JP3680674B2 - 被削性と靱性に優れた機械構造用鋼材及び機械構造部品 - Google Patents
被削性と靱性に優れた機械構造用鋼材及び機械構造部品 Download PDFInfo
- Publication number
- JP3680674B2 JP3680674B2 JP2000018101A JP2000018101A JP3680674B2 JP 3680674 B2 JP3680674 B2 JP 3680674B2 JP 2000018101 A JP2000018101 A JP 2000018101A JP 2000018101 A JP2000018101 A JP 2000018101A JP 3680674 B2 JP3680674 B2 JP 3680674B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel
- content
- toughness
- machinability
- hardness
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Images
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
【０００２】
本発明は被削性と靱性に優れた機械構造用鋼材及び機械構造部品に関する。より詳しくは、JIS S 2202に規定の３号シャルピー衝撃試験片（２ｍｍＵノッチシャルピー試験片）を用いた衝撃試験における室温での吸収エネルギー（ＵＥＲＴ）が４０Ｊ以上の靱性を有するとともに、被削性、なかでもドリル穿孔時の「ドリル寿命」と「切り屑処理性」に極めて優れたＨｖ硬さが１６０〜３５０の機械構造用鋼材及び機械構造部品に関する。
【従来の技術】
【０００３】
各種の機械構造部品は、熱間鍛造などの熱間加工で所定の形状に粗加工され、次いで、切削加工によって所望形状に仕上げられてそのままで、つまり非調質のままで使用されたり、切削加工の後に更に熱処理（例えば、焼ならし、焼ならし−焼戻し、焼入れ−焼戻し）されて使用されるか、熱間加工の後に熱処理を施され、次いで、切削加工によって所望形状に仕上げられて使用される。なお、一部の部品のように、最終処理としての表面硬化処理（浸炭焼入れ、窒化、高周波焼入れなど）を施されてから使用される場合もある。
【０００４】
被削性に優れた鋼、すなわち快削鋼は快削性付与元素（快削元素）によって、Ｓ（硫黄）系、Ｐｂ（鉛）系、Ｓ−Ｐｂ系、Ｃａ系、Ｓ−Ｐｂ−Ｃａ系、Ｔｉ系、黒鉛系などに分類される。これらの快削鋼のうち、最終製品に硬さが要求される機械構造用の快削鋼としては、Ｓ快削鋼やＰｂ快削鋼及びそれらの複合快削鋼が用いられることが多い。これは、硬さが上がると被削性が劣化するので、Ｐｂ、Ｓ、Ｃａなどの快削性付与元素を多量に添加して被削性を改善するためである。しかし、上記のＰｂ、Ｓ、Ｃａなどの多量添加は、必然的に靱性の低下を招いてしまう。このため、近年、機械構造部品が高硬度化するにともなって、機械構造用の快削鋼として従来多用されてきた前記の快削鋼では所望の高い靱性を確保し難いという問題が生じている。例えば、Ｈｖ硬さで１６０以上を必要とするような高硬度機械構造部品の場合、前記の快削鋼が被削性を高めるために大量のＳを含有していたり、切り屑処理性を高めるために多くのＰｂを含有しているので、靱性の異方性が大きくなり、しかも靱性そのものが著しく低下してしまう。
【０００５】
このため、例えば、ＷＯ９８／２３７８４号の国際公開公報に、Ｔｉを０．０４〜１．０質量％含んでＴｉ炭硫化物を微細に分散させた、被削性に優れるとともに良好な硬さと靱性のバランスを有する機械構造用の快削鋼材が開示されている。しかし、産業界における被削性向上に対する要望はますます大きなものとなっており、最近では自動化された生産ラインで更なる切削時間短縮のために切削速度を一層上昇させることも試みられている。このため、前記公報で提案された鋼材の被削性を凌ぐとともに、良好な靱性を有する機械構造用鋼材が求められている。
【０００６】
被削性を向上させる新しい技術として、Ｓｉ含有量を高めた「プラスチック成形金型用鋼」が特開平９−４９０６７号公報に開示されている。しかし、この公報で提案された「プラスチック成形金型用鋼」をそのまま機械構造部品の素材鋼として用いても、近年において機械構造部品に要求されているような良好な硬度と靱性のバランスを必ずしも安定して確保できるわけではない。加えて、機械構造部品のうちでもコンロッドや歯車といった自動車用部品のように自動化された生産ラインで大量生産される部品の切削時に要求される安定した切り屑処理性が得られるわけではない。これは、金型の切削加工が１品毎に解放された状態で行われるため、前記公報で提案された「プラスチック成形金型用鋼」の場合には、被削性としての切り屑処理性は問題にならず、したがって、切り屑処理性に対する配慮がなされていないためである。更に、金型には通常「靱性」は必要とされないし、金型のなかでも特に「プラスチック成型用金型」の場合は、被加工材が軟質なプラスチックであるため、「板金金型」や「鍛造金型」のような鋼材を被加工材とする金型とは異なって、硬さも必要とされない。むしろ、硬さを下げて軟質化させることで被削性を高め、切削加工時間を短縮することが行われている。つまり、前記公報で提案された「プラスチック成形金型用鋼」の場合には、良好な硬さと靱性のバランスを確保するための配慮が十分にはなされていないのである。
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明は、上記現状に鑑みなされたもので、その目的は、JIS S 2202に規定の３号シャルピー衝撃試験片を用いた衝撃試験における室温での吸収エネルギー（ＵＥＲＴ）が４０Ｊ以上の靱性を有するとともに、被削性、なかでも通常のＣｏを含有する高速度鋼製のドリル（所謂「ハイスドリル」）を用いて（穴深さ）／（穴直径）が５以上の所謂「深穴」をあけた場合の「ドリル寿命」と「切り屑処理性」に極めて優れたＨｖ硬さが１６０〜３５０の熱間加工ままで用いる非調質機械構造用鋼材及び機械構造部品を提供することである。なお、本発明の目標とする「ドリル寿命」としての穿孔個数は１５０以上である。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明の要旨は、下記（１）に示す被削性と靱性に優れた熱間加工ままで用いる非調質機械構造用鋼材及び（２）に示す機械構造部品にある。
【０００９】
（１）質量％で、Ｃ：０．０５〜０．５５％、Ｓｉ：０．８７〜２．５％、Ｍｎ：０．０１〜２．００％、Ｓ：０．００５〜０．０８０％、Ｃｒ：０〜２．０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｖ：０〜０．５０％、Ｎ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．０４％以下、Ｍｏ：０〜１．５％、Ｂｉ：０〜０．１０％、Ｃａ：０〜０．０５％、Ｐｂ：０〜０．１２％、Ｚｒ：０〜０．０４％未満、Ｔｅ：０〜０．０５％、Ｎｂ：０〜０．１％、Ｃｕ：０〜１．５％、Ｓｅ：０〜０．５％を含有し、下記(1)式で表されるｆｎ１の値が１００以下、下記(2)式で表されるｆｎ２の値が０以上、下記(3)式で表されるｆｎ３の値が３．０以上を満たし、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成で、面積割合で組織に占めるフェライト相の割合が１０〜８０％、Ｈｖ硬さが１６０〜３５０であることを特徴とする、被削性と靱性に優れた熱間加工ままで用いる非調質機械構造用鋼材。
ｆｎ１＝１００Ｃ＋１１Ｓｉ＋１８Ｍｎ＋３２Ｃｒ＋４５Ｍｏ＋６Ｖ・・・(1)
ｆｎ２＝−２３Ｃ＋Ｓｉ（５−２Ｓｉ）−４Ｍｎ＋１０４Ｓ−３Ｃｒ−９Ｖ＋１０・・・(2)
ｆｎ３＝３．２Ｃ＋０．８Ｍｎ＋５．２Ｓ＋０．５Ｃｒ−１２０Ｎ＋２．６Ｐｂ＋４．１Ｂｉ−０．００１α２ ＋０．１３α・・・(3)
ここで、各式における元素記号はその元素の質量％での含有量を示し、αは組織におけるフェライト相の％での面積割合を示す。
【００１０】
（２）上記（１）に記載の機械構造用鋼材を素材とし、切削による加工を受けたことを特徴とする機械構造部品。
【００１１】
ドリル穿孔条件は前記のとおり、通常のＣｏを含有するハイスドリルを用いて（穴深さ）／（穴直径）が５以上の所謂「深穴」をあけるものである。なお前記の「穴」はドリル加工方向に貫通しない所謂「盲穴」であってもよいし、貫通した「孔」であってもよい。
【００１２】
なお、穴を１つドリル穿孔した際、穿孔開始直後にドリル先端から排出される切り屑を除いた他の切り屑の切断状況は種々の形態をとる。前記(3)式で表されるｆｎ３は「切り屑処理性」としての「切り屑切断指数」を示すもので、その値と前記の切り屑の切断状況の間の関係は図１に示すとおりである。なお、このｆｎ３の値が０以下になる場合にはすべて「０」と定義する。
【００１３】
組織の面積割合は顕微鏡観察したときの組織割合をいう。
【００１４】
更に、本発明における鋼材の「加工長手方向縦断面」（以下「Ｌ断面」という）とは、鋼材の加工方向に平行に、その中心線を通って切断した面のことをいう。又、介在物の「最大直径」とは「Ｌ断面における個々の介在物の最も幅の広い部分」のことを指す。
【００１５】
本発明者らは、鋼材の化学組成と組織が被削性及び機械的性質としての硬さと靱性に及ぼす影響について調査・研究を重ねた。その結果、下記の知見を得た。
【００１６】
（ａ）鋼材の組織中に占めるフェライト相の面積割合（以下、「フェライト相」を単に「フェライト」という。又、「面積割合」は単に「割合」ということもある）を制御すれば、被削性としてのドリル加工性、なかでも切り屑処理性を大きく高めることができる。
【００１７】
（ｂ）前記(1)式で表されるｆｎ１の値を１００以下にすれば、Ｈｖ硬さで１６０〜３５０の高硬度機械構造部品に対して、JIS S 2202に規定の３号シャルピー衝撃試験片を用いた衝撃試験における室温での吸収エネルギー（ＵＥＲＴ）が４０Ｊ以上の良好な靱性を具備させることができる。
【００１８】
（ｃ）前記(2)式で表されるｆｎ２の値を０以上にすれば、通常のＣｏを含有するハイスドリルを用いて上記の高硬度機械構造部品に（穴深さ）／（穴直径）が５以上の所謂「深穴」をあける場合、「ドリル寿命」としての穿孔個数を１５０以上にすることができる。
【００１９】
（ｄ）被削性としての「切り屑処理性」を高めることは、特にドリル穿孔の場合にドリルの寿命安定化や高寿命化が図れるとともに、切り屑の後処理を不要にして作業工程を自動化するために重要不可欠であるが、従来のように多量のＳを含有させなくとも「切り屑処理性」を高めることができる。
【００２０】
（ｅ）組織中に占めるフェライトの割合を適正に制御することに加えて、前記(3)式で表されるｆｎ３（「切り屑切断指数」）の値を３．０以上にすれば、上記の高硬度機械構造部品に対して、前記ドリル加工（ドリル穿孔）を行う場合の切り屑処理性が改善されて切り屑の排出が容易となる。このため、ドリル寿命を安定して高めることができるし、切り屑の後処理が不要になるので作業工程を自動化することができる。
【００２１】
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものである。
【発明の実施の形態】
【００２２】
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。
（Ａ）鋼材の化学組成
