WO2009104805A1

WO2009104805A1 - 鋼材、および鋼材の製造方法

Info

Publication number: WO2009104805A1
Application number: PCT/JP2009/053471
Authority: WO
Inventors: 大森靖浩; 上井清史; 木村秀途
Original assignee: Ｊｆｅスチール株式会社
Priority date: 2008-02-22
Filing date: 2009-02-19
Publication date: 2009-08-27
Also published as: CN101952471B; CN101952471A

Abstract

Ｃ：0.35質量％以上0.46質量％以下、Si：0.16質量％以上0.35質量％以下、Mn：1.0質量％超2.0質量％以下、Ｐ：0.025質量％以下、Ｓ：0.015質量％超0.04質量％以下、Cu：0.21質量％以上0.35質量％以下、Al：0.03質量％超0.1質量％以下、Cr：0.5質量％未満、Ti：0.005質量％以上0.04質量％未満、Ｂ：0.0003質量％以上0.0070質量％以下、Ｎ：0.002質量％以上0.02質量％以下及びＯ：0.0030質量％以下を含有する成分組成に調整することにより、黒皮外周旋削性に優れ、かつシャフト部品等に要求されることの多い、ねじり強度に優れ機械構造用部品に適した鋼材を得る。

Description

明細書鋼材、および鋼材の製造方法技術分野

本発明は、機械構造用部品（machine structural application)に適した鋼材（steel products)に関する。本発明はまた、機械構造用部品に適した鋼材を製造するための方法に関する。背景技術

従来、自動車用ドライブシャフト（drive shaft for automotive)や等速ジョイント（constant velocity joints)等の機械構造用部品は、一般に下記の工程で製造される。まず、熱間圧延棒鋼 (hot rolling bar steels)に、熱間鍛造 (hot forging)あるいは、切削（cutting)や冷間鍛造 (cold forging)等を施して所定の形状に加工する。その後、機械構造用部品としての重要な特性である、ねじり強度（torsional strength)を確保するために、髙周波焼入れ（induction hardening)—炉加熱焼戻し (tempering)を行う。このため、高周波焼入れ前の段階では良好な被削性 (machinabiUty)及ぴ冷間鍛造性を確保しつつ、高周波焼入れ一焼戻し後には高いねじり強度を有する、種々の鋼材が提案されている（例えば、特開平 9— 111401号公報 (特許文献 1) )。

なお、上記用途の機械構造用部品では、静的な破断強度である上記ねじり強度以外に、ねじり疲労強度 (torsional fatigue strength)が要求される場合がある。ねじり疲労強度も、通常は高周波焼入れ一焼戻し処理により確保される。ところで、シャフト部品の製造においては、熱処理あるいは鍛造加工等を行うことなく圧延まま ("as rolled")の棒鋼材（以降、黒皮材 (bar steels with mill scale)と呼ぶ）から直接、外周旋削加ェ (turning)により所定の形状に仕上げる場合がある。この黒皮材の外周旋削加工は、鋼材表面のスケール層（黒皮： scale)が鋼材に比べて高硬度であるため、外周旋削工具の損耗（tool failure)が激しぐ工具寿命の低下を招いていた。そして工具寿命低下に伴い、工具の交換頻度が増加して生産性が低下すること、そして工具コストが上昇すること、が問題になっていた。この問題に対し、従来、より高硬度の工具の使用あるいは、表面に硬質の皮膜をコーティングした工具の使用といった、工具側からの対策が講じられている。しかしこの対策では、工具コストが上昇するという問題は依然として解消されていない。なお、外周旋削前に酸洗 (pickling)あるいはショットブラスト（shot blast)等によりスケール層を除去し、その後外周旋肖 IJ加工を施すといった対策も考えられる。しかし、新たな工程を付加しなくてはならないことや、新たな設備導入が必要となることから、やはり製造コストが増加する。発明の開示

〔発明が解決しょうとする課題〕

従来、機械構造用部品の素材となる鋼材側からは、上記の問題に対する対策は積極的になされていな力たのが実情である。そこで、本発明は従来技術の上記した問題を鋼材において解決すること、すなわち黒皮外周旋削性 (machinability in turning for bar steels with mill scale)に優れ、かつシャフト部品等に要求されることの多い、ねじり強度にも優れた、機械搆造用部品に適した鋼材を提供することを目的とする。

また、第二の本発明は、黒皮外周旋削性に優れ、かつシャフト部品等に要求されることのある. ねじり疲労強度に優れ機械構造用部品に適した、鋼材を製造するための方途について提供することを目的とする。

〔課題決するための手段〕

黒皮外周旋削性の向上に関する検討はこれまでほとんどなされておらず、この点につき発明者らは鋭意検討を行った。その結果、鋼の化学組成を工夫することにより優れた黒皮外周旋削性が得られるという知見を新規に得て、本発明を完成するに到った。

また、発明者らは、黒皮外周旋削性に優れる鋼材において、特にねじり疲労強度向上の観点カゝら鋭意検討を行った結果、鋼材の製造方法を工夫することにより優れたねじり疲労強度と黒皮外周旋削性が両立できることを新規に知見した。第二の本発明は、以上の知見を基になされたものである。本発明の要旨とするところは、以下の通りである。

