JPH11350066A - 被削性に優れた熱間鍛造鋼部品の製造方法及びその部品並びにそれに用いる熱間圧延鋼材 - Google Patents

被削性に優れた熱間鍛造鋼部品の製造方法及びその部品並びにそれに用いる熱間圧延鋼材

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JPH11350066A
JPH11350066A JP10156365A JP15636598A JPH11350066A JP H11350066 A JPH11350066 A JP H11350066A JP 10156365 A JP10156365 A JP 10156365A JP 15636598 A JP15636598 A JP 15636598A JP H11350066 A JPH11350066 A JP H11350066A
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Abstract

(57)【要約】 【課題】 鋼の被削性向上に対して、黒鉛の大きさ及び
量を適切に制御した鋼材ないし粗形材を製造する技術を
開発する。 【解決手段】 Ｃを０．８０％以上の過共析鋼とし、黒
鉛化促進のためＳｉを高めとし、延性確保のため適量の
Ｍｎを添加し、黒鉛化指数ＣＥを１．３０以上にし、且
つ不純元素を低位に抑えた鋼を調製する。次いで、上記
化学成分の鋼を熱間鍛造して６００℃までを緩冷却して
黒鉛を析出させ、同時に金属組織を適度な硬さのフェラ
イト＋パーライト組織とする。必要に応じて更に、黒鉛
析出熱処理を行なった後、機械加工により部品を所望形
状に仕上げる。その後適当な熱処理、又は／及び表面硬
化処理を施すことによって鋼部品を製造する。 【効果】 無鉛で被削性は鉛快削鋼や球状黒鉛鋳鉄と同
等、材質特性は球状黒鉛鋳鉄より優れ鋼製品と同等の疲
労強度を有する快削鋼部品が安価に製造される。

Description

【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、クランクシャフ
ト、ギア等熱間鍛造により製造される自動車、産業機械
用の鋼部品の製造方法に関するもので、機械加工前に適
度な大きさと量の黒鉛を有し、機械加工性が良好で、従
来の球状黒鉛鋳鉄より高い疲労強度と靱性を有する熱間
鍛造鋼部品の製造方法及びその部品、更に、それに用い
る熱間圧延鋼材に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】自動車や建設機械等に使用されるクラン
クシャフト、ギア等の鋼部品は熱間鍛造により粗形状の
部品（以下、「粗形材」という）に加工した後、切削、
ドリル穴明け等の機械加工を行って、所望の部品形状に
仕上げられるが、この機械加工に要するコストは部品製
造費の５０％を超えることもあり、多大なコストアップ
の要因となっている。
【０００３】したがって熱間鍛造後の粗形材は、優れた
被削性を有することが必要である。ところで、鋼に求め
られる被削性としては、切削工具の寿命と切り屑の処理
性が重要である。
【０００４】今日の機械加工は生産性を高めるため、従
来より極めて高速で行なわれるため、工具の摩耗が、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。また最近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な
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、切
り屑処理性に優れた快削鋼が求められている。
【０００５】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。
【０００６】従って、上記のような部品の機械加工に当
たっては、工具寿命向上及び切り屑処理性の改善のた
め、快削元素である鉛を０．０５〜０．３０％添加した
鉛快削鋼が広く用いられてきた。たとえばＳ４５Ｃ、Ｓ
５０Ｃといった機械構造用炭素鋼や０．１０％程度のＶ
を含有させた非調質鋼に、被削性改善のためにＰｂを添
加した鋼が用いられてきた。
【０００７】鉛は融点が３２７℃程度と低いので、機械
加工の熱により容易に溶融して、鋼の延性が低下して切
り屑は適度な大きさに分断する。これによって工具の寿
命が延びる。
【０００８】しかしながら、鉛含有鋼からは鉛のヒュー
ムが発生すること、また、鉛には元来毒性がある等の問
題があるため、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。
【０００９】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、単独では被削性改善効果が鉛に及
ばない、高価である、毒性がある、といった欠点を
少なくとも１つはもっているので、鉛代替の元素にはな
り得ない。
【００１０】また歯車やカムシャフトにおいては、Ｐｂ
を含有させると、使用中に繰り返し負荷される高面圧に
より、Ｐｂが溶融して表面が剥離するという問題、いわ
ゆるピッチングを発生する問題があり、歯車用鋼として
鉛を添加した肌焼鋼は、積極的には使用されていない。
従って、歯車の機械加工における被削性は良好ではな
く、更に、耐ピッチング性を落とすことなく、被削性を
改善した鋼材の開発が望まれている。
【００１１】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物質である。しかし、鋼において
は黒鉛を析出させるために炭素を多量に添加すると、セ
メンタイトが析出し、黒鉛を得るのは容易ではない。従
来の発明における炭素０．１０〜１．５％を有する鋼の
場合には、例えば特開平２−１０７７４２号公報、及び
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な
って、黒鉛を析出させた鋼材又はその製造方法が開示さ
れている。
【００１２】また、特開昭４９−６７８１６号公報、及
び特開昭４９−６７８１７号公報には、７５０〜９５０
℃で焼入れ、６００〜７５０℃で焼戻して黒鉛を形成さ
せた黒鉛快削鋼が開示されている。
【００１３】このように、従来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る。
従って、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う。この
ために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、あるいはハイポイドギアといっ
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。
【００１４】一方、炭素量が３．８％前後の鋳鉄や鋳鋼
はＣａや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。これら鋳鉄や鋳鋼は、クランクシャフトや歯車とし
て使用されているが、これらは鋳込ままで使用するの
で、形状の自由度はあるものの、結晶粒が粗く、また金
属組織も粗い。従って、このような鋳鉄や鋳鋼は、降伏
応力、伸び、絞り及び衝撃値といった機械的特性が低い
という欠点を有しており、高い疲労強度や衝撃値を要求
される部品には、使用されていない。
【００１５】近年、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、また特開昭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、Ｓ５０Ｃの焼入れ焼
戻し材や、Ｓ４８Ｃを基本成分にして０．１０％程度の
Ｖを添加した非調質鋼の鍛造品に較べると、降伏応力が
低く、疲労強度が低いものである。また、伸び、絞り、
衝撃値といった特性もなお鍛造品には及ばないものであ
る。
【００１６】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
なるので信頼性が劣るのが欠点である。従って、鋳造方
法ならびに製品の超音波検査に厳重な注意を払う必要が
あり、コストアップの大きな要因となっていた。
【００１７】
【発明が解決しようとする課題】この発明の目的は、自
動車、産業機械用の鋼部品の製造過程において、熱間鍛
造により調製された粗形材の被削性を改善すると共に、
従来の球状黒鉛鋳鉄より高い疲労強度と靱性を有する鋼
材等の製造技術を開発することにある。この目的を達成
するために、上述した先行技術等には、次のような問題
点がある。
【００１８】鋼にＰｂを添加することにより、鋼材の
快削性は著しく向上するが、Ｐｂの毒性を解消するとい
う観点から、Ｐｂ快削鋼には問題がある。 黒鉛の被削性向上効果を、Ｃ：０．１〜１．５％の鋼
において発揮させる場合には、黒鉛化熱処理を施す必要
があり、コストが著しく高くなること、またその熱処理
により金属組織がフェライトになるので大型の鍛造部品
では機械的特性や疲労特性が不十分となり、製造するこ
とができない。
【００１９】黒鉛の被削性向上効果を、鋳鉄や鋳鋼に
おいて発揮させ、且つオーステンパー処理により材質改
善を図ることができる。そして、形状の自由度の点にお
いて優れている。しかし、そのような改善をしても、機
械的特性や疲労特性が不十分であり、要求される部品に
は使用することができない。
【００２０】従って、この発明の最大の課題は、このよ
うな問題を解決して、上述した目的を達成するために、
鋼の被削性向上に対して、黒鉛の大きさ及び量を適切に
制御した鋼材ないし粗形材を製造する技術を開発するこ
とにある。
【００２１】
【課題を解決するための手段】本発明者等は、上述した
背景を考慮し、鉛を添加することなく鋳鉄に匹敵する被
削性を有し、且つ耐疲労性等の特性が、鋳鉄より優れて
おり、従来の機械構造用炭素鋼あるいは機械構造用合金
鋼並みの水準にある鋼部品の製造技術を開発すべく、鋭
意研究を重ねた。その結果、次の知見を得た。
【００２２】即ち、Ｃを０．８０％以上の過共析鋼と
し、黒鉛化促進のためＳｉを高めとし、鋼の延性を確保
するために適量のＭｎを添加し、且つＰ、Ｓ、Ｏ、Ｎの
不純元素を低位に抑えた鋼を調製する。次いで、上記化
学成分の鋼を熱間鍛造して６００℃までを緩冷却して黒
鉛を析出させ、同時に金属組織を適度な硬さのフェライ
ト＋パーライト組織とする。必要に応じて更に、黒鉛析
出熱処理を行なった後、機械加工により部品を所望形状
