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技術 冷間鍛造用鋼およびその製造方法

出願人 日本製鉄株式会社
発明者 宮西慶志賀聡寺本真也根石豊吉田卓
出願日 2016年9月1日 (4年4ヶ月経過) 出願番号 2016-170820
公開日 2018年3月8日 (2年9ヶ月経過) 公開番号 2018-035411
状態 特許登録済
技術分野 連続鋳造 鋼の加工熱処理 熱処理
主要キーワード 輸送用機械 粗成形品 初期圧縮率 建設用機械 母材材質 各観察領域 使用チップ 機械構造用合金鋼鋼材
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課題

冷間鍛造性被削性に優れた冷間鍛造用鋼及びその製造方法の提供。

解決手段

質量%でC:0.05〜0.30%、Si:0.05〜1.00%、Mn:0.40〜2.00%、S:0.008〜0.040%未満、Cr:0.01〜3.00%、Al:0.010〜0.100%、N:0.0250%以下及びBi:0.0001〜0.0050%を含有し更にSb:0.0001〜0.0050%、Sn:0.0001〜0.0050%及びPb:0.0001〜0.0050%からなる群から選択される1種又は2種以上を含有しBi、Sb、Sn及びPbの合計含有量が0.0050%以下、残部がFe及び不純物からなりP:0.050%以下、O:0.0020%以下であり式(1)及び式(2)を満たし鋼中の硫化物間の平均距離が30.0μm未満である冷間鍛造用鋼を採用する。d+3σ<10.0μm・・・(1)、SA/SB<0.30・・・(2)

概要

背景

機械構造用鋼は、産業用機械建設用機械、および、自動車に代表される輸送用機械等の機械部品に用いられる。機械構造用鋼は一般的に、熱間鍛造により粗加工された後、切削加工されて所定の形状を有する機械部品に仕上げられる。

冷間鍛造は、熱間鍛造と較べて寸法精度が高いので、鍛造後の切削加工量を低減できることなどのメリットがある。このため、近年、冷間鍛造で粗成形される部品が多くなっている。冷間鍛造に利用される冷間鍛造用鋼には、冷間鍛造時に割れが発生し難い特性(以下、冷間鍛造性という)が求められる。

さらに、冷間鍛造によって鋼材を粗成形する場合、鍛造での変形抵抗下げるために、鍛造前に球状化焼鈍を施すことが多い。しかし、鋼を球状化焼鈍組織にすると、冷間鍛造後の切削加工時の被削性が低下するという問題がある。鋼に硫黄(S)を含有すれば、被削性が向上することはよく知られている。Sは鋼中のマンガン(Mn)と結合して硫化物主体とする硫化物系介在物(以下、硫化物という)を形成し、被削性を向上させる。被削性を高めるには、S量を多量に含有する必要がある。なお、本明細書において、硫化物は、例えば、MnS、CaS等である。

しかしながら、S含有量を高めると、粗大な硫化物が多量に生成し、冷間鍛造性を低下する。従来の冷間鍛造用鋼は、S含有量を低減することにより冷間鍛造性や疲労強度の低下を抑制していた。そのため、従来の冷間鍛造用鋼の被削性は低かった。

よって、冷間鍛造性を損ねることなく、S含有量を増加することによる被削性を向上した冷間鍛造用鋼材が要望されている。

冷間鍛造性を低下させる要因である硫化物は、溶鋼凝固時のデンドライト樹間への晶出および析出物へのMnの拡散析出する。硫化物を鋼中に微細分散させることにより被削性を高める技術が提案されている。

例えば、特許文献1では、硫化物の粗大化を抑制するために、鋳造時の凝固速度を制御し、硫化物を微細に分散させることにより、肌焼鋼の被削性を向上させる技術が提案されている。更に、特許文献2では、サブミクロンレベルの硫化物を分散させることにより、肌焼鋼の被削性を向上させる技術が提案されている。このように、特許文献1および特許文献2に示されるとおり、硫化物形態を制御することなどによって、鋼材の被削性を向上できることが知られている。

また、特許文献3および特許文献4では、硫化物系介在物の粒子間距離を小さくすることにより、切りくず処理性を向上した快削鋼が提案されている。

概要

冷間鍛造性と被削性に優れた冷間鍛造用鋼及びその製造方法の提供。質量%でC:0.05〜0.30%、Si:0.05〜1.00%、Mn:0.40〜2.00%、S:0.008〜0.040%未満、Cr:0.01〜3.00%、Al:0.010〜0.100%、N:0.0250%以下及びBi:0.0001〜0.0050%を含有し更にSb:0.0001〜0.0050%、Sn:0.0001〜0.0050%及びPb:0.0001〜0.0050%からなる群から選択される1種又は2種以上を含有しBi、Sb、Sn及びPbの合計含有量が0.0050%以下、残部がFe及び不純物からなりP:0.050%以下、O:0.0020%以下であり式(1)及び式(2)を満たし鋼中の硫化物間の平均距離が30.0μm未満である冷間鍛造用鋼を採用する。d+3σ<10.0μm・・・(1)、SA/SB<0.30・・・(2)なし

目的

本発明は、上記現状に鑑みなされたものであり、冷間鍛造性および被削性に優れた冷間鍛造用鋼およびその製造方法を提供する

効果

実績

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牽制数
0件

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請求項1

質量%で、C:0.05〜0.30%、Si:0.05〜1.00%、Mn:0.40〜2.00%、S:0.008〜0.040%未満、Cr:0.01〜3.00%、Al:0.010〜0.100%、N:0.0250%以下およびBi:0.0001〜0.0050%を含有し、更にSb:0.0001〜0.0050%Sn:0.0001〜0.0050%およびPb:0.0001〜0.0050%からなる群から選択される1種または2種以上を含有し、Bi、Sb、SnおよびPbの合計含有量を0.0050%以下とし、残部がFeおよび不純物からなり、更に、PおよびOがそれぞれ、P:0.050%以下およびO:0.0020%以下であり、下記式(1)および下記式(2)を満たし、鋼中の硫化物同士の平均距離が30.0μm未満であることを特徴とする冷間鍛造用鋼。d+3σ<10.0μm・・・(1)SA/SB<0.30・・・(2)式(1)におけるdは円相当径1μm以上の硫化物の平均円相当径であり、σは円相当径1μm以上の硫化物の円相当径の標準偏差であり、式(2)におけるSAは円相当径で1μm以上3μm未満の硫化物の個数であり、SBは円相当径で1μm以上の硫化物の個数である。

