JP3489656B2 - 被削性に優れた高強度高靭性調質鋼材 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は被削性に優れた高強
度高靭性調質鋼材に関する。更に詳しくは、焼入れ焼戻
し後に極めて優れた強度−靭性バランスを有するととも
に被削性にも優れた機械構造部品などの素材として好適
な調質鋼材に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】従来、極めて良好な強度−靭性バランス
を必要とする機械構造部品などは、(1)熱間加工で所定
の形状に粗加工し、次いで、切削加工によって所望形状
に仕上げた後、焼入れ焼戻しの調質処理を施すか、(2)
熱間加工及び焼入れ焼戻し処理を施した後、切削加工に
よって所望形状に仕上げるのが一般的であった。しか
し、機械構造部品などが高強度化するに伴って、切削加
工のコストが嵩んできた。そこで、切削加工を容易に
し、低コスト化を図るために被削性に優れた快削鋼に対
する要求がますます大きくなっている。

【０００３】鋼にＰｂ、Ｔｅ、Ｂｉ、Ｃａ及びＳなどの
快削元素を単独あるいは複合添加すれば被削性が向上す
ることは周知の事実である。このため、従来は機械構造
用鋼を初めとする鋼に前記の快削元素を添加して切削加
工性を改善する方法が採られてきた。しかし、機械構造
用鋼などに単に快削元素を添加しただけの場合には、所
望の機械的特性、なかでも靭性を確保できないことが多
い。

【０００４】 こうした状況の下、上記(1)の熱間加工
後に切削加工してから焼入れ焼戻し処理を施す技術とし
て、例えば、特開平２−１１１８４２号公報と特開平６
−２７９８４９号公報に、鋼中のＣを黒鉛として存在さ
せ、この黒鉛の切欠き並びに潤滑効果を利用することに
よって被削性を向上させた「被削性、焼入性に優れた熱
間圧延鋼材」と「被削性に優れた機械構造用鋼の製造方
法」がそれぞれ提案されている。

【０００５】しかし、特開平２−１１１８４２号公報に
提案された鋼材は、Ｂを添加しＢ窒化物（ＢＮ）を黒鉛
化の核として黒鉛化を促進させるものであって、Ｂの添
加が必須であるため凝固時に割れを生じ易いという問題
を含んでいる。一方、特開平６−２７９８４９号公報に
記載の方法は、Ａｌ添加とともに鋼中Ｏ（酸素）を低く
規制することで熱間圧延ままで黒鉛化を促進させるもの
であるが、熱間圧延後に５時間以上の黒鉛化焼なまし処
理を施す必要があるため、必ずしも経済的とはいえない
ものである。

【０００６】 一方、上記(2)の熱間加工及び焼入れ焼
戻し処理を施した後、切削加工する技術として、例え
ば、特開平６−２１２３４７号公報に特定の化学組成を
有する鋼を熱間鍛造後直ちに焼入れし、その後焼戻し処
理を行ってＴｉＣを析出させる「高疲労強度を有する熱
間鍛造品及びその製造方法」が開示されている。しかし
この公報に記載の熱間鍛造品は、鋼の組成としてのＮ量
をＴｉ量との比率であるＮ／Ｔｉで０．１未満と規定し
ているだけであるため、必ずしも良好な靭性と被削性が
確保できない場合がある。つまり、重量％で、０．０１
〜０．２０％のＴｉを含む鋼のＮ含有量をＮ／Ｔｉで
０．１未満と規定しただけでは、硬質のＴｉＮが多量に
形成されて靭性の劣化と被削性の劣化を生ずる場合があ
る。

【０００７】鉄と鋼（ｖｏｌ．５７（１９７１年）Ｓ４
８４）には、脱酸調整快削鋼にＴｉを添加すれば被削性
が高まる場合のあることが報告されている。しかし、Ｔ
ｉの多量の添加はＴｉＮが多量に生成されることもあっ
て工具摩耗を増大させ、被削性の点からは好ましくない
ことも述べられている。例えば、Ｃ：０．４５％、Ｓ
ｉ：０．２９％、Ｍｎ：０．７８％、Ｐ：０．０１７
％、Ｓ：０．０４１％、Ａｌ：０．００６％、Ｎ：０．
００８７％、Ｔｉ：０．２２８％、Ｏ：０．００４％及
びＣａ：０．００１％を含有する鋼では却ってドリル寿
命が低下して被削性が劣っている。このように、鋼に単
にＴｉを添加するだけでは被削性は向上するものではな
い。

【０００８】又、硫黄快削鋼の硫化物形態制御の目的で
Ｚｒが添加されることがあるが、例えば、鉄と鋼（ｖｏ
ｌ．６２（１９７６年）ｐ．８８５）に記されているよ
うに、Ｚｒは被削性に対してはほとんど影響を及ぼさな
い。つまり、鋼に単にＺｒを添加するだけでは被削性は
向上するものではない。

【０００９】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記現状に
鑑みなされたもので、通常の熱間加工と焼入れ焼戻しの
熱処理を施すことで極めて良好な強度−靭性バランスを
有し、しかも焼入れ焼戻しの各々の強度レベルで被削性
が良好な、機械構造部品などの素材用として好適な鋼材
を提供することを目的とする。

【００１０】

【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、下記
（１）及び（２）に示す被削性に優れた高強度高靭性調
質鋼材にある。

【００１１】 （１）重量％で、Ｃ：０．１〜０．６
％、Ｓｉ：０．０５〜１．５％、Ｍｎ：０．４〜２．０
％、Ｓ：０．００２〜０．２％、Ｔｉ：０．０４〜１．
０％、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｎ：０．００８
％以下、Ｃｒ：０〜２．０％、Ｖ：０〜０．３％、Ｎ
ｂ：０〜０．０５％、Ｍｏ：０〜０．５％、Ｃｕ：０〜
１．０％、Ｎｉ：０〜２．０％、Ｂ：０〜０．０２％、
Ｎｄ：０〜０．１％、Ｐｂ：０〜０．５０％、Ｃａ：０
〜０．０１％、Ｓｅ：０〜０．５％、Ｔｅ：０〜０．０
５％及びＢｉ：０〜０．４％を含み、下記(1) 式で表さ
れるｆｎ１が０％を超える値（ｆｎ１＞０％）、残部は
Ｆｅ及び不可避不純物の化学組成で、更に鋼中のＴｉ炭
硫化物の最大直径が１０μｍ以下で、且つ、その量が清
浄度で０．０５％以上であることを特徴とする被削性に
優れた高強度高靭性調質鋼材。

