JPH11350068A - 快削熱間加工鋼材及び粗形材並びにそれらを用いた快削熱間加工製品及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 鋼の被削性を向上に対して黒鉛の大きさ、量
を適切に制御した熱間加工鋼材及び熱間加工粗形材、こ
れらを用いた製品を製造する技術を開発する。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．７０〜１．５０％、
Ｓｉ：０．７０〜３．００％、Ｍｎ：０．０１〜２．０
０％で不純元素を低位に抑え、黒鉛化指数１．３０以上
の基本成分の熱間圧延鋼材を、８００℃以上、当該鋼材
の固相線温度−５０℃以下で熱間加工し、７００℃に下
がるまで１分以上かけて緩冷却して、平均粒径１．０μ
ｍ以上の黒鉛を５０個／ｍｍ² 以上有し、且つフェライ
ト又はフェライト＋パーライトにする。Ｍｎ％は、被削
性確保を前提として、強度、靱性を得る時は、０．０１
〜２．００％、地鉄の軟質化と被削性重視の時は、０．
０１〜０．３５％、強度、靱性と被削性も重視する時
は、１．００超〜２．００％とする。焼入れ性、結晶粒
微細化、黒鉛析出促進用元素を適宜、適量添加する。

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、デファレンシャルギア等、自動車や産業機械の部品
の素材として使用される棒鋼、及びその製品に関するも
ので、熱間加工ままで微細な黒鉛を有し、黒鉛の析出熱
処理を行なわなくても、従来の鉛快削鋼に匹敵する被削
性に優れた、無鉛の熱間加工製品の製造技術に関するも
のである。

【０００２】

【従来の技術】棒鋼を直接切削して、自動車、産業機械
に使用される部品を加工する場合、例えば、ピストンロ
ッド等の切削加工においては、棒鋼が優れた被削性を有
することが求められる。また、棒鋼を熱間鍛造して粗形
材を製造し、これを切削により機械加工して部品を製造
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、クランクシャフトあるいはデファレ
ンシャルギアの加工においても、切削前の鍛造粗形材に
は優れた被削性が要求される。

【０００３】上述した被削性の良否は、切削工具の寿命
の長さと、切削時に発生する切り屑の処理性、即ち、切
り屑が適当な大きさに細かく分断するか否かによって判
断される。特に最近は、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り絡まってしまう
と、切削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。

【０００４】また、コネクチングロッドやクランクシャ
フトには、潤滑油を供給するための、径の細い穴をいく
つか設けられているが、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。

【０００５】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。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。

【０００６】また、現在広く使用されている快削鋼のな
かで最も、被削性に優れているのは、硫黄と鉛を複合し
て添加した硫黄鉛複合快削鋼（ＪＩＳ Ｇ ４８０４、
ＳＵＭ２４Ｌ）であると考えられるが、この鋼材は、機
械加工してブレーキの油圧部品であるピストンピンや、
水道蛇口の口金等、被削性を重視した部品に使用されて
いる。

【０００７】上記の鋼は鉛の切り屑分断効果を最大限利
用した快削鋼である。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。

【０００８】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。しかし、これら元素は、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つ有しているために、鉛代替の元素にはな
りえない。

【０００９】一方、黒鉛は鋳鉄にみられるように、被削
性を極めて向上させる物質である。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。

【００１０】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。

【００１１】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といった大型の鍛造部品の製造に
は適用することができなかった。

【００１２】一方、炭素量が３．８％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。しかしながら、これら鋳鉄や鋳鋼は、鋳込みままで
使用されるため、形状の自由度はあるものの、伸び、絞
り、衝撃値といった靱性が低いという欠点がある。

【００１３】近年、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０．１０％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、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信頼性に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
を払う必要がる。そのため、コストアップの一因にもな
っている。

【００１４】

【発明が解決しようとする課題】この発明の目的は、自
動車や産業機械用の鋼部品の製造過程において、熱間加
工ままで微細な黒鉛を有し、黒鉛の析出熱処理を行なわ
なくても、従来の鉛快削鋼に匹敵する被削性に優れた、
無鉛の熱間加工製品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。

【００１５】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。

【００１６】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。

【００１７】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
制御した熱間加工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。

【００１８】

【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、鋭意研究を重ね、最大の知見は次のもの
である。即ち、適切な化学成分組成をもった鋼を熱間加
工した後、当該熱間加工終了温度から７００℃まで下が
る時間を１分以上かけて、当該熱間加工された鋼材を緩
冷却することにより、黒鉛が大きく成長する。これに伴
い、黒鉛のまわりにはフェライトが成長して、金属組織
がフェライト又はフェライト＋パーライトになることを
突き止めた。即ち、熱間加工後の緩冷却により、所望の
硬さを得ることができ、これによって焼鈍を行わなくて
も、直接、黒鉛が析出した快削熱間加工鋼材及び粗形材
を得ることができることを見い出した。こうして、鉛を
添加することなく鋳鉄に匹敵する被削性に優れた熱間加
工製品の製造技術を開発した。

【００１９】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記載
の快削熱間加工鋼材及び粗形材は、重量％で、Ｃ：０．
７０〜１．５０％、Ｓｉ：０．７０〜３．００％、Ｍ
ｎ：０．０１〜２．００％、Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．１０％以下、Ｏ：０．００５０％以下、Ｎ：
０．０２０％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 ----------------------（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て熱間加工し、こう
して得られた熱間加工鋼材をその温度が７００℃に下が
るまでを１分以上の時間をかけて緩冷却して、平均粒径
１．０μｍ以上の黒鉛が５０個／ｍｍ²以上析出し、且
つ金属組織がフェライト又はフェライト＋パーライトに
なっていることに特徴を有するものである。