Ｃ：０．０５〜０．５５％
Ｃは、鋼の硬さを高めて機械構造部品に所望の高い硬さを付与するのに必須の元素である。加えてＣには、被削性としての「切り屑処理性」を高める作用がある。しかし、その含有量が０．０５％未満では前記効果が得難い。一方、Ｃの含有量が高すぎると「切り屑処理性」は飽和あるいは却って低下し、更に靱性の劣化及び旋削時の工具摩耗量の増大（つまり、旋削工具寿命の低下）をきたす。特に、その含有量が０．５５％を超えると靱性の劣化が著しくなるし、被削性は前記の旋削摩耗性を含めてすべて低下する。したがって、Ｃの含有量を０．０５〜０．５５％とした。
【００２３】
Ｓｉ：Ｓｉ：０．８７〜２．５％
Ｓｉは、被削性改善に有効な元素である。前記の作用はＳｉを０．８７％以上含有させる必要がある。一方、Ｓｉ含有量が２．０％程度で被削性改善効果は飽和し、２．５％を超えると切り屑の変形様式が断続的な剪断変形へと移行して切り屑厚さが大きく変動し、却って工具寿命が損なわれる。したがって、Ｓｉの含有量をＳｉ：０．８７〜２．５％とした。なお、Ｓｉは硬さの向上には余り寄与しないものの多量に添加すると靱性を劣化させるので、機械構造用鋼材の被削性改善のためにＳｉを多量使用する場合、靱性保持との兼ね合いが重要となる。
【００２４】
Ｍｎ：０．０１〜２．００％
Ｍｎは、鋼中のＳを固定して熱間加工性を高める作用を有する。しかし、その含有量が０．０１％未満では前記の効果が得られない。一方、Ｍｎには硬さを高める作用があり、靱性改善の作用もあるが、快削性を有する機械構造部品に対しては靱性、被削性を低下させてしまう。このため、機械構造用鋼材の場合には、靱性を高めるとともに被削性を改善する（工具寿命を長くし、切り屑処理性を容易にする）ためにＭｎ含有量は低くすることが好ましい。更に、Ｍｎ含有量を低くすると、主にＭｎＳを減少させることになって介在物の微細分散化が行えるので、最終処理として表面硬化処理が施される場合の割れを防止することもできる。したがって、Ｍｎの含有量を０．０１〜２．００％とした。
【００２５】
なお、Ｍｎの含有量は機械構造部品に所望の硬さを付与できる限りなるべく低くする方がよく、その上限は１．０％とすることが好ましい。機械構造部品に対して靱性と被削性がともに高いレベルで要求される場合にはＭｎ含有量の上限は０．５％とすることが一層望ましい。なお、Ｍｎ含有量の上限を０．３％とすれば、靱性、なかでも低温域における靱性を高めることができ、しかも、被削性の向上とＭｎＳ系介在物が減少して最大直径が３μｍを超える介在物が減少するので、介在物の微細分散化に対しても一層の効果が得られる。
【００２６】
Ｓ：０．００５〜０．０８０％
Ｓは、鋼中でＭｎＳを形成して被削性を改善する作用、なかでも旋削における工具寿命を改善する作用を有する。しかし、その含有量が０．００５％未満では前記の効果が得難い。一方、Ｓを多量に添加すると、Ｌ断面において、最大直径が３μｍを超えるＭｎＳが多くなるので靱性の異方性が顕著になり、更に、靱性そのものが劣化する場合がある。特に、Ｓの含有量が０．０８０％を超えると靱性の劣化が著しくなる。したがって、Ｓの含有量を０．００５〜０．０８０とした。
【００２７】
靱性に顕著な異方性を生じさせることなく高硬度鋼材の被削性を高めるためには、Ｌ断面におけるＭｎＳの最大直径を小さくし、しかも被削性を高めることができる手段が必要となる。このため、本発明においては、合金元素の組み合わせやフェライトの割合を適正に制御する。なお、靱性の確保が重視される場合のＳ含有量の上限は０．０３５％とすることが望ましい。この場合には、合金元素の組み合わせやフェライトの割合に対する制御を厳しくすることで、十分な被削性を確保することができる。更に、靱性の確保が極めて重視される場合のＳ含有量の上限は０．０２％とすることが好ましい。この場合にも、例えば、Ｓｉの含有量を高めるとともにＭｎの含有量を低くし、更に、適正量のＣｒやＶを含有させることによって十分な被削性を確保することが可能である。
【００２８】
Ｃｒ：０〜２．０％
Ｃｒは添加しなくてもよい。添加すれば、硬さを高める作用がある。更に、被削性としての「切り屑処理性」を高める作用や微細な介在物（ＣｒＳ）を鋼材中にもたらす作用も有する。こうした効果を確実に得るにはＣｒは０．２％以上の含有量とすることが好ましい。Ｃｒの含有量は０．５％以上とすることが一層好ましい。しかし、その含有量が２．０％を超えると組織中のフェライトの割合が大きく低下するので、「切り屑処理性」は逆に著しく低下するし、靱性も大きく劣化する。したがって、Ｃｒの含有量を０〜２．０％とした。なお、Ｃｒ含有量の上限は、Ｃ含有量が０．２５％程度以下の場合には１．５％とすることが好ましい。０．５５％を上限とする前記範囲のＣ含有量に対して、Ｃｒ含有量の上限は１．０％とすることが一層好ましい。
【００２９】
Ｐ：０．０３５％以下
Ｐは靱性を低下させてしまう。特にその含有量が０．０３５％を超えると靱性の低下が著しくなる。したがって、Ｐの含有量を０．０３５％以下とした。
Ｖ：０〜０．５０％
Ｖは添加しなくてもよい。添加すれば、靱性やドリル寿命を大きく低下させることなく硬さを大きく高める作用を有し、更に、旋削時の工具摩耗を抑制する効果がある。こうした効果を確実に得るにはＶは０．０１％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、未固溶のＶ炭窒化物が生成して硬さの向上に寄与しないばかりか、靱性、被削性の低下を招く。したがって、Ｖの含有量を０〜０．５０％とした。
【００３０】
Ｎ：０．０１００％以下
Ｎはその含有量を制限することが極めて重要である。すなわち、Ｎは「切り屑処理性」を劣化させてしまい、特に、その含有量が０．０１００％を超えると、「切り屑処理性」の低下が極めて著しくなる。このため、他の「切り屑処理性」改善元素を添加しても「切り屑処理性」が改善できない。したがって、Ｎの含有量を０．０１００％以下とした。なお、従来Ｎは非調質鋼の硬さ上昇のために添加されていたが、既に述べたＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＶなどの含有量を適正に制御することで、Ｎを意図的に添加しなくても所望の硬さが得られるため、Ｎ含有量はできるだけ低く抑えることが望ましく、０．０１００％以下にする必要がある。硬さがＨｖ２８０以下になって、切り屑処理性が劣化し易い場合には、特にＮの含有量を０．００６０％以下にすることが好ましい。
【００３１】
Ａｌ：０．０４％以下
Ａｌは鋼の脱酸に有効な元素であるが、本発明においては既に述べた量のＳｉを含有させるので、Ｓｉで脱酸することができる。したがって、Ａｌで脱酸処理することは特に必要でないため、Ａｌは添加しなくても良い。なお、Ａｌの含有量が０．０４％を超えると工具と切り屑との凝着が著しくなるので、ドリル加工や旋削で工具寿命の低下が生じる。したがって、Ａｌの含有量を０．０４％以下とした。良好な靱性を確保するためには鋼中のＯ（酸素）含有量を０．０１５％以下に制御することが望ましいため、Ｃ含有量が０．１５％程度以下の低炭素鋼の場合や、Ｍｎ、Ｃｒなど合金元素の添加量が多い鋼の場合、つまり、ｆｎ１の値の制限条件からＳｉ含有量が低く前記したＳｉだけでは脱酸が十分に行えない場合には、Ａｌは０．０１０％以上の含有量とすることが好ましい。
【００３２】
Ｍｏ：０〜１．５％
Ｍｏも添加しなくてもよい。添加すれば、硬さと靱性を高める作用がある。この効果を確実に得るにはＭｏ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１．５％を超えると前記の効果が飽和しコストが嵩んで経済性に欠ける。したがって、Ｍｏの含有量を０〜１．５％とした。
【００３３】
Ｂｉ：０〜０．１０％
Ｂｉは添加しなくてもよい。添加すれば、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Ｂｉは０．０１％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０．１０％を超えると靱性及び熱間加工性の低下をきたす。したがって、Ｂｉの含有量を０〜０．１０％とした。
【００３４】
Ｃａ：０〜０．０５％
Ｃａは添加しなくてもよい。添加すれば、主にＭｎＳを球状化するので、例えば熱間鍛造による成形後の機械構造部品が非破壊検査で不良品とされることを防止できるし、最終処理として表面硬化処理が施される場合の割れを防止することもできる。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０．０５％を超えると熱間加工性の著しい低下をきたす。したがって、Ｃａの含有量を０〜０．０５％とした。
【００３５】
Ｐｂ：０〜０．１２％
Ｐｂも添加しなくてもよい。添加すれば、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０．０２％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０．１２％を超えると靱性及び熱間加工性の低下をきたす。したがって、Ｐｂの含有量を０〜０．１２％とした。
【００３６】
Ｚｒ：０〜０．０４％未満
Ｚｒは添加しなくてもよい。添加すれば、Ｚｒの硫化物を形成してＭｎＳの生成を抑制するので、介在物の微細分散化が行える。更に、Ｚｒの炭化物が析出するので硬さを高めることもできる。こうした効果を確実に得るにはＺｒは０．００５％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、Ｚｒを多く含有させると成分系によっては靱性が低下する場合があり、特に、その含有量が０．０４％以上になると靱性が著しく低下する場合がある。したがって、Ｚｒの含有量を０〜０．０４％未満とした。
【００３７】
Ｔｅ：０〜０．０５％
Ｔｅも添加しなくてもよい。添加すれば、主にＭｎＳを球状化するので、例えば熱間鍛造による成形後の機械構造部品が非破壊検査で不良品とされることを防止できるし、最終処理として表面硬化処理が施される場合の割れを防止することもできる。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％を超えると熱間加工性の著しい低下をきたす。したがって、Ｔｅの含有量を０〜０．０５％とした。
【００３８】
Ｎｂ：０〜０．１％
Ｎｂは添加しなくてもよい。添加すれば、結晶粒を微細にして靱性を高める作用がある。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０．１％を超えると粗大なＮｂ炭窒化物が未固溶で残留し、却って靱性が低下する。したがって、Ｎｂの含有量を０〜０．１％とした。
【００３９】
Ｃｕ：０〜１．５％
Ｃｕは添加しなくてもよい。添加すれば、硬さの向上に効果があり、しかも靱性劣化が殆ど生じない。更に、鋼中で低融点の硫化物を形成して被削性を改善する作用も有する。こうした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１．５％を超えると熱間加工性の著しい低下を招く。したがって、Ｃｕの含有量を０〜１．５％とした。
【００４０】
Ｓｅ：０〜０．５％
Ｓｅは添加しなくてもよい。添加すれば、被削性を一段と高める作用を有する。この効果を確実に得るにはＳｅ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０．５％を超えると靱性と熱間加工性の著しい低下を招く。したがって、Ｓｅの含有量を０〜０．５％とした。
【００４１】
