ：０．００１〜０．０５％ Ａｌは脱酸元素として有用であるが、０．００１％未満
では、脱酸作用が不充分であり、酸素量の制御が困難で
ある。また、ＡｌはＭｇと複合酸化物を形成して硫化物
の核となって、硫化物の形態制御に寄与するが、０，０
０１％未満では、かかる作用も充分発揮されない。好ま
しくは０．００５％以上である。但し、０．０５％を超
えると、硬質なアルミナ系酸化物が主に形成され、被削
性が低下するほか、硫化物中のＭｇ量を低下させる等の
不具合が生じる。好ましくは０．０４５％以下である。

【００３４】尚、硫化物中のＭｇ量を低下させないよう
にする為には、上式（２）を満足する様に、Ａｌを鋼中
に含有することが推奨される。

【００３５】参考までに、本発明の必須元素である上記
Ｍｎ，Ｓの各添加量と、本発明で特定する要件・特性と
の関係をグラフ化して示す（図１〜８）。

【００３６】まず、図１〜５は、後記する実旋例におい
て、Ｍｇ添加量を種々変化させたＮｏ．１〜４と、Ｍｇ
を含有しないＮｏ．１２［これらは、Ｍｇを除く主成分
元素は、同一の狙い（Ｓ４５Ｃ）で溶製したものであ
る］の結果をプロットしたものである。

【００３７】このうち図１は、Ｍｇ量と、硫化物中のＭ
ｇ／Ｓ原子比との関係をグラフ化したものである。図１
より、Ｍｇ添加によりＭｇ／Ｓの原子比が大きくなり、
０．０００５％以上添加すると、所望の原子比に制御で
きることが分かる。

【００３８】また、図２は、Ｍｇ量と、全硫化物中に占
める長さ５０μｍ以上の硫化物面積率との関係をグラフ
化したものである。図２より、Ｍｇ添加によって、所望
とする長さ５０μｍ以上の硫化物面積率は小さくなり、
０．０００５％以上添加すると、所望の面積率に制御で
きることが分かる。

【００３９】また、図３〜５は、Ｍｇ量と割れ発生限界
（冷間加工性の指標）との関係、Ｍｇ量とドリル寿命
（被削性の指標の一つ）との関係、Ｍｇ量と超硬旋削寿
命（被削性の指標の一つ）との関係を、夫々グラフ化し
たものである。これらの図より、Ｍｇ添加によって上記
の諸特性は向上し、Ｍｇを０．０００５％以上添加する
と、本発明の目標レベル［割れ発生限界率５５％以上、
ドリル寿命（V₁₀₀）３０m/min以上、超硬旋削寿命（T
₂₀₀）３５min以上］をクリアできることが分かる。

【００４０】次に、図６〜８は、後記する実旋例におい
て、Ｓ添加量を種々変化させたＮｏ．１〜４、５−１、
６−１（全てＭｇ添加鋼）、１２〜１４（Ｍｇ無添加
鋼）［これらは、Ｓを除く主成分元素は、同一の狙い
（Ｓ４５Ｃ）で溶製したものである］の結果をプロット
したものであり、Ｓ量と割れ発生限界との関係（図
６）、Ｓ量とドリル寿命との関係（図７）、Ｓ量と超硬
旋削寿命との関係（図８）を示夫々示している。