に仕上げる。その後適当な熱処理、又は／及び表面硬化
処理を施すことによって鋼部品を製造する。
【００２３】これによって、鉛を添加することなく、機
械構造用炭素鋼あるいは、機械構造用合金鋼並みの水準
であって、鋳鉄より優れた機械的性質を有する熱間鍛造
鋼部品の製造が可能であることを見い出した。
【００２４】この発明は上記知見に基づきなされたもの
であって、下記特徴を有するものである。請求項１に記
載の発明は、重量％で、Ｃ：０．８０〜１．５０％、Ｓ
ｉ：０．５０〜２．８０％、Ｍｎ：０．０１〜０．３０
％未満、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．１０％以下、
Ａｌ：０．００１〜０．１００％、Ｏ：０．００５０％
以下、及び、Ｎ：０．０１５％以下を含有し、残部Ｆｅ
及び不可避不純物からなる化学成分を有し、下記（１）
式： ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３−Ｍｎ／１２＋Ａｌ／６ --------------（１） 但し、上式中の元素記号は各元素の重量％を表わす、で
求められる黒鉛化指数ＣＥが１．３０以上である熱間圧
延鋼材を、８００℃以上、当該熱間圧延鋼材の固相線温
度−５０℃以下の間の温度に加熱し、熱間鍛造し、こう
して得られた熱間鍛造鋼材をその温度が６００℃になる
まで５分以上の時間をかけて緩冷却し、そして室温まで
冷却して、平均粒径０．５μｍ以上の黒鉛を５０個／ｍ
ｍ2 以上有し、且つブリネル硬さが３５０未満である粗
形材に加工し、こうして得られた上記粗形材を機械加工
により部品形状に仕上げ、次いで、得られた上記部品材
に熱処理又は／及び表層部の加工硬化処理を施すことに
特徴を有する、被削性に優れ、機械的性質、耐疲労性に
優れた熱間鍛造鋼部品の製造方法である。
【００２５】請求項２に記載の発明は、請求項１記載の
発明のＭｎ含有率を、Ｍｎ：０．３０〜２．０％に増加
し、Ｓｉ含有率を、０．８０〜２．８０％の間として、
Ｓｉの下限を高めたものである。即ち、Ｍｎは鋼の延性
を確保するために重要な元素であるが、黒鉛化を妨げる
作用が大きい。このためＭｎ含有率を増やして黒鉛化の
遅延を、Ｓｉを若干高めることにより補ったものであ
る。
【００２６】請求項３に記載の発明は、請求項１又は２
に記載の発明において、上記熱間圧延鋼材の化学成分組
成に、下記６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おり、重量
％で、Ｃｕ：０．０１〜２．０％、Ｎｉ：０．０１〜
２．０％、Ｃｏ：０．０１〜０．５０％、Ｃｒ：０．０
１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、及び、Ｂ
：０．０００５〜０．０１０％、そして、上記黒鉛化
指数のＣＥの算出式として、下記（２）式を用いること
に特徴を有する、被削性に優れ、機械的性質、耐疲労性
に優れた熱間鍛造鋼部品の製造方法である。
【００２７】 ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３−Ｍｎ／１２＋Ａｌ／６＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９＋Ｃｏ／９ −Ｃｒ／９−Ｍｏ／９＋Ｂ ------------------（２） 但し、上式中の元素記号は各元素の重量％を表わす。
【００２８】請求項４に記載の発明は、請求項１〜３に
記載の発明のいずれかにおいて、上記熱間圧延鋼材の化
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お
り、重量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％、Ｚｒ：
０．００５〜０．１０％、Ｖ：０．０１〜０．３０％、
及び、Ｎｂ：０．０１〜０．３０％、そして、上記黒鉛
化指数のＣＥの算出式として、下記（３）式を用いるこ
とに特徴を有する、被削性に優れ、機械的性質、耐疲労
性に優れた熱間鍛造鋼部品の製造方法である。
【００２９】 ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９＋Ｃｏ／９−Ｍｎ／１２−Ｃｒ／９ −Ｍｏ／９＋Ｂ＋Ａｌ／６＋Ｔｉ／３＋Ｚｒ／３−Ｖ／３−Ｎｂ／３ ------------------（３） 請求項５に記載の発明は、請求項１〜４に記載の発明の
いずれかにおいて、上記熱間圧延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おり、重量％
で、Ｃａ：０．００１０〜０．０１００％、Ｍｇ：０．
００１０〜０．１０％、及び、ＲＥＭ：０．００１０〜
０．１０、そして、上記黒鉛化指数のＣＥの算出式とし
て、下記（３）式を用いることに特徴を有する、被削性
に優れ、機械的性質、耐疲労性に優れた熱間鍛造鋼部品
の製造方法である。
【００３０】 ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９＋Ｃｏ／９−Ｍｎ／１２−Ｃｒ／９ −Ｍｏ／９＋Ｂ＋Ａｌ／６＋Ｔｉ／３＋Ｚｒ／３−Ｖ／３−Ｎｂ／３ ＋０．０７ ------------------（３） 請求項６に記載の発明は、請求項１〜５記載の発明にお
けるよりも更に黒鉛を析出させ、硬さを低めて、被削性
を向上させるために行なうものである。即ち、上記熱間
鍛造及び前記冷却方法として、熱間鍛造後８００℃超え
の温度にある粗形材を、徐冷用容器、例えばバケットに
投入して多数個の粗形材を積み重ねた状態とし、６００
℃まで１０分以上で緩冷却を行なうことにより、黒鉛粒
を成長させると共に、パーライトの面積率を減少させ
て、硬さをブリネルで２９０未満に低下させる。こうし
て、被削性に優れ、機械的性質、耐疲労性に優れた熱間
鍛造鋼部品を製造する方法である。また、６００℃まで
１０分以上をかけて冷却できる大型粗形材では、単品放
冷してもよい。
【００３１】請求項７に記載の発明は、請求項６に記載
の発明よりも更に被削性を向上させるため、請求項１〜
６のいずれかに記載の発明の熱間鍛造後、一旦室温まで
冷却した粗形材を、機械加工する前に、７００〜１００
０℃の間の温度に再加熱して、黒鉛の析出処理を行なう
ことにより、硬さの一層の低下を図ることに特徴を有す
る、被削性に優れ、機械的性質、耐疲労性に優れた熱間
鍛造鋼部品を製造する方法である。
【００３２】請求項８に記載の発明は、請求項１〜７の
いずれかに記載の上記部品材に仕上げた後に施す熱処理
として、８００〜１０００℃の間でオーステナイト化し
た後、１００〜６００℃の間の恒温槽に入れて急冷し、
残留オーステナイトを含む、ベイナイト、パーライト又
はベイナイト＋パーライトの混合組織にする等温変態処
理を行なうことに特徴を有する、被削性に優れ、機械的
性質、耐疲労性に優れた熱間鍛造鋼部品を製造する方法
である。これにより、降伏応力を高めて、耐疲労性を向
上させる。
【００３３】請求項９に記載の発明は、請求項１〜７の
いずれかに記載の上記部品材に仕上げた後に施す熱処理
として、４００〜６００℃の間で軟窒化処理を行なうこ
とに特徴を有する、被削性に優れ、機械的性質、耐疲労
性に優れた熱間鍛造鋼部品を製造する方法である。これ
により耐摩耗性、耐疲労性を改善する。
【００３４】請求鋼１０に記載の発明は、請求項１〜７
のいずれかに記載の上記部品材に仕上げた後に施す熱処
理として、８００〜１０００℃の間でオーステナイト化
した後焼入れ、４００〜６５０℃の間で焼戻しを行なう
ことに特徴を有する、被削性に優れ、機械的性質、耐疲
労性に優れた熱間鍛造鋼部品を製造する方法である。こ
れにより強度とともに高い靱性を付与する。
【００３５】請求項１１に記載の発明は、請求項１〜７
のいずれかに記載の上記部品材に仕上げた後に施す熱処
理として、高周波焼入れ焼戻しで行なうことに特徴を有
する、被削性に優れ、機械的性質、耐疲労性に優れた熱
間鍛造鋼部品を製造する方法である。これにより耐摩耗
性、耐疲労性を改善する。
【００３６】請求項１２に記載の発明は、請求項１〜１
１のいずれかに記載の上記部品材に施す上記表層部の加
工硬化処理を、フィレットロール加工で行なうことに特
徴を有する、被削性に優れ、機械的性質、耐疲労性に優
れた熱間鍛造鋼部品を製造する方法である。これによ
り、表層部に塑性加工を加え、加工硬化によって圧縮残
留応力を付与して、耐疲労性を向上させる。
【００３７】請求項１３に記載の発明は、請求項１〜１
１のいずれかに記載の上記部品材に施す上記表層部の加
工硬化処理を、ショットピーニングで行なうことに特徴
を有する、被削性に優れ、機械的性質、耐疲労性に優れ
た熱間鍛造鋼部品を製造する方法である。これにより、
表層部に塑性加工を加え、圧縮残留応力を付与して、耐
疲労性、耐摩耗性を向上させる。
【００３８】請求項１４に記載の発明は、請求項１〜１
３のいずれかに記載の方法で製造されたことに特徴を有
する、被削性に優れ、機械的性質、及び耐疲労性に優れ
た熱間鍛造鋼部品である。
【００３９】請求項１５に記載の発明は、請求項１４に
記載された熱間鍛造鋼部品の素材として用いる被削性に
優れた熱間圧延鋼材であって、重量％で、Ｃ ：０．８
０〜１．５０％、Ｓｉ：０．５０〜２．８０％、Ｍｎ：
０．０１〜０．３０％未満、Ｐ ：０．０５０％以下、
Ｓ ：０．１０％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１００
％、Ｏ ：０．００５０％以下、及びＮ ：０．０１５
％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる化
学成分を有し、且つ、下記（１）式： ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３−Ｍｎ／１２＋Ａｌ／６ --------------（１） 但し、上式中の元素記号は各元素の重量％を表わす、で
求められる黒鉛化指数ＣＥが１．３０以上である熱間圧
延用素材を、８００℃以上、当該熱間圧延用素材の固相
線温度−５０℃以下の間の温度に加熱し、棒鋼に熱間圧
延し、こうして得られた熱間圧延鋼材をその温度が６０
０℃になるまで３分以上の時間をかけて緩冷却し、そし
て室温まで冷却して、得られた棒鋼の黒鉛分布が平均粒
径０．３μｍ以上のものが１００個／ｍｍ2 以上であ
り、且つそのブリネル硬さが３８０以下であることに特
徴を有するものである。
【００４０】請求項１６に記載の発明は、請求項１５記
