JPH1171640A

JPH1171640A - 非調質鋼

Info

Publication number: JPH1171640A
Application number: JP25365797A
Authority: JP
Inventors: Kazukuni Hase; 和邦長谷; Takashi Iwamoto; 岩本　　隆; Yasuhiro Omori; 靖浩大森; Toshiyuki Hoshino; 俊幸星野; Toru Hayashi; 透林; Kenichi Amano; 虔一天野; Toshio Fujita; 利夫藤田
Original assignee: Kawasaki Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1996-09-27
Filing date: 1997-09-18
Publication date: 1999-03-16

Abstract

(57)【要約】【課題】加工後に特別の処理を行うことなしに、加工
のまま使用に供することのできる、高強度かつ高靱性で
被削性に優れた非調質鋼を提供する。【解決手段】Ｃ：0.05wt％未満、Si：0.005 〜2.0 wt
％、Mn：0.5 〜5.0 wt％、Ni：0.1 〜10.0wt％、Cu：1.
0 超〜4.0 wt％、Al：0.0002〜1.0 wt％、Ｓ：0.005
〜0.50wt％およびＮ：0.0010〜0.0200wt％を含む成分組
成とする。

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、熱間圧延された
後、必要に応じて熱間あるいは冷間加工されてから、最
終的に切削加工を行って使用される機械構造用鋼に好適
である、熱間圧延後切削加工に先立って調質処理するこ
となしに、高強度かつ高靱性で、しかも被削性に優れた
特性を示す非調質鋼に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】従来、高強度かつ高靱性を必要とする、
機械構造部品あるいは自動車部品には、機械構造用合金
鋼としてJIS G4105 で規定される、SCM435あるいはSCM4
40が用いられ、圧延および必要に応じて熱間又は冷間加
工による成形を施し、そして強度および靱性を付与する
ために、焼入れ焼戻し等の調質処理を施した後切削加工
を施すのが通例である。

【０００３】この機械構造部品の製造は、熱間圧延まま
や、さらに熱間鍛造などの熱間加工によって行われるほ
か、材料歩留りおよび部品の寸法精度に優れることか
ら、冷間鍛造および冷間圧延などの冷間加工も採用され
ている。いずれにしても、その素材としては、上記した
機械構造用鋼が用いられ、熱間や冷間での加工後に調質
処理を施して、要求される強度および靱性を満足したの
ち、切削加工を経て最終的な製品としている。

【０００４】ここに、調質処理、つまり熱処理工程は時
間およびコストを要するため、これを省略できればコス
トは大幅に低減され、省エネルギーにも応えることがで
きるところから、この要請に対して種々の提案がなされ
ている。

【０００５】例えば、Ｃ：0.3 〜0.5 wt％の中炭素系Mn
含有鋼に、0.10wt％前後のＶを添加したフェライト−パ
ーライト型の非調質鋼が提案されており、熱間圧延の冷
却過程にＶ炭窒化物を析出し、フェライト地を強化する
とともに、パーライトの強度を鋼全体の強度上昇に利用
するものである。

【０００６】また、熱間鍛造用鋼について、特公平６−
63025 号公報および特開平４−371547号公報には、Ｃ：
0.05〜0.3 wt％程度の低炭素系鋼にMn, CrまたはＶ等を
添加したベイナイト型およびマルテンサイト型の非調質
鋼が、開示されている。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、前者の
フェライト−パーライト型非調質鋼は、パーライト中の
セメンタイトとして存在する0.3 〜0.5 wt％のＣを強度
上昇に利用するために靱性が犠牲になり、引張り強さと
靱性とを両立することが困難である。また、フェライト
−パーライト組織にＶ炭窒化物の析出による強度上昇を
図っているため、安定した特性が得られる冷却速度範囲
が限定されるため、圧延後もしくは熱間加工後に冷却速
度を制御しなくてはならず、製造工程が煩雑になる不利
も伴う。なお、冷間鍛造などの冷間加工を施すことによ
って、Ｃ濃度を増加しなくても強度を確保できるが、調
質鋼と同等の靱性が得られないところに問題が残る。

【０００８】一方、後者の特公平６−63025 号公報に提
案されたベイナイト型非調質鋼の製造方法では、熱間鍛
造のままでは調質鋼よりも降伏強さが不足するため、こ
れを上昇させるのに、熱間鍛造後に200 〜600 ℃の時効
処理を施してから放冷することが必須であり、省エネル
ギーを目指す非調質鋼の思想に反することになる。これ
は、特開平４−371547号公報に提案された高強度高靱性
非調質鋼の製造方法においても、焼戻し処理を必要とす
る点で同様である。さらに、この種の鋼は、小さい部品
で十分な靱性を確保できるものの、熱間鍛造後の冷却速
度の遅い大物部品では靱性が不十分になるため、安定し
た特性が得られる範囲に冷却速度を制御することも必要
になる。