本発明においては、Ｏ（酸素）の含有量は特に規定しなくてもよい。しかし、良好な靱性を確保するためにその含有量は０．０１５％以下とすることが好ましい。
【００４２】
なお、従来の快削鋼には所謂「脱酸調整鋼」として実用化されているものがある。この「脱酸調整鋼」はＳｉやＡｌの含有量を規制して十分な脱酸を実施せず、Ｃａなどの元素を添加してＳｉ、Ａｌ、Ｃａなどの複合酸化物を形成させ、且つ、これらの複合酸化物の組成比を適正に制御することで酸化物の融点を低下させ、被削性を改善するものである。
【００４３】
これに対して、本発明に係る機械構造用鋼材及び機械構造部品においては、被削性改善のために上記の低融点酸化物を利用する必要はない。前記各元素の含有量及び次に詳しく述べる前記(2)式と(3)式で表されるｆｎ２とｆｎ３の値を適正な範囲に制御し、更に、次項（Ｂ）で述べる組織中に占めるフェライトの割合を適正な範囲に制御することで、Ｈｖ硬さ１６０〜３５０という高硬度であっても、十分な被削性が確保できるのである。したがって、たとえ本発明に係る機械構造用鋼材及び機械構造部品における酸化物が、前記した「脱酸調整鋼」の場合の組成比にあったとしても、被削性の改善はその酸化物に基づくものではない。
【００４４】
ｆｎ１：１００以下
各元素の含有量を既に述べた範囲に制御しても、前記(1)式で表されるｆｎ１の値が１００を超えると、JIS S 2202に規定の３号シャルピー衝撃試験片を用いた衝撃試験で、４０Ｊ以上の室温吸収エネルギー（ＵＥＲＴ）が得られず、高硬度機械構造部品に良好な靱性を付与できない。したがって、ｆｎ１の値を１００以下とした。このｆｎ１の下限の値は、本発明の鋼材が前記の硬さ範囲（Ｈｖ：１６０〜３５０）及び下記の被削性に関するｆｎ２、ｆｎ３の規定も満たす必要があることから決定される。なお、機械構造部品が寒冷地で使用される場合には、JIS S 2202に規定の３号シャルピー衝撃試験片を用いた−５０℃における衝撃試験で２０Ｊ以上の吸収エネルギー（ＵＥ−５０）が要求されることがある。この場合には、下記(5)式で表されるｆｎ５の値を１００以下にすればよい。
【００４５】
ｆｎ５＝８７Ｃ＋７Ｓｉ＋１０Ｍｎ＋４１Ｃｒ＋１５Ｍｏ＋５０Ｖ・・・(5)
なお、上記(5)式における元素記号はその元素の質量％での含有量を示す。
【００４６】
ｆｎ２：０以上
機械構造用鋼材の場合には、被削性のなかでも特にドリル加工性（ドリル穿孔性）を高めることが重要である。すなわち、機械構造部品にはドリル加工によって油穴で代表されるように、最大直径に対して深さが大きい所謂「深穴」があけられる。この「深穴」を加工する場合のドリル材質としては、耐摩耗性に優れた超硬合金を使用することが困難なため、Ｃｏを含有し靱性と耐摩耗性に優れた高速度鋼（ハイス）が専ら使用されている。このため、ドリル加工性としてのドリル寿命については、ドリル材質の改良による向上は大きくは望めず、被加工材である機械構造用鋼材に依存するところが大きい。
【００４７】
機械構造用鋼材のドリル加工性としては、「ドリル寿命」としての穿孔個数と「切り屑処理性」の２つを高める必要があり、このうち「ドリル寿命」は被加工鋼材の硬さと化学組成に依存する。すなわち、被加工鋼材の硬さが高くなると「ドリル寿命」は低下するものの、それは被加工鋼材の化学組成に大きく依存し、前記(2)式で表されるｆｎ２の値が０以上の場合、機械構造部品に通常のＣｏを含有するハイスドリルを用いて所謂「深穴」（（穴深さ）／（穴直径）が５以上の穴）を加工すると、「ドリル寿命」として１５０以上の大きな穿孔個数が得られる。したがって、ｆｎ２の値を０以上とした。このｆｎ２の上限の値は、本発明の鋼材が前記の硬さ範囲（Ｈｖ：１６０〜３５０）で、靱性に関するｆｎ１及び下記の被削性に関するｆｎ３の規定も満たす必要があることから決定される。
【００４８】
ｆｎ３：３．０以上
次項（Ｂ）で述べる組織中に占めるフェライトの面積割合を適正に制御することに加えて、前記(3)式で表されるｆｎ３（「切り屑切断指数」）の値を３．０以上にした場合に初めて切り屑処理性が改善され、深穴加工において、切り屑の排出が容易となる（図１参照）。このため、ドリル寿命を安定して高めることができるし、切り屑の後処理が不要になるので作業工程を自動化することができる。なお、「切り屑切断指数」であるｆｎ３の値が３．０未満の場合には切り屑切断性が著しく低下するので、図１に示すように長く伸びた切り屑が発生する。このため、切り屑の後処理が必要となって、作業工程の自動化は困難である。更に、ドリル寿命も低下してしまう。したがって、ｆｎ３の値を３，０以上とした。
【００４９】
合金元素の含有量とフェライトの面積割合で規定される「切り屑切断指数」ｆｎ３は、硬さ、靱性及びドリル寿命と関連を有する。つまり、硬さが高くなると切り屑切断性は良好になるが、靱性とドリル寿命は低下する。一方、硬さが低すぎると、靱性は高くなるものの、延性が向上するため切り屑処理性が劣化する。したがって、このｆｎ３の上限の値は、本発明の鋼材が前記の硬さ範囲（Ｈｖ：１６０〜３５０）で、靱性に関するｆｎ１、被削性に関するｆｎ２及びフェライトの割合の各規定も満たす必要があることから決定される。なお、実質的には８．０程度が上限の値となる。
【００５０】
（Ｂ）鋼材の組織
上記の化学組成を有する機械構造用鋼材の被削性、なかでもドリル穿孔時の「切り屑処理性」を高めるためには、組織に占めるフェライトの割合を面積割合で１０〜８０％とする必要がある。フェライトは軟質相であるため、ドリル加工（ドリル穿孔）の際に優先的に変形し、切り屑切断の起点となって「切り屑処理性」が高まるのである。しかし、フェライトの割合が１０％未満では、上記の効果が得られず切り屑処理性が低下する。更に、「切り屑処理性」としての「切り屑切断指数」ｆｎ３の値が３．０を下回ってしまう場合もある。一方、フェライトの割合が８０％を超えると、次項（Ｃ）で述べるＨｖ硬さで１６０以上の高硬度が確保し難くなるし、軟質の組織が過剰となって却って「切り屑処理性」が低下してしまう。したがって、組織に占めるフェライトの割合を１０〜８０％とした。
【００５１】
ここで、既に述べたように組織の割合（つまり、面積割合）は顕微鏡観察したときの組織割合のことを指す。
【００５２】
組織におけるフェライト以外の残りの部分は、パーライトである。なお、所定の組織は非調質処理、つまり最終の熱間加工後に冷却したままで得られる。この「非調質処理」の場合には、熱処理を行う必要がないためコスト面で有利であるし、工程が簡素化できるために納期の面でも有利である。
【００５３】
（Ｃ）Ｈｖ硬さ
硬さがＨｖ硬さで１６０未満の機械構造部品は、使用時に変形したり、大きな摩耗を生じたり、疲労破壊を起こしたりするので、たとえ靱性や被削性に優れていても利用し難い。一方、硬さがＨｖ硬さで３５０を超えると、所望の良好な靱性と被削性を確保することが困難となる。特に、「非調質処理」の場合には靱性が確保できなくなると同時に、組織に占めるフェライトの割合を１０〜８０％として被削性を確保することが極めて困難になる。したがって、Ｈｖ硬さを１６０〜３５０とした。
【００５４】
介在物形態を制御して被削性を改善する従来型の快削鋼は所謂「脱酸調整鋼」として実用化されている。この「脱酸調整鋼」の場合には、セミキルド型の鋼を基本の組成として、ＳｉＯ２、ＭｎＯ、Ａｌ２Ｏ３、ＣａＯ、ＴｉＯ２など酸化物の組成比を適正に制御することで初めて被削性を高めることが可能となる。これに対して、本発明に係る機械構造用鋼材の場合には、酸化物を初めとする介在物の組成範囲には関係なく、つまり、介在物の組成範囲がいかなるものであろうと、既に述べた（Ａ）項の化学組成規定と（Ｂ）項の組織規定を満たせば、（Ｃ）項の硬さ範囲（Ｈｖ：１６０〜３５０）で、良好な靱性と被削性が得られるものである。
【００５５】
本発明に係る機械構造部品は、既に述べた本発明に係る機械構造用鋼材を熱間鍛造などの熱間加工で所定の形状に粗加工し、次いで、所望形状に切削加工して製造される。
【００５６】
以下、実施例により本発明を詳しく説明する。
【実施例】
【００５７】
（実施例１）
表１〜４に示す化学組成の鋼を１５０ｋｇの真空溶解炉又は７０トン転炉を用いて溶製した。７０トン転炉を用いて溶製したのは鋼Ｂ８で、転炉で溶製後連続鋳造した。他の鋼はすべて１５０ｋｇ真空溶解炉で溶製したものである。なお、表１〜４には、それぞれ(1)式、(2)式及び(5)式で表されるｆｎ１、ｆｎ２及びｆｎ５の値も併せて示した。なお、Ｏ（酸素）の含有量は、鋼Ｂ１１が０．０１９５％と０．０１５％を上回っていたが、他の鋼はすべて０．０１５％以下であった。
【００５８】
表１、表２における鋼Ａ１、Ａ２、Ａ５〜Ａ７、Ａ１０、Ｂ１、Ｂ２、Ｂ６〜Ｂ８、Ｂ１０〜Ｂ１２、Ｂ１４〜Ｂ１６及びＢ１８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る。一方、表３、表４における鋼Ｃ１〜Ｃ４、Ｃ７〜Ｃ１１、Ｃ１３、Ｃ１４、Ｄ１〜Ｄ３、Ｄ７、Ｄ８及びＥ１〜Ｅ３は本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。比較例の鋼のうち、鋼Ｃ１〜Ｃ４、Ｃ７〜Ｃ１１、Ｃ１３、Ｃ１４、Ｄ１〜Ｄ３、Ｄ７及びＤ８は各元素のいずれかの含有量が本発明で規定する範囲から外れる鋼である。このうち、鋼Ｃ２〜Ｃ４、Ｃ７〜Ｃ１０、Ｃ１３、Ｃ１４、Ｄ１〜Ｄ３及びＤ８は、更に、ｆｎ１とｆｎ２の少なくとも一方が本発明で規定する条件から外れた鋼である。鋼Ｅ１〜Ｅ３はそれぞれ従来型のＰｂ−Ｓ−Ｃａ快削鋼、Ｐｂ−Ｓ快削鋼、Ｓ快削鋼に相当する鋼である。
【００５９】
鋼Ｂ１、Ｂ２、Ｂ６〜Ｂ８、Ｂ１０〜Ｂ１２、Ｂ１４〜Ｂ１６及びＢ１８、Ｃ２、Ｃ７、Ｄ１及びＤ２は、Ｃｒの硫化物を優先的に生成させるために、先ずＳｉで脱酸した後Ｃｒを添加し、次にＡｌを添加し、最後にＭｎを添加してｆｎ４の値が５．０以上になるようにした。
【００６０】
【表１】
【００６１】
【表２】
【００６２】
【表３】
【００６３】
【表４】
次いで、これらの鋼の鋼塊を１２５０℃に加熱してから１０００℃以上で仕上げる熱間加工（熱間鍛造）を行い、直径６０ｍｍの丸棒を作製した。なお、熱間鍛造後は空冷して非調質鋼材の製造プロセスを模擬した。
【００６４】
こうして得られた丸棒の表面から１５ｍｍの位置（丸棒の半径の１／２の位置、以下、Ｒ／２部位置という）から、熱間鍛造方向に平行にJIS Z 2201に規定の１４Ａ号引張試験片（平行部の直径：８ｍｍ）とJIS S 2202に規定の３号シャルピー衝撃試験片（２ｍｍＵノッチシャルピー試験片）を採取し、室温での引張特性と靱性（吸収エネルギー）及び−５０℃での靱性（吸収エネルギー）を調査した。
【００６５】
直径６０ｍｍの丸棒から２０ｍｍ長さの硬さ試験片を切り出し、断面にてＲ／２部位置のＨｖ硬さ測定も行った。なお、６ヶ所測定した平均の値をＨｖ硬さとした。
【００６６】
更に、丸棒のＲ／２部位置を中心にして、熱間鍛造方向に平行に採取した試験片のＬ断面を鏡面研磨した被検面をナイタルで腐食して倍率が４００倍の光学顕微鏡で観察してＲ／２部位置の組織観察を行い、フェライトの割合（面積率）測定と組織の判定を行った。
【００６７】
ドリル穿孔試験及び旋削試験による被削性の調査も行った。
ドリル穿孔試験は、直径６０ｍｍの丸棒の直径方向に深さ５０ｍｍの穴をあけ、刃先磨損により穿孔不能となった時の直前の穴の数をドリル寿命とした。穿孔は、ドリル直径が６．０ｍｍ、全長が２２５ｍｍで先端角が１１８度のＣｏを６％含有するハイスドリルを使用し、エマルジョン（水溶性潤滑剤）で潤滑しながら、回転速度９８０ｒｐｍ、送り量０．１５ｍｍ／ｒｅｖ．の条件で行った。