請求項2

Feの一部に代えて、質量%で、Mo:1.00%以下、Ni:1.00%以下、V:0.30%以下、B:0.0200%以下およびMg:0.0035%以下からなる群から選択される1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項1に記載の冷間鍛造用鋼。

請求項3

Feの一部に代えて、質量%で、Ti:0.060%以下およびNb:0.080%以下からなる群から選択される1種または2種を含有することを特徴とする請求項1または請求項2に記載の冷間鍛造用鋼。

請求項4

請求項1〜請求項3のいずれか一項に記載の化学成分を有し、かつ表層から15mmの範囲内におけるデンドライト1次アーム間隔が600μm未満である鋳片を鋳造し、前記鋳片を熱間加工し、更に焼鈍することを特徴とする冷間鍛造用鋼の製造方法。

技術分野

0001

本発明は、冷間鍛造用鋼およびその製造方法に関する。

背景技術

0002

機械構造用鋼は、産業用機械建設用機械、および、自動車に代表される輸送用機械等の機械部品に用いられる。機械構造用鋼は一般的に、熱間鍛造により粗加工された後、切削加工されて所定の形状を有する機械部品に仕上げられる。

0003

冷間鍛造は、熱間鍛造と較べて寸法精度が高いので、鍛造後の切削加工量を低減できることなどのメリットがある。このため、近年、冷間鍛造で粗成形される部品が多くなっている。冷間鍛造に利用される冷間鍛造用鋼には、冷間鍛造時に割れが発生し難い特性(以下、冷間鍛造性という)が求められる。

0004

さらに、冷間鍛造によって鋼材を粗成形する場合、鍛造での変形抵抗下げるために、鍛造前に球状化焼鈍を施すことが多い。しかし、鋼を球状化焼鈍組織にすると、冷間鍛造後の切削加工時の被削性が低下するという問題がある。鋼に硫黄(S)を含有すれば、被削性が向上することはよく知られている。Sは鋼中のマンガン(Mn)と結合して硫化物主体とする硫化物系介在物(以下、硫化物という)を形成し、被削性を向上させる。被削性を高めるには、S量を多量に含有する必要がある。なお、本明細書において、硫化物は、例えば、MnS、CaS等である。

0005

しかしながら、S含有量を高めると、粗大な硫化物が多量に生成し、冷間鍛造性を低下する。従来の冷間鍛造用鋼は、S含有量を低減することにより冷間鍛造性や疲労強度の低下を抑制していた。そのため、従来の冷間鍛造用鋼の被削性は低かった。

0006

よって、冷間鍛造性を損ねることなく、S含有量を増加することによる被削性を向上した冷間鍛造用鋼材が要望されている。

0007

冷間鍛造性を低下させる要因である硫化物は、溶鋼凝固時のデンドライト樹間への晶出および析出物へのMnの拡散析出する。硫化物を鋼中に微細分散させることにより被削性を高める技術が提案されている。

0008

例えば、特許文献1では、硫化物の粗大化を抑制するために、鋳造時の凝固速度を制御し、硫化物を微細に分散させることにより、肌焼鋼の被削性を向上させる技術が提案されている。更に、特許文献2では、サブミクロンレベルの硫化物を分散させることにより、肌焼鋼の被削性を向上させる技術が提案されている。このように、特許文献1および特許文献2に示されるとおり、硫化物形態を制御することなどによって、鋼材の被削性を向上できることが知られている。

0009

また、特許文献3および特許文献4では、硫化物系介在物の粒子間距離を小さくすることにより、切りくず処理性を向上した快削鋼が提案されている。

先行技術

0010

特許第5114689号公報
特許第5114753号公報
特開2000−282171号公報
特許第4924422号公報

発明が解決しようとする課題

0011

しかし、特許文献2に開示された技術は、硫化物をサブミクロンレベルに微細分散させることにより被削性を向上しているが、冷間鍛造性に関して何ら考慮されていない。
また、特許文献3および特許文献4に開示された技術においては、粗大な硫化物が存在した場合には、粒子間距離が小さいと、かえって冷間鍛造時の割れが発生しやすく、冷間鍛造性が低下することがある。

0012

さらに、特許文献1〜特許文献3は、いずれも冷間鍛造後の被削性向上について何ら考慮されていない。

0013

本発明は、上記現状に鑑みなされたものであり、冷間鍛造性および被削性に優れた冷間鍛造用鋼およびその製造方法を提供することを課題とする。

課題を解決するための手段

0014

本発明者らは、冷間鍛造用鋼に関する研究および検討の結果、以下の知見を得た。

0015

(a)冷間鍛造前焼鈍は、鋼材の冷間鍛造性を向上させるために有効であるが、鋼材の延性が向上するため、切削した時の切粉が長くなり、切りくず処理性が悪くなる。また、切削後の鋼材の表面粗さも大きくなる。

0016

(b)切削は切りくずを分離する破壊現象であり、それを促進させるにはマトリクス脆化させることが一つのポイントである。硫化物を微細分散させることにより、破壊を容易にして、切りくず処理性が向上する。硫化物が大きく少数分散していると、切りくず分離の起点となる硫化物の間隔が長くなり、結果として切りくずが長くなりやすくなる。さらに、硫化物間の粒子間距離が短いと、切りくずの分断性が向上する。

0017

(c)硫化物の円相当径と切りくず処理性との関係について種々実験を行った結果、平均円相当径が1μm以上の硫化物のうち、平均円相当径が3μm未満の硫化物の個数分率が30%を超えると、切りくず処理性が低下するという知見を得た。個数分率が30%を超えると、硫化物が微細になり過ぎて、切りくず分離の際の応力集中源として有効に機能し難くなるためである。このように、極端に微細な硫化物を減らすことで、より少ない硫化物総量で優れた被削性が得られることを知見した。

0018

(d)冷間鍛造性の指標となる冷間鍛造時の割れは次のようなメカニズムで発生すると推測されている。すなわち、粗大な硫化物とマトリクス(母材)の境界ボイドが形成され、複数のボイドが連結することにより、き裂が形成される。このき裂は、塑性変形が進むにつれ成長する。そして、き裂同士が連結することにより、割れが発生する。冷間鍛造性を向上するためには、粗大な硫化物を低減することが重要である。

0019

(e)さらに、最大硫化物寸法と冷間鍛造性との関係について種々実験を行った結果、観察視野9mm2中に観察される硫化物の最大円相当径が10.0μmを超えると、冷間鍛造性が低下することが判明した。