載の発明のＭｎ含有率を、Ｍｎ：０．３０〜２．０％に
増加し、Ｓｉ含有率を、０．８０〜２．８０％の間とし
て、Ｓｉの下限を高めたものである。即ち、Ｍｎは鋼の
延性を確保するために重要な元素であるが、黒鉛化を妨
げる作用が大きい。このためＭｎ含有率を増やして黒鉛
化の遅延を、Ｓｉを若干高めることにより補ったもので
ある。
【００４１】請求項１７に記載の発明は、請求項１５又
は１６に記載の発明において、上記熱間圧延用素材の化
学成分組成に、下記６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お
り、重量％で、Ｃｕ：０．０１〜２．０％、Ｎｉ：０．
０１〜２．０％、Ｃｏ：０．０１〜０．５０％、Ｃｒ：
０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、及
び、Ｂ ：０．０００５〜０．０１０％、そして、上記
黒鉛化指数のＣＥの算出式として、下記（２）式を用い
ることに特徴を有する、請求項１４に記載された熱間鍛
造鋼部品の素材として用いられる、被削性に優れた熱間
圧延鋼材である。
【００４２】 ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３−Ｍｎ／１２＋Ａｌ／６＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９＋Ｃｏ／９ −Ｃｒ／９−Ｍｏ／９＋Ｂ ------------------（２） 但し、上式中の元素記号は各元素の重量％を表わす。
【００４３】請求項１８に記載の発明は、請求項１５〜
１７に記載の発明のいずれかにおいて、上記熱間圧延用
素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
まれており、重量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．１０
％、Ｚｒ：０．００５〜０．１０％、Ｖ：０．０１〜
０．３０％、及び、Ｎｂ：０．０１〜０．３０％、そし
て、上記黒鉛化指数のＣＥの算出式として、下記（３）
式を用いることに特徴を有する、請求項１４に記載され
た熱間鍛造鋼部品の素材として用いられる、被削性に優
れた熱間圧延棒鋼である。
【００４４】 ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９＋Ｃｏ／９−Ｍｎ／１２−Ｃｒ／９ −Ｍｏ／９＋Ｂ＋Ａｌ／６＋Ｔｉ／３＋Ｚｒ／３−Ｖ／３−Ｎｂ／３ ------------------（３） 但し、上式中の元素記号は各元素の重量％を表わす。
【００４５】請求項１９に記載の発明は、請求項１５〜
１８に記載の発明のいずれかにおいて、上記熱間圧延用
素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
まれており、重量％で、Ｃａ：０．００１０〜０．０１
００％、Ｍｇ：０．００１０〜０．１０％、及び、ＲＥ
Ｍ：０．００１０〜０．１０、そして、上記黒鉛化指数
のＣＥの算出式として、下記（３）式を用いることに特
徴を有する、請求項１４に記載された熱間鍛造鋼部品の
素材として用いられる、被削性に優れた熱間圧延棒鋼で
ある。
【００４６】 ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９＋Ｃｏ／９−Ｍｎ／１２−Ｃｒ／９ −Ｍｏ／９＋Ｂ＋Ａｌ／６＋Ｔｉ／３＋Ｚｒ／３−Ｖ／３−Ｎｂ／３ ＋０．０７ ------------------（３） 但し、上式中の元素記号は各元素の重量％を表わす。
【００４７】
【発明の実施の形態】この発明の基本的事項は、過共析
組成の炭素鋼、及びその低合金鋼を素材とし、所望の形
状に熱間鍛造した粗形材を、所定の冷却速度以下で緩冷
却して、黒鉛を析出させ、且つ硬さを低下させて、被削
性を向上させた粗形材にする。次いで、上記熱間鍛造粗
形材を機械加工した後、適切な熱処理、又は／及び表層
部の加工硬化処理を行って、機械的性質及び耐疲労性を
向上させるものである。
【００４８】次に、この発明の構成要件とその限定理由
について、以下に述べる。 〔Ｉ〕化学成分関係 （１）炭素（Ｃ） Ｃ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には、Ｃを
０．８０％以上は必要とする。しかしながら、Ｃ含有量
が１．５０％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、Ｃ含有量は０．８０〜１．５０％の範囲内に限
定する。
【００４９】（２）珪素（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
である。しかし、０．５０％未満ではその効果は小さ
い。一方、Ｓｉが２．８０％を超えると、非金属介在物
が増加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含有量は
, ０．５０〜２．８０％の範囲内に限定する。但し、Ｍ
ｎを０．３０％以上含有させる場合には、Ｍｎによる、
黒鉛析出の阻害作用を緩和して、黒鉛化を確保するため
に、Ｓｉ含有率は０．８０％以上とする。
【００５０】（３）マンガン（Ｍｎ） Ｍｎは、鋼中のＳをＭｎＳの形態に固定し、Ｓを無害化
して鋼の熱間延性を向上させる。また、Ｍｎは焼入れ性
を向上させ、パーライトを微細化して、鋼の延性を向上
させる。この目的でＭｎを用いるときには、０．０１％
以上の添加を必要とする。しかし、Ｍｎは黒鉛の析出を
阻害する元素であるので、上限は０．３０％未満が望ま
しい。しかし、部品が大型になって内部まで十分微細な
パーライトとしたいときには、２．０％までのＭｎ添加
をしてもよい。但し、Ｍｎを０．３０〜２．０％添加す
るときには、上述したようにＭｎによる、黒鉛析出の阻
害作用を緩和するために、Ｓｉは０．８０〜２．８０％
の範囲内とする必要がある。
【００５１】（４）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、鋼材の表面疵の発生を助長する。
これを抑制するために、０．０５０％以下に限定する。
望ましくは０．０３０％以下にする。
【００５２】（５）硫黄（Ｓ） Ｓは、黒鉛化を大きく阻害する元素であり、Ｓの量が
０．１０％を超えるとＳｉ等の黒鉛化促進元素を多量に
添加することが必要となり、その結果、熱間延性の低下
を招く。従って、Ｓ含有率は０．１０％以下に限定す
る。望ましくは０．０３０％以下にする。
【００５３】（６）アルミニウム（Ａｌ） Ａｌは、脱酸剤として重要な元素であると共に、Ｎと結
合してＡｌＮを析出し結晶粒を微細にする元素である。
また、ＡｌはＳｉと同様に黒鉛化を促進する元素であ
る。これらの効果を発揮させるためには、Ａｌは０．０
０１％以上添加する必要がある。しかし０．１０％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、熱間加工時の割れ発生の原因とな
る。また、連続鋳造においてＡｌ2 Ｏ3 がノズルに堆積
して、ノズル詰まりを引き起こす。従って、Ａｌ含有率
は０．００１〜０．１０％の範囲内に限定する。
【００５４】（７）酸素（Ｏ） Ｏは、鋼の清浄性を低下させ、黒鉛化を阻害する元素で
ある。従って、できる限り低く抑えるべきである。しか
し、０．００５０％までは許容される。
【００５５】（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０．０１５％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．
０１５％以下に限定する。
【００５６】次のＣｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＢ
は、いずれも鋼の焼入れ性を向上させる作用をもつ点に
おいて、この発明における鋼材特性の向上の観点から、
共通の効果を有するものである。
【００５７】（９）銅（Ｃｕ） Ｃｕは、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。また、Ｃｕは、溶湯の流動性を増し、鋳
造性を向上させる。これらの目的でＣｕを利用するする
ときには、０．０１％以上の添加を必要とする。しか
し、２．０％を超えると、鋼中への固溶限を超えてしま
うため、未固溶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。従って、Ｃｕを０．０１〜２．
０％の範囲内で含有させることが望ましい。
【００５８】（１０）ニッケル（Ｎｉ） Ｎｉも、Ｃｕと同様に黒鉛の析出を促進させると共に、
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０．０１％以上の添加を必
要とする。しかし、２．０％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を０．０１〜２．０％の範囲内で含
有させることが望ましい。
【００５９】（１１）コバルト（Ｃｏ） Ｃｏも、ＣｕやＮｉと同じく黒鉛の析出を促進させると
共に、焼入れ性を向上させる元素である。これらの目的
で添加するときには、Ｃｏは０．０１％以上の添加を必
要とする。しかし、２．０％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。ま
た、Ｃｏは高価な元素である。従って、Ｃｏを０．０１
〜０．５０％の範囲内で含有させることが望ましい。
【００６０】（１２）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
ライトを微細化する元素である。この目的で用いる場合
には、０．０１％以上の添加を必要とする。しかし、Ｃ
ｒもＭｎと同様に黒鉛化を阻害する作用が大きいので、
１．０％を超えて添加すると、黒鉛化促進元素を多量必
要とし、コスト高になる。従って、Ｃｒを０．０１〜
１．０％の範囲内に限定する。
【００６１】（１３）モリブデン（Ｍｏ） Ｍｏも、鋼の焼入れ性を高め、パーライトを微細化する
元素である。この目的で用いる場合には、０．０１％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、０．５０％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、Ｍｏを０．０１〜０．５０％の範囲内で含有させる