【００２０】請求項２記載の快削熱間加工鋼材及び粗形
材は、請求項１記載の発明の熱間圧延鋼材の化学成分組
成の内、Ｍｎ含有率を０．０１〜０．３５％の範囲内と
するものである。

【００２１】請求項３記載の快削熱間加工鋼材及び粗形
材は、請求項１記載の発明の熱間圧延鋼材の化学成分組
成の内、Ｍｎ含有率を１．００超〜２．００％の範囲内
とするものである。

【００２２】請求項４記載の快削熱間加工鋼材及び粗形
材は、請求項１〜３記載の発明のいずれかにおいて、熱
間圧延鋼材の化学成分組成に、更に下記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種を、付加し
て含有させ、そして、前記黒鉛化指数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ものであ
る。ここで、６種の化学成分組成とは、重量％で、Ｃ
ｕ：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 ：０．０
００５〜０．０１０％、であり、また、黒鉛化指数ＣＥ
の算出式（２）とは、 ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３−Ｍｎ／１２＋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、で
ある。

【００２３】請求項５記載の快削熱間加工鋼材及び粗形
材は、請求項１〜４記載の発明のいずれかにおいて、熱
間圧延鋼材の化学成分組成に、更に下記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種を、付加し
て含有させ、そして、前記黒鉛化指数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ものであ
る。ここで、４種の化学成分組成とは、重量％で、Ａ
ｌ：０．００１〜０．５０％、Ｚｒ：０．００５〜０．
１０％、Ｖ ：０．０１〜０．５０％、及び、Ｎｂ：
０．０１〜０．５０％、であり、また、黒鉛化指数ＣＥ
の算出式（３）とは、 ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３−Ｍｎ／１２＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９＋Ｃｏ／９ −Ｃｒ／９−Ｍｏ／９＋Ｂ＋Ａｌ／６＋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、で
ある。

【００２４】請求項６記載の快削熱間加工鋼材及び粗形
材は、請求項１〜５記載の発明のいずれかにおいて、熱
間圧延鋼材の化学成分組成に、更に下記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種を、付加し
て含有させ、そして、前記黒鉛化指数ＣＥの算出式とし
て、下記（４）式を用いることに特徴を有するものであ
る。ここで、３種の化学成分組成とは、重量％で、Ｃａ
：０．００１０〜０．０１０％、Ｍｇ ：０．００１
０〜０．１０％、及び、ＲＥＭ：０．００１０〜０．１
０％、であり、また、黒鉛化指数ＣＥの算出式（４）と
は、 ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３−Ｍｎ／１２＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９＋Ｃｏ／９ −Ｃｒ／９−Ｍｏ／９＋Ｂ＋Ａｌ／６＋Ｚｒ／３−Ｖ／３−Ｎｂ／３ ＋０．０７ ----------------------------------------（４） 但し、上式中の元素記号は各元素の重量％を表わす、で
ある。

【００２５】請求項７記載の快削熱間加工製品は、請求
項１〜６のいずれかに記載の快削熱間加工鋼材又は粗形
材に、機械加工が施されて製造されたことに特徴を有す
るものである。この快削熱間加工製品は、微細な黒鉛を
有し、従来の鉛快削鋼に匹敵する優れた被削性をもつ、
無鉛の熱間加工製品であって、例えば、クランクシャフ
トやデファレンシャルギア等、自動車や産業機械の部品
に該当するものである。

【００２６】請求項８記載の快削熱間加工製品の製造方
法は、請求項１〜６のいずれかに記載の快削熱間加工鋼
材又は粗形材に、所定の機械加工を施すことにより製造
することに特徴を有するものである。

【００２７】

【発明の実施の形態】次に、この発明の構成要件とその
限定理由について説明する。 （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
０．７０％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、加
工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０．７０〜１．５０％の範囲内に限定
する。

【００２８】（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。また、フェライトを強化し、靱性を高めるのに
有効な元素である。しかし、０．７０％未満ではその効
果は小さい。一方、Ｓｉが３．００％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、０．７０〜３．００％の範囲内に限定する。

【００２９】（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
して熱間延性を向上させる。 Ｍｎを０．０１％以上必要とする理由：焼入れ性を
高め、パーライトを微細化して鋼を強靱化するためであ
る。 Ｍｎを１．００％超えとするのが望ましい理由：焼
入れ性、強靱化、及び熱間延性を共に、一層高めるため
である。 Ｍｎを２．００％以上とする理由：Ｍｎは黒鉛の析
出を阻害化する元素でもあるため、２．００％を超えて
多量に添加すると、Ｓｉを多量に添加してＭｎの黒鉛析
出阻害をなくす必要が生じる。そのために熱間延性が低
下する。これを避けるために、Ｍｎ含有率は２．００％
以下にする必要がある。 Ｍｎを０．３５％以下とする理由：一方、Ｍｎによ
る鋼の強靱化効果を控えめに留めると共に、Ｍｎの黒鉛
析出阻害作用をできるだけなくすためには、Ｍｎ含有率
を０．３５％以下に抑えることが望ましい。

【００３０】従って、機械加工後に熱処理操作を行なっ
て所望の強度、靱性を得ることを主眼とする部品をねら
う場合には、Ｍｎ：０．０１〜２．００％とし、熱間加
工後の緩冷却によって、できるだけ多くの黒鉛を析出さ
せて、地鉄を軟質化し、被削性重視の部品を主眼にねら
う場合には、Ｍｎ：０．０１〜０．３５％とし、そし
て、熱間加工後の緩冷却のみで、適量の黒鉛を析出させ
ると共に、地鉄に所望の強度、靱性を有する部品を主眼
にねらう場合には、Ｍｎ：１．００超〜２．００％とす
る。