【０００９】この点、特開平８−144019号および同９−
111336号各公報には、冷却速度が遅い場合にも靱性を確
保し得る、低Ｃ−Cu−Ｂ添加鋼が開示されている。しか
しながら、機械構造部品では、前述のように圧延や鍛造
などの各種加工および調質処理後に、さらに切削加工が
施されるため、工業的に有用な材料とするには、高強度
および高靱性を満足するだけではなく、被削性にも優れ
ることが肝要であるところ、これら鋼はいずれも被削性
を考慮したものではない。

【００１０】さらに、Cuの析出強化を用いて強度向上を
はかった鋼が、特開昭60−92450 号公報に開示されてい
る。この鋼は、窒化用鋼に0.5 〜２wt％のCuを添加し、
窒化処理時にCuを析出させることにより、高強度化を図
ろうとするものである。しかしながら、これも被削性の
向上を意図したものではなく、また炭素量が0.05〜0.3
wt％であるため、冷却速度の遅い太径材や大物部品に適
用した場合に、質量効果によって引張り強さが大きく低
下することも問題になる。

【００１１】そこで、この発明は、熱間あるいは冷間の
加工後に特別の調質処理を行うことなしに、加工のまま
使用に供することのできる、大物部品に対しても高強度
かつ高靱性で、しかも被削性に優れる非調質鋼を提供し
ようとするものである。

【００１２】

【課題を解決するための手段】発明者らは、熱間圧延も
しくは熱間加工後の冷却速度制御や時効処理などを行う
ことなしに、大物部品に対しても十分な引張り強さ、降
伏強さおよび靱性を確保し、さらに優れた被削性を有す
る鋼の組成を究明し、この発明を完成するに到った。す
なわち、極低炭素化によって靱性向上を、そしてCuの析
出およびNiの固溶強化によって鋼の上昇を、それぞれ図
り、さらに、Mn、必要に応じてNbおよびＢなどの添加で
焼入れ性を向上することにより、熱間圧延もしくは熱間
加工後に調質処理を行わなくとも、高い強度および靱性
が得られること、とりわけCuは冷却速度が遅い場合に著
しい強度上昇を可能にする上、適正範囲のＳとの併用に
より、疲労強度を低下させることなく被削性を向上する
のに有効に作用し、高強度および高被削性を両立し得る
こと、の新規知見に由来するものである。

【００１３】この発明は、(1) Ｃ：0.05wt％未満、Si：
0.005 〜2.0 wt％、Mn：0.5 〜5.0 wt％、Ni：0.1 〜1
0.0wt％、Cu：1.0 超〜4.0 wt％、Al：0.0002〜1.0 wt
％、Ｓ：0.005 〜0.50wt％およびＮ：0.0010〜0.0200wt
％を含む成分組成になることを特徴とする非調質鋼（第
１発明）、(2) 第１発明において、さらにＷ：0.5 wt％
以下、Ｖ：0.5 wt％以下およびTi：0.1 wt％以下の１種
または２種以上を含有する組成になる非調質鋼（第２発
明）、(3) 第１発明または第２発明において、さらにC
r：3.0 wt％以下、Mo：1.0 wt％以下、Nb：0.15wt％以
下およびＢ：0.03wt％以下の１種または２種以上を含有
する組成になる非調質鋼（第３発明）(4) 第１発明、第
２発明または第３発明において、さらにZr：0.1 wt％以
下、Mg：0.02wt％以下、Hf：0.1 wt％以下およびREM ：
0.02wt％以下の１種または２種以上を含有する組成にな
る非調質鋼（第４発明）(5) 第１発明、第２発明、第３
発明または第４発明において、さらにＰ：0.10wt％以
下、Pb：0.30wt％以下、Co：0.10wt％以下、Ca：0.02wt
％以下、Te：0.05wt％以下、Se：0.10wt％以下、Sb：0.
05wt％以下およびBi：0.30wt％以下の１種または２種以
上を含有する組成になる非調質鋼（第５発明）である。

