JP3842430B2 - 快削性に優れた熱間加工鋼材及び製品並びにそれらの製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、クランクシャフト、デファレンシャルギア等、自動車、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。
【０００３】
このような、スクラップ品位の低級化により、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化して、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等においては、圧延棒鋼の外周を直接切削した後、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共に、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、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共に、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、被削性の良否は、切削工具の寿命と切り屑の処理性、すなわち切り屑が適当な大きさに細かく分断するか否かによって判断される。特に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。
【０００６】
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、分断しにくい切粉では穴から排出されず、切粉が穴に詰まってドリル折損を引き起こすのである。
【０００７】
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、鋼材の延性を低下させ、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。
【０００８】
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、▲１▼被削性改善効果が鉛に及ばない、▲２▼高価である、▲３▼毒性がある、といった欠点を少なくとも１つ有しているために、鉛代替の元素にはなり得ない。
【０００９】
一方、黒鉛は鋳鉄にみられるように、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、鋼材に黒鉛を析出させ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又は方法が開示されている。
【００１０】
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。
【００１１】
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。
【００１２】
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。
【００１３】
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０．１ｍｍ程度の鋳造巣を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に劣るのが欠点であり、鋳造方法及びに製品の超音波検査に厳重な注意を払う必要があった。
【００１４】
【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。
【００１５】
問題点１：使用されている快削元素には毒性があり、環境対策上問題がある。
問題点２：毒性のない快削元素として炭素を利用し、黒鉛の形態に析出させて快削効果を発揮させ得るが、黒鉛化熱処理を施さなければならないので、コストが嵩む。
問題点３：炭素含有率の高い鋳鉄や鋳鋼であれば接種による球状黒鉛の析出により快削性が確保されるが、靱性が劣っている。
【００１６】
問題点４：快削鋳鉄や快削鋳鋼の熱処理により靱性改善を図っても、十分な靱性が得られず、また、鋳造巣欠陥により製品の信頼性に問題がある。
問題点５：将来、ＣｕやＮｉ等がトランプエレメントとして高濃度に混入した低品位スクラップを相当量、鉄源として使用した場合には、鋼材の延性低下が懸念されるが、これに対する有効な技術が見当たらない。この発明においては、この問題の解決が極めて重要であると位置づけしている。
【００１７】
この発明では、上記諸問題点を解決して、自動車や産業機械の部品類の素材として用いられる熱間加工状態の棒鋼、及び、その棒鋼を熱間加工し、切削加工仕上げをして製品とし、熱処理を施さないで上記部品類を製造するために、▲１▼被削性が良好であり、▲２▼トランプエレメントを高濃度に含むスクラップを使用しても、強度及び靱性に優れており、表面疵発生が抑制され、しかも、▲３▼安価で且つ環境保護上問題なく製造し得る技術を開発することを目的とする。本発明者等は、上記目的を達成するために、特に、熱処理を行なわず熱間加工ままで微細で適切な黒鉛を析出させ、且つ、トランプエレメントのＣｕ及びＮｉ混入の製造上及び品質上の悪影響を回避することを主な課題とした。
【００１８】
【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。
【００１９】
請求項１記載の発明は、Ｃ：０．８０〜１．７０wt.%、Ｓｉ：０．７０〜２．５０wt.%、Ｃｕ：０．０１〜０．５０wt.%、Ｎｉ：０．０１〜２．０wt.%、Ｐ：０．０５０wt.%以下、Ｓ：０．０５０wt.%以下、Ｏ：０．００３０wt.%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、下記（１）式：
ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９ ----------------（１）
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（２）式：
ＣＥ≧１．３０ ----------------------------------------（２）
を満たす化学成分組成を有し、平均粒径が０．５μｍ以上の黒鉛が１００個／ｍｍ2 以上析出し、且つ金属組織がパーライトであることに特徴を有するものである。
【００２０】
請求項２記載の発明は、請求項１記載の発明において、黒鉛化指数ＣＥの算出式として、下記（３）式：
ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９−Ｍｎ／１２−Ｃｒ／９
−Ｍｏ／９−Ｂ --------------------------------（３）
但し、各元素記号：各元素の含有率（wt.%）
を用い、そして、前記鋼材の化学成分組成に、Ｍｎ：０．０１〜１．０wt.%、Ｃｒ：０．０１〜１．０wt.%、Ｍｏ：０．０１〜０．５０wt.%、及び、Ｂ：０．０００５〜０．０１０wt.%の化学成分組成からなる群から選ばれた少なくとも１種が、更に付加されて含まれていることに特徴を有するものである。
【００２１】
請求項３記載の発明は、請求項１または２記載の発明において、黒鉛化指数ＣＥの算出式として、下記（４）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
--------------------------------（４）
但し、各元素記号：各元素の含有率（wt.%）
を用い、そして、前記鋼材の化学成分組成に、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.%の化学成分組成からなる群から選ばれた少なくとも１種が、更に付加されて含まれていることに特徴を有するものである。
【００２２】
請求項４記載の発明は、請求項１から３の何れか１つに記載の発明において、黒鉛化指数ＣＥの算出式として、下記（４）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
--------------------------------（４）
但し、各元素記号：各元素の含有率（wt.%）
を用い、そして、前記鋼材の化学成分組成に、Ｃａ：０．００１０〜０．０１００wt.%、Ｍｇ：０．００１０〜０．１０wt.%、及び、ＲＥＭ：０．００１０〜０．１０wt.%の化学成分組成からなる群から選ばれた少なくとも１種が、更に付加されて含まれていることに特徴を有するものである。
【００２３】
請求項５記載の発明は、請求項１から４の何れか１つに記載の発明の熱間加工鋼材を素材としたことに特徴を有するものである。
【００２４】
請求項６記載の発明は、Ｃ：０．８０〜１．７０wt.%、Ｓｉ：０．７０〜２．５０wt.%、Ｃｕ：０．０１〜０．５０wt.%、Ｎｉ：０．０１〜２．０wt.%、Ｐ：０．０５０wt.%以下、Ｓ：０．０５０wt.%以下、Ｏ：０．００３０wt.%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、下記（１）式：
ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９ ----------------（１）
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（２）式：
ＣＥ≧１．３０ ----------------------------------------（２）
を満たす化学成分組成を有する鋼片を、前記鋼片の固相線温度より５０℃低い温度を上限とし、８００℃を下限とする温度範囲内に加熱した後、熱間加工し、そして室温まで冷却して、平均粒径が０．５μｍ以上の黒鉛を１００個／ｍｍ2 以上析出させ、且つ、金属組織をパーライトとすることに特徴を有するものである。
【００２５】
請求項７記載の発明は、請求項６記載の発明において、黒鉛化指数ＣＥの算出式として、下記（３）式：
ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９−Ｍｎ／１２−Ｃｒ／９
−Ｍｏ／９−Ｂ -------------------------------- （３）
但し、各元素記号：各元素の含有率（ wt.% ）
