JPH0741851A - 被削性， 冷間鍛造性および疲労強度特性に優れた機械構造用鋼の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【構成】 少なくともＢ(0.0003 〜0.015iwt%)を含有
し、低Si（＜0.5wt%) にするとともに、Ni(0.1〜3.0wt
%), Cu(0.1〜3.05wt%)およびCo(0.1〜3.0 wt%)のいず
れか少なくとも１種を含有する鋼を、BN及びAlN 固溶温
度以上に加熱してから、800 〜950 ℃に加熱して焼なら
し処理をし、その後 300〜600 ℃の温度域に一時的に保
持するか、またはこの保持を経ることなく直接 650〜74
0 ℃の温度域に昇温して５時間以上保持する焼鈍を施し
て、鋼中Ｃを黒鉛化する。 【効果】 Pbを用いるまでもなく、従来のPb複合快削鋼
と同等かそれ以上の被削性を有すると共に、冷間鍛造性
ならびに疲労強度特性にも優れた鋼材を得ることができ
る。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、被削性、冷間鍛造性お
よび疲労強度特性を同時に改善した、自動車等に使われ
る機械部品の素材として有用な機械構造用鋼の製造方法
に関する。

【０００２】

【従来の技術】産業機械や自動車等の機械部品に用いら
れる鋼材は、切削または冷間鍛造、あるいはそれらの併
用により所定の形状に加工され、その後、焼入れ焼もど
し処理によって、機械部品としての要求特性を確保する
という方法により製造される。こうした機械構造用鋼の
被削性を改善する手段としては、鋼中にPb, Ｓ，Te,Bi,
Ｐ等の快削性元素を単独または複合添加する方法が一
般的である。とくに、Pbは被削性を極めて改善する作用
があることから多用されるが、一方で、人体に有害な元
素でもあるために、鋼材の製造工程や機械部品の加工工
程で大がかりな排気設備を必要とするだけでなく、鋼材
のリサイクルの上でも多大な問題があった。他方、鋼材
の冷間鍛造性の改善のためには、逆に、これらPb, Ｓ，
Te, Bi, Ｐ等の元素は減少させることが有効であると言
える。

【０００３】これらの相矛盾する合金設計を可能とする
ために、従来、特開昭51−57621 号公報に開示の技術で
は、鋼中Ｃを黒鉛化する方法を提案している。しかし、
発明者らの検討によれば、この従来技術が開示している
鋼の成分組成では、より優れた諸特性を得るために黒鉛
粒を微細化するには、黒鉛化処理の前に焼入れ処理が不
可欠となるという新たな問題があった。

【０００４】また、特開平３−140411号公報に開示の技
術では、鋼材の冷間鍛造を改善する方法として、特定の
成分組成の鋼に特定の焼鈍を行うことを提案している。
しかし、この従来技術についても、発明者らの検討によ
れば、黒鉛粒の微細化には限界があり、それ故に冷間加
工性の向上および耐疲労強度の向上にも自ずと限界があ
った。

【０００５】本発明の目的は、従来技術が抱えている上
述した問題を有利に解決しようとするものであって、い
わゆる、焼入れなどの前処理をしなくとも黒鉛化、とく
に黒鉛粒の微細化が容易なために、必ずしもPbを用いな
くとも、冷間鍛造性を害することなく従来のPb添加快削
鋼と同等以上の被削性を有し、かつ疲労強度特性にも優
れた機械構造用炭素鋼を有利に製造するための方法を提
案することにある。

【０００６】

【課題を解決するための手段】さて、発明者らは、上記
の問題を解決すべく、被削性、冷間鍛造性および疲労強
度特性の全てがともに優れた鋼材を工業的に安定して製
造するための方法の開発を試みた。その結果、以下のよ
うな知見を得るに至った。それは、鋼中のＣを黒鉛化す
ることにより、被削性および冷間鍛造性を同時に改善す
ることが可能である。というのは、被削性については、
黒鉛が潤滑材として作用することから、切削時の工具の
温度上昇を抑制する点があげられる。他方、冷間鍛造性
については、黒鉛が極めて軟質であるために、冷間鍛造
時に黒鉛が母相の変形に追従し、黒鉛−母相界面からの
ボイドが高歪みに至るまで発生しないことがあげられ、
これらの現象を通じてそれぞれの特性が同時に改善され
るのである。

【０００７】すなわち、鋼中に球状セメンタイトやMnS
のような介在物が存在すると、冷間加工時にこれらと母
相との界面からボイドが発生し、歪み量の増加に伴って
これらが連結拡大して破壊に至ることがある。しかし、
上述したように、黒鉛化すると、その黒鉛は極めて軟質
であるために、冷間鍛造時の変形に追従しやすく、破壊
に至るまでの歪み量が、球状セメンタイトやMnS のよう
な非金属介在物よりも大きくなる。その結果、冷間鍛造
性と被削性という相矛盾する特性を同時に満足すること
ができるようになるのである。

【０００８】さらに、発明者らは、被削性および冷間鍛
造性に及ぼす黒鉛粒のサイズの影響についても検討し
た。その結果、黒鉛粒を微細化すれば、被削性および冷
間鍛造性をともに向上させることができることが判っ
た。このことによって上記の両特性が向上する機構につ
いては、明確ではないがおよそ以下のような理由による
ものと考えている。それは、まず被削性に関して言え
ば、鋼中に黒鉛が存在すると切削時のせん断領域におい
て大きな歪みが作用するために、黒鉛と母相界面からボ
イドが発生し、これが連結して切屑を生成させるわけで
あるが、同一Ｃ量の場合には、黒鉛の体積率は一定であ
るから黒鉛が微細なほど、ボイドの連結が容易に進行
し、被削性が向上するのである。一方、冷間鍛造性につ
いて言えば、黒鉛粒径が微細になると、黒鉛−母相界面
にボイドの発生する限界歪み量が増大することにより、
冷間鍛造性を向上させるものと考えている。

【０００９】さらにまた、発明者らは、疲労強度特性に
及ぼす黒鉛の影響についても検討を試みたところ、以下
のような結論を得るに至った。すなわち、疲労強度は一
般に、鋼材の硬さの向上とともに向上するが、一方で、
鋼材中に含有される非金属介在物のサイズにも影響され
ることが知られている。従って、機械部品として必要と
される疲労強度を確保するために、２次加工において焼
入れ焼もどし処理が行われるが、この場合、黒鉛粒の溶
解挙動は、黒鉛のサイズに強く依存する。このことは、
黒鉛の溶解過程をオーステナイト中へのＣの拡散が律速
しているのではなく、Feの拡散速度が律速しているため
である。従って、黒鉛粒が粗大だと、短時間の加熱では
黒鉛が十分に固溶せず、焼入れ硬化層の硬さが低下する
ために疲労強度が低下するのである。さらに、黒鉛が粗
大なために未溶解の黒鉛が存在した場合には、この部分
は、疲労の起点として作用し、全体の硬さから予測され
るよりもさらに疲労強度を低下させる。この傾向は、高
強度の場合ほど顕著である。以上のことから、黒鉛鋼の
焼入れ焼もどし後の疲労強度を高めるためには、黒鉛の
微細化が二重の意味で有効である。本発明者らによる検
討では、この疲労強度に影響する臨界的な黒鉛のサイズ
は約20μm であり、これよりも大きい場合には、黒鉛の
溶解は短時間では進行せず、また、未溶解の黒鉛がこの
サイズ以上の場合には、疲労破壊の起点として作用する
ために疲労強度を低下させる。

【００１０】以上説明したように、機械構造用鋼の被削
性, 冷間鍛造性および疲労強度特性を向上させるために
は、黒鉛粒のサイズをより微細にすることが有利である
ことが判った。そこで、発明者らは、このような要請を
実現するための化学組成および製造方法について、さら
に検討を加えた。以下に、その検討結果について述べ
る。

【００１１】さて、黒鉛粒を微細化するためには、鋼中
に黒鉛結晶化の核形成サイトとなる析出物を多数生成さ
せることが必要である。そこで、黒鉛結晶化の核成形サ
イトとなる析出物について鋭意検討した結果、BN, AlN,
TiN, ZrN, Nb(C,N), V(C,N), (La, Ce)S 等が効果的に
作用することがわかった。それらの中でも特に、BNは黒
鉛の結晶化のためのサイトとして最も有効に作用し、Al
N もまた黒鉛結晶化の核として有効に作用する。そし
て、このBNとAlN とを複合化した場合には、より一層そ
の作用効果が高まることがわかった。

【００１２】一方、AlおよびＢ添加鋼の黒鉛微細化への
作用は、上述した化学成分とその組成の制御だけでは不
充分であり、さらにある特定の熱延条件および焼鈍条件
を組み合わせることも必要であることが判った。すなわ
ち、黒鉛微細化のためには、熱間圧延時の加熱時に、B
N, AlN を完全に固溶させておくことが重要である。そ
れは、鋼中の析出物が完全に固溶できない温度域では、
これらが粗大化してその数が減少し、その結果、黒鉛化
後の黒鉛粒径が粗大になり、他方で個数も著しく減少す
るためである。これに対し、BNおよびAlN を完全固溶で
きる温度域まで昇温した後に熱間圧延を行うと、熱間圧
延後の冷却過程および黒鉛化焼鈍時の昇温過程に於いて
BNおよびAlN が微細に析出し、その結果、黒鉛粒径を微
細にすることができるのである。

【００１３】なお、黒鉛微細化のためには、熱間圧延開
始前の加熱工程において、BN, AlNを完全固溶させるだ
けでは不十分であり、焼鈍条件、特に焼鈍時の加熱速度
の制御も必要である。これは以下の理由による。即ち、
熱間圧延前の加熱段階でBNおよびAlN を完全に固溶させ
ると、これらは熱間圧延後の冷却過程において極めて迅
速に析出する。しかし、もともとAlの拡散速度は遅いの
で、AlN も冷却過程ではほとんど析出せず、固溶Alとし
て存在する。この状態から黒鉛化焼鈍をはじめると固溶
Al(s) は固溶N(s)と結合して Al(s) ＋N(s)→AlN の反応が生じる。しかし、これと同時にAl(s) は、既に
形成されていたBNとも反応し、 Al(s) ＋ BN →AlN ＋ B の反応も生じる。この二つの反応を比較すると、低温域
においては前者の反応が支配的であり、一方、後者の反
応は比較的高温で反応が進行する。そして、後者の反応
により生じたＢは、セメンタイト中に固溶し、セメンタ
イトを安定化するために黒鉛化の進行を著しく遅くす
る。また、黒鉛結晶化の核としてより有効に作用するBN
が減少するために、黒鉛の個数が減少し、粒径が粗大化
する。本発明者らはこれを防ぐため、 Al(s) ＋N(s)→AlN の反応を進行させるには、低温域での滞留時間を長くす
ることが有効であり、そのためには加熱速度をある限度
以下に制御するか、または低温域での保持が有効である
ことを新たに見いだした。本発明は、上述の知見に基づ
き、鋼の化学成分, 熱延条件および焼鈍条件を以下に示
すように設計することによりなされたものであり、その
要旨構成は以下の通りである。

【００１４】(1) Ｃ : 0.1〜1.5 wt％、 Si＜0.5 wt
％、Mn : 0.1〜2.0 wt％、 Ｂ : 0.0003 〜0.0150wt
％、Al : 0.005〜0.1 wt％、 Ｏ≦0.0030wt％、Ｐ≦0.
020 wt％、 Ｓ≦0.035 wt％、Ｎ :0.0015〜0.01
50wt％、を含み、かつNi : 0.1〜3.0 wt％、 Cu :0.
1 〜3.0 wt％、Co : 0.1〜3.0 wt％のうちから選んだ１
種または２種以上を含有し、残部がFeと不可避的不純物
からなる成分組成の鋼片を、BNおよびAlN の固溶温度以
上の温度に加熱して熱間圧延を施し、次いで、300 〜60
0 ℃の温度領域に加熱してその温度域に15分以上保持し
た後、さらに、650 〜740 ℃の温度領域に加熱して５時
間以上保持することを特徴とする被削性、冷間鍛造性お
よび疲労強度特性に優れた機械構造用鋼の製造方法（第
１発明）。

【００１５】(2) Ｃ : 0.1〜1.5 wt％、 Si＜0.5 wt
％、Mn : 0.1〜2.0 wt％、 Ｂ : 0.0003 〜0.0150wt
％、Al : 0.005〜0.1 wt％、 Ｏ≦0.0030wt％、Ｐ≦0.
020 wt％、 Ｓ≦0.035 wt％、Ｎ :0.0015〜0.01
50wt％、を含み、かつNi : 0.1〜3.0 wt％、 Cu :0.
1 〜3.0 wt％、及び、Co : 0.1〜3.0 wt％のうちから選
んだ１種または２種以上を含有し、残部がFeと不可避的
不純物からなる成分組成の鋼片を、BNおよびAlN の固溶
温度以上の温度に加熱して熱間圧延を施し、次いで、80
0 〜950 ℃の温度領域に加熱したのち空冷する焼ならし
処理を行い、その後、650 〜740 ℃の温度領域に加熱し
て５時間以上保持することを特徴とする被削性, 冷間鍛
造性および疲労強度特性に優れた機械構造用鋼の製造方
法（第２発明）。

【００１６】(3) Ｃ : 0.1〜1.5 wt％、 Si＜0.5 wt
％、Mn : 0.1〜2.0 wt％、 Ｂ : 0.0003 〜0.0150wt
％、Al : 0.005〜0.1 wt％、 Ｏ≦0.0030wt％、Ｐ≦0.
020 wt％、 Ｓ≦0.035 wt％、Ｎ :0.0015〜0.01
50wt％、を含み、かつNi : 0.1〜3.0 wt％、 Cu :0.
1 〜3.0 wt％、及び、Co : 0.1〜3.0 wt％のうちから選
んだ１種または２種以上を含み、さらにREM : 0.0005〜
0.2 wt％、 Zr : 0.005〜0.2 wt％、Ti : 0.005 〜0.
05wt％、 Ｖ : 0.05 〜0.5 wt％、Nb : 0.005〜0.05wt
％及び Mo : 0.1〜1.0 wt％のうちから選んだ１種また
は２種以上を含有し、残部がFeと不可避的不純物からな
る成分組成の鋼片を、BNおよびAlN の固溶温度以上の温
度に加熱して熱間圧延を施し、次いで、300 〜600 ℃の
温度領域に加熱してその温度域に15分以上保持した後、
さらに、650 〜740 ℃の温度領域に加熱して５時間以上
保持することを特徴とする被削性、冷間鍛造性および疲
労強度特性に優れた機械構造用鋼の製造方法（第３発
明）。

【００１７】(4) Ｃ : 0.1〜1.5 wt％、 Si＜0.5 wt
％、Mn : 0.1〜2.0 wt％、 Ｂ : 0.0003 〜0.0150wt
％、Al : 0.005〜0.1 wt％、 Ｏ≦0.0030wt％、Ｐ≦0.
020 wt％、 Ｓ≦0.035 wt％、Ｎ :0.0015〜0.01
50wt％、を含み、かつNi : 0.1〜3.0 wt％、 Cu :0.
1 〜3.0 wt％、及び、Co : 0.1〜3.0 wt％のうちから選
んだ１種または２種以上を含み、さらにREM : 0.0005〜
0.2 wt％、 Zr : 0.005〜0.2 wt％、Ti : 0.005〜0.05
wt％、 Ｖ : 0.05 〜0.5 wt％、Nb : 0.005〜0.05wt
％及び Mo : 0.1〜1.0 wt％のうちから選んだ１種また
は２種以上を含有し、残部がFeと不可避的不純物からな
る成分組成の鋼片を、BNおよびAlN の固溶温度以上の温
度に加熱して熱間圧延を施し、次いで、800 〜950 ℃の
温度領域に加熱したのち空冷する焼ならし処理を行い、
その後、650 〜740 ℃の温度領域に加熱して５時間以上
保持することを特徴とする被削性, 冷間鍛造性および疲
労強度特性に優れた機械構造用鋼の製造方法（第４発
明）。

【００１８】(5) Ｃ : 0.1〜1.5 wt％、 Si＜0.5 wt
％、Mn : 0.1〜2.0 wt％、 Ｂ : 0.0003 〜0.0150wt
％、Al : 0.005〜0.1 wt％、 Ｏ≦0.0030wt％、Ｐ≦0.
020 wt％、 Ｓ≦0.035 wt％、Ｎ :0.0015〜0.01
50wt％、を含み、かつNi : 0.1〜3.0 wt％、 Cu :0.
1 〜3.0 wt％、Co : 0.1〜3.0 wt％のうちから選んだ１
種または２種以上を含有し、残部がFeと不可避的不純物
からなる成分組成の鋼片を、BNおよびAlN の固溶温度以
上の温度に加熱して熱間圧延を施し、次いで、 800〜95
0 ℃の温度領域に加熱したのち空冷する焼ならし処理を
行い、その後、300 〜600 ℃の温度領域に加熱してその
温度域に15分以上保持した後、さらにその後、650 〜74
0 ℃の温度領域に加熱して５時間以上保持することを特
徴とする被削性、冷間鍛造性および疲労強度特性に優れ
た機械構造用鋼の製造方法（第５発明）。

【００１９】(6) Ｃ : 0.1〜1.5 wt％、 Si＜0.5 wt
％、Mn : 0.1〜2.0 wt％、 Ｂ : 0.0003 〜0.0150wt
％、Al : 0.005〜0.1 wt％、 Ｏ≦0.0030wt％、Ｐ≦0.
020 wt％、 Ｓ≦0.035 wt％、Ｎ :0.0015〜0.01
50wt％、を含み、かつNi : 0.1〜3.0 wt％、 Cu :0.
1 〜3.0 wt％、及び、Co : 0.1〜3.0 wt％のうちから選
んだ１種または２種以上を含み、さらにREM : 0.0005〜
0.2 wt％、 Zr : 0.005〜0.2 wt％、Ti : 0.005 〜0.
05wt％、 Ｖ : 0.05 〜0.5 wt％、Nb : 0.005〜0.05wt
％及び Mo : 0.1〜1.0 wt％のうちから選んだ１種また
は２種以上を含有し、残部がFeと不可避的不純物からな
る成分組成の鋼片を、BNおよびAlN の固溶温度以上の温
度に加熱して熱間圧延を施し、次いで、 800〜950 ℃の
温度領域に加熱したのち空冷する焼ならし処理を行い、
その後、300 〜600 ℃の温度領域に加熱してその温度域
に15分以上保持した後、さらにその後、650 〜740 ℃の
温度領域に加熱して５時間以上保持することを特徴とす
る被削性、冷間鍛造性および疲労強度特性に優れた機械
構造用鋼の製造方法（第６発明）。

【００２０】

【作用】以下、本発明において、鋼の成分組成を上記の
範囲に限定した理由について説明する。 Ｃ : 0.1〜1.5 wt％ Ｃは、黒鉛相を形成するために必須の成分である。0.1
wt％未満では被削性を確保する上で必要な黒鉛相を確保
することが困難になるので、0.1 wt％以上の添加を必要
とするが、1.5 wt％を越えて添加すると熱間圧延時の変
形抵抗が上昇するとともに、変形能が低下し、熱間圧延
材の割れ、きずの発生が増大するので、0.1 〜1.5 wt％
の範囲に限定した。

【００２１】Si :0.5 wt％未満 Siは、セメンタイト中に固溶せず、セメンタイトを不安
定化することにより黒鉛化を促進する元素であるが、本
発明においてはNi, CuおよびCoの添加によって黒鉛化を
促進するため、Siの積極的な添加は必要ない。むしろ、
このSiの添加によって黒鉛化後のフェライトの延性が低
下し、冷間鍛造性に悪影響を及ぼすのを避けるため、低
めに含有させることが好ましく、0.5 wt％までは許容さ
れるため、0.5 wt％未満に限定した。

【００２２】Mn : 0.1〜2.0 wt％ Mnは、鋼の脱酸に有効であるばかりでなく、焼入れ性を
高めて鋼の強度を確保する上で有用な元素であるので積
極的に添加するが、一方でセメンタイト中に固溶して黒
鉛化を阻害する。0.1 wt％未満の添加では、脱酸に効果
がなく、かつ強度の向上に対する寄与も少ないので、少
なくとも0.1 wt％以上の添加が必要である。しかし、2.
0 wt％を越えて添加すると黒鉛化を阻害するので、0.1
〜2.0 wt％の範囲に限定した。

【００２３】Ｂ : 0.0003 〜0.0150wt％ Ｂは、鋼中のＮと結合してBNを形造り、これが黒鉛の核
形成サイトとして作用することにより黒鉛化を促進する
とともに、黒鉛粒を微細化する作用がある。また、鋼の
焼入れ性を高めて焼入後の強度を確保する上でも有用な
元素であるので、本発明においては重要な成分である。
0.0003wt％未満の添加では、黒鉛化および焼入れ性向上
への効果を小さく、0.0003wt％以上の添加を必須とする
が、0.0150wt％を越えて添加するとＢがセメンタイト中
に固溶してセメンタイトを安定化することにより、逆に
黒鉛化を阻害することになるので、0.0003〜0.0150wt％
の範囲に限定した。

【００２４】Al : 0.005〜0.1 wt％ Alは、脱酸を助ける他、鋼中のＮと反応してAlN を形造
り、これが黒鉛の核形成サイトとして作用することによ
り、黒鉛化を促進するので積極的に添加するが、0.005
wt％未満の添加では、その作用が小さく、少なくとも0.
005 wt％以上の添加を必要とする。一方、0.1 wt％を越
えて添加すると鋳造工程においてAl系酸化物が多数生成
する。この酸化物は、単独でも疲労破壊の起点となるば
かりでなく、この酸化物を核として著しく粗大な黒鉛粒
が形成される。また、Al系酸化物は硬質なため、切削時
に工具を摩耗させることにより被削性を低下させる。こ
のような理由により、Alの添加量としては0.005 〜0.1
wt％の範囲に限定した。

【００２５】Ｏ：0.0030wt％以下 Ｏは、酸化物系被金属介在物を形成し、冷間鍛造性、被
削性および疲労強度をともに低下させるので極力低減す
べきであるが、上限は0.0030wt％まで許容される。

【００２６】Ｐ：0.020 wt％以下 Ｐは、黒鉛化を阻害するとともに、フェライト層を脆化
させることにより冷間鍛造性を劣化させる元素である。
また、焼入れ焼もどし時に粒界に偏析し粒界強度を低下
させることにより、疲労亀裂の伝搬に対する抵抗を低下
させ、疲労強度を低下させる。したがって、極力低減す
べきであるが、上限は0.020 wt％まで許容される。

【００２７】Ｓ：0.035 wt％以下 Ｓは、鋼中でMnS を形成し、これが冷間鍛造時の割れ発
生の起点となり冷間鍛造性を劣化させる。また、MnS は
それ自身が疲労破壊の起点となることとともに、黒鉛の
結晶化の核として作用することにより粗大な黒鉛を形成
し、これが疲労強度を低下させる作用があるので極力低
減すべきであるが、上限は0.35wt％まで許容される。

【００２８】Ｎ：0.0015〜0.0150wt％ Ｎは、Ｂと化合してBNを形成し、このBNが黒鉛結晶化の
核となることにより、著しく黒鉛粒を細粒化するととも
に黒鉛化を促進するので、本発明においては必須の元素
である。0.0015wt％未満の添加ではBNが十分に形成され
ず、一方、0.0150wt％を越えて添加すると連続鋳造時に
鋳片の割れを促進するので、0.0015〜0.0150wt％の範囲
に限定した。

【００２９】Ni，Cu，Co：各0.1 〜3.0 wt％ これらの元素は、いずれも黒鉛化を促進する共通する作
用を有する元素である。また、ともに焼入れ性を向上さ
せる作用も合わせもつので、黒鉛化を阻害せずに焼入れ
性を向上させることができる。この添加量としては、0.
1 wt％未満では、その添加効果が小さく、一方、3.0 wt
％を越えて添加してもその効果は飽和するので、0.1 〜
3.0 wt％の範囲に限定した。

【００３０】本発明において、主として黒鉛化を促進し
て被削性を改善するために必要な成分組成限定の理由は
上述したとおりである。本発明においては、必要に応じ
さらに上記の主要成分に加えて下記；REM , ZrO₂, Ti,
Ｖ, NbおよびMoのうちから選ばれた１種または２種以上
の成分を含有させることにより、上掲の各主要成分のも
つ作用効果を助成することにあわせて、他の諸特性の付
与、改善を図ることは有効である。以下に、これら添加
成分についての組成限定の理由を述べる。

【００３１】REM : 0.0005〜0.2 wt％ REM の、とくにLa, Ceは、Ｓと結合し、(La, Ce)Ｓを形
成し、これが黒鉛化の核となって黒鉛化を促進するとと
もに黒鉛粒を微細化する。しかし、その量が0.0005wt％
未満では添加効果が乏しく、一方、0.2 wt％を超えて添
加しても効果が飽和するので、0.0005〜0.2 wt％の範囲
に限定した。

【００３２】Zr : 0.005〜0.2 wt％／Ti : 0.005〜0.05
wt％ ZrおよびTiは、ともに炭・窒化物を形成し、これらが黒
鉛の結晶化の核として作用することにより、黒鉛粒を微
細化するので、黒鉛粒をさらに微細化する必要のある場
合に用いたときに好適である。また、炭・窒化物を形成
することにより、焼入れ時にＢを焼入れ性に有効に作用
させることが可能である。このような作用効果を発揮さ
せるためには、Zr, Tiともに0.005 wt％以上の添加が必
要である。一方、Zr, Tiをそれぞれ0.2 wt％および0.05
wt％を超えて添加すると、BNを形成するためのＮが不足
し、その結果、黒鉛粒が粗大化するとともに黒鉛化時間
が極めて長くなるので、それぞれ0.005 〜0.05wt％およ
び0.005 〜0.2 wt％の範囲に限定した。

【００３３】Ｖ : 0.05 〜0.5 wt％／Nb : 0.005〜0.05
wt％ Ｖ，Nbはともに炭化物形成元素であるが、セメンタイト
中にはほとんど固溶しないので、黒鉛化をさほど阻害し
ない。また、炭・窒化物を形成しこの析出強化作用によ
り強度を上昇させる。ともに焼入れ性を向上させる元素
でもあるので疲労強度を向上させる必要のある場合に用
いて好適である。Ｖの場合には、0.05wt％未満の加熱で
はこれらの効果は小さく、一方、0.5 wt％を超えて添加
しても効果が飽和するので、0.05〜0.5 wt％の範囲内の
添加とした。他方、Nbの場合には0.005 wt％未満の添加
では、上述の効果が小さく、0.05wt％を超えて添加して
も効果が飽和するので、0.005 〜0.05wt％の範囲内の添
加とした。

【００３４】Mo : 0.1〜1.0 wt％ Moは、焼入れ性を高めると同時にMn, Crなどに比較する
とセメンタイトへの分配が小さいという特徴がある。こ
のために、黒鉛化を阻害することなく鋼材の焼入れ性を
高めることができる。また、Moを添加した鋼材は、焼も
どし軟化抵抗が大きいために、同じ焼もどし温度で硬さ
を向上させることができ、それ故に疲労強度を向上させ
る。また、焼入れ性が高いために熱間圧延ままの状態に
おいては、微細な黒鉛を形成するベイナイト組織とする
ことが容易であり、この結果、焼入れ時の黒鉛の溶解を
短時間に完了させることができる。このために、疲労強
度特性を一層向上させる必要があるときに用いるが、0.
05wt％未満の添加ではその添加効果が小さく、一方 1.0
wt％を越えて添加すると黒鉛化を阻害し、冷間鍛造性お
よび被削性を低下させるので、0.1 〜1.0 wt％の範囲内
に限定した。

【００３５】次に、熱間圧延条件の限定理由について説
明する。本発明において、熱間圧延時の鋼材加熱温度を
BNおよびAlN の固溶温度以上とするのは以下の理由によ
る。すなわち、熱間圧延時の加熱温度がこの温度に満た
ないと黒鉛結晶化の核となるBNが鋼中に完全に固溶せず
に粗大化し、熱間圧延後の黒鉛化焼鈍時に粗大な黒鉛粒
を生成する。その結果、上述したように被削性、冷間鍛
造性および疲労強度を低下させることになる。これに対
して、熱間圧延前の加熱時にBNおよびAlN を完全に固溶
させると、これらは熱間圧延後の冷却過程、または黒鉛
化焼鈍の加熱時に微細に析出し、これらが黒鉛結晶化の
核となることにより黒鉛粒が微細化し、疲労強度、被削
性および冷間鍛造性を向上させる。

【００３６】上述したように、BNおよびAlN の完全固溶
を達成するための加熱温度は、下記の溶解度積の計算に
より算出することができる。すなわち、 log 〔Al〕・〔Ｎ〕＝−7400／Ｔ＋1.95 log 〔Ｂ〕・〔Ｎ〕＝−13970 ／Ｔ＋5.24 ここで〔Al〕，〔Ｎ〕，〔Ｂ〕は、Al, ＮおよびＢの添
加量、Ｔは絶対温度である。

【００３７】なお、熱間圧延時の仕上圧延温度およびそ
の後の冷却条件については、本発明においては特に規定
しないが、仕上げ圧延温度は、γの再結晶温度以上であ
ることが望ましい。これは、黒鉛結晶化の核となるBNは
γ粒界に形成されるが、再結晶によりγ粒が細粒化され
た場合にはBNの分布がより微細均一化するためである。
また、冷却速度に関しては、この速度が極めて遅い場合
には、析出したBNが粗大化することにより黒鉛が粗大化
し被削性、冷間鍛造性および疲労特性を低下させるので
0.01℃/sを下回らない冷却速度であることが望ましい。

【００３８】次に、本発明において最も重要な役割りを
担う焼鈍条件について述べる。まず、この焼鈍に当たっ
て、加熱するときは、その昇温速度を240 ℃/h以下とす
ることが望ましい。それは、この速度を超える昇温は、
Al＋BN→AlN ＋Ｂの反応が生じる結果、黒鉛化の核とし
て最も効果の大きいBNが減少し、黒鉛粒が粗大化するた
めに、被削性、冷間鍛造性および疲労強度特性がともに
劣化するためである。

【００３９】さて、本発明における鋼の熱処理方法の第
１の手段は、昇温途中で保持工程の入る２段階にわたる
焼鈍処理を行う方法である。この焼鈍方法における第１
段階は、300 〜600 ℃の温度領域に加熱して15分以上保
持する処理である。この処理においては、 Al＋BN→AlN ＋ＢよりもAl＋Ｎ→AlN の反応が優先的に生じるために、黒鉛結晶化の核として
作用するBNを減少させることなく、同じように黒鉛化の
核として作用するAlN を形成し得る。ここで、下限を30
0 ℃としたのは、これより低い温度ではAl＋Ｎ→AlN の
反応速度が遅いために実用的ではないためである。一
方、上限を600 ℃としたのは、この温度を上回る温度で
は、Al＋BN→AlN ＋Ｂの反応が優勢となることによる。
また、300 〜600 ℃の温度領域における保持時間を15分
以上としたのは、この時間に満たない保持では、Al＋Ｎ
→AlN の反応が十分に行われず、その後の保持によりAl
＋BN→AlN ＋Ｂの反応が生じやすくなるためである。

【００４０】この方法における第２段階は、前段階の昇
温保持に続いて、さらに650 〜740℃の温度領域に加熱
昇温したのち５時間以上保持する処理である。この処理
において、650 ℃未満の温度では、黒鉛化の反応が遅い
ために、黒鉛化を完了するために必要な時間が極めて長
くなり、一方、740 ℃を超える温度では鋼中にγ相が多
量に発生して黒鉛化が進行しなくなる。また、保持の時
間を５時間以上としたのは、この時間に満たないと被削
性、冷間鍛造性を満たすに足る黒鉛化が進行しないため
である。

【００４１】本発明における熱処理の他の手段は、初め
に 800〜950 ℃の温度領域に加熱した後空冷する焼なら
し処理を施し、その後 650〜740 ℃の温度領域に加熱し
て５時間以上保持する焼鈍を行う方法である。上記の焼
ならし処理を行う理由は以下のとおりである。すなわ
ち、熱間圧延ままの状態では、添加されたAlはほとんど
鋼中に固溶しており、AlN はほとんど存在しない。この
状態から比較的低温のγ域に昇温すると、固溶Alの一部
がAlN として微細に析出する。しかも、比較的低温であ
るためにAlN の成長速度は極めて遅く、析出したAlN は
微細なまま維持される。また、このような微細なAlＮの
存在により、γ粒も加熱保持中は微細に保たれる。一
方、BNは、熱間圧延ままの状態で微細に析出している。
γ域への昇温により、その一部はγ相中へ固溶するが、
未固溶のままBNとして存在するものもある。しかし、保
持温度が比較的低温のため、保持中も未固溶のBNは成長
が遅く、微細なまま維持される。また、固溶Ｂは保持後
の冷却過程において再析出するが、BNはγ粒界に析出す
る性質を持っており、前述のように微細AlN の働きによ
りγ粒が微細に保たれており、再析出の際に微細で均一
に分散することが可能となる。その結果、BNは、熱間圧
延時に微細析出したものと焼ならし時に固溶・再析出し
たものからなり、その個数は著しく増加する。上記の理
由により、微細に存在するAlN およびBNをそれぞれ黒鉛
化の核として利用することにより、より微細な黒鉛を形
成することが可能となる。そして、この処理の下限の温
度を 800℃に限定したのは、これ未満の温度では、完全
にγ化することができず、このため再析出するBNの分布
が極めて不均一になり、最終的な黒鉛化組織における黒
鉛粒の分布に粗密を生じるためである。また、上限温度
を 950℃としたのは、これ以上の温度では析出したAlN
および未固溶のBNの成長が極めて速くなるとともにγ粒
も粗大になるため、微細なAlN およびBNが得られず、目
的とする微細な黒鉛粒が得られなくなるためである。

【００４２】次に、本発明における熱処理方法の第３の
手段は、初めに、焼ならし処理を施してから、次に 300
〜600 ℃−15分以上の保持ならびに 800〜950 ℃−５時
間以上の保持という２段階にわたる焼鈍処理を重ねる方
法である。この処理では、それぞれの熱処理の相乗的な
効果を得ることができる。

【００４３】以下、実施例に即して本発明を説明する。
表１に示す成分組成の鋼を、転炉−連続鋳造の工程によ
り溶製し、450 ×500mm のブルームにした。表１におい
て、鋼Ａ〜Ｎは成分組成が本発明法に適合する鋼であ
り、鋼Ｏ〜Ｒは、Ｂ，Ｐ，Alおよび(Ni, Cu, Co)が本発
明法の鋼素材の範囲外の比較例である。また、鋼Ｓ〜Ｕ
はそれぞれ、従来より機械構造用として用いられている
JIS 規格のS30C相当鋼、S45C鋼の快削性向上元素である
Ｓ，CaおよびPbを添加した快削鋼、およびCr−Mo鋼であ
るSCM435の例である。なお、S30Cの鋼（Ｓ）は、冷間鍛
造性に優れるために冷間鍛造鋼として、また、S45C＋Ｓ
−Ca−Pb快削鋼（Ｔ）は、被削性に優れるために高い被
削性の要求される用途に、さらに、SCM435の鋼（Ｕ）
は、焼入れ性に優れ、焼入れ焼もどし後の機械的性質お
よび回転曲げ疲労強度に優れるために、高い疲労強度が
要求される機械部品として用いられているものである。

【００４４】これらの溶製されたブルームを分塊圧延に
より150mm 角のビレットとした後、線棒圧延により52mm
φの棒鋼に圧延し、さらに、焼鈍炉により黒鉛化焼鈍処
理を行った。なお、熱間圧延に際しては、鋼の成分組成
から計算されるBNおよびAlN の固溶温度を算出し、これ
を目安として圧延温度を設定した。また、黒鉛化焼鈍
（焼なまし）は、鋼中のＣがほぼ完全に黒鉛化するまで
実施した。熱間圧延時の加熱温度、焼ならし条件および
焼鈍条件について、表２〜５にまとめて示す。ただし、
100 時間以上焼鈍しても黒鉛化が十分進行しなかった材
料については黒鉛化処理を中止した。表３〜５中の保持
時間の欄の**の記号は、黒鉛化処理を中断したことを示
している。

【００４５】次に表６〜表９は、上記の鋼Ａ〜Ｕについ
て、表２〜５に示す条件の処理をしたものについて、黒
鉛粒径、焼もどしままの硬さ、冷間鍛造性、被削性、焼
入れ焼もどし後の機械的性質および焼入れ焼もどし後の
回転曲げ疲労強度の測定結果を示したものである。な
お、黒鉛粒径は、焼鈍後の材料より光学顕微鏡用サンプ
ルを作成し、画像解析装置により1000〜2000個以上の黒
鉛粒の直径を測定し、その平均径を用いた。焼なましま
まの硬さは、ビッカース硬度計を用いて測定した。冷間
鍛造性は、焼鈍後の素材より15mmφ×22.5mml の円柱状
試験片を作製し、300tプレスを用いて圧縮試験を行い、
試験時の荷重より変形抵抗を算出した。ここでは、高さ
減少率（圧縮率：60％時）の変形抵抗として示した。ま
た、試験片側面の割れ発生の有無を確認し、試験した試
験片の半数に割れの発生する圧縮率を限定圧縮率として
変形能の指標とした。被削性試験は、高速度工具鋼SKH4
を用い、切削速度80m/min 、無潤滑の条件により外周旋
削を行い工具が切削不能となるまでの時間を工具寿命と
して評価した。焼入れ焼もどし後の特性は、素材より15
mmφ×85mml の試験を作製し、900 ℃×30min 加熱後、
水溶性焼入れ液中の焼入れ、その後500 ℃×１h 保持後
の水冷の焼もどし処理を施し、さらに８mmφの引張試験
片を作製し、引張試験により測定した。回転曲げ疲労試
験は、上記と同様な焼入れ焼もどし処理を行った後、８
mmφの試験片を作製し小野式回転曲げ疲労試験機を用
い、常温に於いて3600rpm の速度で実施した。これらの
結果を表６〜表９にまとめて示す。なお、従来鋼は、黒
鉛化することができなかったため、一般の加工工程に即
して実施し、鋼Ｓ（S30C相当鋼）および鋼Ｕ（SCM435相
当鋼）については、745 ℃×15h 保持後除冷の球状化焼
なまし処理を行った後に、各項目の試験を上記と同様の
方法で実施した。また、S45C−Ｓ−Ca−Pb鋼について
は、被削性のみ圧延ままでその他の試験は745 ℃×15h
保持後除冷した球状化焼なまし処理後実施した。表９中
のNo.68 の硬さは圧延ままの硬さを示した。

【００４６】表２〜表５に示すように、鋼種ごとに若干
異なるものの、本発明法に従って、BNおよびAlN 固溶温
度以上に加熱した場合および焼鈍条件を満足する場合
は、短時間で黒鉛化が終了した。

【００４７】また、本発明に従い、焼なましのための処
理において、昇温の途中に保持工程を入れた２段階にわ
たる昇温−保持の焼鈍を行った場合には、加熱速度の影
響を受けていない。しかし、No.11 のように途中で保持
工程を入れた場合でも保持温度が本発明の範囲を外れて
低い場合には、黒鉛化に要する時間は本発明の範囲内の
場合よりも長くなる。熱間圧延時の加熱温度が本発明の
範囲外にある場合（例えばNo.19)には、圧延温度のみが
本発明の範囲内で、焼鈍条件が本発明の範囲外である場
合(No.18) に比較すると焼鈍時は短いが、本発明の範囲
内である場合(No.17) に比較すると焼鈍時間は長くなっ
ている。

【００４８】成分組成が本発明適合例の範囲外である場
合には、Ｂが本発明の範囲外にある鋼Ｏの場合では、鋼
Ｃに比較して黒鉛化処理時間は２倍以上も長くかかって
いる。また、Ｐが本発明の範囲外である鋼Ｐの場合につ
いても、鋼Ｃに比較して焼鈍時間は約２倍以上も長くか
かっている。また、Alが本発明の範囲外である鋼Ｑにつ
いては、圧延温度および焼鈍条件が、黒鉛化に要する時
間への影響は小さい。また、Ni, CuおよびCoをいずれも
含まない鋼Ｒは、本発明の熱間圧延温度および焼鈍条件
を採用しても黒鉛は生じなかった。

【００４９】表６〜表９中の黒鉛化組織の欄に示すよう
に、黒鉛粒径は本発明適合例の場合は、いずれも17μm
未満であるのに対し、本発明の範囲外である場合には、
黒鉛粒径は最大約35μm までに著しく粗大になってい
る。また、硬さおよび冷間鍛造時の変形抵抗には、黒鉛
粒径の影響は認められないが、限界圧縮率および被削性
( 工具寿命) は黒鉛粒径が粗大になると低下している。
また、成分組成が本発明の範囲外であり黒鉛粒が粗大な
場合には、焼入れ焼もどし後の機械的性質はいずれも低
下している。これは、黒鉛の溶解が遅く焼入れ性が低下
する結果、YSおよびTSを低下させ、一方でELおよびRAを
低下させることによる。

【００５０】本発明法と従来例と比較すると、冷間鍛造
時の変形抵抗および限界圧縮率はS30C鋼よりも優れてい
る。また、被削性についてもS45C−Pb−Ca−Ｓ快削鋼よ
りも優れている。また、疲労強度もSCM435に比較して本
発明法の方が優れている。熱間圧延条件および焼鈍条件
が本発明を満足せず、成分組成のみが本発明を満足する
場合も、一部の条件では冷間鍛造性および被削性につい
て、従来鋼と同等以上の特性が得られているのでこれら
の特性のみが必要な場合には、熱間圧延および焼鈍条件
は本発明の範囲内である必要はない。

【００５１】一方、疲労強度は、本発明の発明を適用し
た場合には、硬さの約1.5 〜1.7 倍の疲労強度が得られ
ており、硬さと相関関係が認められるが、本発明の範囲
外およびS45C−Pb−Ca−Ｓ鋼の場合には、硬さに見合っ
て疲労強度が上昇していない。これは、本発明の範囲外
の場合には黒鉛粒が大きいために未固溶の黒鉛が、S45C
−Pb−Ca−Ｓ快削鋼の場合には被削性を向上させる粗大
な被金属介在物がそれぞれ存在し、これらが疲労破壊の
起点として作用することに起因している。本発明ではCa
は添加しないが、疲労強度が要求されない場合には、Ca
の添加は黒鉛化の促進および被削性の改善に対して有効
である。

【００５２】

【表１】

【００５３】

【表２】

【００５４】

【表３】

【００５５】

【表４】

【００５６】

【表５】

【００５７】

【表６】

【００５８】

【表７】

【００５９】

【表８】

【００６０】

【表９】

【００６１】

【発明の効果】以上説明したように本発明によれば、黒
鉛化を短時間で実現することができると共に、得られる
黒鉛粒も微細化できる。従って、Pbを用いるまでもなく
従来のPb快削鋼と同程度以上の被削性を有し、かつ冷間
鍛造性および焼入れ焼もどし後の機械的性質ならびに疲
労強度にも優れた鋼材を提供することが可能となり、機
械部品の製造に資するところが大である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 松崎 明博 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究本部内 (72)発明者 天野 虔一 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究本部内

Claims (6)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】Ｃ : 0.1〜1.5 wt％、 Si＜0.5 wt％、 Mn : 0.1〜2.0 wt％、 Ｂ : 0.0003 〜0.0150wt％、 Al : 0.005〜0.1 wt％、 Ｏ≦0.0030wt％、 Ｐ≦0.020 wt％、 Ｓ≦0.035 wt％、 Ｎ :0.0015〜0.0150wt％、 を含み、かつ Ni : 0.1〜3.0 wt％、 Cu :0.1 〜3.0 wt％、 Co : 0.1〜3.0 wt％ のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、残部が
   Feと不可避的不純物からなる成分組成の鋼片を、BNおよ
   びAlN の固溶温度以上の温度に加熱して熱間圧延を施
   し、次いで、300 〜600 ℃の温度領域に加熱してその温
   度域に15分以上保持した後、さらに、650 〜740 ℃の温
   度領域に加熱して５時間以上保持することを特徴とする
   被削性、冷間鍛造性および疲労強度特性に優れた機械構
   造用鋼の製造方法。
2. 【請求項２】Ｃ : 0.1〜1.5 wt％、 Si＜0.5 wt％、 Mn : 0.1〜2.0 wt％、 Ｂ : 0.0003 〜0.0150wt％、 Al : 0.005〜0.1 wt％、 Ｏ≦0.0030wt％、 Ｐ≦0.020 wt％、 Ｓ≦0.035 wt％、 Ｎ :0.0015〜0.0150wt％、 を含み、かつ Ni : 0.1〜3.0 wt％、 Cu :0.1 〜3.0 wt％、及び、
   Co : 0.1〜3.0 wt％ のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、残部が
   Feと不可避的不純物からなる成分組成の鋼片を、BNおよ
   びAlN の固溶温度以上の温度に加熱して熱間圧延を施
   し、次いで、800 〜950 ℃の温度領域に加熱したのち空
   冷する焼ならし処理を行い、その後、650 〜740 ℃の温
   度領域に加熱して５時間以上保持することを特徴とする
   被削性, 冷間鍛造性および疲労強度特性に優れた機械構
   造用鋼の製造方法。
3. 【請求項３】Ｃ : 0.1〜1.5 wt％、 Si＜0.5 wt％、 Mn : 0.1〜2.0 wt％、 Ｂ : 0.0003 〜0.0150wt％、 Al : 0.005〜0.1 wt％、 Ｏ≦0.0030wt％、 Ｐ≦0.020 wt％、 Ｓ≦0.035 wt％、 Ｎ :0.0015〜0.0150wt％、 を含み、かつ Ni : 0.1〜3.0 wt％、 Cu :0.1 〜3.0 wt％、及び、
   Co : 0.1〜3.0 wt％ のうちから選んだ１種または２種以上を含み、さらに REM : 0.0005〜0.2 wt％、 Zr : 0.005〜0.2 wt％、 Ti : 0.005 〜0.05wt％、 Ｖ : 0.05 〜0.5 wt％、 Nb : 0.005〜0.05wt％及び Mo : 0.1〜1.0 wt％ のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、残部が
   Feと不可避的不純物からなる成分組成の鋼片を、BNおよ
   びAlN の固溶温度以上の温度に加熱して熱間圧延を施
   し、次いで、300 〜600 ℃の温度領域に加熱してその温
   度域に15分以上保持した後、さらに、650 〜740 ℃の温
   度領域に加熱して５時間以上保持することを特徴とする
   被削性、冷間鍛造性および疲労強度特性に優れた機械構
   造用鋼の製造方法。
4. 【請求項４】Ｃ : 0.1〜1.5 wt％、 Si＜0.5 wt％、 Mn : 0.1〜2.0 wt％、 Ｂ : 0.0003 〜0.0150wt％、 Al : 0.005〜0.1 wt％、 Ｏ≦0.0030wt％、 Ｐ≦0.020 wt％、 Ｓ≦0.035 wt％、 Ｎ :0.0015〜0.0150wt％、 を含み、かつ Ni : 0.1〜3.0 wt％、 Cu :0.1 〜3.0 wt％、及び、
   Co : 0.1〜3.0 wt％ のうちから選んだ１種または２種以上を含み、さらに REM : 0.0005〜0.2 wt％、 Zr : 0.005〜0.2 wt％、 Ti : 0.005〜0.05wt％、 Ｖ : 0.05 〜0.5 wt％、 Nb : 0.005〜0.05wt％及び Mo : 0.1〜1.0 wt％ のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、残部が
   Feと不可避的不純物からなる成分組成の鋼片を、BNおよ
   びAlN の固溶温度以上の温度に加熱して熱間圧延を施
   し、次いで、800 〜950 ℃の温度領域に加熱したのち空
   冷する焼ならし処理を行い、その後、650 〜740 ℃の温
   度領域に加熱して５時間以上保持することを特徴とする
   被削性, 冷間鍛造性および疲労強度特性に優れた機械構
   造用鋼の製造方法。
5. 【請求項５】Ｃ : 0.1〜1.5 wt％、 Si＜0.5 wt％、 Mn : 0.1〜2.0 wt％、 Ｂ : 0.0003 〜0.0150wt％、 Al : 0.005〜0.1 wt％、 Ｏ≦0.0030wt％、 Ｐ≦0.020 wt％、 Ｓ≦0.035 wt％、 Ｎ :0.0015〜0.0150wt％、 を含み、かつ Ni : 0.1〜3.0 wt％、 Cu :0.1 〜3.0 wt％、 Co : 0.1〜3.0 wt％ のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、残部が
   Feと不可避的不純物からなる成分組成の鋼片を、BNおよ
   びAlN の固溶温度以上の温度に加熱して熱間圧延を施
   し、次いで、 800〜950 ℃の温度領域に加熱したのち空
   冷する焼ならし処理を行い、その後、300 〜600 ℃の温
   度領域に加熱してその温度域に15分以上保持した後、さ
   らにその後、650 〜740 ℃の温度領域に加熱して５時間
   以上保持することを特徴とする被削性、冷間鍛造性およ
   び疲労強度特性に優れた機械構造用鋼の製造方法。
6. 【請求項６】Ｃ : 0.1〜1.5 wt％、 Si＜0.5 wt％、 Mn : 0.1〜2.0 wt％、 Ｂ : 0.0003 〜0.0150wt％、 Al : 0.005〜0.1 wt％、 Ｏ≦0.0030wt％、 Ｐ≦0.020 wt％、 Ｓ≦0.035 wt％、 Ｎ :0.0015〜0.0150wt％、 を含み、かつ Ni : 0.1〜3.0 wt％、 Cu :0.1 〜3.0 wt％、及び、
   Co : 0.1〜3.0 wt％ のうちから選んだ１種または２種以上を含み、さらに REM : 0.0005〜0.2 wt％、 Zr : 0.005〜0.2 wt％、 Ti : 0.005 〜0.05wt％、 Ｖ : 0.05 〜0.5 wt％、 Nb : 0.005〜0.05wt％及び Mo : 0.1〜1.0 wt％ のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、残部が
   Feと不可避的不純物からなる成分組成の鋼片を、BNおよ
   びAlN の固溶温度以上の温度に加熱して熱間圧延を施
   し、次いで、 800〜950 ℃の温度領域に加熱したのち空
   冷する焼ならし処理を行い、その後、300 〜600 ℃の温
   度領域に加熱してその温度域に15分以上保持した後、さ
   らにその後、650 〜740 ℃の温度領域に加熱して５時間
   以上保持することを特徴とする被削性、冷間鍛造性およ
   び疲労強度特性に優れた機械構造用鋼の製造方法。