(1) < : 0.35質量％以上0.46質量％以下、

Si: 0.16質量％以上 0.35質量％以下、

Mn: 1.0質量％超 2.0質量％以下、

P : 0.025質量％以下、

S： 0.015質量％超 0.04質量％以下、

01: 0.21質量％以上0.35質量％以下、

A1: 0.03質量％超 0.1質量％以下、 :0.5質量％未満、

Ti:0.005質量％以上 0.04質量％未満、

B： 0.0003質量％以上 0.0070質量％以下、

N： 0.002質量％以上 0.02質量％以下及ぴ

0:0.0030質量⁰ /₀以下

を含有し、残部 Fe及び不可避的不純物の成分組成を有することを特徴とする黒皮外周旋削性とねじり強度に優れた鋼材。

(2) C： 0.35質量％以上 0.46質量％以下、

:0.16質量％以上0.24質量％以下、

n: 1.0質量％超 1.4質量％以下、

?:0.025質量％以下、

S： 0.015質量％超 0.04質量％以下、

Cu: 0.21質量％以上 0.35質量⁰ /₀以下、

Al:0.03質量％超 0.1質量％以下、

:0.5質量％未満、

Ti： 0.005質量％以上 0.04質量％未満、

B： 0.0003質量％以上 0.0070質量％以下、

:0.002質量％以上0.02質量％以下及ぴ

0:0.0030質量％以下

(3)前記（1)または（2)において、さらに 1^:0.05質量％以上3.5質量％以下を含有する黒皮外周旋削性とねじり強度に優れた鋼材。

(4)前記（1)〜（³)のいずれかにおいて、さらに

1 :0.005質量％以上0.1質量％以下及ぴ

:0.01質量％以上0.5質量％以下

'力選ばれる 1種または 2種を含有する黒皮外周旋削性とねじり強度に優れた鋼材。すなわち、上記（1)または（2)の C力 Oまでの規定を満たし、オプションとして上記（3)の Niをさらに含有し、これとは独立のオプションとして上記 (4)の Nb、 Vの 1種または 2種をさらに含有し残部 F_eおよび不可避的不純物の成分組成とすることにより、本発明の目的を達成することができる。また、第二の本発明の要旨とするところは、以下の通りである。

(5) C： 0.35質量％以上 0.46質量％以下、

0.16質量％以上 0.35質量。/。以下、

Mn: 1.0質量％超 2.0質量％以下、

? : 0.025質量％以下、

S： 0.015質量％超 0.04質量％以下、

Cu： 0.21質量。/。以上 0.35質量％以下、

^: 0.03質量％超 0.1%質量。/。以下、

Cr: 0.5質量。 /。未満、

Ti： 0.005質量⁰ /₀以上 0.04%質量⁰ /₀未満、

B： 0.0003質量％以上 0.0070質量％以下、

N： 0.002質量％以上 0.02質量％以下及ぴ

0 : 0.0030質量％以下

を含有し、残部 Fe及ぴ不可避的不純物の成分組成を有する素材に、熱間圧延を施すに際し, 当該素材を 1100°C以上 1250°C以下の温度域に加熱し、 1000°C以上の温度域で圧延を終了することを特徴とする黒皮外周旋削性とねじり疲労強度に優れた鋼材の製造方法。

(6) C： 0.35質量％以上 0.46質量％以下、

&: 0.16質量％以上0.24質量％以下、

Mn: 1.0質量％超1.4質量％以下、

P : 0.025質量％以下、 - S : 0.015質量⁰ /₀超 0.04質量％以下、

Cu: 0.21質量％以上 0.35質量％以下、

: 0.03質量％超0.1%質量％以下、

: 0.5質量％未満、

Ti： 0.005質量％以上 0.04%質量。 /₀未満、

B： 0.0003質量％以上 0.0070質量％以下、

N: 0.002質量％以上 0.02質量。 /₀以下及ぴ 0 : 0.0030質量％以下

を含有し、残部 Fe及ぴ不可避的不純物の成分組成を有する素材に、熱間圧延を施すに際し、当該素材を 1100°C以上 1250°C以下の温度域に加熱し、 1000°C以上の温度域で圧延を終了することを特徴とする黒皮外周旋削性とねじり疲労強度に優れた鋼材の製造方法。

(7)前記（5)または（6)において、前記素材は、さらに Ni: 0.05〜3.5質量％を含有する黒皮外周旋削性とねじり疲労強度に優れた鋼材の製造方法。

(8)前記（5)または（7)のいずれかにおいて、前記素材は、さらに

Nb： 0.005質量％以上 0.1質量％以下及び

V： 0.01質量。 /。以上 0.5質量。/。以下

力選ばれる 1種または 2種を含有する黒皮外周旋削性とねじり疲労強度に優れた鋼材の製造方法。

(9) C： 0,35質量⁰ /₀以上 0.46質量％以下、

&: 0.16質量％以上0.35質量％以下、

Mn: 1.0質量％超 2.0質量％以下、

? : 0.025質量％以下、

S： 0.015質量％超 0.04質量％以下、

Cu: 0.21質量％以上 0.35質量％以下、

A1： 0.03質量％超 0.1%質量％以下、

：0.5質量％未満、

Ti: 0.005質量％以上 0.04%質量％未満、

B： 0.0003質量％以上 0.0070質量％以下、

N： 0.002質量％以上 0.02質量％以下及ぴ

0 : 0.0030質量％以下

を含有し、残部 Fe及ぴ不可避的不純物の成分組成を有する素材に、熱間圧延を施すに際し、当該素材を 1100°C以上 1250°C以下の温度域に加熱し、 1000で以上の温度域で第 1段の圧延を終了し、さらに 1050°C以上 1150で以下の温度域に加熱し、 1000で以上の温度域で第 2段の圧延を終了することを特徴とする黒皮外周旋削性とねじり疲労強度に優れた鋼材の製造方法。