【００４１】Ｓ量が増えると鋼中の硫化物が増加し、被
削性は向上する反面、冷間加工性が低下することは周知
であるが、上記図６〜８の結果より、Ｍｇを添加した本
発明鋼（Ｎｏ．１〜４、５−１、６−１；図中◆）で
は、Ｍｇを添加しない比較鋼（Ｎｏ．１２〜１４；図中
◇）とは異なり、冷間加工性を阻害することなく被削性
が向上することが分かる。このことは、Ｓ量を概ね同一
にしたときの各供試鋼間で対比すると明瞭でなる。例え
ば、Ｓ量が約０．０１％と略同一であるがＭｇ添加の有
無が相違するＮｏ．１〜４とＮｏ．１２；Ｓ量が約０．
０４％と略同一であるがＭｇ添加の有無が相違するＮ
ｏ．５−１とＮｏ．１３；Ｓ量が約０．０６％と略同一
であるがＭｇ添加の有無が相違するＮｏ．６−１とＮ
ｏ．１４とを夫々比較すると、いずれもＭｇ添加によ
り、冷間加工性、被削性が共に向上している。特に被削
性に関しては、Ｍｇを添加した上記の各供試鋼は、Ｓが
通常レベルのＳ４５Ｃベース鋼に、更にＳを０．０６％
添加したＮｏ．１４（Ｓ：０．０６％，Ｍｇ無添加）と
同等またはそれ以上の優れた被削性が得られている。同
様に冷間加工性に関しても、Ｍｇを添加した上記の各供
試鋼は、Ｓ４５Ｃベース鋼であるＮｏ．１２（Ｓ：０．
０１２％，Ｍｇ無添加）と同等またはそれ以上の優れた
冷間加工性が得られた。

【００４２】以上、本発明を特徴付けるＭｇ、Ｓの各成
分について詳述したが、次に、本発明を構成する基本成
分について説明する。

【００４３】Ｃ：０．００１〜０．７％ Ｃは、最終製品の強度を確保する為に必須の元素であ
る。０．００１％未満では所望の強度が得られない。好
ましくは０．００３％以上である。一方、０．７％を超
えると強度が高過ぎて冷間加工性が大幅に低下する。好
ましくは０．６％以下である。

【００４４】Ｓｉ：１％以下（０％を含む） Ｓｉは脱酸剤として有用な元素であり、この様な作用を
有効に発揮させる為には０．００５％以上（より好まし
くは０．０１％以上）添加することが好ましい。但し、
過剰に添加すると固溶強化により冷間加工性、被削性共
に低下する為、その上限を１％とした。好ましくは０．
７％以下である。

【００４５】Ｍｎ：２％以下（０％を含む） Ｍｎは、所定の強度を付与すると共に、ＭｎＳ介在物を
形成し、被削性を向上させる為に有効な元素である。こ
の様な作用を有効に発揮させる為には０．４０％以上
（より好ましくは０．５０％以上）添加することが好ま
しい。但し、過剰に添加すると強度が高くなり過ぎて冷
間加工性が低下する為、その上限を２％とした。好まし
くは１．６％以下である。

【００４６】本発明の鋼は上記成分を基本的に含有する
ものであり、残部：鉄及び不純物であるが、Ｍｇ添加に
よる硫化物の形態制御作用を一層有効に発揮させる等の
目的で、更に下記元素を積極的に添加することができ
る。

【００４７】Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない） Ｃａは硫化物の形態制御に有効な元素であり、この様な
作用を有効に発揮させる為には、０．０００５％以上
（より好ましくは０．００１０％以上）添加することが
好ましい。但し、過剰に添加してもその効果は飽和して
しまい、経済的に無駄であるので、その上限を０．０１
％とした。好ましくは０．００８％以下である。

【００４８】Ｂ：０．００６％以下（０％を含まない） Ｂは、ＢＮを形成し、固溶Ｎによる時効効果によって冷
間加工時の荷重を低減させるのに有効な元素である。従
って、被削性よりも冷間加工性を重視する場合には積極
的に添加することが好ましく、０．０００５％以上（よ
り好ましくは０．００１０％以上）添加することが推奨
される。但し、過剰に添加すると熱間延性を低下させる
為、その上限を０．００６％とした。好ましくは０．０
０５％以下である。

【００４９】Ｐｂ：０．１％以下（０％を含まない）及
び／又はＢｉ：０．１％以下（０％を含まない） Ｐｂ及びＢｉの低融点金属は、被削性向上に極めて有効
な元素である。従って、冷間加工性よりも被削性が重視
される場合には、夫々、０．００５％以上（より好まし
くは０．０１％以上）添加することが推奨される。しか
し、過剰に添加すると冷間加工性が低下する為、その上
限を０．１％とした。好ましくは夫々、０．０９％以下
である。尚、これらの元素は、単独で使用しても良い
し、両者を併用しても構わない。