0020

(f)鋼材中の硫化物は、凝固前(溶鋼中)または凝固時に晶出することが多く、硫化物の大きさは、凝固時の冷却速度に大きく影響を受ける。また、連続鋳造鋳片の凝固組織は、通常はデンドライト形態を呈しており、このデンドライトは、凝固過程における溶質元素の拡散に起因して形成され、溶質元素は、デンドライトの樹間部において濃化する。Mnは、樹間部において濃化し、Mn硫化物が樹間に晶出する。

0021

(g)硫化物を微細に分散させるには、デンドライトの樹間の間隔を短くする必要がある。デンドライトの1次アーム間隔に関する研究は従来から行われている。下記の非特許文献によれば、デンドライトの1次アーム間隔を下記(A)式で表すことができる。
λ∝(D×σ×ΔT)0.25 ・・・(A)
ここで、λ:デンドライトの1次アーム間隔(μm)、D:拡散係数(m2/s)、σ:固液界面エネルギー(J/m2)、ΔT:凝固温度範囲(℃)である。

0022

非特許文献:W.Kurz and D.J.Fisher著、「Fundamentals of Solidification」、Trans Tech Publications Ltd.,(Switzerland)、1998年、p.256

0023

この(A)式から、デンドライトの1次アーム間隔λは、固液界面エネルギーσに依存しており、このσを低減できればλが減少することが分かる。λを減少させることができれば、デンドライト樹間に晶出するMn硫化物サイズを低減させることができる。本発明者らは、鋼にBiに加えてSb、SnおよびPbからなる群から選択される1種または2種以上を微量含有することにより、硫化物のサイズを微細化できることを見出した。

0024

本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記(1)〜(3)に示す冷間鍛造用鋼と、下記(4)に示す冷間鍛造用鋼の製造方法にある。

0025

(1) 質量%で、
C:0.05〜0.30%、
Si:0.05〜1.00%、
Mn:0.40〜2.00%、
S:0.008〜0.040%未満、
Cr:0.01〜3.00%、
Al:0.010〜0.100%、
N:0.0250%以下および
Bi:0.0001〜0.0050%
を含有し、更に
Sb:0.0001〜0.0050%
Sn:0.0001〜0.0050%および
Pb:0.0001〜0.0050%
からなる群から選択される1種または2種以上を含有し、
Bi、Sb、SnおよびPbの合計含有量を0.0050%以下とし、
残部がFeおよび不純物からなり、
更に、PおよびOがそれぞれ、
P:0.050%以下および
O:0.0020%以下であり、
下記式(1)および下記式(2)を満たし、
鋼中の硫化物間の平均距離が30.0μm未満であることを特徴とする冷間鍛造用鋼。
d+3σ<10.0μm ・・・(1)
SA/SB<0.30 ・・・(2)
式(1)におけるdは円相当径1μm以上の硫化物の平均円相当径であり、σは円相当径1μm以上の硫化物の円相当径の標準偏差であり、式(2)におけるSAは円相当径で1μm以上3μm未満の硫化物の個数であり、SBは円相当径で1μm以上の硫化物の個数である。
(2) Feの一部に代えて、質量%で、
Mo:1.00%以下、
Ni:1.00%以下、
V:0.30%以下、
B:0.0200%以下および
Mg:0.0035%以下
からなる群から選択される1種または2種以上を含有することを特徴とする(1)に記載の冷間鍛造用鋼。
(3) Feの一部に代えて、質量%で、
Ti:0.060%以下および
Nb:0.080%以下
からなる群から選択される1種または2種を含有することを特徴とする(1)または(2)に記載の冷間鍛造用鋼。

0026

(4)(1)〜(3)のいずれか一項に記載の化学成分を有し、かつ表層から15mmの範囲内におけるデンドライト1次アーム間隔が600μm未満である鋳片を鋳造し、前記鋳片を熱間加工し、更に焼鈍することを特徴とする冷間鍛造用鋼の製造方法。

発明の効果

0027

本発明によれば、冷間鍛造性および被削性に優れた冷間鍛造用鋼およびその製造方法を提供できる。
本発明では、所定の化学成分を有する鋳片を鋳造することで、硫化物の晶出核となるデンドライト組織を微細化させて、鋼中の硫化物を微細分散させることができる。これにより、歯車シャフトプーリーなどの鋼製部品素材となる、冷間鍛造後の被削性、つまり、浸炭浸炭窒化または窒化前の被削性を高めることができる。
以上のように、本発明の冷間鍛造用鋼は、焼鈍後の冷間鍛造による粗成形品を直接に、または、必要に応じて焼きならしを行ってから、切削加工を施す際の被削性に優れている。このため、自動車、産業機械用の歯車、シャフト、プーリーなどの鋼製部品の製造費用に占める切削加工コストの割合を低減でき、また部品の品質を向上することができる。

0028

以下、本発明を詳細に説明する。
肌焼鋼を歯車などの部品形状に加工するには、連続鋳造した鋳片を圧延した後、熱間鍛造または冷間鍛造を行い、次いで切削し、更に浸炭焼き入れ等の表面硬化処理を実施する。鋼中の硫化物は、冷間鍛造性を低下させるが、切削性の向上に極めて有効である。すなわち、被削材である肌焼鋼中の硫化物は、切削工具摩耗による工具変化を抑制し、いわゆる工具寿命延ばす効果を発現する。

0029

したがって、切削性を高めるには、鋼中に硫化物を生じさせることが望ましい。一方、肌焼鋼を製造する過程熱間圧延や熱間鍛造といった熱間加工を施すと、粗大な硫化物が延伸して被削性が低下することが多い。硫化物の粗大化を抑制するためには、溶鋼中の固液界面エネルギーを低減して、鋳造後の鋳片のデンドライト組織を微細化することが望ましい。デンドライト組織は、硫化物の粒径に大きく影響し、デンドライト組織が微細になるほど硫化物の粒径も小さくなる。

0030

硫化物を安定的にかつ効果的に微細分散させるには、微量のBiに加えて微量のSb、SnおよびPbからなる群から選択される1種または2種以上を含有し、溶鋼中の固液界面エネルギーを低減させることが好ましい。固液界面エネルギーが低減したことにより、デンドライト組織が微細となり、そこから晶出する硫化物が微細化するようになる。