(10) C： 0.35質量％以上 0.46質量％以下、 : 0.16質量％以上0.24質量％以下、

Mn: 1.0質量％超 1.4質量％以下、

?:0.025質量％以下、

S： 0.015質量％超 0.04質量％以下、

01: 0.21質量％以上0.35質量％以下、

^: 0.03質量％超0.1%質量％以下、

:0.5質量％未満、

Ti: 0.005質量％以上 0.04%質量％未満、

B： 0.0003質量％以上 0.0070質量％以下、

N: 0.002質量。 /₀以上 0.02質量％以下及び

0 : 0.0030質量％以下

を含有し、残部 Fe及ぴ不可避的不純物の成分組成を有する素材に、熱間圧延を施すに際し. 当該素材を 1100°C以上 1250°C以下の温度域に加熱し、 1000で以上の温度域で第 1段の圧延を終了し、さらに 1050°C以上 1150°C以下の温度域に加熱し、 1000°C以上の温度域で第 2段の圧延を終了することを特徴とする黒皮外周旋削性とねじり疲労強度に優れた鋼材の製造方法。

(11)前記（9)または（10)において、前記素材は、さらに1^: 0.05〜3.5質量％を含有する黒皮外周旋削性とねじり疲労強度に優れた鋼材の製造方法。

(12)前記（9)から（11)のいずれかにおいて、前記素材は、さらに

Nb: 0.005質量％以上0.1質量％以下及ぴ

V： 0.01質量％以上 0.5質量％以下

力選ばれる 1種または 2種を含有する黒皮外周旋削性とねじり疲労強度に優れた鋼材の製造方法。すなわち、上記（5)または（6)の C力 Oまでの規定を満たし、オプションとして上記（7)の Niをさらに含有し、これとは独立のオプションとして上記 (8)の Nb、 Vの 1種または 2種をさらに含有し、残部 Feおよび不可避的不純物の成分組成とした素材に、上記 (5)または（6)に記載の条件にて熱間圧延を施すことにより、第二の本発明の目的を達成することができる。

また、上記（9)または（10)の C力 Oまでの規定を満たし、オプションとして上記（11)の Niをさらに含有し、これとは独立のオプションとして上記（12)の Nb、 Vの 1種または 2種をさらに含有し、残部 Feおよび不可避的不純物の成分組成とした素材に、上記（9)または（10)に記載の条件にて熱間圧延を施すことによつても、第二の本発明の目的を達成することができる。なお、第二の本発明において、鋼材の製造方法を工夫することにより優れたねじり疲労強度と黒皮外周旋削性が両立できるこという知見について、以下、説明する。

さて、機械構造用部品に用いられる鋼材においては、まず、黒皮外周旋削性や穴あけ加工性 (machinability in driUing)等の被削性 (machinability)を確保することが重要であり、そのためには、 Sを添加することにより鋼中に MnSを生成させ被削性を向上させている。この鋼組成の下、ねじり疲労強度の向上を鋭意検討したところ、 MnSの形態がねじり疲労強度に非常に大きな影響を与えることを知見した。疲労強度に及ぼす MnSの影響については、回転曲げ試験 (rotating bending test)等による曲げ疲労強度（rotating bending fatigue strength)あるいは転動疲労強度（rolling contact fatigue strength)等に関しては過去に検討がなされている力 S、本発明が課題とする、ねじり疲労強度に及ぼす影響については従来、詳細に検討されていなかった。

そこで、発明者らは、製造条件を変えて MnSの形態を変化させた鋼材について、ねじり疲労試験後に試験片の破面観察（observation of fracture surfaces)を行った。その結果、鋼中の MnS は高周波焼入後のねじり疲労試験の際に発生した亀裂 (crack)の伝播経路となって亀裂伝播速度（crack propagation rate)を速めるため、疲労強度を低下させることが判明した。その影響度合いは、 MnSの延伸度（aspect ratio of MnS)が小さければ少ないが、延伸度が大きい場合は、ねじり疲労強度を顕著に低下させる。

したがって、ねじり疲労強度の向上には、 MnSの延伸を抑制することが非常に重要である。この点に関して、鋼材の製造条件の観点からさらに詳細な検討を行った結果、次に示す知見を得た。

• MnSを生成させた鋼素材、例えば鎳片を熱間圧延する際に、加熱温度を上昇するに従って、 MnSがー部溶解し MnSの粒径が減少する。これを熱間圧延すると、 MnSはより低温加熱の場合より延伸度は小さくなる。また、一度溶解した MnSは圧延途中で比較的微細に再び析出するため、鋼中での平均的な MnSの延伸度合いは、低 S¾熱と比較して小さくなる。

さらに、圧延条件の影響についても検討した結果、 MnSが最も延伸する温度域は 900°C超 1000°C未満の範囲であり、この温度よりも高温領域おょぴ低温領域においてはその延伸度合いは小さいことが判明した。すなわち、加熱温度を高温化し、圧延温度域として 900°C超 1000°C未満の範囲を回避することにより、 MnSの延伸を顕著に抑制することができる。

以上のように、加熱温度を 1100〜1250°Cとし、圧延を 1000°C以上で終了することにより、 MnS の延伸が抑制される結果、力べして得られた鋼材は高周波焼入後にねじり疲労試験を行った場合の強度が顕著に向上するのである。なお、以上の知見を得るに際し、 MnSの延伸状態は、光学顕微鏡により倍率 100倍の観察にて確認した。ところで、前記組成とすることで、優れた黒皮外周旋削性を得ることができる力熱間圧延において、加熱温度を 1100〜1250°Cの範囲とすると、この温度域より低温で加熱した場合に比較して. スケール層の下 (母材鋼材部との界面)への Cuの濃化度合いが高まるので、黒皮外周旋削性がさらに向上する。加熱温度を 1250°Cより高温とした場合は、圧延割れ等による鍚片の表面疵が増加し、圧延後の棒鋼材の表面性状が劣化する。発明を実施するための最良の形態