【００１４】

【発明の実施の形態】次に、この発明の各化学成分の限
定理由について説明する。Ｃ：0.05wt％未満Ｃは、含有量が0.05wt％以上になると、熱間圧延又は熱
間加工後の冷却速度によってはパーライト相が析出して
靱性を損なうことがあるため、0.05wt％未満、好ましく
は0.03wt％以下に制限する必要がある。

【００１５】Si：0.005 〜2.0 wt％ Siは、脱酸および固溶強化を確保するために少なくとも
0.005 wt％を必要とし、一方過剰に含有すると靱性を低
下させることから、上限は2.0 wt％とした。

【００１６】Mn：0.5 〜5.0 wt％ Mnは、焼入れ性を向上して強度を確保するために0.5 wt
％以上は必要であり、一方5.0 wt％をこえると切削性が
劣化することから、0.5 〜5.0 wt％の範囲に限定する。

【００１７】Ni：0.1 〜10.0wt％ Niは、強度および靱性を向上するのに有効な成分であ
り、またCuを含有する場合に圧延時のCu脆化を防止する
のに有効であるが、高価である上過剰に含有させても、
その効果が飽和するため、0.1 〜10.0wt％の範囲に限定
する。

【００１８】Cu：1.0 超〜4.0 wt％ Cuは、析出強化およびＳとの複合添加による被削性の向
上を意図して添加するが、その効果を発揮させるには1.
0 wt％をこえる含有が必要であり、好ましくは1.5 wt％
以上の添加が必要である。一方、4.0 wt％をこえると靱
性が急激に低下するため、1.0 超〜4.0 wt％の範囲とす
る。

【００１９】Ｓ：0.005 〜0.50wt％Ｓは、とくにCuとの複合添加により切削性を向上する成
分であり、その効果を発揮させるには0.005 wt％以上、
好ましくは0.010 wt％をこえる添加が必要である。しか
し過剰に添加すると、清浄性および靱性の低下を招くた
め、上限を0.50wt％とする。

【００２０】ここで、CuおよびＳが被削性に及ぼす影響
を調査した実験結果について詳しく述べる。すなわち、
表１に示す種々の成分の鋼ブルームを連続鋳造により複
数製造し、各ブルームを熱間圧延により100 mmφの棒鋼
としたのち、800 〜400 ℃の温度範囲を0.001 〜80℃／
ｓの冷却速度で冷却した。

【００２１】

【表１】

【００２２】かくして得られた棒鋼のうち、0.1 ℃／ｓ
で冷却した棒鋼の被削性について評価した結果を、従来
鋼であるJIS G4105 のSCM435QT品の工具寿命と比較し
て、図１に示す。なお、被削性は、超硬工具を用いる外
周旋削にて、旋削速度200 ｍ／min 、切込み２mmおよび
送り量0.25mm／rev の条件で無潤滑の試験を実施し、工
具の逃げ面摩擦量が0.2 mmになるまでの累積旋削時間を
工具寿命として、評価した。

【００２３】また、この外周旋削試験で形成される切り
屑の形状を観察し、長さが５mm以下に細かく分断した良
好な切り屑が発生する場合を◎、細かいものの中に長さ
が５mmを超え20mm以下の切屑が混在する場合を○、長さ
が５mmを超え20mm以下の切屑の中に、長さ20mmを超える
切屑が混在する場合を△、ほとんど20mmを超える長い切
り屑が発生し作業性を阻害する場合を×とした、評価結
果について図２に示す。

【００２４】図１および図２から、SCM435QT材のほぼ２
倍となる工具寿命1000ｓ以上に、かつ良好な切り屑処理
性を得るには、Cuは 1.0wt％をこえた範囲にかつＳは0.
005wt％以上とすれば良いことがわかる。好ましくはCu
≧1.5 wt％及びＳ＞0.010 wt％の範囲で添加すれば、さ
らに優れた被削性が得られる。

【００２５】次に、圧延後の冷却速度と引張り強さ(TS)
との関係を、図３に示す。すなわち、Cuを2.0 wt％含む
場合は、圧延後の冷却速度が約５℃／ｓ以下において、
冷却過程でCuが微細に析出し、著しい強度上昇効果が得
られることがわかる。ここに、一般的な棒鋼の製造にお
いて、圧延後の冷却速度は１℃／ｓ以下であるから、こ
の発明に従う鋼を適用することによって、圧延後の冷却
速度を管理することなく、つまり非調質にて高強度化を
達成できることがわかる。さらに、冷却速度0.1 ℃／ｓ
の場合における、Cu添加量が強度上昇に及ぼす影響を、
図４に示す。図面から、Cu添加量が1.0 ％を超えるとΔ
TS（Cu無添加の場合とのTS差）が急激に大きくなること
がわかる。さらにCu≧1.5 wt％とすればより大きな強度
上昇効果が得られる。

