JPWO2001066814A1 - 鍛造性と被削性に優れた鋼 - Google Patents
鍛造性と被削性に優れた鋼Info
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Abstract
(57)【要約】
最弱方向の機械的性質の低下を抑制して鍛造加工性を向上させつつ、被削性の良好な鋼で、重量％で、Ｃ：０．１〜０．８５％、Ｓｉ：０．０１〜１．５％、Ｍｎ：０．０５〜２．０％、Ｐ：０．００３〜０．２％、Ｓ：０．００３〜０．５％、Ｚｒ：０．０００３〜０．０１％を含有するとともにＡｌ：０．０１％以下、ｔｏｔａｌ−０：０．０２％以下、ｔｏｔａｌ−Ｎ：０．０２％以下を制限し、かつ、ＭｎＳの平均アスペクト比１０以下、最大アスペクト比３０以下を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなることを特徴とする鍛造性と被削性に優れる鋼。
Description
技術分野
本発明は自動車や一般機械などに用いられる鋼に関するものであり、特に熱間
鍛造と被削性に優れた鋼に関するものである。 背景技術 近年鋼の高強度化が進む反面、加工性が低下するため、鍛造や切削能率の低下
させない鋼に対するニーズが高まっている。これまで熱間鍛造に対しては介在物
の低減、高温延性を増す元素の添加、高温延性阻害元素の低減などが一般的な対
策であった。一方、被削性を向上させるためにＳ，Ｐｂなどの被削性向上元素を
添加するのが有効であることが知られているが、それら被削性向上に有効な元素
は高温延性を低下させるので、熱間鍛造と被削性の両立は困難である。Ｐｂ，Ｂ
ｉは被削性を向上し、鍛造への影響も比較的少ないとされているが、高温延性を
低減することが知られている。ＳはＭｎＳのような切削環境下で軟質となる介在
物を形成して被削性を向上させるが、ＭｎＳ寸法はＰｂ等の粒子に比べて大きく
、応力集中元となり易い。特に鍛造や圧延によりＭｎＳは伸延すると異方性を生
じ、特定の方向に極端に弱くなる。また設計上もその様な異方性を考慮する必要
が生じる。したがってこのような快削元素の異方性を最低限にする技術が必要に
なる。またＰに関しても被削性を向上させることが知られているが、熱間鋳造時
に割れを生じ易いために多く添加することが出来ず、被削性向上効果にも限界が
ある。Ｔｅを添加すれば異方性が解消されることが主張されているが（特開昭５
５−４１９４３）、Ｔｅは鋳造時および圧延、鍛造時に割れを生じ易い。 また、鋼中にＺｒ，Ｃａを含む脱酸剤を添加して、鋼の被削性を低速から高速
切削の広い範囲にわたって改善を図った特開昭４９−６６５２２号公報に開示さ
れた技術がある。しかしながら、この技術においても圧延または鍛造により延伸
されたＭｎＳによる破壊の問題は依然として解決されていない。 そこでこのような熱間延性と被削性を両立するにはさらなる技術革新が必要で
ある。 発明の開示 本発明は上記実状に対応するため、熱間延性と被削性の良好な鋼を提供するこ
とを目的とするものである。 一般に鋼は圧延や鍛造により加工が加わるが、その際の塑性流動により、機械
的性質に異方性を生じる。鍛造時にはその異方性に起因する割れが実質の鍛造限
界を示す。したがって鍛造性を向上させるにはＭｎＳのような介在物の形状を極
力球形に近くし、異方性を最低限に抑制することが有効である。またたとえ異方
性を生じても介在物の寸法が小さければ、異方性の影響は小さく出来る。そのた
め、被削性を向上させるＭｎＳを微細に分散し、かつその形状を球状に維持する
ための鋼材成分とすることが望ましい。 本発明は以上の知見に基づいてなされた鍛造性と被削性に優れた鋼であって、
その要旨は以下に示すとおりである。 （１）質量％で、 Ｃ ：０．１〜０．８５％、 Ｓｉ：０．０１〜１．５％、 Ｍｎ：０．０５〜２．０％、 Ｐ ：０．００３〜０．２％、 Ｓ ：０．００３〜０．５％、 Ｚｒ：０．０００３〜０．０１％ を含有するとともに Ａｌ：０．０１％以下、 ｔｏｔａｌ−Ｏ：０．０２％以下、 ｔｏｔａｌ−Ｎ：０．０２％以下 に制限し、かつ、ＭｎＳの平均アスペクト比１０以下で、最大アスペクト比３０
以下を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなることを特徴とする鍛造性
と被削性に優れた鋼。 （２）質量％で、 Ｃ ：０．１〜０．８５％、 Ｓｉ：０．０１〜１．５％、 Ｍｎ：０．０５〜２．０％、 Ｐ ：０．００３〜０．２％、 Ｓ ：０．００３〜０．５％、 Ｚｒ：０．０００３〜０．０１％ を含有するとともに Ａｌ：０．０１％以下、 ｔｏｔａｌ−Ｏ：０．０２％以下、 ｔｏｔａｌ−Ｎ：０．０２％以下 に制限し、かつ、ＭｎＳの平均アスペクト比１０以下で、最大アスペクト比３０
以下を有し、更に最大ＭｎＳ粒径（μｍ）が１１０×〔Ｓ％〕−１５以下、１ｍ
ｍ２あたりのＭｎＳ数が３８００×〔Ｓ％〕−１５０以下を有し、残部がＦｅお
よび不可避的不純物よりなることを特徴とする鍛造性と被削性に優れた鋼。 （３）質量％で、 Ｃ ：０．１〜０．８５％、 Ｓｉ：０．０１〜１．５％、 Ｍｎ：０．０５〜２．０％、 Ｐ ：０．００３〜０．２％、 Ｓ ：０．００３〜０．５％、 Ｚｒ：０．０００３〜０．０１％ を含有するとともに Ａｌ：０．０１％以下、 ｔｏｔａｌ−Ｏ：０．０２％以下、 ｔｏｔａｌ−Ｎ：０．０２％以下 に制限し、さらに、 Ｃｒ：０．０１〜２．０％、 Ｎｉ：０．０５〜２．０％、 Ｍｏ：０．０５〜１．０％ のうち１種または２種以上を含み、かつ、ＭｎＳの平均アスペクト比１０以下で
、最大アスペクト比３０以下を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる
ことを特徴とする鋼。 （４）質量％で、 Ｃ ：０．１〜０．８５％、 Ｓｉ：０．０１〜１．５％、 Ｍｎ：０．０５〜２．０％、 Ｐ ：０．００３〜０．２％、 Ｓ ：０．００３〜０．５％、 Ｚｒ：０．０００３〜０．０１％ を含有するとともに Ａｌ：０．０１％以下、 ｔｏｔａｌ−Ｏ：０．０２％以下、 ｔｏｔａｌ−Ｎ：０．０２％以下 に制限し、さらに、 Ｃｒ：０．０１〜２．０％、 Ｎｉ：０．０５〜２．０％、 Ｍｏ：０．０５〜１．０％ のうち１種または２種以上を含み、かつ、ＭｎＳの平均アスペクト比１０以下で
、最大アスペクト比３０以下を有し、更に、最大ＭｎＳ粒径（μｍ）が１１０×
〔Ｓ％〕−１５以下、１ｍｍ２あたりのＭｎＳ数が３８００×〔Ｓ％〕＋１５０
以下を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなることを特徴とする鍛造性
と被削性に優れた鋼。 （５）上記（１）〜（４）のいずれかに記載の鋼が、質量％で、 Ｖ ：０．０５〜１．０％、 Ｎｂ：０．００５〜０．２％、 Ｔｉ：０．００５〜０．１％ のうち少くとも１種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなること
を特徴とする鍛造性と被削性に優れた鋼。 （６）上記（１）〜（５）のいずれかに記載の鋼が、質量％で、 Ｃａ：０．０００２〜０．００５％、 Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％、 Ｔｅ：０．０００３〜０．００５％ のうち１種または２種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなるこ
とを特徴とする鍛造性と被削性に優れた鋼。 （７）上記（１）〜（６）のいずれかに記載の鋼が、質量％で、 Ｂｉ：０．０５〜０．５％、 Ｐｂ：０．０１〜０．５％ のうちの１種または２種を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなること
を特徴とする鍛造性と被削性に優れた鋼。 （８）上記（１）〜（７）のいずれかに記載の鋼が、質量％で、 Ｂ：０．０００５％以上０．００４％未満を含み、残部がＦｅおよび不可避的不
純物よりなることを特徴とする鍛造性と被削性に優れた鋼。 発明を実施するための最良の形態 先ず、本発明による鋼成分組成について説明する。 Ｃは鋼材の基本強度に大きな影響を及ぼす元素であり、十分な強度を得るため
に０．１〜０．８５％とした。０．１％未満では十分な強度を得られず、他の合