【００６８】
旋削試験は、超硬合金のチップにチップブレーカーを施したものをベースに、Ｔｉ（Ｃ、Ｎ）−アルミナ−ＴｉＮのコーテイングを施したものを用いて、無潤滑、切削速度１６０ｍ／分、送り量０．２５ｍｍ／ｒｅｖ．、切り込み３ｍｍの条件で行った。なお、３０分切削した後のチップの逃げ面の摩耗量で被削性を評価した。
なお、鋼Ｃ１０及び鋼Ｃ１１は熱間鍛造で割れを生じたので、これらの鋼に対しては上記のＲ／２部位置の組織観察を行い、フェライトの割合（面積率）測定と組織の判定だけを行った。
【００６９】
表５〜８に、上記の各種試験結果を示す。この表５〜８の熱処理欄における「−」は非調質処理であることを示す。又、組織欄における「Ｆ」はフェライト、「Ｐ」はパーライト、「Ｂ」はベイナイト、「Ｍ」はマルテンサイトを示す。「α」が組織におけるフェライトの面積割合を指すことは既に述べたとおりである。
【００７０】
なお、鋼Ｃ１０及び鋼Ｃ１１の各々の組織は、相が「Ｂ＋Ｍ」と「Ｆ＋Ｍ」であり、フェライト割合（α）が０％と２１％であった。したがって、前記条件で直径６０ｍｍの丸棒を作製した際のｆｎ３の値は、鋼Ｃ１０の場合が３．２、鋼Ｃ１１の場合が４．９であった。
【００７１】
【表５】
【００７２】
【表６】
【００７３】
【表７】
【００７４】
【表８】
表５、表６に示したように、鋼の化学組成が本発明で規定する範囲内にあり、更に、ｆｎ３の値及び組織に占めるフェライトの割合も本発明の条件を満足する本発明例の試験番号１、２、５〜７、１０〜１２、１６〜１８、２０〜２２及び２４〜２６の場合、Ｈｖ硬さが１８８〜３２５の高強度であるにも拘わらず、ドリル寿命、靱性に優れ、「切り屑処理性」も良好であった。上記の各試験番号の場合には、旋削摩耗量も２００μｍ未満と良好で、ｆｎ５の値が１００を上回る鋼Ｂ１４を供試鋼とした試験番号２４を除いて、ＵＥ−５０も２０Ｊ以上で低温での靱性にも優れていた。
【００７５】
一方、表７、表８に示した比較例のうち試験番号２８の場合、供試鋼である鋼Ｂ１８の化学組成は本発明で規定する範囲内にあるが（表１参照）、ｆｎ３の値が本発明で規定する条件から外れるため「切り屑処理性」は劣るものであった。
【００７６】
試験番号２９〜３２、３５〜３７、３９〜４３、４７及び４８の場合は、供試鋼における各元素のいずれかの含有量、ｆｎ１〜ｆｎ３の値、組織に占めるフェライトの割合の少なくとも１つが本発明の条件から外れるため、Ｈｖ硬さで１３８と硬さが低かったり、ドリル寿命が短かかったり、靱性、「切り屑処理性」や旋削摩耗性に劣っていた。
【００７７】
従来型のＰｂ−Ｓ−Ｃａ快削鋼、Ｐｂ−Ｓ快削鋼、Ｓ快削鋼に相当する鋼Ｅ１〜Ｅ３をそれぞれ供試鋼とする試験番号４９〜５１の場合は、靱性が低いものであった。更に、試験番号５１の場合は鋼Ｅ３のｆｎ２の値が本発明で規定する条件から外れるためドリル寿命も短いものであった。試験番号５０と５１の場合は、旋削摩耗量も２００μｍを超えた。
【００７８】
なお、鋼Ｃ１０及び鋼Ｃ１１が熱間鍛造で割れを生じたため、組織観察によるフェライトの割合測定と組織の判定だけを行い、他の試験は実施しなかったことは既に述べたとおりである。
【００７９】
（実施例２）
０．１５％Ｃ−１．０％Ｓｉ−０．０２５％Ｓ−０．５％Ｃｒ−０．０１％Ａｌ−０．００５％Ｎ−０．０２％Ｐを基本の化学組成とし、Ｍｎ含有量を変化させた各種の鋼を１５０ｋｇの真空溶解炉を用いて溶製した。
【００８０】
次いで、これらの鋼の鋼塊を１２５０℃に加熱してから１０００℃以上で仕上げる熱間鍛造を行い、直径６０ｍｍの丸棒を作製した。なお、熱間鍛造後は空冷して非調質鋼材の製造プロセスを模擬した。
【００８１】
こうして得られた直径６０ｍｍの丸棒を前記実施例１と同じ穿孔条件で、その直径方向に深さ５０ｍｍの穴をあけるドリル穿孔試験を行った。
【００８２】
図２に、ドリル寿命としての穿孔個数に及ぼすＭｎ含有量の影響を整理して示す。
図２から、Ｍｎ含有量が低いほどドリル穿孔個数が多く被削性が良好なことが明らかである。
【００８３】
（実施例３）
０．４３％Ｃ−０．６％Ｍｎ−０．０４％Ｓ−０．５％Ｃｒ−０．０１％Ａｌ−０．００５％Ｎ−０．０２％Ｐを基本の化学組成とし、Ｓｉ含有量を変化させた各種の鋼を１５０ｋｇの真空溶解炉を用いて溶製した。
【００８４】
次いで、これらの鋼の鋼塊を１２５０℃に加熱してから１０００℃以上で仕上げる熱間鍛造を行い、直径６０ｍｍの丸棒を作製した。なお、熱間鍛造後は空冷して非調質鋼材の製造プロセスを模擬した。
【００８５】
こうして得られた直径６０ｍｍの丸棒を前記実施例１と同じ穿孔条件で、その直径方向に深さ５０ｍｍの穴をあけるドリル穿孔試験を行った。更に、前記実施例１と同じ条件で旋削試験も行った。
【００８６】
図３及び図４に、それぞれドリル寿命としての穿孔個数及び旋削摩耗量に及ぼすＳｉ含有量の影響を整理して示す。
図３、図４から、Ｓｉ含有量が０．５０％以上になるとドリル穿孔個数は１５０を超え、旋削摩耗量も２００μｍ以下となるが、Ｓｉの含有量が２．５％を超えるとこれらの特性は急速に劣化してしまうことが明らかである。
【発明の効果】
【００８７】
本発明の機械構造用鋼材は被削性、硬さと靱性に優れているので機械構造部品の素材として利用することができる。この被削性と靱性に優れた機械構造用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】
【００８８】
【図１】「切り屑処理性」としての「切り屑切断指数」ｆｎ３の値と切り屑の切断状況の間の関係を示す図である。
【図２】Ｍｎ含有量とドリル穿孔個数（ドリル寿命）との関係を示す図である。
【図３】Ｓｉ含有量とドリル穿孔個数（ドリル寿命）との関係を示す図である。
【図４】Ｓｉ含有量と旋削摩耗量との関係を示す図である。
【発明の属する技術分野】
【０００２】
本発明は被削性と靱性に優れた機械構造用鋼材及び機械構造部品に関する。より詳しくは、JIS S 2202に規定の３号シャルピー衝撃試験片（２ｍｍＵノッチシャルピー試験片）を用いた衝撃試験における室温での吸収エネルギー（ＵＥＲＴ）が４０Ｊ以上の靱性を有するとともに、被削性、なかでもドリル穿孔時の「ドリル寿命」と「切り屑処理性」に極めて優れたＨｖ硬さが１６０〜３５０の機械構造用鋼材及び機械構造部品に関する。
【従来の技術】
【０００３】
各種の機械構造部品は、熱間鍛造などの熱間加工で所定の形状に粗加工され、次いで、切削加工によって所望形状に仕上げられてそのままで、つまり非調質のままで使用されたり、切削加工の後に更に熱処理（例えば、焼ならし、焼ならし−焼戻し、焼入れ−焼戻し）されて使用されるか、熱間加工の後に熱処理を施され、次いで、切削加工によって所望形状に仕上げられて使用される。なお、一部の部品のように、最終処理としての表面硬化処理（浸炭焼入れ、窒化、高周波焼入れなど）を施されてから使用される場合もある。
【０００４】
被削性に優れた鋼、すなわち快削鋼は快削性付与元素（快削元素）によって、Ｓ（硫黄）系、Ｐｂ（鉛）系、Ｓ−Ｐｂ系、Ｃａ系、Ｓ−Ｐｂ−Ｃａ系、Ｔｉ系、黒鉛系などに分類される。これらの快削鋼のうち、最終製品に硬さが要求される機械構造用の快削鋼としては、Ｓ快削鋼やＰｂ快削鋼及びそれらの複合快削鋼が用いられることが多い。これは、硬さが上がると被削性が劣化するので、Ｐｂ、Ｓ、Ｃａなどの快削性付与元素を多量に添加して被削性を改善するためである。しかし、上記のＰｂ、Ｓ、Ｃａなどの多量添加は、必然的に靱性の低下を招いてしまう。このため、近年、機械構造部品が高硬度化するにともなって、機械構造用の快削鋼として従来多用されてきた前記の快削鋼では所望の高い靱性を確保し難いという問題が生じている。例えば、Ｈｖ硬さで１６０以上を必要とするような高硬度機械構造部品の場合、前記の快削鋼が被削性を高めるために大量のＳを含有していたり、切り屑処理性を高めるために多くのＰｂを含有しているので、靱性の異方性が大きくなり、しかも靱性そのものが著しく低下してしまう。
【０００５】
このため、例えば、ＷＯ９８／２３７８４号の国際公開公報に、Ｔｉを０．０４〜１．０質量％含んでＴｉ炭硫化物を微細に分散させた、被削性に優れるとともに良好な硬さと靱性のバランスを有する機械構造用の快削鋼材が開示されている。しかし、産業界における被削性向上に対する要望はますます大きなものとなっており、最近では自動化された生産ラインで更なる切削時間短縮のために切削速度を一層上昇させることも試みられている。このため、前記公報で提案された鋼材の被削性を凌ぐとともに、良好な靱性を有する機械構造用鋼材が求められている。
【０００６】
被削性を向上させる新しい技術として、Ｓｉ含有量を高めた「プラスチック成形金型用鋼」が特開平９−４９０６７号公報に開示されている。しかし、この公報で提案された「プラスチック成形金型用鋼」をそのまま機械構造部品の素材鋼として用いても、近年において機械構造部品に要求されているような良好な硬度と靱性のバランスを必ずしも安定して確保できるわけではない。加えて、機械構造部品のうちでもコンロッドや歯車といった自動車用部品のように自動化された生産ラインで大量生産される部品の切削時に要求される安定した切り屑処理性が得られるわけではない。これは、金型の切削加工が１品毎に解放された状態で行われるため、前記公報で提案された「プラスチック成形金型用鋼」の場合には、被削性としての切り屑処理性は問題にならず、したがって、切り屑処理性に対する配慮がなされていないためである。更に、金型には通常「靱性」は必要とされないし、金型のなかでも特に「プラスチック成型用金型」の場合は、被加工材が軟質なプラスチックであるため、「板金金型」や「鍛造金型」のような鋼材を被加工材とする金型とは異なって、硬さも必要とされない。むしろ、硬さを下げて軟質化させることで被削性を高め、切削加工時間を短縮することが行われている。つまり、前記公報で提案された「プラスチック成形金型用鋼」の場合には、良好な硬さと靱性のバランスを確保するための配慮が十分にはなされていないのである。
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明は、上記現状に鑑みなされたもので、その目的は、JIS S 2202に規定の３号シャルピー衝撃試験片を用いた衝撃試験における室温での吸収エネルギー（ＵＥＲＴ）が４０Ｊ以上の靱性を有するとともに、被削性、なかでも通常のＣｏを含有する高速度鋼製のドリル（所謂「ハイスドリル」）を用いて（穴深さ）／（穴直径）が５以上の所謂「深穴」をあけた場合の「ドリル寿命」と「切り屑処理性」に極めて優れたＨｖ硬さが１６０〜３５０の熱間加工ままで用いる非調質機械構造用鋼材及び機械構造部品を提供することである。なお、本発明の目標とする「ドリル寿命」としての穿孔個数は１５０以上である。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明の要旨は、下記（１）に示す被削性と靱性に優れた熱間加工ままで用いる非調質機械構造用鋼材及び（２）に示す機械構造部品にある。
【０００９】
（１）質量％で、Ｃ：０．０５〜０．５５％、Ｓｉ：０．８７〜２．５％、Ｍｎ：０．０１〜２．００％、Ｓ：０．００５〜０．０８０％、Ｃｒ：０〜２．０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｖ：０〜０．５０％、Ｎ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．０４％以下、Ｍｏ：０〜１．５％、Ｂｉ：０〜０．１０％、Ｃａ：０〜０．０５％、Ｐｂ：０〜０．１２％、Ｚｒ：０〜０．０４％未満、Ｔｅ：０〜０．０５％、Ｎｂ：０〜０．１％、Ｃｕ：０〜１．５％、Ｓｅ：０〜０．５％を含有し、下記(1)式で表されるｆｎ１の値が１００以下、下記(2)式で表されるｆｎ２の値が０以上、下記(3)式で表されるｆｎ３の値が３．０以上を満たし、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成で、面積割合で組織に占めるフェライト相の割合が１０〜８０％、Ｈｖ硬さが１６０〜３５０であることを特徴とする、被削性と靱性に優れた熱間加工ままで用いる非調質機械構造用鋼材。