以下、本発明の限定理由について、成分毎に詳しく説明する。なお、以下の「％」表示は、特に断らない限り「質量％」を意味する。

C : 0.35%以上 0.46%以下

Cは、焼入れ性（hardenability)への影響が最も大きい元素であり、焼入硬化層（hardening layer)の硬さおょぴ深さを高めて、ねじり強度やねじり疲労強度を向上させる上で有用である。含有量が 0.35%に満たないと、必要とされるねじり強度や好適なねじり疲労強度を確保するために、焼入硬化深さを飛躍的に高めねばならず、その際、焼割れ (quenching crack)の発生が顕著となること力ら、 C含有量は 0.35%以上とする。一方、 0.46%を超えて含有させると、ねじり試験時に脆性破壌 (brittle failure)を起こし、カ^ってねじり強度やねじり疲労強度が低下する他、焼入れ時に焼割れが発生しやすくなる。従って、 C含有量は 0.35%以上 0.46%以下とする。好ましく^]、 0.38%以上 0.42%以下である。

Si: 0.16%以上 0.35%以下、好ましくは 0.24%以下

Siは、炭化物（carbide)生成を抑制し、炭化物による粒界強度（resistance to intergranular fracture)の低下を抑制する。また、フェライト中に固溶し (solid solutioning)強化するほか、焼入れ後の焼戻し時の焼戻し軟化抵抗（resistance to temper softening)を向上させる元素であり、このことによりねじり強度やねじり疲労強度を向上させる。さらに、脱酸元素としても有用であるため、 0.16%以上で含有させる。しかし、 0.35%を超えて含有させると、フェライトの固溶硬化（solid solution strengthening)により硬さが上昇し、切削性およぴ冷間鍛造性の低下を招く。従って、 Si 含有量は、 0.16%以上 0.35%以下とする。 Si含有量は 0.24%以下とすると、とりわけ優れたねじり強度、ねじり疲労強度、切削性および冷間鍛造性を得ることができる。さらに好ましくは、 0·22°/_ο以下である。

他方、 Si: 0.24%超〜 0.35%の領域では焼戻し軟化抵抗が高いため、耐ピッチング性が向上するという特長があり、 Si: 0.16~0.24%の鋼に対し、ピッチング寿命で概ね²0%以上の改善が得られる。なお、ピッチング寿命は、すべり転動疲労試験 (試験条件:ヘルツ応力 3.4GPa、すべり率 40°んディーゼル油潤滑、油温 70°C、相手材 JIS G 4805規定 SUJ2ローラー（先端半径 R300) ) にて調査した。

Mn: 1.0%超 2.0%以下、好ましくは 1.4%以下

Mnは、焼入れ性を向上させ、焼入れ時の硖化深さを確保する上で必須の成分であり、そのためには 1.0%を超える含有が必要である。一方、 2.0%を超えて含有させると、焼入れ後の残留オーステナイト（retained austenite)が増加して、かえって表面硬度を低下させ、ねじり強度及ぴねじり疲労強度を低下させるため、 2.0%以下の含有とする。 Mn含量は 1.4%以下とすると、とりわけ優れたねじり強度やねじり疲労強度を得ることができる。さらに好ましくは、 1.3%以下、またさらに好ましくは 1.2%以下である。 ·

他方、 Mn: 1.4%超〜 2.0%の領域では、焼入れ焼戻し後の硬度が高いため、耐ピッチング性が向上するという特長があり、 Mnl.0〜1.4%の鋼に対し、前記ピッチング寿命で概ね 12%以上の改善が得られる。

Ρ : 0.025%以下

Ρは、オーステナイトの粒界に偏析し、粒界強度を低下させることによりねじり強度やねじり疲労強度を低下させ、また焼入れ時に焼割れを助長する。従って、その含有量は極力低下させることが望ましいが、 0.025%までは許容される。好ましくは、 0.020%以下とする。

S: 0.(H5%超 0.04%以下

Sは、鋼中で MnSを形成し切削性を向上させるために含有させる。この効果は、 0.015%以下で乏しぐ一方 0.04%を超えて添加すると、粒界強度を低下させてねじり強度やねじり疲労強度が低下するため、 0.04%以下の添加とする。

Cu: 0.21%以上 0.35%以下

Cuは、本発明において最も重要な元素であり、本発明の鋼において 0.21%以上で含有させれば、鋼材の黒皮下に Cuが濃化し、これにより黒皮外周旋削時に工具表面に Cuが付着して工具摩耗 (tool wear または tool failure)を抑制する効果を発揮する。しかし、 0.35%を超えて添カロすると、熱間加工性（hot workability)を阻害するため 0.35%以下の添加とする。好ましくは、 0.30%以下とする。

A1: 0.03%超 0.1%以下

A1は、脱酸による低酸素化のために有効な元素であるとともに、 Nと結合して A1Nを形成し、これが焼入れ加熱時のオーステナイト粒の成長を抑制する。また、炭化物生成を抑制し、炭化物による粒界強度の低下を抑制する。すなわち A1はこれらの効果によりねじり強度やねじり疲労強度を向上させる元素である。これらの効果は、 0.03%以下の含有では小さぐ一方 0.1%を超えて添加してもその効果が飽和し、成分コストの上昇を招くため、 0.03%超え 0.1%以下の添加とする。好ましくは、 0.07%以下とする。