金元素をさらに多量に投入せざるを得ず、０．８５％を超えると過共析に近くな
り、硬質の炭化物を多く析出するので被削性を著しく低下させる。 Ｓｉは脱酸元素として添加されるが、フェライトの強化や焼戻し軟化抵抗を付
与するために添加する。本発明においては脱酸元素としても必要である。０．０
１％未満ではその効果は認められず、１．５％を超えると脆化し、高温での変形
抵抗も増加するのでこれを上限とした。 Ｍｎは鋼中硫黄をＭｎＳとして固定・分散させるために必要であるとともに、
マトリックスに固溶させて焼入れ性の向上や焼入れ後の強度を確保するために必
要である。その下限値は０．０５％で、それ未満であるとＳがＦｅＳとなり脆く
なる。Ｍｎ量が大きくなると素地の硬さが大きくなり冷間加工性が低下するとと
もに、強度や焼入れ性に及ぼす影響も飽和するので、２．０％を上限とした。 Ｐは鋼中において素地の硬さが大きくなり、冷間加工性だけでなく、熱間加工
性や鋳造特性が低下するので、その上限を０．２％にしなければならない。一方
、被削性に効果がある元素で下限値を０．００３％とした。 ＳはＭｎと結合してＭｎＳ介在物として存在する。ＭｎＳは被削性を向上させ
るが、伸延したＭｎＳは鍛造時の異方性を生じる原因の一つである。異方性の程
度と要求される被削性によって調整されるべきであるが、同時に熱間および冷間
鍛造における割れの原因となり易いので、その上限値を０．５％とした。下限は
現状の工業生産レベルでコストが大幅に上昇しない限界である０．００３％とし
た。 Ｚｒは脱酸元素であり、ＺｒＯ２またはＺｒを含む酸化物（以下Ｚｒ酸化物と
いう。）を生成する。酸化物はＺｒＯ２と考えられＺｒＯ２がＭｎＳの析出核と
なるので、ＭｎＳの析出サイトを増やし、ＭｎＳを均一分散させる。またＺｒは
ＭｎＳに固溶して複合硫化物を生成してその変形能を低下させ、圧延や熱間鍛造
してもＭｎＳ形状の伸延を抑制する働きがある。したがって異方性の低減に有効
な元素である。０．０００３％未満ではその効果は顕著ではなく、０．０１％以
上添加しても歩留まりが極端に悪くなるばかりでなく、硬質のＺｒＯ２やＺｒＳ
などを大量に生成し、かえって被削性や衝撃値や疲労特性などの機械的性質を低
下させる。したがって成分範囲を０．０００３〜０．０１％と規定した。 これまでもＺｒ添加によってＭｎＳが球状化するとの知見はあったが、「鉄と
鋼」第６２年（１９７６）７号ｐ．８９３には、ＭｎＳ−Ｚｒ３Ｓ４の共晶介在
物を生じるとＭｎＳの変形能を低下させてＭｎＳの伸延を抑制できること、それ
には０．０７％Ｓに対して０．０２％以上必要であることが記されている。この
ような知見はＭｎＳの変形能を抑制するために複合硫化物を生成させることが重
要であり、そのために多量のＺｒ添加を必要としていた。しかし、過剰なＺｒは
Ｚｒ系の窒化物および硫化物のような酸化物以外の硬質介在物およびそのクラス
ターを生成し、機械的性質と被削性を低下させる。つまり、多量Ｚｒ添加によっ
てＭｎＳ変形能を低下させるには硬質介在物とクラスターによる弊害を伴う。 一方、本発明は、ＭｎＳの変形能よりもＭｎＳの析出核としてのＺｒ系酸化物
の役割に注目した。そして、鋼中にＭｎＳが微細に分散すれば、たとえＭｎＳが
圧延や鍛造によって伸延されても鋼にとって致命的な欠陥にならないと考えて快
削鋼を開発してきた。検討の結果、０．０１％以下のＺｒ添加で生成されるＺｒ
系酸化物は微細分散可能であるとともにＭｎＳの析出核となり易いことを見出し
、それを積極的に利用することで、ＭｎＳを微細分散した機械的性質と被削性に
優れた鋼を開発した。 本発明では、Ｚｒは酸化物として単独または他の酸化物と複合して存在し、そ
の分布は微細分散し、鋼中でＭｎＳの析出核になり易い。そしてＭｎＳの析出核
としてのＺｒ系酸化物を微細分散させるだけであれば、Ｓに対して過剰なＺｒを
添加する必要がないので、過剰Ｚｒから生成されるＺｒ系の窒化物および硫化物
のような酸化物以外の硬質介在物およびそのクラスターを生成せず、多量Ｚｒ添
加になる弊害、即ち衝撃値などの機械的性質や被削性の低下を伴わない。 Ａｌは脱酸元素で鋼中ではＡｌ２Ｏ３を形成する。Ａｌ２Ｏ３は硬質なので切
削時に工具損傷の原因となり、摩耗を促進させる。またＡｌを添加するとＯが少
なくなり、Ｚｒ酸化物が生成しにくい。また微細なＺｒＯ２を均一分散させるた
めにもＡｌを添加しない方が良い。この影響はＺｒの添加量や歩留まり、そして
ＭｎＳの分布や形状に大きく影響し、本発明では硬質Ａｌ２Ｏ３の抑制とＺｒ酸
化物を微細均一分散させるために０．０１％以下に制限した。このことでＺｒの
添加量を大きく低減でき、Ｚｒ添加の析出核としての効果とＭｎＳとの複合化効
果を大きくすることが出来る。 Ｏはｆｒｅｅで存在する場合には冷却時に気泡となり、ピンホールの原因とな
る。またＳｉ，Ａｌ，Ｚｒなどと結合すると硬質酸化物を生成するため、制限が
必要である。本鋼ではＺｒの微細分散効果が無くなる０．０２％を上限として制
限した。 Ｎは固溶Ｎの場合、鋼を硬化させる。特に切削においては動的ひずみ時効によ
って刃先近傍で硬化し、工具の寿命を低下させる。またＴｉ，Ａｌ，Ｖなどの窒
化物として存在する場合もオーステナイト粒の成長を抑制するので制限が必要で
ある。特に高温域ではＴｉＮやＺｒＮを生成する。また窒化物を生成しない場合
でも鋳造途中に気泡を生成し、疵などの原因となる。本発明ではその弊害が顕著
になる０．０２％を上限とした。 Ｃｒは焼入れ性向上、焼戻し軟化抵抗付与元素である。そのため高強度化が必
要な鋼には添加される。その場合、０．０１％以上の添加を必要とする。しかし
多量に添加するとＣｒ炭化物を生成し脆化させるため、２．０％を上限とした。 Ｎｉはフェライトを強化し、延性を向上させるとともに焼入れ性向上、耐食性
向上にも有効である。０．０５％未満ではその効果は認められず、２．０％を超
えて添加しても、機械的性質の点では効果が飽和するので、これを上限とした。 Ｍｏは焼戻し軟化抵抗を付与するとともに、焼入れ性を向上させる元素である
。０．０５％未満ではその効果が認められず、１．０％を超えて添加してもその
効果が飽和しているので、０．０５〜１．０％を添加範囲とした。 Ｂは固溶している場合は粒界強化や焼入れ性に効果があり、析出する場合には
ＢＮとして析出するので被削性に効果がある。これらの効果は０．０００５％未
満では顕著でなく、０．００４％以上添加してもその効果が飽和し、ＢＮが多く
析出しすぎるとかえって鋼の機械的性質を損なう。そこで０．０００５％以上０
．００４％未満を範囲とした。 Ｖは炭窒化物を形成し、二次析出硬化により鋼を強化することが出来る。０．
０５％以下では高強度化に効果はなく、１．０％を超えて添加すると多くの炭窒
化物を析出し、かえって機械的性質を損なうので、これを上限とした。なお、Ｖ
の添加は０．２％超が好ましい。 Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉなどは鋼中で窒化物、炭化物、炭窒化物などを生成する。それ
らはピン止め粒子としてオーステナイト粒の成長を抑制するために、鍛造や熱処
理時に変態点以上に加熱した場合のオーステナイト粒径を制御する元素として用
いられることも多い。その析出温度はそれぞれ異なるが、工業的に実施されてい
る熱処理の温度制御の精度を考えると、極力広い温度域でピン止め効果を発揮し
てオーステナイト粒径を制御することが必要である。特に熱間鍛造では、形状に
より冷却温度が部材内の位置によっても大きく異なる。 Ｎｂ，Ｔｉは比較的高温において析出物を生成するのに対して、Ｖはこれらよ
り低温において炭化物を析出するのでＶを添加することが好ましいが、Ｖを単独
で添加する場合には、Ｖは０．２％超１．０％以下とすることにより効果が達成
できる。また、ＶとＮｂ，Ｔｉのいずれかまたは両方を併用することでピン止め
粒子として最適な寸法の析出物を均一に鋼中に分散させることが出来る。 このような数種の元素を併用する場合には、単独添加の場合より添加量を抑制
してもオーステナイト粒径を制御することが出来、Ｖの下限は０．０５％の添加
でも効果が認められるようになる。 したがって、Ｎｂ，Ｔｉの１種または２種をＶと同時に添加する場合のＶの下
限は０．０５％とした。 Ｎｂも炭窒化物を形成し、二次析出硬化により鋼を強化することが出来る。０