【００１２】 ｆｎ１＝Ｔｉ（％）−１．２×Ｓ（％）
・・・・(1) （２）重量％で、Ｃ：０．１〜０．６％、Ｓｉ：０．０
５〜１．５％、Ｍｎ：０．４〜２．０％、Ｓ：０．００
２〜０．２％、Ｔｉ：０〜１．０％、Ｚｒ：１．０％以
下で、且つ、Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）：０．０４〜１．
０％、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｎ：０．００８
％以下、Ｃｒ：０〜２．０％、Ｖ：０〜０．３％、Ｎ
ｂ：０〜０．０５％、Ｍｏ：０〜０．５％、Ｗ：０〜
０．８％、Ｃｕ：０〜１．０％、Ｎｉ：０〜２．０％、
Ｂ：０〜０．０２％、Ｎｄ：０〜０．１％、Ｐｂ：０〜
０．５０％、Ｃａ：０〜０．０１％、Ｓｅ：０〜０．５
％、Ｔｅ：０〜０．０５％及びＢｉ：０〜０．４％を含
み、下記(2) 式で表されるｆｎ２が０％を超える値（ｆ
ｎ２＞０％）、残部はＦｅ及び不可避不純物の化学組成
で、更に鋼中のＴｉ炭硫化物及びＺｒ炭硫化物の最大直
径が１０μｍ以下で、且つ、その量の和が清浄度で０．
０５％以上であることを特徴とする被削性に優れた高強
度高靭性調質鋼材。

【００１３】 ｆｎ２＝Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）−１．
２×Ｓ（％）・・・・(2) なお、本発明でいう「Ｔｉ炭硫化物」には単なるＴｉ硫
化物を、又、「Ｚｒ炭硫化物」には単なるＺｒ硫化物を
それぞれ含むものとする。又、「（Ｔｉ及びＺｒの炭硫
化物の）最大直径」とは「個々のＴｉ及びＺｒの炭硫化
物における最も長い径」のことを指す。Ｔｉ炭硫化物の
清浄度やＺｒ炭硫化物の清浄度は、光学顕微鏡の倍率を
４００倍として、JIS G 0555に規定された「鋼の非金属
介在物の顕微鏡試験方法」によって６０視野測定した値
をいう。

【００１４】本明細書でいう「調質鋼材」とは焼入れ焼
戻しを施された、組織の５０％以上がマルテンサイト
（焼戻しマルテンサイト）である鋼材のことをいう。

【００１５】以下、上記の（１）、（２）に記載のもの
をそれぞれ（１）、（２）の発明という。

【００１６】本発明者らは、調質鋼材の化学組成及び組
織について研究を重ねた結果、ＴｉとＺｒの少なくとも
いずれかを添加した鋼を熱間加工後に適正な冷却速度で
冷却すれば、その後焼入れ焼戻しした場合でも鋼材の被
削性が飛躍的に向上することを見いだした。そこで更に
研究を続けた結果、下記の事項を知見した。

【００１７】（ａ）Ｓとのバランスを考慮して鋼にＴｉ
とＺｒのいずれかを積極的に添加すると、鋼中にＴｉ炭
硫化物あるいはＺｒ炭硫化物が形成され、Ｔｉ及びＺｒ
を添加すると、鋼中にはＴｉ炭硫化物とＺｒ炭硫化物と
が形成される。

【００１８】（ｂ）鋼中に上記したＴｉ炭硫化物やＺｒ
炭硫化物が生成すると、ＭｎＳの生成量が減少する。

【００１９】（ｃ）鋼中のＳ含有量が同じ場合には、Ｔ
ｉ炭硫化物やＺｒ炭硫化物はＭｎＳよりも大きな被削性
改善効果を有する。これは、Ｔｉ炭硫化物やＺｒ炭硫化
物の融点がＭｎＳのそれよりも低いため、切削加工時に
工具のすくい面での潤滑作用が大きくなることに基づ
く。

【００２０】（ｄ）Ｔｉ炭硫化物やＺｒ炭硫化物の効果
を充分発揮させるためには、Ｎ含有量を低く制限するこ
とが重要である。これは、Ｎ含有量が多いとＴｉＮやＺ
ｒＮとしてＴｉやＺｒが固定されてしまい、Ｔｉ炭硫化
物やＺｒ炭硫化物の生成が抑制されてしまうためであ
る。

【００２１】（ｅ）Ｔｉ炭硫化物やＺｒ炭硫化物によっ
て被削性を高めるとともに靭性を確保するためには、Ｔ
ｉ炭硫化物やＺｒ炭硫化物のサイズと、その清浄度で表
される量（以下、単に「清浄度」という）を適正化して
おくことが重要である。

【００２２】（ｆ）製鋼時に生成したＴｉ炭硫化物やＺ
ｒ炭硫化物は、通常の熱間加工のための加熱温度では基
地に固溶しないし、焼入れ焼戻しの加熱温度でも基地に
固溶しない。

【００２３】（ｇ）Ｎ量を規制することは鋼中のＴｉＮ
やＺｒＮの減少につながり、これによって靭性を飛躍的
に向上させることもできる。

【００２４】（ｈ）化学組成及びＴｉ炭硫化物とＺｒ炭
硫化物の少なくともいずれかが特定条件下にある調質鋼
材は、強度−靭性バランスに優れしかも良好な被削性を
有する。

【００２５】本発明は上記の知見に基づいて完成された
ものである。

【００２６】

【発明の実施の形態】以下、本発明の各要件について詳
しく説明する。なお、化学成分の含有量の「％」は「重
量％」を意味する。

【００２７】（Ａ）鋼材の化学組成 Ｃ：Ｃは、ＳとともにＴｉやＺｒと結合してＴｉ炭硫化
物やＺｒ炭硫化物を形成し、被削性を高める作用を有す
る。Ｃには、鋼に所望の強度を付与する作用もあるし、
ＴｉやＺｒと結合してＴｉＣやＺｒＣとして析出し、析
出強化によって疲労強度をも向上させる作用がある。前
記の効果を確保するためにＣは０．１％以上の含有量を
必要とする。しかし、０．６％を超えて含有すると靭性
の低下を招く。したがって、Ｃの含有量を０．１〜０．
６％とした。

【００２８】Ｓｉ：Ｓｉは、鋼の脱酸及び鋼の焼入れ性
を高める作用を有する。更に、Ｓｉ含有量の増加に伴い
切削時の切り屑表面の潤滑作用が高まって工具寿命が延
びるので、被削性を改善する作用も有する。しかしその
含有量が０．０５％未満では添加効果に乏しく、一方、
１．５％を超えると前記効果が飽和するばかりか被削性
が劣化するようになるので、その含有量を０．０５〜
１．５％とした。

【００２９】Ｍｎ：Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高めるとと
もに固溶強化によって疲労強度を向上させる効果を有す
る。しかし、その含有量が０．４％未満では所望の効果
が得られず、２．０％を超えるとこの効果が飽和するだ
けでなく、むしろ硬くなりすぎて靭性が低下するように
なる。したがって、Ｍｎの含有量を０．４〜２．０％と
した。