ことが望ましい。
【００６２】（１４）ボロン（Ｂ） Ｂは、微量の添加で焼入れ性を高める元素である。ま
た、Ｂは鋼中のＮをＢＮとして固定し、Ｎの黒鉛化阻害
作用を軽減する。この目的でＢを用いる場合には、０．
０００５％以上の添加を必要とする。しかし、０．０１
０％を超えてＢを添加してもその効果は飽和するのみな
らず、多量のＢＮや炭ほう化物が析出し、熱間延性を低
下させる。従って、Ｂを０．０００５〜０．０１０％の
範囲内で含有させることが望ましい。
【００６３】次のＴｉ、Ｚｒ、Ｖ及びＮｂは、いずれも
鋼材の結晶粒を微細化する作用をもつ点において、この
発明における鋼材特性の向上の観点から、共通の効果を
有するものである。
【００６４】（１５）チタン（Ｔｉ） Ｔｉは、ＴｉＮ及び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
して黒鉛の析出を促進する。Ｔｉ含有率が０．００５％
未満ではその効果は小さく、一方、０．１０％を超えて
添加すると、硬いＴｉＮやＴｉＣが多量に析出して、工
具の摩耗をはやめる。従って、Ｔｉを０．００５〜０．
１０％の範囲内で含有させることが望ましい。
【００６５】（１５）ジルコニウム（Ｚｒ） Ｚｒも、Ｔｉと同様に窒化物及び炭化物を析出し、結晶
粒を微細化すると共に、黒鉛の析出を促進させる。Ｚｒ
含有率が０．００５％未満ではその効果は小さく、一
方、Ｚｒを０．１０％を超えて添加すると、工具の摩耗
を早める。従って、Ｚｒを０．００５〜０．１０％の範
囲内で含有させることが望ましい。
【００６６】（１６）バナジウム（Ｖ） Ｖも、窒化物及び炭化物を析出し、結晶粒を微細化す
る。また、析出物が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。Ｖ含有率が０．０１％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、０．３０％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０．０
１〜０．３０％の範囲内で含有させることが望ましい。
【００６７】（１７）ニオブ（Ｎｂ） Ｎｂも、窒化物及び炭化物を析出し、結晶粒を微細化す
ると共に、降伏応力を高める。Ｎｂの炭窒化物は１１５
０℃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。Ｖ含有率が０．０１％未満ではその効果は小さ
く、一方、０．３０％を超えて添加すると、黒鉛の析出
が阻害されて、黒鉛化促進元素を多量に必要とする。従
って、Ｎｂを０．０１〜０．３０％の範囲内で含有させ
ることが望ましい。
【００６８】次のＣａ、Ｍｇ及びＲＥＭは、いずれも鋼
材における黒鉛の析出を促進する作用をもつので、この
発明における鋼材特性の内、被削性向上の観点から共通
の効果を有するものである。
【００６９】（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。これは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。そし
て、鋳鉄と同様に鋼においても、Ｃａは熱間加工後の黒
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効果が大きいので、快削鋼には
望ましい添加元素である。こうした目的のためには、Ｃ
ａは０．００１０％以上添加する必要があるが、０．０
１０％を超えて添加してもその効果は飽和する。従っ
て、Ｃａを０．００１０〜０．０１０％の範囲内で含有
させることが望ましい。
【００７０】（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、鋼においても熱間加工後の黒鉛析
出を容易にする。その添加量が０．００１０％未満では
効果は小さく、一方、０．１０％を超えて添加しても効
果は飽和する。従って、Ｍｇを０．００１０〜０．１０
％の範囲内で含有させることが望ましい。
【００７１】（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０．００１０％未満ではその効果は小さ
く、一方、０．１０％を超えて添加してもその効果は飽
和する。従って、ＲＥＭを０．００１０〜０．１０％の
範囲内で含有させることが望ましい。
【００７２】なお、この発明における鋼には以上の他
に、Ｓｎ、Ａｓ等の不可避的に混入する元素を含んでも
よい。また環境に対する問題が小さい場合には、補足的
にＢｉ、Ｓｅ、Ｔｅ等の快削元素を少量添加することも
可能である。
【００７３】（２１）黒鉛化指数 次に、この発明における部品を製造する工程において、
熱間鍛造された粗形材を切削により部品材に加工すると
き、粗形材の被削性が良好であることが重要である。一
方、上記被削性向上の要因として、粗形材中での適切な
黒鉛分布が効果的であり、特に切削時の切り屑処理性の
改善に有効である。ここで、鋼材において黒鉛の析出を
促進するためには、鋼の黒鉛化指数ＣＥに注目すること
が重要である。この黒鉛化指数ＣＥは主要元素について
は以下の式で表わされる。
【００７４】ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３−Ｍｎ／１２＋Ａｌ／
６＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９＋Ｃｏ／９−Ｃｒ／９−Ｍｏ／
９＋Ｂ＋Ｔｉ／３＋Ｚｒ／３−Ｖ／３−Ｎｂ／３ 但し、上式中の元素記号は各元素の重量％を表わす。な
お、Ｃａ、Ｍｇ、及びＲＥＭの内少なくとも１種を、
０．００１％以上含む場合には、上記式の右辺に、０．
０７を加える。
【００７５】黒鉛の析出は加熱温度、加工度及び冷却速
度によっても左右されるので、ＣＥによって一義的に決
定されるものではない。しかしながら、ＣＥが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、黒鉛化指数ＣＥは１．３０以上に限
定する。なお、黒鉛の析出傾向にも関係する鋼材の加熱
温度、加工度及び冷却速度の適正条件については、鋼材
の他の特性との関連も考慮して、以下の通り規定した。
【００７６】〔ＩＩ〕加熱、圧延・鍛造、熱処理等関係 この明細書の請求項１〜１３に記載された発明（以下、
「請求項１〜１３の発明」という。その他請求項の場合
も同じ）は、被削性に優れた熱間鍛造鋼部品（製品）の
製造方法に関するものであり、請求項１４の発明は、当
該熱間鍛造鋼部品そのものに関するものである。これに
対して、請求項１５〜１９の発明に係る熱間圧延鋼材
は、請求項１〜１３の製造方法において、熱間鍛造によ
り熱間鍛造粗形材を作るが、その熱間鍛造粗形材を作る
のに供する鋼材に関するものである。この鋼材には、そ
の履歴の如何を問わず、この明細書では「熱間圧延鋼
材」という語句を用いた。そして、この「熱間圧延鋼
材」を作るのに供する鋼には、「熱間圧延用素材」とい
う語句を用いた。
【００７７】（２２）加熱温度 黒鉛の析出を促進するために、熱間加工時の加熱温度、
即ち、鍛造加熱温度又は圧延加熱温度は重要な因子であ
る。鋼の化学成分組成が適切であって、加熱温度が適正
ならば、鋼が高温状態にある間に微細な黒鉛を析出す
る。また熱間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、その間に一旦析出した黒鉛は再溶解して、加工
後に得られる黒鉛粒の数が少なくなる。
【００７８】鋼材の加熱温度が鋼の固相線温度ＴS −５
０℃を超えて高くなると、熱間延性が急激に低下し、鍛
造材に割れが発生したり圧延棒鋼に疵が発生したりす
る。そこで、加熱温度は固相線温度ＴS −５０℃以下に
する必要がある。一方、加工時の加熱温度が８００℃よ
り低い場合には、材料の変形抵抗が増大し、鍛造工具の
寿命は短くなる。また変形能が不足して鍛造割れの原因
となる。従って、鋼材の加熱温度は、８００℃以上、鋼
の固相線温度−５０℃以下の間の温度に限定する。
【００７９】図１に、Ｆｅ−Ｃ−Ｓｉ３元系成分におい
てＳｉ＝２％のときのＦｅ−Ｃ系平衡状態図を示す。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、固相線温度Ｔ
S の低下に及ぼすＣ含有率の影響を推定できる。但し、
同図は、Ｓｉ＝２％におけるＦｅ−Ｃ２元系状態図であ
り、その他の成分は含まれていないので、ＨＥ線から本
発明鋼におけるＳｉ含有率２％のときの固相線温度を厳
密に推定することはできない。しかし、固相線温度を実
用的に推定するには十分役立つ。同図中に斜線部で、こ
のような条件下での本発明におけるＣ含有率に対する加
熱温度領域を示す。
【００８０】さて、鋼材の加熱温度を上記の通り決める
と、その上限は鋼の固相線温度（鋼を加熱したときに、
液相が出始める温度）ＴS によって左右される。この固
相線温度ＴS は、鋼の化学成分組成により定まり、Ｃ含
有率及びＳｉ含有率が高くなると低下する。Ｃ及びＳｉ
含有率が固相線温度ＴS に及ぼす影響は概ね下記式： ＴS （℃) ＝１４２０−２５０（Ｃ−０．５）−２０Ｓ
ｉ、 で表わされる。例えば、１．２％Ｃ−１．５％Ｓｉ鋼の
固相線温度ＴS は上式より１２１５℃であるから、加熱
温度の上限はこれより５０℃低い１１６５℃となる。こ
の温度を超えると熱間延性が急激に低下することにな
る。そして、熱間圧延棒鋼に疵が発生したり、熱間鍛造
品に割れが発生したりする。従って、上述したように、
加熱温度の上限は、鋼の固相線温度ＴS −５０℃とす
る。
【００８１】さて、通常の０．５％Ｃの中炭素鋼のＴS
は１４２０℃程度であることを考慮すると、本発明に係
る鋼、例えば上記１．２％Ｃ−１．５％Ｓｉ鋼のＴS は
約２００℃低い。このことは２００℃低い加熱温度で
も、従来の機械構造用鋼と同等の変形抵抗、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。
【００８２】（２３）熱間加工後の冷却速度 熱間加工後の冷却速度は、黒鉛の析出、鋼の硬さに大き
な影響を及ぼす。冷却速度が小さいほど、黒鉛は析出し
やすく、その分地鉄中にパーライトとして析出するはず
の炭素が黒鉛として析出し、フェライトの量が増えるこ
とになるので、硬さが低下する。
【００８３】熱間圧延鋼材においては、次工程における
熱間鍛造後の黒鉛の析出を容易ならしめるため、微小な
黒鉛核を生成させる必要がある。黒鉛粒は必ずしも大き