【００３１】（４）燐（Ｐ） Ｐは、黒鉛化を促進する元素であり、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、Ｐ含有率は０．０５０％以下に限
定する。望ましくは０．０３０％以下にする。

【００３２】（５）硫黄（Ｓ） ＳはＭｎと結合してＭｎＳを形成し、切削性を向上させ
る元素であるが、一方、黒鉛化を阻害する元素でもあ
る。Ｓの量が０．１０％を超えると、Ｓｉ等の黒鉛化促
進元素を多量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０．１０％以下に限定する。望
ましくは０．０５０％以下にする。

【００３３】（６）酸素（Ｏ） Ｏは、鋼の清浄性を低下させるとともに、黒鉛化を阻害
する元素であるので、できるかぎり低く抑えるべきであ
る。しかし０．００５０％までは許容されるので上限を
０．００５０％とした。

【００３４】（７）窒素（Ｎ） Ｎは、単独で鋼中に存在すると黒鉛化を阻害する。０．
０２０％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
面疵発生の原因になる。従って、Ｎ含有率は０．０２０
％以下にする。

【００３５】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。

【００３６】（８）銅（Ｃｕ） Ｃｕは、黒鉛の析出を促進させるとともに、焼入れ性を
向上させる元素である。この発明ではこの目的でＣｕを
添加し、０．０１％以上の添加を必要とする。しかしな
がら、Ｃｕが２．０％を超えると、圧延前、熱間加工前
の加熱時に鋼の表面にＣｕが濃化して、熱間延性を低下
させる。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。

【００３７】（９）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元素である。この発明ではこの目
的でＮｉを添加し、０．０１％以上の添加を必要とす
る。しかしながら、Ｎｉを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、コスト高になる。
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。

【００３８】（１０）コバルト（Ｃｏ） Ｃｏも、ＣｕやＮｉ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元素である。この発明では
この目的でＣｏを添加し、０．０１％以上の添加を必要
とする。しかしながら、Ｃｏは高価な元素であり、０．
５０％を超えると、実用に供する程度に安価な棒鋼の製
造ができなくなる。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。

【００３９】（１１）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。この発明ではこの目的
でＣｒを添加し、０．０１％以上の添加を必要とする。
しかし、ＣｒはＭｎより黒鉛化を阻害する効果が大き
く、１．０％を超えると、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
％の範囲内で含有させることが望ましい。

【００４０】（１２）モリブデン（Ｍｏ） Ｍｏも、鋼の焼入れ性を高める元素であり、０．０１％
未満ではその効果は小さい。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
えると、黒鉛化促進元素を多量必要とする。従って、Ｍ
ｏを０．０１〜０．５０％の範囲内で含有させることが
望ましい。

【００４１】（１３）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。この発明ではこの目的でＢを用い、
０．０００５％以上の添加を必要とする。しかしなが
ら、０．０１０％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、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。

【００４２】次のＡｌ、Ｚｒ、Ｖ及びＮｂは、いずれも
鋼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。

【００４３】（１４）アルミニウム（Ａｌ） Ａｌは、脱酸材として重要な元素であると共に、Ｎと結
合してＡｌＮを析出させ、結晶粒を微細化する元素であ
る。また、Ｓｉと同様に黒鉛化を促進する元素でもあ
る。この発明ではこの目的でＡｌを用い、０．００１％
以上の添加を必要とする。しかしながら、０．５０％を
超えて多量に添加すると、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、鍛造時の割れ発生の原因
となる。従って、Ａｌを０．００１〜０．５０％の範囲
内で含有させることが望ましい。

【００４４】（１５）ジルコニウム（Ｚｒ） Ｚｒも、ＴｉやＡｌ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。この発明ではこの目的でＡｌを用い、添加量が０．
００５％未満ではその効果は小さく、一方０．１０％を
超えて多量に添加すると、硬い窒化物、炭化物により切
削工具の摩耗が大きくなる。また、清浄性が低下して熱
間延性を低下させる。従って、Ｚｒを０．００５〜０．
１０％の範囲内で含有させることが望ましい。

【００４５】（１６）バナジウム（Ｖ） Ｖも、Ｔｉ、Ａｌ、Ｚｒと同様に、窒化物、炭化物を析
出させ、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。こ
の発明ではこの目的でＡｌを添加し、０．０１％未満で
はその効果は小さい。一方、Ｖは、黒鉛化を阻害する元
素でもあり、０．５０％を超えて多量に添加すると、黒
鉛化促進元素を多量に添加する必要が生じるのみなら
ず、熱間延性を低下させる。従って、Ｖを０．０１〜
０．５０％の範囲内で含有させることが望ましい。

【００４６】（１７）ニオブ（Ｎｂ） Ｎｂも、Ｖ等と同様に、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。Ｎ
ｂの炭窒化物は１１５０℃の高温でも鋼中に溶解せず、
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。この発明ではこの目的でＮ
ｂを添加し、添加量が０．０１％未満ではその効果は小
さい。一方、０．５０％を超えて添加すると、逆に黒鉛
の析出を阻害するのみならず、熱間延性を低下させる。
従って、Ｎｂを０．０１〜０．５０％の範囲内で含有さ
せることが望ましい。

【００４７】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。

【００４８】（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。この発明ではこの目的でＣａ
を添加し、そのために０．００１０％以上添加する必要
がある。しかしながら、０．０１０％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。