を用い、そして、前記鋼片として、Ｍｎ：０．０１〜１．０ wt.% 、Ｃｒ：０．０１〜１．０ wt.% 、Ｍｏ：０．０１〜０．５０ wt.% 、及び、Ｂ：０．０００５〜０．０１０ wt.% の化学成分組成からなる群から選ばれた少なくとも１種を、更に付加されて含まれているものを用いることに特徴を有するものであり、請求項８記載の発明は、請求項６または７記載の発明において、黒鉛化指数ＣＥの算出式として、下記（４）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
-------------------------------- （４）
但し、各元素記号：各元素の含有率（ wt.% ）
を用い、そして、前記鋼片として、Ａｌ：０．０１〜０．５０ wt.% 、Ｔｉ：０．０１〜０．５０ wt.% 、Ｚｒ：０．０１〜０．５０ wt.% 、Ｖ：０．０１〜０．３０ wt.% 、及び、Ｎｂ：０．０１〜０．３０ wt.% の化学成分組成からなる群から選ばれた少なくとも１種を、更に付加されて含まれているものを用いることに特徴を有するものであり、請求項９記載の発明は、請求項６から８の何れか１つに記載のはにおいて、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＋Ａｌ／６＋Ｔｉ／３＋Ｚｒ／３−Ｖ／３−Ｎｂ／３
-------------------------------- （４）
但し、各元素記号：各元素の含有率（ wt.% ）
を用い、そして、前記鋼片として、Ｃａ：０．００１０〜０．０１００ wt.% 、Ｍｇ：０．００１０〜０．１０ wt.% 、及び、ＲＥＭ：０．００１０〜０．１０ wt.% の化学成分組成からなる群から選ばれた少なくとも１種を、更に付加されて含まれているものを用いることに特徴を有するものであり、そして、請求項１０記載の発明は、請求項６から９の何れか１つに記載の鋼片を鋼材として、熱間加工製品を製造することに特徴を有するものである。
【００２６】
【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。
【００２７】
（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。
【００２８】
（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。
【００２９】
（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、鋼材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は０．５０wt.%添加までは表面疵の発生も少なくなる。また、ＣｕにＮｉを併用することにより、Ｎｉは鋼材加熱時の表面に濃化したＣｕを全率固溶体合金をつくり、生成したＣｕ−Ｎｉ合金の固相線温度はＣｕ単味の融点よりも高くなる。こうして、ＣｕはＮｉにより溶融しにくくなり、結晶粒界に侵入しにくくなり、表面疵や割れが減少する。
【００３０】
さて、他方でＣｕはＣｕ2 Ｓ、ＣｕＳを形成してＳの悪影響を無害化するため、Ｍｎの代替になる有用な元素であるとともに、黒鉛の析出を促進し、且つ焼入れ性を向上させる元素である。従って、この目的でＣｕを利用するするときには０．０１wt.%以上の添加を必要とする。しかし、Ｃｕは０．５０wt.%を超えると、表面疵の発生が多くなるとともに、高価なＮｉを多量添加して、Ｃｕを合金化し、その固相線温度を高めて融体化しにくくすることが必要となる。
従って、Ｃｕ含有率は、０．０１〜０．５０wt.%％の間とする。
（４）ニッケル（Ｎｉ）
Ｎｉもスクラップ中に少なからず混入しているが、ＮｉはＣｕと全率固溶体をつくるため、よく混じり合う。Ｎｉの融点は約１４５３℃であり、Ｃｕ（融点：１０８３℃）に混じることによって、その溶けはじめる温度（固相線温度）を上昇させる。即ち、Ｃｕ中のＮｉ濃度が高くなるにつれてＣｕとＮｉとの合金（Ｃｕ−Ｎｉ合金）の固相線温度ＴS は高くなる。従って、Ｎｉ添加により鋼材表層部のＣｕはＣｕとＮｉとの合金になり、溶融しにくくなるので、結晶粒界への侵入が抑止され、表面疵の発生が抑制される。
【００３１】
更にまた、ＮｉもＣｕと同様に黒鉛の析出を促進させるとともに、焼入れ性を向上させる有用な元素である。これらの目的で添加するときにはＮｉは０．０１wt.%以上の添加を必要とする。しかし、Ｎｉを２．０wt.%を超えて添加してもその効果は飽和するのみならず、変形抵抗を増大させることになる。
従って、Ｎｉ含有率は０．０１〜２．０wt.%の間とする。
【００３２】
（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。
【００３３】
（６）硫黄（Ｓ）
Ｓは黒鉛化を大きく阻害する元素であり、Ｓの含有率が０．０５０wt.%を超えると、Ｓｉ等の黒鉛化促進元素を多量に添加する必要があり、熱間延性の低下を招く。従って、Ｓ含有率は上記弊害を抑えるために０．０５０wt.%以下に限定する。望ましくは０．０３０wt.%以下とする。
【００３４】
（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０．００３０wt.%までは許容されるので上限を０．００３０wt.%とする。
【００３５】
（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他、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。
【００３６】
（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化する元素でもある。従って、Ｍｎを１．０wt.%以下の範囲内で添加することが望ましい。
【００３７】
（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.%の間で添加することが望ましい。
【００３８】
（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.%の間で添加することが望ましい。
【００３９】
（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を０．０００５〜０．０１０wt.%の間で添加することが望ましい。
【００４０】
（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.%の間で添加することが望ましい。
【００４１】
（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、多量のＴｉＮ、ＴｉＣによって工具の摩耗が著しくなる。また、清浄性が低下して、熱間延性を低下させる。従って、Ｔｉを０．０１〜０．５０wt.%の間で添加することが望ましい。
【００４２】
（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、多量のＴｉＮ、ＴｉＣによって工具の摩耗が著しくなる。また、清浄性が低下して、熱間延性を低下させる。従って、Ｚｒを０．０１〜０．５０％の間で添加することが望ましい。
【００４３】
（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と共に、黒鉛の析出を促進させる。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、０．３０wt.%を超えて添加すると、逆に黒鉛の析出を阻害するのみならず、熱間延性を低下させる。従って、Ｖを０．０１〜０．３０wt.%の間で添加することが望ましい。
【００４４】
（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共に、黒鉛の析出を促進させる。Ｎｂの炭窒化物は１１５０℃の高温でも鋼中に固溶せず、オーステナイト粒の粗大化を阻止し、鍛造後の粒を微細にして、靱性を向上させる。Ｎｂ添加量が０．０１wt.%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、逆に黒鉛の析出を阻害するのみならず、熱間延性を低下させる。従って、Ｎｂを０．０１〜０．３０wt.%の間で添加することが望ましい。
【００４５】
（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含有率は０．００１０〜０．０１０wt.%の間とすることが望ましい。
【００４６】
（１９）マグネシウム（Ｍｇ）
ＭｇもＣａと同じく鋳鉄において接種材として使用され黒鉛化を促進させ、鋼においても加工後の黒鉛析出を容易にする。その添加量が０．００１０wt.%未満では効果は小さく、一方、０．１０wt.%を超えて添加しても効果は飽和する。従って、Ｍｇを０．００１０〜０．１０wt.%の間で添加することが望ましい。
【００４７】
（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.%の間で添加することが望ましい。
【００４８】
鋼材には通常以上の他に、Ｓｎ、Ａｓ等の不可避的に混入する元素を含む。
【００４９】
（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（４）式で表わされる。即ち、
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。
【００５０】
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。
【００５１】
（２２）加熱温度
熱間加工温度は、黒鉛の析出を促進するための重要な因子である。これは加工時の加熱温度が適正ならば、鋼材の加熱保持中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。但し、過度の高温に長時間保持すると、昇温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。
【００５２】
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）℃よりも高くなる、鋼材の熱間延性が急激に低下する。そのため、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。
【００５３】
一方、加工時の加熱温度は、鋼の共析温度（約７８０℃）より高い８００℃以上でないと変形抵抗が増大し、加工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。