くする必要はないので、６００℃までを３分以上の時間
をかけて冷却すればよい。
【００８４】熱間鍛造粗形材の場合には、被削性を良好
ならしめるため、黒鉛粒を大きく成長させる必要があ
る。適当な大きさ及び量の黒鉛、並びに適当な硬さの粗
形材を得るには、少なくとも、６００℃までを５分以上
の時間をかけて緩冷却する必要がある。黒鉛が最も析出
する温度は、８００〜７００℃の間であり、望ましくは
この温度域を５分以上かけてゆっくり冷却するのがよ
い。緩冷却を簡便に行なう方法としては、８００℃以上
にある熱間鍛造粗形材をバケット等の徐冷用容器に投入
し、これらを積み重ねた状態で冷却すればよい。
【００８５】上記のように、冷却した粗形材の被削性を
更に向上させたい場合には、粗形材を７００〜１０００
℃の間の温度に再加熱する。黒鉛は８５０℃付近までは
昇温中に析出する。これを超えると黒鉛の再溶解が起こ
るが、冷却中にまた再析出する。そこで、再加熱の温度
及び再加熱後の冷却速度は、目標とする黒鉛量や強度等
の機械的性質に応じて上記範囲内において適宜選択す
る。また、７５０〜８５０℃付近の温度域において、等
温保持によって黒鉛を析出させることも可能である。
【００８６】（２４）黒鉛の粒径 熱間圧延鋼材においては、前述の如く熱間鍛造後の黒鉛
の析出を容易ならしめるため、少なくとも、０．３μｍ
以上の微小な黒鉛核を生成させる必要がある。核は、
０．３μｍ以上あれば、析出核としての効果を有してい
るので十分である。
【００８７】熱間鍛造粗形材においては、粗形材の被削
性を向上させるために、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、切削性改善への寄与は小さい。した
がって黒鉛の平均粒径は０．５μｍ以上とする。一方、
平均粒径の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３０μ
ｍ以下であることがが望ましい。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、球状、粒状あるいは楕円体状であってもよく、平均
的な長さ／厚み比が５以下ならば特に差し支えはない。
【００８８】（２５）黒鉛の数 熱間圧延鋼材においては、次工程における熱間鍛造後に
十分な数の黒鉛を得るため、少なくとも、１００個／ｍ
ｍ2 以上の黒鉛を必要とする。
【００８９】熱間鍛造粗形材においては、被削性を向上
させて、切り屑を小さく分断するためには、５０個／ｍ
ｍ2 以上の黒鉛を必要とする。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
析出する場合、その数は凡そ５０〜１０００個／ｍｍ2
の間であるが、０．３〜５μｍの径の黒鉛が析出する場
合には、その数は凡そ３０００〜５００００個／ｍｍ2
に達する。
【００９０】（２６）ブリネル硬さ 熱間圧延鋼材のブリネル硬さが、３８０より高い場合に
は、熱間鍛造後においても、被削性が良好な程度にまで
軟化した粗形材を得ることが困難になる。また、圧延終
了後に鋼材の圧延両端が裂けて割れたするので、熱間圧
延鋼材のブリネル硬さは、３８０以下とする。
【００９１】また、粗形材のブリネル硬さが３５０より
高い場合には、機械加工工具の寿命が短くなり、工具の
取り替え累計時間が長くなること、工具代がかさむこと
等、コストアップの原因となる。従って、望ましくはブ
リネル硬さ２９０未満の硬さの粗形材がよい。そのため
には、８００℃以上の温度にある粗形材を徐冷用容器に
装入して、６００℃までを２０分以上かけて緩冷却する
ことによって、黒鉛の析出を促進すると共に、地鉄中の
パーライトの量を減らして、硬さを低下させる。硬さを
更に低下させたい場合には、７００〜１０００℃の間の
温度に再加熱して、黒鉛を析出し、硬さを低下させる。
これにより被削性を更に改善する。
【００９２】以上のようにして調製した粗形材に、外周
切削、穴明け等の機械加工をして、所望の形状に仕上げ
て部品材を作る。こうして得られた部品材に、オーステ
ンパー等の各種熱処理や、フィレットロール加工等の表
層部の塑性歪み付与処理を施して、機械的性質及び耐疲
労性を向上させる。以下、この発明において部品材に施
す、熱処理条件及び表層部の塑性歪み付与処理条件の限
定理由を説明する。
【００９３】（２７）部品材の熱処理条件 オーステンパーは通常、８００〜１０００℃に無酸化雰
囲気中で０．５〜２ｈｒ加熱してオーステナイト化する
熱処理である。オーステナイト化温度が低い場合には、
多量の黒鉛が析出するため、即ち地鉄中の炭素量が少な
くなるため、強度が低くなる。逆に、オーステナイト化
温度が高い場合には、析出した黒鉛が再溶解するので、
地鉄中の炭素量が多くなって、伸び、絞り及び衝撃値が
低くなる。従って、適切なオーステナイト化温度を選定
することが重要である。
【００９４】オーステナイト化した部品材は、これが球
状黒鉛鋳鉄の場合は通常、２００〜４５０℃の塩浴に投
入して急冷し、ベイナイトに変態させる、いわゆるオー
ステンパー処理を行なう。オーステンパー処理により、
その部品材は、変態温度が低いことと炭素含有率が高い
こととにより、残留オーステナイトが多量残存したベイ
ナイト組織になる。そのとき、塩浴温度が低いと、引張
強さは高くなるが、伸び、絞り及び衝撃値が低くなり、
逆に、塩浴温度が高いと、引張強さが低くなり、伸び、
絞り及び衝撃値が向上する。従って、製造対象とする部
品に応じて、塩浴温度を選択する。例えば、ギア、カム
シャフトといった部品は、耐摩耗性と高い硬さを必要と
するので、２５０℃程度の低めの温度で処理する。クラ
ンクシャフトやコンロッドといった部品は、高い伸びと
衝撃値が要求されるので、３８０℃程度の高めの温度で
処理する。
【００９５】しかしながら、この発明においては熱間加
工を加えるので、化学成分組成が本発明に係る鋼を用い
ると、結晶粒が鋳鉄より細かくなり、このため引張強さ
が２００Ｎ／ｍｍ2 程度だけ高くなる。従って、本発明
に係る鋼を用いて鋳鉄並みの引張強さを得ようとする場
合には、塩浴温度を鋳鉄の場合よりも高める必要があ
る。塩浴温度を鋳鉄並みにすれば、鋳鉄より高い引張強
さが得られる。従って、塩浴温度は２００〜６００℃の
間とする。４５０〜６００℃の間では微細なパーライト
組織が得られ、延性、靱性も良好なものとなる。またパ
ーライト変態はベイナイト変態より高温で起こるので、
変態完了までの時間が短く、塩浴投入後１０分程度で完
了するので、経済的である。なお４５０〜６００℃に急
冷して、微細パーライトを得る熱処理は本来、パテンテ
ィングと呼ぶべきものであり、これと、２００〜４５０
℃の塩浴で処理されるオーステンパーとを総称して、本
明細書では「等温変態処理」と呼ぶことにした（請求項
８参照）。
【００９６】また、以上の等温変態処理は通常、塩浴を
用いて行なわれるが、所望の金属組織、機械的性質を得
るのが目的であるから、鉛浴や流動層炉を用いてもなん
ら差し支えない。その冷却能力から、鉛浴の場合には塩
浴より約５０℃温度を高める必要があるし、流動層炉の
場合には、流動砂の大きさに合わせて温度を選択せねば
ならないが、約１００℃低めに設定する必要がある。従
って、この発明において部品材に施す熱処理としての等
温変態処理においては、オーステンパーにおけるオース
テナイト化後の急冷は、１００〜６００℃の間の恒温槽
に入れて行なう必要がある。
【００９７】更に、上記等温変態処理をした鋼にフィレ
ットロール加工、ショットピーニングを施すと、圧縮残
留応力が付与されて、疲労強度、耐摩耗性を大きく高め
ることができる。
【００９８】（２８）部品材の軟窒化、焼入れ焼戻し、
高周波焼入れ、フィレットロール加工、ショットピーニ
ングの条件 軟窒化条件 部品材の軟窒化の代表処理法としては、ＲＸガスとＮＨ
3 ガスを１：１で調整したガスにより４００〜６００℃
の間の温度の炉に２〜５ｈｒ保持して行なう。これによ
り表面にビッカース硬さ６００〜７００の硬い化合物層
を形成させて、疲労強度を高めることができる。
【００９９】焼入れ焼戻し条件 部品材のは、部品に高い強度と延性、靱性を持たせるた
めに行なう。一般的には、８５０〜９５０℃の間でオー
ステナイト化し、４００〜６５０℃の間の温度で焼戻す
ことにより、焼戻しマルテンサイトを得る。
【０１００】高周波焼入れ条件 部品材の高周波焼入れは、部品の一部を局部的に高周波
加熱してオーステナイト化し、その後急冷してマルテン
サイトを得る。これによって疲労強度を高めることがで
きる。焼入れ後通常は、１５０〜２００℃の間で焼戻し
て、残留歪みを開放して、部品が使用中に割れたり変形
するのを防ぐ。
【０１０１】フィレットロール加工条件 部品材のフィレットロール加工は、繰り返し曲げ応力を
受けるような部品の軸部にローラーを押し当てて、表層
部に加工歪みを加え、これによって圧縮残留応力を付与
して、疲労強度を向上させる。機械加工後の部品にフィ
レットロール加工を加えても十分効果はあるが、特に４
００℃以下の低温オーステンパー処理後にこれをおこな
うと、残留オーステナイトがマルテンサイトに変態して
大きい残留応力を付与するとができる。また、フィレッ
トロール加工を、軟窒化材、焼入れ焼戻し材、あるいは
高周波焼入れ材に行なっても効果がある。
【０１０２】ショットピーニング条件 部品材のショットピーニングは、１ｍｍ程度のショット
粒を部品材表面に吹きつけて、表層部に加工歪みを加
え、これによって圧縮残留応力を付与して、疲労強度を
向上させるものである。フィレットロールと同じく、機
械加工後の部品にショットピーニングを行っても十分効
果はあるが、ショットピーニングをオーステンパー、軟
窒化、焼入れ焼戻し、高周波焼入れ処理後に行なっても
大きな効果を発揮する。
【０１０３】
【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。表１、表２及び表３に、試験に用いた供試材
の化学成分組成、黒鉛化指数ＣＥ、及び固相線温度Ｔs
−５０℃の値を示す。なお、この明細書においては、黒
鉛化指数ＣＥの値も含めた化学成分組成に注目した場合
に、本発明の範囲内の鋼であるものを、「本発明鋼」と
称し、本発明鋼以外の鋼を、「比較鋼」と称する。但
し、比較鋼の内、公知のものは「従来鋼」と称する。
【０１０４】
【表１】
【０１０５】
【表２】
【０１０６】
【表３】
【０１０７】表１の鋼Ｎo.１〜２４の化学成分組成は全
て、少なくとも請求項１に記載の本発明の範囲内の鋼の
化学成分組成に該当する本発明鋼であり、また、鋼Ｎo.
