JP3534146B2

JP3534146B2 - 耐疲労特性に優れた非調質鋼材及びその製造方法

Info

Publication number: JP3534146B2
Application number: JP01604797A
Authority: JP
Inventors: 宏二渡里; 康孝岡田
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1997-01-30
Filing date: 1997-01-30
Publication date: 2004-06-07
Anticipated expiration: 2017-01-30
Also published as: JPH10212559A

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、耐疲労特性に優れ
た非調質鋼材及びその製造方法に関する。更に詳しく
は、熱間加工後に焼入れ焼戻しの調質処理を施さずとも
優れた疲労強度−被削性バランスを有する、機械構造部
品などの素材として好適な非調質鋼材及びその製造方法
に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】従来、高い疲労強度を必要とする鋼製の
機械構造部品などは、熱間加工で所定の形状に粗加工
し、次いで切削加工によって最終の所望形状とした後、
焼入れ焼戻しの調質処理を施すのが一般的であった。し
かしこの調質処理には多くのエネルギーとコストを費や
す。そこで近年、省エネルギーの社会的要請に応え、且
つ一方では低コスト化を図るために、熱間加工のままで
使用できる非調質鋼の開発が盛んに行われている。

【０００３】例えば、特開平４−１４１５５０号公報に
はＣｒ、Ｍｏ、Ｎｂ及びＴｉを複合添加して微細なベイ
ナイト組織とした「熱間鍛造用非調質鋼」が開示されて
いる。しかしこの非調質鋼はベイナイト型であるため従
来のフェライト・パーライト型の非調質鋼に比べて被削
性が劣るし、更には大きな変態歪が生じるため曲がりが
大きくなるという問題を有していた。したがって、曲が
り取りの矯正工程が必要となってコストアップにつなが
るものであった。

【０００４】一方、熱間加工後に冷却した鋼材をオ−ス
テナイト温度域まで再加熱して焼入れし、次いで焼戻し
処理する調質処理に代わるものとして、特開平６−２１
２３４７号公報に特定の化学組成を有する鋼を熱間鍛造
後直ちに焼入れし、その後焼戻し処理を行ってＴｉＣを
析出させる「高疲労強度を有する熱間鍛造品及びその製
造方法」が開示されている。しかしこの公報に記載の熱
間鍛造品は、熱間鍛造後に直ちに焼入れしてマルテンサ
イト組織とするので、焼入れ時の焼き割れに対する管理
が必要となるし、固溶したＴｉＣを析出させるために焼
戻しを行うのでエネルギーコストが嵩むという問題も有
していた。

【０００５】非調質鋼については、熱間加工後の切削加
工を容易にする目的から、被削性に優れた快削鋼に対す
る要求が大きくなっている。

【０００６】一般に鋼の被削性は金属組織に大きく依存
し、特開平４−１４１５５０号公報に記載の技術の項で
も触れたが、フェライト・パーライト組織を有する鋼の
場合には被削性が良好であり、フェライト・ベイナイト
組織やベイナイトあるいはマルテンサイトの単相組織の
鋼にあっては被削性が悪い。又、Ｐｂ、Ｔｅ、Ｂｉ、Ｃ
ａ及びＳなどの快削元素を単独あるいは複合添加すれば
被削性が向上することも周知の事実である。したがっ
て、従来は非調質鋼に前記の快削元素を添加して熱間加
工後の切削加工性を改善する方法が採られてきた。しか
し、非調質鋼に単に快削元素を添加しただけの場合に
は、所望の高い疲労強度を確保できないことが多い。

【０００７】こうした状況の下、例えば、特開平２−１
１１８４２号公報と特開平６−２７９８４９号公報に
は、鋼中のＣを黒鉛として存在させ、この黒鉛の切欠き
並びに潤滑効果を利用することによって被削性を向上さ
せた「被削性、焼入性に優れた熱間圧延鋼材」と「被削
性に優れた機械構造用鋼の製造方法」がそれぞれ提案さ
れている。