．００５％以下では高強度化に効果はなく、０．２％を超えて添加すると多くの
炭窒化物を析出し、かえって機械的性質を損なうので、これを上限とした。 Ｔｉも炭窒化物を形成し、鋼を強化する。また脱酸元素でもあり、軟質酸化物
を形成させることで被削性を向上させることが可能である。０．００５％以下で
はその効果が認められず、０．１％を超えて添加してもその効果が飽和する。ま
たＴｉは高温でも窒化物となりオーステナイト粒の成長を抑制する。そこで上限
を０．１％とした。 Ｃａは脱酸元素であり、軟質酸化物を生成し、被削性を向上させるだけでなく
、ＭｎＳに固溶してその変形能を低下させ、圧延や熱間鍛造してもＭｎＳ形状の
伸延を抑制する働きがある。したがって異方性の低減に有効な元素である。０．
０００２％未満ではその効果は顕著ではなく、０．００５％を超えて添加しても
歩留まりが極端に悪くなるばかりでなく、硬質のＣａＯを大量に生成し、かえっ
て被削性を低下させる。したがって成分範囲を０．０００２〜０．００５％と規
定した。 Ｍｇは脱酸元素であり、酸化物を生成する。酸化物はＭｎＳの析出核になりＭ
ｎＳの微細均一分散に効果がある。したがって異方性の低減に有効な元素である
。０．０００３％未満ではその効果は顕著ではなく、０．００５％を超えて添加
しても歩留まりが極端に悪くなるばかりで効果は飽和する。したがって成分範囲
を０．０００３〜０．００５％と規定した。 Ｔｅは被削性向上元素である。またＭｎＴｅを生成したり、ＭｎＳと共存する
ことでＭｎＳの変形能を低下させてＭｎＳ形状の伸延を抑制する働きがある。し
たがって異方性の低減に有効な元素である。この効果は０．０００３％未満では
認められず、０．００５％を超えると鋳造時の割れの原因となり易い。 ＢｉおよびＰｂは被削性向上に効果のある元素である。その効果は０．０５％
未満では認められず、０．５％を超えて添加しても被削性向上効果が飽和するだ
けでなく、熱間鋳造特性が低下して疵の原因となり易い。 次に、本発明においては上述した成分組成に加え、ＭｎＳの平均アスペクト比
、および最大アスペクト比、また、最大ＭｎＳ粒径、単位面積（１ｍｍ２）あた
りのＭｎＳ数が重要な要素であり、ＭｎＳの平均アスペクト比は１０以下、最大
アスペクト比は３０以下、最大ＭｎＳ粒径（μｍ）は１１０×〔Ｓ％〕＋１５以
下、１ｍｍ２あたりのＭｎＳ数は３８００×〔Ｓ％〕＋１５０以下とする必要が
ある。 平均アスペクト比１０以下、最大アスペクト比３０以下とする理由は、図８（
ａ）、図９に示すように、アスペクト比は初期ＭｎＳ粒径が大きくなれば、アス
ペクト比も大きくなる傾向にある。実施例にもあるようにアスペクト比が大きい
と、材質の異方性が助長され、断面方向の衝撃値が疲労強度を低下させることに
なる。また鍛造においてはさまざまな変形を加えられるため、伸延されたＭｎＳ
は破壊起点となることが多い。したがってＭｎＳの平均アスペクト比＜２０以上
ではこの伸延されたＭｎＳによる破壊特性の劣化が顕著になる。またＭｎＳの最
大アスペクト比に関しても３０を超えるとＭｎＳによる破壊特性の劣化が顕著に
なる。 また、最大ＭｎＳ粒径（μｍ）１１０×〔Ｓ％〕＋１５以下、１ｍｍ２あたり
のＭｎＳ数３８００×〔Ｓ％〕＋１５０以下とする理由は以下の理由に基づくも
のである。ＭｎＳは応力集中源となるため破壊起点となりやすいことが知られて
おり、特にその大きさの影響が強い。一方、被削性はＳ量に比例して向上するも
のの、それほどＭｎＳの大きさの影響は顕著ではないことをみいだした。そのた
め、同一Ｓ量の鋼で比較するとＭｎＳは小さく多数分散した鋼は大きく少数分散
した鋼より被削性は同等でも破壊特性や鍛造性は優れる。その効果はＳ量の影響
を受けるが、図８（ａ）、図９に示すように、最大ＭｎＳ粒径（μｍ）＜１１０
×〔Ｓ％〕＋１５かつ１ｍｍ２あたりのＭｎＳ数＞３８００×〔Ｓ％〕＋１５０
であれば鍛造特性と破壊特性の劣化を最小限に抑制しつつ、Ｓ添加量相当の被削
性を確保できることを見出した。逆に最大ＭｎＳ粒径（μｍ）＞１１０×（Ｓ％
〕＋１５あるいは１ｍｍ２あたりのＭｎＳ数＜３８００×〔Ｓ％〕＋１５０であ
ると破壊特性や鍛造性に劣る。 画像処理装置によってＭｎＳ系介在物を抽出し、それぞれのＭｎＳに関して以
下の項目を算出する。画像処理装置では光学的取り込まれた像をＣＣＤカメラに
よってデジタル化するのでＭｎＳの大きさ、占有面積などが測定可能である。測
定視野は倍率５００倍で、１視野９０００μｍ２として５０視野を繰返し測定す
る。この測定の対象は、円相当径（Ｒ）、圧延方向長さ（Ｌ）、半径方向厚さ（
Ｈ）、アスペクト比（Ｌ／Ｈ）である。個々のＭｎＳに関するこれら測定値の最
大値および平均値を算出することが可能で、平均アスペクト比とは個々のＭｎＳ
のアスペクト比の平均値であり、測定された個々のアスペクト比の中で最大のも
のを最大アスペクト比と記す。 また、ＭｎＳの粒径に関しては、画像処理装置にて測定し、ＭｎＳの測定面積
を円にした場合の直径、いわゆる円相当径であり、１ｍｍ２あたりのＭｎＳ数と
は測定面積に含まれたＭｎＳ数を測定面積で除した値である。 実施例 本発明の効果を実施例によって説明する。表１に示す供試材は２ｔ真空溶解炉
で溶製後、ビレットに分解圧延、さらにφ６０ｍｍに圧延した。圧延後、熱間加
工性評価用熱間据え込み試験片、冷間加工評価用冷間据え込み試験片を切り出し
て据え込み試験を行った。また一部は熱処理として１２００℃に加熱後、放冷し
て切削試験に供した。 ここで鋼中Ｚｒの分析方法であるが、ＪＩＳ Ｇ １２３７−１９９７付属書
３と同様の方法でサンプルを処理した後、鋼中Ｎｂ量と同様に鋼中Ｚｒ量をＩＣ
Ｐ（誘導結合プラズマ発光分光分析法）によって測定した。ただし、本発明での
実施例の測定に供したサンプルは２ｇ／鋼種で、ＩＣＰにおける検量線も微量Ｚ
ｒに適するように設定して測定した。即ち、Ｚｒ濃度が１〜２００ｐｐｍとなる
ようにＺｒ標準液を希釈して異なるＺｒ濃度の溶液を作成し、そのＺｒ量を測定
することで検量線を作成した。なお、これらのＩＣＰに関する共通的な方法につ
いては、ＪＩＳ Ｋ ０１１６−１９９５（発光分光分析方法通則）およびＪＩ
Ｓ Ｚ ８００２−１９９１（分析、試験の許容差通則）による。 図１は鍛造加工性（熱間、冷間）評価用試験片切り出し位置と試験片形状を説
明するための図である。図１（ａ）の切り出し位置１で、据え込み試験片の切り
出し方向は、鋼中ＭｎＳ２が長手方向になるように図１（ｂ）、図１（ｃ）に示
す熱間据え込み試験片３およびノッチ５を設けた冷間据え込み試験片４を切り出
した。 図２は据え込み試験での割れ発生位置を説明する図である。据え込み試験では
図２に示すように荷重６の負荷をかけて試験片が変形７すると外周部に周方向に
引張応力が生じる。その際、多くの場合、鋼中のＭｎＳが破壊源となり割れ８を
生じる場合が多い。このように切り出した試験片の据え込み試験により、鍛造時
の加工性を評価できる。 熱間における据え込み試験片はφ２０ｍｍ×３０ｍｍで熱電対を取り付けてあ
り、高周波により１０００℃まで加熱し、３ｓ以内に据え込み鍛造を行った。さ
まざまなひずみで鍛造し、図３に示すように、試験片の変形前９および変形後１
０の割れの発生するひずみを限界ひずみとして測定した。ここでひずみとは式（
１）で定義される、いわゆる公称ひずみである。 ε＝（Ｈｏ−Ｈ）／Ｈｏ 式（１） ここでε：ひずみ、Ｈｏ：変形前の試験片高さ、Ｈ：変形後の試験片高さを意味
する。 表１に加工性を評価した実施例を示す。表１実施例１〜５はＳ４５Ｃをベース
とした鋼でＳ量を変化させている。その比較例として実施例６〜１０はＺｒを添
加していない鋼である。また実施例（比較例）１１および１２はＡｌ量多量添加
かつＺｒ無添加でＰｂを添加したもの、実施例（比較例）１３および１４はＺｒ
を添加しているものの、Ａｌ量を多量添加してＳ量を変化させてある。実施例１
５はＡｌ多量添加し、Ｚｒを無添加の比較例である。同一のＳ量で比較すると、
Ｐｂを添加した実施例１１，１２は熱間鍛造性に劣る。またＳ量が多くなると、
Ｚｒを添加した発明例２〜５は比較例７〜１０より優れる。さらにＳ量が多い場
合にはＺｒの有無に関わらず、Ａｌ量が多いと実施例１４，１５のように熱間加