【００３０】Ｓ：Ｓは、ＣとともにＴｉやＺｒと結合し
てＴｉ炭硫化物やＺｒ炭硫化物を形成し、被削性を高め
る作用を有する。しかし、その含有量が０．００２％未
満では所望の効果が得られない。一方、０．２％を超え
るとＭｎＳが過剰に生成するのでＴｉ炭硫化物やＺｒ炭
硫化物による被削性向上効果が低下してしまう。したが
って、Ｓの含有量を０．００２〜０．２％とした。

【００３１】Ｔｉ、Ｚｒ：Ｔｉ、Ｚｒは本発明において
重要な元素であって、それぞれＣ及びＳと結合してＴｉ
炭硫化物やＺｒ炭硫化物を形成し、被削性を高める作用
を有する。

【００３２】 Ｔｉを単独で添加する場合、その含有量
が０．０４％以上の場合に前記の効果が確実に得られ
る。しかし、Ｔｉを１．０％を超えて含有させてもＴｉ
炭硫化物による被削性向上効果が飽和してコストが嵩む
ばかりか、炭硫化物が粗大化して却って靭性の低下を招
く。したがって、（１）の発明にあってはＴｉの含有量
を０．０４〜１．０％とした。なお、（１）の発明の場
合に、良好な被削性と靭性を安定して得るためには、Ｔ
ｉの含有量を０．０６〜０．８％とすることが好まし
い。 一方、上記の効果は、ＴｉとＺｒの含有量に関
し、Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）の値が０．０４％以上の場
合にも確実に得られる。しかし、Ｔｉ（％）＋Ｚｒ
（％）の値で１．０％を超えるＴｉとＺｒを含有させて
も被削性向上効果は飽和するのでコストが嵩んでしま
う。なお、Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）の値が０．０４〜
１．０％でありさえすれば良いので、必ずしもＴｉとＺ
ｒを複合して含有させる必要はない。Ｚｒを添加しない
場合は前記した（１）の発明になり、この場合はＴｉを
１．０％を超えて含有させるとＴｉ炭硫化物による被削
性向上効果が飽和してコストが嵩むばかりか、Ｔｉ炭硫
化物が粗大化して却って靭性の低下を招いてしまう。Ｔ
ｉを添加しない、つまりＺｒを単独で添加する場合に、
Ｚｒを１．０％を超えて含有させるとＺｒ炭硫化物によ
る被削性向上効果が飽和してコストが嵩むばかりか、Ｚ
ｒ炭硫化物が粗大化して却って靭性の低下を招いてしま
う。したがって（２）の発明にあっては、Ｔｉの含有量
は０〜１．０％、Ｚｒの含有量は１．０％以下とし、且
つ、Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）の値を０．０４〜１．０％
とした。なお、（２）の発明の場合に、良好な被削性と
靭性を安定して得るためには、ＴｉとＺｒの含有量の上
限はそれぞれ０．８％とすることが好ましい。

【００３３】Ａｌ：Ａｌは、強力な脱酸作用を持つ元素
である。その効果を確保するためには０．００５％以上
の含有量を必要とする。しかし、０．０５％を超えて含
有させてもその効果が飽和しコストが嵩むばかりであ
る。したがって、Ａｌの含有量を０．００５〜０．０５
％とした。

【００３４】Ｎ：本発明においてはＮの含有量を低く制
御することが極めて重要である。すなわち、ＮはＴｉや
Ｚｒとの親和力が大きいために容易にＴｉやＺｒと結合
してＴｉＮやＺｒＮを生成し、ＴｉやＺｒを固定してし
まうので、Ｎを多量に含有する場合には前記したＴｉ炭
硫化物やＺｒ炭硫化物の被削性向上効果が充分に発揮で
きないこととなる。特に、ＴｉやＺｒの含有量が低めの
場合には、Ｎ含有量の影響が顕著となる。更に、粗大な
ＴｉＮやＺｒＮは靭性を低下させる。

【００３５】（１）の発明の場合、Ｎ含有量が０．００
８％以下で、且つ前述の式で表されるｆｎ１が正の値
の場合に前記したＴｉ炭硫化物の効果が確保される。な
お、Ｔｉ炭硫化物の効果を高めるために、（１）の発明
におけるＮ含有量の上限は０．００６％とすることが好
ましい。

【００３６】 （２）の発明の場合、Ｎ含有量が０．０
０８％以下で、且つ前述の(2) 式で表されるｆｎ２が正
の値の場合に前記したＴｉ炭硫化物とＺｒ炭硫化物の効
果が確保される。なお、Ｔｉ炭硫化物とＺｒ炭硫化物の
効果を高めるために、（２）の発明においても、Ｎ含有
量の上限は０．００６％とすることが好ましい。

【００３７】Ｃｒ：Ｃｒは添加しなくてもよい。添加す
れば、鋼の焼入れ性を高めるとともに固溶強化によって
疲労強度を向上させる効果がある。こうした効果を確実
に得るには、Ｃｒは０．０３％以上の含有量とすること
が好ましい。しかし、その含有量が２．０％を超えると
前記の効果が飽和するだけでなく、むしろ硬くなりすぎ
て靭性が低下するようになる。このため、Ｃｒの含有量
を０〜２．０％とした。

【００３８】Ｖ：Ｖは添加しなくても良い。添加すれ
ば、微細な窒化物や炭窒化物として析出し、鋼の強度、
特に疲労強度を向上させる効果を有する。この効果を確
実に得るには、Ｖは０．０５％以上の含有量とすること
が好ましい。しかし、その含有量が０．３％を超えると
析出物が粗大化するので前記の効果が飽和したり、却っ
て低下したりする。更に、原料コストも嵩むばかりであ
る。したがって、Ｖの含有量を０〜０．３％とした。

【００３９】Ｎｂ：Ｎｂは添加しなくても良い。添加す
れば、微細な窒化物や炭窒化物として析出し、オ−ステ
ナイト粒の粗大化を防止するとともに、鋼の強度、特に
疲労強度と靭性とを向上させる効果を有する。この効果
を確実に得るには、Ｎｂは０．００５％以上の含有量と
することが好ましい。しかし、その含有量が０．０５％
を超えると前記の効果が飽和するばかりか、粗大な炭窒
化物が生じて工具を損傷し、被削性の低下を招く。した
がって、Ｎｂの含有量を０〜０．０５％とした。

【００４０】Ｍｏ：Ｍｏは添加しなくても良い。添加す
れば、鋼の焼入れ性を高める効果を有する。この効果を
確実に得るには、Ｍｏの含有量は０．０５％以上とする
ことが好ましい。しかし、その含有量が０．５％を超え
るとこの効果が飽和するだけでなく、むしろ硬くなりす
ぎて靭性が低下するようになるし、コストも嵩んでしま
う。このため、Ｍｏの含有量を０〜０．５％とした。

【００４１】Ｗ：Ｗは添加しなくても良い。添加すれ
ば、鋼の焼入れ性を高める効果を有する。この効果を確
実に得るには、Ｗの含有量は０．０５％以上とすること
が好ましい。しかし、その含有量が０．８％を超えると
この効果が飽和するだけでなく、むしろ硬くなりすぎて
靭性が低下するようになるし、コストも嵩んでしまう。
このため、（２）の発明において、Ｗの含有量を０〜
０．８％とした。