【０００８】しかし、特開平２−１１１８４２号公報に
提案された鋼材は、Ｂを添加しＢ窒化物（ＢＮ）を黒鉛
化の核として黒鉛化を促進させるものであって、Ｂの添
加が必須であるため凝固時に割れを生じ易いという問題
を含んでいる。一方、特開平６−２７９８４９号公報に
記載の方法は、Ａｌ添加とともに鋼中Ｏ（酸素）を低く
規制することで熱間圧延ままで黒鉛化を促進させるもの
であるが、熱間圧延後に黒鉛化焼なまし処理を施す必要
があるため、必ずしも経済的とはいえないものである。
更に、前記した２つの公報における提案はいずれも黒鉛
化を活用したものであるため、所定の形状に加工した機
械構造部品などに所望の機械的特性を付与するために
は、必ず焼入れ焼戻しの調質処理を施さねばならず、
「非調質化」と「高強度鋼の被削性の向上」を両立させ
たいとする産業界の要請には応えきれないものであっ
た。

【０００９】鉄と鋼（ｖｏｌ．５７（１９７１年）Ｓ４
８４）には、脱酸調整快削鋼にＴｉを添加すれば被削性
が高まる場合のあることが報告されている。しかし、Ｔ
ｉの多量の添加はＴｉＮが多量に生成されることもあっ
て工具摩耗を増大させ、被削性の点からは好ましくない
ことも述べられている。例えば、Ｃ：０．４５％、Ｓ
ｉ：０．２９％、Ｍｎ：０．７８％、Ｐ：０．０１７
％、Ｓ：０．０４１％、Ａｌ：０．００６％、Ｎ：０．
００８７％、Ｔｉ：０．２２８％、Ｏ：０．００４％及
びＣａ：０．００１％を含有する鋼では却ってドリル寿
命が低下して被削性が劣っている。このように、鋼に単
にＴｉを添加するだけでは被削性は向上するものではな
い。

【００１０】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記現状に
鑑みなされたもので、通常の熱間加工と冷却の条件で、
それも焼戻しを含めて熱処理を行うことなく非調質のま
まで優れた耐疲労特性を有するとともに被削性にも優れ
た、つまり疲労強度−被削性バランスに優れた機械構造
部品などの素材用として好適な低コストの鋼材とその製
造方法を提供することを目的とする。

【００１１】

【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、下記
（１）に示す被削性及び耐疲労特性に優れた非調質鋼材
及び（２）に示す被削性及び耐疲労特性に優れた非調質
鋼材の製造方法にある。

【００１２】（１）重量％で、Ｃ：０．２〜０．６％、
Ｓｉ：０．０５〜１．５％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、
Ｐ：０．０１〜０．０７％、Ｓ：０．０１〜０．２０
％、Ｔｉ：０．２５％を超え１．０％まで、Ａｌ：０．
００２〜０．０５％、Ｎ：０．００８％以下、Ｃｒ：０
〜２．０％、Ｖ：０〜０．３％、Ｎｂ：０〜０．０５
％、Ｍｏ：０〜０．５％、Ｃｕ：０〜１．０％、Ｎｄ：
０〜０．１％、Ｐｂ：０〜０．５０％、Ｃａ：０〜０．
０１％、Ｓｅ：０〜０．５％、Ｔｅ：０〜０．０５％、
Ｂｉ：０〜０．４％、残部はＦｅ及び不可避不純物の組
成であって、組織がＪＩＳ粒度番号６以上のフェライト
とラメラ間隔の平均が０．２μｍ以下のパーライトから
なるフェライト・パーライト組織である被削性及び耐疲
労特性に優れた非調質鋼材。

【００１３】（２）上記（１）に記載の化学組成を有す
る鋼を、１０５０〜１３００℃の温度域の温度に加熱し
た後９００℃以上の温度域で熱間加工を行い、次いで５
〜３０℃／分の冷却速度で冷却して、ＪＩＳ粒度番号６
以上のフェライトとラメラ間隔の平均が０．２μｍ以下
のパーライトからなるフェライト・パーライト組織とす
ることを特徴とする被削性及び耐疲労特性に優れた非調
質鋼材の製造方法。