0031

被削性および冷間鍛造性について、更に説明する。

0032

鋼中の硫化物は、冷間鍛造時に硫化物自体が変形して破壊の起点となる。特に粗大な硫化物は、限界圧縮率などの冷間鍛造性を低下させる。具体的には、光学顕微鏡で観察される硫化物の最大円相当径が10μmを超えると、冷間鍛造の際に割れ発生の起点となりやすい。そのため、本発明の肌焼鋼では、硫化物を中心とする硫化物を微細化することが望ましい。

0033

一方、被削性の観点から、S量の増加が重要である。Sの含有により、切削時の工具寿命および切りくず処理性が向上する。この効果は、Sの総量で決まり、硫化物の形状の影響を受け難い。

0034

以上のことから、Sの含有量を増加させ、硫化物を微細化することにより、冷間鍛造性と被削性を両立することができる。S量を増量すると被削性は向上するが、冷間鍛造性の低下を招く。そこで、同じ量のSを含む鋼と比較した場合に硫化物を微細化させて、より良好な冷間鍛造性を確保することが重要である。

0035

成分元素の含有量について説明する。ここで、成分についての「%」は質量%である。

0036

<C:0.05〜0.30%>
炭素(C)は、鋼の引張強度および疲労強度を高める。一方、C含有量が多すぎれば、鋼の冷間鍛造性が低下し、被削性も低下する。したがって、C含有量は、0.05〜0.30%である。好ましいC含有量は、0.10〜0.28%であり、より好ましくは、0.15〜0.25%である。

0037

<Si:0.05〜1.00%>
シリコン(Si)は、鋼中のフェライトに固溶して、鋼の引張強度を高める。一方、Si含有量が多すぎれば、鋼の冷間鍛造性が低下する。したがって、Si含有量は、0.05〜1.00%である。好ましいSi含有量は、0.15〜0.70%であり、より好ましくは0.20〜0.35%である。

0038

<Mn:0.40〜2.00%>
マンガン(Mn)は、鋼に固溶して鋼の引張強度および疲労強度を高め、鋼の焼入れ性を高める。Mnは、さらに、鋼中の硫黄(S)と結合してMn硫化物を形成し、鋼の被削性を高める。一方、Mn含有量が多すぎれば、鋼の冷間鍛造性が低下する。したがって、Mn含有量は、0.40〜2.00%である。鋼の引張強度、疲労強度および焼入れ性を高める場合、好ましいMn含有量の下限は、0.60%であり、より好ましくは0.75%である。鋼の冷間鍛造性をさらに高める場合、好ましいMn含有量の上限は、1.50%であり、より好ましくは1.20%である。

0039

<S:0.008%以上0.040%未満>
硫黄(S)は、鋼中のMnと結合してMn硫化物を形成し、鋼の被削性を高める。一方、Sを過剰に含有すれば、鋼の冷間鍛造性や疲労強度が低下する。したがって、S含有量は、0.008%以上0.040%未満である。鋼の被削性を高める場合、好ましいS含有量の下限は、0.010%であり、より好ましくは、0.015%である。鋼の冷間鍛造性をさらに高める場合、好ましいS含有量の上限は、0.030%未満であり、より好ましくは、0.025%未満である。

0040

<Cr:0.01〜3.00%>
クロム(Cr)は、鋼の焼入れ性および引張強度を高める。本実施の形態による冷間鍛造用鋼により製造される機械部品は、浸炭処理高周波焼入れにより鋼の表面を硬化する場合がある。Crは、鋼の焼入れ性を高め、浸炭処理や高周波焼入れ後の鋼の表面硬度を高める。一方、Cr含有量が多すぎると、鋼の冷間鍛造性や疲労強度が低下する。したがって、Cr含有量は、0.01〜3.00%である。鋼の焼入れ性および引張強度を高める場合、好ましいCr含有量の下限は、0.03%であり、より好ましくは、0.10%である。冷間鍛造性および疲労強度をさらに高める場合、好ましいCr含有量の上限は2.00%であり、より好ましくは1.50%であり、さらに好ましくは、1.20%である。

0041

<Al:0.010%〜0.100%>
Alは、脱酸作用を有すると同時に、Nと結合してAlNを形成しやすく、浸炭加熱時オーステナイト粒粗大化防止に有効な元素である。しかし、Al含有量が0.010%未満では、安定してオーステナイト粒の粗大化を防止できず、粗大化した場合は、曲げ疲労強度が低下する。一方、Al含有量が0.100%を超えると、粗大な酸化物を形成しやすくなり、曲げ疲労強度が低下する。したがって、Al含有量を0.010〜0.100%とした。Al含有量の好ましい下限は0.03%であり、Al含有量の好ましい上限は0.06%である。

0042

<N:0.0250%以下>
窒素(N)は、不純物として含有される。鋼中に固溶するNは、鋼の冷間鍛造時の変形抵抗を大きくし、また冷間鍛造性を低下する。また、Bを含有させる場合には、Nの含有量が多いとBNが生成され、Bの焼入れ性向上効果を低下させてしまう。したがって、Bを含む場合、TiやNbを含まない場合は、N含有量はより少ないことが好ましい。したがって、N含有量を0.0250%以下とした。好ましいN含有量は、0.0180%以下であり、より好ましくは、0.0150%以下である。一方、NをTiやNbとともに含有させると、窒化物炭窒化物を生成することにより、オーステナイト結晶粒が微細化され、鋼の冷間鍛造性や疲労強度を高める。Bを含まず、かつTiやNbを含有して窒化物や炭窒化物を積極的に生成する場合には、N含有量は、0.0060%以上であることが好ましい。

0043

<Bi:0.0001〜0.0050%>
Biは、本発明において重要な元素である。微量のBiを含有することによって、鋼の凝固組織が微細化に伴い、硫化物が微細分散する。Mn硫化物の微細分散化効果を得るには、Bi含有量を0.0001%以上とする必要がある。しかし、Bi含有量が0.0050%を超えると、デンドライト組織の微細分散化効果が飽和し、かつ鋼の熱間加工性劣化し、熱間圧延が困難となる。これらのことから、本発明では、Bi含有量を0.0001%以上0.0050%以下とする。被削性をさらに向上させるには、Bi含有量の下限を0.0010%とすることが好ましい。また、Bi含有量の上限を0.0048%とすることが好ましい。