【００４９】（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。この発明ではこの目的でＭｇを添加
し、そのために０．００１０％未満では効果が小さい。
一方、０．１０％を超えて多量に添加してもその効果は
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。

【００５０】（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。
この発明ではこの目的でＲＥＭを添加し、そのために
０．００１０％未満ではその効果が小さい。一方、０．
１０％を超えて多量に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。

【００５１】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。

【００５２】（２１）黒鉛化指数 次に、この発明における快削熱間加工製品を製造する工
程において、熱間加工された粗形材を、切削により上記
製品に加工するとき、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Ｃ
Ｅ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。

【００５３】ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３−Ｍｎ／１２＋Ｃｕ／
９＋Ｎｉ／９＋Ｃｏ／９−Ｃｒ／９−Ｍｏ／９＋Ｂ＋Ａ
ｌ／６＋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。ま
た、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭの内少なくとも１種を、０．
００１０％以上含む場合には、上記式の右辺に０．０７
を加える。即ち、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．
３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。

【００５４】（２２）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。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、一旦析出した黒鉛はその高温保持中に再溶
解して、加工後に得られる黒鉛粒の数が少なくなる。

【００５５】鋼材の加熱温度が鋼の固相線温度Ｔ_S −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Ｔ_S −５０℃以下に
する必要がある。一方、加工時の加熱温度が、鋼の共析
温度（約７８０℃）より高い８００℃未満の場合には、
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Ｔ_S
−５０℃以下の間の温度に限定する。なお、黒鉛の析出
が促進され、鍛造が一層円滑に行われる適正温度は、鋼
の固相線温度Ｔ_S −２００℃付近である。

【００５６】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）Ｔ_S によって左右される。この固
相線温度Ｔ_S 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Ｔ_S に及ぼす影響は概ね下記式： Ｔ_S （℃) ＝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Ｔ_S 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Ｔ_S −５０℃とす
る。

【００５７】さて、通常の０．５％Ｃの中炭素鋼のＴ_S
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Ｔ
_S （１２５０℃）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。

【００５８】（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。図１に、本発明の範囲内の化学成分組
成（後述する表１の鋼Ｎo.５）をもつ、５０ｍｍ厚さ鋼
片を１０５０℃に加熱し、３０ｍｍ厚さに鍛造した後、
９００℃から７００℃まで温度を下げるまでの冷却時間
と鍛造材の硬さとの関係を示す。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
して存在する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。黒鉛の析出
・成長は８００℃付近で最も活発であり、この温度付近
を適切な冷却速度で冷却することが必要である。熱間加
工後、７００℃までを１分未満の時間で冷却した場合に
は、黒鉛粒径は小さく、また、金属組織もパーライトに
なってしまう。従って、熱間加工後、７００℃まで温度
が下がるまでの冷却時間を１分以上とする。標準的に
は、９００℃から７００℃までの冷却時間を、５〜１０
分程度に制御するのが望ましい。生産性や作業性を考慮
すると、冷却時間が長くなるのは好ましくなく、実用的
に許される時間として１８０分程度である。

【００５９】（２４）黒鉛の粒径 粗形材の被削性を向上させるのに適した黒鉛の粒径につ
いて、粒状に析出した黒鉛の平均粒径が、１．０μｍ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１．０μｍ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３０μｍ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。

【００６０】（２５）黒鉛の数 粗形材の被削性を向上させるのに適した黒鉛の数につい
て説明する。粒状に析出した単位面積当たりの黒鉛の数
は、切り屑を小さく分断させるのに重要である。その数
が５０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５０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、１０〜２
５μｍの径の黒鉛が析出する場合、その数は凡そ１００
〜１０００個／ｍｍ² の間であるが、１．０〜５μｍ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。

【００６１】（２６）加工製品の組織 熱間圧延した棒鋼、及び、熱間鍛造したクランクシャフ
ト等の粗形材には、黒鉛を含むほか、金属組織は、フェ
ライトまたはフェライト＋パーライトであることが必要
である。その理由は、この発明における快削熱間加工鋼
材及び粗形材である、いわゆる半製品の被削性を向上さ
せるためである。黒鉛は緩冷却中に微細な黒鉛粒子がま
わりの炭素を凝集して、成長する。したがって黒鉛のま
わりにはフェライトが形成される。黒鉛が十分付近の炭
素を凝集したときには組織は黒鉛とフェライトになり、
若干冷却速度が速く、十分に炭素を凝集し得なかったと
きには、黒鉛とフェライト＋パーライトの組織になる。
金属組織がパーライトのみの場合には、黒鉛の大きさが
十分でなく、また所望とする強度よりも高くなり、被削
性が劣ることになる。従って、金属組織はフェライトま
たはフェライト＋パーライトとする。

【００６２】

【実施例】次に、この発明を実施例により更に詳細に説
明する。表１及び表２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Ｔ_S −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。

【００６３】

【表１】

【００６４】

【表２】

【００６５】鋼Ｎo.１〜２３は本発明鋼、鋼Ｎo.２４〜
４５は比較鋼、そして、鋼Ｎo.４６〜５０は従来鋼であ
る。従来鋼の内、鋼Ｎo.４６はＳＵＭ２４Ｌ（Ｓ、Ｐｂ
添加快削鋼鋼材）、鋼Ｎo.４７はＳ４５ＣへのＰｂ添加
鋼、鋼Ｎo.４８はＳ４８ＣにＶを０．１２％、Ｐｂを
０．２１％添加した非調質鋼、鋼Ｎo.４９は球状黒鉛鋳
鉄、鋼Ｎo.５０はＳＣＭ８２２（クロムモリムデン鋼鋼
材）である。これらの成分の供試鋼を、１３０トン電気
炉で溶製後、連続鋳造又は造塊法によりそれぞれ鋳片又
は鋼塊に鋳造した。鋳片又は鋼塊を分塊圧延して所定寸
法の鋼片に圧延し、次いで所定寸法の棒鋼に熱間圧延し
た。棒鋼を次の通り使用した。