従って、熱間加工前の鋼材加熱温度は、８００℃〜（固相線温度ＴS −５０）℃の範囲内とする。なお、黒鉛の析出が促進され、しかも鍛造を円滑に行なうことができる適正な温度は、ＴS −２００℃付近である。
【００５４】
例えば１．２wt.%Ｃ−１．５wt.%Ｓｉ鋼について、加熱温度の上限値について考えると、次の通りである。
まず、固相線温度（加熱したときに液相が出始める温度）ＴS は、鋼材の成分組成に依存し、例えば下記近似式：
ＴS （℃) ＝１４２０−２５０（Ｃ−０．５）−２０Ｓｉ
但し、
Ｃ、Ｓｉ：炭素、シリコン含有率（wt.%）表示
により、１２１５℃と算出される。よって、加熱上限温度は、（固相線温度ＴS −５０）℃＝１２１５−５０＝１１６５℃となる。
なお、この鋼材の共晶温度は約１１４０℃であり、固相線温度ＴS が共晶温度を下回ることはない。一般に、固相線温度ＴS が共晶温度を下回ることはないので、上記式での算出値が１１４０℃を下回った場合でも、現実の固相線温度は１１４０℃となる。
【００５５】
ここで、本発明にかかる鋼材の成分例として、例えば上記１．２wt.%Ｃ−１．５wt.%Ｓｉ鋼についてみると、固相線温度ＴS は１２１５℃であるから、従来の通常の機械構造用鋼である０．５wt.%Ｃの中炭素鋼の固相線温度（ＴS ＝１４２０℃程度）よりも、約２００℃低いことになる。このことは、本発明鋼材を用いれば、従来鋼材よりも２００℃程度低い加熱温度で熱間加工を行なっても、従来鋼材と同等の変形抵抗と変形能を有することが示唆され、省エネルギーの面からも好ましい鋼材ということができる。
【００５６】
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。これにより、鋼材の固相線温度の低下に及ぼすＣ含有率の影響を推定することができる。但し、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、本発明における鋼片又は鋼材の加熱温度の上限値を正確に求めることはできないが、実用的に推定するために十分役立つ。同図中に斜線部で、本発明におけるＣ含有率に対する加熱温度領域を示した。
【００５７】
次に、熱間加工ままでの棒鋼や製品における黒鉛の析出状態を含む金属組織の限定理由を説明する。
（２３）黒鉛の粒径
析出した鋼材中の黒鉛は、その切削加工時の快削性を著しく向上させる。しかしながら、その黒鉛の平均粒径が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、切削性向上への寄与は小さい。従って、黒鉛の平均粒径は０．５μｍ以上とする。上限は特に制限しないが、粒径が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、黒鉛は３０μｍ以下であることが望ましい。
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、厚さ／長さ比が５以下ならば、球状でも粒状でもよく、特に限定する必要はない。
【００５８】
（２４）黒鉛の数
単位面積当たりに存在する黒鉛の数は、切り屑を小さく分断させるのに重要である。そして、黒鉛の数が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。一般に、成分組成一定の鋼材中に析出する黒鉛の数は、黒鉛の大きさに左右され、粒径が大きくなれば少なくなり、逆に粒径が小さくなれば多くなる。因みに、本発明では、径１０〜２５μｍの黒鉛が析出する場合、その数はおおよそ１００〜１０００個の間であるが、径０．５〜５μｍの黒鉛の場合には、おおよそ３０００〜５００００個に達する。
【００５９】
（２５）熱間加工ままでの棒鋼や製品の金属組織
熱間圧延された棒鋼や熱間鍛造されたクランクシャフト等製品の、熱間加工ままでの棒鋼や製品には微細な黒鉛を含み、且つ、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。
【００６０】
【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。
【００６１】
〔試験１〕
表１及び表２に、試験に用いた供試材の化学成分組成、並びに、後述する黒鉛化指数ＣＥ、及び固相線温度ＴS を示す。また表３及び表４には、主な製造条件及びその試験結果を示す。
【００６２】
【表１】
【００６３】
【表２】
【００６４】
【表３】
【００６５】
【表４】
【００６６】
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。
【００６７】
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、Ｎo.２４〜４５は比較成分例、Ｎo.４６は従来の球状黒鉛鋳鉄、Ｎo.４７はＳ４８ＣにＶ：０．１１wt.%、Ｐｂ：０．２０wt.%を添加した従来の非調質鋼、Ｎo.４８は従来のＳ５０Ｃ、そして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。
「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は主要元素については下記の式で表わされる。即ち、
但し、各元素記号：各元素の含有率（wt.%）
また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。実施例においては、ＣＥを１．３０以上となるように成分を調整した。」
これらの化学成分組成の供試材を１３０トン電気炉により溶製後、連続鋳造又は造塊法により鋳片とした。鋳片は１６０ｍｍ角の鋼片に分塊圧延後、鋼片加熱炉にて８１０〜１１５０℃の間の温度に加熱して、２２ｍｍ又は１００ｍｍの直径の棒鋼に熱間圧延した。
【００６８】
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。２４ｍｍφ棒鋼の放冷ままの８００℃〜６００℃までの平均冷却速度は、約１．７℃／ｓｅｃ、カバー徐冷におけるそれは、０．６℃／ｓｅｃ、１００ｍｍφ棒鋼の放冷時の冷却速度は、０．２℃／ｓｅｃ、カバー徐冷のそれは０．０６℃／ｓｅｃであった。
【００６９】
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、２２ｍｍφの棒鋼はショックアブソーバ─のピストンロッドに、１００ｍｍφ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。
【００７０】
切り屑処理性の判定は、図２に示すように、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。
【００７１】
また棒鋼からＪＩＳ４号引張試験片を採取して、引張試験を行ない、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、１００ｍｍφ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。
【００７２】
本発明の実施例である実施例Ｎo.１〜２０は、化学成分組成、圧延加熱温度とも適正であり、圧延品に割れの発生はない。また、黒鉛粒の大きさは０．５〜２５μｍの間となっており、黒鉛粒の数は１００個／ｍｍ2 以上で十分に多い。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。
【００７３】
図３には、実施例Ｎo.１の腐食なしでの検鏡面での顕微鏡による金属組織を示す。その組織はパーライトであり、黒鉛の析出も見られる。
図４には、実施例Ｎo.５の腐食なしでの検鏡面での黒鉛の析出状態を示す。黒鉛は粒界のみに存在する。図５には、同じく実施例Ｎo.５の腐食された検鏡面での顕微鏡による金属組織を示す。その組織は、パーライト主体の粒界フェライト＋パーライトである。
【００７４】
また引張強さも実施例Ｎo.１〜２０はすべて、８００Ｎ／ｍｍ2 以上と高く、伸びも１５％以上とピストンロッドとして十分な強度、延性を有していた。
以上の実施例に対して比較例Ｎo.２１及び２２は、加熱温度が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。
【００７５】
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、ＣＥも低かったので、黒鉛の析出は見られなかった。このため切削試験において切り屑が長くつながってしまい、機械を停止して切り屑を除去する必要があった。
【００７６】
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、棒鋼に大きな割れが発生した。
比較例Ｎo.２６は、Ｓｉが本発明を外れて低く、このため炭素当量ＣＥが小さくなり、黒鉛の析出は見られなかった。
【００７７】
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、加熱温度もＣｕの融点の１０８３℃より高かったため、Ｃｕ融体が粒界の侵入して、熱間延性が低下し、割れを発生した。
【００７８】
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、Ｍｎが本発明より高いため、ＣＥが低くなって、黒鉛の析出はみられなかった。
【００７９】
比較例Ｎo.３１は、Ｐが本発明より高く、熱間延性が不足して、棒鋼に割れを生じた。
比較例Ｎo.３２は、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。
【００８０】
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。
【００８１】
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のために割れを生じた。
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、このため延性不足のため棒鋼に割れが発生した。
【００８２】
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、棒鋼に割れが発生した。
【００８３】
比較例Ｎo.４４、比較例Ｎo.４５は、化学成分は本発明の範囲内であるが、ＣＥが本発明の範囲を外れて低かったため、黒鉛の析出がみられなかった。そのため、切り屑処理性のランクは３で悪かった。
【００８４】