【００１４】

【発明の実施の形態】本発明者らは、前記した目的を達
成するため非調質鋼材の化学組成及び組織について研究
を重ねた結果、下記の知見を得た。

【００１５】フェライト・パーライト組織の場合には
疲労強度は降伏強度（ＹＳ）と正の良い相関を示す。し
たがって、疲労強度を高めるためにはＹＳを向上させれ
ば良い。引張強度（ＴＳ）を上げることは被削性の点か
ら好ましくないので、フェライト・パーライト組織のＴ
Ｓを上げずにＹＳを高めることで被削性と高い疲労強度
（疲労限度（σｗ））を兼備できる。

【００１６】フェライト粒の微細化とパーライトラメ
ラ間隔の微細化はフェライト・パーライト組織のＴＳを
それほど上げることなくＹＳを高めるのに有効である。

【００１７】Ｎ量を規制した鋼材に適正量のＴｉを含
有させて熱間加工後の冷却条件を適正化すれば、フェラ
イト・パーライト組織のＴＳをそれほど上げることなく
ＹＳを高めることができ、疲労強度が飛躍的に向上す
る。これは、（イ）冷却中に微細なＴｉＣが析出してフ
ェライトが強化することと、（ロ）熱間加工における加
熱時に未固溶で存在するＴｉＣによりオーステナイト粒
の成長が抑制されることで微細な組織が得られ、この組
織の微細化によって強化（微細強化）することによるも
のである。

【００１８】適正な条件の下で鋼にＴｉを積極的に添
加すると、鋼中にＴｉの炭硫化物が形成される。

【００１９】鋼中に上記したＴｉの炭硫化物が生成す
ると、ＭｎＳの生成量が減少する。

【００２０】鋼中のＳ含有量が同じ場合には、Ｔｉの
炭硫化物はＭｎＳよりも大きな被削性改善効果を有す
る。これは、Ｔｉの炭硫化物の融点がＭｎＳのそれより
も低いため、切削加工時に工具のすくい面での潤滑作用
が大きくなることに基づく。

【００２１】Ｔｉの炭硫化物の効果を充分発揮させる
ためには、Ｎ含有量を低く制限することが重要である。
これは、Ｎ含有量が多いとＴｉＮとしてＴｉが固定され
てしまい、Ｔｉの炭硫化物の生成が抑制されてしまうた
めである。

【００２２】製鋼時に生成したＴｉの炭硫化物は、通
常の熱間加工のための加熱温度では基地に固溶しない。

【００２３】本発明は上記の知見に基づいて完成された
ものである。

【００２４】以下、本発明の各要件について詳しく説明
する。なお、成分含有量の「％」は「重量％」を意味す
る。

【００２５】（Ａ）鋼の化学組成Ｃ：Ｃは強度を確保するのに有効な元素である。その効
果を確保するためには０．２％以上の含有量を必要とす
る。しかし、０．６％を超えて含有すると切削加工時に
工具寿命が低下する。更に、フェライト・パーライト組
織におけるフェライト相の体積率が低下し、それに伴っ
てフェライト強化の効果が薄れて疲労強度が低下する。
したがって、Ｃの含有量を０．２〜０．６％とした。な
お、Ｃ含有量は０．２５〜０．５％とすることが好まし
い。

【００２６】Ｓｉ：Ｓｉは、鋼の脱酸及びフェライト相
を強化する作用がある。更に、Ｓｉ含有量の増加に伴い
切削時の切り屑表面の潤滑作用が高まって工具寿命が延
びるので、被削性を改善する作用も有する。しかし、そ
の含有量が０．０５％未満では添加効果に乏しく、一
方、１．５％を超えると前記効果が飽和するばかりか却
って被削性が劣化するようになるので、その含有量を
０．０５〜１．５％とした。なお、Ｓｉの好ましい含有
量は０．５〜１．３％である。

【００２７】Ｍｎ：Ｍｎは、固溶強化によって疲労強度
を向上させる効果を有する。しかし、その含有量が０．
１％未満では所望の効果が得られず、２．０％を超える
と焼入れ性が高くなりすぎてベイナイト組織や島状マル
テンサイト組織の生成を促進し、耐久比（σｗ／ＴＳ）
及び降伏比（ＹＳ／ＴＳ）が低下するようになる。した
がって、Ｍｎの含有量を０．１〜２．０％とした。な
お、Ｍｎ含有量は０．５〜１．７％とすることが好まし
い。