【００６６】下記試験１においては、棒鋼を切削加工し
て、ピストンピンに機械加工して仕上げた。試験２にお
いては、棒鋼を熱間鍛造して、クランクシャフトの熱間
鍛造材を作り、これを切削加工してクランクシャフトに
機械加工仕上げした。試験３においては、棒鋼を熱間鍛
造して、デファレンシャルドライブギアの熱間鍛造材を
作り、これを切削加工してデファレンシャルドライブギ
アに仕上げ、それぞれ目的の製品を製造した。但し、鋼
Ｎo.４９の球状黒鉛鋳鉄のみは、直接、製品形状品に鋳
造し、目的の製品を製造した。

【００６７】〔試験１〕試験には、表１及び表２に示し
た鋼Ｎo.１〜２３の本発明鋼、鋼Ｎo.２４〜４５の比較
鋼、及び鋼Ｎo.４６〜４７の従来鋼を用いた。本発明の
範囲内の試験である実施例としては、本発明鋼の鋼Ｎo.
１〜２０を用いた実施例１−１〜１−２０、本発明の範
囲外の試験である比較例としては、本発明鋼の鋼Ｎo.２
１〜２３を用いた比較例１−２０〜１−２３、比較鋼の
鋼Ｎo.２４〜４５を用いた比較例１−２４〜１−４５、
並びに従来鋼の鋼Ｎo.４６、４７を用いた比較例１−４
６、１−４７を行なった。各鋼Ｎo.の鋳片又は鋼塊を分
塊圧延して、１６０ｍｍ角の鋼片を製造し、鋼片加熱炉
にて８２０〜１１８０℃の間の温度に加熱して、直径２
４ｍｍφの棒鋼に熱間圧延し、圧延速度の変化、中間水
冷の適宜使用により仕上げ温度を変化させた。熱間圧延
後の棒鋼にはカバーをかけて徐冷した。但し、鋼Ｎo.２
３の棒鋼のみは熱間圧延後、放冷した。製造した棒鋼を
切削により、ブレーキの油圧部品であるピストンピンに
機械加工した。

【００６８】表３及び表４に、実施例及び比較例の試験
条件を示す。

【００６９】

【表３】

【００７０】

【表４】

【００７１】実施例及び比較例について、下記内容の試
験を行なった。 棒鋼について、表面を目視で疵の判定をした。また、
黒鉛の析出状態及び金属組織を光学顕微鏡により調査し
た。 棒鋼の切削性試験として、切り屑処理性及びハイス工
具の寿命試験をした。切り屑処理性の判定は図２に示す
ように、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。工具寿命の試験は、ハイス工具で切削速度１
５０ｍ／ｍｉｎ、送り０．２０ｍｍ／ｒｅｖにて切削油
をかけた状態で切削し、刃先が溶損して切削不能になる
までの時間を測定し、工具寿命とした。

【００７２】試験結果は次の通りである。実施例１−１
〜１−２０は、鋼片の化学成分及び加熱温度、並びに熱
間圧延後の棒鋼の冷却速度（圧延後７００℃に下がるま
での冷却時間）共に、本発明の範囲内の条件を満たして
いる。そして、熱間圧延棒鋼の黒鉛粒の大きさは１．０
〜２５μｍの間となっており、黒鉛粒の数もすべて５０
個／ｍｍ² 以上の十分に多数存在していた。また、金属
組織はフェライトまたはフェライト＋パーライトの比較
的硬度の低い組織になっていた。なお、一例として、図
３に実施例１−５における熱間圧延棒鋼の金属組織（倍
率：６００）を示す。その結果、棒鋼の表面に割れの発
生はなかった。また、棒鋼の切り屑は、全て２巻以下に
小さく分断した良好な形状を呈して、切り屑処理性は優
れていた。また、切削工具の寿命も全て２０分以上と長
かった。こうした良好な状態で、棒鋼をブレーキの油圧
部品であるピストンピンに機械加工することができた。

【００７３】これに対して、本発明の範囲外の比較例で
は、次の通り、棒鋼の表面性状及び切削性において何ら
かの問題があった。 ●比較例１−２１は、成分組成は本発明の範囲内であっ
たが、加熱温度が本発明の範囲より高かったため、熱間
延性が不足して、棒鋼に割れが生じた。また比較例１−
２２も成分組成は本発明の範囲内であったが、加熱温度
が逆に本発明の範囲より低かったため、熱間延性が不足
して、棒鋼に割れが生じた。

【００７４】●比較例１−２３は、成分組成は本発明の
範囲内であったが、熱間圧延後７００℃までの冷却時間
が本発明の範囲より短かった。このため黒鉛が成長する
時間がなく、黒鉛粒が０．５μｍと小さく、また黒鉛の
廻りにフェライトの発生もなく、組織がパーライトのみ
であり、硬さの高いものであった。このため切り屑処理
性がやや劣り、また工具寿命も７分と短いものであっ
た。

【００７５】●比較例１−２４は、Ｃ含有率が本発明の
範囲を外れて低く、黒鉛の析出は見られなかった。その
ため、切り屑処理性が悪く、工具寿命も短かった。比較
例１−２５は逆に、Ｃ含有率が本発明を外れて高く、熱
間延性が不足して、棒鋼に大きな割れが発生した。