【００４２】Ｃｕ：Ｃｕは添加しなくても良い。添加す
れば、靭性を低下させることなく鋼の強度を高め、更に
被削性を高める効果を有する。この効果を確実に得るに
は、Ｃｕは０．２％以上の含有量とすることが好まし
い。しかし、その含有量が１．０％を超えると熱間加工
性が劣化することに加えて、析出物が粗大化して前記の
効果が飽和したり却って低下したりする。更に、コスト
も嵩むばかりである。したがって、Ｃｕの含有量を０〜
１．０％とした。

【００４３】Ｎｉ：Ｎｉは添加しなくても良い。添加す
れば、鋼の焼入れ性を向上させる効果を有する。この効
果を確実に得るには、Ｎｉの含有量は０．０２％以上と
することが好ましい。しかし、その含有量が２．０％を
超えるとこの効果が飽和するのでコストが嵩む。このた
め、Ｎｉの含有量を０〜２．０％とした。

【００４４】Ｂ：Ｂは添加しなくても良い。添加すれ
ば、焼入れ性が向上して鋼の強度、靭性を向上させる効
果を有する。この効果を確実に得るには、Ｂの含有量は
０．０００３％以上とすることが好ましい。しかし、そ
の含有量が０．０２％を超えると前記の効果が飽和した
り、却って靭性が低下したりする。このため、Ｂの含有
量を０〜０．０２％とした。

【００４５】Ｎｄ：Ｎｄは添加しなくても良い。添加す
れば、Ｎｄ₂Ｓ₃としてチップブレーカーの作用を有し被
削性を向上させる効果を有する。更に、Ｎｄ₂Ｓ₃が溶鋼
の比較的高温域で微細に分散して生成することにともな
って、ＭｎＳが微細に分散析出し、この微細に分散析出
したＭｎＳのピンニング効果により後工程での熱間加工
や焼入れのための加熱時におけるオーステナイト粒の成
長が抑制されて組織が微細化し、鋼が高強度・高靭性化
する効果もある。前記の効果を確実に得るには、Ｎｄは
０．００５％以上の含有量とすることが好ましい。しか
し、その含有量が０．１％を超えるとＮｄ₂Ｓ₃自体が粗
大化して却って靭性の低下をきたす。したがって、Ｎｄ
の含有量を０〜０．１％とした。なお、Ｎｄ含有量の好
ましい上限値は０．０８％である。

【００４６】Ｐｂ：Ｐｂは添加しなくても良い。添加す
れば、鋼の被削性を一段と高める作用がある。この効果
を確実に得るには、Ｐｂは０．０５％以上の含有量とす
ることが好ましい。しかし、その含有量が０．５０％を
超えると前記の効果が飽和するばかりか、却って粗大介
在物を生成して疲労強度の低下をきたす。更に、Ｐｂの
多量添加は熱間加工性の劣化を招き、特に含有量が０．
５０％を超えると熱間加工した鋼材の表面に疵が生じて
しまう。この疵を除去しなければ焼入れ時に焼割れの起
点となるため、疵手入れという面からもコストが嵩んで
しまう。したがって、Ｐｂの含有量を０〜０．５０％と
した。

【００４７】Ｃａ：Ｃａは添加しなくても良い。添加す
れば、鋼の被削性を大きく高める作用がある。この効果
を確実に得るには、Ｃａは０．００１％以上の含有量と
することが好ましい。しかし、その含有量が０．０１％
を超えると前記の効果が飽和するばかりか、却って粗大
介在物を生成して疲労強度の低下をきたす。したがっ
て、Ｃａの含有量を０〜０．０１％とした。

【００４８】Ｓｅ：Ｓｅは添加しなくても良い。添加す
れば、鋼の被削性を一段と向上させる効果を有する。こ
の効果を確実に得るには、Ｓｅは０．１％以上の含有量
とすることが好ましい。しかし、その含有量が０．５％
を超えると前記の効果が飽和するばかりか、却って粗大
介在物を生成して疲労強度の低下をきたす。したがっ
て、Ｓｅの含有量を０〜０．５％とした。

【００４９】Ｔｅ：Ｔｅも添加しなくても良い。添加す
れば、鋼の被削性を一段と高める効果を有する。この効
果を確実に得るには、Ｔｅは０．００５％以上の含有量
とすることが好ましい。しかし、その含有量が０．０５
％を超えると前記の効果が飽和するばかりか、却って粗
大介在物を生成して疲労強度の低下をもたらす。更に、
Ｔｅの多量添加は熱間加工性の劣化を招き、特に含有量
が０．０５％を超えると熱間加工した鋼材の表面に疵が
生じてしまう。この疵を除去しなければ焼入れ時に焼割
れの起点となるため、疵手入れという面からもコストが
嵩んでしまう。したがって、Ｔｅの含有量を０〜０．０
５％とした。

【００５０】Ｂｉ：Ｂｉは添加しなくても良い。添加す
れば、鋼の被削性を大きく向上させる効果を有する。こ
の効果を確実に得るには、Ｂｉは０．０５％以上の含有
量とすることが好ましい。しかし、その含有量が０．４
％を超えると前記の効果が飽和するばかりか、却って粗
大介在物を生成して疲労強度の低下をきたす。更に、熱
間加工性が劣化するので、熱間加工した鋼材の表面に疵
が生じてしまう。この疵を除去しなければ焼入れ時に焼
割れの起点となるため、疵手入れという面からのコスト
アップにつながる。したがって、Ｂｉの含有量を０〜
０．４％とした。

【００５１】 ｆｎ１、ｆｎ２： （１）の発明において、Ｎ含有量が０．００８％以下
で、前述の(1) 式で表されるｆｎ１が０％を超える値
（ｆｎ１＝Ｔｉ（％）−１．２×Ｓ（％）＞０％）の場
合に前記したＴｉ炭硫化物の被削性向上効果が確保でき
る。ｆｎ１が０％以下の値（ｆｎ１≦０％）の場合に
は、Ｓ量が過剰となるため、その分ＭｎＳが過剰生成し
てＴｉ炭硫化物による被削性向上効果が低下してしま
う。したがって、（１）の発明にあっては(1) 式で表さ
れるｆｎ１に関して０％を超える値（ｆｎ１＞０％）と
規定した。このｆｎ１の値の上限は特に規定されるもの
ではなく、Ｔｉが１．０％でＳが０．００２％の場合の
値であっても良い。