Cr: 0.5%未満

Crは、焼入れ性に有用な元素であり、焼入れ時の硬化深さを確保するために、好ましくは 0.06%以上で添加するが、 0.5%以上になると、炭化物を安定化させて残留炭化物の生成を促進し、粒界強度を低下してねじり強度やねじり疲労強度を劣化させる。従って、 Crの含有量は、 0.5%未満とする。好ましくは 0.4%以下、さらに好ましくは 0.3%以下とする。

Ti: 0.005%以上 0.04%未満

Tiは、 Nと結合することによって、 B力 ¾Νとなることを防止し、もって Βの焼入れ性の向上効果が消失するのを防止するため、すなわち Βの焼入れ性の向上効果を十分に発揮させるために添加する。そのためには、 Tiは 0.005%以上で含有させる必要がある。一方、含有量が 0.04%以上になると、 TiNが多量に形成されてねじり強度やねじり疲労強度を低下させるため、 0.04%未満の添加とする。好ましくは、 0.01%以上 0.03%以下とする。

B： 0.0003%以上 0.0070%以下

Bは、微量の添カ卩により焼入れ性を向上させ、焼入れ時の焼入れ深さを高めることによりねじり強度やねじり疲労強度を向上させる。また、 Bは粒界に優先的に偏析し、粒界に偏析する Pの濃度を低減し、粒界強度を向上してねじり強度やねじり疲労強度を向上させる元素であり、積極的に添加する。この含有量力 SO.0003%未満ではその効果カ小さぐ一方 0.0070%を超えて添加すると、その効果が飽和し成分コストの上昇を招くため、 0.0070%以下で含有する。好ましくは、 0.0005%以上 0.0040%以下である。 N: 0.002%以上 0.02%以下

Nは、 Al、 Ti又は Nbと窒化物を形成しあるいは、 Cとともに Al、 Ti又は Nbと結合して炭窒化物を形成する。これらが焼入れ加熱時のオーステナイトの成長を抑制することにより、粒界強度、強いてはねじり強度やねじり疲労強度を向上させる。そのためには、 0.002%以上で含有させる必要がある。一方 0.02%を超えて含有させると、熱間変形能 (hot formability)を低下させて連続鍚造（continuous casting)時に铸片の表面欠陥を著しく増加させるため、 Nの含有量は 0.002%以上 0.02%以下とする。好ましくは、 0.003%以上 0.01%以下である。

0 : 0.0030%以下

Qは、硬質の酸化物系非金属介在物（oxide non-metallic inclusion)として存在するとともに、粒界に偏析し粒界強度を低下させる原因になる。また、 O量の増大は酸化物系非金属介在物のサイズを極めて粗大化させる。これらは、特に疲労強度に有害であるため、極力低減することが望ましぐ 0.0030%以下に低減する必要がある。好ましくは、 0.0020%以下まで抑制する。本発明においては、上記の化学組成の他にも、次の成分を適宜添加することが可能である。

Ni: 0.05%以上 3.5%以下

Niは、炭化物生成を抑制し、この炭化物による粒界強度の低下を抑えてねじり強度やねじり疲労強度を向上させる元素である。また、焼入れ性を向上させる元素であり、焼入れ性を調整する場合に用いることができる。そのためには、 0.05%以上で添加することが好ましい。一方、 Mは. 極めて高価な元素であり、 3.⁵%を超えて添加すると鋼材のコストが上昇するため、 3.5%未満の添加とする。より好ましくは、 1.0%以下とする。さらに、本発明においては、 Nb: 0.005%以上 0.1%以下及ぴ V: 0.01質量％以上 0.5質量％以下力選ばれる 1種または 2種を添加することができる。これら成分の作用は、以下の通りである。

Nb： 0.005%以上 0.1%以下

Nbは、鋼中で C、 Nと結合し微細球状の炭化物あるいは炭窒化物を形成し、これが焼戻し後の粒界炭化物を球状化 (spheroidizing)することによって、粒界強度の低下を抑制する。また、析出強化（precipitation strengthening)作用の極めて強い元素であり、焼戻し軟化抵抗を向上させる元素である。すなわち Nbはこれらの効果によりねじり強度やねじり疲労強度を向上させる。そのためには、 Nbを 0.005%以上で添加することが好ましい。一方 0.1%を超えて添カ卩してもその効果が飽和するため、 0.005%以上 0,1%以下の添加とする。より好ましくは、 0.01%以上 0.05% 以下とする。

V： 0.01%以上 0.5%以下

Vは、鋼中で C、 Nと結合し微細球状の炭化物あるいは炭窒化物を形成し、これが高周波焼戻し後の粒界炭化物の形状を球状化することによって、粒界強度の低下を抑制する。また、 Vは析出強化作用の極めて強い元素であり、また、焼戻し軟化抵抗を向上させる元素である。すなわち Vはこれらの効果によりねじり強度やねじり疲労強度を向上させる。そのためには、 Vを 0.01%以上で添加することが好ましい。一方 0.5%を超えて添加してもその効果が飽和するため、 0.01%以上 0.5%以下の添加とする。より好ましくは、 0.03%以上 0.3%以下である。なお、本発明の鋼材では、その組織を特に限定する必要はなぐフェライト (ferrite)、パーライト (pearlite)又はべイナイト（bainite)等のいずれでも良レ、。またこれらの混合相であっても問題は無い。中でも、フェライトーパーライト主体組織が好適である。なお、本発明の鋼材の製造方法については特に限定されるものではなぐ従来法に従って製造すれば良い。言うまでもなぐ後述の第二の本発明で規定する製造条件や好適条件を採用しても全く問題は無い。以下、第二の本発明における、鋼材の製造条件について説明する。上記の成分 ,祖成の下に溶製された鋼は、錶造によってスラブ（slab)、ブルーム (bloom)およびビレット (billet)などの素材 (铸片）に製造され、以下に示す熱間圧延に供され、所望の鋼材となる。