【００７６】●比較例１−２６は、Ｓｉ含有率が本発明
の範囲を外れて低く、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。比較例１−２７は、Ｓｉ含有率が本発明の
範囲を外れて高く、このため熱間延性が不足して、棒鋼
に割れを生じた。

【００７７】●比較例１−２８はＭｎ含有率が本発明の
範囲より高く、黒鉛の析出は見られなかった。そのた
め、切り屑処理性が悪く、工具寿命も短かった。比較例
１−２９は、Ｐ含有率が本発明の範囲より高く、延性不
足で、棒鋼に割れが発生した。比較例１−３０は、Ｓ含
有率が本発明の範囲より高いため、やはり熱間延性が不
足して、割れが発生したのみならず、Ｓの過剰添加が悪
影響を及ぼして見かけの黒鉛化指数ＣＥは高いものの、
黒鉛の析出がみられなかった。そのため、切り屑処理性
が悪く、工具寿命も短かった。

【００７８】●比較例１−３１は、Ｃｕ含有率が本発明
の範囲より高く、鋼片加熱中にＣｕが表面に濃化して粒
界に侵入し、圧延棒鋼に割れが発生した。比較例１−３
２は、Ｃｒ含有率が本発明の範囲より高く、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１−３
３は、Ｎｉ含有率が本発明の範囲より高く、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１−３
４は、Ｃｏ、Ｍｏ及びＯ含有率が本発明の範囲より高
く、やはり棒鋼に割れを生じた。

【００７９】●比較例１−３５は、Ｂ及びＮ含有率が本
発明の範囲より高く、多量のＢＮが析出して延性不足か
ら割れを生じた。比較例１−３６は、Ｏ含有率が本発明
の範囲より高く、鋼の清浄性が劣って、棒鋼に割れが生
じた。比較例１−３７は、Ｚｒ含有率が、比較例１−３
８は、Ｖ含有率が、比較例１−３９はＡｌ含有率が、比
較例１−４０は、Ｎｂ含有率が、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が生じた。

【００８０】●比較例１−４１は、Ｃａ含有率が、比較
例１−４２は、Ｍｇ含有率が、比較例１−４３は、ＲＥ
Ｍ含有率が、いずれも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、これが圧延疵の原因
となり、棒鋼に割れが発生した。

【００８１】●比較例１−４４及び１−４５は、化学成
分の個々の含有率は本発明の範囲内であるが、黒鉛化指
数ＣＥが１．３０より低かったために黒鉛が析出しなか
った。そのため、いずれも切り屑処理性が悪く、工具寿
命も短かった。

【００８２】●比較例１−４６は、従来のＳＵＭ２４Ｌ
を用いたものであり、良好な被削性を有していた。しか
し耐摩耗性を向上させるためＳＵＭ２４Ｌにおいては、
９２５℃×５ｈｒの浸炭焼入れ、１７０℃×３０分焼戻
しを施す必要があった。これに対して、実施例１−１〜
１−２０においては、材料のＣ含有率が高いので、簡便
な高周波焼入れで耐摩耗性を向上させることができた。
また、比較例１−４７は、Ｓ４５ＣへのＰｂ添加鋼を用
いたものであり、切り屑処理性は良好であったが、工具
寿命がやや短い。上記比較例１−４６及び１−４７は、
Ｐｂ添加快削鋼であり、地球環境保護の観点から、使用
を控える方向で部品を製造することが現在求められてい
る。

【００８３】以上述べた通り、本発明によれば、従来の
硫黄・鉛複合快削鋼に匹敵する被削性を有する鋼製品の
製造が可能であり、その工具寿命は鉛添加機械構造用炭
素鋼材を上回る熱間圧延棒鋼を製造することができる。

【００８４】〔試験２〕試験には、表１に示した鋼Ｎo.
１及び１８の本発明鋼、並びに、鋼Ｎo.４８及び４９の
従来鋼を用いた。本発明の範囲内の試験である実施例と
しては、本発明鋼の鋼Ｎo.１及び１８を用いた実施例２
−１及び２−１８、本発明の範囲外の試験である比較例
としては、従来鋼の鋼Ｎo.４８及び４９を用いた比較例
２−４８及び２−４９を行なった。

【００８５】実施例２−１及び２−１８では、鋳片又は
鋼塊を分塊圧延して、１６０ｍｍ角の鋼片を製造し、鋼
片を直径９８ｍｍφの棒鋼に熱間圧延した。上記熱間圧
延棒鋼を用いて、１０６０℃に加熱後、クランクシャフ
ト形状に熱間鍛造した。鍛造後は黒鉛の析出と機械的性
質とを両立させるため、クランクシャフト鍛造材をコン
ベア上で扇風機により弱冷した。即ち、黒鉛の析出を促
進するためには、ゆっくり冷却した方がよいが、黒鉛の
成長につれて、パーライトの量が少なくなり、所望とす
る強度が確保できなくなる。そこで、冷却速度を最適に
調整する必要がある。こうして、鍛造後のクランクシャ
フトの９００℃から７００℃までの冷却時間を５分とし
た。クランクシャフトの黒鉛の大きさは、５〜７μｍ
で、数は２０００〜３０００個であり、組織はフェライ
ト＋パーライトであった。図４に、実施例２−１におけ
るクランクシャフト鍛造材の金属組織（倍率：６００）
を示す。次いで、クランクシャフトの外周を切削したの
ち、小径深穴ドリルにより３ｍｍ径の油穴を明けた。