【００２６】また、従来鋼では、冷却速度が遅くなるほ
ど組織が軟化し引張り強さが低下する傾向にあるため、
棒鋼表層部と内部との間で強度差が生じることが問題で
あった。この傾向は、とくに大径の場合に顕著であるた
め、大径の棒鋼の非調質化を妨げる原因となっていた。
この点、図３に示したように、この発明に従ってCuを添
加した鋼は、冷却速度にほとんど依存しないため、棒鋼
の径差による強度差、そして放冷時に生じる表層と内部
との冷却速度差に起因した径方向の引張り強さのばらつ
きの発生を、ともに回避できるのである。

【００２７】Al：0.0002〜1.0 wt％ Alは、脱酸剤として働く他、ＮとともにAlN を形成して
組織を微細化する作用を有する。このためには、0.0002
wt％以上の含有が必要であるが、1.0 wt％をこえるとア
ルミナ系介在物が増えて、靱性を損なうことから、0.00
02〜1.0 wt％の範囲とする。

【００２８】Ｎ：0.0010〜0.0200％Ｎは、AlとともにAlN を形成して析出し、結晶粒成長を
抑制するピンニングサイトとして、組織を微細化し靱性
を向上する働きがある。すなわち、0.0010wt％未満で
は、AlN の析出による効果が十分に得られず、一方0.02
00％をこえると、効果が飽和することに加えて、固溶Ｎ
がむしろ鋼材の靱性を低下することになるため、0.0010
〜0.0200％の範囲とする。

【００２９】また、この発明においては、上記基本成分
に、所定の化学成分を添加することによって、さらなる
強度向上あるいは、製品に仕上げる際の切削加工におけ
る切削性の向上を達成することができる。まず、強度向
上をはかるために、Ｗ：0.5 wt％以下、Ｖ：0.5 wt％以
下およびTi：0.1 wt％以下の１種または２種以上を、添
加することが有利である。

【００３０】Ｗ：0.5 wt％以下Ｗは、固溶による強化に加えて、Ｃと反応してWCを析出
し強度の上昇に有効に作用するが、0.5 wt％をこえて添
加すると、急激な靱性低下をまねくため、0.5wt％以下
とする。

【００３１】Ｖ：0.5 wt％以下Ｖは、Ｖ(C, N)を析出強化に利用するとともに、オース
テナイト域で析出したＶ(C, N)をフェライト生成核とし
て利用することによって、組織の微細化および靱性の向
上を可能とする。しかし、 0.5wt％をこえると、効果が
飽和する上、連鋳割れ等の問題も引き起こされるため、
0.5 wt％以下の範囲とする。

【００３２】Ti：0.1 wt％以下 Tiは、析出強化に加えて、ＣもしくはＮを固定して靱性
を向上し、また脱酸剤として機能する。一方、過剰に添
加すると、粗大なTiN を析出し、却って靱性を低下する
ことになるから、0.1 wt％を上限とする。

【００３３】次に、焼入れ性を向上して強度を上昇させ
るために、Cr：3.0 wt％以下、Mo：1.0 wt％以下、Nb：
0.15wt％以下およびＢ：0.03wt％以下の１種または２種
以上を、添加することが有利である。 Cr：3.0 wt％以下 Crは、強度上昇に有効であるが、過剰に添加すると靱性
を低下するため、3.0wt％以下とする。

【００３４】Mo：1.0 wt％以下 Moは、常温および高温での強度を上昇するのに有効であ
るが、高価であることから1.0 wt％以下の範囲で添加す
る。

【００３５】Nb：0.15wt％以下 Nbは、焼入性向上、析出強化および靱性向上のために有
効な成分であるが、0.15wt％をこえると、熱間圧延性を
阻害することから、0.15wt％以下とする。

【００３６】Ｂ：0.03wt％以下Ｂは、焼入れ性を向上する成分であるが、0.03wt％をこ
えて含有しても、その効果は飽和するため、0.03wt％以
下とする。

【００３７】さらに、脱酸成分として作用するととも
に、結晶粒を微細化して靱性を向上するために、Zr：0.
1 wt％以下、Mg：0.02wt％以下、Hf：0.1 wt％以下およ
びREM：0.02wt％以下の１種または２種以上を、添加す
ることが有利である。 Zr：0.1 wt％以下 Zrは、脱酸剤であるとともに結晶粒を微細化して強度、
靱性を向上するのに有効であるが、0.1 wt％をこえる
と、その効果が飽和するため、0.1 wt％以下とする。