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程度の小穴がいくつか存在し、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５％と延性に劣るものであった。
【００８５】
比較例Ｎo.４７は、従来の非調質鋼の例であるが、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。
【００８６】
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。
【００８７】
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における比較例Ｎo.４９Ｄで説明する。
以上述べたように、本発明によれば、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。
【００８８】
〔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、表２に示した成分が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、それぞれを実施例Ｎo.３Ａ、１７Ａとよび、またＢグループの試験は本発明の範囲外のものであり、それぞれを比較例Ｎo.４７Ｂ、４８Ｂ、４６Ｂとよぶ。
【００８９】
実施例Ｎo.３Ａ及び１７Ａの１００ｍｍφ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、比較例Ｎo.４７Ｂでは従来の非調質鋼の、そして比較例Ｎo.４８Ｂでは従来のＳＣ材のそれぞれ１００ｍｍφ棒鋼を変形抵抗が大きいので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、やはり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では、従来の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。
【００９０】
被削性試験として、これらの鍛造品及び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.４６Ｂ及び４７Ｂは、２巻き以下の細かく分断した良好な切り屑であったが、Ｐｂを含有しない比較例Ｎo.４８Ｂのみは切り屑が１０巻き以上に長くつながり、ドリル折損が多発した。
【００９１】
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かけて試験した。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５００Ｎ／ｍｍ2 と良好な強度を有していた。
【００９２】
これに対して比較例Ｎo.４６Ｂの球状黒鉛鋳鉄では４２０Ｎ／ｍｍ2 の疲労強度しかなかった。これは、鋳鉄はヤング率が低いこと、及び小さい気泡が疲労の起点となり、疲労限を低下させたためと考えられる。
また比較例Ｎo.４８ＢのＳ５０Ｃの疲労強度も４３０Ｎ／ｍｍ2 程度しかなかった。そこでこれに対しては８７０℃焼入れ後５８０℃焼戻しを施したところ、疲労強度は５２０Ｎ／ｍｍ2 まで向上させることができた。
【００９３】
また、実施例Ｎo.３Ａ及び１７Ａの上記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。いずれの実施例においても、この発明の要件を満たすものであった。
【００９４】
以上示したように、本発明によれば、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。
【００９５】
〔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、表２に示した成分が本発明の範囲外にある鋼種Ｎo.４９及び４６のＤグループの鋼について下記の通りの試験を行なった。Ｃグループの試験は本発明の範囲内のものであり、それぞれ実施例Ｎo.１Ｃ、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、４６Ｄとよぶ。
【００９６】
実施例Ｎo.１Ｃ及び５Ｃ、並びに、従来のＳＣＭ８２２による比較例４９Ｄでは、鋼片を１００ｍｍ棒鋼に圧延し、外径２２０ｍｍφ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。また従来の球状黒鉛鋳鉄による比較例Ｎo.４６Ｄでは、同一形状のギア砂型に直接鋳込んだ。
【００９７】
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。
ＳＣＭ８２２による比較例Ｎo.４９Ｄでは、鍛造ままの組織がベイナイトであり、硬いのでそのまま切削加工することは困難であった。そこで９２０℃×２．５時間→６５０℃×１時間のサイクル焼鈍をして軟化させた後、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。
また、比較例Ｎo.４６Ｄ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。
【００９８】
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.４６Ｄの球状黒鉛鋳鉄のオーステンパー処理材の疲労強度は３２０Ｎ／ｍｍ2 と低いものであった。
【００９９】
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１３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１９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。
【０１００】
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、従来の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。
【０１０１】
【発明の効果】
以上述べたように、この発明によれば、原料として、Ｃｕ、Ｎｉ等の不純物の多い低級なスクラップを使用し、且つ、有毒なＰｂを用いることなく、被削性に優れ、また疲労強度、伸び特性に優れた熱間加工製品の製造が可能であり、非調質の快削鋼部品や低歪みで高い疲労強度を有する歯車を製造することが可能となる。このような、快削性に優れた熱間加工鋼材及び製品並びにそれらの製造方法を提供することができ、工業上有用な効果がもたらされる。
【図面の簡単な説明】
【図１】２．０wt.%Ｓｉを含有する時のＦｅ−Ｃ系状態図である。
【図２】切削加工における切り屑の形態分類を示す図である。
【図３】実施例Ｎo.１の腐食なしでの検鏡面での顕微鏡による金属組織を示す図である。
【図４】実施例Ｎo.５の腐食なしでの検鏡面での黒鉛の析出状態を示す図である。
【図５】実施例Ｎo.５の腐食された検鏡面での顕微鏡による金属組織を示す図である。
【図６】歯車の歪みを説明する概略縦断面図である。
【符号の説明】
１ プレッシャーアングルの角度変位
２ 歯車
【発明の属する技術分野】
この発明は、クランクシャフト、デファレンシャルギア等、自動車、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。
【０００３】
このような、スクラップ品位の低級化により、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化して、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等においては、圧延棒鋼の外周を直接切削した後、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共に、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、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共に、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、被削性の良否は、切削工具の寿命と切り屑の処理性、すなわち切り屑が適当な大きさに細かく分断するか否かによって判断される。特に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。
【０００６】
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、分断しにくい切粉では穴から排出されず、切粉が穴に詰まってドリル折損を引き起こすのである。
【０００７】
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、鋼材の延性を低下させ、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。
【０００８】
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、▲１▼被削性改善効果が鉛に及ばない、▲２▼高価である、▲３▼毒性がある、といった欠点を少なくとも１つ有しているために、鉛代替の元素にはなり得ない。
【０００９】
一方、黒鉛は鋳鉄にみられるように、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、鋼材に黒鉛を析出させ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又は方法が開示されている。
【００１０】
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。
【００１１】
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。
【００１２】
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。
【００１３】
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０．１ｍｍ程度の鋳造巣を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に劣るのが欠点であり、鋳造方法及びに製品の超音波検査に厳重な注意を払う必要があった。
【００１４】