【００５２】 （２）の発明において、Ｎ含有量が０．
００８％以下で、前述の(2) 式で表されるｆｎ２が０％
を超える値（ｆｎ２＝Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）−１．２
×Ｓ（％）＞０％）の場合に前記したＴｉ炭硫化物とＺ
ｒ炭硫化物の被削性向上効果が確保できる。ｆｎ２が０
％以下の値（ｆｎ２≦０％）の場合には、Ｓ量が過剰と
なるため、その分ＭｎＳが過剰生成してＴｉ炭硫化物と
Ｚｒ炭硫化物による被削性向上効果が低下してしまう。
したがって、（２）の発明にあっては(2) 式で表される
ｆｎ２に関して０％を超える値（ｆｎ２＞０％）と規定
した。このｆｎ２の値の上限は特に規定されるものでは
なく、Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）の値が１．０％でＳが
０．００２％の場合の値であっても良い。

【００５３】なお、Ｐは粒界偏析を起こして靭性を著し
く劣化させるので、本発明鋼中の不純物元素としてのＰ
は、鋼の靭性確保の点から０．０５％以下とすることが
好ましい。

【００５４】（Ｂ）Ｔｉ炭硫化物、Ｚｒ炭硫化物のサイ
ズと量 上記の化学組成を有する調質鋼材の被削性をＴｉ炭硫化
物やＺｒ炭硫化物によって高めるとともに大きな強度、
なかでも大きな疲労強度をも確保するためには、Ｔｉ炭
硫化物やＺｒ炭硫化物のサイズと清浄度（ＴｉとＺｒを
複合添加する場合にはＴｉ炭硫化物とＺｒ炭硫化物の清
浄度の和）で表される量を適正化しておくことが重要で
ある。

【００５５】鋼中のＴｉ炭硫化物及びＺｒ炭硫化物の最
大直径が１０μｍを超えると疲労強度が低下してしま
う。なお、Ｔｉ炭硫化物及びＺｒ炭硫化物の最大直径は
いずれも７μｍ以下とすることが好ましい。Ｔｉ炭硫化
物とＺｒ炭硫化物は、それらの最大直径が小さすぎると
被削性向上効果が小さくなってしまう。したがって、Ｔ
ｉ炭硫化物とＺｒ炭硫化物の最大直径の下限値は０．５
μｍ程度とすることが好ましい。

【００５６】（１）の発明において、最大直径が１０μ
ｍ以下のＴｉ炭硫化物の量が清浄度で０．０５％未満の
場合には、Ｔｉ炭硫化物による被削性向上効果が発揮で
きない。したがって、（１）の発明にあっては、Ｔｉ炭
硫化物の最大直径が１０μｍ以下で清浄度を０．０５％
以上とした。なお、前記の清浄度は０．０８％以上とす
ることが好ましい。上記のＴｉ炭硫化物の清浄度の値が
大きすぎると疲労強度が低下してしまうので、上記のＴ
ｉ炭硫化物の清浄度の上限値は２．０％程度とすること
が好ましい。

【００５７】（２）の発明において、最大直径が１０μ
ｍ以下のＴｉ炭硫化物及びＺｒ炭硫化物の量の和が清浄
度で０．０５％未満の場合には、Ｔｉ炭硫化物及びＺｒ
炭硫化物による被削性向上効果が発揮できない。したが
って、（２）の発明にあっては、Ｔｉ炭硫化物及びＺｒ
炭硫化物の最大直径が１０μｍ以下で、且つその量の和
を清浄度で０．０５％以上とした。なお、前記の清浄度
の和は０．０８％以上とすることが好ましい。上記のＴ
ｉ炭硫化物とＺｒ炭硫化物の清浄度の和の値が大きすぎ
ると疲労強度が低下してしまうので、上記の清浄度の和
の上限値は２．０％程度とすることが好ましい。

【００５８】上記したようなＴｉ炭硫化物とＺｒ炭硫化
物の形態は基本的にはＴｉ、Ｚｒ、Ｓ及びＮの含有量で
決定される。しかし、Ｔｉ炭硫化物やＺｒ炭硫化物のサ
イズと清浄度（清浄度の和）を上述の値とするために
は、ＴｉやＺｒの酸化物が過剰に生成することを防ぐこ
とが重要である。このためには、鋼が前記（Ａ）項で述
べた化学組成を有しているだけでは充分でない場合があ
るので、例えば、Ｓｉ及びＡｌで充分脱酸し、最後にＴ
ｉやＺｒを添加する製鋼法を採れば良い。

【００５９】なお、Ｔｉ炭硫化物とＺｒ炭硫化物は、鋼
材から採取した試験片を鏡面研磨し、その研磨面を被検
面として倍率４００倍以上で光学顕微鏡観察すれば、色
と形状から容易に他の介在物と識別できる。すなわち、
前記の条件で光学顕微鏡観察すれば、Ｔｉ炭硫化物及び
Ｚｒ炭硫化物の「色」は極めて薄い灰色で、「形状」は
ＪＩＳのＢ系介在物やＣ系介在物に相当する粒状（球
状）として認められる。Ｔｉ炭硫化物及びＺｒ炭硫化物
の詳細判定は、前記の被検面をＥＤＸ（エネルギー分散
型Ｘ線分析装置）などの分析機能を備えた電子顕微鏡で
観察することによって行うこともできる。

【００６０】前記のＴｉ炭硫化物やＺｒ炭硫化物の清浄
度は、既に述べたように、光学顕微鏡の倍率を４００倍
として、JIS G 0555に規定された「鋼の非金属介在物の
顕微鏡試験方法」によって６０視野測定した値をいう。
なお、Ｔｉ炭硫化物やＺｒ炭硫化物の最大直径も、倍率
が４００倍の光学顕微鏡で６０視野観察して調査すれば
良い。

【００６１】又、既に述べたように、製鋼時に生成した
Ｔｉ炭硫化物やＺｒ炭硫化物は、通常の熱間加工のため
の加熱温度では基地に固溶しないし、焼入れ焼戻しの加
熱温度でも基地に固溶しない。したがって、オーステナ
イト領域において所謂「ピン止め作用」が発揮されるの
で、オーステナイト粒の粗大化防止にも有効である。 （Ｃ）鋼材の組織 上記した化学組成並びにＴｉ炭硫化物及びＺｒ炭硫化物
のサイズと清浄度（清浄度の和）を有する鋼を焼入れ焼
戻しすることで初めて、極めて良好な強度−靭性バラン
スを有する鋼材が得られる。すなわち、極めて良好な強
度−靭性バランスを確保させるためには「調質鋼材」と
することが重要である。

【００６２】上記「調質鋼材」の具体的な製造方法とし
ては例えば、鋼片を１０５０〜１３００℃に加熱してか
ら熱間鍛造などの熱間加工を行い、９００℃以上の温度
で仕上げた後、６０℃／分以下の冷却速度で少なくとも
３００℃まで空冷あるいは放冷し、次いで、８００℃〜
９５０℃の温度域に加熱して２０〜１５０分保持した後
で水や油などの冷却媒体を用いて焼入れし、更に、４０
０〜７００℃の温度域に加熱して２０〜１５０分保持し
てから２℃／分以上の冷却速度で空冷、放冷、場合によ
っては水冷、油冷して焼戻しするような処理がある。更
に、上記の焼入れ処理として、熱間加工後にオーステナ
イト領域又はオーステナイトとフェライトの２相領域か
らそのまま焼入れする、所謂「直接焼入れ」を用いる製
造方法もある。なお、上記の「冷却速度」とは鋼材表面
の冷却速度を指す。