【００３８】Mg：0.02wt％以下 Mgは、脱酸剤であるとともに結晶粒を微細化して強度、
靱性を向上するのに有効であるが、0.02wt％をこえる
と、その効果が飽和するため、0.02wt％以下とする。

【００３９】Hf：0.1 wt％以下 Hfは、結晶粒を微細化して強度、靱性を向上するのに有
効であるが、0.1 wt％をこえると、その効果が飽和する
ため、0.1 wt％以下とする。

【００４０】REM ：0.02wt％以下 REM は、結晶粒を微細化して強度、靱性を向上するのに
有効であるが、0.02wt％をこえると、その効果が飽和す
るため、0.02wt％以下とする。

【００４１】そして、切削性のさらなる向上をはかるた
めに、Ｐ：0.10wt％以下、Pb：0.30wt％以下、Co：0.10
wt％以下、Ca：0.02wt％以下、Te：0.05wt％以下、Se：
0.10wt％以下、Sb：0.05wt％以下およびBi：0.30wt％以
下の１種または２種以上を含有することができる。

【００４２】Ｐ：0.10wt％以下Ｐは、切削性の向上を目的として添加することが可能で
あるが、靱性あるいは耐疲労性に悪影響をおよぼすた
め、0.10wt％以下に制限する必要がある。

【００４３】Pb：0.30wt％以下 Pbは、融点が低く、切削時の鋼材の発熱により溶融する
と液体潤滑作用を発揮して被削性を向上させる元素であ
るが、0.30wt％をこえると、その効果は飽和する上、耐
疲労性が低下するため、0.30wt％以下とする。

【００４４】Co：0.10wt％以下、Ca：0.02wt％以下、T
e：0.05wt％以下、Sb：0.05wt％以下、Bi：0.3 wt％以
下 Co，Ca，Te，SbおよびBiは、Pbと同じく被削性を向上さ
せる成分であり、一方、過剰に添加してもその効果は飽
和する上、耐疲労性の低下を招くため、それぞれCo：0.
10wt％以下、Ca：0.02wt％以下、Te：0.05wt％以下、S
b：0.05wt％以下およびBi：0.3 wt％以下とする。

【００４５】Se：0.10wt％以下 Seは、Mnと結合してMnSeを形成し、これがチップブレイ
カーとして作用することにより被削性を改善する。しか
し、0.10wt％を超える添加は耐疲労性に悪影響を及ぼす
ため、0.10wt％以下とする。

【００４６】なお、以上の添加成分は微量でもその効果
を発揮するから、特に下限は設定しない。

【００４７】この発明の非調質鋼は、上述した基本組成
に成分調整をすることによって、圧延後あるいは熱間加
工後の冷却速度が小さい場合でも被削性に優れた高強度
かつ高靱性の特性が得られるため、圧延あるいは熱間加
工後の冷却条件を厳密に制御する必要はなく、機械構造
用鋼の通常の圧延条件及び部品の通常の製造条件に従っ
て製造すればよい。

【００４８】例えば、上述した基本組成に成分調整した
熱間圧延棒鋼を、1200℃に加熱後、1000〜1200℃の温度
域での熱間圧延または熱間鍛造により所定の形状を得た
後、放冷または徐冷により目的とする特性を得ることが
できる。

【００４９】次に、熱間圧延もしくは熱間鍛造後は、特
別な処理を必要としないが、熱間圧延もしくは熱間鍛造
後に室温まで冷却したのちに300 ℃以上800 ℃未満の温
度域で30ｓ以上の再加熱処理を行うことにより、強度上
昇を図ることも可能である。

【００５０】また、上述した基本組成に成分調整した鋼
を熱間圧延後に室温まで冷却したのち、冷間加工用途と
して使用することも可能である。ここで、冷間加工と
は、冷間圧延、冷間伸線および冷間鍛造のいずれでも良
く、特に限定はしない。さらに、高い靭性が要求される
場合には、冷間加工後に300 ℃以上800 ℃未満の温度域
で30s 以上保持してもよい。さらにまた、通常の自動車
部品の分野で行われる、浸炭焼入れ処理、浸炭窒化処
理、窒化処理および軟窒化処理などの熱処理を施して切
削する用途に対しても、また強度、靱性、疲労強度に優
れることから、転動部品、摺動部品およびばね鋼として
も、それぞれ適用可能である。