【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。
【００１５】
問題点１：使用されている快削元素には毒性があり、環境対策上問題がある。
問題点２：毒性のない快削元素として炭素を利用し、黒鉛の形態に析出させて快削効果を発揮させ得るが、黒鉛化熱処理を施さなければならないので、コストが嵩む。
問題点３：炭素含有率の高い鋳鉄や鋳鋼であれば接種による球状黒鉛の析出により快削性が確保されるが、靱性が劣っている。
【００１６】
問題点４：快削鋳鉄や快削鋳鋼の熱処理により靱性改善を図っても、十分な靱性が得られず、また、鋳造巣欠陥により製品の信頼性に問題がある。
問題点５：将来、ＣｕやＮｉ等がトランプエレメントとして高濃度に混入した低品位スクラップを相当量、鉄源として使用した場合には、鋼材の延性低下が懸念されるが、これに対する有効な技術が見当たらない。この発明においては、この問題の解決が極めて重要であると位置づけしている。
【００１７】
この発明では、上記諸問題点を解決して、自動車や産業機械の部品類の素材として用いられる熱間加工状態の棒鋼、及び、その棒鋼を熱間加工し、切削加工仕上げをして製品とし、熱処理を施さないで上記部品類を製造するために、▲１▼被削性が良好であり、▲２▼トランプエレメントを高濃度に含むスクラップを使用しても、強度及び靱性に優れており、表面疵発生が抑制され、しかも、▲３▼安価で且つ環境保護上問題なく製造し得る技術を開発することを目的とする。本発明者等は、上記目的を達成するために、特に、熱処理を行なわず熱間加工ままで微細で適切な黒鉛を析出させ、且つ、トランプエレメントのＣｕ及びＮｉ混入の製造上及び品質上の悪影響を回避することを主な課題とした。
【００１８】
【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。
【００１９】
請求項１記載の発明は、Ｃ：０．８０〜１．７０wt.%、Ｓｉ：０．７０〜２．５０wt.%、Ｃｕ：０．０１〜０．５０wt.%、Ｎｉ：０．０１〜２．０wt.%、Ｐ：０．０５０wt.%以下、Ｓ：０．０５０wt.%以下、Ｏ：０．００３０wt.%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、下記（１）式：
ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９ ----------------（１）
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（２）式：
ＣＥ≧１．３０ ----------------------------------------（２）
を満たす化学成分組成を有し、平均粒径が０．５μｍ以上の黒鉛が１００個／ｍｍ2 以上析出し、且つ金属組織がパーライトであることに特徴を有するものである。
【００２０】
請求項２記載の発明は、請求項１記載の発明において、黒鉛化指数ＣＥの算出式として、下記（３）式：
ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９−Ｍｎ／１２−Ｃｒ／９
−Ｍｏ／９−Ｂ --------------------------------（３）
但し、各元素記号：各元素の含有率（wt.%）
を用い、そして、前記鋼材の化学成分組成に、Ｍｎ：０．０１〜１．０wt.%、Ｃｒ：０．０１〜１．０wt.%、Ｍｏ：０．０１〜０．５０wt.%、及び、Ｂ：０．０００５〜０．０１０wt.%の化学成分組成からなる群から選ばれた少なくとも１種が、更に付加されて含まれていることに特徴を有するものである。
【００２１】
請求項３記載の発明は、請求項１または２記載の発明において、黒鉛化指数ＣＥの算出式として、下記（４）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
--------------------------------（４）
但し、各元素記号：各元素の含有率（wt.%）
を用い、そして、前記鋼材の化学成分組成に、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.%の化学成分組成からなる群から選ばれた少なくとも１種が、更に付加されて含まれていることに特徴を有するものである。
【００２２】
請求項４記載の発明は、請求項１から３の何れか１つに記載の発明において、黒鉛化指数ＣＥの算出式として、下記（４）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
--------------------------------（４）
但し、各元素記号：各元素の含有率（wt.%）
を用い、そして、前記鋼材の化学成分組成に、Ｃａ：０．００１０〜０．０１００wt.%、Ｍｇ：０．００１０〜０．１０wt.%、及び、ＲＥＭ：０．００１０〜０．１０wt.%の化学成分組成からなる群から選ばれた少なくとも１種が、更に付加されて含まれていることに特徴を有するものである。
【００２３】
請求項５記載の発明は、請求項１から４の何れか１つに記載の発明の熱間加工鋼材を素材としたことに特徴を有するものである。
【００２４】
請求項６記載の発明は、Ｃ：０．８０〜１．７０wt.%、Ｓｉ：０．７０〜２．５０wt.%、Ｃｕ：０．０１〜０．５０wt.%、Ｎｉ：０．０１〜２．０wt.%、Ｐ：０．０５０wt.%以下、Ｓ：０．０５０wt.%以下、Ｏ：０．００３０wt.%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、下記（１）式：
ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９ ----------------（１）
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（２）式：
ＣＥ≧１．３０ ----------------------------------------（２）
を満たす化学成分組成を有する鋼片を、前記鋼片の固相線温度より５０℃低い温度を上限とし、８００℃を下限とする温度範囲内に加熱した後、熱間加工し、そして室温まで冷却して、平均粒径が０．５μｍ以上の黒鉛を１００個／ｍｍ2 以上析出させ、且つ、金属組織をパーライトとすることに特徴を有するものである。
【００２５】
請求項７記載の発明は、請求項６記載の発明において、黒鉛化指数ＣＥの算出式として、下記（３）式：
ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９−Ｍｎ／１２−Ｃｒ／９
−Ｍｏ／９−Ｂ -------------------------------- （３）
但し、各元素記号：各元素の含有率（ wt.% ）
を用い、そして、前記鋼片として、Ｍｎ：０．０１〜１．０ wt.% 、Ｃｒ：０．０１〜１．０ wt.% 、Ｍｏ：０．０１〜０．５０ wt.% 、及び、Ｂ：０．０００５〜０．０１０ wt.% の化学成分組成からなる群から選ばれた少なくとも１種を、更に付加されて含まれているものを用いることに特徴を有するものであり、請求項８記載の発明は、請求項６または７記載の発明において、黒鉛化指数ＣＥの算出式として、下記（４）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
-------------------------------- （４）
但し、各元素記号：各元素の含有率（ wt.% ）
を用い、そして、前記鋼片として、Ａｌ：０．０１〜０．５０ wt.% 、Ｔｉ：０．０１〜０．５０ wt.% 、Ｚｒ：０．０１〜０．５０ wt.% 、Ｖ：０．０１〜０．３０ wt.% 、及び、Ｎｂ：０．０１〜０．３０ wt.% の化学成分組成からなる群から選ばれた少なくとも１種を、更に付加されて含まれているものを用いることに特徴を有するものであり、請求項９記載の発明は、請求項６から８の何れか１つに記載のはにおいて、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＋Ａｌ／６＋Ｔｉ／３＋Ｚｒ／３−Ｖ／３−Ｎｂ／３
-------------------------------- （４）
但し、各元素記号：各元素の含有率（ wt.% ）
を用い、そして、前記鋼片として、Ｃａ：０．００１０〜０．０１００ wt.% 、Ｍｇ：０．００１０〜０．１０ wt.% 、及び、ＲＥＭ：０．００１０〜０．１０ wt.% の化学成分組成からなる群から選ばれた少なくとも１種を、更に付加されて含まれているものを用いることに特徴を有するものであり、そして、請求項１０記載の発明は、請求項６から９の何れか１つに記載の鋼片を鋼材として、熱間加工製品を製造することに特徴を有するものである。
【００２６】
【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。
【００２７】
（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。
【００２８】
（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。
【００２９】
（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、鋼材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は０．５０wt.%添加までは表面疵の発生も少なくなる。また、ＣｕにＮｉを併用することにより、Ｎｉは鋼材加熱時の表面に濃化したＣｕを全率固溶体合金をつくり、生成したＣｕ−Ｎｉ合金の固相線温度はＣｕ単味の融点よりも高くなる。こうして、ＣｕはＮｉにより溶融しにくくなり、結晶粒界に侵入しにくくなり、表面疵や割れが減少する。
【００３０】
さて、他方でＣｕはＣｕ2 Ｓ、ＣｕＳを形成してＳの悪影響を無害化するため、Ｍｎの代替になる有用な元素であるとともに、黒鉛の析出を促進し、且つ焼入れ性を向上させる元素である。従って、この目的でＣｕを利用するするときには０．０１wt.%以上の添加を必要とする。しかし、Ｃｕは０．５０wt.%を超えると、表面疵の発生が多くなるとともに、高価なＮｉを多量添加して、Ｃｕを合金化し、その固相線温度を高めて融体化しにくくすることが必要となる。
従って、Ｃｕ含有率は、０．０１〜０．５０wt.%％の間とする。
（４）ニッケル（Ｎｉ）