ｆｎ１＝１００Ｃ＋１１Ｓｉ＋１８Ｍｎ＋３２Ｃｒ＋４５Ｍｏ＋６Ｖ・・・(1)
ｆｎ２＝−２３Ｃ＋Ｓｉ（５−２Ｓｉ）−４Ｍｎ＋１０４Ｓ−３Ｃｒ−９Ｖ＋１０・・・(2)
ｆｎ３＝３．２Ｃ＋０．８Ｍｎ＋５．２Ｓ＋０．５Ｃｒ−１２０Ｎ＋２．６Ｐｂ＋４．１Ｂｉ−０．００１α２ ＋０．１３α・・・(3)
ここで、各式における元素記号はその元素の質量％での含有量を示し、αは組織におけるフェライト相の％での面積割合を示す。
【００１０】
（２）上記（１）に記載の機械構造用鋼材を素材とし、切削による加工を受けたことを特徴とする機械構造部品。
【００１１】
ドリル穿孔条件は前記のとおり、通常のＣｏを含有するハイスドリルを用いて（穴深さ）／（穴直径）が５以上の所謂「深穴」をあけるものである。なお前記の「穴」はドリル加工方向に貫通しない所謂「盲穴」であってもよいし、貫通した「孔」であってもよい。
【００１２】
なお、穴を１つドリル穿孔した際、穿孔開始直後にドリル先端から排出される切り屑を除いた他の切り屑の切断状況は種々の形態をとる。前記(3)式で表されるｆｎ３は「切り屑処理性」としての「切り屑切断指数」を示すもので、その値と前記の切り屑の切断状況の間の関係は図１に示すとおりである。なお、このｆｎ３の値が０以下になる場合にはすべて「０」と定義する。
【００１３】
組織の面積割合は顕微鏡観察したときの組織割合をいう。
【００１４】
更に、本発明における鋼材の「加工長手方向縦断面」（以下「Ｌ断面」という）とは、鋼材の加工方向に平行に、その中心線を通って切断した面のことをいう。又、介在物の「最大直径」とは「Ｌ断面における個々の介在物の最も幅の広い部分」のことを指す。
【００１５】
本発明者らは、鋼材の化学組成と組織が被削性及び機械的性質としての硬さと靱性に及ぼす影響について調査・研究を重ねた。その結果、下記の知見を得た。
【００１６】
（ａ）鋼材の組織中に占めるフェライト相の面積割合（以下、「フェライト相」を単に「フェライト」という。又、「面積割合」は単に「割合」ということもある）を制御すれば、被削性としてのドリル加工性、なかでも切り屑処理性を大きく高めることができる。
【００１７】
（ｂ）前記(1)式で表されるｆｎ１の値を１００以下にすれば、Ｈｖ硬さで１６０〜３５０の高硬度機械構造部品に対して、JIS S 2202に規定の３号シャルピー衝撃試験片を用いた衝撃試験における室温での吸収エネルギー（ＵＥＲＴ）が４０Ｊ以上の良好な靱性を具備させることができる。
【００１８】
（ｃ）前記(2)式で表されるｆｎ２の値を０以上にすれば、通常のＣｏを含有するハイスドリルを用いて上記の高硬度機械構造部品に（穴深さ）／（穴直径）が５以上の所謂「深穴」をあける場合、「ドリル寿命」としての穿孔個数を１５０以上にすることができる。
【００１９】
（ｄ）被削性としての「切り屑処理性」を高めることは、特にドリル穿孔の場合にドリルの寿命安定化や高寿命化が図れるとともに、切り屑の後処理を不要にして作業工程を自動化するために重要不可欠であるが、従来のように多量のＳを含有させなくとも「切り屑処理性」を高めることができる。
【００２０】
（ｅ）組織中に占めるフェライトの割合を適正に制御することに加えて、前記(3)式で表されるｆｎ３（「切り屑切断指数」）の値を３．０以上にすれば、上記の高硬度機械構造部品に対して、前記ドリル加工（ドリル穿孔）を行う場合の切り屑処理性が改善されて切り屑の排出が容易となる。このため、ドリル寿命を安定して高めることができるし、切り屑の後処理が不要になるので作業工程を自動化することができる。
【００２１】
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものである。
【発明の実施の形態】
【００２２】
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。
（Ａ）鋼材の化学組成
Ｃ：０．０５〜０．５５％
Ｃは、鋼の硬さを高めて機械構造部品に所望の高い硬さを付与するのに必須の元素である。加えてＣには、被削性としての「切り屑処理性」を高める作用がある。しかし、その含有量が０．０５％未満では前記効果が得難い。一方、Ｃの含有量が高すぎると「切り屑処理性」は飽和あるいは却って低下し、更に靱性の劣化及び旋削時の工具摩耗量の増大（つまり、旋削工具寿命の低下）をきたす。特に、その含有量が０．５５％を超えると靱性の劣化が著しくなるし、被削性は前記の旋削摩耗性を含めてすべて低下する。したがって、Ｃの含有量を０．０５〜０．５５％とした。
【００２３】
Ｓｉ：Ｓｉ：０．８７〜２．５％
Ｓｉは、被削性改善に有効な元素である。前記の作用はＳｉを０．８７％以上含有させる必要がある。一方、Ｓｉ含有量が２．０％程度で被削性改善効果は飽和し、２．５％を超えると切り屑の変形様式が断続的な剪断変形へと移行して切り屑厚さが大きく変動し、却って工具寿命が損なわれる。したがって、Ｓｉの含有量をＳｉ：０．８７〜２．５％とした。なお、Ｓｉは硬さの向上には余り寄与しないものの多量に添加すると靱性を劣化させるので、機械構造用鋼材の被削性改善のためにＳｉを多量使用する場合、靱性保持との兼ね合いが重要となる。
【００２４】
Ｍｎ：０．０１〜２．００％
Ｍｎは、鋼中のＳを固定して熱間加工性を高める作用を有する。しかし、その含有量が０．０１％未満では前記の効果が得られない。一方、Ｍｎには硬さを高める作用があり、靱性改善の作用もあるが、快削性を有する機械構造部品に対しては靱性、被削性を低下させてしまう。このため、機械構造用鋼材の場合には、靱性を高めるとともに被削性を改善する（工具寿命を長くし、切り屑処理性を容易にする）ためにＭｎ含有量は低くすることが好ましい。更に、Ｍｎ含有量を低くすると、主にＭｎＳを減少させることになって介在物の微細分散化が行えるので、最終処理として表面硬化処理が施される場合の割れを防止することもできる。したがって、Ｍｎの含有量を０．０１〜２．００％とした。
【００２５】
なお、Ｍｎの含有量は機械構造部品に所望の硬さを付与できる限りなるべく低くする方がよく、その上限は１．０％とすることが好ましい。機械構造部品に対して靱性と被削性がともに高いレベルで要求される場合にはＭｎ含有量の上限は０．５％とすることが一層望ましい。なお、Ｍｎ含有量の上限を０．３％とすれば、靱性、なかでも低温域における靱性を高めることができ、しかも、被削性の向上とＭｎＳ系介在物が減少して最大直径が３μｍを超える介在物が減少するので、介在物の微細分散化に対しても一層の効果が得られる。
【００２６】
Ｓ：０．００５〜０．０８０％
Ｓは、鋼中でＭｎＳを形成して被削性を改善する作用、なかでも旋削における工具寿命を改善する作用を有する。しかし、その含有量が０．００５％未満では前記の効果が得難い。一方、Ｓを多量に添加すると、Ｌ断面において、最大直径が３μｍを超えるＭｎＳが多くなるので靱性の異方性が顕著になり、更に、靱性そのものが劣化する場合がある。特に、Ｓの含有量が０．０８０％を超えると靱性の劣化が著しくなる。したがって、Ｓの含有量を０．００５〜０．０８０とした。
【００２７】
靱性に顕著な異方性を生じさせることなく高硬度鋼材の被削性を高めるためには、Ｌ断面におけるＭｎＳの最大直径を小さくし、しかも被削性を高めることができる手段が必要となる。このため、本発明においては、合金元素の組み合わせやフェライトの割合を適正に制御する。なお、靱性の確保が重視される場合のＳ含有量の上限は０．０３５％とすることが望ましい。この場合には、合金元素の組み合わせやフェライトの割合に対する制御を厳しくすることで、十分な被削性を確保することができる。更に、靱性の確保が極めて重視される場合のＳ含有量の上限は０．０２％とすることが好ましい。この場合にも、例えば、Ｓｉの含有量を高めるとともにＭｎの含有量を低くし、更に、適正量のＣｒやＶを含有させることによって十分な被削性を確保することが可能である。
【００２８】
Ｃｒ：０〜２．０％
Ｃｒは添加しなくてもよい。添加すれば、硬さを高める作用がある。更に、被削性としての「切り屑処理性」を高める作用や微細な介在物（ＣｒＳ）を鋼材中にもたらす作用も有する。こうした効果を確実に得るにはＣｒは０．２％以上の含有量とすることが好ましい。Ｃｒの含有量は０．５％以上とすることが一層好ましい。しかし、その含有量が２．０％を超えると組織中のフェライトの割合が大きく低下するので、「切り屑処理性」は逆に著しく低下するし、靱性も大きく劣化する。したがって、Ｃｒの含有量を０〜２．０％とした。なお、Ｃｒ含有量の上限は、Ｃ含有量が０．２５％程度以下の場合には１．５％とすることが好ましい。０．５５％を上限とする前記範囲のＣ含有量に対して、Ｃｒ含有量の上限は１．０％とすることが一層好ましい。
【００２９】
Ｐ：０．０３５％以下
Ｐは靱性を低下させてしまう。特にその含有量が０．０３５％を超えると靱性の低下が著しくなる。したがって、Ｐの含有量を０．０３５％以下とした。
Ｖ：０〜０．５０％
Ｖは添加しなくてもよい。添加すれば、靱性やドリル寿命を大きく低下させることなく硬さを大きく高める作用を有し、更に、旋削時の工具摩耗を抑制する効果がある。こうした効果を確実に得るにはＶは０．０１％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、未固溶のＶ炭窒化物が生成して硬さの向上に寄与しないばかりか、靱性、被削性の低下を招く。したがって、Ｖの含有量を０〜０．５０％とした。
【００３０】
Ｎ：０．０１００％以下
Ｎはその含有量を制限することが極めて重要である。すなわち、Ｎは「切り屑処理性」を劣化させてしまい、特に、その含有量が０．０１００％を超えると、「切り屑処理性」の低下が極めて著しくなる。このため、他の「切り屑処理性」改善元素を添加しても「切り屑処理性」が改善できない。したがって、Ｎの含有量を０．０１００％以下とした。なお、従来Ｎは非調質鋼の硬さ上昇のために添加されていたが、既に述べたＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＶなどの含有量を適正に制御することで、Ｎを意図的に添加しなくても所望の硬さが得られるため、Ｎ含有量はできるだけ低く抑えることが望ましく、０．０１００％以下にする必要がある。硬さがＨｖ２８０以下になって、切り屑処理性が劣化し易い場合には、特にＮの含有量を０．００６０％以下にすることが好ましい。
【００３１】
Ａｌ：０．０４％以下
Ａｌは鋼の脱酸に有効な元素であるが、本発明においては既に述べた量のＳｉを含有させるので、Ｓｉで脱酸することができる。したがって、Ａｌで脱酸処理することは特に必要でないため、Ａｌは添加しなくても良い。なお、Ａｌの含有量が０．０４％を超えると工具と切り屑との凝着が著しくなるので、ドリル加工や旋削で工具寿命の低下が生じる。したがって、Ａｌの含有量を０．０４％以下とした。良好な靱性を確保するためには鋼中のＯ（酸素）含有量を０．０１５％以下に制御することが望ましいため、Ｃ含有量が０．１５％程度以下の低炭素鋼の場合や、Ｍｎ、Ｃｒなど合金元素の添加量が多い鋼の場合、つまり、ｆｎ１の値の制限条件からＳｉ含有量が低く前記したＳｉだけでは脱酸が十分に行えない場合には、Ａｌは０．０１０％以上の含有量とすることが好ましい。