0044

<Sb:0.0001〜0.0050%、Sn:0.0001〜0.0050%およびPb:0.0001〜0.0050%からなる群から選択される1種または2種以上>
本発明では、微量のBiに加えてSb、SnおよびPbからなる群から選択される1種または2種以上を含有することが特徴である。これらの元素を微量含有することで鋼の凝固組織が微細化に伴い、MnSを代表とする硫化物が微細分散する。硫化物の微細分散化効果を得るには、Bi含有量を0.0001%以上とすることに加えて、Sb、SnおよびPbからなる群から選択される1種または2種以上を0.0001%以上含有する必要がある。しかし、Bi、Sb、SnおよびPbの合計含有量が0.0050%を超えると、デンドライト組織の微細分散化効果が飽和し、かつ鋼の熱間加工性が劣化し、熱間圧延が困難となる。これらのことから、本発明では、Bi、Sb、SnおよびPbの合計含有量を0.0050%以下とする必要がある。被削性をさらに向上させるには、Bi、Sb、SnおよびPbの合計含有量を0.0010%以上とすることが好ましい。また、Bi、Sb、SnおよびPbの合計含有量の上限を0.0048%とすることが好ましい。

0045

<P:0.050%以下>
燐(P)は、不純物である。Pは、鋼の冷間鍛造性や熱間加工性を低下する。したがって、P含有量は少ないことが好ましい。P含有量は0.050%以下である。好ましいP含有量は0.035%以下であり、より好ましくは、0.020%以下である。

0046

<O(酸素):0.0020%以下>
Oは、Alと結合して硬質酸化物系介在物を形成しやすく、曲げ疲労強度を低下させてしまう。特に、O含有量が0.0020%を超えると、疲労強度の低下が著しくなる。したがって、O含有量を0.0020%以下とした。なお、不純物元素としてのO含有量は0.0010%以下とすることが好ましく、製鋼工程でのコスト上昇をきたさない範囲で、できる限り少なくすることがさらに望ましい。

0047

本実施の形態による冷間鍛造用鋼の化学組成の残部は、Feおよび不純物からなる。ここでいう不純物は、鋼の原料として利用される鉱石スクラップ、あるいは製造過程の環境等から混入する元素をいう。本実施の形態において、不純物は、例えば、銅(Cu)、ニッケル(Ni)等である。本実施の形態では、不純物であるCuおよびNiの含有量は、JIS G4053機械構造用合金鋼鋼材に規定されたSCr鋼およびSCM鋼中のCuおよびNiの含有量と同程度であり、Cu含有量は0.30%以下であり、Ni含有量は0.25%以下である。

0048

選択元素について]
本実施の形態による冷間鍛造用鋼はさらに、Mo、Ni、V、BおよびMgからなる群から選択される1種または2種以上を含有してもよい。Mo、Ni、V、BおよびMgはいずれも、鋼の疲労強度を高める。

0049

<Mo:1.00%以下>
モリブデン(Mo)は、鋼の焼入れ性を高め、鋼の疲労強度を高める。また、Moは、浸炭処理において、不完全焼入れ層を抑制する。Moを少しでも含有すれば、上記効果が得られる。一方、Mo含有量が多すぎれば、鋼の被削性が低下する。さらに、鋼の製造コストも高くなる。したがって、Mo含有量は、1.00%以下であることが好ましい。Mo含有量が0.02%以上であれば、上記効果が顕著に得られる。より好ましいMo含有量は0.05〜0.50%であり、さらに好ましいMo含有量は、0.10〜0.30%である。

0050

<Ni:1.00%以下>
ニッケル(Ni)は、焼入れ性を高める効果があり、より疲労強度を高めるために有効な元素であるので、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Niの含有量が1.00%を超えると、焼入れ性の向上による疲労強度を高める効果が飽和するだけでなく、変形抵抗が高くなり冷間鍛造性の低下が顕著となる。そのため、Ni含有量は1.00%以下であることが好ましい。Ni含有量は0.80%以下であることがより好ましい。さらに、Niの焼入れ性向上による疲労強度を高める効果を安定して得るためには、Ni含有量は0.10%以上であることが好ましい。

0051

<V:0.30%以下>
バナジウム(V)は、鋼中で炭化物を形成し、鋼の疲労強度を高める。バナジウム炭化物は、フェライト中に析出して鋼の芯部(表層以外の部分)の強度を高める。Vを少しでも含有すれば、上記効果が得られる。一方、V含有量が多すぎれば、鋼の冷間鍛造性および疲労強度が低下する。したがって、V含有量は0.30%以下であることが好ましい。V含有量が0.03%以上であれば、上記効果が顕著に得られる。より好ましいV含有量は0.04〜0.20%であり、さらに好ましいV含有量は、0.05〜0.10%である。

0052

<B:0.0200%以下>
ボロン(B)は、鋼の焼入れ性を高め、鋼の疲労強度を高める。Bが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。B含有量が0.0200%を超えると、その効果は飽和する。したがって、B含有量は0.0200%以下であることが好ましい。B含有量が0.0005%以上であれば、上記効果が顕著に得られる。より好ましいB含有量は、0.0010〜0.0120%であり、さらに好ましいB含有量は、0.0020〜0.0100%である。

0053

<Mg:0.0035%以下>
マグネシウム(Mg)は、Alと同様に、鋼を脱酸し、鋼中の酸化物を微細化する。鋼中の酸化物が微細化することにより、粗大酸化物を破壊起点とする確率が低下し、鋼の疲労強度が高まる。Mgを少しでも含有すれば、上記効果が得られる。一方、Mg含有量が多すぎれば、上記効果は飽和し、かつ、鋼の被削性が低下する。したがって、Mg含有量は0.0035%以下であることが好ましい。Mg含有量が0.0001%以上であれば、上記効果が顕著に得られる。より好ましいMg含有量は0.0003〜0.0030%であり、さらに好ましいMg含有量は、0.0005〜0.0025%である。

0054

本実施の形態による冷間鍛造用鋼はさらに、TiおよびNbからなる群から選択される1種または2種を含有してもよい。TiおよびNbはいずれも、鋼の冷間鍛造性および疲労強度を高める。

0055

<Ti:0.060%以下>
チタン(Ti)は、微細な炭化物や窒化物、炭窒化物を生成し、ピン止め効果によりオーステナイト結晶粒を微細化する。オーステナイト結晶粒が微細化されることにより、鋼の冷間鍛造性や疲労強度が高まる。Tiが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。一方、Ti含有量が多すぎれば、鋼の被削性および冷間鍛造性が低下する。したがって、Ti含有量は0.060%以下であることが好ましい。Ti含有量が0.002%以上であれば、上記効果が顕著に得られる。より好ましいTi含有量は0.005〜0.040%であり、さらに好ましいTi含有量は、0.010〜0.030%である。

