WO2008084749A1 - 被削性と強度特性に優れた機械構造用鋼 - Google Patents

被削性と強度特性に優れた機械構造用鋼 Download PDF

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Masayuki Hashimura
Atsushi Mizuno
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Definitions

  • the present invention relates to a machine structural steel to which cutting is performed, and in particular, from a cutting process at a relatively low speed range by a high-speed drill to a super steel coating.
  • solute V solute V
  • solute Nb solute A 1
  • solute N is contained in an amount of 0.001% or more. Therefore, steel for machine structural use has been proposed in which a nitride generated by cutting heat during cutting adheres to the tool and functions as a tool protection film, thereby extending the life of the cutting tool (JP 2004-107787 A). No. publication).
  • the conventional techniques described above have the following problems. That is, the steel described in Japanese Patent Application Laid-Open No. 2004-107787 is presumed that the above-mentioned phenomenon does not occur unless the amount of heat generated by cutting exceeds a certain level. For this reason, there is a problem that the cutting speed at which the effect is exerted is limited to high speed cutting to some extent, and the effect in the low speed region cannot be expected. In the steel described in Japanese Patent No. 3706560, no consideration is given to the strength characteristics. In addition, the steel described in Japanese Patent No. 3706560 has no consideration for cutting tool life and yield ratio. There is a problem that a sufficient strength characteristic cannot be obtained.
  • the present invention has been devised in view of the above-mentioned problems, and is a machine structural steel having good machinability in a wide cutting speed region and having both high impact characteristics and a high yield ratio.
  • the steel for machine structural use having excellent machinability and strength characteristics according to the present invention is provided by mass%, C: 0.1 to 0.85%, Si: 0.01 to 1.5%, Mn: 0.05 to 2.0%.
  • the solid solution N is limited to 0.0020% or less, and the balance is composed of Fe and inevitable impurities.
  • the steel for machine structure may further contain Ca: 0.0003 to 0.0015% by mass.
  • one or more elements selected from the group consisting of Ti: 0.001 to 0.1%, Nb: 0.005 to 0.2%, W: 0.01 to 1.0% and V: 0.01 to 1.0% in mass% May be contained.
  • it may contain one or more elements selected from the group consisting of Mg: 0.0001 to 0.0040%, Zr: 0.0003 to 0.01%, and Rem: 0.0001 to 0.015% by mass%. .
  • Sn 0.005 to 2.0%
  • Zn 0.0005 to 0.5%
  • B 0.0005 to 0.015%
  • Te 0.0003 to 0.2%
  • Bi 0.005 to 0.5%
  • Pb 0.005 to 0.5%
  • Sn 0.005 to 2.0%
  • Zn 0.0005 to 0.5%
  • B 0.0005 to 0.015%
  • Te 0.0003 to 0.2%
  • Bi 0.005 to 0.5%
  • Pb 0.005 to 0.5%
  • it may contain one or two elements selected from the group consisting of Cr: 0.01 to 2.0% and Mo: 0.01 to 1.0% by mass%. Furthermore, it may contain one or two elements selected from the group consisting of Ni: 0.05 to 2.0% and Cu: 0.01 to 2.0% by mass%.
  • Fig. 1 is a diagram showing a cut-out portion of a specimen for a Charpy impact test. BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
  • the component composition of the steel is A1 and other
  • solid solution N which is harmful to machinability and impact properties, is kept low, and machinability is improved by high temperature embrittlement.
  • Optimized solid solution Al and Matrix embrittlement effect Sb, and high temperature embrittlement effect and cracked crystal structure to improve machinability By securing an appropriate amount of A1N, from low speed to high speed With effective cutting performance over a wide range of cutting speeds, and by increasing the amount of A1 added, MnS (highly uniform dispersibility with less segregation at the flake stage than conventional A1-killed steel) (Type III MnS by SIMS classification) And many are those that the machine structural steel having both high impact properties, even by fine precipitation and solid solution A1 of A1N, is to obtain a high yield ratio.
  • the steel for machine structure of the present invention is in mass%, C: 0.1 to 0.85%, S i: 0.01 to 1.5%, Mn: 0.05 to 2.0%, P: 0.005 to 0.2%, S: 0.001 to 0. 15%, total A1: more than 0.05% and less than 0.3%, Sb: less than 0.0150% (including 0%) and total N: 0.0035 to 0.020%, solid solution N: limited to less than 0.000020%,
  • the balance is composed of Fe and inevitable impurities.
  • C is an element that greatly affects the basic strength of steel. However, if the C content is less than 0.1%, sufficient strength cannot be obtained, and a larger amount of other alloy elements must be added. On the other hand, if the C content exceeds 0.85%, it will be close to prayer and a large amount of hard carbide will be precipitated, so the machinability will be significantly reduced. Therefore, in the present invention, in order to obtain sufficient strength, the C content is set to 0.1 to 0.85%. The preferred lower limit is 0.2%.
  • Si is generally added as a deoxidizing element, it also has the effect of strengthening Ferai and imparting temper softening resistance.