この熱間圧延においては、上記素材を、まず、 1100°C以上 1250°C以下の温度域に加熱する。ここで、加熱温度を 1100〜1250°Cの範囲にするのは、 1100°C未満になると、 MnSが全く固溶せず铸造時の粗大な MnSのまま圧延されることになり、 MnSが著しく延伸するためである。一方、加熱温度を 1250°C以下とするのは、この温度を超えると部分的に粒界が溶融し、熱間変形能が低下するため熱間圧延が困難になる力である。

次いで、 lOOOt以上の温度域で熱間圧延を行う。ここで、圧延温度を 1000°C以上とするのは、これを下回る温度域においては MnSの延伸が顕著になるためである。なお、本発明の製造方法においては、素材 (铸片）に施す熱間圧延は、 1回に限らず、 2回の圧延により最終形状に成形してもよい。その場合の熱閬圧延温度についても以下に規定する。第 1段の圧延温度については上記と同一である。次の第 2段の圧延温度については、第 1段の圧延より MnSが微細化されているため、加熱温度は MnSが固溶しない温度まで低下させてもよい。しかし、熱間圧延温度が 1000°Cを下回ると、 MnSの延伸が生じることから、 1000°C以上の温度で圧延する必要がある。具体的には、第 2段の加熱温度が 1050 を下回ると、熱間圧延温度を 1000°C以上に維持することが困難になるため、第 2段の圧延温度は 1050°C以上とする。一方、上限を 1150°Cとするのは、これを超える温度では熱間変形能が低下し熱間圧延が困難となるためである。

なお、探用されることはコストの観点から多くないが、第 3段以降の熱間圧延を付加することは自由である。この場合、第 3段以降の熱間圧延条件は、上記第 2段の条件と同じとすればよい。

〔実施例〕

(実施例 1)

以下、本発明の実施例について説明する。

表 1に示す化学組成の鋼を、転炉（converter)—連続鎳造プロセスにより溶製（steelmakng)した。この錶造時の鎳片サイズは 300 Χ 400πιπιであった。この鎳片を、ブレークダウン (breakdown)工程を経て 150mm角ビレットに圧延したのち、 1050°Cに再加熱後、 30mm φの棒鋼に圧延した。

ここで、この棒鋼を 200mm長さに切断後、 NC旋盤 (Numerical Control lathe)にて JIS B4053に規定の P10 (コーナー半径（corner radius) : 0.8mm)の超硬工具を用い、切り込み lnim、切削速度 200m/min、送り 0.2mm/rev.の条件の乾式（dry cutting)にて、黒皮外周旋削試験を行った。また、工具寿命について、 JIS B 0170に規定の工具逃げ面摩耗（flank wear) (V_B)が 0.2mmとなるまでの切削時間で評価した。

さらに、得られた棒鋼を用いて、平行部 20mm φのねじり試験片を作製し、周波数 15kHzの髙周波焼入装置を用いて 950〜1000°Cに誘導加熱し、焼入れた後、加熱炉にて 170°Cで 30分の焼戻し処理を施し、その後ねじり強度試験を行った。ねじり強度試験は、最大トルク 5kN'mのねじり試験機を用いて、ねじり速度 10° /分の条件でねじり破断強度を求め、ねじり強度とした。なお、ねじり試験片の硬化層深さは、表層力硬さがビッカース硬さで 450ポイントとなるまでの距離とした。

以上の測定並びに評価の結果を、表 2に示す。表 2から明らかなように、前記組成を満足する鋼材は、優れた黒皮外周旋削性を有し、ねじり強度も充分であった。これに対し、いずれかの組成が前記組成範囲を外れた場合は、黒皮外周旋削性とねじり強度のすくなくともどちらかが不充分となった。なお、本実験条件における、本願が対象とする分野の従来鋼材の黒皮外周旋削性（工具寿命）は概ね ³00〜⁶00sec程度である。

表 1

表 2

(実施例 2)

表 3に示す化学組成の鋼を、転炉一連続鍚造プロセスにより溶製して鎵片とした。鎵造時の铸片サイズは 400 X 560mmであった。この鎳片をブレークダウン工程にて、直径 90mmの棒鋼に熱間圧延した。この熱間圧延条件を、表 4に示す。

実施例 1と同様に、この棒鋼を、 200mm長に切断後、 NC旋盤にて JIS B4053に規定の P10 (コ —ナー半径： 0.8mm)の超硬工具を用い、切り込み lmm、切削速度 200m/minおよぴ送り 0.2mm /rev.の条件で乾式にて黒皮外周旋削試験を行った。工具寿命は、工具逃げ面摩耗 (V_B)が 0.2nunとなるまでの切削時間で評価した。

次に、棒鋼の圧延方向より、平行部 20mm φのねじり試験片を採取し、周波数 15kHzの高周波焼入れ装置を用いて 950〜1000°Cに誘導加熱し、焼入れた後、加熱炉にて 170°Cで 30分の焼戻し処理を行った後、ねじり疲労試験を行った。ねじり疲労試験は、最大トルク 5kN'mのねじり試験機を用いて、両振りでトルク条件を変えてねじり速度 1Hzの条件で行い、 5 X 10⁴回で寿命となるトルクを疲労強度とした。また、ねじり試験片の硬化層深さについて、表面力硬さがビッカース硬さで 450ポイントとなるまでの距離を測定した。