【００５０】更に本発明では、下記元素を以下の様に制
御することが推奨される。

【００５１】Ｐ：０．０３％以下（０％を含む） Ｐは鋼の延性を低下させる為、できるだけ少ない方が好
ましい。本発明では不純物レベルで、どうしても含まれ
てしまうＰ量の上限を０．０３％とした。好ましくは
０．０２％以下である。

【００５２】Ｃｒ：１．５％以下（０％を含む） Ｃｒは所定の強度を付与するのに有効な元素である。こ
の様な作用を有効に発揮させる為には０．０３％以上
（より好ましくは０．０５％以上）添加することが好ま
しい。しかし、多量に添加すると硬くなり過ぎて冷間加
工性および被削性に悪影響を及ぼすことから、その上限
を１．５％とした。好ましくは１．２％以下である。

【００５３】Ｎ：０．００２〜０．０３％ Ｎは、鋼中に硬い窒化物、炭窒化物を生成して冷間加工
性を阻害する元素であるので、被削性よりも冷間加工性
を重視する場合には、できるだけ少ない方が好ましい。
但し、被削性向上の観点からすれば、時効効果により鋼
を脆化させる為、有用な元素でもある。本発明では上記
特性を総合的に勘案して、下限を０．００２％、上限を
０．０３％に定めた。好ましくは０．００３％以上、
０．０２５％以下である。

【００５４】上記元素の他、本発明の作用を損なわない
範囲で他の元素を添加することも可能である。例えば、
JIS G 4051に規定される機械構造用炭素鋼鋼材、JIS
G4102に規定されるニッケルクロム鋼鋼材、JIS G 41
03に規定されるニッケルクロムモリブデン鋼鋼材、JIS
G 4104に規定されるクロム鋼鋼材、JIS G 4105に規
定されるクロムモリブデン鋼鋼材、JIS G 4106に規定
される機械構造用マンガン鋼鋼材及びマンガンクロム鋼
鋼材等にも適用することができる。また、ボロン鋼鋼
材、非調質鋼鋼材等にも適用可能である。本発明に用い
られる他の元素の好適添加量は以下の通りである。

【００５５】Ｃｕ：２．０％以下（０％を含む）、Ｎ
ｉ：２．０％以下（０％を含む）、Ｍｏ：１．０％以下
（０％を含む） これらの元素はいずれも、所望の強度を確保するのに有
用な元素である。この様な作用を有効に発揮させる為に
は、Ｃｕ：０．０１％以上、Ｎｉ：０．０１％以上、Ｍ
ｏ：０．０１％以上添加することが好ましい。但し、過
剰に添加すると被削性が低下する等の悪影響を及ぼすの
で、用途に応じて、その上限を上記範囲内に適切に制御
することが推奨される。

【００５６】Ｔｉ：０．３％以下（０％を含む）、Ｖ：
０．５％以下（０％を含む）、Ｎｂ：０．３％以下（０
％を含む） これらの元素はいずれも、調質後の組織の微細化、強度
・靭性バランスの向上に有効な元素である。また、非調
質鋼においても、強度を大幅に向上し、組織も微細化し
て靭性を向上させるというメリットがある。この様な作
用を有効に発揮させる為には、Ｔｉ：０．００５％以
上、Ｖ：０．００５％以上、Ｎｂ：０．００２％以上添
加することが好ましい。但し、過剰に添加すると逆に悪
影響を及ぼす様になるので、その上限を上記範囲に適切
に制御することが推奨される。

【００５７】次に、本発明の最重要ポイントである硫化
物の形態を制御する方法について説明する。

【００５８】前述した通り、本発明は、硫化物中のＭｇ
／Ｓ原子比を制御すると共に、長さ５０μｍ以上の硫化
物の面積率を制御するところに最重要ポイントが存在す
る。このうち前者（硫化物中のＭｇ／Ｓ原子比）は、上
述した通りであるので、後者の「長さ５０μｍ以上の硫
化物を制御する」方法について説明する。