【００２８】Ｐ：Ｐは、固溶強化元素であり引張強度及
び疲労強度を向上させる効果がある。しかし、その含有
量が０．０１％未満では添加効果に乏しく、一方、０．
０７％を超えるとその効果が飽和するとともに靭性の劣
化及び延性（加工性）の低下をもたらすので、その含有
量を０．０１〜０．０７％とした。なお、Ｐの好ましい
含有量は０．０１５〜０．０５％である。

【００２９】Ｓ：Ｓは、被削性の向上に有効な元素であ
る。ＣとともにＴｉと結合してＴｉの炭硫化物を形成
し、被削性を高める作用を有する。更に、Ｍｎと結合し
たＭｎＳやＮｄを添加した場合のＮｄと結合したＮｄ₂
Ｓ₃が微細分散析出することによってフェライト生成核
密度を高くし、フェライト量を増加させるとともにフェ
ライト粒を微細化する効果を有する。しかし、その含有
量が０．０１％未満では所望の効果が得られず、０．２
％を超えるとＭｎＳが過剰に生成するのでＴｉ炭硫化物
による被削性向上効果が低下するばかりか、却って靭性
が劣化するようになるので、その含有量を０．０１〜
０．２％とした。なお、Ｓ含有量は０．０２〜０．１７
％とすることが好ましい。

【００３０】Ｔｉ：Ｔｉは、本発明において重要な元素
である。冷却中に微細なＴｉＣとして析出して鋼を析出
強化するとともに、熱間加工のための加熱時にオーステ
ナイト中に固溶しないで残った未固溶ＴｉＣのピンニン
グ効果によってオーステナイト粒の成長が抑制されるの
で組織が微細になって、微細強化（粒界強化）の効果が
生ずる。加えて、前記の析出強化と微細強化とが重畳し
て疲労強度を改善する作用を有する。更に、Ｃ及びＳと
結合してＴｉ炭硫化物を形成し、被削性を高める作用も
有する。しかし、その含有量が０．２５％以下では所望
の効果が得られず、１．０％を超えるとＴｉＣあるいは
Ｔｉ炭硫化物が凝集粗大化して却って疲労強度が低下す
る。したがって、Ｔｉの含有量を０．２５％超えて１．
０％までとした。なお、安定して疲労強度を向上させる
ためには、Ｔｉの含有量を０．２７〜０．８％とするこ
とが好ましい。

【００３１】Ａｌ：Ａｌは、鋼の脱酸の安定化及び均質
化を図るのに有効な元素である。しかし、その含有量が
０．００２％未満では所望の効果が得られず、０．０５
％を超えるとその効果が飽和するとともに、却って鋼の
被削性を低下させることになるのでその含有量を０．０
０２〜０．０５％とした。なお、Ａｌ含有量は０．００
５〜０．０３％とすることが好ましい。

【００３２】Ｎ：本発明においてはＮの含有量を低く制
御することが極めて重要である。すなわち、ＮはＴｉと
の親和力が大きいために容易にＴｉと結合してＴｉＮを
生成し、Ｔｉを固定してしまうので、Ｎを多量に含有す
る場合には前記したＴｉＣによる強化効果及びＴｉの炭
硫化物による被削性向上効果が充分に発揮できないこと
となる。Ｎ含有量が０．００８％未満の場合に前記した
ＴｉＣ及びＴｉ炭硫化物の効果が確保される。なお、Ｔ
ｉＣ及びＴｉ炭硫化物の効果を高めるために、Ｎ含有量
の上限は０．００６％とすることが好ましい。