以上の測定並びに評価の結果を、表 4に併記する。

表 4に示すように、特に本発明の圧延条件を満足することによって、優れた黒皮外周旋削性に加えて、優れたねじり疲労強度が得られる。

なお、実施例 1と同様の方法でねじり強度も確認した力前記規定の組成範囲にある No2- 1〜 2-8においては、 2.3〜2.5kN'm程度、また 2_17〜2 - 21、 2-23においても 2.1〜2.3kN-m程度と優れた値を示した。

表 3

表 4

*第二発明の範囲を外れる本発明

(実施例 3)

表 3に示した化学組成の鋼を、転炉—連続铸造プロセスにより溶製して鎵片とした。鐃造時の鎳片サイズは 400 X 560mmであった。この鍚片をブレークダウン工程にて、 150mm角ビレットに熱間圧延 (第 1段熱間圧延)し、さらに熱間圧延 (第 2段熱間圧延）により直径 30mmの棒鋼に成形した。これら熱間圧延条件を、表 5に示す。

実施例 1と同様に、この棒鋼を、 200mm長に切断後、 NC旋盤にて JIS B4053に規定の P10 (コ —i "一半径： 0.8mm)の超硬工具を用い、切り込み lmm、切削速度 200mZminおよび送り 0.2mm /rev.の条件で乾式にて黒皮外周旋削試験を行った。工具寿命は、工具逃げ面摩耗 (V_B)が 0.2mmとなるまでの切削時間で評価した。

次に、棒鋼の圧延方向より、平行部 20mm ψのねじり試験片を採取し、周波数 15kHzの高周波焼入れ装置を用いて 950〜1000°Cに誘導加熱し、焼入れた後、加熱炉にて 170°Cで 30分の焼戻し処理を行った後、ねじり疲労試験を行った。ねじり疲労試験は、最大トルク 5kN'mのねじり試験機を用いて、両振りでトルク条件を変えてねじり速度 1Hzの条件で行い、 5 X 10⁴回で寿命となるトルクを疲労強度とした。

また、ねじり試験片の硬化層深さについて、表面力硬さがビッカース硬さで 450ポイントとなるまでの距離を測定した。

以上の測定並びに評価の結果を、表 5に併記する。表 5に示すように、特に本発明の圧延条件を満足することによって、優れた黒皮外周旋削性に加えて、優れたねじり疲労強度が得られる。

なお、実施例 1と同様の方法でねじり強度も確認した力前記規定の組成範囲にある No3 - 1〜 3- 8においては、 2.3〜2.5kN'm程度、また 3-17〜3- 23においても 2.1〜2.3kN'm程度と優れた値を示した。表 5

産業上の利用の可能性

本発明によれば、黒皮外周旋削性に優れかつねじり強度の高い、あるいはさらにねじり疲労強度の高い、機械構造用部品に適した鋼材を提供することができる。特に、シャフト部品等に要求きれることの多い、黒皮外周旋削性の改善を、当該部品の出発材である鋼材によって図ることができるから、本発明による産業上の効果は極めて顕著である。

Claims

請求の範囲

1. 0 : 0.35質量％以上0.46質量％以下、

: 0.16質量％以上0.35質量％以下、

Mn: 1.0質量％超 2.0質量％以下、

P : 0.025質量。 /₀以下、

S： 0.015質量％超 0.04質量％以下、

01: 0.21質量％以上0.35質量％以下、

: 0.03質量％超0.1%質量％以下、

.0: 0.5質量％未満、

Ti: 0.005質量％以上 0.04%質量％未満、

B： 0.0003質量％以上 0.0070質量％以下、

N: 0.002質量。 /₀以上 0.02質量。 /₀以下及ぴ

O： 0.0030質量％以下を含有し、

オプションとしてさらに ^: 0.05質量％以上 3.5質量％以下を含有し、

オプションとしてさらに Nb : 0,005質量％以上 0.1質量％以下及び V： 0.01質量％以上 0.5 質量％以下カゝら選ばれる 1種または 2種を含有し、

残部 Fe及ぴ不可避的不純物の成分組成を有する鋼材。

2. 請求項 1に記載の鋼材であって、

Si： 0.16質量。/。以上 0.24質量％以下、

Mn: 1.0質量％超 1.4質量％以下、

である鋼材。

3. 請求項 2に記載の鋼材であって、

C： 0.35質量％以上 0.46質量％以下、

: 0.16質量％以上 0.24質量。/。以下、

Mn : 1.0質量％超 1.4質量％以下、

? : 0.025質量％以下、

S： 0.015質量％超 0.04質量％以下、

Cu: 0.21質量％以上 0.35質量。/。以下、

Al: 0.03質量％超 0.1%質量％以下、 : 0.5質量％未満、

Ti: 0.005質量％以上 0.04%質量。 /₀未満、

B： 0.0003質量％以上 0.0070質量％以下、

N： 0.002質量％以上 0.02質量％以下及び

〇： 0.0030質量％以下を含有し、

残部 Fe及ぴ不可避的不純物の成分組成を有する鋼材。

4. 請求項 2に記載の鋼材であって、 Ni: 0.05質量。/。以上 3.5質量％以下を含有する鋼材。

5. 請求項 2または 4に記載の鋼材であって、 Nb : 0.005質量。 /。以上 0.1質量％以下及び V： '0.01質量％以上 0.5質量％以下力選ばれる 1種または 2種を含有する鋼材。

