JP3874532B2 - 快削性に優れた熱間加工鋼材及び製品並びにそれらの製造方法 - Google Patents

快削性に優れた熱間加工鋼材及び製品並びにそれらの製造方法 Download PDF

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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、ハイポイドギア等、自動車や産業機械の部品の素材として使用される棒鋼等鋼材、及び上記部品等製品に関するものであって、Cu、Ni等の不純物の多い低級なスクラップを利用して安価に製造することができ、黒鉛を析出させるための熱処理を行わなくても、熱間加工ままで微細な黒鉛を有し、Ca添加等との複合効果により被削性がより一層良好で、且つ、従来の球状黒鉛鋳鉄より高い強度と靱性とを有する、熱間加工鋼材及び製品、並びに、それらの製造方法に関するものである。
【0002】
【従来の技術】
近年市中に出回っているスクラップには自動車、電気製品の廃材が多量に混入している。例えば、電気モーターには多量の銅が使用されているし、排ガスのマフラー、触媒等にはNiを多量に含むステンレス鋼が使用されており、これらが必然的にスクラップの中に混入する。従って、これらスクラップの品位が低下する。このスクラップ品位の低級化に伴い、これを主原料として用いる電気炉溶製鋼においては、その鋼材製品に不純物が多量混じってくるのは避けられないものである。
【0003】
スクラップ品位の低級化により鋼材の延性低下も懸念されており、これら低品位スクラップが利用されず、不純物の少ない高級スクラップばかり利用されると、将来的に鉄源としての鋼スクラップの循環が悪くなって、低級スクラップが市場に放置される事態も招きかねない。従って、こうした低級スクラップの有効利用が強く求められている。
【0004】
ところで、スクラップを鉄源として製造された棒鋼は、自動車、建設機械、産業機械等の部品の素材として広く使われている。
例えば、建設機械のピストンロッドなどにおいては、圧延棒鋼の外周を直接切削してのち高周波焼入れを行って使用するが、棒鋼の内部組織は圧延ままである。従って、棒鋼は優れた被削性とともに、圧延ままで所望の強度、延性を有していることが必要である。また棒鋼から熱間鍛造により製造した部品を切削により機械加工する場合、例えば、自動車のエンジン廻り部品であるコネクチングロッド、クランクシャフト、カムシャフト、ハイポイドギア、ピニオンギアの加工においても、これら機械加工仕上げ前の鍛造品には優れた被削性が要求されるとともに、鍛造まま、あるいは熱処理後に所望の強度、延性を有することが必要である。
【0005】
このように多くの部品は機械加工により部品形状に仕上げられるが、鋼に求められる被削性としては、切削工具の寿命が長く、且つ切り屑の処理性が良いことが重要である。今日の切削は、生産性を高めるため、従来より極めて高速で行われるため、工具の摩耗が従来より大きくなって、工具寿命に優れた快削鋼が求められている。
【0006】
また最近では、自動盤により無人で機械加工されることが多く、切り屑が長くつながって絡まってしまうと、機械の停止や切り屑を取り除くための余計な作業を行う必要が生じ、生産性を低下させることになる。このため切り屑が適当な大きさに細かく分断するような、処理性に優れた快削鋼が求められている。
【0007】
またコネクチングロッド、クランクシャフトにおいては潤滑油を供給するための、径の細い穴をいくつか有しているが、この穴は深いために、穴明け加工においては、切り屑が細かく分断して、ドリル穴から支障なく排出されることが必要である。即ち、分断しにくい切り屑では穴から排出されず、切り屑が穴に詰まってドリル折損を引き起こすのである。
【0008】
従って、上記のような部品の機械加工に当たっては、工具寿命、切り屑処理性の改善のため、快削元素である鉛を0.05〜0.30wt.%添加した鉛快削鋼が広く用いられてきた。鉛は低融点であるため、切削加工の熱により容易に溶解して、鋼の延性を低下させ、これによって、工具寿命を延ばし、切り屑を適度な大きさに分断する。
【0009】
しかしながら、鉛には毒性があるため、近年の地球環境保護の機運の高まりに伴って、無鉛の快削鋼が強く求められている。
切削性を向上させる元素としてはPbの他にS、Ca、Bi、Se、Te等の元素が知られているが、これら元素は単独では▲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。
【0010】
一方、黒鉛は鋳鉄にみられる如く、被削性を極めて向上させる元素であるが、鋼に炭素を添加するとセメンタイトを析出するので、鋼材に黒鉛の析出を得るのは容易ではない。従来の発明における炭素0.10〜1.5wt.%を有する鋼の場合には、例えば特開平2−107742号公報、特開平3−140411号公報には、600〜800℃の温度で数時間〜200 時間もの長い時間の焼鈍を行って黒鉛を析出させる鋼材または方法が開示されている。
【0011】
また特開昭49−67816号公報、特開昭49−67817号公報には750〜950℃で焼入れ、600〜750℃で焼戻して黒鉛を析出させた黒鉛快削鋼が開示されている。
【0012】
従って、従来の開示例においてはいずれも、黒鉛を得るための、黒鉛化熱処理を施す必要があり、このため極めてコスト高になってしまう。また黒鉛化熱処理により金属組織がフェライトになってしまい、このため強度の低い部品や冷間鍛造によって製造可能な小さな部品の製造に限定されてしまい、クランクシャフトやコネクチングロッドといった大型の鍛造部品の製造には適用することができなかった。
【0013】
一方炭素量が3.8wt.%前後の鋳鉄、鋳鋼はCa、Mg等の接種により鋳造ままで容易に球状黒鉛が得られ、被削性が良好であることは良く知られている。しかしながら鋳鉄、鋳鋼は鋳込ままで使用するため、鋼材製品の形状の自由度はあるものの、伸び、絞り、衝撃値といった靱性が低いという欠点がある。
【0014】
近年はオーステンパー処理により基地組織をベイナイトにすることにより、その靱性が改善されてきてはいる。例えば、特開昭61−243121号公報には球状黒鉛鋳鉄にオーステンパー処理を施すクランクシャフトの製造方法が、特開昭61−174332号公報には同じく、球状黒鉛鋳鉄にオーステンパー処理を施すコネクチングロッドの製造方法が開示されている。しかしながら、これら鋳造品は、S48Cを基本成分にして0.10wt.%程度のVを添加した非調質鋼の鍛造品に較べるとヤング率が低く、疲労強度に劣る。また靱性もなお鍛造品には及ばない。またこれら鋳造品には0.1mm程度の鋳造巣が発生することがあり、これは疲労破壊の起点となるので材料の信頼性が劣るのが欠点であり、鋳造方法及び製品の超音波検査に厳重な注意を払う必要がある。
【0015】
【発明が解決しようとする課題】
上述した各種先行技術においては、下記問題点のいずれかが未解決となっている。
【0016】
問題点1:使用されている快削元素には毒性があり、環境対策上問題がある。
問題点2:毒性のない快削元素として炭素を利用し、黒鉛の形態に析出させて快削効果を発揮させ得るが、黒鉛化熱処理を施さなければならないので、コストが嵩む。
【0017】
問題点3:炭素含有率の高い鋳鉄や鋳鋼であれば接種による球状黒鉛の析出により快削性が確保されるが、靱性が劣っている。
問題点4:快削鋳鉄や快削鋳鋼の熱処理により靱性改善を図っても、十分な靱性が得られず、また、鋳造巣欠陥により製品の信頼性に問題がある。
【0018】
問題点5:将来、CuやNi等がトランプエレメントとして高濃度に混入した低品位スクラップを相当量、鉄源として使用した場合には、鋼材の延性低下が懸念されるが、これに対する有効な技術が見当たらない。この発明においては、この問題の解決が極めて重要であると位置づけしている。
【0019】
この発明では、上記諸問題点を解決して、自動車や産業機械の部品類の素材として用いられる熱間加工状態の棒鋼、及び、その棒鋼を熱間加工し、切削加工仕上げをして製品とし、熱処理を施さないで上記部品類を製造するために、▲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。
【0020】
【課題を解決するための手段】
以上の従来技術を背景にして、本発明者等は、低級なスクラップを利用し、且つ鋳物に匹敵する被削性を有する無鉛の快削鋼製品の開発を目的として、鋭意研究を重ねた結果、化学成分を適正に組み合わせることによって、良好な熱間延性を有し、熱間での棒圧延が可能で、焼鈍を行なわず熱間加工ままで直接微細な黒鉛を有する快削性に優れた熱間加工鋼材及び製品を得ることができるとの知見を得た。
【0021】
請求項1記載の発明は、C:0.80〜1.70wt.%、Si:0.70〜2.50wt.%、Cu:0.01〜2.0wt.%、Ni:0.01〜2.0wt.%、P:0.050wt.%以下、S:0.050wt.%以下、O:0.0050wt.%以下、及び、N:0.015wt.%以下を含有し、残部鉄(Fe)および不可避的不純物からなり、且つ、Ni含有率とCu含有率とのwt.%比Ni/Cuが、下記(1)式:
Ni/Cu≧0.2 ------------------------------------(1)
を満たし、そして、下記(2)式:
CE=C+Si/3+Cu/9+Ni/9 ----------------(2)
但し、各元素記号:各元素の含有率(wt.%)で算出される黒鉛化指数CEが、下記(3)式:
CE≧1.30 ----------------------------------------(3)
を満たす化学成分組成を有し、且つ、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。
【0022】
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(4)式:
CE=C+Si/3+Cu/9+Ni/9−Mn/12−Cr/9
−Mo/9−B -------------------------------- (4)
但し、各元素記号:各元素の含有率( wt.%
を用い、そして、鋼材の化学成分組成に、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3記載の発明は、請求項1または請求項2記載の発明において、黒鉛化指数CEの算出式として、下記(5)式:
CE=C+Si/3+Cu/9+Ni/9−Mn/12−Cr/9
−Mo/9−B+Al/6+Ti/3+Zr/3−V/3−Nb/3
-------------------------------- (5)
但し、各元素記号:各元素の含有率( wt.%
を用い、そして、鋼材の化学成分組成に、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り、請求項4記載の発明は、請求項1または請求項2記載の発明において、黒鉛化指数CEの算出式として、下記(5)式:
CE=C+Si/3+Cu/9+Ni/9−Mn/12−Cr/9
−Mo/9−B+Al/6+Ti/3+Zr/3−V/3−Nb/3
-------------------------------- (5)
但し、各元素記号:各元素の含有率( wt.%
を用い、そして、鋼材の化学成分組成に、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。
【0024】
請求項5記載の発明は、C:0.80〜1.70wt.%、Si:0.70〜2.50wt.%、Cu:0.01〜2.0wt.%、Ni:0.01〜2.0wt.%、P:0.050wt.%以下、S:0.050wt.%以下、O:0.0050wt.%以下、及び、N:0.015wt.%以下を含有し、更に、Al:0.10超え〜0.50wt.%、Ti:0.01〜0.50wt.%、Zr:0.01〜0.50wt.%、V:0.01〜0.30wt.%、及び、Nb:0.01〜0.30wt.%。からなる群から選ばれた少なくとも1種と、Ca:0.0010〜0.0100wt.%、Mg:0.0010〜0.10wt.%、及び、REM:0.0010〜0.10wt.%からなる群から選ばれた少なくとも1種とを含有し、残部鉄(Fe)および不可避的不純物からなり、且つ、Ni含有率とCu含有率とのwt.%比Ni/Cuが、下記(1)式:
Ni/Cu≧0.2 ------------------------------------(1)
を満たし、そして、下記(6)式:
CE=C+Si/3+Cu/9+Ni/9+Al/6
+Ti/3+Zr/3−V/3−Nb/3 ------------(6)
但し、各元素記号:各元素の含有率(wt.%)
で算出される黒鉛化指数CEが、下記(3)式:
CE≧1.30 ----------------------------------------(3)
を満たす化学成分組成を有し、且つ、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。
【0025】
請求項6記載の発明は、C:0.80〜1.70wt.%、Si:0.70〜2.50wt.%、Cu:0.01〜2.0wt.%、Ni:0.01〜2.0wt.%、P:0.050wt.%以下、S:0.050wt.%以下、O:0.0050wt.%以下、及び、N:0.015wt.%以下を含有し、更に、Mn:0.01〜1.0wt.%、Cr:0.01〜1.0wt.%、Mo:0.01〜0.50wt.%、及び、B :0.0005〜0.010wt.%からなる群から選ばれた少なくとも1種と、Al:0.10超え〜0.50wt.%、Ti:0.01〜0.50wt.%、Zr:0.01〜0.50wt.%、V:0.01〜0.30wt.%、及び、Nb:0.01〜0.30wt.%からなる群から選ばれた少なくとも1種と、Ca:0.0010〜0.0100wt.%、Mg:0.0010〜0.10wt.%、及び、REM:0.0010〜0.10wt.%からなる群から選ばれた少なくとも1種とを含有し、残部鉄(Fe)および不可避的不純物からなり、且つ、Ni含有率とCu含有率とのwt.%比Ni/Cuが、下記(1)式:
Ni/Cu≧0.2 ------------------------------------(1)
を満たし、そして、下記(5)式:
CE=C+Si/3+Cu/9+Ni/9−Mn/12−Cr/9
−Mo/9−B+Al/6+Ti/3+Zr/3−V/3−Nb/3
--------------------------------(5)
但し、各元素記号:各元素の含有率(wt.%)
で算出される黒鉛化指数CEが、下記(3)式:
CE≧1.30 ----------------------------------------(3)
を満たす化学成分組成を有し、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。
【0026】
請求項7記載の発明は、請求項1から6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。
【0027】
請求項8記載の発明は、C:0.80〜1.70wt.%、Si:0.70〜2.50wt.%、Cu:0.01〜2.0wt.%、Ni:0.01〜2.0wt.%、P:0.050wt.%以下、S:0.050wt.%以下、O:0.0050wt.%以下、及び、N:0.015wt.%以下を含有し、残部鉄(Fe)および不可避的不純物からなり、且つ、Ni含有率とCu含有率とのwt.%比Ni/Cuが、下記(1)式:
Ni/Cu≧0.2------------------------------------(1)
を満たし、そして、下記(2)式:
CE=C+Si/3+Cu/9+Ni/9 ----------------(2)
但し、各元素記号:各元素の含有率(wt.%)
で算出される黒鉛化指数CEが、下記(3)式:
CE≧1.30 ----------------------------------------(3)
を満たす化学成分組成を有する鋼片を、前記Cu含有率と前記Ni含有率との比率に等しい組成のCuとNiとの合金の固相線温度未満の温度であって、且つ、前記鋼片の固相線温度より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。
【0028】
請求項9記載の発明は、請求項8記載の発明において、黒鉛化指数CEの算出式として、下記(4)式:
CE=C+Si/3+Cu/9+Ni/9−Mn/12−Cr/9
−Mo/9−B -------------------------------- (4)
但し、各元素記号:各元素の含有率( wt.%
を用い、そして、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.% 。下記4種の化学成分組成からなる群から選ばれた少なくとも1種を、更に付加されて含まれているものを用いることに特徴を有するものである。
【0029】
請求項10記載の発明は、請求項8または9記載の発明において、黒鉛化指数CEの算出式として、下記(5)式:
CE=C+Si/3+Cu/9+Ni/9−Mn/12−Cr/9
−Mo/9−B+Al/6+Ti/3+Zr/3−V/3−Nb/3
-------------------------------- (5)
但し、各元素記号:各元素の含有率( wt.%
を用い、そして、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に特徴を有するものである。
【0030】
請求項11記載の発明は、請求項8または9記載の発明において、黒鉛化指数CEの算出式として、下記(5)式:
CE=C+Si/3+Cu/9+Ni/9−Mn/12−Cr/9
−Mo/9−B+Al/6+Ti/3+Zr/3−V/3−Nb/3
-------------------------------- (5)
但し、各元素記号:各元素の含有率( wt.%
を用い、そして、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る。
【0031】
請求項12記載の発明は、C:0.80〜1.70wt.%、Si:0.70〜2.50wt.%、Cu:0.01〜2.0wt.%、Ni:0.01〜2.0wt.%、P:0.050wt.%以下、S:0.050wt.%以下、O:0.0050wt.%以下、及び、N:0.015wt.%以下を含有し、更に、Al:0.10超え〜0.50wt.%、Ti:0.01〜0.50wt.%、Zr:0.01〜0.50wt.%、V:0.01〜0.30wt.%、及び、Nb:0.01〜0.30wt.%からなる群から選ばれた少なくとも1種と、Ca:0.0010〜0.0100wt.%、Mg:0.0010〜0.10wt.%、及び、REM:0.0010〜0.10wt.%からなる群から選ばれた少なくとも1種とを含有し、残部鉄(Fe)および不可避的不純物からなり、且つ、Ni含有率とCu含有率とのwt.%比Ni/Cuが、下記(1)式:
Ni/Cu≧0.2 ------------------------------------(1)
を満たし、そして、下記(6)式:
CE=C+Si/3+Cu/9+Ni/9+Al/6
+Ti/3+Zr/3−V/3−Nb/3 ------------(6)
但し、各元素記号:各元素の含有率(wt.%)
で算出される黒鉛化指数CEが、下記(3)式:
CE≧1.30 ----------------------------------------(3)
を満たす化学成分組成を有する鋼片を、前記Cu含有率と前記Ni含有率との比率に等しい組成のCuとNiとの合金の固相線温度未満の温度であって、且つ、前記鋼片の固相線温度より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。
【0032】
請求項13記載の発明は、C:0.80〜1.70wt.%、Si:0.70〜2.50wt.%、Cu:0.01〜2.0wt.%、Ni:0.01〜2.0wt.%、P:0.050wt.%以下、S:0.050wt.%以下、O:0.0050wt.%以下、及び、N:0.015wt.%以下を含有し、更に、Mn:0.01〜1.0wt.%、Cr:0.01〜1.0wt.%、Mo:0.01〜0.50wt.%、及び、B:0.0005〜0.010wt.%からなる群から選ばれた少なくとも1種と、Al:0.10超え〜0.50wt.%、Ti:0.01〜0.50wt.%、Zr:0.01〜0.50wt.%、V:0.01〜0.30wt.%、及び、Nb:0.01〜0.30wt.%からなる群から選ばれた少なくとも1種と、Ca:0.0010〜0.0100wt.%、Mg:0.0010〜0.10wt.%、及び、REM:0.0010〜0.10wt.%からなる群から選ばれた少なくとも1種とを含有し、残部鉄(Fe)および不可避的不純物からなり、且つ、Ni含有率とCu含有率とのwt.%比Ni/Cuが、下記(1)式:
Ni/Cu≧0.2 ------------------------------------(1)
を満たし、そして、下記(5)式:
CE=C+Si/3+Cu/9+Ni/9−Mn/12−Cr/9
−Mo/9−B+Al/6+Ti/3+Zr/3−V/3−Nb/3
--------------------------------(5)
但し、各元素記号:各元素の含有率(wt.%)
で算出される黒鉛化指数CEが、下記(3)式:
CE≧1.30 ----------------------------------------(3)
を満たす化学成分組成を有する鋼片を、前記Cu含有率と前記Ni含有率との比率に等しい組成のCuとNiとの合金の固相線温度未満の温度であって、且つ、前記鋼片の固相線温度より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。
【0033】
請求項14記載の発明は、請求項8から13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。
【0034】
【発明の実施の形態】
次に、この発明における鋼片、鋼材及びこの鋼材から製造された部品類等製品の、化学成分組成、黒鉛の析出状態及び金属組織、並びに、鋼片及び鋼材の加熱条件を上記の通り限定した理由について説明する。
【0035】
(1)炭素(C)
炭素は、黒鉛を析出させ、強度を確保するのに重要な元素である。熱間加工ままで黒鉛を析出させるためには0.80wt.%以上を必要とする。しかしながら炭素含有量が1.70wt.%を超えると熱間延性の低下が大きく、棒圧延に際して表面疵の発生が増大する。また熱間加工後に析出する黒鉛粒が粗大になり、靱性を低下させる。従って、炭素含有率は0.80〜1.70wt.%の間とする。
【0036】
(2)シリコン(Si)
Siは本発明において重要な役目を果たす元素である。即ちSiはセメンタイトの黒鉛化を促進する元素であり、0.70wt.%未満ではその効果は小さい。しかし、Siが2.50wt.%を超えると非金属介在物が増大して靱性の低下を招くのみならず、熱間加工時の加熱において脱炭を大きくする。従って、Si含有率は、0.70〜2.50wt.%の間とする。
【0037】
(3)銅(Cu)
Cuの含有量は今日、スクラップ中に徐々に増加しつつある。一方、鋼の高温加熱に際して、はじめにFeが選択的に酸化され、鋼中Cuは材料表面に濃化する。Cuは融点が低いので溶融して、Cuの融体が隙間の多い結晶粒界に侵入する。これが熱間延性を低下させ、表面疵、割れ発生の原因となるため、自動車や産業機械用部品等には、Cuが積極的に利用されることは少なかった。しかし、Cuの融点は約1083℃であるため、この融点未満で熱間加工すれば、Cuが粒界に侵入して熱間延性を低下させることは防止できる。
【0038】
しかし、1083℃未満という低温での熱間加工では、材料の変形抵抗の増大を伴い、圧延機や工具に過大な負荷がかかるため、従来の鋼では実用化されるに至っておらず、変形抵抗の小さい鋼を開発する必要がある。
【0039】
さて一方、CuはCu2 S、CuSを形成してSの悪影響を無害化するため、Mnの代替になる有用な元素であるとともに、黒鉛の析出を促進し、且つ焼入れ性を向上させる元素である。従って、この目的で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2.0wt.%を超えると、鋼中への固溶限を超えてしまうため、未溶解Cuが残存して熱間延性を低下させ、表面疵の発生を助長するので、Cu含有率は0.01〜2.0wt.%の間とする。
【0040】
(4)ニッケル(Ni)
Niもスクラップ中に少なからず混入しているが、NiはCuと全率固溶体をつくるため、よく混じり合う。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。
【0041】
更にまた、NiもCuと同様に黒鉛の析出を促進させるとともに、焼入れ性を向上させる有用な元素である。これらの目的で添加するときにはNiは0.01wt.%以上の添加を必要とする。しかし、Niを2.0wt.%を超えて添加してもその効果は飽和するのみならず、変形抵抗を増大させることになる。
【0042】
従って、Ni含有率は0.01〜2.0wt.%の間とする。
ここで、CuとNiを併用する場合、Ni/Cuの重量wt.%比は0.2以上とする理由は次の通りである。
【0043】
上述した通り、CuがNiと合金化すると、固相線温度が上昇する。鋼材の加熱温度が、このCu−Ni合金の固相線温度よりも高いと、熱間延性が低下し、表面疵や割れが発生するので、加熱温度の上限は、Cu−Ni合金の固相線温度未満にする必要がある。一方、本発明の鋼材の加熱温度は、後で説明するように、最適加工温度を、鋼材の固相線温度から定める約1165℃までさげることができ、従来の機械構造用鋼の加工温度より約200℃低下することができる。そこで、鋼材加熱中のCu融体の生成を防止して、上記最適加工温度の低下を実施することができるようにするために、Cu(融点:1083℃)をCu−Ni合金化してこの固相線温度を高める必要がある。
【0044】
本発明者等は実験を重ねた結果、表面疵発生を防止するためには、Ni/Cuのwt.%比を、0.2以上にすることが必要であると判断した。Ni/Cuのwt.%比が0.2のとき、この合金の融点は約1145℃となり、Cuの融点を約60℃高めることができることがわかった。
【0045】
(5)燐(P)
Pは黒鉛化を促進する元素であるが、粒界に偏析して熱間延性を低下させ、表面疵の発生を助長する。従って、P含有率は0.050wt.%以下に限定する。
【0046】
(6)硫黄(S)
Sは黒鉛化を大きく阻害する元素であり、Sの含有率が0.050wt.%を超えると、Si等の黒鉛化促進元素を多量に添加する必要があり、熱間延性の低下を招く。従って、S含有率は上記弊害を抑えるために0.050wt.%以下に限定する。望ましくは0.030wt.%以下とする。
【0047】
(7)酸素(O)
Oは鋼材の清浄性を低下させると共に、黒鉛化を阻害する元素であるので、できる限り低く抑えるべきである。しかし、この観点から0.0050wt.%までは許容されるので上限を0.0050wt.%とする。
【0048】
(8)窒素(N)
Nは単独で鋼中に存在すると黒鉛化を阻害する。N含有率が0.015wt.%を超えると、黒鉛の析出が困難になるほか、窒素ガスによるブローホ─ルが多数形成されて、圧延後の表面疵の原因になる。従って、N含有率は0.015wt.%以下とする。
【0049】
(9)マンガン(Mn)
Mnは、焼入れ性を高め、パーライトを微細にして、鋼を強靱化する元素である。この目的で用いる場合には0.01wt.%以上の添加を必要とするが、Mnは黒鉛の析出を大きく阻害する元素でもある。従って、Mnを1.0wt.%以下の範囲で含有させることが望ましい。
【0050】
(10)クロム(Cr)
Crは、Mnと同様に焼入れ性を大きく向上させ、パーライトを微細にする元素である。Crをこの目的で用いる場合には0.01wt.%以上の添加を必要とする。しかしCrもMnと同様に黒鉛化を阻害する作用が強いので、1.0wt.%を超えると、黒鉛化促進元素を多量に必要とし、コスト高になる。従って、Crを0.01〜1.0wt.%の間で含有させることが望ましい。
【0051】
(11)モリブデン(Mo)
Moも鋼の焼入れ性を高め、パーライトを微細にする元素である。この目的で用いる場合には0.01wt.%以上の添加を必要とする。しかしMoもMn、Crと同様に黒鉛化を阻害する元素であり、0.50wt.%を超えると、黒鉛化促進元素を多量に必要とする。従って、Moを0.01〜0.50wt.%の間で含有させることが望ましい。
【0052】
(12)ボロン(B)
Bは微量で焼入れ性を高める元素である。また鋼中のNをBNとして固定し、Nの黒鉛化阻害作用を軽減する。Bをこの目的で用いる場合には0.0005wt.%以上の添加を必要とする。しかし、Bを0.010wt.%を超えて添加してもその効果は飽和するのみならず、熱間延性を低下させる。従って、B含有率を0.0005〜0.010wt.%の間で含有させることが望ましい。
【0053】
(13)アルミニウム(Al)
AlはAlNを析出させて結晶粒を微細にする元素である。またSiと同様に黒鉛化を促進する元素である。これらの目的のためにはAlは少なくとも0.01wt.%以上添加する必要がある。しかし0.50wt.%を超えて添加すると、酸化物系介在物の量が多くなって、鋼の清浄性を低下させ、熱間加工時の割れの発生原因となる。従って、Alを0.01〜0.50wt.%の間で含有させることが望ましい。
【0054】
(14)チタン(Ti)
TiはTiN、TiCを析出させ、結晶粒を微細化する。またこれら析出物は黒鉛析出の核として作用し、黒鉛の析出を促進する。Ti添加量が0.01wt.%未満ではその効果は小さく、一方、0.50wt.%を超えて添加すると、硬いTiN、TiCが多量に生成して、工具の摩耗を促進する。従って、Tiを0.01〜0.50wt.%の間で含有させることが望ましい。
【0055】
(15)ジルコニウム(Zr)
ZrもTiと同様に窒化物、炭化物を析出させ、結晶粒を微細化すると共に、黒鉛の析出を促進させる。Zr添加量が0.01wt.%未満ではその効果は小さく、一方0.50wt.%を超えて添加すると、工具の摩耗を促進する。従って、Zrを0.01〜0.50wt.%の間で含有させることが望ましい。
【0056】
(16)バナジウム(V)
Vも窒化物、炭化物を析出させ、結晶粒を微細化する。また、Vの析出物は微細であるので鋼の降伏応力を高め、疲労限応力を向上させる。しかし、V添加量が0.01wt.%未満ではその効果は小さい。一方、Vは黒鉛の析出を阻害する元素であり、0.30wt.%を超えて添加すると、黒鉛化促進元素を多量に必要とする。従って、Vを0.01〜0.30wt.%の間で含有させることが望ましい。
【0057】
(17)ニオブ(Nb)
Nbも窒化物、炭化物を析出させ、結晶粒を微細化するとともに、降伏応力を高める。Nbの炭窒化物は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、黒鉛の析出を阻害して、黒鉛化促進元素を多量に必要とする。従って、Nbを0.01〜0.30wt.%の間で含有させることが望ましい。
【0058】
(18)カルシウム(Ca)
Caは鋳鉄において接種材として使用され黒鉛化を促進させるために用いられる。Caによる黒鉛化促進機構は、Caの蒸気圧が高く、鋳造中にCaの蒸気が鉄内に微小な空洞を形成し、これが黒鉛析出の核となって、球状黒鉛を析出させると考えられるが、鋳鉄と同様に鋼においても熱間加工後の黒鉛析出を容易にする。またCaは酸化物系介在物として存在すると、超硬工具切削においてベラーグを形成し、工具寿命を延長する高価が大きいので、快削鋼には望ましい元素である。こうした目的のためにはCaは0.0010wt.%以上添加する必要があるが、0.010wt.%を超えて添加しても効果は飽和する。従って、Caを0.0010〜0.010wt.%の間で含有させることが望ましい。
【0059】
(19)マグネシウム(Mg)
MgもCaと同じく鋳鉄において接種材として使用され黒鉛化を促進させ、鋼においても加工後の黒鉛析出を容易にする。その添加量が0.0010wt.%未満では効果は小さく、一方、0.10wt.%を超えて添加しても効果は飽和する。従って、Mgを0.0010〜0.10wt.%の間で含有させることが望ましい。
【0060】
(20)REM(希土類元素)
Ce、La等のREMも鍛造後の黒鉛析出を促進する。その添加量が0.0010wt.%未満では効果は小さく、一方、0.10wt.%を超えて添加しても効果は飽和する。従って、REMを0.0010〜0.10wt.%の間で含有させることが望ましい。
【0061】
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。
【0062】
(21)黒鉛化指数
黒鉛の析出を促進するには黒鉛化指数CEが重要である。このCEは主要元素については下記(5)式で表わされる。即ち、
CE=C+Si/3+Cu/9+Ni/9−Mn/12−Cr/9
−Mo/9−B+Al/6+Ti/3+Zr/3−V/3−Nb/3
--------------------------------(5)
但し、各元素記号は各元素の含有率(wt.%)を表わす。そして、他の条件が一定の場合には、黒鉛化指数CEが大きいほど黒鉛の析出は促進される。
【0063】
黒鉛の析出は加熱温度、加工度、冷却速度により左右されるので、CEによって一義的に決定されるものではないが、CEは1.30以上でないと、焼鈍等の黒鉛を析出させる熱処理を行なわない限り、実用的な条件で黒鉛を析出させることが困難になる。従って、CEは1.30以上とする。
【0064】
(22)加工品の組織
熱間圧延した棒鋼、熱間鍛造したクランクシャフト等の製品には快削性を確保するために、微細な黒鉛を含む他、金属組織の主体は、靱性を確保するためパーライトであることが必要である。パーライトの他には一部、粒界フェライト、黒鉛粒のまわりに発生するフェライト、ベイナイトが単独で又は複合で存在していても差し支えない。
【0065】
(23)加熱温度
黒鉛の析出を促進するために熱間加工温度は重要な因子である。これは加工時の加熱温度が適正ならば、鋼が高温に保持されている間に微細な黒鉛を析出する。また加工によって導入された格子欠陥を多量残存させることによってその後の冷却中における黒鉛の析出を容易ならしめる。しかし過度の高温に長時間保持すると、高温保持中に一旦析出した黒鉛は再固溶して、加工後に得られる黒鉛粒の数が少なくなる。
【0066】
この発明においては、鋼材の加熱温度の上限を、当該鋼材中のCuとNiとの含有率(wt.%)の比率に等しい組成のCuとNiとの合金(「Cu−Ni合金」)の固相線温度と、当該鋼材の固相線温度より50℃だけ低い温度とを比較し、低い方の温度を採用する。但し、前者のCu−Ni合金の固相線温度の方が低い場合には、加熱温度の上限としては、Cu−Ni合金の固相線温度未満の温度としている。上記限定理由は、次の通りである。
【0067】
先ず、鋼材の加熱温度が、鋼材の固相線温度TS より50℃だけ低い温度、即ち、(TS −50)℃を超えると、鋼材の熱間延性が急激に低下して、熱間圧延棒鋼には表面疵が発生したり、また、熱間鍛造品には割れが発生したりする。よって、加熱温度は、(TS −50)℃以下でなければならない。
【0068】
他方、鋼材の加熱温度が上記(TS −50)℃以下であっても、表層部のFeが選択的に酸化され、残存して濃化したCuとNiとが合金化し、こうして生成したCu−Ni合金の融体がオーステナイト粒界に侵入して、熱間延性を低下させたり、表面疵や割れを発生させるのを防止しなければならない。よって、鋼材加熱温度は、当該鋼材中のCuとNiとの含有率(wt.%)の比率に等しい組成のCu−Ni合金の固相線温度よりも、低くしなければならない。
【0069】
以上より、鋼材加熱温度の上限値は、鋼材中の(Cu含有率(wt.%))/(Ni含有率(wt.%))の比率に等しい組成のCu−Ni合金の固相線温度未満であって、且つ、鋼材の固相線温度より50℃低い温度とすべきである。なお、鋼片の加熱温度の上限値も、鋼材の場合と全く同じ理由により、鋼材の加熱温度の上限値と同じである。
【0070】
上記において、鋼材の加熱温度の上限が、当該鋼材の固相線温度(鋼を加熱したときに、液相が生成し始める温度)より50℃だけ低い温度(TS −50)℃まで許容された場合の作用・効果について説明する。
例えば1.2wt.%C−1.5wt.%Si鋼について、加熱温度の上限値を考えると、次の通りである。
【0071】
まず、固相線温度(加熱したときに液相が出始める温度)TS は、鋼材の成分組成に依存し、例えば下記近似式:
S (℃) =1420−250(C−0.5)−20Si
但し、
C、Si:炭素、シリコン含有率(wt.%)を表わす、
により、1215℃と算出される。よって、加熱上限温度は、(固相線温度TS −50)℃=1215−50=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TS の計算値が1140℃を下回った場合でも、現実の固相線温度は1140℃以上となる。
【0072】
ここで、本発明にかかる鋼材の成分例として、例えば上記1.2wt.%C−1.5wt.%Si鋼についてみると、固相線温度TS は1215℃であるから、従来の通常の機械構造用鋼である0.5wt.%Cの中炭素鋼の固相線温度(TS =1420℃程度)よりも、約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。
【0073】
なお、図1に、2wt.%Siを含有する場合のFe−C系状態図を示す。同図中、S点の温度はA1 温度、E点の温度は共晶温度、HE線は固相線温度を示す。同図はFe−C二元系状態図であるため、本発明鋼の、Si含有率2.0wt.%のときの固相線温度を厳密に推定することはできない。従って、本発明鋼材の固相線温度を正確に求めることはできないが、鋼材の固相線温度の低下に及ぼすC含有率の影響、及び、本発明における鋼片又は鋼材の固相線温度TS より50℃だけ低い温度((TS −50)℃)を、実用的に推定するために役立つ。同図中に、C=0.80〜1.70wt.%における800℃以上、(TS −50)℃以下の温度領域を斜線部で示した。
【0074】
例えば、上記1.2wt.%C−1.5wt.%Si鋼の場合で、(固相線温度TS −50)℃が1165℃という温度水準は、Cuの融点1083℃にかなり近く、更に、この発明においては、CuにNiが合金化することにより、Cu−Ni合金の固相線温度は上昇するので、鋼材の(TS −50)℃=1165℃は、Cu−Ni合金の固相線温度に一層近づき、Cu−Ni合金の固相線温度近傍での低温加工を可能ならしめる。従って、1.2wt.%C−1.5wt.%Si鋼は、低変形抵抗の鋼であるということができる。
【0075】
図7に、Cu−Ni2元系平衡状態図を例示し、この発明における鋼材のCuとNiとの含有率(wt.%)の比率の範囲である、下記(6)、(7)及び(1)式:
Cu:0.01〜2.0wt.% ------------(6)
Ni:0.01〜2.0wt.% ------------(7)
Ni/Cu≧0.2 ------------(1)
を満たす条件下において、Cu−Ni合金中のNiの含有率(wt.%)(これを、「CNi」で表記する):
Ni=〔Ni(wt.%)/{Cu(wt.%)+Ni(wt.%)}〕×100(wt.%)に換算すると、
16.7wt.%≦CNi≦99.5wt.%--------(8)
が得られる。CNiのとり得る範囲を、同図に矢印範囲で記入した。なお、NiとCuの含有率比率が、Ni/Cu=0.2を満たす限り、Cu、Niの含有率のいかんにかかわらず常に、Cu−Ni合金中のNiの含有率CNiは、
Ni=16.7wt.%となる。
【0076】
これからわかるように、この発明の鋼材を加熱中に生成するCu−Ni合金の固相線温度は、おおよそ、1145〜1451℃の範囲内にある。上記により、当該鋼材の(TS −50)℃とCu−Ni合金の固相線温度との差が容易に算出され、Cu−Ni合金の固相線温度の方が低くても、その差が縮小されることがよくわかる。また、Cu−Ni合金の固相線温度の方が鋼材の(TS −50)℃よりも高い場合には、当然ながら、Cu−Ni合金は加熱保持中に溶融しないので、オーステナイト粒界に侵入することはない。
【0077】
次に、鋼材加工時の材料温度は800℃以上でないと変形抵抗が増大し、鍛造工具の寿命が短くなる。また変形能が不足して鍛造割れの原因となるので、800℃以上に確保する必要がある。
【0078】
以上により、鋼材の加熱温度は、Cu+Ni合金の融点未満であって、且つ鋼材の固相線温度−50℃以下、800℃以上の間の温度とする。
(24)黒鉛の粒径
粒状に析出した黒鉛の平均粒径が0.5μm未満では、切削時に切り屑を小さく破砕する効果が小さく、切削性への寄与は小さい。したがって黒鉛の平均粒径は0.5μm以上とする。上限は特に限定しないが、30μmを超える黒鉛が多数析出すると靱性低下の原因となるので、黒鉛の粒径は30μm以下が望ましい。
【0079】
なお本発明における黒鉛の形状は、一般的に塊状と表現されるものであるが、球状でも粒状でもよく、厚さ/長さ比が5以下ならば特に差し支えはない。
(25)黒鉛の数
単位面積当たりの黒鉛の数を多くすることは、切り屑を小さく分断させるのに重要である。その数が100個/mm2 未満では切り屑処理性の改善効果が小さいので、黒鉛の数は100個/mm2 以上とする。黒鉛の数は黒鉛の大きさに左右され、粒が大きくなれば少なくなり、小さくなれば多くなる。本発明では、10〜25μmの径の黒鉛が析出するとき、その数はおおよそ100〜1000個の間であるが、0.5〜5μmの径の黒鉛の場合には、おおよそ3000〜50000個に達する。
【0080】
【実施例】
次に、この発明を、実施例によって更に詳細に説明する。ここでは、試験1から試験3を行なった。
【0081】
〔試験1〕
表1及び表2に、試験に用いた供試材の化学成分組成、並びに、後述する黒鉛化指数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。
【0082】
【表1】
Figure 0003874532
【0083】
【表2】
Figure 0003874532
【0084】
【表3】
Figure 0003874532
【0085】
【表4】
Figure 0003874532
【0086】
鋼種No.1〜23は、化学成分組成に関しては本発明の範囲にあり、対応する請求項の番号を併記した。この内、鋼種No.1〜20を用いた試験は、製造条件も本発明の範囲内にあるから、本発明の範囲内の試験例である実施例に該当する。そこで、これらをそれぞれ実施例No.1〜20とした。しかし、鋼種No.21〜23を用いた試験は、製造条件の内、後述する鋼片の加熱温度が本発明の範囲外にあるので、本発明の範囲外の試験例である比較例に該当する。そこで、それぞれ比較例No.21〜23とした。
【0087】
鋼種No.24〜49は、化学成分組成が本発明の範囲外にあり、この内、鋼種No.24〜45は比較成分例、鋼種No.46は従来の球状黒鉛鋳鉄、鋼種No.47はS48CにV:0.10wt.%、Pb:0.22wt.%を添加した従来の非調質鋼、鋼種No.48は従来のS50C、そして鋼種No.49は従来のSCM822である、従来成分例である。そして、鋼種No.24〜49を用いた試験の製造条件は、本発明の範囲内・外の各種のものを含むが、いずれも試験としては本発明の範囲外の試験例である比較例に該当する。そこで、これらをそれぞれ比較例No.24〜49とした。
【0088】
ここで、鋼材の製造過程で黒鉛の析出を促進するには、黒鉛化指数CEが重要であり、他の条件が同じ場合には、CEが大きい方が黒鉛の析出が促進される。このCEは、下記(5)式:
CE=C+Si/3+Cu/9+Ni/9−Mn/12−Cr/9
−Mo/9−B+Al/6+Ti/3+Zr/3−V/3−Nb/3
--------------------------------(5)
但し、各元素記号:各元素の含有率(wt.%)
で表わされる。黒鉛の析出は、加熱温度、加工度、冷却速度により左右されるので、CEによって一義的に決定されるものではないが、表1の鋼種No.1〜23においてはすべて、1.30以上となるように成分を調整した。
【0089】
表1及び表2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820〜1180℃の間の温度に加熱して、26mm又は93mmの直径の棒鋼に熱間圧延した。
【0090】
熱間圧延後棒鋼は放冷、又はカバー徐冷して黒鉛を析出させた。26mm棒鋼の放冷ままの800℃〜600℃までの平均冷却速度は、約1.5℃/sec、カバー徐冷におけるそれは0.4℃/sec、93mm棒鋼の放冷時の冷却速度は0.25℃/sec、カバー徐冷のそれは0.08℃/secであった。
【0091】
棒鋼の表面は目視で疵を判定し、黒鉛の状態、金属組織を光学顕微鏡により調査した。更に、26mmの棒鋼はショックアブソーバ─のピストンロッドに、93mmの棒鋼は、建設機械のピストンロッドに切削により機械加工して、切り屑処理性を判定した。
【0092】
切り屑処理性の判定は、図2に示す如く、切り屑が巻き以下で分断しているものを良好としてランク1、3〜6巻で分断しているものを普通としてランク2、8巻以上につながっているものを劣るとしてランク3と位置づけた。なお、切削は、超硬P20の切削工具を用い、切削速度200m/minで20min切削した。
【0093】
また棒鋼からJIS4号引張試験片を採取して、引張試験を行い、引張強さ、及び伸びを求めた。なお、比較例No.46の球状黒鉛鋳鉄のみは、88mmφの砂型に直接鋳造したインゴットを比較材として用いた。
【0094】
本発明の実施例である実施例No.1〜20は化学成分組成、圧延加熱温度とも適正であり、圧延品に割れの発生はない。また、黒鉛粒の大きさは0.5〜25μmの間となっており、黒鉛粒の数は100個/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。
【0095】
図3には実施例No.1のエッチングした検鏡面の顕微鏡組織を示す。黒鉛とパーライトとよりなる組織である。図4には、実施例No.4のノーエッチングでの検鏡面の顕微鏡による黒鉛の析出状態を示す。黒鉛は主として粒界に存在する。図5には、そのエッチングした検鏡面の顕微鏡組織を示す。その組織は、粒界フェライト+パーライトである。
【0096】
また、引張強さも全て800N/mm2 以上と高く、伸びも15%以上とピストンロッドとして十分な、強度、延性を有していた。
以上の実施例に対して比較例No.21は加熱温度がCu−Ni合金の融点よりは低いが、鋼材のTS −50℃より高かったために、熱間延性が不足して、棒鋼に割れを生じた。
【0097】
比較例No.22は加熱温度がTS −50℃よりは低いが、Cu−Ni合金の融点よりは高かったためCu−Ni合金の融液が粒界に侵入して、熱間延性を低下させたため、棒鋼に割れを生じた。
【0098】
また比較例No.23は加熱温度が800℃未満であったため、やはり熱間延性が不足して、棒鋼に割れを生じた。
比較例No.24はC量が本発明を外れて低く、このため黒鉛の析出は見られなかった。
【0099】
比較例No.25は逆にCが本発明を外れて高く、熱間延性が不足して、棒鋼に割れが発生した。
比較例No.26はSiが本発明を外れて低く、このため黒鉛化指数CEが小さくなり、黒鉛の析出は見られず、切り屑が長くつながってしまった。このため機械を停止して切り屑を除去する必要があった。
【0100】
比較例No.27はSiが本発明を外れて高く、このため熱間延性が不足して、棒鋼に割れを生じた。
比較例No.28はCuが本発明より高く、熱間延性不足で、棒鋼に割れを発生した。
【0101】
比較例No.29はNiが本発明より高く、延性不足で、棒鋼に割れを発生した。
比較例No.30はNi/Cu比が本発明の範囲より低く、加熱温度がCu−Ni合金の固相線温度より高かったために、割れを発生した。
【0102】
比較例No.31はPが本発明より高く、圧延棒鋼に割れが発生した。
比較例No.32はMn及びSが本発明より高く、このため黒鉛の析出が起こらなかった。
【0103】
比較例No.33はCrが本発明より高く、このため熱間延性が不足して、棒鋼に割れを生じた。
比較例No.34はMoが本発明より高く、やはり棒鋼に割れを生じた。
【0104】
比較例No.35はB、Nが本発明より高く、多量のBNが析出して延性不足から割れを生じた。
比較例No.36はTiが、比較例No.37はZrが、比較例No.38はVが、比較例No.39はAlが、比較例No.40はNbが、いずれも本発明の範囲より高く、このため延性不足で棒鋼に割れを生じてしまった。
【0105】
また比較例No.41はCaが、比較例No.42はMgが、比較例No.43はREMが、本発明より高く、このため酸化物系介在物を多量に巻き込み、これが圧延疵の原因となり、棒鋼に割れを発生してしまった。
【0106】
比較例No.44、比較例No.45は化学成分組成は本発明の範囲内であるが、黒鉛化指数CEが本発明の範囲より低いため、黒鉛の析出はみられなかった。
比較例No.46は従来の球状黒鉛鋳鉄の例であり、接種材としてのMgを含んでいる。本鋳造品の表面には、0.10mm程度の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4%と延性に劣るものであった。
【0107】
比較例No.47は、従来非調質の例であるが、これは諸特性は特に問題なく、またPbを含有しているため、切り屑処理性も良好であった。しかし環境保護の観点からこのPbは使用しない方向で部品を製造することが今後求められる。
【0108】
比較例No.48は、従来のS50Cの例であり、Pbを含まないため、切り屑処理性は劣る。また引張強さが700N/mm2 程度とやや不足しており、焼入れ焼戻しを施して、引張強さを高める必要があった。
【0109】
比較例No.49は、歯車用のSCM822の例であり、これについては後述する試験3の比較例No.49Dにおいて説明する。
以上述べたように、本発明の範囲内の実施例によれば、従来の非調質棒鋼に匹敵する強度、延性を有する無鉛の非調質快削棒鋼を製造することができる。
【0110】
〔試験2〕
表1に示した成分が本発明の範囲内にある鋼種No.3及び17のAグループ、並びに、本発明の範囲外にある鋼種No.47、48、及び46のBグループの鋼について下記の通りの試験を行なった。Aグループの試験は本発明の範囲内のものであり、それぞれ実施例No.3A、17Aとよび、Bグループの試験は本発明の範囲外のものであり、それぞれ比較例No.47B、48B、46Bとよぶ。
【0111】
実施例No.3A及び17Aでは、93mmφ棒鋼を用いて、1000℃に加熱後、クランクシャフトに熱間鍛造し、扇風機により空冷した。また、従来の非調質鋼である比較例No.47B、及び従来SC材である比較例No.48Bの88mmφ棒鋼を試験1と同じ工程で製造し、この場合は変形抵抗が大きいので、より高温の1250℃に加熱して同一形状のクランクシャフトに熱間鍛造し、同じく扇風機により空冷した。また更に、比較のために比較例No.46Bの従来球状黒鉛鋳鉄を同じ形状のクランクシャフトに直接鋳造して、凝固させた。
【0112】
被削性試験として、これらの鍛造品、あるいは鋳造品を外周切削したのち、油穴を小径深穴ドリルにより、3mm径の穴を明けた。その時の切り屑の形態は、実施例No.3A及び17A、並びに比較例No.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。
【0113】
疲労試験として、製造されたクランクシャフトを曲げ疲労試験に供した。実施例No.3Aの疲労強度は500N/mm2 、実施例No.17Aの疲労強度は530N/mm2 、比較例No.47Bの疲労強度は500N/mm2 と良好な強度を有していた。
これに対して比較例No.46Bの球状黒鉛鋳鉄は420N/mm2 の疲労強度しか有していなかった。これは鋳鉄はヤング率が低いこと、および小さい気泡が疲労の起点となり、疲労限を低下させたためと考えられる。
【0114】
また比較例No.48BのS50Cの疲労強度も430N/mm2 程度しか有していなかった。そこで870℃焼入れ後580℃焼戻しを施したところ、疲労強度は520N/mm2 まで向上さすことができた。
【0115】
なお、実施例No.3A及び17Aのクランクシャフトについて、黒鉛の平均粒径及び黒鉛粒の数を測定した結果、いずれも、本発明の要件を満たしていた。
以上の通り、実施例3A及び実施例17Aによれば、無鉛で被削性に優れた非調質の快削鋼部品の製造が可能であり、被削性は鉛快削鋼や球状黒鉛鋳鉄と同等であり、またその特性は従来の球状黒鉛鋳鉄を上回り、焼入れ焼戻し材相当の高い疲労強度を有している。
【0116】
〔試験3〕
表1に示した成分が本発明の範囲内にある鋼種No.1及び5のCグループ、並びに、本発明の範囲外にある鋼種No.49及び47のDグループの鋼について下記の通りの試験を行なった。Cグループの試験は本発明の範囲内のものであり、それぞれ実施例No.1C、5Cとよび、Dグループの試験は本発明の範囲外のものであり、それぞれ比較例No.49D、47Dとよぶ。
【0117】
実施例No.1C及び5C、並びに、従来SCM822による比較例49Dでは、鋼片を100mm棒鋼に圧延し、外径220mmのデファレンシャルドライブギアに熱間鍛造し、そのまま放冷した。また比較例No.47Dでは、従来球状黒鉛鋳鉄は同一形状のギア砂型に直接鋳込んだ。
【0118】
実施例No.1C、5Cのギア素材はそのままホブ盤にて歯車に切削加工し、その後570℃、5時間のガス軟窒化を施して表面を硬化させた。
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のち、切削加工した。その後表面を硬化せさるため、920℃×5時間→840℃×40分の浸炭焼入れ処理を行って表面を硬化させた。
【0119】
また、比較例No.47Dでは、球状黒鉛鋳鉄を型から取り出して、直接切削加工したのち、900℃×1時間→240℃×2時間ソルト浴浸漬のオーステンパー処理を施した。
【0120】
ホブ切り加工においてはいずれも良好な切り屑処理性を示し、また工具の摩耗も少なく、切削面のむしれもなく、良好な切削状態であった。
また、各熱処理を施したギアを疲労試験に供した。本発明鋼を使用した実施例No.1C及び5Cのガス軟窒化ギアの歯元曲げ疲労強度は440N/mm2 であり、比較例No.49DのSCM822の浸炭焼入れギアの疲労強度も440N/mm2 であった。しかしながら、比較例No.47Dの球状黒鉛鋳鉄のオーステンパー処理材の疲労強度は320N/mm2 と低いものであった。
【0121】
熱処理後のギアの変形は歯車かみ合い時の騒音の原因となるため、各ギアのドライヴ側のプレッシャ−アングルの変形量を測定した。浸炭焼入れ材のアングルのずれは14分(1分は1°の60分の1)であったが、軟窒化材は1分と殆ど変形のないものであった。またオーステンパー材は熱処理直後の変形は3分と比較的変形の小さいものであったが、1000回の疲労回数を超えると21分と変形の大きいものであった。これはオーステンパー処理によって、組織内に留められた残留オーステナイトがマルテンサイトに変態したために、変形量が大きくなったものと考えられる。
【0122】
なお、実施例No.1C及び5Cの上記ギア素材について、黒鉛の平均粒径及び黒鉛粒の数を測定した結果、いずれも、本発明の要件を満たしていた。
以上の通り、実施例1C及び実施例5Cによれば、ギアに軟化焼鈍を施さなくても、被削性は良好であり、疲労強度も球状黒鉛鋳鉄より高く、従来SCM鋼の浸炭焼入れギアに匹敵する高い強度を有し、且つ歪みが小さく、騒音の発生の小さいものであることが確認された。
【0123】
【発明の効果】
以上述べたように、この発明によれば、原料として、Cu、Ni等の不純物の多い低級なスクラップを使用し、且つ、有毒なPbを用いることなく、被削性に優れ、また疲労強度、伸び特性に優れた熱間加工製品の製造が可能であり、非調質の快削鋼部品や低歪みで高い疲労強度を有する歯車を製造することが可能となる。このような、快削性に優れた熱間加工鋼材及び製品並びにそれらの製造方法を提供することができ、工業上有用な効果がもたらされる。
【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のエッチングした検鏡面の顕微鏡組織を示す図である。
【図4】実施例No.4のノーエッチングでの検鏡面の顕微鏡による黒鉛の析出状態を示す図である。
【図5】実施例No.4のエッチングした検鏡面の顕微鏡組織を示す。
【図6】歯車の歪みを説明する概略縦断面図である。
【図7】この発明の鋼材の加熱工程で表層部に生成するCu−Ni合金の組成範囲と、当該Cu−Ni合金の固相線温度範囲を示す図である。
【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 (14)

  1. C :0.80〜1.70wt.%、
    Si:0.70〜2.50wt.%、
    Cu:0.01〜2.0wt.%、
    Ni:0.01〜2.0wt.%、
    P :0.050wt.%以下、
    S :0.050wt.%以下、
    O :0.0050wt.%以下、及び、
    N :0.015wt.%以下
    を含有し、残部鉄(Fe)および不可避的不純物からなり、且つ、Ni含有率とCu含有率とのwt.%比Ni/Cuが、下記(1)式:
    Ni/Cu≧0.2 ------------------------------------(1)
    を満たし、そして、下記(2)式:
    CE=C+Si/3+Cu/9+Ni/9 ----------------(2)
    但し、各元素記号:各元素の含有率(wt.%)で算出される黒鉛化指数CEが、下記(3)式:
    CE≧1.30 ----------------------------------------(3)
    を満たす化学成分組成を有し、且つ、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。
  2. 前記黒鉛化指数CEの算出式として、下記(4)式:
    CE=C+Si/3+Cu/9+Ni/9−Mn/12−Cr/9
    −Mo/9−B --------------------------------(4)
    但し、各元素記号:各元素の含有率(wt.%)
    を用い、そして、前記鋼材の化学成分組成に、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.%。
  3. 前記黒鉛化指数CEの算出式として、下記(5)式:
    CE=C+Si/3+Cu/9+Ni/9−Mn/12−Cr/9
    −Mo/9−B+Al/6+Ti/3+Zr/3−V/3−Nb/3
    --------------------------------(5)
    但し、各元素記号:各元素の含有率(wt.%)
    を用い、そして、前記鋼材の化学成分組成に、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.%。
  4. 前記黒鉛化指数CEの算出式として、下記(5)式:
    CE=C+Si/3+Cu/9+Ni/9−Mn/12−Cr/9
    −Mo/9−B+Al/6+Ti/3+Zr/3−V/3−Nb/3
    --------------------------------(5)
    但し、各元素記号:各元素の含有率(wt.%)
    を用い、そして、前記鋼材の化学成分組成に、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または請求項2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.%。
  5. C :0.80〜1.70wt.%、
    Si:0.70〜2.50wt.%、
    Cu:0.01〜2.0wt.%、
    Ni:0.01〜2.0wt.%、
    P :0.050wt.%以下、
    S :0.050wt.%以下、
    O :0.0050wt.%以下、及び、
    N :0.015wt.%以下
    を含有し、更に、
    Al:0.10超え〜0.50wt.%、
    Ti:0.01〜0.50wt.%、
    Zr:0.01〜0.50wt.%、
    V :0.01〜0.30wt.%、及び、
    Nb:0.01〜0.30wt.%。
    からなる群から選ばれた少なくとも1種と、
    Ca :0.0010〜0.0100wt.%、
    Mg :0.0010〜0.10wt.%、及び、
    REM:0.0010〜0.10wt.%からなる群から選ばれた少なくとも1種とを含有し、残部鉄(Fe)および不可避的不純物からなり、且つ、Ni含有率とCu含有率とのwt.%比Ni/Cuが、下記(1)式:
    Ni/Cu≧0.2 ------------------------------------(1)
    を満たし、そして、下記(6)式:
    CE=C+Si/3+Cu/9+Ni/9+Al/6
    +Ti/3+Zr/3−V/3−Nb/3 ------------(6)
    但し、各元素記号:各元素の含有率(wt.%)
    で算出される黒鉛化指数CEが、下記(3)式:
    CE≧1.30 ----------------------------------------(3)
    を満たす化学成分組成を有し、且つ、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。
  6. C :0.80〜1.70wt.%、
    Si:0.70〜2.50wt.%、
    Cu:0.01〜2.0wt.%、
    Ni:0.01〜2.0wt.%、
    P :0.050wt.%以下、
    S :0.050wt.%以下、
    O :0.0050wt.%以下、及び、
    N :0.015wt.%以下
    を含有し、更に、
    Mn:0.01〜1.0wt.%、
    Cr:0.01〜1.0wt.%、
    Mo:0.01〜0.50wt.%、及び、
    B :0.0005〜0.010wt.%。
    からなる群から選ばれた少なくとも1種と、
    Al:0.10超え〜0.50wt.%、
    Ti:0.01〜0.50wt.%、
    Zr:0.01〜0.50wt.%、
    V :0.01〜0.30wt.%、及び、
    Nb:0.01〜0.30wt.%。
    からなる群から選ばれた少なくとも1種と、
    Ca:0.0010〜0.0100wt.%、
    Mg:0.0010〜0.10wt.%、及び、
    REM:0.0010〜0.10wt.%からなる群から選ばれた少なくとも1種とを含有し、残部鉄(Fe)および不可避的不純物からなり、且つ、Ni含有率とCu含有率とのwt.%比Ni/Cuが、下記(1)式:
    Ni/Cu≧0.2 ------------------------------------(1)
    を満たし、そして、下記(5)式:
    CE=C+Si/3+Cu/9+Ni/9−Mn/12−Cr/9
    −Mo/9−B+Al/6+Ti/3+Zr/3−V/3−Nb/3
    --------------------------------(5)
    但し、各元素記号:各元素の含有率(wt.%)
    で算出される黒鉛化指数CEが、下記(3)式:
    CE≧1.30 ----------------------------------------(3)
    を満たす化学成分組成を有し、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。
  7. 請求項1から6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。
  8. C :0.80〜1.70wt.%、
    Si:0.70〜2.50wt.%、
    Cu:0.01〜2.0wt.%、
    Ni:0.01〜2.0wt.%、
    P :0.050wt.%以下、
    S :0.050wt.%以下、
    O :0.0050wt.%以下、及び、
    N :0.015wt.%以下
    を含有し、残部鉄(Fe)および不可避的不純物からなり、且つ、Ni含有率とCu含有率とのwt.%比Ni/Cuが、下記(1)式:
    Ni/Cu≧0.2 ------------------------------------(1)
    を満たし、そして、下記(2)式:
    CE=C+Si/3+Cu/9+Ni/9 ----------------(2)
    但し、各元素記号:各元素の含有率(wt.%)
    で算出される黒鉛化指数CEが、下記(3)式:
    CE≧1.30 ----------------------------------------(3)
    を満たす化学成分組成を有する鋼片を、前記Cu含有率と前記Ni含有率との比率に等しい組成のCuとNiとの合金の固相線温度未満の温度であって、且つ、前記鋼片の固相線温度より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。
  9. 前記黒鉛化指数CEの算出式として、下記(4)式:
    CE=C+Si/3+Cu/9+Ni/9−Mn/12−Cr/9
    −Mo/9−B --------------------------------(4)
    但し、各元素記号:各元素の含有率(wt.%)
    を用い、そして、前記鋼片として、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8記載の、快削性に優れた熱間加工鋼材の製造方法。
    Mn:0.01〜1.0wt.%、
    Cr:0.01〜1.0wt.%、
    Mo:0.01〜0.50wt.%、及び、
    B :0.0005〜0.010wt.%。
  10. 前記黒鉛化指数CEの算出式として、下記(5)式:
    CE=C+Si/3+Cu/9+Ni/9−Mn/12−Cr/9
    −Mo/9−B+Al/6+Ti/3+Zr/3−V/3−Nb/3
    --------------------------------(5)
    但し、各元素記号:各元素の含有率(wt.%)
    を用い、そして、前記鋼片として、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8または9記載の、快削性に優れた熱間加工鋼材の製造方法。
    Al:0.01〜0.50wt.%、
    Ti:0.01〜0.50wt.%、
    Zr:0.01〜0.50wt.%、
    V :0.01〜0.30wt.%、及び、
    Nb:0.01〜0.30wt.%。
  11. 前記黒鉛化指数CEの算出式として、下記(5)式:
    CE=C+Si/3+Cu/9+Ni/9−Mn/12−Cr/9
    −Mo/9−B+Al/6+Ti/3+Zr/3−V/3−Nb/3
    --------------------------------(5)
    但し、各元素記号:各元素の含有率(wt.%)
    を用い、そして、前記鋼片として、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8または9記載の、快削性に優れた熱間加工鋼材の製造方法。
    Ca :0.0010〜0.0100wt.%、
    Mg :0.0010〜0.10wt.%、及び、
    REM:0.0010〜0.10wt.%。
  12. C :0.80〜1.70wt.%、
    Si:0.70〜2.50wt.%、
    Cu:0.01〜2.0wt.%、
    Ni:0.01〜2.0wt.%、
    P :0.050wt.%以下、
    S :0.050wt.%以下、
    O :0.0050wt.%以下、及び、
    N :0.015wt.%以下
    を含有し、更に、
    Al:0.10超え〜0.50wt.%、
    Ti:0.01〜0.50wt.%、
    Zr:0.01〜0.50wt.%、
    V :0.01〜0.30wt.%、及び、
    Nb:0.01〜0.30wt.%。
    からなる群から選ばれた少なくとも1種と、
    Ca:0.0010〜0.0100wt.%、
    Mg:0.0010〜0.10wt.%、及び、
    REM:0.0010〜0.10wt.%
    からなる群から選ばれた少なくとも1種とを含有し、残部鉄(Fe)および不可避的不純物からなり、且つ、Ni含有率とCu含有率とのwt.%比Ni/Cuが、下記(1)式:
    Ni/Cu≧0.2 ------------------------------------(1)
    を満たし、そして、下記(6)式:
    CE=C+Si/3+Cu/9+Ni/9+Al/6
    +Ti/3+Zr/3−V/3−Nb/3 ------------(6)
    但し、各元素記号:各元素の含有率(wt.%)
    で算出される黒鉛化指数CEが、下記(3)式:
    CE≧1.30 ----------------------------------------(3)
    を満たす化学成分組成を有する鋼片を、前記Cu含有率と前記Ni含有率との比率に等しい組成のCuとNiとの合金の固相線温度未満の温度であって、且つ、前記鋼片の固相線温度より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。
  13. C :0.80〜1.70wt.%、
    Si:0.70〜2.50wt.%、
    Cu:0.01〜2.0wt.%、
    Ni:0.01〜2.0wt.%、
    P :0.050wt.%以下、
    S :0.050wt.%以下、
    O :0.0050wt.%以下、及び、
    N :0.015wt.%以下を含有し、更に、
    Mn:0.01〜1.0wt.%、
    Cr:0.01〜1.0wt.%、
    Mo:0.01〜0.50wt.%、及び、
    B :0.0005〜0.010wt.%。
    からなる群から選ばれた少なくとも1種と、
    Al:0.10超え〜0.50wt.%、
    Ti:0.01〜0.50wt.%、
    Zr:0.01〜0.50wt.%、
    V :0.01〜0.30wt.%、及び、
    Nb:0.01〜0.30wt.%。
    からなる群から選ばれた少なくとも1種と、
    Ca :0.0010〜0.0100wt.%、
    Mg :0.0010〜0.10wt.%、及び、
    REM:0.0010〜0.10wt.%からなる群から選ばれた少なくとも1種とを含有し、残部鉄(Fe)および不可避的不純物からなり、且つ、Ni含有率とCu含有率とのwt.%比Ni/Cuが、下記(1)式:
    Ni/Cu≧0.2 ------------------------------------(1)
    を満たし、そして、下記(5)式:
    CE=C+Si/3+Cu/9+Ni/9−Mn/12−Cr/9
    −Mo/9−B+Al/6+Ti/3+Zr/3−V/3−Nb/3
    --------------------------------(5)
    但し、各元素記号:各元素の含有率(wt.%)
    で算出される黒鉛化指数CEが、下記(3)式:
    CE≧1.30 ----------------------------------------(3)
    を満たす化学成分組成を有する鋼片を、前記Cu含有率と前記Ni含有率との比率に等しい組成のCuとNiとの合金の固相線温度未満の温度であって、且つ、前記鋼片の固相線温度より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。
  14. 請求項8から13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。
JP09607898A 1998-04-08 1998-04-08 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 Expired - Fee Related JP3874532B2 (ja)

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