【００３３】Ｃｒ：Ｃｒは添加しなくても良い。添加す
れば、固溶強化によって疲労強度を向上させる効果があ
る。この効果を確実に得るには、Ｃｒは０．０２％以上
の含有量とすることが好ましい。しかし、その含有量が
２．０％を超えると焼入れ性が高くなりすぎてベイナイ
ト組織あるいは島状マルテンサイト組織の生成を促進
し、耐久比（σｗ／ＴＳ）並びに降伏比（ＹＳ／ＴＳ）
が低下するようになる。したがって、Ｃｒの含有量を０
〜２．０％とした。なお、Ｃｒを添加する場合にはその
含有量を０．０５〜１．５％とすることがより好まし
い。

【００３４】Ｖ：Ｖは添加しなくても良い。添加すれ
ば、微細な窒化物や炭窒化物として析出し、鋼の強度、
特に疲労強度を向上させる効果を有する。この効果を確
実に得るには、Ｖは０．０５％以上の含有量とすること
が好ましい。しかし、その含有量が０．３％を超えると
析出物が粗大化するので前記の効果が飽和したり、却っ
て低下したりする。更に、原料コストも嵩むばかりであ
る。したがって、Ｖの含有量を０〜０．３％とした。

【００３５】Ｎｂ：Ｎｂは添加しなくても良い。添加す
れば、微細な窒化物や炭窒化物として析出し、オ−ステ
ナイト粒の粗大化を防止するとともに、鋼の強度、特に
疲労強度を向上させる効果を有する。この効果を確実に
得るには、Ｎｂは０．００５％以上の含有量とすること
が好ましい。しかし、その含有量が０．０５％を超える
と前記の効果が飽和するばかりか、粗大な窒化物が生じ
て工具を損傷し、被削性の低下を招く。したがって、Ｎ
ｂの含有量を０〜０．０５％とした。

【００３６】Ｍｏ：Ｍｏは添加しなくても良い。添加す
れば、フェライト・パーライト組織を微細化して鋼の強
度、特に疲労強度を向上させる効果を有する。この効果
を確実に得るには、Ｍｏの含有量は０．０５％以上とす
ることが好ましい。しかし、その含有量が０．５％を超
えると熱間加工後の組織が却って異常粗大化し、疲労強
度が低下してしまう。このため、Ｍｏの含有量を０〜
０．５％とした。

【００３７】Ｃｕ：Ｃｕは添加しなくても良い。添加す
れば、析出強化により鋼の強度、特に疲労強度を向上さ
せる効果を有する。この効果を確実に得るには、Ｃｕは
０．２％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、
その含有量が１．０％を超えると熱間加工性が劣化する
ことに加えて、析出物が粗大化して前記の効果が飽和し
たり却って低下したりする。更に、コストも嵩むばかり
である。したがって、Ｃｕの含有量を０〜１．０％とし
た。

【００３８】Ｎｄ：Ｎｄは添加しなくても良い。添加す
れば、Ｎｄ₂Ｓ₃としてチップブレーカーの作用を有し被
削性を向上させる効果を有する。更に、Ｎｄ₂Ｓ₃が溶鋼
の比較的高温域で微細に分散して生成することにともな
って、ＭｎＳを微細に分散析出させてフェライト生成核
密度を高め、フェライト量を増加させるとともにフェラ
イト粒を微細化して、微細なフェライト・パーライト組
織として鋼を高強度・高靭性化する効果もある。前記の
効果を確実に得るには、Ｎｄは０．００５％以上の含有
量とすることが好ましい。しかし、その含有量が０．１
％を超えるとＮｄ₂Ｓ₃自体が粗大化して却って疲労強度
及び靭性の低下をきたす。したがって、Ｎｄの含有量を
０〜０．１％とした。なお、Ｎｄ含有量の好ましい上限
値は０．０８％である。

【００３９】Ｐｂ：Ｐｂは添加しなくても良い。添加す
れば、鋼の被削性を一段と高める作用がある。この効果
を確実に得るには、Ｐｂは０．０５％以上の含有量とす
ることが好ましい。しかし、その含有量が０．５０％を
超えると前記の効果が飽和するばかりか、却って粗大介
在物を生成して疲労強度の低下をきたす。更に、熱間加
工性が劣化するので鋼材の表面に疵が生じてしまう。し
たがって、Ｐｂの含有量を０〜０．５０％とした。