6. C : 0.35質量％以上 0.46質量％以下、

&: 0.16質量％以上0.35質量％以下、

n: 1.0質量％超 2.0質量％以下、

P : 0.025質量。/。以下、

3 : 0.015質量％超0.04質量％以下、

Cu: 0.21質量％以上 0.35質量％以下、

A1: 0.03質量％超 0.1%質量％以下、

&: 0.5質量％未満、

Ti: 0.005質量％以上 0.04%質量％未満、

B： 0.0003質量。/。以上 0.0070質量％以下、

N： 0.002質量。/。以上 0.02質量％以下及ぴ

O： 0.0030質量。/。以下を含有し、

オプションとしてさらに Ni:0.05質量。 /₀以上 3.5質量％以下を含有し、

オプションとしてさらに Nb : 0.005質量％以上 0.1質量％以下及ぴ V： 0.01質量％以上 0.5 質量％以下カゝら選ばれる 1種または 2種を含有し、

残部 Fe及ぴ不可避的不純物の成分組成を有する素材に、

熱間圧延を施すに際し、当該素材を 1100°C以上 1250°C以下の温度域に加熱し、 1000°C 以上の温度域で圧延を終了する、鋼材の製造方法。

7. 請求項 6に記載の鋼材の製造方法であって、前記素材の組成が : 0.16質量％以上0.24質量％以下、

Mn: 1.0質量％超 1.4質量％以下、

である鋼材の製造方法。

8. 請求項 7に記載の、鋼材の製造方法であって、素材が、

〇: 0.35質量％以上0.46質量％以下、

31: 0.16質量％以上0.24質量％以下、

Mn: 1.0質量％超 1.4質量％以下、

P : 0.025質量％以下、

S： 0.015質量％超 0.04質量％以下、

Cu: 0.21質量％以上 0.35質量％以下、

A1 : 0.03質量％超 0.1%質量％以下、

0: 0.5質量％未満、

Ti: 0.005質量％以上 0.04%質量％未満、

B： 0.0003質量％以上 0.0070質量％以下、

N： 0.002質量％以上 0.02質量。/。以下及ぴ

0 : 0.0030質量。/。以下 - を含有し、残部 Fe及ぴ不可避的不純物の成分組成を有する、鋼材の製造方法。

9. 請求項 7に記載の、鋼材の製造方法であって、素材が Ni: 0.05〜3.5質量％を含有する、鋼材の製造方法。

10. 請求項 7または 9に記載の、鋼材の製造方法であって、素材が 1 : 0.005質量％以上 0.1 質量％以下及ぴ V： 0.01質量％以上 0.5質量％以下力選ばれる 1種または 2種を含有する、鋼材の製造方法。

11. < : 0.35質量％以上0.46質量％以下、

Si: 0.16質量％以上 0.35質量。/。以下、

Mn: 1.0質量％超2.0質量％以下、

P : 0.025質量％以下、

' S： 0.015質量％超 0.04質量％以下、 s

Cu： 0.21質量％以上 0.35質量％以下、 Al: 0.03質量％超 0.1%質量％以下、

Cr: 0.5質量⁰ /₀未満、

Ti: 0.005質量％以上 0.04%質量％未満、

B： 0.0003質量％以上 0.0070質量％以下、

N： 0.002質量。/。以上 0.02質量％以下及び

O： 0.0030質量％以下を含有し、

オプションとしてさらに M: 0.05質量 °/₀以上 3.5質量％以下を含有し、

オプションとしてさらに 1^ : 0.005質量％以上 0.1質量％以下及ぴ ¥ : 0.01質量％以上 0.5 質量。以下から選ばれる 1種または 2種を含有し、

' 残部 Fe及ぴ不可避的不純物の成分組成を有する素材に、

熱間圧延を施すに際し、当該素材を 1100°C以上 1250°C以下の温度域に加熱し、 1000°C 以上の温度域で第 1段の圧延を終了し、

さらに 10⁵0°C以上 1150°C以下の温度域に加熱し、 1000°C以上の温度域で第 2段の圧延を終了する、鋼材の製造方法。

12. 請求項 11に記載の鋼材の製造方法であって、前記素材の組成が

Si: 0.16質量％以上 0.24質量。/。以下、

Mn: 1.0質量％超1.4質量％以下、

である鋼材の製造方法。

13. 請求項 12に記載の、鋼材の製造方法であって、素材が、

C： 0.35質量％以上 0.46質量％以下、

Si: 0.16質量％以上 0.24質量％以下、

Mn: 1.0質量％超 1.4質量％以下、

P : 0.025質量。 /₀以下、

S： 0.015質量％超 0.04質量％以下、

Cu: 0.21質量％以上 0.35質量％以下、

A1: 0.03質量％超 0.1%質量％以下、

: 0.5質量％未満、

Ti: 0.005質量％以上 0.04%質量％未満、

B： 0.0003質量％以上 0.0070質量％以下、

N： 0.002質量％以上 0.02質量％以下及ぴ O： 0.0030質量％以下を含有し、

残部 Fe及ぴ不可避的不純物の成分組成を有する、鋼材の製造方法,

14. 請求項 12に記載の、鋼材の製造方法であって、素材が Ni: 0.05〜3.5質量。 /。を含有する、鋼材の製造方法。

15. 請求項 12または 14に記載の、鋼材の製造方法であって、 Nb： 0.005質量％以上 0.1質量。 /₀以下及ぴ V： 0.01質量。 /₀以上 0.5質量。 /₀以下力選ばれる 1種または 2種を含有する、鋼材の製造方法。