【００６３】熱間加工時の成形比が大きくなるほど組織
が微細化し、熱間加工組織が微細であれば、焼入れのた
めの加熱で生ずるオーステナイト粒も微細になるので、
前記熱間加工に際して成形比を１．５以上とすることが
好ましい。本発明でいう「成形比」とは、Ａ₀を加工前
の断面積、Ａを加工後の断面積とした場合の（Ａ₀／
Ａ）のことを指す。既に述べたように、本発明における
「調質鋼材」とは焼入れ焼戻しを施された、組織の５０
％以上がマルテンサイトである鋼材のことをいうが、極
めて優れた強度−靭性バランスと優れた被削性を兼備さ
せるためには、組織の８０％以上をマルテンサイトとす
ることが好ましく、実質的に組織の１００％がマルテン
サイトであっても良い。なお、組織におけるマルテンサ
イト以外の部分は、焼入れ処理でオーステナイトから変
態したフェライト、パーライト及びベイナイトが焼戻し
を受けた組織、オーステナイトとフェライトの２相領域
から焼入れた場合のフェライトが焼戻しを受けた組織
や、焼入れ処理しても変態せずに残ったオーステナイト
（所謂「残留オーステナイト」）が焼戻しを受けた組織
である。

【００６４】

【実施例】

（実施例１）表１〜４に示す化学組成の鋼を１５０ｋｇ
真空溶解炉を用いて溶製した。なお、Ｔｉ酸化物の生成
を防ぐために、Ｓｉ及びＡｌで充分脱酸し種々の元素を
添加した最後にＴｉを添加して、Ｔｉ炭硫化物のサイズ
と清浄度を調整するようにした。

【００６５】表１、表２における鋼１〜２４は化学組成
が本発明で規定する範囲内にある本発明例の鋼であり、
表３、表４における鋼２５〜４８はその成分のいずれか
が本発明で規定する含有量の範囲から外れた比較例の鋼
である。

【００６６】

【表１】

【００６７】

【表２】

【００６８】

【表３】

【００６９】

【表４】

【００７０】次いで、これらの鋼を１２５０℃に加熱し
てから１０００℃で仕上げる熱間鍛造を行って直径２０
ｍｍの丸棒を作製した。なお、鋼１１、鋼１４、鋼１６
〜１８、鋼２０、鋼２２、鋼２４、鋼２７及び鋼３５に
ついては、鋼塊を２分割して上記の条件で熱間鍛造して
直径２０ｍｍ及び直径６０ｍｍの丸棒を作製した。

【００７１】熱間鍛造後の冷却条件を冷却速度が５〜３
５℃／分となるように空冷又は放冷して３００℃まで冷
却した。その後各鋼について表５、表６に示すような焼
入れ焼戻し処理を行った。なお、表５、６に記載の加熱
温度からの焼入れはオーステナイト領域からの焼入れで
ある。

【００７２】

【表５】

【００７３】

【表６】

【００７４】上記のようにして得た直径２０ｍｍの丸棒
の中心部からＪＩＳ１４Ａ号の引張試験片、小野式回転
曲げ疲労試験片（平行部の直径が８ｍｍでその長さが１
８．４ｍｍ）、ＪＩＳ３号の２ｍｍＵノッチシャルピー
衝撃試験片を採取し、室温での引張強度（ＴＳ）、疲労
強度（疲労限度、σｗ）、シャルピー吸収エネルギー（
_UＥ₂₀ ）を調査した。

【００７５】前記の直径２０ｍｍの丸棒からはJIS G 05
55の図５に則った試験片も採取し、鏡面研磨した３００
ｍｍ² の被検面を、倍率が４００倍の光学顕微鏡で６０
視野観察して、Ｔｉ炭硫化物を他の介在物と区分しなが
らその清浄度を測定した。又、Ｔｉ炭硫化物の最大直径
を、倍率が４００倍の光学顕微鏡で６０視野観察して調
査した。更に、この試験片をナイタルで腐食して中心部
の組識観察を行い、マルテンサイトの割合（面積率）を
調査した。

【００７６】被削性は鋼１１、鋼１４、鋼１６〜１８、
鋼２０、鋼２２、鋼２４、鋼２７及び鋼３５の直径６０
ｍｍの丸棒について、ドリル穿孔試験を行って評価し
た。すなわち、焼入れ焼戻しした直径６０ｍｍの丸棒を
２５ｍｍの長さの輪切りにしたものを用いて、Ｒ／２部
（Ｒは丸棒の半径）についてその長さ方向に貫通孔をあ
け、刃先摩損により穿孔不能となった時の貫通孔の個数
を数え、被削性の評価を行った。穿孔条件はＪＩＳ高速
度工具鋼ＳＫＨ５１のφ５ｍｍストレートシャンクドリ
ルを使用し、水溶性の潤滑剤を用いて、送り０．１５ｍ
ｍ／ｒｅｖ、回転数９８０ｒｐｍで行った。

【００７７】なお、前記の直径６０ｍｍの丸棒に関して
は、JIS G 0555の図３に則って試験片を採取し、鏡面研
磨した幅が１５ｍｍで高さが２０ｍｍの被検面を、倍率
が４００倍の光学顕微鏡で６０視野観察して、Ｔｉ炭硫
化物を他の介在物と区分しながらその清浄度を測定し
た。又、Ｔｉ炭硫化物の最大直径を、倍率が４００倍の
光学顕微鏡で６０視野観察して調査した。更に、この試
験片をナイタルで腐食してＲ／２部の組識観察を行い、
マルテンサイトの割合（面積率）を調査した。

【００７８】表７、表８に直径２０ｍｍの丸棒に関する
各種試験結果を、表９に直径６０ｍｍの丸棒に関する各
種試験結果を示す。又、図１に各鋼の引張強度とシャル
ピー吸収エネルギーとの関係を示す。

【００７９】

【表７】

【００８０】

【表８】

【００８１】

【表９】

【００８２】表７〜９及び図１から、本発明例の鋼１〜
２４は高い強度（引張強度と疲労強度）と大きなシャル
ピー吸収エネルギーを有すること、つまり強度−靭性バ
ランスが極めて良好であることが明らかである。しかも
その強度レベルにおける被削性も良好である。

【００８３】これに対して比較例の鋼の場合には、強度
−靭性バランスや被削性に劣っている。

【００８４】（実施例２）前記の表１〜４に示した鋼の
うち鋼１０、鋼１５、鋼１７〜１９、鋼２３、鋼２４、
鋼３６、鋼３８及び鋼４１について、上記の実施例１で
熱間鍛造して得た直径２０ｍｍの丸棒を表１０に示す条
件で焼入れ焼戻し処理した。なお、表１０に記載の加熱
温度からの焼入れはオーステナイトとフェライトの２相
領域からの焼入れである。