工性か発明例より劣った。 図４は表１の実施例に関して熱間鍛造性に及ぼすＳ量の影響を示す図である。 また冷間加工性を評価するために冷間据え込み試験を行った。図１のように切
り出した素材を８５０℃から焼き入れた後、７００℃で１２ｈｒの球状化焼鈍し
た。その後、機械加工で２ｍｍのノッチ付φ７ｍｍ×１４ｍｍ冷間据え込み試験
片を作成した。図５は実施例１〜１５の冷間加工における限界ひずみ測定結果で
ある。ひずみの定義は式１と同様である。 同様に表２にＳ４５ＣにＶを添加し、オーステナイト粒径を微細化するととも
に、強度を向上させた実施例を示す。図６に表２の実施例の１０００℃における
熱間鍛造性評価結果を示す。この場合にもＳ量が増加すれば熱間鍛造性が低下し
ているが、同一Ｓ量で比較すると実施例１７〜２０（発明例）は実施例２２〜２
５（比較例）より良好な熱間鍛造性を示した。 表１に示した実施例について被削性を評価した結果を図７に示す。被削性評価
はドリル穿孔試験で行い、表３にその切削条件を示す。累積穴深さ１０００ｍｍ
まで切削可能な最高の切削速度（いわゆるＶＬ１０００）で被削性を評価した。 図７に示すようにＳ量が多くなると被削性が向上する。しかし同一Ｓ量で比較
するとＡｌを多量に添加した場合（実施例１３〜１５）はＡｌを規定内に制限し
た場合より被削性が劣る。Ａｌが規定内の場合、Ｚｒの有無で比較すると、いず
れのＳ量においても同等の被削性である。またＰｂを添加した実施例１１，１２
と比較すると、実施例２と１１が同等の被削性であるが、図４に示すように熱間
加工性は実施例２の方が優れた。同様に実施例３と１２の比較では同等の被削性
にもかかわらず実施例３（発明例）の方が熱間加工性が優れた。このように本発
明は熱間加工性と被削性を両立するのに有効である。 同様の効果はＶを添加して高強度化した場合でも見られ、表２に被削性を評価
した結果を数値で示したが、同一Ｓ量で比較した場合には発明例は比較例と同様
の被削性であった。したがって、本発明を用いれば高強度化しても鍛造性と被削
性の両立が達成できる。 表４にＺｒ量を変化させた実施例を示す。表４の実施例に実施例２および３を
加え、機械的性質とＺｒ量の関係を検討した。図８（ａ）にＺｒ量の衝撃値、硫
化物アスペクト比および硫化物の単位面積当たりの個数を示す。衝撃試験片の切
り出しかたは図８（ｂ）にあるとおりで、長手方向に切り出す場合をＬ、断面方
向に切り出す場合をＣとした。Ｚｒを添加しない場合、圧延長手方向の衝撃値は
優れるものの、断面方向の衝撃値は極めて低い。Ｓ量が多くなるとその傾向がよ
り顕著になる。しかしＺｒを添加すると長手方向の衝撃値がわずかに低下するも
のの、断面方向は大きく向上する。その原因は硫化物の微細分散とアスペクト比
の改善によるものと考えられる。特に硫化物数が増加し、微細に分散するとたと
えアスペクト比の大きな硫化物が含まれていても寸法が小さいために機械的性質
への影響も小さくなると考えられる。 さらに表５にＡｌ量を変化させた実施例を示す。Ａｌ量が増加すると被削性が
低下することは既に述べたが、Ａｌ量の効果を明確にするため、表５の実施例に
実施例２および２７を加え、硫化物形状に及ぼすＡｌ量の影響を図９に示す。Ｚ
ｒを微量添加した場合にはＡｌ量が０．０１％を超えると硫化物数が減少すると
ともに、アスペクト比が増加した。この場合、熱間据え込み試験における限界ひ
ずみが低下する。またＡｌの増加とともに被削性ＡＬ１０００が明らかに低下す
る。このため本発明ではＡｌを０．０１％以下に規定した。 表６に他の元素への影響を検討した実施例を示す。その製造方法と熱間加工性
および被削性評価方法は表１に示す実施例と同様である。表６、表６−１、表６
−２、表６−３は、実施Ｎｏｓ．４１〜７２においてさまざまな合成元素を添加
した場合の熱間限界ひずみと被削性を示したものである。これらの表における各
比較例は被削性の差は小さくとも熱間限界ひずみの点で大きく劣った。また、こ
れらの表における実施Ｎｏｓ．７３〜７８に示すような基本的な強度をＣ量によ
って変化させた場合にも発明例は比較例より優れる。表６−１、表６−３におけ
る実施Ｎｏｓ．７９，８０はそれぞれｔｏｔａｌ−Ｏ量とｔｏｔａｌ−Ｎ量を発
明の範囲外にした比較例である。これらは実施Ｎｏ．２と比較すると、熱間限界
ひずみと被削性の両面で劣った。このように本発明に含まれる実施例は同一のＳ
量で比較した場合、良好な熱間加工性と被削性を両立していることがわかる。 図１０は、被削性への弊害をドリル工具寿命の指標であるＶＬ１０００（１０
００ｍｍの累積孔深さを穿孔可能な最大切削速度）にて評価した結果である。Ｚ
ｒを多量に添加すると被削性が低下していることがわかる。また、図８の衝撃値
においても過剰なＺｒ添加はＭｎＳのアスペクトに優れるものの、ＺｒＮやＺｒ
Ｓなどのクラスターを生じて衝撃値が低下していることがわかる。 なお、図４〜１０において、図中の添字は実施例Ｎｏ．を示している。 産業上の利用可能性 以上のような内容により、熱間加工性、機械的性質、被削性を兼ね備えた鋼を
供することが出来る。特に本発明の技術は熱処理やミクロ組織などの影響を大き
く受けず、硫化物の形状制御を基本としているので、調質鋼や非調質鋼を区別す
る必要がない。また加工に関しても熱間鍛造だけでなく、冷間鍛造に対しても有
効で、鍛造加工性、機械的性質、被削性を必要とする広範囲な鋼に対して有効で
ある。
鍛造と被削性に優れた鋼に関するものである。 背景技術 近年鋼の高強度化が進む反面、加工性が低下するため、鍛造や切削能率の低下
させない鋼に対するニーズが高まっている。これまで熱間鍛造に対しては介在物
の低減、高温延性を増す元素の添加、高温延性阻害元素の低減などが一般的な対
策であった。一方、被削性を向上させるためにＳ，Ｐｂなどの被削性向上元素を
添加するのが有効であることが知られているが、それら被削性向上に有効な元素
は高温延性を低下させるので、熱間鍛造と被削性の両立は困難である。Ｐｂ，Ｂ
ｉは被削性を向上し、鍛造への影響も比較的少ないとされているが、高温延性を
低減することが知られている。ＳはＭｎＳのような切削環境下で軟質となる介在
物を形成して被削性を向上させるが、ＭｎＳ寸法はＰｂ等の粒子に比べて大きく
、応力集中元となり易い。特に鍛造や圧延によりＭｎＳは伸延すると異方性を生
じ、特定の方向に極端に弱くなる。また設計上もその様な異方性を考慮する必要
が生じる。したがってこのような快削元素の異方性を最低限にする技術が必要に
なる。またＰに関しても被削性を向上させることが知られているが、熱間鋳造時
に割れを生じ易いために多く添加することが出来ず、被削性向上効果にも限界が
ある。Ｔｅを添加すれば異方性が解消されることが主張されているが（特開昭５
５−４１９４３）、Ｔｅは鋳造時および圧延、鍛造時に割れを生じ易い。 また、鋼中にＺｒ，Ｃａを含む脱酸剤を添加して、鋼の被削性を低速から高速
切削の広い範囲にわたって改善を図った特開昭４９−６６５２２号公報に開示さ
れた技術がある。しかしながら、この技術においても圧延または鍛造により延伸
されたＭｎＳによる破壊の問題は依然として解決されていない。 そこでこのような熱間延性と被削性を両立するにはさらなる技術革新が必要で
ある。 発明の開示 本発明は上記実状に対応するため、熱間延性と被削性の良好な鋼を提供するこ
とを目的とするものである。 一般に鋼は圧延や鍛造により加工が加わるが、その際の塑性流動により、機械
的性質に異方性を生じる。鍛造時にはその異方性に起因する割れが実質の鍛造限
界を示す。したがって鍛造性を向上させるにはＭｎＳのような介在物の形状を極
力球形に近くし、異方性を最低限に抑制することが有効である。またたとえ異方
性を生じても介在物の寸法が小さければ、異方性の影響は小さく出来る。そのた
め、被削性を向上させるＭｎＳを微細に分散し、かつその形状を球状に維持する
ための鋼材成分とすることが望ましい。 本発明は以上の知見に基づいてなされた鍛造性と被削性に優れた鋼であって、
その要旨は以下に示すとおりである。 （１）質量％で、 Ｃ ：０．１〜０．８５％、 Ｓｉ：０．０１〜１．５％、 Ｍｎ：０．０５〜２．０％、 Ｐ ：０．００３〜０．２％、 Ｓ ：０．００３〜０．５％、 Ｚｒ：０．０００３〜０．０１％ を含有するとともに Ａｌ：０．０１％以下、 ｔｏｔａｌ−Ｏ：０．０２％以下、 ｔｏｔａｌ−Ｎ：０．０２％以下 に制限し、かつ、ＭｎＳの平均アスペクト比１０以下で、最大アスペクト比３０