【００５１】

【実施例】

実施例１表２〜５に示す種々の化学組成を有する鋼ブルームを、
連続鋳造により複数製造した。次いで、各ブルームを熱
間圧延により40mmφ、200 mmφおよび400 mmφの棒鋼と
して、その後800 〜400 ℃の温度域での冷却速度を0.1
℃／ｓまたは0.5 ℃／ｓで冷却した。また、800 〜400
℃の温度域での冷却速度が0.002 〜0.01℃／ｓとなる、
徐冷も実施した。さらに、40mmφに圧延した棒鋼の一部
は、圧延後に800 〜400 ℃の温度域で５℃／ｓの加速冷
却を行った。さらに、これら棒鋼の一部に関しては、55
0 ℃で40min 保持する熱処理を実施した。

【００５２】さらに、表５における従来型の非調質鋼で
ある鋼54および55については、発明鋼と同様に、圧延後
に 0.5℃／min 、0.1 ℃／min および0.002 ℃／min の
速度で冷却し、JIS 調質鋼である鋼56〜58は圧延後に 8
80℃の温度で１時間の加熱を行ってから60℃の油中で焼
入れし、次いで 580℃で１時間の焼戻し処理を行った。

【００５３】かくして得られた棒鋼の機械的性質につい
て調査した結果を表６および７に示す。ここで、引張試
験は、棒鋼の径の１／４の深さ位置から採取した引張試
験片（JIS ４号）を用いて、降伏強さ（YS) 、引張強さ
(TS)、伸び(El)および絞り(RA)を求めた。衝撃試験は、
棒鋼の径の１／４の深さ位置から採取した衝撃試験片
（JIS ３号）を採取し、試験温度20℃における衝撃値
（uE₂₀) を求めた。疲労限度比は、回転曲げ試験片（JI
S １号平滑試験片）を用いて、回転数4000rpm としたと
きの疲労強度と引張り強さとの比で表した。なお、被削
性は、図１に示した実験と同様の条件で評価し、切り屑
処理性は、図２に示した実験と同様の条件で評価した。

【００５４】

【表２】

【００５５】

【表３】

【００５６】

【表４】

【００５７】

【表５】

【００５８】

【表６】

【００５９】

【表７】

【００６０】表６および７に示す通り、この発明に従う
鋼は、いずれの圧延サイズ、そして熱間圧延後のいずれ
の冷却速度においてもTS≧827 MPa と高強度が得られ、
かつ高強度であってもEl≧19％およびRA≧60％と延性も
十分に高い値を確保でき、uE ₂₀も121 Ｊ／cm²以上と極
めて良好である。また、被削性は、従来型の非調質鋼で
ある鋼54および鋼55よりも優れた結果を示した。とりわ
け、比較例57と58との比較からわかるように、従来型調
質鋼では快削成分を添加することにより疲労限度比が低
下するのに対し、発明鋼では微細なCuを析出させている
ため、快削成分の添加によって疲労限度比が低下するこ
とはなく、高い疲労限度比が得られた。

【００６１】次に、比較例であるの鋼42は、Ｃ量がこの
発明の上限をこえたため、靱性が低下した。同様に鋼43
は、Si量がこの発明の下限より低いため、Ｏ量が多くな
り疲労限度比が低くなった。鋼44は、Si量がこの発明の
上限より高いため靱性が低くなった。鋼45は、Mn量がこ
の発明の下限より低く強度が不足した。鋼46は、Mn量が
この発明の上限より高いため靱性が低くなった。鋼47
は、Ni量がこの発明の下限より低く圧延中に熱間脆性が
生じた。鋼48は、Cu量がこの発明の下限より低く強度が
不足し、外周旋削時の切り屑処理性が不良である。鋼49
は、Cu量がこの発明の上限より高く靱性が低くなった。
鋼50は、Ｓ量がこの発明の下限より低く被削性および切
削処理性に劣る。鋼51は、Al量がこの発明の下限より低
く、脱酸不足で疲労限度比が低い。鋼52は、Al量がこの
発明の上限より高く靱性が低い。鋼53は、Ｎ量がこの発
明の上限より高く靱性が低い。

【００６２】また、従来型の非調質鋼である鋼55の強
度、延性および靱性は、冷却速度依存性が大きい。すな
わち、フェライト−パーライト組織である鋼55は、冷却
速度が速い場合でもTSは745MPaと低く、冷却速度が遅く
なるとさらに低くなる。また、靱性は冷却速度の速い場
合でも38Ｊ／cm²程度であり、冷却速度の遅い場合は28
Ｊ／cm²程度にとどまる。