0056

<Nb:0.080%以下>
ニオブ(Nb)は、Tiと同様に、微細な炭化物や窒化物、炭窒化物を生成してオーステナイト結晶粒を微細化し、鋼の冷間鍛造性および疲労強度を高める。Nbが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。一方、Nb含有量が多すぎれば、上記効果は飽和し、かつ、鋼の被削性が低下する。したがって、Nb含有量は0.080%以下であることが好ましい。Nb含有量が0.010%以上であれば、上記効果が顕著に得られる。より好ましいNb含有量は0.015〜0.050%であり、さらに好ましいNb含有量は、0.020〜0.040%である。

0057

以上のように、本実施形態の冷間鍛造用鋼は、上述の基本元素を含み、残部がFeおよび不純物からなる化学組成、または、上述の基本元素と、上述の選択元素から選択される少なくとも1種とを含み、残部がFeおよび不純物からなる化学組成を有する。

0058

[デンドライト組織]
連続鋳造鋳片の凝固組織は、通常はデンドライト形態を呈している。鋼材中の硫化物は、凝固前(溶鋼中)、または凝固時に晶出することが多く、デンドライト1次アーム間隔に大きく影響を受ける。すなわち、デンドライト1次アーム間隔が小さければ、樹間に晶出する硫化物は小さくなる。本実施形態の冷間鍛造用鋼は、鋳片の段階におけるデンドライト1次アーム間隔が600μm未満であることが望ましい。

0059

[硫化物]
硫化物は、切削性の向上に有用であるため、その個数密度を確保することが必要である。S量を増加すると被削性は向上するが、粗大な硫化物が増加する。熱間圧延等によって延伸した粗大な硫化物は、冷間鍛造性を損なうため、サイズおよび形状を制御することが必要である。さらに、被削時の切りくず処理性を向上するには、硫化物を微細に分散することが必要である。すなわち、硫化物同士の間隔を小さくすることが重要である。
なお、介在物が硫化物であることは、走査型電子顕微鏡付属するエネルギー分散X線分光分析装置(EDS)によって確認すればよい。

0060

硫化物同士の平均距離(硫化物間の粒子間距離)と、切りくず処理性との関係について種々実験を行った結果、硫化物間の粒子間距離が、30.0μm未満であれば、良好な切りくず処理性が得られることを確認している。硫化物間の粒子間距離は、画像解析によって求めることができる。

0061

また、本実施形態における冷間鍛造用鋼は、さらに下記式(1)および下記(2)を満たす。

0062

d+3σ<10.0μm ・・・(1)
SA/SB<0.30 ・・・(2)

0063

上記式(1)におけるdは円相当径1μm以上の硫化物の平均円相当径(μm)であり、σは円相当径1μm以上の硫化物の円相当径の標準偏差である。また、上記式(2)におけるSAは円相当径で1μm以上3μm未満の硫化物の個数であり、SBは円相当径で1μm以上の硫化物の個数である。
なお、硫化物の円相当径は、硫化物の面積と等しい面積を有する円の直径であり、画像解析によって求めることができる。同様に、硫化物の個数は、画像解析によって求めることができる。

0064

[式(1)について]
上述の通り、鋼の鋳片のデンドライト1次アーム間隔を低減して、デンドライト樹間から晶出した微細な硫化物の割合を増やし、10μmを超える硫化物を無くせば、鋼の冷間鍛造性が向上する。観察視野9mm2当りに検出される硫化物の円相当径のばらつきを標準偏差σとして算出し、この標準偏差の3σに平均円相当径dを加えた値を上記式(1)の左辺(F1)とし、F1を次のとおり定義した。

0065

F1=d+3σ

0066

ここで、F1中のdおよびσは、上記式(1)におけるdおよびσと同じである。F1値は、観察視野9mm2の範囲内で観察される、99.7%の確率で存在する硫化物の最大円相当径を示している。すなわち、F1値が10.0μm未満であれば、最大円相当径で10.0μm以上の硫化物はほとんど存在しないことを示しており、鋼の冷間鍛造性が向上する。最大円相当径で10μm以上の粗大な硫化物が減少することにより、切りくず処理性向上のため硫化物間の距離を小さくしたとしても、冷間鍛造性は低下しない。なお、観察対象とした硫化物の円相当径を1μm以上としたのは、現実的に汎用機器で、粒子のサイズと成分を統計的に扱うことが可能でかつ、これより小さな硫化物を制御しても冷間鍛造性および切りくず処理性に与える影響が少ないためである。

0067

[式(2)について]
一方で、観察される硫化物のうち、円相当径が1μm以上3μm未満の硫化物の個数を、円相当径が1μm以上の硫化物の個数で除した個数密度が0.30以上の場合に、切りくず処理性が低下する。この個数密度を上記式(2)の左辺(F2)とし、F2を次の通り定義した。

0068

F2=SA/SB

0069

ここで、F2中のSAおよびSBは上記式(2)におけるSAおよびSBと同じである。F2値が0.30未満であれば、切削時の切りくず分断時に応力集中源になり難い微細な硫化物の割合が少なくなるため、切りくず処理性が向上する。なお、観察対象とした硫化物の円相当径を1μm以上としたのは、これより小さな硫化物を制御しても冷間鍛造性および切りくず処理性に効果がないためである。

0070

[製造方法]
本発明の一実施形態による冷間鍛造用鋼の製造方法を説明する。本実施形態の冷間鍛造用鋼の製造方法は、上記の化学成分を有し、かつ表層から15mmの範囲内におけるデンドライト1次アーム間隔が600μm未満である鋳片を連続鋳造し、この鋳片を熱間加工し、更に焼鈍することによって製造される。熱間加工は、熱間圧延を含んでもよい。また、焼鈍は球状化焼鈍が好ましい。

0071

[連続鋳造工程]
上記化学組成および上記式(1)を満たす鋼の鋳片を連続鋳造法により製造する。造塊法によりインゴット鋼塊)にしてもよい。鋳造条件は、例えば、220mm×220mm角鋳型を用いて、タンディッシュ内の溶鋼のスーパーヒートを10〜50℃とし、鋳込み速度を1.0〜1.5m/分とする条件を例示できる。