【００８５】

【表１０】

【００８６】上記の焼入れ焼戻しした直径２０ｍｍの丸
棒の中心部からＪＩＳ１４Ａ号の引張試験片、小野式回
転曲げ疲労試験片（平行部の直径が８ｍｍでその長さが
１８．４ｍｍ）、ＪＩＳ３号の２ｍｍＵノッチシャルピ
ー衝撃試験片を採取し、室温での引張強度（ＴＳ）、疲
労強度（疲労限度、σｗ）、シャルピー吸収エネルギー
（_UＥ₂₀ ）を調査した。

【００８７】又、前記の直径２０ｍｍの丸棒からはJIS
G 0555の図５に則った試験片も採取し、鏡面研磨した３
００ｍｍ² の被検面を、倍率が４００倍の光学顕微鏡で
６０視野観察して、Ｔｉ炭硫化物を他の介在物と区分し
ながらその清浄度を測定した。又、Ｔｉ炭硫化物の最大
直径を、倍率が４００倍の光学顕微鏡で６０視野観察し
て調査した。更に、この試験片をナイタルで腐食して中
心部の組識観察を行い、マルテンサイトの割合（面積
率）を調査した。

【００８８】表１１に上記の各種試験結果を示す。

【００８９】

【表１１】

【００９０】表１１から本発明例の鋼１０、鋼１５、鋼
１７〜１９、鋼２３及び鋼２４は２相領域から焼入れし
ても高い強度（引張強度と疲労強度）と大きなシャルピ
ー吸収エネルギーを有すること、つまり強度−靭性バラ
ンスが極めて良好であることが明らかである。

【００９１】これに対して比較例の鋼３６、鋼３８及び
鋼４１の場合には、強度−靭性バランスが劣っている。

【００９２】（実施例３）表１２〜１５に示す化学組成
の鋼を１５０ｋｇ真空溶解炉を用いて溶製した。なお、
Ｔｉ酸化物及びＺｒ酸化物の生成を防ぐために、Ｓｉ及
びＡｌで充分脱酸し種々の元素を添加した最後にＴｉと
Ｚｒを添加して、Ｔｉ炭硫化物とＺｒ炭硫化物のサイズ
と清浄度（清浄度の和）を調整するようにした。

【００９３】表１２、表１３における鋼４９〜７２は化
学組成が本発明で規定する範囲内にある本発明例の鋼で
あり、表１４、表１５における鋼７３〜９８はその成分
のいずれかが本発明で規定する含有量の範囲から外れた
比較例の鋼である。

【００９４】

【表１２】

【００９５】

【表１３】

【００９６】

【表１４】

【００９７】

【表１５】

【００９８】次いで、これらの鋼を１２５０℃に加熱し
てから１０００℃で仕上げる熱間鍛造を行って直径２０
ｍｍの丸棒を作製した。なお、鋼５９、鋼６２、鋼６４
〜６６、鋼６８、鋼７０、鋼７２、鋼７５及び鋼８４に
ついては、鋼塊を２分割して上記の条件で熱間鍛造して
直径２０ｍｍ及び直径６０ｍｍの丸棒を作製した。

【００９９】熱間鍛造後の冷却条件を冷却速度が５〜３
５℃／分となるように空冷又は放冷して３００℃まで冷
却した。その後各鋼について表１６、表１７に示すよう
な焼入れ焼戻し処理を行った。なお、表１６、表１７に
記載の加熱温度からの焼入れはオーステナイト領域から
の焼入れである。

【０１００】

【表１６】

【０１０１】

【表１７】

【０１０２】上記のようにして得た直径２０ｍｍの丸棒
の中心部からＪＩＳ１４Ａ号の引張試験片、小野式回転
曲げ疲労試験片（平行部の直径が８ｍｍでその長さが１
８．４ｍｍ）、ＪＩＳ３号の２ｍｍＵノッチシャルピー
衝撃試験片を採取し、室温での引張強度（ＴＳ）、疲労
強度（疲労限度、σｗ）、シャルピー吸収エネルギー（
_UＥ₂₀ ）を調査した。

【０１０３】前記の直径２０ｍｍの丸棒からはJIS G 05
55の図５に則った試験片も採取し、鏡面研磨した３００
ｍｍ² の被検面を、倍率が４００倍の光学顕微鏡で６０
視野観察して、Ｔｉ炭硫化物及びＺｒ炭硫化物を他の介
在物と区分しながらその清浄度（清浄度の和）も測定し
た。Ｔｉ炭硫化物及びＺｒ炭硫化物の最大直径も、倍率
が４００倍の光学顕微鏡で６０視野観察して調査した。
更に、この試験片をナイタルで腐食して中心部の組識観
察を行い、マルテンサイトの割合（面積率）を調査し
た。

【０１０４】被削性は鋼５９、鋼６２、鋼６４〜６６、
鋼６８、鋼７０、鋼７２、鋼７５及び鋼８４の直径６０
ｍｍの丸棒について、ドリル穿孔試験を行って評価し
た。すなわち、焼入れ焼戻しした直径６０ｍｍの丸棒を
２５ｍｍの長さの輪切りにしたものを用いて、Ｒ／２部
（Ｒは丸棒の半径）についてその長さ方向に貫通孔をあ
け、刃先摩損により穿孔不能となった時の貫通孔の個数
を数え、被削性の評価を行った。穿孔条件はＪＩＳ高速
度工具鋼ＳＫＨ５１のφ５ｍｍストレートシャンクドリ
ルを使用し、水溶性の潤滑剤を用いて、送り０．１５ｍ
ｍ／ｒｅｖ、回転数９８０ｒｐｍで行った。

【０１０５】なお、前記の直径６０ｍｍの丸棒に関して
は、JIS G 0555の図３に則って試験片を採取し、鏡面研
磨した幅が１５ｍｍで高さが２０ｍｍの被検面を、倍率
が４００倍の光学顕微鏡で６０視野観察して、Ｔｉ炭硫
化物及びＺｒ炭硫化物を他の介在物と区分しながらその
清浄度（清浄度の和）も測定した。Ｔｉ炭硫化物及びＺ
ｒ炭硫化物の最大直径も、倍率が４００倍の光学顕微鏡
で６０視野観察して調査した。更に、この試験片をナイ
タルで腐食してＲ／２部の組識観察を行い、マルテンサ
イトの割合（面積率）を調査した。