【００５９】本発明の如く硫化物のサイズを制御する為
には、特に、熱間圧延条件を適切に制御することが必要
である。具体的には、鋼片の加熱温度を９５０〜１０５
０℃とし、圧延終了温度を９２５℃以上に制御する、と
いう高温圧延を採用するものであり、圧延終了後、８５
０〜６００℃までの冷却速度は５℃／秒以下に制御する
ことにより、所望の硫化物形態を得ることができる。本
発明の如く圧延条件を高温に制御する方法は、実操業レ
ベルでは現実に採用されていなかったというのが実情で
あるが、本発明では、敢えてこの様な高温圧延を旋すこ
とによって所望の硫化物を形成させ、被削性及び冷間加
工性の飛躍的向上に成功したものである。

【００６０】以下、各要件について説明する。

【００６１】鋼片の加熱温度：９５０〜１０５０℃ 圧延終了温度 ：９２５℃以上 本発明では、鋼片の加熱温度９５０℃以上、圧延終了温
度９２５℃以上と高温圧延する。この様に高温加熱する
ことにより所望の硫化物形態が得られる理由は詳細には
不明であるが、以下の様に考えられる。これらの温度が
低いと、硫化物がマトリックスより変形抵抗が小さい
為、より延伸し易くなる。これに対し、上記温度が高温
になると、硫化物とマトリックスの変形抵抗が逆転する
か、または両者の差が小さくなることにより硫化物が延
伸し難くなったものと考えられる。好ましくは、鋼片の
加熱温度：９５０℃以上（より好ましくは９６０℃以
上）、圧延終了温度：９２５℃以上（より好ましくは９
３０℃以上）に制御することが推奨される。

【００６２】但し、鋼片の加熱温度が１０５０℃を超え
ると、結晶粒が粗大化して延性が低下する他、生産性が
低下する等の問題がある。好ましくは１０４０℃以下、
より好ましくは１０３０℃以下である。

【００６３】また、圧延終了温度の上限は特に限定され
ないが、実操業レベルに適用することを考慮すると１０
００℃以下（より好ましくは９８０℃以下）に制御する
ことが推奨される。

【００６４】８５０〜６００℃までの冷却速度：５℃／
秒以下 本発明材は冷間加工に供される為、圧延後の強度は小さ
い方が好ましい。圧延仕上がり温度は圧延後の強度に大
きな影響を及ぼし、圧延仕上がり温度が高いと圧延後の
強度は高くなり易い為、本発明では、圧延後の冷却速度
も制御する必要がある。かかる観点から、本発明では圧
延完了後、８５０〜６００℃までの冷却速度を５℃／秒
以下に定めた。好ましくは４．５℃／秒以下、より好ま
しくは４℃／秒以下である。ここで、圧延温度とは、圧
延中の鋼材の表面温度を放射温度計にて測定した温度の
ことである。

【００６５】この様に所望の硫化物形態を得る為には、
上記圧延条件及び圧延後の冷却速度に制御することが必
要であり、その他の要件については特に限定されず、所
望の形態が得られる様、適宜好適な条件を採用すること
ができるが、例えば、圧延開始温度を概ね９３０℃以
上、粗列圧延終了温度を概ね９００℃以上に制御するこ
とが推奨される。

【００６６】以下実旋例に基づいて本発明を詳述する。
ただし、下記実旋例は本発明を制限するものではなく、
前・後記の趣旨を逸脱しない範囲で変更実旋することは
全て本発明の技術範囲に包含される。

【００６７】

【実旋例】高周波溶解炉を用い、表１に示すＳ４５Ｃを
ベースとした化学成分の鋼材を溶製し、１５５ｍｍ角の
鋼片を作製した。その後、表２に示す圧延条件で鋼片を
加熱、熱間圧延し、φ５０ｍｍの棒鋼とした。

【００６８】次に、硫化物の形態を調査すべく、前述の
方法により硫化物中のＭｇ／Ｓ原子比、および全硫化物
中に占める長さ５０μｍ以上の硫化物の面積率を測定し
た。

【００６９】また、冷間加工性及び被削性の評価方法は
以下の通りである。

【００７０】［冷間加工性］圧延材のＤ／４部よりφ２
０×３０ｍｍの試験片（平滑）を作製し、1600ｔメカニ
カルプレスにより圧縮試験を行い、割れ発生限界を調査
することにより冷間加工性を評価した。尚、この試験方
法は、日本塑性加工学会が「鍛造、塑性加工技術シリー
ズ４」コロナ社、１５５頁で推奨する内容を参考にした
ものであり、試験片としては、当該頁付図１の１号Ａ
（φ２０×３０ｍｍ）を用い、耐圧板は、同心円溝付き
拘束型耐圧板を使用した。