0072

さらに、上述したデンドライト一次アーム間隔を600μm未満にするために、上記化学組成を有する溶鋼を鋳造する際に、鋳片表面から15mmの深さにおける液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度を100℃/min以上500℃/min以下とすることが望ましい。平均冷却速度が100℃/min未満では、鋳片表面から15mmの深さ位置におけるデンドライト一次アーム間隔を600μm未満とすることが困難となり、硫化物を微細分散できないおそれがある。一方、平均冷却速度が500℃/min超では、デンドライト樹間から晶出する硫化物が微細になり過ぎ、切りくず処理性が低下してしまうことがある。

0073

液相線温度から固相線温度までの温度域とは、凝固開始から凝固終了までの温度域のことである。したがって、この温度域での平均冷却温度とは、鋳片の平均凝固速度を意味する。上記の平均冷却速度は、例えば、鋳型断面の大きさ、鋳込み速度等は適正な値に制御すること、または鋳込み直後において、水冷に用いる冷却水量を増大させるなどの手段により達成できる。これは、連続鋳造法および造塊法共に適用可能である。

0074

上記の15mm深さの冷却速度は、得られた鋳片の断面をピクリン酸にてエッチングし、鋳片表面から15mmの深さの位置のそれぞれについて鋳込み方向に5mmピッチでデンドライト2次アーム間隔λ2(μm)を100点測定し、下記式(B)に基づいて、その値からスラブの液相線温度から固相線温度までの温度域内の冷却速度A(℃/秒)を算出し、算術平均した平均である。

0075

λ2=710×A−0.39 ・・・(B)

0076

例えば、鋳造条件を変更した複数の鋳片を製造し、各鋳片における冷却速度を上記式(B)により求め、得られた冷却速度から最適な鋳造条件を決定すればよい。

0077

次いで、鋳片またはインゴットを熱間加工して、ビレット鋼片)を製造し、さらに、ビレットを熱間圧延して、棒鋼線材とする。

0078

製造された棒鋼、線材に対して、球状化焼鈍処理を実施する。球状化焼鈍処理により、棒鋼、線材の冷間鍛造性を高めることができる。このようにして、本実施形態の冷間鍛造用鋼が得られる。

0079

また、球状化焼鈍処理を実施された棒鋼、線材を冷間鍛造し、粗形状中間品を製造する。
次に、製造された中間品に対して、必要に応じて機械加工によって所定の形状に切削し、さらに周知の条件で、表面硬化処理を実施する。表面硬化処理は、例えば、浸炭処理や窒化処理、高周波焼入れである。また、表面硬化処理を実施しなくてもよい。
表面硬化処理後の中間品を機械加工により所定の形状に切削する。このようにして、冷間鍛造用鋼からなる機械部品が得られる。

0080

以下に本発明を実施例によって具体的に説明する。実施例での条件は、本発明の実施可能性および効果を確認するために採用した1条件例であり、本発明は、この1条件例のみに限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得る。

0081

表1および表2に示す化学組成を有する鋼A〜AHを270ton転炉で溶製し、連続鋳造機を用いて連続鋳造を実施して、220mm×220mm角の鋳片を製造した。鋳造条件は、220mm×220mm角の鋳型を用いて、タンディッシュ内の溶鋼のスーパーヒートを10〜50℃とし、鋳込み速度を1.0〜1.5m/分とする条件で行った。なお、連続鋳造の凝固途中の段階で圧下を加えた。

0082

鋳片の連続鋳造において、鋳片の表面から15mmの深さの位置における液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度の変更は、鋳型の冷却水量を変更することによって行った。

0083

表1に示す鋼A〜Lは、本発明で規定する化学組成を有する鋼である。表2に示す鋼M〜AHは、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。表2中の数値下線は、本実施の形態による冷間鍛造用鋼の範囲外であることを示す。

0084

連続鋳造により得られた鋳片を素材として、熱間鍛造を行い、棒鋼の試作を行った。本実施例では、デンドライト組織観察用試験片採取するために、鋳片を一旦室温まで冷却した。

0085

その後、各鋳片を1250℃で2時間加熱し、加熱後の鋳片を熱間鍛造して、直径30mmの複数の丸棒を製造した。熱間鍛造後、丸棒を大気中で放冷した。

0086

次に、直径30mmの丸棒に対して、球状化焼鈍処理を実施した。具体的には、上述の丸棒を、加熱炉を用いて1300℃で1時間均熱した。次に、丸棒を別の加熱炉に移し、925℃で1時間均熱し、均熱後に丸棒を放冷した。次に、丸棒を再び加熱し、765℃で10時間均熱した。均熱後、15℃/hの冷却速度で丸棒を650℃まで冷却した。その後、丸棒を放冷した。このようにして、試験番号1〜34の冷間鍛造用鋼からなる鋼材を製造した。

0087

[凝固組織観察方法
凝固組織は、上記の鋳片の断面をピクリン酸にてエッチングし、鋳片表面から深さ方向に15mm位置を鋳込み方向に5mmピッチでデンドライト1次アーム間隔および2次アーム間隔を100点測定し、平均値を求めた。

0088

ミクロ組織観察方法]
球状化焼鈍処理後の丸棒のミクロ組織を観察した。丸棒のD/4位置を軸方向に対して垂直に切断し、ミクロ組織観察用の試験片を採取した。試験片の切断面を研磨し、ナイタル腐食液腐食した。腐食後、400倍の光学顕微鏡で、切断面の中央部のミクロ組織を観察した。各マークの丸棒のミクロ組織はいずれも、フェライトに球状セメンタイトが分散した組織であった。

0089

さらに、ミクロ組織観察用試験片を用いて、JIS Z2244に規定されたビッカース硬さ試験を実施した。5箇所の硬さを測定した結果、各丸棒のビッカース硬さはいずれもHv100〜140の範囲内であり、各丸棒は、同程度の硬度を有した。

0090

表3および表4に、F1値およびF2値を示す。

0091

[硫化物観察方法]
球状化焼鈍後の丸棒のD/4位置を軸方向に対して垂直に切断し、硫化物観察用の試験片を採取した。試験片を樹脂埋めした後、被検面鏡面研磨した。被検面は、冷間鍛造用鋼の長手方向と平行である。被検面内の硫化物を走査型電子顕微鏡とエネルギー分散型X線分光分析装置(EDS)により特定した。具体的には、縦10mm×横10mmの研磨試験片を10個作製し、これらの研磨試験片の所定位置を走査型電子顕微鏡にて100倍で写真撮影して、0.9mm2の検査基準面積(領域)の画像を10視野分準備した。硫化物の観察視野は、9mm2である。各観察領域において、走査型電子顕微鏡で観察される反射電子像コントラストに基づいて、硫化物を特定した。反射電子像では、観察領域グレースケール画像で表示した。反射電子像内におけるマトリクス(母材)、硫化物、酸化物のコントラストはそれぞれ異なるものとなった。その観察視野(画像)中の円相当径が1μm以上の硫化物の粒径分布を検出した。これらの寸法(直径)は、硫化物の面積と同一の面積を有する円の直径を示す円相当径に換算した。検出した硫化物の粒径分布から、硫化物の平均円相当径および標準偏差を算出した。