【００６３】この点、比較鋼54は、強度と靱性のバラン
スがいずれの冷却速度でも比較鋼55に比べて良好である
が、従来の調質鋼56，57および発明鋼のそれに比べると
各特性とも低いレベルにある。すなわち、従来型の非調
質鋼である鋼54および鋼55は、比較的冷却速度の速い小
さい部品に適用できる可能性はあるものの、冷却速度の
遅い大きい部品には不向きであることがわかる。これに
対して、発明鋼の機械的性質あるいは靱性は冷却速度依
存性が極めて小さく、部品形状が変化した場合、例えば
大断面形状となった場合でも、従来型の調質鋼よりも優
れた特性、つまり十分な強度、延性および靱性が得られ
る上に、さらに良好な被削性と切屑処理性を均等に付与
できるのである。

【００６４】実施例２表２〜５に示した複数種の化学組成を有する鋼ブルーム
を、それぞれ連続鋳造により製造した。次いで、各ブル
ームを1150℃に加熱した後、熱間圧延により200 mmφの
棒鋼とした後、1200℃に加熱してから熱間鍛造にて30mm
φに成形し、その後800 〜500 ℃の温度域を0.05〜５℃
／ｓの冷却速度で冷却した。これらの棒鋼の一部は、55
0 ℃で40min 保持する熱処理を実施した。また、鋼56お
よび57については、圧延後に 900℃の温度域で１時間の
加熱を行ってから60℃の油中で焼入れし、次いで 570℃
で１時間の焼戻し処理を行った。

【００６５】かくして得られた棒鋼の機械的性質につい
て調査した結果を、表８に示す。ここで、引張試験およ
び衝撃試験は、実施例１と同様の条件で行った。被削性
は、ドリル切削試験にてドリルが破損するまでの総穴開
け深さで評価した。その切削条件は、５mmφのハイスド
リルを用いて、回転数2000rpm 、送り量0.15mm／rev、
穴開け深さ15mm／個の条件で行った。切り屑処理性は、
図２に示した実験と同様の方法で評価した。

【００６６】

【表８】

【００６７】表８に示す通り、この発明に従う鋼は、熱
間鍛造後のいずれの冷却速度においてもTS≧832 Paと高
強度が得られ、かつ高強度であってもEl≧21％およびRA
≧62％と延性も十分に高い値を確保でき、靱性も122 Ｊ
／cm²以上と極めて良好である。さらに、ドリル被削性
も従来型の非調質鋼である鋼54および鋼55よりも極めて
良好であった。

【００６８】一方、従来型の非調質鋼である鋼55の強
度、延性および靱性は、上述した熱間圧延後の特性と同
様に冷却速度依存性が大きい。すなわち、フェライト−
パーライト組織である比較鋼55は、冷却速度が速い場合
でもTSは766MPaと低く、冷却速度が遅くなるとさらに低
くなる。また、靱性は冷却速度の速い場合でも40Ｊ／cm
²程度であり、冷却速度の遅い場合は30Ｊ／cm²程度に
とどまる。

【００６９】この点、比較鋼54は、強度と靱性のバラン
スがいずれの冷却速度でも比較鋼55に比べて良好である
が、従来型の調質鋼である鋼56，57および発明鋼のそれ
に比べると各特性とも低いレベルにある。すなわち、比
較鋼55および54は、比較的冷却速度の速い小さい部品に
適用できる可能性はあるものの、冷却速度の遅い大きい
部品には不向きであることがわかる。これに対して、発
明鋼の機械的性質あるいは靱性は冷却速度依存性が極め
て小さく、部品形状が変化した場合、例えば大断面形状
となった場合でも十分な強度、延性および靱性を均等に
付与できるのである。

【００７０】実施例３表２〜５に示した複数種の化学組成を有する鋼ブルーム
を、それぞれ連続鋳造により製造した。次いで、各ブル
ームを1200℃に加熱した後熱間圧延により60mmφの棒鋼
としたのち、冷間鍛造装置を用いた前方押し出しにより
30〜50mmφの棒鋼に成形した。ここで、棒鋼の内部割れ
を調査した。また、これら棒鋼の一部に関しては、550
℃で40min 保持する熱処理を実施した。