【００３２】
Ｍｏ：０〜１．５％
Ｍｏも添加しなくてもよい。添加すれば、硬さと靱性を高める作用がある。この効果を確実に得るにはＭｏ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１．５％を超えると前記の効果が飽和しコストが嵩んで経済性に欠ける。したがって、Ｍｏの含有量を０〜１．５％とした。
【００３３】
Ｂｉ：０〜０．１０％
Ｂｉは添加しなくてもよい。添加すれば、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Ｂｉは０．０１％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０．１０％を超えると靱性及び熱間加工性の低下をきたす。したがって、Ｂｉの含有量を０〜０．１０％とした。
【００３４】
Ｃａ：０〜０．０５％
Ｃａは添加しなくてもよい。添加すれば、主にＭｎＳを球状化するので、例えば熱間鍛造による成形後の機械構造部品が非破壊検査で不良品とされることを防止できるし、最終処理として表面硬化処理が施される場合の割れを防止することもできる。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０．０５％を超えると熱間加工性の著しい低下をきたす。したがって、Ｃａの含有量を０〜０．０５％とした。
【００３５】
Ｐｂ：０〜０．１２％
Ｐｂも添加しなくてもよい。添加すれば、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０．０２％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０．１２％を超えると靱性及び熱間加工性の低下をきたす。したがって、Ｐｂの含有量を０〜０．１２％とした。
【００３６】
Ｚｒ：０〜０．０４％未満
Ｚｒは添加しなくてもよい。添加すれば、Ｚｒの硫化物を形成してＭｎＳの生成を抑制するので、介在物の微細分散化が行える。更に、Ｚｒの炭化物が析出するので硬さを高めることもできる。こうした効果を確実に得るにはＺｒは０．００５％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、Ｚｒを多く含有させると成分系によっては靱性が低下する場合があり、特に、その含有量が０．０４％以上になると靱性が著しく低下する場合がある。したがって、Ｚｒの含有量を０〜０．０４％未満とした。
【００３７】
Ｔｅ：０〜０．０５％
Ｔｅも添加しなくてもよい。添加すれば、主にＭｎＳを球状化するので、例えば熱間鍛造による成形後の機械構造部品が非破壊検査で不良品とされることを防止できるし、最終処理として表面硬化処理が施される場合の割れを防止することもできる。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％を超えると熱間加工性の著しい低下をきたす。したがって、Ｔｅの含有量を０〜０．０５％とした。
【００３８】
Ｎｂ：０〜０．１％
Ｎｂは添加しなくてもよい。添加すれば、結晶粒を微細にして靱性を高める作用がある。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０．１％を超えると粗大なＮｂ炭窒化物が未固溶で残留し、却って靱性が低下する。したがって、Ｎｂの含有量を０〜０．１％とした。
【００３９】
Ｃｕ：０〜１．５％
Ｃｕは添加しなくてもよい。添加すれば、硬さの向上に効果があり、しかも靱性劣化が殆ど生じない。更に、鋼中で低融点の硫化物を形成して被削性を改善する作用も有する。こうした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１．５％を超えると熱間加工性の著しい低下を招く。したがって、Ｃｕの含有量を０〜１．５％とした。
【００４０】
Ｓｅ：０〜０．５％
Ｓｅは添加しなくてもよい。添加すれば、被削性を一段と高める作用を有する。この効果を確実に得るにはＳｅ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０．５％を超えると靱性と熱間加工性の著しい低下を招く。したがって、Ｓｅの含有量を０〜０．５％とした。
【００４１】
本発明においては、Ｏ（酸素）の含有量は特に規定しなくてもよい。しかし、良好な靱性を確保するためにその含有量は０．０１５％以下とすることが好ましい。
【００４２】
なお、従来の快削鋼には所謂「脱酸調整鋼」として実用化されているものがある。この「脱酸調整鋼」はＳｉやＡｌの含有量を規制して十分な脱酸を実施せず、Ｃａなどの元素を添加してＳｉ、Ａｌ、Ｃａなどの複合酸化物を形成させ、且つ、これらの複合酸化物の組成比を適正に制御することで酸化物の融点を低下させ、被削性を改善するものである。
【００４３】
これに対して、本発明に係る機械構造用鋼材及び機械構造部品においては、被削性改善のために上記の低融点酸化物を利用する必要はない。前記各元素の含有量及び次に詳しく述べる前記(2)式と(3)式で表されるｆｎ２とｆｎ３の値を適正な範囲に制御し、更に、次項（Ｂ）で述べる組織中に占めるフェライトの割合を適正な範囲に制御することで、Ｈｖ硬さ１６０〜３５０という高硬度であっても、十分な被削性が確保できるのである。したがって、たとえ本発明に係る機械構造用鋼材及び機械構造部品における酸化物が、前記した「脱酸調整鋼」の場合の組成比にあったとしても、被削性の改善はその酸化物に基づくものではない。
【００４４】
ｆｎ１：１００以下
各元素の含有量を既に述べた範囲に制御しても、前記(1)式で表されるｆｎ１の値が１００を超えると、JIS S 2202に規定の３号シャルピー衝撃試験片を用いた衝撃試験で、４０Ｊ以上の室温吸収エネルギー（ＵＥＲＴ）が得られず、高硬度機械構造部品に良好な靱性を付与できない。したがって、ｆｎ１の値を１００以下とした。このｆｎ１の下限の値は、本発明の鋼材が前記の硬さ範囲（Ｈｖ：１６０〜３５０）及び下記の被削性に関するｆｎ２、ｆｎ３の規定も満たす必要があることから決定される。なお、機械構造部品が寒冷地で使用される場合には、JIS S 2202に規定の３号シャルピー衝撃試験片を用いた−５０℃における衝撃試験で２０Ｊ以上の吸収エネルギー（ＵＥ−５０）が要求されることがある。この場合には、下記(5)式で表されるｆｎ５の値を１００以下にすればよい。
【００４５】
ｆｎ５＝８７Ｃ＋７Ｓｉ＋１０Ｍｎ＋４１Ｃｒ＋１５Ｍｏ＋５０Ｖ・・・(5)
なお、上記(5)式における元素記号はその元素の質量％での含有量を示す。
【００４６】
ｆｎ２：０以上
機械構造用鋼材の場合には、被削性のなかでも特にドリル加工性（ドリル穿孔性）を高めることが重要である。すなわち、機械構造部品にはドリル加工によって油穴で代表されるように、最大直径に対して深さが大きい所謂「深穴」があけられる。この「深穴」を加工する場合のドリル材質としては、耐摩耗性に優れた超硬合金を使用することが困難なため、Ｃｏを含有し靱性と耐摩耗性に優れた高速度鋼（ハイス）が専ら使用されている。このため、ドリル加工性としてのドリル寿命については、ドリル材質の改良による向上は大きくは望めず、被加工材である機械構造用鋼材に依存するところが大きい。
【００４７】
機械構造用鋼材のドリル加工性としては、「ドリル寿命」としての穿孔個数と「切り屑処理性」の２つを高める必要があり、このうち「ドリル寿命」は被加工鋼材の硬さと化学組成に依存する。すなわち、被加工鋼材の硬さが高くなると「ドリル寿命」は低下するものの、それは被加工鋼材の化学組成に大きく依存し、前記(2)式で表されるｆｎ２の値が０以上の場合、機械構造部品に通常のＣｏを含有するハイスドリルを用いて所謂「深穴」（（穴深さ）／（穴直径）が５以上の穴）を加工すると、「ドリル寿命」として１５０以上の大きな穿孔個数が得られる。したがって、ｆｎ２の値を０以上とした。このｆｎ２の上限の値は、本発明の鋼材が前記の硬さ範囲（Ｈｖ：１６０〜３５０）で、靱性に関するｆｎ１及び下記の被削性に関するｆｎ３の規定も満たす必要があることから決定される。
【００４８】
ｆｎ３：３．０以上
次項（Ｂ）で述べる組織中に占めるフェライトの面積割合を適正に制御することに加えて、前記(3)式で表されるｆｎ３（「切り屑切断指数」）の値を３．０以上にした場合に初めて切り屑処理性が改善され、深穴加工において、切り屑の排出が容易となる（図１参照）。このため、ドリル寿命を安定して高めることができるし、切り屑の後処理が不要になるので作業工程を自動化することができる。なお、「切り屑切断指数」であるｆｎ３の値が３．０未満の場合には切り屑切断性が著しく低下するので、図１に示すように長く伸びた切り屑が発生する。このため、切り屑の後処理が必要となって、作業工程の自動化は困難である。更に、ドリル寿命も低下してしまう。したがって、ｆｎ３の値を３，０以上とした。
【００４９】
合金元素の含有量とフェライトの面積割合で規定される「切り屑切断指数」ｆｎ３は、硬さ、靱性及びドリル寿命と関連を有する。つまり、硬さが高くなると切り屑切断性は良好になるが、靱性とドリル寿命は低下する。一方、硬さが低すぎると、靱性は高くなるものの、延性が向上するため切り屑処理性が劣化する。したがって、このｆｎ３の上限の値は、本発明の鋼材が前記の硬さ範囲（Ｈｖ：１６０〜３５０）で、靱性に関するｆｎ１、被削性に関するｆｎ２及びフェライトの割合の各規定も満たす必要があることから決定される。なお、実質的には８．０程度が上限の値となる。
【００５０】
（Ｂ）鋼材の組織
上記の化学組成を有する機械構造用鋼材の被削性、なかでもドリル穿孔時の「切り屑処理性」を高めるためには、組織に占めるフェライトの割合を面積割合で１０〜８０％とする必要がある。フェライトは軟質相であるため、ドリル加工（ドリル穿孔）の際に優先的に変形し、切り屑切断の起点となって「切り屑処理性」が高まるのである。しかし、フェライトの割合が１０％未満では、上記の効果が得られず切り屑処理性が低下する。更に、「切り屑処理性」としての「切り屑切断指数」ｆｎ３の値が３．０を下回ってしまう場合もある。一方、フェライトの割合が８０％を超えると、次項（Ｃ）で述べるＨｖ硬さで１６０以上の高硬度が確保し難くなるし、軟質の組織が過剰となって却って「切り屑処理性」が低下してしまう。したがって、組織に占めるフェライトの割合を１０〜８０％とした。
【００５１】
ここで、既に述べたように組織の割合（つまり、面積割合）は顕微鏡観察したときの組織割合のことを指す。
【００５２】
組織におけるフェライト以外の残りの部分は、パーライトである。なお、所定の組織は非調質処理、つまり最終の熱間加工後に冷却したままで得られる。この「非調質処理」の場合には、熱処理を行う必要がないためコスト面で有利であるし、工程が簡素化できるために納期の面でも有利である。
【００５３】
（Ｃ）Ｈｖ硬さ
硬さがＨｖ硬さで１６０未満の機械構造部品は、使用時に変形したり、大きな摩耗を生じたり、疲労破壊を起こしたりするので、たとえ靱性や被削性に優れていても利用し難い。一方、硬さがＨｖ硬さで３５０を超えると、所望の良好な靱性と被削性を確保することが困難となる。特に、「非調質処理」の場合には靱性が確保できなくなると同時に、組織に占めるフェライトの割合を１０〜８０％として被削性を確保することが極めて困難になる。したがって、Ｈｖ硬さを１６０〜３５０とした。
【００５４】