以下を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなることを特徴とする鍛造性
と被削性に優れた鋼。 （２）質量％で、 Ｃ ：０．１〜０．８５％、 Ｓｉ：０．０１〜１．５％、 Ｍｎ：０．０５〜２．０％、 Ｐ ：０．００３〜０．２％、 Ｓ ：０．００３〜０．５％、 Ｚｒ：０．０００３〜０．０１％ を含有するとともに Ａｌ：０．０１％以下、 ｔｏｔａｌ−Ｏ：０．０２％以下、 ｔｏｔａｌ−Ｎ：０．０２％以下 に制限し、かつ、ＭｎＳの平均アスペクト比１０以下で、最大アスペクト比３０
以下を有し、更に最大ＭｎＳ粒径（μｍ）が１１０×〔Ｓ％〕−１５以下、１ｍ
ｍ２あたりのＭｎＳ数が３８００×〔Ｓ％〕−１５０以下を有し、残部がＦｅお
よび不可避的不純物よりなることを特徴とする鍛造性と被削性に優れた鋼。 （３）質量％で、 Ｃ ：０．１〜０．８５％、 Ｓｉ：０．０１〜１．５％、 Ｍｎ：０．０５〜２．０％、 Ｐ ：０．００３〜０．２％、 Ｓ ：０．００３〜０．５％、 Ｚｒ：０．０００３〜０．０１％ を含有するとともに Ａｌ：０．０１％以下、 ｔｏｔａｌ−Ｏ：０．０２％以下、 ｔｏｔａｌ−Ｎ：０．０２％以下 に制限し、さらに、 Ｃｒ：０．０１〜２．０％、 Ｎｉ：０．０５〜２．０％、 Ｍｏ：０．０５〜１．０％ のうち１種または２種以上を含み、かつ、ＭｎＳの平均アスペクト比１０以下で
、最大アスペクト比３０以下を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる
ことを特徴とする鋼。 （４）質量％で、 Ｃ ：０．１〜０．８５％、 Ｓｉ：０．０１〜１．５％、 Ｍｎ：０．０５〜２．０％、 Ｐ ：０．００３〜０．２％、 Ｓ ：０．００３〜０．５％、 Ｚｒ：０．０００３〜０．０１％ を含有するとともに Ａｌ：０．０１％以下、 ｔｏｔａｌ−Ｏ：０．０２％以下、 ｔｏｔａｌ−Ｎ：０．０２％以下 に制限し、さらに、 Ｃｒ：０．０１〜２．０％、 Ｎｉ：０．０５〜２．０％、 Ｍｏ：０．０５〜１．０％ のうち１種または２種以上を含み、かつ、ＭｎＳの平均アスペクト比１０以下で
、最大アスペクト比３０以下を有し、更に、最大ＭｎＳ粒径（μｍ）が１１０×
〔Ｓ％〕−１５以下、１ｍｍ２あたりのＭｎＳ数が３８００×〔Ｓ％〕＋１５０
以下を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなることを特徴とする鍛造性
と被削性に優れた鋼。 （５）上記（１）〜（４）のいずれかに記載の鋼が、質量％で、 Ｖ ：０．０５〜１．０％、 Ｎｂ：０．００５〜０．２％、 Ｔｉ：０．００５〜０．１％ のうち少くとも１種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなること
を特徴とする鍛造性と被削性に優れた鋼。 （６）上記（１）〜（５）のいずれかに記載の鋼が、質量％で、 Ｃａ：０．０００２〜０．００５％、 Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％、 Ｔｅ：０．０００３〜０．００５％ のうち１種または２種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなるこ
とを特徴とする鍛造性と被削性に優れた鋼。 （７）上記（１）〜（６）のいずれかに記載の鋼が、質量％で、 Ｂｉ：０．０５〜０．５％、 Ｐｂ：０．０１〜０．５％ のうちの１種または２種を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなること
を特徴とする鍛造性と被削性に優れた鋼。 （８）上記（１）〜（７）のいずれかに記載の鋼が、質量％で、 Ｂ：０．０００５％以上０．００４％未満を含み、残部がＦｅおよび不可避的不
純物よりなることを特徴とする鍛造性と被削性に優れた鋼。 発明を実施するための最良の形態 先ず、本発明による鋼成分組成について説明する。 Ｃは鋼材の基本強度に大きな影響を及ぼす元素であり、十分な強度を得るため
に０．１〜０．８５％とした。０．１％未満では十分な強度を得られず、他の合
金元素をさらに多量に投入せざるを得ず、０．８５％を超えると過共析に近くな
り、硬質の炭化物を多く析出するので被削性を著しく低下させる。 Ｓｉは脱酸元素として添加されるが、フェライトの強化や焼戻し軟化抵抗を付
与するために添加する。本発明においては脱酸元素としても必要である。０．０
１％未満ではその効果は認められず、１．５％を超えると脆化し、高温での変形
抵抗も増加するのでこれを上限とした。 Ｍｎは鋼中硫黄をＭｎＳとして固定・分散させるために必要であるとともに、
マトリックスに固溶させて焼入れ性の向上や焼入れ後の強度を確保するために必
要である。その下限値は０．０５％で、それ未満であるとＳがＦｅＳとなり脆く
なる。Ｍｎ量が大きくなると素地の硬さが大きくなり冷間加工性が低下するとと
もに、強度や焼入れ性に及ぼす影響も飽和するので、２．０％を上限とした。 Ｐは鋼中において素地の硬さが大きくなり、冷間加工性だけでなく、熱間加工
性や鋳造特性が低下するので、その上限を０．２％にしなければならない。一方
、被削性に効果がある元素で下限値を０．００３％とした。 ＳはＭｎと結合してＭｎＳ介在物として存在する。ＭｎＳは被削性を向上させ
るが、伸延したＭｎＳは鍛造時の異方性を生じる原因の一つである。異方性の程
度と要求される被削性によって調整されるべきであるが、同時に熱間および冷間
鍛造における割れの原因となり易いので、その上限値を０．５％とした。下限は
現状の工業生産レベルでコストが大幅に上昇しない限界である０．００３％とし
た。 Ｚｒは脱酸元素であり、ＺｒＯ２またはＺｒを含む酸化物（以下Ｚｒ酸化物と
いう。）を生成する。酸化物はＺｒＯ２と考えられＺｒＯ２がＭｎＳの析出核と
なるので、ＭｎＳの析出サイトを増やし、ＭｎＳを均一分散させる。またＺｒは
ＭｎＳに固溶して複合硫化物を生成してその変形能を低下させ、圧延や熱間鍛造
してもＭｎＳ形状の伸延を抑制する働きがある。したがって異方性の低減に有効
な元素である。０．０００３％未満ではその効果は顕著ではなく、０．０１％以
上添加しても歩留まりが極端に悪くなるばかりでなく、硬質のＺｒＯ２やＺｒＳ
などを大量に生成し、かえって被削性や衝撃値や疲労特性などの機械的性質を低
下させる。したがって成分範囲を０．０００３〜０．０１％と規定した。 これまでもＺｒ添加によってＭｎＳが球状化するとの知見はあったが、「鉄と
鋼」第６２年（１９７６）７号ｐ．８９３には、ＭｎＳ−Ｚｒ３Ｓ４の共晶介在
物を生じるとＭｎＳの変形能を低下させてＭｎＳの伸延を抑制できること、それ
には０．０７％Ｓに対して０．０２％以上必要であることが記されている。この
ような知見はＭｎＳの変形能を抑制するために複合硫化物を生成させることが重
要であり、そのために多量のＺｒ添加を必要としていた。しかし、過剰なＺｒは
Ｚｒ系の窒化物および硫化物のような酸化物以外の硬質介在物およびそのクラス
ターを生成し、機械的性質と被削性を低下させる。つまり、多量Ｚｒ添加によっ
てＭｎＳ変形能を低下させるには硬質介在物とクラスターによる弊害を伴う。 一方、本発明は、ＭｎＳの変形能よりもＭｎＳの析出核としてのＺｒ系酸化物
の役割に注目した。そして、鋼中にＭｎＳが微細に分散すれば、たとえＭｎＳが
圧延や鍛造によって伸延されても鋼にとって致命的な欠陥にならないと考えて快
削鋼を開発してきた。検討の結果、０．０１％以下のＺｒ添加で生成されるＺｒ
系酸化物は微細分散可能であるとともにＭｎＳの析出核となり易いことを見出し
、それを積極的に利用することで、ＭｎＳを微細分散した機械的性質と被削性に
優れた鋼を開発した。 本発明では、Ｚｒは酸化物として単独または他の酸化物と複合して存在し、そ
の分布は微細分散し、鋼中でＭｎＳの析出核になり易い。そしてＭｎＳの析出核
としてのＺｒ系酸化物を微細分散させるだけであれば、Ｓに対して過剰なＺｒを
添加する必要がないので、過剰Ｚｒから生成されるＺｒ系の窒化物および硫化物
のような酸化物以外の硬質介在物およびそのクラスターを生成せず、多量Ｚｒ添
加になる弊害、即ち衝撃値などの機械的性質や被削性の低下を伴わない。 Ａｌは脱酸元素で鋼中ではＡｌ２Ｏ３を形成する。Ａｌ２Ｏ３は硬質なので切