２５は従来の球状黒鉛鋳鉄、鋼Ｎo.２６は従来のＳＣＭ
８２２、鋼Ｎo.２７はＳ４８ＣにＶとＰｂを添加した従
来の非調質鋼、そして鋼Ｎo.２８は従来のＳ５０Ｃの化
学成分組成に該当する従来鋼である。
【０１０８】表２の鋼Ｎo.２９〜５２の化学成分組成は
全て、少なくとも請求項２に記載の本発明の範囲内の鋼
の化学成分組成に該当し、表３の鋼Ｎo.５３〜７４の化
学成分組成は全て、本発明の範囲外の化学成分組成であ
り、比較鋼である。これらの成分の供試材を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又
は鋼塊に鋳造した。
【０１０９】鋳片又は鋼塊を鋳造した後、下記４通りの
工程を経て熱間鍛造ラインへ装入した。 工程：連続鋳造による３５０×４００ｍｍ断面寸法の
鋳片は、多くのものは分塊圧延により断面寸法１６０ｍ
ｍ角のビレットにした後、鋼片加熱炉にて加熱後、４５
ｍｍφ、及び９８ｍｍφ熱間圧延棒鋼を製造し、これを
熱間鍛造ラインに装入した。但し、一部の鋳片について
は、 工程：分塊圧延により９０ｍｍ角の熱間圧延ビレット
にした後、これを棒鋼にせず、直接、熱間鍛造ラインに
装入した試験、及び、 工程：連続鋳造による２００ｍｍ角の小断面鋳片の場
合に分塊圧延せずに、鋼片加熱炉にて加熱後、直接、４
５ｍｍφ、及び９８ｍｍφ熱間圧延棒鋼を製造し、これ
を熱間鍛造ラインに装入した試験を行なった。 工程：鋼塊は、全て分塊圧延により断面寸法１６０ｍ
ｍ角のビレットにした後、鋼片加熱炉にて加熱後、４５
ｍｍφ及び９８ｍｍφ熱間圧延棒鋼を製造し、これを熱
間鍛造ラインに装入した。
【０１１０】工程、及びによる４５ｍｍ圧延棒鋼
は、次の試験１に、工程、及びによる９８ｍｍ圧
延棒鋼、並びに工程による９０ｍｍ角ビレットは試験
２に供した。
【０１１１】〔試験１〕表１の鋼Ｎo.１〜２４及び２
６、表２の鋼Ｎo.２９〜５２、表３の鋼Ｎo.５３〜７４
の４５ｍｍφ熱間圧延棒鋼を８００℃〜ＴS −５０℃の
間の温度に加熱して、熱間鍛造により自動車デファレン
シャル装置のサイドギア（傘歯車）を製造した。また、
鋼Ｎo.２５の従来黒鉛鋳鉄はサイドギアに直接鋳造し
た。サイドギアの形状・諸元は、外径５６．５ｍｍφ、
内径１６ｍｍφ、歯数１０、モジュール４．７７０、圧
力角２２°３０′である。
【０１１２】熱間鍛造で製造されたギアをコンベアで搬
送する際に、コンベアを低速送りにして各々の粗形材が
積み重なる用にして冷却した。その後バケット内で徐冷
した。６００℃までの冷却時間は３５分であった。次い
で、室温まで冷却された粗形材を、目視で割れの有無を
チェックし、顕微鏡により黒鉛の析出状態を試験し、硬
さ計により表面のブリネル硬さを測定した。その後、ホ
ブ盤により歯切り加工を行い、歯車形状に仕上げて、そ
の時の切り屑処理性を判定した。
【０１１３】図２により、切り屑処理性の判定方法を説
明する。切り屑が２巻き以下で分断しているものを良好
としてランク１、切り屑が３〜６巻で分断しているもの
を普通としてランク２、そして、切り屑が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。
【０１１４】歯車に対しては、この後でオーステンパー
を始めとする種々の熱処理、あるいは表面硬化処理が施
され、疲労試験機により歯車の疲労強度を試験した。表
４、表６におけるオーステンパー条件は、９００℃×１
ｈｒ加熱後、１３０℃×３Ｈｒ流動槽内での保持、軟窒
化処理はＲＸガス：ＮＨ3 ガス＝１：１のガス中で５５
０℃×３ｈｒの処理、焼入れ焼戻しは８５０℃×１ｈｒ
加熱、油焼入れ、５５０℃×２Ｈｒの焼戻しの各処理を
行った。また、表５におけるオーステンパー条件は９５
０℃×１ｈｒ加熱後、２８０℃×１Ｈｒ塩浴での浸漬、
軟窒化処理はＲＸガス：ＮＨ3 ガス＝１：１のガス中で
４８０℃×５ｈｒの処理、焼入れ焼戻しは９００℃×１
ｈｒ加熱、油焼入れ、６２０℃×１Ｈｒの焼戻しの各処
理を行った。
【０１１５】表４、５及び６に、上記試験結果を示す。
【０１１６】
【表４】
【０１１７】
【表５】
【０１１８】
【表６】
【０１１９】本発明の範囲内の試験である実施例１〜２
２、及び２９〜５０は、化学成分、圧延加熱温度共に適
正であり、粗形材に割れの発生はなく、黒鉛粒の大きさ
も０．５〜２５μｍの間となっており、黒鉛粒の数も十
分多い。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、表には記載してい
ないが、金属組織はパーライト単相ないしフェライト＋
パーライトの組織になっていた。オーステンパー等の処
理後の歯車疲労強度もいずれも４００N/mm2 以上と高
く、良好なものであった。
【０１２０】これに対して、比較例２３、２４、５１及
び５２は化学成分は本発明の範囲内であるが、鍛造加熱
温度が本発明の範囲外であったために、粗形材に割れが
発生した。また、比較例２５の従来鋳鉄を用いた試験で
は、鋳造品の表面に０．１０ｍｍの気泡を有しており、
オーステンパーを施したギアの疲労強度も３３０Ｎ／ｍ
ｍ2 と低いものであった。これは、鋳込ままであるため
結晶粒が粗いこともその一因と考えられる。
【０１２１】また、比較例２６の従来ＳＣＭ８２２を用
いた試験では、疲労強度は４６０Ｎ／ｍｍ2 と良好であ
るが、黒鉛や鉛を含有しないため、切り屑がつながり、
機械を停止して切り屑を除去する必要があった。
【０１２２】図３に、疲労試験結果の詳細例を、実施例
１、５、３３及び４９、並びに、比較例２８及び２５
（従来の球状黒鉛鋳鉄）について示す。以下に比較例に
ついての試験結果を述べる。
【０１２３】●比較例５３は、Ｃ量が本発明の範囲を外
れて低く、このため黒鉛の析出は見られなかった。●比
較例５４は、逆にＣが本発明の範囲を外れて高く、熱間
延性が不足して、棒鋼に割れが発生した。●比較例５５
は、Ｍｎ＝０．３５％とやや高めであるにもかかわら
ず、Ｓｉ＝０．８０％未満であったために、黒鉛指数Ｃ
Ｅ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。●比較例５６は、Ｓｉが本発明
の範囲を外れて高く、このため熱間延性が不足して、棒
鋼に割れが生じた。●比較例５７は、Ｍｎが２．０％を
超えて高いにもかかわらず、Ｓｉが１．０％未満であっ
たために、ＣＥが小さく、黒鉛の析出はみられなかっ
た。●比較例５８は、Ｍｎのみが２．０％を超えたもの
であるが、やはりＣＥが小さく黒鉛の析出はみられなか
った。●比較例５９は、Ｐが本発明より高く、熱間延性
不足で、粗形材に割れが発生した。●比較例６０は、Ｓ
が本発明の範囲より高く、熱間延性不足で、粗形材に割
れが発生した。●比較例６１は、Ｃｕが本発明の範囲よ
り高く、熱間延性不足で、粗形材に割れが発生した。●
比較例６２は、Ｎｉが本発明の範囲より高く、延性不足
で、粗形材に割れが発生した。●比較例６３は、Ｃｒが
本発明の範囲より高く、このため熱間延性が不足して、
粗形材に割れが生じた。●比較例６４は、Ｍｏ及びＡｌ
が本発明の範囲より高く、やはり粗形材に割れが生じ
た。●比較例６５は、Ｂ、Ｎが本発明の範囲より高く、
多量のＢＮが析出して延性不足から割れが生じた。●比
較例６６は、Ｃｏ、Ｔｉが本発明より高く、また比較例
７７はＺｒが、比較例７８はＶが、比較例６９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
で割れが生じてしまった。●比較例７０はＣａが、比較
例７１はＭｇが、比較例７２はＲＥＭが、本発明の範囲
より高く、このため酸化物系介在物を多量に巻き込み、
これが棒鋼に圧延疵として残存し、これが原因で、粗形
材に割れが発生してしまった。●比較例７３及びＮo.７
４は、化学成分は本発明の範囲内であるが、ＣＥが本発
明の範囲より低いため、黒鉛の析出はみられなかった。
【０１２４】更に、本発明鋼の化学成分を持つ鋼材（本
発明鋼）を熱間鍛造して粗形材を作った場合に、粗径材
の硬さに及ぼす熱間鍛造後の冷却速度の影響について試
験した。
【０１２５】試験方法は、熱間鍛造後の粗形材を種々の
冷却速度で冷却し、またミクロ組織を観察した。即ち、
約９５０℃で鍛造終了した下記鋼Ｎo.の粗形材を、衝風
冷却（８００℃から６００℃に低下するまでの所要冷却
時間＝１．５分）、単品放冷（同＝３分）、コンベア上
で５個ずつ積み重ねた冷却（同＝６分）、鍛造後バケッ
ト内冷却（同＝２０分）、及び、バケットに蓋をした徐
冷（同＝３５分）を行った。
【０１２６】図４に、本発明鋼Ｎo.１、５、３３及び４
９のそれぞれについて、粗形材に熱間鍛造後の冷却速度
に対する硬さの変化を示す。どの実施例においても、６
分以上の時間で８００℃から６００℃まで冷却した場合
には、ブリネル硬さ３５０以下が得られている。
【０１２７】図５には、上記試験における図４の鋼Ｎo.
５の冷却時間＝４分（単品放冷材）の場合、そして図６
には、同鋼Ｎo.５の冷却時間＝９０分（蓋付きバケット
冷却材）の場合のミクロ組織を示す。単品放冷材では、
黒鉛の析出が小さく、粒界付近にわずかのフェライトが
みられるのみであるが、９０分冷却材には粒界に黒鉛が
析出、成長し、これに伴い、粒界付近のフェライトが成
長して、パーライトを浸食した様子が伺える。即ち、図
５及び６より、フェライト量の増大につれて硬さが低下
していることがわかる。
【０１２８】また、本発明鋼の化学成分を持つ粗形材の
硬さに及ぼす再加熱効果の試験を行なった。試験方法
は、熱間鍛造後冷却された粗形材を再加熱して、ブリネ
ル硬さ及びミクロ組織の変化を試験した。
【０１２９】図７に、本発明鋼の鋼Ｎo.１、５、３３及
び４９のそれぞれについて、１０５０℃に加熱して熱間
鍛造後、６００℃までを６分で冷却し、次いで再加熱し
た場合の粗形材の硬さに及ぼす加熱温度の影響を示す。
再加熱は各温度に１時間保持した後放冷した。７００〜
１０００℃の間に加熱することにより硬さが低下するこ
とが判る。
【０１３０】図８には、上記試験における図７の鋼Ｎo.