【００８６】比較例２−４８では、鋳片を分塊圧延し
て、１６０ｍｍ角の鋼片を製造し、鋼片を直径９８ｍｍ
φの棒鋼に熱間圧延した。上記熱間圧延棒鋼を用いて、
１２５０℃に加熱後、実施例２−１及び２−１８と同一
形状のクランクシャフトに熱間鍛造し、以降、前記同
様、コンベア上で扇風機により弱冷し、鍛造後のクラン
クシャフトの９００℃から７００℃までの冷却時間を５
分とした。次いで、クランクシャフトの外周を切削した
のち、小径深穴ドリルにより３ｍｍ径の油穴を明けた。

【００８７】比較例２−４９では、従来の球状黒鉛鋳鉄
を上記と同一形状のクランクシャフトに直接鋳造して、
凝固させた。そして、上記と同じく、クランクシャフト
の外周を切削したのち、小径深穴ドリルにより３ｍｍ径
の油穴を明けた。次いで、上記いずれのクランクシャフ
トも、曲げ疲労試験に供した。

【００８８】実施例及び比較例の試験結果は次の通りで
ある。 クランクシャフトの油穴明け時の切り屑処理性は、実
施例及び比較例共いずれの場合も、２巻き以下の細かく
分断した良好な切り屑であった。

【００８９】曲げ疲労試験における疲労強度につい
て、実施例２−１は５００Ｎ／ｍｍ²、実施例２−１８
は５１０Ｎ／ｍｍ² であり、比較例２−４８の５００Ｎ
／ｍｍ ² と同等であり、良好な疲労強度を有していた。
これに対して比較例２−４９の球状黒鉛鋳鉄材は、４１
０Ｎ／ｍｍ² の疲労強度しかなかった。これは、鋳鉄で
はヤング率が低いこと、及び小さい気泡が疲労の起点と
なり、疲労限を低下させたためと考えられる。

【００９０】以上述べた通り、本発明によれば、無鉛で
被削性に優れた非調質の快削鋼部品の製造が可能であ
り、これは、被削性については、鉛快削鋼や球状黒鉛鋳
鉄と同等であり、またその疲労特性については、従来の
球状黒鉛鋳鉄部品より優れており、従来の非調質鋼部品
と同等の高い疲労強度を有していることがわかる。

【００９１】〔試験３〕試験には、表１に示した鋼Ｎo.
３及び６の本発明鋼、並びに、表２に示した鋼Ｎo.４９
及び５０の従来鋼を用いた。本発明の範囲内の試験であ
る実施例としては、本発明鋼の鋼Ｎo.３及び６を用いた
実施例３−３及び３−６、並びに、本発明の範囲外の試
験である比較例としては、従来鋼の鋼Ｎo.４９及び５０
を用いた比較例３−４９及び３−５０を行なった。

【００９２】試験方法は次の通りである。実施例３−３
及び３−６では、２００ｍｍ角の小断面鋳片を分塊圧延
することなく直接直径１００ｍｍφの棒鋼に熱間圧延し
た。上記熱間圧延棒鋼を用いて、外径２２０ｍｍのデフ
ァレンシャルドライブギアの粗形材に熱間鍛造した。鍛
造加熱温度は１０５０℃とし、９００℃から７００℃ま
で下がる冷却時間を３．５分に調整した。このため上記
粗形材の金属組織は８％のフェライトを含むパーライト
であり、黒鉛分布は２〜３μｍ径のものが、５０００〜
７０００個／ｍｍ²析出していた。上記粗形材を、その
ままホブ盤にてデファレンシャルドライブギア（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。

【００９３】比較例３−５０でも、２００ｍｍ角の小断
面鋳片を分塊圧延することなく直接直径１００ｍｍφの
棒鋼に熱間圧延した。上記熱間圧延棒鋼を用いて、外径
３２０ｍｍのデファレンシャルドライブギアの粗形材に
熱間鍛造した。鍛造加熱温度は１２５０℃とし、熱間鍛
造後コンベアにて搬送し空冷した。上記鍛造ままの粗形
材の金属組織はベイナイトであり、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℃×３
時間加熱後、６５０℃×１時間保持のサイクル焼鈍をし
て軟化させた後、ホブ盤にてデファレンシャルドライブ
ギア（歯車）に切削加工した。切削加工した後、表面を
硬化せさるため、９２５℃×５時間の浸炭後、８５０℃
×３０分保持の焼入れ処理を行なって表面を硬化させ
た。

【００９４】比較例３−４９では、鋼種が従来球状黒鉛
鋳鉄であるため、上記デファレンシャルドライブギアと
同一形状のギア砂型に直接鋳込んだ。鋳込材を型から取
り出して、直接、切削加工した後、９００℃×１時間加
熱後、２８０℃×４時間保持のソルト浴浸漬のオーステ
ンパー処理を施した。

【００９５】試験結果は次の通りである。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。

【００９６】各熱処理を施したデファレンシャルドライ
ブギアを疲労試験に供した。実施例３−３及び３−６の
ガス軟窒化ギアの歯元曲げ疲労強度はそれぞれ、４７０
Ｎ／ｍｍ² 及び４９０Ｎ／ｍｍ² であった。一方、ＳＣ
Ｍ８２２を用い、浸炭焼入れをした比較例３−５０のギ
アの歯元曲げ疲労強度は４７０Ｎ／ｍｍ² であった。し
かしながら、球状黒鉛鋳鉄のオーステンパー処理材であ
る比較例３−４９においては、３３０Ｎ／ｍｍ² と低い
ものであった。