削時に工具損傷の原因となり、摩耗を促進させる。またＡｌを添加するとＯが少
なくなり、Ｚｒ酸化物が生成しにくい。また微細なＺｒＯ２を均一分散させるた
めにもＡｌを添加しない方が良い。この影響はＺｒの添加量や歩留まり、そして
ＭｎＳの分布や形状に大きく影響し、本発明では硬質Ａｌ２Ｏ３の抑制とＺｒ酸
化物を微細均一分散させるために０．０１％以下に制限した。このことでＺｒの
添加量を大きく低減でき、Ｚｒ添加の析出核としての効果とＭｎＳとの複合化効
果を大きくすることが出来る。 Ｏはｆｒｅｅで存在する場合には冷却時に気泡となり、ピンホールの原因とな
る。またＳｉ，Ａｌ，Ｚｒなどと結合すると硬質酸化物を生成するため、制限が
必要である。本鋼ではＺｒの微細分散効果が無くなる０．０２％を上限として制
限した。 Ｎは固溶Ｎの場合、鋼を硬化させる。特に切削においては動的ひずみ時効によ
って刃先近傍で硬化し、工具の寿命を低下させる。またＴｉ，Ａｌ，Ｖなどの窒
化物として存在する場合もオーステナイト粒の成長を抑制するので制限が必要で
ある。特に高温域ではＴｉＮやＺｒＮを生成する。また窒化物を生成しない場合
でも鋳造途中に気泡を生成し、疵などの原因となる。本発明ではその弊害が顕著
になる０．０２％を上限とした。 Ｃｒは焼入れ性向上、焼戻し軟化抵抗付与元素である。そのため高強度化が必
要な鋼には添加される。その場合、０．０１％以上の添加を必要とする。しかし
多量に添加するとＣｒ炭化物を生成し脆化させるため、２．０％を上限とした。 Ｎｉはフェライトを強化し、延性を向上させるとともに焼入れ性向上、耐食性
向上にも有効である。０．０５％未満ではその効果は認められず、２．０％を超
えて添加しても、機械的性質の点では効果が飽和するので、これを上限とした。 Ｍｏは焼戻し軟化抵抗を付与するとともに、焼入れ性を向上させる元素である
。０．０５％未満ではその効果が認められず、１．０％を超えて添加してもその
効果が飽和しているので、０．０５〜１．０％を添加範囲とした。 Ｂは固溶している場合は粒界強化や焼入れ性に効果があり、析出する場合には
ＢＮとして析出するので被削性に効果がある。これらの効果は０．０００５％未
満では顕著でなく、０．００４％以上添加してもその効果が飽和し、ＢＮが多く
析出しすぎるとかえって鋼の機械的性質を損なう。そこで０．０００５％以上０
．００４％未満を範囲とした。 Ｖは炭窒化物を形成し、二次析出硬化により鋼を強化することが出来る。０．
０５％以下では高強度化に効果はなく、１．０％を超えて添加すると多くの炭窒
化物を析出し、かえって機械的性質を損なうので、これを上限とした。なお、Ｖ
の添加は０．２％超が好ましい。 Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉなどは鋼中で窒化物、炭化物、炭窒化物などを生成する。それ
らはピン止め粒子としてオーステナイト粒の成長を抑制するために、鍛造や熱処
理時に変態点以上に加熱した場合のオーステナイト粒径を制御する元素として用
いられることも多い。その析出温度はそれぞれ異なるが、工業的に実施されてい
る熱処理の温度制御の精度を考えると、極力広い温度域でピン止め効果を発揮し
てオーステナイト粒径を制御することが必要である。特に熱間鍛造では、形状に
より冷却温度が部材内の位置によっても大きく異なる。 Ｎｂ，Ｔｉは比較的高温において析出物を生成するのに対して、Ｖはこれらよ
り低温において炭化物を析出するのでＶを添加することが好ましいが、Ｖを単独
で添加する場合には、Ｖは０．２％超１．０％以下とすることにより効果が達成
できる。また、ＶとＮｂ，Ｔｉのいずれかまたは両方を併用することでピン止め
粒子として最適な寸法の析出物を均一に鋼中に分散させることが出来る。 このような数種の元素を併用する場合には、単独添加の場合より添加量を抑制
してもオーステナイト粒径を制御することが出来、Ｖの下限は０．０５％の添加
でも効果が認められるようになる。 したがって、Ｎｂ，Ｔｉの１種または２種をＶと同時に添加する場合のＶの下
限は０．０５％とした。 Ｎｂも炭窒化物を形成し、二次析出硬化により鋼を強化することが出来る。０
．００５％以下では高強度化に効果はなく、０．２％を超えて添加すると多くの
炭窒化物を析出し、かえって機械的性質を損なうので、これを上限とした。 Ｔｉも炭窒化物を形成し、鋼を強化する。また脱酸元素でもあり、軟質酸化物
を形成させることで被削性を向上させることが可能である。０．００５％以下で
はその効果が認められず、０．１％を超えて添加してもその効果が飽和する。ま
たＴｉは高温でも窒化物となりオーステナイト粒の成長を抑制する。そこで上限
を０．１％とした。 Ｃａは脱酸元素であり、軟質酸化物を生成し、被削性を向上させるだけでなく
、ＭｎＳに固溶してその変形能を低下させ、圧延や熱間鍛造してもＭｎＳ形状の
伸延を抑制する働きがある。したがって異方性の低減に有効な元素である。０．
０００２％未満ではその効果は顕著ではなく、０．００５％を超えて添加しても
歩留まりが極端に悪くなるばかりでなく、硬質のＣａＯを大量に生成し、かえっ
て被削性を低下させる。したがって成分範囲を０．０００２〜０．００５％と規
定した。 Ｍｇは脱酸元素であり、酸化物を生成する。酸化物はＭｎＳの析出核になりＭ
ｎＳの微細均一分散に効果がある。したがって異方性の低減に有効な元素である
。０．０００３％未満ではその効果は顕著ではなく、０．００５％を超えて添加
しても歩留まりが極端に悪くなるばかりで効果は飽和する。したがって成分範囲
を０．０００３〜０．００５％と規定した。 Ｔｅは被削性向上元素である。またＭｎＴｅを生成したり、ＭｎＳと共存する
ことでＭｎＳの変形能を低下させてＭｎＳ形状の伸延を抑制する働きがある。し
たがって異方性の低減に有効な元素である。この効果は０．０００３％未満では
認められず、０．００５％を超えると鋳造時の割れの原因となり易い。 ＢｉおよびＰｂは被削性向上に効果のある元素である。その効果は０．０５％
未満では認められず、０．５％を超えて添加しても被削性向上効果が飽和するだ
けでなく、熱間鋳造特性が低下して疵の原因となり易い。 次に、本発明においては上述した成分組成に加え、ＭｎＳの平均アスペクト比
、および最大アスペクト比、また、最大ＭｎＳ粒径、単位面積（１ｍｍ２）あた
りのＭｎＳ数が重要な要素であり、ＭｎＳの平均アスペクト比は１０以下、最大
アスペクト比は３０以下、最大ＭｎＳ粒径（μｍ）は１１０×〔Ｓ％〕＋１５以
下、１ｍｍ２あたりのＭｎＳ数は３８００×〔Ｓ％〕＋１５０以下とする必要が
ある。 平均アスペクト比１０以下、最大アスペクト比３０以下とする理由は、図８（
ａ）、図９に示すように、アスペクト比は初期ＭｎＳ粒径が大きくなれば、アス
ペクト比も大きくなる傾向にある。実施例にもあるようにアスペクト比が大きい
と、材質の異方性が助長され、断面方向の衝撃値が疲労強度を低下させることに
なる。また鍛造においてはさまざまな変形を加えられるため、伸延されたＭｎＳ
は破壊起点となることが多い。したがってＭｎＳの平均アスペクト比＜２０以上
ではこの伸延されたＭｎＳによる破壊特性の劣化が顕著になる。またＭｎＳの最
大アスペクト比に関しても３０を超えるとＭｎＳによる破壊特性の劣化が顕著に
なる。 また、最大ＭｎＳ粒径（μｍ）１１０×〔Ｓ％〕＋１５以下、１ｍｍ２あたり
のＭｎＳ数３８００×〔Ｓ％〕＋１５０以下とする理由は以下の理由に基づくも
のである。ＭｎＳは応力集中源となるため破壊起点となりやすいことが知られて
おり、特にその大きさの影響が強い。一方、被削性はＳ量に比例して向上するも
のの、それほどＭｎＳの大きさの影響は顕著ではないことをみいだした。そのた
め、同一Ｓ量の鋼で比較するとＭｎＳは小さく多数分散した鋼は大きく少数分散
した鋼より被削性は同等でも破壊特性や鍛造性は優れる。その効果はＳ量の影響
を受けるが、図８（ａ）、図９に示すように、最大ＭｎＳ粒径（μｍ）＜１１０
×〔Ｓ％〕＋１５かつ１ｍｍ２あたりのＭｎＳ数＞３８００×〔Ｓ％〕＋１５０
であれば鍛造特性と破壊特性の劣化を最小限に抑制しつつ、Ｓ添加量相当の被削
性を確保できることを見出した。逆に最大ＭｎＳ粒径（μｍ）＞１１０×（Ｓ％
〕＋１５あるいは１ｍｍ２あたりのＭｎＳ数＜３８００×〔Ｓ％〕＋１５０であ