【００７１】かくして得られた棒鋼から、引張試験片
（JIS4号）および衝撃試験片（JIS3号）を採取し、それ
ぞれ機械的性質について調査した結果を、表９および10
に示す。なお、被削性は、ドリル切削試験にてドリルが
破損するまでの総穴開け深さで評価した。その切削条件
は、４mmφのハイスドリルを用いて、回転数1500rpm 、
送り量0.10mm／rev 、穴開け深さ12mm／個の条件で行っ
た。切り屑処理性は、図２に示した実験と同様の方法で
評価した。

【００７２】さらに、従来型の調質鋼である鋼57につい
ては、冷間鍛造後に、865 ℃の温度で１時間の加熱を行
ってから60℃の油中で焼入れし、次いで 600℃で１時間
の焼もどし処理を施したのち、機械的性質について同様
に評価した。この評価結果についても、表10に示す。な
お、表９および表10において、鋼１〜40は、この発明に
従う鋼であり、表10における鋼57はJIS に規定の機械構
造用合金鋼である。

【００７３】

【表９】

【００７４】

【表１０】

【００７５】表９および10に示す通り、本発明鋼では、
比較例の鋼57で発生した冷間鍛造による割れは認められ
ず、また被削性および切屑処理性も良好であった。この
ことから、本発明鋼は、冷間鍛造性用としても使用でき
ることがわかる。

【００７６】さらに、本発明鋼では、冷間鍛造後に熱処
理を施すことによって、TSを著しく低下させることな
く、衝撃特性を改善できるため、靱性が重視される用途
では、冷間加工後に熱処理を施すことが好ましい。

【００７７】

【発明の効果】以上述べたように、この発明によれば、
圧延後又は加工後の調質処理を原則として必要とせず
に、さらに圧延あるいは熱間加工後に冷却速度の制御も
行うことなしに、熱間または冷間加工まま材において、
TS≧827MPaの高強度と_uE₂₀≧101 Ｊ／cm²の高靱性と
を良好な被削性に併せて得ることが可能である。従っ
て、この発明の非調質鋼は、従来の非調質鋼より大物部
品に適用される場合でも優れた強度と靱性バランスを有
するため、高強度かつ高靱性を必要とする自動車用重要
保安部品、シャフト類、ばね類部品、転動部品および摺
動部品など、各種機械部品に広く活用することができ
る。

【図面の簡単な説明】

【図１】Cu量と工具寿命との関係を示すグラフである。

【図２】Cu量およびＳ量が切り屑処理性に与える影響を
示すグラフである。

【図３】圧延後の冷却速度と引張り強さとの関係を示す
グラフである。

【図４】Cuが強度上昇に与える影響を示すグラフであ
る。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (31)優先権主張番号特願平9−164328 (32)優先日平９(1997)６月20日 (33)優先権主張国日本（ＪＰ） (72)発明者大森靖浩岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地なし）川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 (72)発明者星野俊幸岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地なし）川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 (72)発明者林透岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地なし）川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 (72)発明者天野虔一岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地なし）川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 (72)発明者藤田利夫岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地なし）川崎製鉄株式会社水島製鉄所内

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】Ｃ：0.05wt％未満、Si：0.005 〜2.0 wt
％、 Mn：0.5 〜5.0 wt％、Ni：0.1 〜10.0wt％、 Cu：1.0 超〜4.0 wt％、Al：0.0002〜1.0 wt％、Ｓ：0.005 〜0.50wt％およびＮ：0.0010〜0.0200wt％を含む成分組成になることを特徴とする非調質鋼。
【請求項２】請求項１において、さらにＷ：0.5 wt％
以下、Ｖ：0.5 wt％以下およびTi：0.1 wt％以下の１種
または２種以上を含有する組成になる非調質鋼。
【請求項３】請求項１または２において、さらにCr：
3.0 wt％以下、Mo：1.0 wt％以下、 Nb：0.15wt％以下およびＢ：0.03wt％以下の１種または
２種以上を含有する組成になる非調質鋼。
【請求項４】請求項１、２または３において、さらに
Zr：0.1 wt％以下、Mg：0.02wt％以下、 Hf：0.1 wt％以下およびREM ：0.02wt％以下の１種また
は２種以上を含有する組成になる非調質鋼。
【請求項５】請求項１、２、３または４において、さ
らにＰ：0.10wt％以下、Pb：0.30wt％以下、 Co：0.10wt％以下、Ca：0.02wt％以下、 Te：0.05wt％以下、Se：0.10wt％以下、 Sb：0.05wt％以下およびBi：0.30wt％以下の１種または
２種以上を含有する組成になる非調質鋼。