Ｎｉもスクラップ中に少なからず混入しているが、ＮｉはＣｕと全率固溶体をつくるため、よく混じり合う。Ｎｉの融点は約１４５３℃であり、Ｃｕ（融点：１０８３℃）に混じることによって、その溶けはじめる温度（固相線温度）を上昇させる。即ち、Ｃｕ中のＮｉ濃度が高くなるにつれてＣｕとＮｉとの合金（Ｃｕ−Ｎｉ合金）の固相線温度ＴS は高くなる。従って、Ｎｉ添加により鋼材表層部のＣｕはＣｕとＮｉとの合金になり、溶融しにくくなるので、結晶粒界への侵入が抑止され、表面疵の発生が抑制される。
【００３１】
更にまた、ＮｉもＣｕと同様に黒鉛の析出を促進させるとともに、焼入れ性を向上させる有用な元素である。これらの目的で添加するときにはＮｉは０．０１wt.%以上の添加を必要とする。しかし、Ｎｉを２．０wt.%を超えて添加してもその効果は飽和するのみならず、変形抵抗を増大させることになる。
従って、Ｎｉ含有率は０．０１〜２．０wt.%の間とする。
【００３２】
（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。
【００３３】
（６）硫黄（Ｓ）
Ｓは黒鉛化を大きく阻害する元素であり、Ｓの含有率が０．０５０wt.%を超えると、Ｓｉ等の黒鉛化促進元素を多量に添加する必要があり、熱間延性の低下を招く。従って、Ｓ含有率は上記弊害を抑えるために０．０５０wt.%以下に限定する。望ましくは０．０３０wt.%以下とする。
【００３４】
（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０．００３０wt.%までは許容されるので上限を０．００３０wt.%とする。
【００３５】
（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他、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。
【００３６】
（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化する元素でもある。従って、Ｍｎを１．０wt.%以下の範囲内で添加することが望ましい。
【００３７】
（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.%の間で添加することが望ましい。
【００３８】
（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.%の間で添加することが望ましい。
【００３９】
（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を０．０００５〜０．０１０wt.%の間で添加することが望ましい。
【００４０】
（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.%の間で添加することが望ましい。
【００４１】
（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、多量のＴｉＮ、ＴｉＣによって工具の摩耗が著しくなる。また、清浄性が低下して、熱間延性を低下させる。従って、Ｔｉを０．０１〜０．５０wt.%の間で添加することが望ましい。
【００４２】
（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、多量のＴｉＮ、ＴｉＣによって工具の摩耗が著しくなる。また、清浄性が低下して、熱間延性を低下させる。従って、Ｚｒを０．０１〜０．５０％の間で添加することが望ましい。
【００４３】
（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と共に、黒鉛の析出を促進させる。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、０．３０wt.%を超えて添加すると、逆に黒鉛の析出を阻害するのみならず、熱間延性を低下させる。従って、Ｖを０．０１〜０．３０wt.%の間で添加することが望ましい。
【００４４】
（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共に、黒鉛の析出を促進させる。Ｎｂの炭窒化物は１１５０℃の高温でも鋼中に固溶せず、オーステナイト粒の粗大化を阻止し、鍛造後の粒を微細にして、靱性を向上させる。Ｎｂ添加量が０．０１wt.%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、逆に黒鉛の析出を阻害するのみならず、熱間延性を低下させる。従って、Ｎｂを０．０１〜０．３０wt.%の間で添加することが望ましい。
【００４５】
（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含有率は０．００１０〜０．０１０wt.%の間とすることが望ましい。
【００４６】
（１９）マグネシウム（Ｍｇ）
ＭｇもＣａと同じく鋳鉄において接種材として使用され黒鉛化を促進させ、鋼においても加工後の黒鉛析出を容易にする。その添加量が０．００１０wt.%未満では効果は小さく、一方、０．１０wt.%を超えて添加しても効果は飽和する。従って、Ｍｇを０．００１０〜０．１０wt.%の間で添加することが望ましい。
【００４７】
（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.%の間で添加することが望ましい。
【００４８】
鋼材には通常以上の他に、Ｓｎ、Ａｓ等の不可避的に混入する元素を含む。
【００４９】
（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（４）式で表わされる。即ち、
【００５０】
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。
【００５１】
（２２）加熱温度
熱間加工温度は、黒鉛の析出を促進するための重要な因子である。これは加工時の加熱温度が適正ならば、鋼材の加熱保持中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。但し、過度の高温に長時間保持すると、昇温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。
【００５２】
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）℃よりも高くなる、鋼材の熱間延性が急激に低下する。そのため、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。
【００５３】
一方、加工時の加熱温度は、鋼の共析温度（約７８０℃）より高い８００℃以上でないと変形抵抗が増大し、加工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。
従って、熱間加工前の鋼材加熱温度は、８００℃〜（固相線温度ＴS −５０）℃の範囲内とする。なお、黒鉛の析出が促進され、しかも鍛造を円滑に行なうことができる適正な温度は、ＴS −２００℃付近である。
【００５４】
例えば１．２wt.%Ｃ−１．５wt.%Ｓｉ鋼について、加熱温度の上限値について考えると、次の通りである。
まず、固相線温度（加熱したときに液相が出始める温度）ＴS は、鋼材の成分組成に依存し、例えば下記近似式：
ＴS （℃) ＝１４２０−２５０（Ｃ−０．５）−２０Ｓｉ
但し、
Ｃ、Ｓｉ：炭素、シリコン含有率（wt.%）表示
により、１２１５℃と算出される。よって、加熱上限温度は、（固相線温度ＴS −５０）℃＝１２１５−５０＝１１６５℃となる。
なお、この鋼材の共晶温度は約１１４０℃であり、固相線温度ＴS が共晶温度を下回ることはない。一般に、固相線温度ＴS が共晶温度を下回ることはないので、上記式での算出値が１１４０℃を下回った場合でも、現実の固相線温度は１１４０℃となる。
【００５５】
ここで、本発明にかかる鋼材の成分例として、例えば上記１．２wt.%Ｃ−１．５wt.%Ｓｉ鋼についてみると、固相線温度ＴS は１２１５℃であるから、従来の通常の機械構造用鋼である０．５wt.%Ｃの中炭素鋼の固相線温度（ＴS ＝１４２０℃程度）よりも、約２００℃低いことになる。このことは、本発明鋼材を用いれば、従来鋼材よりも２００℃程度低い加熱温度で熱間加工を行なっても、従来鋼材と同等の変形抵抗と変形能を有することが示唆され、省エネルギーの面からも好ましい鋼材ということができる。
【００５６】
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。これにより、鋼材の固相線温度の低下に及ぼすＣ含有率の影響を推定することができる。但し、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、本発明における鋼片又は鋼材の加熱温度の上限値を正確に求めることはできないが、実用的に推定するために十分役立つ。同図中に斜線部で、本発明におけるＣ含有率に対する加熱温度領域を示した。
【００５７】
次に、熱間加工ままでの棒鋼や製品における黒鉛の析出状態を含む金属組織の限定理由を説明する。
（２３）黒鉛の粒径
析出した鋼材中の黒鉛は、その切削加工時の快削性を著しく向上させる。しかしながら、その黒鉛の平均粒径が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、切削性向上への寄与は小さい。従って、黒鉛の平均粒径は０．５μｍ以上とする。上限は特に制限しないが、粒径が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、黒鉛は３０μｍ以下であることが望ましい。
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、厚さ／長さ比が５以下ならば、球状でも粒状でもよく、特に限定する必要はない。
【００５８】
（２４）黒鉛の数
単位面積当たりに存在する黒鉛の数は、切り屑を小さく分断させるのに重要である。そして、黒鉛の数が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。一般に、成分組成一定の鋼材中に析出する黒鉛の数は、黒鉛の大きさに左右され、粒径が大きくなれば少なくなり、逆に粒径が小さくなれば多くなる。因みに、本発明では、径１０〜２５μｍの黒鉛が析出する場合、その数はおおよそ１００〜１０００個の間であるが、径０．５〜５μｍの黒鉛の場合には、おおよそ３０００〜５００００個に達する。
【００５９】
（２５）熱間加工ままでの棒鋼や製品の金属組織