ると破壊特性や鍛造性に劣る。 画像処理装置によってＭｎＳ系介在物を抽出し、それぞれのＭｎＳに関して以
下の項目を算出する。画像処理装置では光学的取り込まれた像をＣＣＤカメラに
よってデジタル化するのでＭｎＳの大きさ、占有面積などが測定可能である。測
定視野は倍率５００倍で、１視野９０００μｍ２として５０視野を繰返し測定す
る。この測定の対象は、円相当径（Ｒ）、圧延方向長さ（Ｌ）、半径方向厚さ（
Ｈ）、アスペクト比（Ｌ／Ｈ）である。個々のＭｎＳに関するこれら測定値の最
大値および平均値を算出することが可能で、平均アスペクト比とは個々のＭｎＳ
のアスペクト比の平均値であり、測定された個々のアスペクト比の中で最大のも
のを最大アスペクト比と記す。 また、ＭｎＳの粒径に関しては、画像処理装置にて測定し、ＭｎＳの測定面積
を円にした場合の直径、いわゆる円相当径であり、１ｍｍ２あたりのＭｎＳ数と
は測定面積に含まれたＭｎＳ数を測定面積で除した値である。 実施例 本発明の効果を実施例によって説明する。表１に示す供試材は２ｔ真空溶解炉
で溶製後、ビレットに分解圧延、さらにφ６０ｍｍに圧延した。圧延後、熱間加
工性評価用熱間据え込み試験片、冷間加工評価用冷間据え込み試験片を切り出し
て据え込み試験を行った。また一部は熱処理として１２００℃に加熱後、放冷し
て切削試験に供した。 ここで鋼中Ｚｒの分析方法であるが、ＪＩＳ Ｇ １２３７−１９９７付属書
３と同様の方法でサンプルを処理した後、鋼中Ｎｂ量と同様に鋼中Ｚｒ量をＩＣ
Ｐ（誘導結合プラズマ発光分光分析法）によって測定した。ただし、本発明での
実施例の測定に供したサンプルは２ｇ／鋼種で、ＩＣＰにおける検量線も微量Ｚ
ｒに適するように設定して測定した。即ち、Ｚｒ濃度が１〜２００ｐｐｍとなる
ようにＺｒ標準液を希釈して異なるＺｒ濃度の溶液を作成し、そのＺｒ量を測定
することで検量線を作成した。なお、これらのＩＣＰに関する共通的な方法につ
いては、ＪＩＳ Ｋ ０１１６−１９９５（発光分光分析方法通則）およびＪＩ
Ｓ Ｚ ８００２−１９９１（分析、試験の許容差通則）による。 図１は鍛造加工性（熱間、冷間）評価用試験片切り出し位置と試験片形状を説
明するための図である。図１（ａ）の切り出し位置１で、据え込み試験片の切り
出し方向は、鋼中ＭｎＳ２が長手方向になるように図１（ｂ）、図１（ｃ）に示
す熱間据え込み試験片３およびノッチ５を設けた冷間据え込み試験片４を切り出
した。 図２は据え込み試験での割れ発生位置を説明する図である。据え込み試験では
図２に示すように荷重６の負荷をかけて試験片が変形７すると外周部に周方向に
引張応力が生じる。その際、多くの場合、鋼中のＭｎＳが破壊源となり割れ８を
生じる場合が多い。このように切り出した試験片の据え込み試験により、鍛造時
の加工性を評価できる。 熱間における据え込み試験片はφ２０ｍｍ×３０ｍｍで熱電対を取り付けてあ
り、高周波により１０００℃まで加熱し、３ｓ以内に据え込み鍛造を行った。さ
まざまなひずみで鍛造し、図３に示すように、試験片の変形前９および変形後１
０の割れの発生するひずみを限界ひずみとして測定した。ここでひずみとは式（
１）で定義される、いわゆる公称ひずみである。 ε＝（Ｈｏ−Ｈ）／Ｈｏ 式（１） ここでε：ひずみ、Ｈｏ：変形前の試験片高さ、Ｈ：変形後の試験片高さを意味
する。 表１に加工性を評価した実施例を示す。表１実施例１〜５はＳ４５Ｃをベース
とした鋼でＳ量を変化させている。その比較例として実施例６〜１０はＺｒを添
加していない鋼である。また実施例（比較例）１１および１２はＡｌ量多量添加
かつＺｒ無添加でＰｂを添加したもの、実施例（比較例）１３および１４はＺｒ
を添加しているものの、Ａｌ量を多量添加してＳ量を変化させてある。実施例１
５はＡｌ多量添加し、Ｚｒを無添加の比較例である。同一のＳ量で比較すると、
Ｐｂを添加した実施例１１，１２は熱間鍛造性に劣る。またＳ量が多くなると、
Ｚｒを添加した発明例２〜５は比較例７〜１０より優れる。さらにＳ量が多い場
合にはＺｒの有無に関わらず、Ａｌ量が多いと実施例１４，１５のように熱間加
工性か発明例より劣った。 図４は表１の実施例に関して熱間鍛造性に及ぼすＳ量の影響を示す図である。 また冷間加工性を評価するために冷間据え込み試験を行った。図１のように切
り出した素材を８５０℃から焼き入れた後、７００℃で１２ｈｒの球状化焼鈍し
た。その後、機械加工で２ｍｍのノッチ付φ７ｍｍ×１４ｍｍ冷間据え込み試験
片を作成した。図５は実施例１〜１５の冷間加工における限界ひずみ測定結果で
ある。ひずみの定義は式１と同様である。 同様に表２にＳ４５ＣにＶを添加し、オーステナイト粒径を微細化するととも
に、強度を向上させた実施例を示す。図６に表２の実施例の１０００℃における
熱間鍛造性評価結果を示す。この場合にもＳ量が増加すれば熱間鍛造性が低下し
ているが、同一Ｓ量で比較すると実施例１７〜２０（発明例）は実施例２２〜２
５（比較例）より良好な熱間鍛造性を示した。 表１に示した実施例について被削性を評価した結果を図７に示す。被削性評価
はドリル穿孔試験で行い、表３にその切削条件を示す。累積穴深さ１０００ｍｍ
まで切削可能な最高の切削速度（いわゆるＶＬ１０００）で被削性を評価した。 図７に示すようにＳ量が多くなると被削性が向上する。しかし同一Ｓ量で比較
するとＡｌを多量に添加した場合（実施例１３〜１５）はＡｌを規定内に制限し
た場合より被削性が劣る。Ａｌが規定内の場合、Ｚｒの有無で比較すると、いず
れのＳ量においても同等の被削性である。またＰｂを添加した実施例１１，１２
と比較すると、実施例２と１１が同等の被削性であるが、図４に示すように熱間
加工性は実施例２の方が優れた。同様に実施例３と１２の比較では同等の被削性
にもかかわらず実施例３（発明例）の方が熱間加工性が優れた。このように本発
明は熱間加工性と被削性を両立するのに有効である。 同様の効果はＶを添加して高強度化した場合でも見られ、表２に被削性を評価
した結果を数値で示したが、同一Ｓ量で比較した場合には発明例は比較例と同様
の被削性であった。したがって、本発明を用いれば高強度化しても鍛造性と被削
性の両立が達成できる。 表４にＺｒ量を変化させた実施例を示す。表４の実施例に実施例２および３を
加え、機械的性質とＺｒ量の関係を検討した。図８（ａ）にＺｒ量の衝撃値、硫
化物アスペクト比および硫化物の単位面積当たりの個数を示す。衝撃試験片の切
り出しかたは図８（ｂ）にあるとおりで、長手方向に切り出す場合をＬ、断面方
向に切り出す場合をＣとした。Ｚｒを添加しない場合、圧延長手方向の衝撃値は
優れるものの、断面方向の衝撃値は極めて低い。Ｓ量が多くなるとその傾向がよ
り顕著になる。しかしＺｒを添加すると長手方向の衝撃値がわずかに低下するも
のの、断面方向は大きく向上する。その原因は硫化物の微細分散とアスペクト比
の改善によるものと考えられる。特に硫化物数が増加し、微細に分散するとたと
えアスペクト比の大きな硫化物が含まれていても寸法が小さいために機械的性質
への影響も小さくなると考えられる。 さらに表５にＡｌ量を変化させた実施例を示す。Ａｌ量が増加すると被削性が
低下することは既に述べたが、Ａｌ量の効果を明確にするため、表５の実施例に
実施例２および２７を加え、硫化物形状に及ぼすＡｌ量の影響を図９に示す。Ｚ
ｒを微量添加した場合にはＡｌ量が０．０１％を超えると硫化物数が減少すると
ともに、アスペクト比が増加した。この場合、熱間据え込み試験における限界ひ
ずみが低下する。またＡｌの増加とともに被削性ＡＬ１０００が明らかに低下す
る。このため本発明ではＡｌを０．０１％以下に規定した。 表６に他の元素への影響を検討した実施例を示す。その製造方法と熱間加工性
および被削性評価方法は表１に示す実施例と同様である。表６、表６−１、表６
−２、表６−３は、実施Ｎｏｓ．４１〜７２においてさまざまな合成元素を添加
した場合の熱間限界ひずみと被削性を示したものである。これらの表における各
比較例は被削性の差は小さくとも熱間限界ひずみの点で大きく劣った。また、こ
れらの表における実施Ｎｏｓ．７３〜７８に示すような基本的な強度をＣ量によ
って変化させた場合にも発明例は比較例より優れる。表６−１、表６−３におけ
る実施Ｎｏｓ．７９，８０はそれぞれｔｏｔａｌ−Ｏ量とｔｏｔａｌ−Ｎ量を発