５で焼きならし温度が８５０℃の場合のミクロ組織を、
また、図９には、同じく図７の鋼Ｎo.３３で焼きならし
温度が８５０℃の場合のミクロ組織を示す。析出黒鉛を
中心にフェライトが形成されている。
【０１３１】上記８５０℃処理した鋼Ｎo.５及び３３鋼
を機械加工して、サイドギアに仕上げ、その後９００℃
×１ｈｒ加熱後、５００℃×２５分塩浴浸漬の等温変態
処理を行ない、更にショットピーニングを施した。いず
れのサイドギアでも歯切りにおける工具摩耗も小さく、
切り屑処理性に優れたものであった。また、歯車疲労強
度もそれぞれ、４８０及び５００Ｎ／ｍｍ2 と良好なも
のであった。
【０１３２】〔試験２〕表１に示した鋼Ｎo.１〜２２の
本発明鋼、及び鋼Ｎo.２７、２８の比較鋼、並びに表２
に示した鋼Ｎo.２９〜５０の本発明鋼の、ぞれぞれの工
程、及びにより製造した９８ｍｍφ熱間圧延棒
鋼、及び工程により製造した９０ｍｍ角圧延ビレット
を用いて、熱間鍛造により自動車のクランクシャフトに
鍛造した。また従来の黒鉛鋳鉄である鋼Ｎo.２５につい
ては、クランクシャフトに直接鋳造した。
【０１３３】熱間鍛造後、本発明の実施例については粗
形材としての上記クランクシャフトをバケットに投入し
て６００℃に下がるまで２５分で冷却した。また、従来
非調質鋼である鋼Ｎo.２７及び従来ＳＣ材である鋼Ｎo.
２８は、鍛造後衝風冷却した。これらの鍛造品、鋳造品
に対して、外周を切削した後、油穴として小径深穴ドリ
ルで３ｍｍ径の穴を明けて、切り屑処理性の試験をし
た。機械加工後のクランクシャフトにオーステンパーを
始めとする種々の処理を施した後、曲げ疲労試験に供し
た。
【０１３４】表７、表８に、実施例１０１〜１２２、比
較例１２５、１２７及び１２８、並びに実施例１２９〜
１５０の試験条件及び試験結果を示す。
【０１３５】
【表７】
【０１３６】
【表８】
【０１３７】オーステンパー条件は９００℃×１ｈｒ加
熱後、４５０℃×３０分鉛浴での浸漬、軟窒化処理はＲ
Ｘガス：ＮＨ3 ガス＝１：１のガス中で５５０℃×５ｈ
ｒの処理、そして、焼入れ焼戻し処理は９００℃×１ｈ
ｒ加熱、油焼入れ、５８０℃×１．５Ｈｒの焼戻しの各
処理を行った。
【０１３８】本発明の実施例では、粗形材に割れもな
く、黒鉛の十分な析出があり、硬さも低く、切り屑処理
性も良好であり、また疲労強度も３８０Ｎ／ｍｍ2 を超
える高いものであった。
【０１３９】これに対して比較例では、従来鋳鉄を用い
た比較例１２５では、疲労強度が３２５Ｎ／ｍｍ2 と低
い。また、従来調質鋼を用いた比較例１２７では、鉛を
含有しているため、切り屑処理性については良好で、ま
た疲労強度も高いものであった。一方、鉛を含有しない
従来ＳＣ材を用いた比較例１２８では、切り屑処理性が
劣り、ドリル折損が頻発した。
【０１４０】次に、表９に、本発明の範囲内の試験であ
る実施例１、１０２、１０３、１０５〜１０７、１１
１、１１３、１１４、１８、１２０〜１２２、１３２、
３６、１３７、１３８、１４０、４３、１４４、１４
５、１４７及び１５０の中間段階で製造された熱間圧延
棒鋼、又は熱間圧延ビレットの製造工程の種別（数字で
記載した）及び加熱温度その他の製造条件を示す。ま
た、上記で製造された熱間圧延棒鋼、又は熱間圧延ビレ
ットの性状試験結果（割れ、黒鉛分布及び硬さ）を併記
した。但し、上記において熱間圧延ビレットの製造工程
の種別は、の場合に限る。上記実施例の中間段階で製
造された熱間圧延棒鋼、又は熱間圧延ビレットはいずれ
も、請求項１５〜１９に記載した本発明品に該当する。
なお、表９には、比較試験例として比較例１５１につい
ての試験条件及び結果を併記した。
【０１４１】
【表９】
【０１４２】なお、これらの熱間圧延棒鋼、又は熱間圧
延ビレットを用いて、コネクチングロッド、ナックルス
ピンドル、カムシャフト、トランスミッションギア、エ
ンジンギア、デファレンシャルドライブギア、ピニオン
ギア及びシャフトギア等、各種の部材の製造試験を行な
った。その結果、全ての実施例において、被削性良好
で、疲労特性、摩耗特性及び機械的性質にすぐれた部材
を製造することができた。
【０１４３】
【発明の効果】以上述べたように、この発明によれば、
無鉛で被削性に優れた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
の材質特性は、従来の球状黒鉛鋳鉄を上回り、鋼製品と
同等の疲労強度を有している。このような熱間鍛造鋼部
品の製造方法及びその鋼部品、並びに、それに用いる熱
間圧延鋼材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】２．０％Ｓｉを含有するときのＦｅ−Ｃ系状態
図により、本発明鋼のＣ％と熱間鍛造加熱温度の本発明
範囲との関係を説明する図である。
【図２】部品材切削時の切り屑処理性のランクと切り屑
形態との対応関係を説明する図である。
【図３】実施例及び比較例における歯車の疲労試験結果
の一例を示すグラフである。
【図４】本発明鋼の成分組成の粗形材の硬さに及ぼす熱
間鍛造後の冷却速度の影響を示すグラフである。
【図５】比較例において、粗形材に熱間鍛造した後の冷
却を単品放冷した場合の金属組織を示す図（倍率×６０
０）である。
【図６】実施例において、粗形材に熱間鍛造した後の冷
却を蓋付きバケットで徐冷した場合の金属組織を示す図
（倍率×６００）である。
【図７】本発明鋼の成分組成の粗形材の、再加熱温度が
硬さに及ぼす影響を示すグラフである。
【図８】鋼Ｎo.５の鍛造後、単品放冷材を８５０℃に再
加熱した時の金属組織を示す図（倍率×６００）であ
る。
【図９】鋼Ｎo.３３の鍛造後、単品放冷材を８５０℃に
再加熱した時の金属組織（倍率×６００）を示す図であ
る。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｃ 38/52 Ｃ２２Ｃ 38/52

Claims (19)

    【特許請求の範囲】
  1. 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．８０〜１．５０％、 Ｓｉ：０．５０〜２．８０％、 Ｍｎ：０．０１〜０．３０％未満、 Ｐ ：０．０５０％以下、 Ｓ ：０．１０％以下、 Ａｌ：０．００１〜０．１００％、 Ｏ ：０．００５０％以下、及び、 Ｎ ：０．０１５％以下 を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる化学成分
    を有し、下記（１）式で求められる黒鉛化指数ＣＥが
    １．３０以上である熱間圧延鋼材を、８００℃以上、当
    該熱間圧延鋼材の固相線温度−５０℃以下の間の温度に
    加熱し、熱間鍛造し、こうして得られた熱間鍛造鋼材を
    その温度が６００℃になるまで５分以上の時間をかけて
    緩冷却し、そして室温まで冷却して、平均粒径０．５μ
    ｍ以上の黒鉛を５０個／ｍｍ2 以上有し、且つブリネル
    硬さが３５０未満である粗形材に加工し、こうして得ら
    れた前記粗形材を機械加工により部品形状に仕上げ、次
    いで、得られた前記部品材に熱処理又は／及び表層部の
    加工硬化処理を施すことを特徴とする、被削性に優れた
    熱間鍛造鋼部品の製造方法。 ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３−Ｍｎ／１２＋Ａｌ／６ --------------（１） 但し、上式中の元素記号は各元素の重量％を表わす。
  2. 【請求項２】 重量％で、 Ｃ ：０．８０〜１．５０％、 Ｓｉ：０．８０〜２．８０％、 Ｍｎ：０．３０〜２．０％、 Ｐ ：０．０５０％以下、 Ｓ ：０．１０％以下、 Ａｌ：０．００１〜０．１００％、 Ｏ ：０．００５０％以下、及び、 Ｎ ：０．０１５％以下 を含有し、残部鉄Ｆｅ及び不可避不純物からなる化学成
    分を有し、下記（１）式で求められる黒鉛化指数ＣＥが
    １．３０以上である熱間圧延鋼材を８００℃以上、当該
    熱間圧延鋼材の固相線温度−５０℃以下の間の温度に加
    熱し、熱間鍛造し、こうして得られた熱間鍛造鋼材をそ
    の温度が６００℃以下になるまで５分以上の時間をかけ
    て緩冷却し、そして室温まで冷却して、平均粒径０．５
    μｍ以上の黒鉛を５０個／ｍｍ2 以上有し、且つブリネ
    ル硬さが３５０以下である粗形材に加工し、こうして得
    られた前記粗形材を機械加工により部品形状に仕上げ、
    次いで得られた前記部品材に熱処理又は／及び表層部の
    加工硬化処理を施すことを特徴とする、被削性に優れた
    熱間鍛造鋼部品の製造方法。 ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３−Ｍｎ／１２＋Ａｌ／６ ------------------（１） 但し、上式中の元素記号は各元素の重量％を表わす。
  3. 【請求項３】 請求項１又は２に記載の発明において、
    前記熱間圧延鋼材の化学成分組成に、下記６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おり、重量％で、 Ｃｕ：０．０１〜２．０％、 Ｎｉ：０．０１〜２．０％、 Ｃｏ：０．０１〜０．５０％、 Ｃｒ：０．０１〜１．０％、 Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、及び、 Ｂ ：０．０００５〜０．０１０％、 そして、前記黒鉛化指数のＣＥの算出式として、下記
    （２）式を用いることを特徴とする、被削性に優れた熱
    間鍛造鋼部品の製造方法。 ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３−Ｍｎ／１２＋Ａｌ／６＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９＋Ｃｏ／９ −Ｃｒ／９−Ｍｏ／９＋Ｂ ------------------（２） 但し、上式中の元素記号は各元素の重量％を表わす。
  4. 【請求項４】 請求項１〜３に記載の発明のいずれかに
    おいて、前記熱間圧延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おり、重量％で、 Ｔｉ：０．００５〜０．１０％、 Ｚｒ：０．００５〜０．１０％、 Ｖ：０．０１〜０．３０％、及び、 Ｎｂ：０．０１〜０．３０％、 そして、前記黒鉛化指数のＣＥの算出式として、下記