【００７１】割れ発生限界は、各供試材につき、５個ず
つの試験片を加工率２．５％ずつ繰返し加工していき、
全ての試験片表面に割れが発生しない加工率の最大値と
定義した。

【００７２】［被削性］被削性の評価は、ハイスドリル
寿命試験及び超硬旋削寿命試験によって行った。各試験
条件は以下の通りである。ハイスドリル試験条件 切削様式 ：ドリル 工具 ：φ１０ストレートドリル ＳＫＨ５１ 切削速度 ：２０〜５０（ｍ／ｍｉｎ） 送り速度 ：０．２１（ｍｍ／ｒｅｖ） 切削油 ：なし（乾式） 穴深さ ：３０（ｍｍ）未貫通 工具寿命判定：工具溶損超硬旋削試験条件 切削様式 ：旋削 工具 ：Ｐ１０超硬チップ（コーティングなし） 切削速度 ：２００（ｍ／ｍｉｎ） 送り速度 ：０．２５（ｍｍ／ｒｅｖ） 切込み ：１．５（ｍｍ） 切削油 ：なし（乾式） 工具寿命判定：ＶＢ摩耗量０．２（ｍｍ） このうちハイスドリル試験は、上記試験条件にて切削速
度を数条件変動させ、溶損までの穴深さの合計が１００
ｃｍとなるときの切削速度［Ｖ₁₀₀（m/min）］を算出す
るもので、この値が大きい程被削性に優れることを意味
する。

【００７３】また、超硬旋削寿命試験は、上記試験条件
で切削し、逃げ面摩耗幅ＶＢ＝0.2mmに達するまでの加
工時間［Ｔ₂₀₀（min）］を算出するもので、この値が大
きい程被削性に優れることを意味する。

【００７４】これらの結果を表２に併記する。

【００７５】尚、割れ発生限界は、Ｎｏ．１２（Ｓ４５
Ｃベース鋼）の割れ発生限界を基準とし、この基準値と
同程度若しくはそれ以上の場合を「○」、この基準値を
下回る場合を「×」とした。

【００７６】また、被削性（ハイスドリル寿命及び超硬
旋削寿命）は、Ｓ４５Ｃに、Ｓを０．０６％添加したＮ
ｏ．１４の値を基準とし、この基準値と同程度若しくは
それ以上の場合を「○」、この基準値を下回る場合を
「×」とした。

【００７７】

【表１】

【００７８】

【表２】

【００７９】表より以下の様に考察することができる。

【００８０】表１中、Ｎｏ．１〜６、および８〜１１
は、本発明で規定する成分組成を満足するものであり、
Ｎｏ．７は、Ｓ量が本発明の上限を超える比較例、Ｎ
ｏ．１２〜１４はＭｇを添加しない比較例である。

【００８１】このうちＮｏ．１〜４、５−１、６−１、
８〜１１は、本発明で規定する成分組成を満足する鋼
を、本発明で規定する圧延条件で圧延した本発明例であ
るが、所望の硫化物形骸が得られている為、冷間加工性
及び被削性の双方に優れている。

【００８２】これに対し、下記供試材は本発明で規定す
るいずれかの要件を満足しない為、冷間加工性、被削性
のいずれかに劣っていた。

【００８３】まず、Ｎｏ．５−２は、本発明の成分組成
を満足するＮｏ．５の供試鋼を用いているが、圧延後８
５０〜６００℃の平均冷却速度が大きい為、硬さが高く
なり過ぎ、割れ発生限界が本発明例であるＮｏ．５−１
に比べ、劣っていた。