明の範囲外にした比較例である。これらは実施Ｎｏ．２と比較すると、熱間限界
ひずみと被削性の両面で劣った。このように本発明に含まれる実施例は同一のＳ
量で比較した場合、良好な熱間加工性と被削性を両立していることがわかる。 図１０は、被削性への弊害をドリル工具寿命の指標であるＶＬ１０００（１０
００ｍｍの累積孔深さを穿孔可能な最大切削速度）にて評価した結果である。Ｚ
ｒを多量に添加すると被削性が低下していることがわかる。また、図８の衝撃値
においても過剰なＺｒ添加はＭｎＳのアスペクトに優れるものの、ＺｒＮやＺｒ
Ｓなどのクラスターを生じて衝撃値が低下していることがわかる。 なお、図４〜１０において、図中の添字は実施例Ｎｏ．を示している。 産業上の利用可能性 以上のような内容により、熱間加工性、機械的性質、被削性を兼ね備えた鋼を
供することが出来る。特に本発明の技術は熱処理やミクロ組織などの影響を大き
く受けず、硫化物の形状制御を基本としているので、調質鋼や非調質鋼を区別す
る必要がない。また加工に関しても熱間鍛造だけでなく、冷間鍛造に対しても有
効で、鍛造加工性、機械的性質、被削性を必要とする広範囲な鋼に対して有効で
ある。
図１（ａ），図１（ｂ），図１（ｃ）は、鍛造加工性（熱間、冷間）評価用試
験片切り出し位置と試験片形状を説明するための図である。 図２は、据え込み試験での割れ発生位置を説明する図である。 図３は、鍛造加工性評価（据え込み試験）時のひずみの定義を説明する図であ
る。 図４は、表１の実施例に関して熱間鍛造性に及ぼすＳ量の影響を示す図である
。 図５は、表１の実施例に関して冷間鍛造性に及ぼすＳ量の影響を示す図である
。 図６は、表２の実施例に関して熱間加工性に及ぼすＳ量の影響を示す図である
。 図７は、表１の実施例に関して被削性に及ぼすＳ量の影響を示す図である。 図８（ａ）は、衝撃値、硫化物形状および硫化物数に及ぼすＺｒ量の影響を示
す図で、図８（ｂ）は試験片採取位置を示す図である。 図９は、硫化物形状、数、熱間鍛造性および被削性に及ぼすＡｌ添加量の影響
を示す図である。 図１０は、工具寿命に及ぼすＺｒ量の影響を示す図である。
験片切り出し位置と試験片形状を説明するための図である。 図２は、据え込み試験での割れ発生位置を説明する図である。 図３は、鍛造加工性評価（据え込み試験）時のひずみの定義を説明する図であ
る。 図４は、表１の実施例に関して熱間鍛造性に及ぼすＳ量の影響を示す図である
。 図５は、表１の実施例に関して冷間鍛造性に及ぼすＳ量の影響を示す図である
。 図６は、表２の実施例に関して熱間加工性に及ぼすＳ量の影響を示す図である
。 図７は、表１の実施例に関して被削性に及ぼすＳ量の影響を示す図である。 図８（ａ）は、衝撃値、硫化物形状および硫化物数に及ぼすＺｒ量の影響を示
す図で、図８（ｂ）は試験片採取位置を示す図である。 図９は、硫化物形状、数、熱間鍛造性および被削性に及ぼすＡｌ添加量の影響
を示す図である。 図１０は、工具寿命に及ぼすＺｒ量の影響を示す図である。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 内藤 賢一郎
北海道室蘭市仲町12番地 新日本製鐵株式
会社 室蘭製鐵所内
(72)発明者 福安 憲次
東京都千代田区大手町二丁目６番３号 新
日本製鐵株式会社内
（注）この公表は、国際事務局（ＷＩＰＯ）により国際公開された公報を基に作
成したものである。
なおこの公表に係る日本語特許出願（日本語実用新案登録出願）の国際公開の
効果は、特許法第１８４条の１０第１項（実用新案法第４８条の１３第２項）に
より生ずるものであり、本掲載とは関係ありません。
Claims (8)
- 【請求項１】質量％で、 Ｃ ：０．１〜０．８５％、 Ｓｉ：０．０１〜１．５％、 Ｍｎ：０．０５〜２．０％、 Ｐ ：０．００３〜０．２％、 Ｓ ：０．００３〜０．５％、 Ｚｒ：０．０００３〜０．０１％ を含有するとともに Ａｌ：０．０１％以下、 ｔｏｔａｌ−Ｏ：０．０２％以下、 ｔｏｔａｌ−Ｎ：０．０２％以下 に制限し、かつ、ＭｎＳの平均アスペクト比１０以下で、最大アスペクト比３０
以下を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなることを特徴とする鍛造性
と被削性に優れた鋼。 - 【請求項２】質量％で、 Ｃ ：０．１〜０．８５％、 Ｓｉ：０．０１〜１．５％、 Ｍｎ：０．０５〜２．０％、 Ｐ ：０．００３〜０．２％、 Ｓ ：０．００３〜０．５％、 Ｚｒ：０．０００３〜０．０１％ を含有するとともに Ａｌ：０．０１％以下、 ｔｏｔａｌ−Ｏ：０．０２％以下、 ｔｏｔａｌ−Ｎ：０．０２％以下 に制限し、かつ、ＭｎＳの平均アスペクト比１０以下で、最大アスペクト比３０
以下を有し、更に最大ＭｎＳ粒径（μｍ）が１１０×〔Ｓ％〕＋１５以下、１ｍ
ｍ２あたりのＭｎＳ数が３８００×〔Ｓ％〕＋１５０以下を有し、残部がＦｅお
よび不可避的不純物よりなることを特徴とする鍛造性と被削性に優れた鋼。 - 【請求項３】質量％で、 Ｃ ：０．１〜０．８５％、 Ｓｉ：０．０１〜１．５％、 Ｍｎ：０．０５〜２．０％、 Ｐ ：０．００３〜０．２％、 Ｓ ：０．００３〜０．５％、 Ｚｒ：０．０００３〜０．０１％ を含有するとともに Ａｌ：０．０１％以下、 ｔｏｔａｌ−Ｏ：０．０２％以下、 ｔｏｔａｌ−Ｎ：０．０２％以下 に制限し、さらに、 Ｃｒ：０．０１〜２．０％、 Ｎｉ：０．０５〜２．０％、 Ｍｏ：０．０５〜１．０％ のうち１種または２種以上を含み、かつ、ＭｎＳの平均アスペクト比１０以下で
、最大アスペクト比３０以下を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる
ことを特徴とする鍛造性と被削性に優れた鋼。 - 【請求項４】質量％で、 Ｃ ：０．１〜０．８５％、 Ｓｉ：０．０１〜１．５％、 Ｍｎ：０．０５〜２．０％、 Ｐ ：０．００３〜０．２％、 Ｓ ：０．００３〜０．５％、 Ｚｒ：０．０００３〜０．０１％ を含有するとともに Ａｌ：０．０１％以下、 ｔｏｔａｌ−Ｏ：０．０２％以下、 ｔｏｔａｌ−Ｎ：０．０２％以下 に制限し、さらに、 Ｃｒ：０．０１〜２．０％、 Ｎｉ：０．０５〜２．０％、 Ｍｏ：０．０５〜１．０％ のうち１種または２種以上を含み、かつ、ＭｎＳの平均アスペクト比１０以下で
、最大アスペクト比３０以下を有し、更に、最大ＭｎＳ粒径（μｍ）が１１０×
〔Ｓ％〕＋１５以下、１ｍｍ２あたりのＭｎＳ数が３８００×〔Ｓ％〕＋１５０
以下を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなることを特徴とする鍛造性
と被削性に優れた鋼。 - 【請求項５】請求項１〜請求項４のいずれかに記載の鋼が、質量％で、 Ｖ ：０．０５〜１．０％、 Ｎｂ：０．００５〜０．２％、 Ｔｉ：０．００５〜０．１％ のうち少くとも１種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなること
を特徴とする鍛造性と被削性に優れた鋼。 - 【請求項６】請求項１〜請求項５のいずれかに記載の鋼が、質量％で、 Ｃａ：０．０００２〜０．００５％、 Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％、 Ｔｅ：０．０００３〜０．００５％ のうち１種または２種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなるこ
とを特徴とする鍛造性と被削性に優れた鋼。 - 【請求項７】請求項１〜請求項６のいずれかに記載の鋼が、質量％で、 Ｂｉ：０．０５〜０．５％、 Ｐｂ：０．０１〜０．５％ のうちの１種または２種を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなること
を特徴とする鍛造性と被削性に優れた鋼。 - 【請求項８】請求項１〜請求項７のいずれかに記載の鋼が、質量％で、Ｂ：０．
０００５％以上０．００４％未満を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物より
なることを特徴とする鍛造性と被削性に優れた鋼。
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