0092

また、硫化物間の平均距離は、硫化物の粒径分布を検出した観察視野(画像)から、円相当径が1μm以上の硫化物の重心を求め、各硫化物について他の硫化物との重心間距離を測定し、各硫化物について最も近接して存在する硫化物の距離を測定した。そして、各視野の最近接硫化物間距離の実測値の平均距離を硫化物間の平均距離とした。

0093

[冷間鍛造性試験
球状化焼鈍後の直径30mmの丸棒のR/2位置から、丸棒試験片を作製した。丸棒試験片は、直径30mmの丸棒のR/2位置を中心とした直径10mm、長さ15mmの試験片であり、丸棒試験片の長手方向は、直径30mmの丸棒の鍛伸軸と平行であった。

0094

各鋼について、8個の丸棒試験片を作製した。冷間圧縮試験には、500ton油圧プレスを使用した。8個の丸棒試験片を使用して圧縮率を段階的に引き上げて冷間圧縮を実施した。具体的には、初期圧縮率で8個の丸棒試験片を冷間圧縮した。冷間圧縮後、各丸棒試験片に割れが発生したか否かを目視により確認した。割れが確認された丸棒試験片を排除した後、残った丸棒試験片(つまり、割れが観察されなかった丸棒試験片)に対して、圧縮率を引き上げて冷間圧縮を再度実施した。実施後、割れの有無を確認した。割れが確認された丸棒試験片を排除した後、残った丸棒試験片に対して、圧縮率を引き上げて冷間圧縮を再度実施した。8個の試験片のうち、割れが確認された丸棒試験片が4個になるまで、上述の工程を繰り返した。8個の試験片のうち、4個の丸棒試験片に割れが確認されたときの圧縮率を「限界圧縮率」と定義した。なお、80%の圧縮率で冷間圧縮を実施した後、割れが確認された丸棒試験片が4個以下である場合、その鋼の限界圧縮率を「80%」とした。

0095

冷間鍛造性の目標は、実用上問題ない圧縮率である75%以上とした。

0096

[被削性試験]
各鋼について、上記の球状化焼鈍を施した直径30mmの棒鋼の残りを用いて、冷間鍛造の代わりに冷間での引抜きにより歪を与え、その引抜き後の被削性で冷間鍛造後の被削性を評価した。

0097

具体的には、軟化焼鈍を施した直径30mmの丸棒鋼の残りを、減面率30.6%で冷間引抜きして、直径25mmの棒鋼にした。この冷間引抜きした棒鋼を長さ500mmに切断して、旋削加工用試験材を得た。

0098

このようにして得た直径25mmで長さ500mmの試験材の外周部を、NC旋盤を用いて、下記の条件で旋削加工し、被削性を調査した。

0099

切りくず処理性は、以下の方法で評価した。被削性試験中の10秒間で排出された切りくずを回収した。回収された切りくずの長さを調べ、長いものから順に10個の切りくずを選択した。選択された10個の切りくずの総重量を「切りくず重量」と定義した。切りくずが長くつながった結果、切りくずの総数が10個未満である場合、回収された切りくずの総重量を測定し、10個の個数に換算した値を「切りくず重量」と定義した。例えば、切りくずの総数が7個であって、その総重量が12gである場合、切りくず重量は、12g×10個/7個、と計算した。

0100

使用チップ
母材材質:超硬P20種グレード
コーティング:なし。
<旋削加工条件
周速:150m/分。
送り:0.2mm/rev。
切り込み:0.4mm。
潤滑水溶性切削油を使用。

0101

各マークの切りくず重量が15g以下であれば、切りくず処理性が高いと判断した。切りくず重量が15gを超える場合、切りくず処理性が低いと評価した。

0102

表1および表3に示すように、試験番号1〜12の鋼(鋼A〜L)の化学組成は、本発明の冷間鍛造用鋼の化学組成の範囲内であり、かつ、上記式(1)を満たした。その結果、試験番号1〜12の鋼は、優れた冷間鍛造性および被削性を有した。

0103

試験番号13の鋼は、Biを含有せず、S含有量が規定値の下限以下であった。そのため、生成した硫化物の円相当径が小さく、上記式(1)を満たしたが、硫化物間の平均距離が30.0μmを超えたため、冷間鍛造性は高いものの、被削性は低かった。具体的には、切りくず重量が15gを超えた。

0104

試験番号14〜17は、Biを含有しなかった。そのため、上記式(1)を満たさなかった。粗大な硫化物が存在したため、冷間鍛造性が基準値を下回った。

0105

試験番号18は、Biを含有したがS含有量が規定値の上限を超えた。その結果、デンドライト1次アーム間隔は規定値を超え、上記式(1)を満たさなかったため、冷間鍛造性が基準値を下回った。S含有量が多く、粗大な硫化物が存在したため、冷間鍛造性が基準値を下回ったと推測される。

0106

試験番号19および試験番号20は、Biを含有したがS含有量が規定値の下限以下であった。その結果、上記式(1)を満たし、冷間鍛造性は基準値以上であったものの、上記式(2)を満たさず円相当径3μm未満の硫化物が多く、かつ、硫化物間の平均距離が30.0μm以上であったため、切りくず重量が15gを超えた。

0107

試験番号21は、Bi、Sb、SnおよびPbの合計含有量が規定値の上限を超えた。その結果、上記式(1)を満たし、冷間鍛造性は規定値以上であったものの、上記式(2)を満たさなかった。そのため、円相当径3μm未満の硫化物が多く、切りくず重量が15gを超えた。
試験番号22〜34は、Bi、Sb、SnおよびPbの合計含有量が規定値の上限を超えている。その結果、上記式(1)を満たし、冷間鍛造性は規定値以上であったものの、上記式(2)を満たさなかった。そのため、円相当径3μm未満の硫化物が多く、切りくず重量が15gを超えた。

0108

以上、本発明の実施の形態を説明したが、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。よって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変形して実施することが可能である。

0109

0110

0111

実施例

0112

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