熱間圧延された棒鋼や熱間鍛造されたクランクシャフト等製品の、熱間加工ままでの棒鋼や製品には微細な黒鉛を含み、且つ、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。
【００６０】
【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。
【００６１】
〔試験１〕
表１及び表２に、試験に用いた供試材の化学成分組成、並びに、後述する黒鉛化指数ＣＥ、及び固相線温度ＴS を示す。また表３及び表４には、主な製造条件及びその試験結果を示す。
【００６２】
【表１】
【表２】
【表３】
【表４】
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。
【００６７】
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、Ｎo.２４〜４５は比較成分例、Ｎo.４６は従来の球状黒鉛鋳鉄、Ｎo.４７はＳ４８ＣにＶ：０．１１wt.%、Ｐｂ：０．２０wt.%を添加した従来の非調質鋼、Ｎo.４８は従来のＳ５０Ｃ、そして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。
「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は主要元素については下記の式で表わされる。即ち、
また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。実施例においては、ＣＥを１．３０以上となるように成分を調整した。」
これらの化学成分組成の供試材を１３０トン電気炉により溶製後、連続鋳造又は造塊法により鋳片とした。鋳片は１６０ｍｍ角の鋼片に分塊圧延後、鋼片加熱炉にて８１０〜１１５０℃の間の温度に加熱して、２２ｍｍ又は１００ｍｍの直径の棒鋼に熱間圧延した。
【００６８】
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。２４ｍｍφ棒鋼の放冷ままの８００℃〜６００℃までの平均冷却速度は、約１．７℃／ｓｅｃ、カバー徐冷におけるそれは、０．６℃／ｓｅｃ、１００ｍｍφ棒鋼の放冷時の冷却速度は、０．２℃／ｓｅｃ、カバー徐冷のそれは０．０６℃／ｓｅｃであった。
【００６９】
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、２２ｍｍφの棒鋼はショックアブソーバ─のピストンロッドに、１００ｍｍφ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。
【００７０】
切り屑処理性の判定は、図２に示すように、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。
【００７１】
また棒鋼からＪＩＳ４号引張試験片を採取して、引張試験を行ない、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、１００ｍｍφ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。
【００７２】
本発明の実施例である実施例Ｎo.１〜２０は、化学成分組成、圧延加熱温度とも適正であり、圧延品に割れの発生はない。また、黒鉛粒の大きさは０．５〜２５μｍの間となっており、黒鉛粒の数は１００個／ｍｍ2 以上で十分に多い。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。
【００７３】
図３には、実施例Ｎo.１の腐食なしでの検鏡面での顕微鏡による金属組織を示す。その組織はパーライトであり、黒鉛の析出も見られる。
図４には、実施例Ｎo.５の腐食なしでの検鏡面での黒鉛の析出状態を示す。黒鉛は粒界のみに存在する。図５には、同じく実施例Ｎo.５の腐食された検鏡面での顕微鏡による金属組織を示す。その組織は、パーライト主体の粒界フェライト＋パーライトである。
【００７４】
また引張強さも実施例Ｎo.１〜２０はすべて、８００Ｎ／ｍｍ2 以上と高く、伸びも１５％以上とピストンロッドとして十分な強度、延性を有していた。
以上の実施例に対して比較例Ｎo.２１及び２２は、加熱温度が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。
【００７５】
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、ＣＥも低かったので、黒鉛の析出は見られなかった。このため切削試験において切り屑が長くつながってしまい、機械を停止して切り屑を除去する必要があった。
【００７６】
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、棒鋼に大きな割れが発生した。
比較例Ｎo.２６は、Ｓｉが本発明を外れて低く、このため炭素当量ＣＥが小さくなり、黒鉛の析出は見られなかった。
【００７７】
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、加熱温度もＣｕの融点の１０８３℃より高かったため、Ｃｕ融体が粒界の侵入して、熱間延性が低下し、割れを発生した。
【００７８】
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、Ｍｎが本発明より高いため、ＣＥが低くなって、黒鉛の析出はみられなかった。
【００７９】
比較例Ｎo.３１は、Ｐが本発明より高く、熱間延性が不足して、棒鋼に割れを生じた。
比較例Ｎo.３２は、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。
【００８０】
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。
【００８１】
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のために割れを生じた。
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、このため延性不足のため棒鋼に割れが発生した。
【００８２】
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、棒鋼に割れが発生した。
【００８３】
比較例Ｎo.４４、比較例Ｎo.４５は、化学成分は本発明の範囲内であるが、ＣＥが本発明の範囲を外れて低かったため、黒鉛の析出がみられなかった。そのため、切り屑処理性のランクは３で悪かった。
【００８４】
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程度の小穴がいくつか存在し、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５％と延性に劣るものであった。
【００８５】
比較例Ｎo.４７は、従来の非調質鋼の例であるが、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。
【００８６】
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。
【００８７】
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における比較例Ｎo.４９Ｄで説明する。
以上述べたように、本発明によれば、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。
【００８８】
〔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、表２に示した成分が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、それぞれを実施例Ｎo.３Ａ、１７Ａとよび、またＢグループの試験は本発明の範囲外のものであり、それぞれを比較例Ｎo.４７Ｂ、４８Ｂ、４６Ｂとよぶ。
【００８９】
実施例Ｎo.３Ａ及び１７Ａの１００ｍｍφ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、比較例Ｎo.４７Ｂでは従来の非調質鋼の、そして比較例Ｎo.４８Ｂでは従来のＳＣ材のそれぞれ１００ｍｍφ棒鋼を変形抵抗が大きいので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、やはり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では、従来の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。
【００９０】
被削性試験として、これらの鍛造品及び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.４６Ｂ及び４７Ｂは、２巻き以下の細かく分断した良好な切り屑であったが、Ｐｂを含有しない比較例Ｎo.４８Ｂのみは切り屑が１０巻き以上に長くつながり、ドリル折損が多発した。
【００９１】
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かけて試験した。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５００Ｎ／ｍｍ2 と良好な強度を有していた。
【００９２】
これに対して比較例Ｎo.４６Ｂの球状黒鉛鋳鉄では４２０Ｎ／ｍｍ2 の疲労強度しかなかった。これは、鋳鉄はヤング率が低いこと、及び小さい気泡が疲労の起点となり、疲労限を低下させたためと考えられる。
また比較例Ｎo.４８ＢのＳ５０Ｃの疲労強度も４３０Ｎ／ｍｍ2 程度しかなかった。そこでこれに対しては８７０℃焼入れ後５８０℃焼戻しを施したところ、疲労強度は５２０Ｎ／ｍｍ2 まで向上させることができた。
【００９３】
また、実施例Ｎo.３Ａ及び１７Ａの上記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。いずれの実施例においても、この発明の要件を満たすものであった。
【００９４】
以上示したように、本発明によれば、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。
【００９５】