【００４０】Ｃａ：Ｃａは添加しなくても良い。添加す
れば、鋼の被削性を高める作用がある。この効果を確実
に得るには、Ｃａは０．００１％以上の含有量とするこ
とが好ましい。しかし、その含有量が０．０１％を超え
ると前記の効果が飽和するばかりか、却って粗大介在物
を生成して疲労強度の低下をきたす。したがって、Ｃａ
の含有量を０〜０．０１％とした。

【００４１】Ｓｅ：Ｓｅは添加しなくても良い。添加す
れば、鋼の被削性を向上させる効果を有する。この効果
を確実に得るには、Ｓｅは０．１％以上の含有量とする
ことが好ましい。しかし、その含有量が０．５％を超え
ると前記の効果が飽和するばかりか、却って粗大介在物
を生成して疲労強度の低下をきたす。したがって、Ｓｅ
の含有量を０〜０．５％とした。

【００４２】Ｔｅ：Ｔｅも添加しなくても良い。添加す
れば、鋼の被削性を一段と高める効果を有する。この効
果を確実に得るには、Ｔｅは０．００５％以上の含有量
とすることが好ましい。しかし、その含有量が０．０５
％を超えると前記の効果が飽和するばかりか、却って粗
大介在物を生成して疲労強度の低下をもたらす。更に、
熱間加工性が著しく劣化するので鋼材の表面に疵が生じ
てしまう。したがって、Ｔｅの含有量を０〜０．０５％
とした。

【００４３】Ｂｉ：Ｂｉは添加しなくても良い。添加す
れば、鋼の被削性を向上させる効果を有する。この効果
を確実に得るには、Ｂｉは０．０５％以上の含有量とす
ることが好ましい。しかし、その含有量が０．４％を超
えると前記の効果が飽和するばかりか、却って粗大介在
物を生成して疲労強度の低下をきたす。更に、熱間加工
性が劣化するので鋼材の表面に疵が生じてしまう。した
がって、Ｂｉの含有量を０〜０．４％とした。

【００４４】（Ｂ）鋼材の組織上記の化学組成を有する鋼であっても、熱間加工後の組
織がベイナイトやマルテンサイトといった所謂「低温変
態生成物」からなるものでは、被削性が劣化する。更
に、熱間加工後の冷却過程で、製品に大きな変態歪が生
じて曲がりが大きくなるため曲がり取りの矯正工程が必
要となってコストアップにつながる。したがって、良好
な被削性を得るとともに変態歪を小さくするために鋼の
組織は、先ずフェライト・パーライト組織とする必要が
ある。なお、前記の化学組成は熱間加工後に鋼材を適正
な条件で冷却すれば「低温変態生成物」が生成しないよ
うに配慮されたものである。

【００４５】フェライト・パーライト組織において、フ
ェライトがＪＩＳ粒度番号６以上の細粒であり、且つパ
ーライトラメラ間隔の平均が０．２μｍ以下の場合にフ
ェライト・パーライト組織のＴＳを上げることなくＹＳ
を高めることができるので、被削性を低下させることな
く疲労強度を高めることができる。したがって、鋼材の
組織を、ＪＩＳ粒度番号６以上のフェライトとラメラ間
隔の平均が０．２μｍ以下のパーライトからなるフェラ
イト・パーライト組織とした。

【００４６】フェライト粒とパーライトラメラ間隔の平
均は、微細であればあるほど前記した効果（フェライト
・パーライト組織のＴＳを上げることなくＹＳを高める
効果）が大きいので、フェライトのＪＩＳ粒度番号の上
限及びパーライトラメラ間隔の平均の下限は特に規定さ
れるものではない。

【００４７】なお、本発明でいうパーライトのラメラ間
隔は、例えば、ナイタルで腐食した試料の走査電子顕微
鏡組織や前記試料から採取した２段レプリカの透過電子
顕微鏡組織を用いた通常の方法によって容易に求めるこ
とができる。

【００４８】（Ｃ）熱間加工鋼材を前記の所望組織とするためには、熱間での加工
は、１０５０〜１３００℃の温度域の温度に加熱した
後、９００℃以上の温度域で行う必要がある。