介在物形態を制御して被削性を改善する従来型の快削鋼は所謂「脱酸調整鋼」として実用化されている。この「脱酸調整鋼」の場合には、セミキルド型の鋼を基本の組成として、ＳｉＯ２、ＭｎＯ、Ａｌ２Ｏ３、ＣａＯ、ＴｉＯ２など酸化物の組成比を適正に制御することで初めて被削性を高めることが可能となる。これに対して、本発明に係る機械構造用鋼材の場合には、酸化物を初めとする介在物の組成範囲には関係なく、つまり、介在物の組成範囲がいかなるものであろうと、既に述べた（Ａ）項の化学組成規定と（Ｂ）項の組織規定を満たせば、（Ｃ）項の硬さ範囲（Ｈｖ：１６０〜３５０）で、良好な靱性と被削性が得られるものである。
【００５５】
本発明に係る機械構造部品は、既に述べた本発明に係る機械構造用鋼材を熱間鍛造などの熱間加工で所定の形状に粗加工し、次いで、所望形状に切削加工して製造される。
【００５６】
以下、実施例により本発明を詳しく説明する。
【実施例】
【００５７】
（実施例１）
表１〜４に示す化学組成の鋼を１５０ｋｇの真空溶解炉又は７０トン転炉を用いて溶製した。７０トン転炉を用いて溶製したのは鋼Ｂ８で、転炉で溶製後連続鋳造した。他の鋼はすべて１５０ｋｇ真空溶解炉で溶製したものである。なお、表１〜４には、それぞれ(1)式、(2)式及び(5)式で表されるｆｎ１、ｆｎ２及びｆｎ５の値も併せて示した。なお、Ｏ（酸素）の含有量は、鋼Ｂ１１が０．０１９５％と０．０１５％を上回っていたが、他の鋼はすべて０．０１５％以下であった。
【００５８】
表１、表２における鋼Ａ１、Ａ２、Ａ５〜Ａ７、Ａ１０、Ｂ１、Ｂ２、Ｂ６〜Ｂ８、Ｂ１０〜Ｂ１２、Ｂ１４〜Ｂ１６及びＢ１８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る。一方、表３、表４における鋼Ｃ１〜Ｃ４、Ｃ７〜Ｃ１１、Ｃ１３、Ｃ１４、Ｄ１〜Ｄ３、Ｄ７、Ｄ８及びＥ１〜Ｅ３は本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。比較例の鋼のうち、鋼Ｃ１〜Ｃ４、Ｃ７〜Ｃ１１、Ｃ１３、Ｃ１４、Ｄ１〜Ｄ３、Ｄ７及びＤ８は各元素のいずれかの含有量が本発明で規定する範囲から外れる鋼である。このうち、鋼Ｃ２〜Ｃ４、Ｃ７〜Ｃ１０、Ｃ１３、Ｃ１４、Ｄ１〜Ｄ３及びＤ８は、更に、ｆｎ１とｆｎ２の少なくとも一方が本発明で規定する条件から外れた鋼である。鋼Ｅ１〜Ｅ３はそれぞれ従来型のＰｂ−Ｓ−Ｃａ快削鋼、Ｐｂ−Ｓ快削鋼、Ｓ快削鋼に相当する鋼である。
【００５９】
鋼Ｂ１、Ｂ２、Ｂ６〜Ｂ８、Ｂ１０〜Ｂ１２、Ｂ１４〜Ｂ１６及びＢ１８、Ｃ２、Ｃ７、Ｄ１及びＤ２は、Ｃｒの硫化物を優先的に生成させるために、先ずＳｉで脱酸した後Ｃｒを添加し、次にＡｌを添加し、最後にＭｎを添加してｆｎ４の値が５．０以上になるようにした。
【００６０】
【表１】
【表２】
【表３】
【表４】
【００６４】
こうして得られた丸棒の表面から１５ｍｍの位置（丸棒の半径の１／２の位置、以下、Ｒ／２部位置という）から、熱間鍛造方向に平行にJIS Z 2201に規定の１４Ａ号引張試験片（平行部の直径：８ｍｍ）とJIS S 2202に規定の３号シャルピー衝撃試験片（２ｍｍＵノッチシャルピー試験片）を採取し、室温での引張特性と靱性（吸収エネルギー）及び−５０℃での靱性（吸収エネルギー）を調査した。
【００６５】
直径６０ｍｍの丸棒から２０ｍｍ長さの硬さ試験片を切り出し、断面にてＲ／２部位置のＨｖ硬さ測定も行った。なお、６ヶ所測定した平均の値をＨｖ硬さとした。
【００６６】
更に、丸棒のＲ／２部位置を中心にして、熱間鍛造方向に平行に採取した試験片のＬ断面を鏡面研磨した被検面をナイタルで腐食して倍率が４００倍の光学顕微鏡で観察してＲ／２部位置の組織観察を行い、フェライトの割合（面積率）測定と組織の判定を行った。
【００６７】
ドリル穿孔試験及び旋削試験による被削性の調査も行った。
ドリル穿孔試験は、直径６０ｍｍの丸棒の直径方向に深さ５０ｍｍの穴をあけ、刃先磨損により穿孔不能となった時の直前の穴の数をドリル寿命とした。穿孔は、ドリル直径が６．０ｍｍ、全長が２２５ｍｍで先端角が１１８度のＣｏを６％含有するハイスドリルを使用し、エマルジョン（水溶性潤滑剤）で潤滑しながら、回転速度９８０ｒｐｍ、送り量０．１５ｍｍ／ｒｅｖ．の条件で行った。
【００６８】
旋削試験は、超硬合金のチップにチップブレーカーを施したものをベースに、Ｔｉ（Ｃ、Ｎ）−アルミナ−ＴｉＮのコーテイングを施したものを用いて、無潤滑、切削速度１６０ｍ／分、送り量０．２５ｍｍ／ｒｅｖ．、切り込み３ｍｍの条件で行った。なお、３０分切削した後のチップの逃げ面の摩耗量で被削性を評価した。
なお、鋼Ｃ１０及び鋼Ｃ１１は熱間鍛造で割れを生じたので、これらの鋼に対しては上記のＲ／２部位置の組織観察を行い、フェライトの割合（面積率）測定と組織の判定だけを行った。
【００６９】
表５〜８に、上記の各種試験結果を示す。この表５〜８の熱処理欄における「−」は非調質処理であることを示す。又、組織欄における「Ｆ」はフェライト、「Ｐ」はパーライト、「Ｂ」はベイナイト、「Ｍ」はマルテンサイトを示す。「α」が組織におけるフェライトの面積割合を指すことは既に述べたとおりである。
【００７０】
なお、鋼Ｃ１０及び鋼Ｃ１１の各々の組織は、相が「Ｂ＋Ｍ」と「Ｆ＋Ｍ」であり、フェライト割合（α）が０％と２１％であった。したがって、前記条件で直径６０ｍｍの丸棒を作製した際のｆｎ３の値は、鋼Ｃ１０の場合が３．２、鋼Ｃ１１の場合が４．９であった。
【００７１】
【表５】
【表６】
【表７】
【表８】
【００７５】
一方、表７、表８に示した比較例のうち試験番号２８の場合、供試鋼である鋼Ｂ１８の化学組成は本発明で規定する範囲内にあるが（表１参照）、ｆｎ３の値が本発明で規定する条件から外れるため「切り屑処理性」は劣るものであった。
【００７６】
試験番号２９〜３２、３５〜３７、３９〜４３、４７及び４８の場合は、供試鋼における各元素のいずれかの含有量、ｆｎ１〜ｆｎ３の値、組織に占めるフェライトの割合の少なくとも１つが本発明の条件から外れるため、Ｈｖ硬さで１３８と硬さが低かったり、ドリル寿命が短かかったり、靱性、「切り屑処理性」や旋削摩耗性に劣っていた。
【００７７】
従来型のＰｂ−Ｓ−Ｃａ快削鋼、Ｐｂ−Ｓ快削鋼、Ｓ快削鋼に相当する鋼Ｅ１〜Ｅ３をそれぞれ供試鋼とする試験番号４９〜５１の場合は、靱性が低いものであった。更に、試験番号５１の場合は鋼Ｅ３のｆｎ２の値が本発明で規定する条件から外れるためドリル寿命も短いものであった。試験番号５０と５１の場合は、旋削摩耗量も２００μｍを超えた。
【００７８】
なお、鋼Ｃ１０及び鋼Ｃ１１が熱間鍛造で割れを生じたため、組織観察によるフェライトの割合測定と組織の判定だけを行い、他の試験は実施しなかったことは既に述べたとおりである。
【００７９】
（実施例２）
０．１５％Ｃ−１．０％Ｓｉ−０．０２５％Ｓ−０．５％Ｃｒ−０．０１％Ａｌ−０．００５％Ｎ−０．０２％Ｐを基本の化学組成とし、Ｍｎ含有量を変化させた各種の鋼を１５０ｋｇの真空溶解炉を用いて溶製した。
【００８０】
次いで、これらの鋼の鋼塊を１２５０℃に加熱してから１０００℃以上で仕上げる熱間鍛造を行い、直径６０ｍｍの丸棒を作製した。なお、熱間鍛造後は空冷して非調質鋼材の製造プロセスを模擬した。
【００８１】
こうして得られた直径６０ｍｍの丸棒を前記実施例１と同じ穿孔条件で、その直径方向に深さ５０ｍｍの穴をあけるドリル穿孔試験を行った。
【００８２】
図２に、ドリル寿命としての穿孔個数に及ぼすＭｎ含有量の影響を整理して示す。
図２から、Ｍｎ含有量が低いほどドリル穿孔個数が多く被削性が良好なことが明らかである。
【００８３】
（実施例３）
０．４３％Ｃ−０．６％Ｍｎ−０．０４％Ｓ−０．５％Ｃｒ−０．０１％Ａｌ−０．００５％Ｎ−０．０２％Ｐを基本の化学組成とし、Ｓｉ含有量を変化させた各種の鋼を１５０ｋｇの真空溶解炉を用いて溶製した。
【００８４】
次いで、これらの鋼の鋼塊を１２５０℃に加熱してから１０００℃以上で仕上げる熱間鍛造を行い、直径６０ｍｍの丸棒を作製した。なお、熱間鍛造後は空冷して非調質鋼材の製造プロセスを模擬した。
【００８５】
こうして得られた直径６０ｍｍの丸棒を前記実施例１と同じ穿孔条件で、その直径方向に深さ５０ｍｍの穴をあけるドリル穿孔試験を行った。更に、前記実施例１と同じ条件で旋削試験も行った。
【００８６】
図３及び図４に、それぞれドリル寿命としての穿孔個数及び旋削摩耗量に及ぼすＳｉ含有量の影響を整理して示す。
図３、図４から、Ｓｉ含有量が０．５０％以上になるとドリル穿孔個数は１５０を超え、旋削摩耗量も２００μｍ以下となるが、Ｓｉの含有量が２．５％を超えるとこれらの特性は急速に劣化してしまうことが明らかである。
【発明の効果】
【００８７】
本発明の機械構造用鋼材は被削性、硬さと靱性に優れているので機械構造部品の素材として利用することができる。この被削性と靱性に優れた機械構造用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】
【００８８】
【図１】「切り屑処理性」としての「切り屑切断指数」ｆｎ３の値と切り屑の切断状況の間の関係を示す図である。
【図２】Ｍｎ含有量とドリル穿孔個数（ドリル寿命）との関係を示す図である。
【図３】Ｓｉ含有量とドリル穿孔個数（ドリル寿命）との関係を示す図である。
【図４】Ｓｉ含有量と旋削摩耗量との関係を示す図である。
Claims (2)
- 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．５５％、Ｓｉ：０．８７〜２．５％、Ｍｎ：０．０１〜２．００％、Ｓ：０．００５〜０．０８０％、Ｃｒ：０〜２．０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｖ：０〜０．５０％、Ｎ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．０４％以下、Ｍｏ：０〜１．５％、Ｂｉ：０〜０．１０％、Ｃａ：０〜０．０５％、Ｐｂ：０〜０．１２％、Ｚｒ：０〜０．０４％未満、Ｔｅ：０〜０．０５％、Ｎｂ：０〜０．１％、Ｃｕ：０〜１．５％、Ｓｅ：０〜０．５％を含有し、下記(1)式で表されるｆｎ１の値が１００以下、下記(2)式で表されるｆｎ２の値が０以上、下記(3)式で表されるｆｎ３の値が３．０以上を満たし、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成で、面積割合で組織に占めるフェライト相の割合が１０〜８０％、Ｈｖ硬さが１６０〜３５０であることを特徴とする、被削性と靱性に優れた熱間加工ままで用いる非調質機械構造用鋼材。
ｆｎ１＝１００Ｃ＋１１Ｓｉ＋１８Ｍｎ＋３２Ｃｒ＋４５Ｍｏ＋６Ｖ・・・(1)
ｆｎ２＝−２３Ｃ＋Ｓｉ（５−２Ｓｉ）−４Ｍｎ＋１０４Ｓ−３Ｃｒ−９Ｖ＋１０・・・(2)
ｆｎ３＝３．２Ｃ＋０．８Ｍｎ＋５．２Ｓ＋０．５Ｃｒ−１２０Ｎ＋２．６Ｐｂ＋４．１Ｂｉ−０．００１α２ ＋０．１３α・・・(3)
ここで、各式における元素記号はその元素の質量％での含有量を示し、αは組織におけるフェライト相の％での面積割合を示す。 - 請求項１に記載の機械構造用鋼材を素材とし、切削による加工を受けたことを特徴とする機械構造部品。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000018101A JP3680674B2 (ja) | 1999-01-28 | 2000-01-27 | 被削性と靱性に優れた機械構造用鋼材及び機械構造部品 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1988899 | 1999-01-28 | ||