【０１０６】表１８、表１９に直径２０ｍｍの丸棒に関
する各種試験結果を、表２０に直径６０ｍｍの丸棒に関
する各種試験結果を示す。

【０１０７】

【表１８】

【０１０８】

【表１９】

【０１０９】

【表２０】

【０１１０】表１８〜２０から、本発明例の鋼４９〜７
２は高い強度（引張強度と疲労強度）と大きなシャルピ
ー吸収エネルギーを有すること、つまり強度−靭性バラ
ンスが極めて良好であることが明らかである。しかもそ
の強度レベルにおける被削性も良好である。

【０１１１】これに対して比較例の鋼の場合には、強度
−靭性バランスや被削性に劣っている。

【０１１２】（実施例４）前記の表１２〜１５に示した
鋼のうち鋼５８、鋼６３、鋼６５〜６７、鋼７１、鋼７
２、鋼８５、鋼８７及び鋼９１について、上記の実施例
３で熱間鍛造して得た直径２０ｍｍの丸棒を表２１に示
す条件で焼入れ焼戻し処理した。なお、表２１に記載の
加熱温度からの焼入れはオーステナイトとフェライトの
２相領域からの焼入れである。

【０１１３】

【表２１】

【０１１４】上記の焼入れ焼戻しした直径２０ｍｍの丸
棒の中心部からＪＩＳ１４Ａ号の引張試験片、小野式回
転曲げ疲労試験片（平行部の直径が８ｍｍでその長さが
１８．４ｍｍ）、ＪＩＳ３号の２ｍｍＵノッチシャルピ
ー衝撃試験片を採取し、室温での引張強度（ＴＳ）、疲
労強度（疲労限度、σｗ）、シャルピー吸収エネルギー
（_UＥ₂₀ ）を調査した。

【０１１５】又、前記の直径２０ｍｍの丸棒からはJIS
G 0555の図５に則った試験片も採取し、鏡面研磨した３
００ｍｍ² の被検面を、倍率が４００倍の光学顕微鏡で
６０視野観察して、Ｔｉ炭硫化物及びＺｒ炭硫化物を他
の介在物と区分しながらその清浄度（清浄度の和）も測
定した。Ｔｉ炭硫化物及びＺｒ炭硫化物の最大直径も、
倍率が４００倍の光学顕微鏡で６０視野観察して調査し
た。更に、この試験片をナイタルで腐食して中心部の組
識観察を行い、マルテンサイトの割合（面積率）を調査
した。

【０１１６】表２２に上記の各種試験結果を示す。

【０１１７】

【表２２】

【０１１８】表２２から本発明例の鋼５８、鋼６３、鋼
６５〜６７、鋼７１及び鋼７２は２相領域から焼入れし
ても高い強度（引張強度と疲労強度）と大きなシャルピ
ー吸収エネルギーを有すること、つまり強度−靭性バラ
ンスが極めて良好であることが明らかである。

【０１１９】これに対して比較例の鋼８５、鋼８７及び
鋼９１の場合には、強度−靭性バランスが劣っている。

【０１２０】

【発明の効果】本発明の被削性に優れた高強度高靭性調
質鋼材は極めて優れた強度−靭性バランスを有するとと
もに被削性にも優れているので、機械構造部品などの素
材として利用することができる。この高強度高靭性調質
鋼材は比較的容易に製造することができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】実施例１で用いた鋼１〜４８の引張強度とシャ
ルピー吸収エネルギーの関係を示した図である。

フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭50−20917（ＪＰ，Ａ) 特開 平９−49053（ＪＰ，Ａ) 特開 昭64−52020（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−228712（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−228713（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−256895（ＪＰ，Ａ) 特公 昭34−2405（ＪＰ，Ｂ１) 「材料とプロセス」ｖｏｌ．７ （1994）Ｎｏ．６ 日本鉄鋼協会 Ｐ. 1839 「材料とプロセス」ｖｏｌ．７ （1994）Ｎｏ．３ 日本鉄鋼協会 Ｐ. 819 「材料とプロセス」ｖｏｌ．９ （1996）Ｎｏ．３ 日本鉄鋼協会 Ｐ. 378 「鉄と鋼」日本鉄鋼協会第82回講演大 会、Ｎｏ．11−142、1971、田阪ら”脱 酸調整快削鋼の諸性質におよぼすＴｉ脱 酸の影響"

Claims (2)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量％で、Ｃ：０．１〜０．６％、Ｓｉ：
   ０．０５〜１．５％、Ｍｎ：０．４〜２．０％、Ｓ：
   ０．００２〜０．２％、Ｔｉ：０．０４〜１．０％、Ａ
   ｌ：０．００５〜０．０５％、Ｎ：０．００８％以下、
   Ｃｒ：０〜２．０％、Ｖ：０〜０．３％、Ｎｂ：０〜
   ０．０５％、Ｍｏ：０〜０．５％、Ｃｕ：０〜１．０
   ％、Ｎｉ：０〜２．０％、Ｂ：０〜０．０２％、Ｎｄ：
   ０〜０．１％、Ｐｂ：０〜０．５０％、Ｃａ：０〜０．
   ０１％、Ｓｅ：０〜０．５％、Ｔｅ：０〜０．０５％及
   びＢｉ：０〜０．４％を含み、下記(1) 式で表されるｆ
   ｎ１が０％を超え、残部はＦｅ及び不可避不純物の化学
   組成で、更に鋼中のＴｉ炭硫化物の最大直径が１０μｍ
   以下で、且つ、その量が清浄度で０．０５％以上である
   ことを特徴とする被削性に優れた高強度高靭性調質鋼
   材。 ｆｎ１＝Ｔｉ（％）−１．２×Ｓ（％）・・・・(1)
2. 【請求項２】重量％で、Ｃ：０．１〜０．６％、Ｓｉ：
   ０．０５〜１．５％、Ｍｎ：０．４〜２．０％、Ｓ：
   ０．００２〜０．２％、Ｔｉ：０〜１．０％、Ｚｒ：
   １．０％以下で、且つ、Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）：０．
   ０４〜１．０％、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｎ：
   ０．００８％以下、Ｃｒ：０〜２．０％、Ｖ：０〜０．
   ３％、Ｎｂ：０〜０．０５％、Ｍｏ：０〜０．５％、
   Ｗ：０〜０．８％、Ｃｕ：０〜１．０％、Ｎｉ：０〜
   ２．０％、Ｂ：０〜０．０２％、Ｎｄ：０〜０．１％、
   Ｐｂ：０〜０．５０％、Ｃａ：０〜０．０１％、Ｓｅ：
   ０〜０．５％、Ｔｅ：０〜０．０５％及びＢｉ：０〜
   ０．４％を含み、下記(2) 式で表されるｆｎ２が０％を
   超え、残部はＦｅ及び不可避不純物の化学組成で、更に
   鋼中のＴｉ炭硫化物及びＺｒ炭硫化物の最大直径が１０
   μｍ以下で、且つ、その量の和が清浄度で０．０５％以
   上であることを特徴とする被削性に優れた高強度高靭性
   調質鋼材。 ｆｎ２＝Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）−１．２×Ｓ（％）・
   ・・・(2)