    （３）式を用いることを特徴とする、被削性に優れた熱
    間鍛造鋼部品の製造方法。 ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９＋Ｃｏ／９−Ｍｎ／１２−Ｃｒ／９ −Ｍｏ／９＋Ｂ＋Ａｌ／６＋Ｔｉ／３＋Ｚｒ／３−Ｖ／３−Ｎｂ／３ ------------------（３） 但し、上式中の元素記号は各元素の重量％を表わす。
  5. 【請求項５】 請求項１〜４に記載の発明のいずれかに
    おいて、前記熱間圧延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おり、重量％で、 Ｃａ：０．００１０〜０．０１００％、 Ｍｇ：０．００１０〜０．１０％、及び、 ＲＥＭ：０．００１０〜０．１０、 そして、前記黒鉛化指数のＣＥの算出式として、下記
    （３）式を用いることを特徴とする、被削性に優れた熱
    間鍛造鋼部品の製造方法。 ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９＋Ｃｏ／９−Ｍｎ／１２−Ｃｒ／９ −Ｍｏ／９＋Ｂ＋Ａｌ／６＋Ｔｉ／３＋Ｚｒ／３−Ｖ／３−Ｎｂ／３ ＋０．０７ ------------------（３） 但し、上式中の元素記号は各元素の重量％を表わす。
  6. 【請求項６】 前記熱間鍛造及び前記冷却方法として、
    熱間圧延鋼材の熱間鍛造を８００℃超えの温度で終了
    し、こうして得られた熱間鍛造鋼材を８００℃以上の温
    度で徐冷用容器に投入して、その温度が６００℃以下に
    なるまで１０分以上の時間をかけて緩冷却し、そして室
    温まで冷却し、そして、 前記粗形材のブリネル硬さが２９０未満となるようにす
    ることを特徴とする、請求項１〜５のいずれかに記載の
    被削性に優れた熱間鍛造鋼部品の製造方法。
  7. 【請求項７】 前記粗形材を機械加工する前に、当該粗
    形材に対して７００〜１０００℃の間の温度に再加熱し
    て、黒鉛析出処理を行なうことを特徴とする、請求項１
    〜６のいずれかに記載の被削性に優れた熱間鍛造鋼部品
    の製造方法。
  8. 【請求項８】 前記部品材に施す熱処理として、８００
    〜１０００℃の間でオーステナイト化した後、１００〜
    ６００℃の間の恒温槽に入れて急冷し、残留オーステナ
    イトを含む、ベイナイト、パーライト又はベイナイト＋
    パーライトの混合組織にする等温変態処理を行なうこと
    を特徴とする、請求項１〜７のいずれかに記載の被削性
    に優れた熱間鍛造鋼部品の製造方法。
  9. 【請求項９】 前記部品材に施す熱処理として、４００
    〜６００℃の間で軟窒化処理を行なうことを特徴とす
    る、請求項１〜７のいずれかに記載の被削性に優れた熱
    間鍛造鋼部品の製造方法。
  10. 【請求項１０】 前記部品材に施す熱処理として、８０
    ０〜１０００℃の間でオーステナイト化した後焼入れ、
    ４００〜６５０℃の間で焼戻しを行なうことを特徴とす
    る、請求項１〜７のいずれかに記載の被削性に優れた熱
    間鍛造鋼部品の製造方法。
  11. 【請求項１１】 前記部品材に施す熱処理を、高周波焼
    入れ焼戻しで行なうことを特徴とする、請求項１〜７の
    いずれかに記載の被削性に優れた熱間鍛造鋼部品の製造
    方法。
  12. 【請求項１２】 前記部品材に施す前記表層部の加工硬
    化処理を、フィレットロール加工で行なうことを特徴と
    する、請求項１〜１１のいずれかに記載の被削性に優れ
    た熱間鍛造鋼部品の製造方法。
  13. 【請求項１３】 前記部品材に施す前記表層部の加工硬
    化処理を、ショットピーニングで行なうことを特徴とす
    る、請求項１〜１１のいずれかに記載の被削性に優れた
    熱間鍛造鋼部品の製造方法。
  14. 【請求項１４】請求項１〜１３のいずれかに記載の方法
    で製造されたことを特徴とする、被削性に優れた熱間鍛
    造鋼部品。
  15. 【請求項１５】 重量％で、 Ｃ ：０．８０〜１．５０％、 Ｓｉ：０．５０〜２．８０％、 Ｍｎ：０．０１〜０．３０％未満、 Ｐ ：０．０５０％以下、 Ｓ ：０．１０％以下、 Ａｌ：０．００１〜０．１００％、 Ｏ ：０．００５０％以下、及び Ｎ ：０．０１５％以下 を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる化学成分
    を有し、且つ、 下記（１）式で求められる黒鉛化指数ＣＥが１．３０以
    上である熱間圧延用素材を、 ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３−Ｍｎ／１２＋Ａｌ／６ --------------（１） 但し、上式中の元素記号は各元素の重量％を表わす。８
    ００℃以上、当該熱間圧延用素材の固相線温度−５０℃
    以下の間の温度に加熱し、棒鋼に熱間圧延し、 こうして得られた熱間圧延鋼材をその温度が６００℃に
    なるまで３分以上の時間をかけて緩冷却し、そして室温
    まで冷却して、 得られた棒鋼の黒鉛分布が平均粒径０．３μｍ以上のも
    のが１００個／ｍｍ2以上であり、且つそのブリネル硬
    さが３８０以下であることを特徴とする、請求項１４に
    記載された熱間鍛造鋼部品の素材として用いる被削性に
    優れた熱間圧延鋼材。
  16. 【請求項１６】 重量％で、 Ｃ ：０．８０〜１．５０％、 Ｓｉ：０．８０〜２．８０％、 Ｍｎ：０．３０〜２．０％、 Ｐ ：０．０５０％以下、 Ｓ ：０．１０％以下、 Ａｌ：０．００１〜０．１００％、 Ｏ ：０．００５０％以下、及び、 Ｎ ：０．０１５％以下 を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる化学成分
    を有し、且つ、 下記（１）式で求められる黒鉛化指数ＣＥが１．３０
    以上である熱間圧延用素材を、 ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３−Ｍｎ／１２＋Ａｌ／６ --------------（１） 但し、上式中の元素記号は各元素の重量％を表わす。８
    ００℃以上、当該熱間圧延用素材の固相線温度−５０℃
    以下の間の温度に加熱し、熱間圧延し、 こうして得られた熱間圧延鋼材をその温度が６００℃に
    なるまで３分以上の時間をかけて緩冷却し、そして室温
    まで冷却して、 得られた棒鋼の黒鉛分布が平均粒径０．３μｍ以上のも
    のが１００個／ｍｍ2以上であり、且つそのブリネル硬
    さが３８０以下であることを特徴とする、請求項１４に
    記載された熱間鍛造鋼部品の素材として用いられる、被
    削性に優れた熱間圧延鋼材。
  17. 【請求項１７】 請求項１５又は１６に記載の発明にお
    いて、前記鋼片の化学成分組成に、下記６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
    加されて含まれており、重量％で、 Ｃｕ：０．０１〜２．０％、 Ｎｉ：０．０１〜２．０％、 Ｃｏ：０．０１〜０．５０％、 Ｃｒ：０．０１〜１．０％、 Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、及び、 Ｂ ：０．０００５〜０．０１０％、 そして、 前記黒鉛化指数のＣＥの算出式として、下記（２）式を
    用いることを特徴とする、請求項１４に記載された熱間
    鍛造鋼部品の素材として用いられる、被削性に優れた熱
    間圧延鋼材。 ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３−Ｍｎ／１２＋Ａｌ／６＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９＋Ｃｏ／９ −Ｃｒ／９−Ｍｏ／９＋Ｂ ------------------（２） 但し、上式中の元素記号は各元素の重量％を表わす。
  18. 【請求項１８】 請求項１５〜１７に記載の発明のいず
    れかにおいて、前記熱間圧延用素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おり、重量％で、 Ｔｉ：０．００５〜０．１０％、 Ｚｒ：０．００５〜０．１０％、 Ｖ：０．０１〜０．３０％、及び、 Ｎｂ：０．０１〜０．３０％、 そして、 前記黒鉛化指数のＣＥの算出式として、下記（３）式を
    用いることを特徴とする、請求項１４に記載された熱間
    鍛造鋼部品の素材として用いられる、被削性に優れた熱
    間圧延鋼材。 ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９＋Ｃｏ／９−Ｍｎ／１２−Ｃｒ／９ −Ｍｏ／９＋Ｂ＋Ａｌ／６＋Ｔｉ／３＋Ｚｒ／３−Ｖ／３−Ｎｂ／３ ------------------（３） 但し、上式中の元素記号は各元素の重量％を表わす。
  19. 【請求項１９】 請求項１５〜１８に記載の発明のいず
    れかにおいて、前記熱間圧延用素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おり、重量％で、 Ｃａ：０．００１０〜０．０１００％、 Ｍｇ：０．００１０〜０．１０％、及び、 ＲＥＭ：０．００１０〜０．１０、 そして、 前記黒鉛化指数のＣＥの算出式として、下記（３）式を
    用いることを特徴とする、請求項１４に記載された熱間
    鍛造鋼部品の素材として用いられる、被削性に優れた熱
    間圧延鋼材。 ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９＋Ｃｏ／９−Ｍｎ／１２−Ｃｒ／９ −Ｍｏ／９＋Ｂ＋Ａｌ／６＋Ｔｉ／３＋Ｚｒ／３−Ｖ／３−Ｎｂ／３ ＋０．０７ ------------------（３） 但し、上式中の元素記号は各元素の重量％を表わす。
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