【００４９】１３００℃を超える高温加熱の場合には、
オ−ステナイト粒の粗大化が著しいため所望のサイズの
フェライト・パーライト組織が得られないという品質面
での問題があることに加えて、コストアップになるとい
う経済面での不利もある。又、１０５０℃を下回る温度
域で加熱した場合には、Ｔｉのオ−ステナイト中への固
溶が充分でないため、熱間加工後に適正な冷却条件で冷
却しても微細なＴｉＣの析出が充分生じず、所望の組織
及び機械的性質が得られない。したがって、本発明にお
いては熱間加工の加熱温度を１０５０〜１３００℃に限
定した。

【００５０】熱間加工を９００℃以上の温度域で行うの
は、９００℃を下回る温度域で熱間加工すれば加工中に
ＴｉＣが加工誘起析出してしまうので再結晶が抑制さ
れ、所望の組織が得難いためである。又、鋼材の変形抵
抗が高くなって疵の発生や割れにつながることにもな
る。このため、熱間加工は９００℃以上の温度域で行う
こととした。この加工温度の上限は１０５０℃程度とす
るのが良い。また熱間加工時の加工度は断面減少率で１
０〜９０％程度とすることが好ましい。なお、所望の特
性をより安定して得るために、上記の熱間加工時の加工
度を断面減少率で３０〜９０％程度とすることが一層好
ましい。

【００５１】（Ｄ）熱間加工後の冷却熱間加工終了後は鋼材を５〜３０℃／分の冷却速度で少
なくとも５００℃まで空冷あるいは放冷する必要があ
る。３０℃／分を超える冷却速度で冷却した場合には、
微細なＴｉＣの充分な量の析出が生じないので所望の組
織と機械的性質が得られない。一方、５℃／分未満の冷
却速度ではＴｉＣが粗大化してしまい所望の微細な組織
が得られず、機械的性質も所望のものが得られない。な
お、５〜３０℃／分の冷却速度で５００℃まで冷却した
後の冷却速度は特に規制しなくても良い。

【００５２】上記の（Ａ）に示した成分組成を有する鋼
材に、上記の（Ｃ）及び（Ｄ）に示した条件で熱間加工
・冷却を行うことにより、上記の（Ｂ）に示した組織を
有する非調質鋼材を製造することができる。

【００５３】

【実施例】表１〜５に示す化学組成の鋼を１５０ｋｇ真
空溶解炉を用い通常の方法によって溶製した。表１にお
ける鋼１〜５、表２における鋼１４〜２１、表３におけ
る鋼２７〜３１、表４における鋼３７〜４６及び表５に
おける鋼４７〜５６は本発明例の鋼、表１における鋼６
〜１３、表２における鋼２２〜２６及び表３における鋼
３２〜３６は成分のいずれかが本発明で規定する含有量
の範囲から外れた比較例の鋼である。

【００５４】

【表１】

【００５５】

【表２】

【００５６】

【表３】

【００５７】

【表４】

【００５８】

【表５】

【００５９】次いで、これらの鋼を１２５０℃の温度に
１時間加熱してから９００℃以上で仕上げる熱間鍛造を
１回あるいは２〜３回行って直径６０ｍｍの丸棒を作製
した。なお、直径６０ｍｍの丸棒とするための最終の熱
間鍛造工程において、熱間鍛造後の冷却条件は１５℃／
分とし常温まで冷却した。

【００６０】こうして得られた丸棒の表面から１５ｍｍ
の位置（Ｒ／２部位置、Ｒは丸棒の半径）から、ＪＩＳ
１４Ａ号の引張試験片、小野式回転曲げ試験片（平行部
の直径が８ｍｍでその長さが１８．４ｍｍ）を採取し、
室温での引張強度（ＴＳ）と疲労強度（σｗ）を調査し
た。又、光学顕微鏡による組織（相）の調査を行うとと
もに、走査電子顕微鏡写真からパーライトラメラ間隔
（平均値）を求めた。