【００８４】また、Ｎｏ．５−３及びＮｏ．６−２は、
成分組成が本発明の要件を満足するＮｏ．５及び６の鋼
を、夫々、圧延終了温度が本発明の範囲を下回る条件で
圧延した為、長さ５０μｍ以上の硫化物が増加し、割れ
発生限界が低下した。

【００８５】Ｎｏ．７は、圧延条件は本発明の要件を満
足しているが、Ｓ量が多過ぎる為、所望の硫化物形態制
御を充分行うことができず、冷間加工性が低下した。

【００８６】Ｎｏ．１２〜１４は、Ｍｇを添加しない鋼
を用いた例であり、所望の硫化物形態に制御することが
できず、冷間加工性、被削性のいずれかに劣っていた。

【００８７】

【発明の効果】本発明は上記の様に構成されているの
で、被削性と冷間加工性の双方に優れた鋼を効率よく提
供することができた。

【図面の簡単な説明】

【図１】Ｍｇ量と硫化物中のＭｇ／Ｓ原子比との関係を
示すグラフである。

【図２】Ｍｇ量と、全硫化物中に占める長さ５０μｍ以
上の硫化物面積率との関係を示すグラフである。

【図３】Ｍｇ量と、割れ発生限界との関係を示すグラフ
である。

【図４】Ｍｇ量と、ドリル寿命との関係を示すグラフで
ある。

【図５】Ｍｇ量と、超硬旋削寿命との関係を示すグラフ
である。

【図６】Ｓ量と、割れ発生限界との関係を示すグラフで
ある。

【図７】Ｓ量と、ドリル寿命との関係を示すグラフであ
る。

【図８】Ｓ量と、超硬旋削寿命との関係を示すグラフで
ある。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 新堂 陽介 神戸市西区高塚台１丁目５番５号 株式会 社神戸製鋼所神戸総合技術研究所内 (72)発明者 家口 浩 神戸市西区高塚台１丁目５番５号 株式会 社神戸製鋼所神戸総合技術研究所内 (72)発明者 坂本 浩一 神戸市西区高塚台１丁目５番５号 株式会 社神戸製鋼所神戸総合技術研究所内

Claims (8)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 質量％で、 Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％、 Ｓ ：０．００３〜０．０７％ を含有すると共に、 圧延材の縦断面積0.5mm×0.5mm中に存在する硫化物中の
   ＭｇとＳの原子比が平均で０．０１〜０．２０であり、 該縦断面積中に存在する長さ５０μｍ以上の硫化物が全
   硫化物に占める比率が面積率で１０％以下を満足するこ
   とを特徴とする被削性および冷間加工性に優れた鋼。
2. 【請求項２】 更に、 Ａｌ：０．００１〜０．０５％、 Ｏ ：０．００４０％未満（０％を含まない）を含有す
   ると共に、 Ｍｇの含有量は、下式（１）及び／又は（２）を満足す
   るものである請求項１に記載の鋼。 ([S]/150)＋0.75×[O]≦［Mg]≦([S]/20)＋0.75×[O]…（１） [Mg]≧0.05×[Al] …（２） 式中、［ ］は、各元素の含有量（質量％）を意味す
   る。
3. 【請求項３】 更に、 Ｃ ：０．００１〜０．７％、 Ｓｉ：１％以下（０％を含む）、 Ｍｎ：２％以下（０％を含む） を含有するものである請求項２に記載の鋼。
4. 【請求項４】 更に、 Ｐ ：０．０３％以下（０％を含む）、 Ｃｒ：１．５％以下（０％を含む）、 Ｎ：０．００２〜０．０３％ を含有するものである請求項２または３に記載の鋼。
5. 【請求項５】 更に、 Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない） を含有するものである請求項２〜４のいずれかに記載の
   鋼。
6. 【請求項６】 更に、 Ｂ ：０．００６％以下（０％を含まない） を含有するものである請求項２〜５のいずれかに記載の
   鋼。
7. 【請求項７】 更に、 Ｐｂ：０．１％以下、及び／又は Ｂｉ：０．１％以下 を含有するものである請求項２〜６のいずれかに記載の
   鋼。
8. 【請求項８】 請求項１〜７のいずれかに記載の鋼を用
   いて得られる機械部品。