【００９７】次に、各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。そこで、各ギアのドライ
ブ側のプレッシャ−アングルの変形量を測定した。図５
に、ギアのプレッシャ−アングルの変形量の説明図を示
す。図中、１は歯車、２は角度変位を示す。浸炭焼入れ
材の比較例３−５０では、アングルのずれは１６分（１
分は１°の６０分の１）であったが、軟窒化材の実施例
３−３及び３−６では、アングルのずれは１分であり、
殆んど変形のないものであった。また、オーステンパー
材の比較例３−４９では、熱処理直後の変形は４分と比
較的変形の小さいものであったが、１０００回の疲労回
数を越えると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。

【００９８】以上説明したように、本発明にかかるギア
は、軟化焼鈍を施さなくても、被削性が良好であり、疲
労強度も球状黒鉛鋳鉄より高く、従来のＳＣＭ鋼の浸炭
焼入れギアに匹敵する高い強度を有し、且つ歪みが小さ
く、騒音の発生の小さいものであることが確認された。

【００９９】また本発明鋼の鋼Ｎo.１〜２０の熱間圧延
棒鋼を用いて、コネクチングロッド、ナックルスピンド
ル、カムシャフト、エンジンギア、ピニオンギア及びシ
ャフトギア等、各種の製品を本発明の条件内で製造した
が、すべて被削性が良好で、耐疲労性に優れた特性を有
していた。

【０１００】

【発明の効果】以上述べたように、この発明によれば、
有毒なＰｂを用いることなく、被削性及び疲労特性共に
優れた鋼の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。このような快削熱間加工鋼材、
粗形材、並びにそれらを用いた快削熱間加工製品及びそ
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】本発明鋼の鋼Ｎo.５の５０ｍｍ厚さ鋼片を１０
５０℃に加熱し、３０ｍｍ厚さに鍛造した後、９００℃
から７００℃まで温度を下げるまでの冷却時間と鍛造材
の硬さとの関係を示すグラフである。

【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１−５における熱間圧延棒鋼の金属組織
（倍率：６００）を示す図である。

【図４】実施例２−１におけるクランクシャフト鍛造材
の金属組織（倍率：６００）を示す図である。

【図５】歯車のプレッシャアングルの歪みの説明図であ
る。

【符号の説明】

１ 歯車 ２ 角度変位

Claims (8)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．７０〜１．５０％、 Ｓｉ：０．７０〜３．００％、 Ｍｎ：０．０１〜２．００％、 Ｐ ：０．０５０％以下、 Ｓ ：０．１０％以下、 Ｏ ：０．００５０％以下、及び、 Ｎ ：０．０２０％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、熱間加工し、こうして得られた熱間加工鋼材を
   その温度が７００℃に下がるまでを１分以上の時間をか
   けて緩冷却して、平均粒径１．０μｍ以上の黒鉛を５０
   個／ｍｍ² 以上有し、且つ金属組織がフェライト又はフ
   ェライト＋パーライトになっていることを特徴とする、
   快削熱間加工鋼材及び粗形材。 ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３−Ｍｎ／１２ ----------------------------（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】 前記Ｍｎ含有率を０．０１〜０．３５％
   の範囲内とする、請求項１記載の快削熱間加工鋼材及び
   粗形材。
3. 【請求項３】 前記Ｍｎ含有率を１．００超〜２．００
   ％とする、請求項１記載の快削熱間加工鋼材及び粗形
   材。
4. 【請求項４】 請求項１〜３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、更に下記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
   種を、付加して含有させ、 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ＣＥの算出式として、下記（２）式を用いることを
   特徴とする、快削熱間加工鋼材及び粗形材。 ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３−Ｍｎ／１２＋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。
5. 【請求項５】 請求項１〜４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、更に下記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
   種を、付加して含有させ、 重量％で、 Ａｌ：０．００１〜０．５０％、 Ｚｒ：０．００５〜０．１０％、 Ｖ：０．０１〜０．５０％、及び、 Ｎｂ：０．０１〜０．５０％、 そして、前記黒鉛化指数ＣＥの算出式として、下記
   （３）式を用いることを特徴とする、快削熱間加工鋼材
   及び粗形材。 ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３−Ｍｎ／１２＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９＋Ｃｏ／９ −Ｃｒ／９−Ｍｏ／９＋Ｂ＋Ａｌ／６＋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。
6. 【請求項６】 請求項１〜５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、更に下記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
   種を、付加して含有させ、 重量％で、 Ｃａ：０．００１０〜０．０１０％、 Ｍｇ：０．００１０〜０．１０％、及び、 ＲＥＭ：０．００１０〜０．１０％、 そして、前記黒鉛化指数ＣＥの算出式として、下記
   （４）式を用いることを特徴とする、快削熱間加工鋼材
   及び粗形材。 ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／３＋−Ｍｎ／１２＋Ｃｕ／９＋Ｎｉ／９＋Ｃｏ／９ −Ｃｒ／９−Ｍｏ／９＋Ｂ＋Ａｌ／６＋Ｚｒ／３−Ｖ／３−Ｎｂ／３ ＋０．０７ ------------------------------------------（４） 但し、上式中の元素記号は各元素の重量％を表わす。
7. 【請求項７】請求項１〜６のいずれかに記載の快削熱間
   加工鋼材又は粗形材に、機械加工が施されて製造された
   ことを特徴とする、快削熱間加工製品。
8. 【請求項８】請求項１〜６のいずれかに記載の快削熱間
   加工鋼材又は粗形材に、機械加工を施すことを特徴とす
   る、快削熱間加工製品の製造方法。