〔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、表２に示した成分が本発明の範囲外にある鋼種Ｎo.４９及び４６のＤグループの鋼について下記の通りの試験を行なった。Ｃグループの試験は本発明の範囲内のものであり、それぞれ実施例Ｎo.１Ｃ、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、４６Ｄとよぶ。
【００９６】
実施例Ｎo.１Ｃ及び５Ｃ、並びに、従来のＳＣＭ８２２による比較例４９Ｄでは、鋼片を１００ｍｍ棒鋼に圧延し、外径２２０ｍｍφ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。また従来の球状黒鉛鋳鉄による比較例Ｎo.４６Ｄでは、同一形状のギア砂型に直接鋳込んだ。
【００９７】
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。
ＳＣＭ８２２による比較例Ｎo.４９Ｄでは、鍛造ままの組織がベイナイトであり、硬いのでそのまま切削加工することは困難であった。そこで９２０℃×２．５時間→６５０℃×１時間のサイクル焼鈍をして軟化させた後、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。
また、比較例Ｎo.４６Ｄ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。
【００９８】
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.４６Ｄの球状黒鉛鋳鉄のオーステンパー処理材の疲労強度は３２０Ｎ／ｍｍ2 と低いものであった。
【００９９】
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１３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１９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。
【０１００】
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、従来の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。
【０１０１】
【発明の効果】
以上述べたように、この発明によれば、原料として、Ｃｕ、Ｎｉ等の不純物の多い低級なスクラップを使用し、且つ、有毒なＰｂを用いることなく、被削性に優れ、また疲労強度、伸び特性に優れた熱間加工製品の製造が可能であり、非調質の快削鋼部品や低歪みで高い疲労強度を有する歯車を製造することが可能となる。このような、快削性に優れた熱間加工鋼材及び製品並びにそれらの製造方法を提供することができ、工業上有用な効果がもたらされる。
【図面の簡単な説明】
【図１】２．０wt.%Ｓｉを含有する時のＦｅ−Ｃ系状態図である。
【図２】切削加工における切り屑の形態分類を示す図である。
【図３】実施例Ｎo.１の腐食なしでの検鏡面での顕微鏡による金属組織を示す図である。
【図４】実施例Ｎo.５の腐食なしでの検鏡面での黒鉛の析出状態を示す図である。
【図５】実施例Ｎo.５の腐食された検鏡面での顕微鏡による金属組織を示す図である。
【図６】歯車の歪みを説明する概略縦断面図である。
【符号の説明】
１ プレッシャーアングルの角度変位
２ 歯車
Claims (10)
- Ｃ ：０．８０〜１．７０wt.%、
Ｓｉ：０．７０〜２．５０wt.%、
Ｃｕ：０．０１〜０．５０wt.%、
Ｎｉ：０．０１〜２．０wt.%、
Ｐ ：０．０５０wt.%以下、
Ｓ ：０．０５０wt.%以下、
Ｏ ：０．００３０wt.%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、下記（１）式：
ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９ ----------------（１）
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（２）式：
ＣＥ≧１．３０ ----------------------------------------（２）
を満たす化学成分組成を有し、平均粒径が０．５μｍ以上の黒鉛が１００個／ｍｍ2 以上析出し、且つ金属組織がパーライトであることを特徴とする、快削性に優れた熱間加工鋼材。 - 前記黒鉛化指数ＣＥの算出式として、下記（３）式：
ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９−Ｍｎ／１２−Ｃｒ／９
−Ｍｏ／９−Ｂ --------------------------------（３）
但し、各元素記号：各元素の含有率（wt.%）
を用い、そして、前記鋼材の化学成分組成に、下記４種の化学成分組成からなる群から選ばれた少なくとも１種が、更に付加されて含まれていることを特徴とする、請求項１記載の、快削性に優れた熱間加工鋼材。
Ｍｎ：０．０１〜１．０wt.%、
Ｃｒ：０．０１〜１．０wt.%、
Ｍｏ：０．０１〜０．５０wt.%、及び、
Ｂ ：０．０００５〜０．０１０wt.%。 - 前記黒鉛化指数ＣＥの算出式として、下記（４）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
--------------------------------（４）
但し、各元素記号：各元素の含有率（wt.%）
を用い、そして、前記鋼材の化学成分組成に、下記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、請求項１または２記載の、快削性に優れた熱間加工鋼材。
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.%。 - 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＋Ａｌ／６＋Ｔｉ／３＋Ｚｒ／３−Ｖ／３−Ｎｂ／３
--------------------------------（４）
但し、各元素記号：各元素の含有率（wt.%）
を用い、そして、前記鋼材の化学成分組成に、下記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、請求項１から３の何れか１つに記載の、快削性に優れた熱間加工鋼材。
Ｃａ：０．００１０〜０．０１００wt.%、
Ｍｇ：０．００１０〜０．１０wt.%、及び、
ＲＥＭ：０．００１０〜０．１０wt.%。 - 請求項１から４の何れか１つに記載の発明の熱間加工鋼材を素材としたことを特徴とする、快削性に優れた熱間加工製品。
- Ｃ ：０．８０〜１．７０wt.%、
Ｓｉ：０．７０〜２．５０wt.%、
Ｃｕ：０．０１〜０．５０wt.%、
Ｎｉ：０．０１〜２．０wt.%、
Ｐ ：０．０５０wt.%以下、
Ｓ ：０．０５０wt.%以下、
Ｏ ：０．００３０wt.%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、下記（１）式：
ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９ ----------------（１）
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（２）式：
ＣＥ≧１．３０ ----------------------------------------（２）
を満たす化学成分組成を有する鋼片を、前記鋼片の固相線温度より５０℃低い温度を上限とし、８００℃を下限とする温度範囲内に加熱した後、熱間加工し、そして室温まで冷却して、平均粒径が０．５μｍ以上の黒鉛を１００個／ｍｍ2 以上析出させ、且つ、金属組織をパーライトとすることを特徴とする、快削性に優れた熱間加工鋼材の製造方法。 - 前記黒鉛化指数ＣＥの算出式として、下記（３）式：
ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９−Ｍｎ／１２−Ｃｒ／９
−Ｍｏ／９−Ｂ -------------------------------- （３）
但し、各元素記号：各元素の含有率（ wt.% ）
を用い、そして、前記鋼片として、下記４種の化学成分組成からなる群から選ばれた少なくとも１種を、更に付加されて含まれているものを用いることを特徴とする、請求項６記載の、快削性に優れた熱間加工鋼材の製造方法。
Ｍｎ：０．０１〜１．０ wt.% 、
Ｃｒ：０．０１〜１．０ wt.% 、
Ｍｏ：０．０１〜０．５０ wt.% 、及び、
Ｂ ：０．０００５〜０．０１０ wt.% 。 - 前記黒鉛化指数ＣＥの算出式として、下記（４）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
-------------------------------- （４）
但し、各元素記号：各元素の含有率（ wt.% ）
を用い、そして、前記鋼片として、下記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、請求項６または７記載の、快削性に優れた熱間加工鋼材の製造方法。
Ａｌ：０．０１〜０．５０ wt.% 、
Ｔｉ：０．０１〜０．５０ wt.% 、
Ｚｒ：０．０１〜０．５０ wt.% 、
Ｖ ：０．０１〜０．３０ wt.% 、及び、
Ｎｂ：０．０１〜０．３０ wt.% 。 - 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＋Ａｌ／６＋Ｔｉ／３＋Ｚｒ／３−Ｖ／３−Ｎｂ／３
-------------------------------- （４）
但し、各元素記号：各元素の含有率（ wt.% ）
を用い、そして、前記鋼片として、下記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、請求項６から８の何れか１つに記載の、快削性に優れた熱間加工鋼材の製造方法。
Ｃａ：０．００１０〜０．０１００ wt.% 、
Ｍｇ：０．００１０〜０．１０ wt.% 、及び、
ＲＥＭ：０．００１０〜０．１０ wt.% 。 - 請求項６から９の何れか１つに記載の鋼片を鋼材として、熱間加工製品を製造することを特徴とする、快削性に優れた熱間加工製品の製造方法。
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1998
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