【００６１】ドリル穿孔試験による被削性の評価も行っ
た。すなわち、直径６０ｍｍの丸棒を４５ｍｍの長さの
輪切りにしたものを用いてその長さ方向に深さ４０ｍｍ
の孔をあけ、刃先摩損により穿孔不能となった時の孔の
個数を判定した。穿孔条件はＪＩＳ高速度工具鋼ＳＫＨ
５１のφ６ｍｍドリルを使用し、水溶性の潤滑剤を用い
て、送り０．１５ｍｍ／ｒｅｖ、回転数９８０ｒｐｍで
行った。

【００６２】これらの結果を表６、７に示す。又、図１
〜４に疲労強度と被削性の関係を整理して示す。なお、
図１は鋼１〜１３について、図２は鋼１４〜２６につい
て、図３は鋼２７〜３６について、図４は鋼３７〜５６
の本発明例の鋼と全ての比較例の鋼（鋼６〜１３、鋼２
２〜２６、鋼３２〜３６）について疲労強度と被削性の
関係を整理したものである。

【００６３】

【表６】

【００６４】

【表７】

【００６５】表６、表７及び図１〜４から、本発明例の
鋼は高い疲労強度を有し、しかもその疲労強度レベルで
の被削性が良好であること、つまり、疲労強度−被削性
バランスに優れていることが明らかである。

【００６６】これに対して比較例の鋼の場合には、明ら
かに疲労強度−被削性バランスの点で劣っている。

【００６７】

【発明の効果】本発明の非調質鋼材は高い疲労強度を有
し、しかもその疲労強度レベルでの被削性が良好である
ので機械構造部品などの素材として利用することができ
る。この耐疲労特性に優れた非調質鋼材は本発明方法に
よって比較的容易に低コストで製造することができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】実施例で用いた鋼１〜１３の疲労強度と被削性
の関係を示した図である。

【図２】実施例で用いた鋼１４〜２６の疲労強度と被削
性の関係を示した図である。

【図３】実施例で用いた鋼２７〜３６の疲労強度と被削
性の関係を示した図である。

【図４】実施例で用いた鋼６〜１３、鋼２２〜２６、鋼
３２〜５６の疲労強度と被削性の関係を示した図であ
る。

フロントページの続き (56)参考文献特開平７−157824（ＪＰ，Ａ) 特開昭61−264162（ＪＰ，Ａ) 特開昭50−57914（ＪＰ，Ａ) 特開平６−228713（ＪＰ，Ａ) 特開昭50−20917（ＪＰ，Ａ) 特公昭34−2405（ＪＰ，Ｂ１) 「材料とプロセス」Ｖｏｌ．７（1994），Ｎｏ．３、Ｐ．819

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で、Ｃ：０．２〜０．６％、Ｓｉ：
０．０５〜１．５％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｐ：
０．０１〜０．０７％、Ｓ：０．０１〜０．２０％、Ｔ
ｉ：０．２５％を超え１．０％まで、Ａｌ：０．００２
〜０．０５％、Ｎ：０．００８％以下、Ｃｒ：０〜２．
０％、Ｖ：０〜０．３％、Ｎｂ：０〜０．０５％、Ｍ
ｏ：０〜０．５％、Ｃｕ：０〜１．０％、Ｎｄ：０〜
０．１％、Ｐｂ：０〜０．５０％、Ｃａ：０〜０．０１
％、Ｓｅ：０〜０．５％、Ｔｅ：０〜０．０５％、Ｂ
ｉ：０〜０．４％、残部はＦｅ及び不可避不純物の組成
であって、組織がＪＩＳ粒度番号６以上のフェライトと
ラメラ間隔の平均が０．２μｍ以下のパーライトからな
るフェライト・パーライト組織である被削性及び耐疲労
特性に優れた非調質鋼材。
【請求項２】請求項１に記載の化学組成を有する鋼を、
１０５０〜１３００℃の温度域の温度に加熱した後９０
０℃以上の温度域で熱間加工を行い、次いで５〜３０℃
／分の冷却速度で冷却して、ＪＩＳ粒度番号６以上のフ
ェライトとラメラ間隔の平均が０．２μｍ以下のパーラ
イトからなるフェライト・パーライト組織とすることを
特徴とする被削性及び耐疲労特性に優れた非調質鋼材の
製造方法。