| JP11-19888 | 1999-01-28 | ||
| JP2000018101A JP3680674B2 (ja) | 1999-01-28 | 2000-01-27 | 被削性と靱性に優れた機械構造用鋼材及び機械構造部品 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000282172A JP2000282172A (ja) | 2000-10-10 |
| JP3680674B2 true JP3680674B2 (ja) | 2005-08-10 |
Family
ID=26356764
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000018101A Expired - Fee Related JP3680674B2 (ja) | 1999-01-28 | 2000-01-27 | 被削性と靱性に優れた機械構造用鋼材及び機械構造部品 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3680674B2 (ja) |
Families Citing this family (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002060897A (ja) * | 2000-08-22 | 2002-02-28 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 小径ドリル加工性に優れる機械構造用鋼およびその小径ドリル加工方法 |
| JP4564189B2 (ja) * | 2001-02-20 | 2010-10-20 | 新日本製鐵株式会社 | 熱間鍛造用高靭性非調質鋼 |
| JP2008511759A (ja) * | 2004-09-02 | 2008-04-17 | ザ ティムケン カンパニー | ブローチ工具寿命を改良する鋼鉄冶金法の最適化 |
| JP5231101B2 (ja) * | 2008-06-27 | 2013-07-10 | 株式会社神戸製鋼所 | 疲労限度比と被削性に優れた機械構造用鋼 |
| JP5804832B2 (ja) * | 2011-07-29 | 2015-11-04 | 山陽特殊製鋼株式会社 | ねじり疲労特性に優れた浸炭用鋼からなる鋼材 |
| CN103805869B (zh) * | 2012-11-15 | 2016-01-27 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种高强度热轧q&p钢及其制造方法 |
| JP2015025162A (ja) * | 2013-07-25 | 2015-02-05 | 大同特殊鋼株式会社 | フェライト・パーライト型非調質鋼 |
| CN104087871B (zh) * | 2014-06-06 | 2016-08-17 | 安徽吉思特智能装备有限公司 | 一种含Cu低合金钢汽车轮毂轴承单元的制备方法 |
| JP6256416B2 (ja) * | 2014-07-28 | 2018-01-10 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 肌焼鋼 |
| JP6844943B2 (ja) * | 2015-06-01 | 2021-03-17 | 日本製鉄株式会社 | 高周波焼入れ用非調質鋼 |
| WO2018008621A1 (ja) | 2016-07-04 | 2018-01-11 | 新日鐵住金株式会社 | 機械構造用鋼 |
| WO2018021451A1 (ja) | 2016-07-27 | 2018-02-01 | 新日鐵住金株式会社 | 機械構造用鋼 |
| EP3492615A4 (en) * | 2016-07-27 | 2019-12-25 | Nippon Steel Corporation | STEEL FOR MACHINE STRUCTURES |
-
2000
- 2000-01-27 JP JP2000018101A patent/JP3680674B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2000282172A (ja) | 2000-10-10 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR100401951B1 (ko) | 기계구조용 강재 | |
| US8801873B2 (en) | Carburized steel part | |
| JP5135918B2 (ja) | マルテンサイト系快削ステンレス鋼 | |
| CA2757393C (en) | Case-hardened steel superior in cold workability, machinability, and fatigue characteristics after carburized quenching and method of production of same | |
| JP3680674B2 (ja) | 被削性と靱性に優れた機械構造用鋼材及び機械構造部品 | |
| JPWO2009057731A1 (ja) | マルテンサイト型熱間鍛造用非調質鋼及び熱間鍛造非調質鋼部品 | |
| JP4451808B2 (ja) | 疲労特性と耐結晶粒粗大化特性に優れた肌焼用圧延棒鋼およびその製法 | |
| JP2001073072A (ja) | 耐ピッチング性に優れた浸炭窒化部品 | |
| JP4084462B2 (ja) | 快削熱間加工鋼材およびその製造方法 | |
| JP2002194484A (ja) | 機械構造用鋼材 | |
| JP4557833B2 (ja) | 疲労特性に優れた高強度機械構造用鋼部品およびその製法 | |
| JP3680708B2 (ja) | 被削性に優れた機械構造用鋼材及び機械構造部品 | |
| JP6477382B2 (ja) | 快削鋼 | |
| JP6477383B2 (ja) | 快削鋼 | |
| JP3489656B2 (ja) | 被削性に優れた高強度高靭性調質鋼材 | |
| JP3903966B2 (ja) | 切り屑処理性に優れた肌焼鋼 | |
| JP3764274B2 (ja) | 快削熱間加工鋼材及び粗形材、これらの製造方法並びに快削熱間加工製品及びその製造方法 | |
| JP3900102B2 (ja) | 非調質鋼及び非調質鋼製品 | |
| JP3874532B2 (ja) | 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 | |
| WO2003064715A9 (fr) | Acier non raffine de type bainite pour nitruration, procede de production correspondant et produit nitrure | |
| JP3489655B2 (ja) | 高強度高靭性快削非調質鋼材 | |
| JP3849296B2 (ja) | 軟窒化用鋼材の製造方法及びその鋼材を用いた軟窒化部品 | |
| JP2021028414A (ja) | 浸炭歯車用鋼、浸炭歯車及び浸炭歯車の製造方法 | |
| JP3855418B2 (ja) | 軟窒化用鋼材の製造方法及びその鋼材を用いた軟窒化部品 | |
| JP3874533B2 (ja) | 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 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20040727 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20040817 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20041015 |
|
| RD02 | Notification of acceptance of power of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7422 Effective date: 20041015 |
|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20050111 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20050310 |
|
| A911 | Transfer of reconsideration by examiner before appeal (zenchi) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A911 Effective date: 20050322 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20050426 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20050509 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Ref document number: 3680674 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090527 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100527 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110527 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110527 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120527 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120527 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130527 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130527 Year of fee payment: 8 |
|
| S111 | Request for change of ownership or part of ownership |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313111 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130527 Year of fee payment: 8 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140527 Year of fee payment: 9 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |