JPH0797659A - 被削性、冷間鍛造性および焼き入れ・焼き戻し後の疲労強度特性に優れた機械構造用鋼およびその部材ならびにそれらの製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】 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及びその製造方法を提案する。 【構成】Ｃ：0.1 〜1.5 wt％、 Si：0.5 〜2.0 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、680 〜740 ℃の温度領域に加熱して５時間以上保持
する。

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
よび焼き入れ・焼き戻し後の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
機械構造用鋼およびそ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
れる鋼材には、切削性、冷間鍛造性及び焼き入れ焼き戻
し後の機械的特性特に耐疲労強度が要求される。このう
ち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。特に、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。しかし人体に有害な元素で
もあるために、鋼材の製造工程において大がかりな排気
設備を必要とするだけでなく、鋼材のリサイクルの上で
も多大な問題がある。他方、鋼材の冷間鍛造性の改善の
ためには、これら元素は有害である。このように快削性
と冷間鍛造性は一般に相矛盾する性質であるが、機械構
造用鋼はこれらの性質を兼ね備える必要がある。この問
題を解決するために黒鉛鋼が提案されており、たとえ
ば、特開昭51-57621号公報、特開昭49-103817 号公報、
特開平03-140411 号公報、特開平03-146618 号公報に記
載の提案がある。

【０００３】しかし、発明者らの検討によれば、これら
の方法によるのでは、機械構造用鋼としての特性、特に
耐疲労特性において十分ではない。たとえば、特開昭51
-57621号公報記載の方法によるのでは、黒鉛化促進元素
としてSi,Al,Ti，及び希土類元素のみを使用しているた
め，黒鉛粒の微細化には限度があり、そのサイズは45〜
70μｍであり、そのため焼き入れ・焼き戻し処理時に黒
鉛の溶解が迅速に進行せず、疲労強度に限度がある。ま
た、特開昭49-103817 号公報記載の方法によるのでは、
Crの含有及びＮの含有量に付いて配慮されていないた
め、黒鉛化のため長時間を要するばかりか黒鉛粒サイズ
が38〜50μｍであり、焼き入れ・焼き戻し後の疲労強度
に限界がある。さらに、特開平03-140411号公報記載の
方法によるのでは、黒鉛化にきわめて顕著な影響を及ぼ
す熱間圧延条件及び黒鉛化焼鈍条件等に付いて十分な配
慮がなされていないために黒鉛化時間が長いばかりでな
く、得られる黒鉛粒径は28〜35μｍと大きく、焼き入れ
・焼き戻し後の疲労強度が十分でない。また、特開平03
-146618 号公報による方法による場合も黒鉛化のための
焼鈍条件が不適切であるため黒鉛粒のサイズは21〜26μ
ｍであり、そのため焼き入れ焼き戻し後の疲労強度の向
上の点で十分ではない。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】即ちこれらの技術によ
る時は、黒鉛粒の大きさが大きいため、機械構造用の部
品として焼き入れ・焼き戻しをした状態での疲労強度は
高々 430MPa 、耐久比 1.2程度しか得られない。本発明
の目的は、従来技術が抱えている上述した問題，特に黒
鉛鋼が抱えていが問題を有利に解決しようとするもので
あって、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及びその製造方法を提案すること
にある。

【０００５】

【課題を解決するための手段】本発明における要旨構成
は以下の通りである。 (1) Ｃ：0.1 〜1.5 wt％、 Si：0.5 〜2.0 wt％、M
n：0.1 〜2.0 wt％、 Ｂ：0.0003〜0.0150wt％、A
l：0.005 〜0.1 wt％、 Ｏ≦0.0030wt％、Ｐ≦0.020 w
t％、 Ｓ≦0.035 wt％、Ｎ :0.0015〜0.0150wt
％を含有し、残部がFeと不可避的不純物からなる成分組
成からなり、そのＣの実質的に全量を黒鉛として析出
し、かつそのサイズが２０μｍ以下であることを特徴と
する被削性, 冷間鍛造性および焼き入れ・焼き戻し後の
疲労強度特性に優れた機械構造用鋼。

【０００６】(2) Ｃ：0.1 〜1.5 wt％、 Si：0.5 〜
2.0 wt％、Mn：0.1 〜2.0 wt％、 Ｂ：0.0003〜0.01
50wt％、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REM ：0.0005〜0.2 wt％、Z
r：0.005 〜0.2 wt％、Ti：0.005 〜0.05wt％、 Ｖ：
0.05〜0.5 wt％、Nb：0.005 〜0.05wt％、 Ni：0.10〜
3.0 wt％、Cu：0.1 〜3.0 wt％、 Co：0.1 〜3.0 wt
％および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
り、そのＣの実質的に全量を黒鉛として析出し、かつそ
のサイズが２０μｍ以下であることを特徴とする被削
性, 冷間鍛造性および焼き入れ・焼き戻し後の疲労強度
特性に優れた機械構造用鋼。

【０００７】(3) 上記(1) 叉は(2) の鋼を焼き入れ・焼
き戻ししてなる疲労強度特性に優れた機械構造用部材。

【０００８】(4) 上記(3) に記載の部材において、それ
の疲労強度が 460MPa 以上であり、かつ耐久比が1.44以
上である機械構造用部材。

【０００９】(5) Ｃ：0.1 〜1.5 wt％、 Si：0.5 〜
2.0 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、引き続き、680 〜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機械構造用鋼の製造方
法。

【００１０】(6) Ｃ：0.1 〜1.5 wt％、 Si：0.5 〜
2.0 wt％、Mn：0.1 〜2.0 wt％、 Ｂ：0.0003〜0.01
50wt％、Al：0.005 〜0.1 wt％、 Ｏ≦0.0030wt％、Ｐ
≦0.020 wt％、 Ｓ≦0.035 wt％、Ｎ：0.0015〜
0.0150wt％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、680 〜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, 冷間鍛造性に優れて
いることを特徴とする機械構造用鋼の製造方法。

【００１１】(7) Ｃ：0.1 〜1.5 wt％、 Si：0.5 〜
2.0 wt％、Mn：0.1 〜2.0 wt％、 Ｂ：0.0003〜0.01
50wt％、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REM ：0.0005〜0.2 wt％、Z
r：0.005 〜0.2 wt％、Ti：0.005 〜0.05wt％、 Ｖ：
0.05〜0.5 wt％、Nb：0.005 〜0.05wt％、 Ni：0.10〜
3.0 wt％、Cu：0.1 〜3.0 wt％、 Co：0.1 〜3.0 wt
％および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、
引き続き、680 〜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機械構造用鋼の製造方法。

【００１２】(8) Ｃ：0.1 〜1.5 wt％、 Si：0.5 〜
2.0 wt％、Mn：0.1 〜2.0 wt％、 Ｂ：0.0003〜0.01
50wt％、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％、 Ni：0.10〜3.0
wt％、Cu：0.1 〜3.0 wt％、 Co：0.1 〜3.0 wt％お
よび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、680 〜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機械構造用鋼の製造方法。

【００１３】(9) Ｃ：0.1 〜1.5 wt％、 Si：0.5 〜
2.0 wt％、Mn：0.1 〜2.0 wt％、 Ｂ：0.0003〜0.01
50wt％、Al：0.005 〜0.1 wt％、 Ｏ≦0.0030wt％、Ｐ
≦0.020 wt％、 Ｓ≦0.035 wt％、Ｎ：0.0015〜
0.0150wt％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、引き続き、680 〜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機
械構造用鋼の製造方法。

【００１４】(10)Ｃ：0.1 〜1.5 wt％、 Si：0.5 〜
2.0 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％、 Ni：0.10〜
3.0 wt％、Cu：0.1 〜3.0 wt％、 Co：0.1 〜3.0 wt
％および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、引き続き、680 〜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機
械構造用鋼の製造方法。

【００１５】(11)上記(5) 〜(10)の何れか１に記載の方
法で処理したのち、さらに焼き入れ・焼き戻しを施して
なる疲労強度が高くかつ耐久比（疲労強度／硬さ）の高
い機械構造用部材の製造方法。

【００１６】

【作用】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られ
る。まず、被削性に関しては、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。一方、冷
間鍛造性については、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られる。ま
た、疲労強度特性に及ぼす黒鉛の影響については、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。まず、前者については、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。即ち、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・焼き戻し後の硬さが低下す
るために疲労強度が低下する。また、黒鉛は非金属介在
物の一種であるから、黒鉛が粗大なために未溶解の黒鉛
が存在した場合には、この部分が疲労破壊の起点として
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。

【００１７】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
は進行せず疲労強度を低下させる。以上説明したよう
に、機械構造用鋼の被削性, 冷間鍛造性および焼き入れ
焼き戻し後の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。なお、本発明の黒鉛鋼は機械加工後、焼き入れ焼
き戻しを施して自動車用の機械構造部材として使用され
るが、その際には疲労強度460MPa以上、耐久比1.44以上
となるのが好ましい。

【００１８】発明者らは、このような要請を具体的に実
現するための製造方法について、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。まず、本発明に
おいて、鋼の成分組成について説明する。

【００１９】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％を超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。なお、好ましい含有量は0.2 〜0.8
wt％である。

【００２０】Si :0.5 〜2.0 wt％ Siは、溶製時の脱酸剤として必要であり、また鋼中の鉄
炭化物 (セメンタイト) 中に固溶せず、このセメンタイ
トを不安定にして黒鉛化を促進させる元素としても有効
であり、しかも、強度増加成分でもあることから積極的
に添加する。その含有量が0.5 wt％未満ではこれらの効
果に乏しく、黒鉛化に時間がかかる。一方、このSiを
2.0wt％を超えて添加しても黒鉛化促進の効果が飽和に
達するだけでなく、液相の発生する温度領域が低下し、
熱間圧延時の適正温度領域が狭まるので、0.5 〜2.0 wt
％の範囲に限定した。なお、好ましい含有量は1.0 〜1.
9 wt％である。

【００２１】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％を超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。なお、好ましい含有量は
0.2 〜0.8 wt％である。

【００２２】Ｂ: 0.0003〜0.0150wt％ Ｂは、鋼中のＮと結合してBNを形成し、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
への効果が小さく、0.0003wt％以上の添加を必須とする
が、0.0150wt％を超えて添加すると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。なお、好ましい含有量は0.0005〜0.
0035wt％である。

【００２３】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％を超
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。なお、好ましい含有量は0.01〜
0.05wt％である。

【００２４】Ｏ：0.0030wt％以下 Ｏは、酸化物系非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。な
お、好ましい含有量は0.0018wt％以下である。

【００２５】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。な
お、好ましい含有量は0.010 wt％以下である。

【００２６】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0.035wt ％まで許容される。
なお、好ましい含有量は0.010 wt％以下である。

【００２７】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％を超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。なお、好ましい含有量は0.0015〜0.0050wt
％である。

【００２８】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 , Zr, Ti, Ｖ, Nb, Ni,
Cu, Co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。

【００２９】REM : 0.0005〜0.2 wt％REM の、とくにL
a, 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。なお、好
ましい含有量は0.005 〜0.03wt％である。

【００３０】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 〜0.2 wt％およ
び0.005 〜0.05wt％の範囲に限定した。なお、それぞれ
好ましい含有量は0.05〜0.2 wt％および0.01〜0.03wt％
である。

【００３１】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％未満の添加で
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。なお、それぞれ好ましい含有量は0.05〜0.3
wt％および0.01〜0.04wt％である。

【００３２】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
％を超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。なお、好ましい含有量は0.
5 〜2.5 wt％である。

【００３３】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.
1 wt％未満の添加ではその添加効果が小さく、一方 1.0
wt％を超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。なお、好ましい含有量は0.1 〜0.3 wt％で
ある。

【００３４】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。かかる析出物としてBN, AlN, T
iN,ZrN, Nb(C,N), V(C,N), (La, Ce)S 等が効果的であ
る。中でも、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、AlN 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。

【００３５】しかしながら、AlおよびＢ添加鋼の黒鉛微
細化への作用を充分に発揮させるには、単にAlおよびＢ
を上述した成分範囲内において添加するだけでは不十分
である。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、BNとAlN が共存するようにしなければならな
い。すなわち、第一に、熱間圧延時の加熱時に、BN, Al
N 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
鉛粒径が粗大かつその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
過程でBNが、黒鉛化焼鈍時の昇温過程に於いて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。

【００３６】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を完全固溶させるこ
とに加えて、焼鈍条件、特に焼鈍時の加熱速度の制御を
行うことが望ましい。すなわち、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筈であ
る。しかし、もともとAlの拡散速度は遅いので、AlN は
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。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。従って熱間圧延鋼材を直ちに高温で焼鈍すると、後
者の反応により生じたＢが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。従って、かかる反応の進行を抑制し Al(s) ＋N(s)→AlN の反応を進行させることが有効である。そこで、上記反
応の優先的進行を図るためには、低温域での滞留時間を
長くすることが有効であり、加熱速度をある限度以下に
制御するか、または低温域で保持することが推奨され
る。

【００３７】以下、熱間圧延条件および黒鉛化のための
焼鈍条件について詳細に述べる。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。これは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からである。
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でBN
が、黒鉛化焼鈍の加熱時にAlN が微細に析出し、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。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。

【００３８】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。

【００３９】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。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。な
お、好ましい温度範囲は400 〜550 ℃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680 〜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、680 ℃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。なお、好ましい温度範囲は680 〜720 ℃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 680〜740 ℃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。な
お、焼きならし処理の好ましい温度範囲は820 〜900 ℃
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 680〜740 ℃−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】

【実施例】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Si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】

【表１】

【００４５】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。

【００４６】

【表２】

【００４７】

【表３】

【００４８】

【表４】

【００４９】

【表５】

【００５０】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、圧縮
率（高さ減少率）を60％に取ったときの変形抵抗として
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15mmφ×85mml の試験を作製し、900 ℃×30mi
n 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、８mmφ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。

【００５１】

【表６】

【００５２】

【表７】

【００５３】

【表８】

【００５４】

【表９】

【００５５】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（S3
0C相当鋼）および鋼Ｕ（SCM435相当鋼）については、74
5 ℃×15h 保持後徐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 保持後徐冷した球状化
焼なまし処理後実施した。表９中のNo.73 の硬さは圧延
ままの硬さを示した。

【００５６】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。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かかった。熱間圧延時の上
記の加熱温度が本発明の範囲外にある場合( 例えばNo.1
9)では、加熱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かかった。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約４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、Siが
本発明の範囲外である鋼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。

【００５７】表６〜表９中の黒鉛化組織の欄に示すよう
に、黒鉛粒径（サイズ）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。

【００５８】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。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。

【００５９】

【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 鉄株式会社鉄鋼開発・生産本部鉄鋼研究所 内 (72)発明者 天野 虔一 千葉県干葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社鉄鋼開発・生産本部鉄鋼研究所 内

Claims (11)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】Ｃ：0.1 〜1.5 wt％、 Si：0.5 〜2.0
   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％を含有し、残部がFeと不可避的
   不純物からなる成分組成からなり、そのＣの実質的に全
   量を黒鉛として析出し、かつそのサイズが２０μｍ以下
   であることを特徴とする被削性, 冷間鍛造性および焼き
   入れ・焼き戻し後の疲労強度特性に優れた機械構造用
   鋼。
2. 【請求項２】Ｃ：0.1 〜1.5 wt％、 Si：0.5 〜2.0
   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％、 Ni：0.10〜3.0 wt％、 Cu：0.1 〜3.0 wt％、 Co：0.1 〜3.0 wt％およびM
   o：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り、その
   Ｃの実質的に全量を黒鉛として析出し、かつそのサイズ
   が２０μｍ以下であることを特徴とする被削性, 冷間鍛
   造性および焼き入れ・焼き戻し後の疲労強度特性に優れ
   た機械構造用鋼。
3. 【請求項３】請求項１又は２に記載の鋼を焼き入れ・焼
   き戻ししてなる疲労強度特性に優れた機械構造用部材。
4. 【請求項４】請求項３の記載の部材において、それの疲
   労強度が 460MPa 以上であり、かつ耐久比が1.44以上で
   ある機械構造用部材。
5. 【請求項５】Ｃ：0.1 〜1.5 wt％、 Si：0.5 〜2.0
   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、30
   0 〜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、引き続き、680 〜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 〜2.0
   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、680 〜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機械構造用鋼の
   製造方法。
7. 【請求項７】Ｃ：0.1 〜1.5 wt％、 Si：0.5 〜2.0
   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％、 Ni：0.10〜3.0 wt％、 Cu：0.1 〜3.0 wt％、 Co：0.1 〜3.0 wt％およびM
   o：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、引き続
   き、680 〜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機械構造用鋼の製造方法。
8. 【請求項８】Ｃ：0.1 〜1.5 wt％、 Si：0.5 〜2.0
   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％、 Ni：0.10〜3.0 wt％、 Cu：0.1 〜3.0 wt％、 Co：0.1 〜3.0 wt％およびM
   o：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、
   680 〜740 ℃の温度領域に加熱して５時間以上保持する
   ことを特徴とする機械構造用鋼の製造方法。
9. 【請求項９】Ｃ：0.1 〜1.5 wt％、 Si：0.5 〜2.0
   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、 8
   00〜950 ℃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、引き続き、680 〜
   740 ℃の温度領域に加熱して５時間以上保持することを
   特徴とする機械構造用鋼の製造方法。
10. 【請求項１０】Ｃ：0.1 〜1.5 wt％、 Si：0.5 〜2.
    0 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％、 Ni：0.10〜3.0 wt％、 Cu：0.1 〜3.0 wt％、 Co：0.1 〜3.0 wt％およびM
    o：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、引き続き、680 〜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機械構造用
    鋼の製造方法。
11. 【請求項１１】請求項５〜１０の何れか１に記載の方法
    で処理したのち、さらに焼き入れ・焼き戻しを施してな
    る疲労強度が高くかつ耐久比（疲労強度／硬さ）の高い
    機械構造用部材の製造方法。