  • the Si content is less than 0.01%, a sufficient deoxidation effect cannot be obtained.
  • the Si content exceeds 1.5%, material properties such as embrittlement deteriorate, and machinability also deteriorates. Therefore, the Si content is set to 0.01 to 1.5%.
  • the preferred upper limit is 1.0%.
  • Mn is an element necessary to fix and disperse sulfur (S) in steel as MnS and to dissolve it in the matrix to improve hardenability and ensure strength after quenching.
  • S sulfur
  • Mn content is less than 0.05%, S in the steel combines with Fe to become FeS, and the steel becomes brittle.
  • Mn content increases, specifically, when the Mn content exceeds 2.0%, the hardness of the substrate increases and cold workability decreases, and the effects on strength and hardenability are saturated. To do. Therefore, the Mn content is 0.05-2.0%.
  • P 0.005-0.2%
  • P has the effect of improving machinability, but if the P content is less than 0.005%, the effect cannot be obtained.
  • the P content increases, specifically, when the P content exceeds 0.2%, the hardness of the substrate increases in the steel, and not only cold workability but also hot workability and forging. The characteristics also deteriorate. Therefore, the P content is 0.005 to 0.2%.
  • MnS has the effect of improving machinability, but in order to obtain the effect remarkably, it is necessary to add S 0.001% or more.
  • S content exceeds 0.15%, the impact value of the steel is significantly reduced. Therefore, when improving machinability by adding S, the S content should be 0.001 to 0.15%.
  • A1 has the effect of precipitating A1N, which is effective for grain size adjustment and machinability, and further becoming solid solution A1 to improve machinability. In order to sufficiently produce solid solution A1 effective for this machinability, it is necessary to add an amount exceeding 0.05%. A1 also affects the MnS crystal * precipitation form. Addition of more than 0.05% of A1 reduces the prayer at the flake stage compared to conventional A1-killed steel, and MnS with high uniform dispersibility (type III MnS by SIMS classification) Therefore, a mechanical structural steel having high impact characteristics can be obtained, and furthermore, a high yield ratio can be obtained by fine precipitation and solid solution A1 of A1N.
  • the total A1 content exceeds 0.3%, the machinability starts to deteriorate. Therefore, the total A1 content is more than 0.05% and 0.3% or less.
  • a preferred lower limit is 0.08%, and a more preferred lower limit is more than 0.1%.
  • N In addition to solid solution N, N also exists as nitrides such as Ti, A1, or V, and suppresses the growth of austenite grains. However, if the total N content is less than 0.0035%, no significant effect can be obtained. On the other hand, if the total N content exceeds 0.020%, it will cause rolling defects in the rolling process. Therefore, the total N amount is 0.0035% to 0.020%.
  • Solid solution N 0.0020% or less
  • Solid solution N hardens the steel.
  • dynamic strain aging hardens in the vicinity of the cutting edge, reducing the tool life, and in rolling, it causes rolling defects.
  • the amount of solute N is large, specifically, when the amount of solute N exceeds 0.0020%, tool wear is promoted due to an increase in cutting resistance accompanying the increase in local hardness during cutting. Therefore, the amount of solute N is suppressed to 0.0020% or less. Thereby, tool friction can be improved.
  • the amount of solute N is large, matrix embrittlement is caused and impact properties are deteriorated. However, if the amount of solute N is controlled to 0.0020% or less, this matrix embrittlement can also be improved.
  • the amount of solute N mentioned here is the value obtained by subtracting the amount of N contained in nitrides such as A1N, NbN, TiN and VN from the total amount of N.
  • nitrides such as A1N, NbN, TiN and VN
  • the inert gas melting and thermal conductivity method In addition to measuring the total N content, the NPE in the nitride was measured by the SPEED method, a potentiostatic electrolytic corrosion method using a non-aqueous solvent electrolyte, and the residue obtained by electrolytic extraction using a 0.1 ⁇ m filter. It can be calculated by the following formula (1).
  • (Solution N content) (Total N content) 1 (N content in nitride) ... (1)
  • the solute N content can be kept low by the following method.
  • the total N range is specified to be 0.020% or less, preferably 0.01% or less, and more preferably 0.006% or less.
  • Ca is a deoxidizing element and generates oxides in steel.
  • CaOAl 2 0 3 calcium aluminate
  • A1 2 0 3 Since it is a low melting point oxide, it becomes a tool protection film during high-speed cutting, and has the effect of improving machinability.
  • the Ca content is If it is less than 0.0003%, this machinability improvement effect cannot be obtained, and if the Ca content exceeds 0.0015%, CaS is generated in the steel, and on the contrary, the machinability decreases. Therefore, when adding Ca, the content is made 0.0003 to 0.0015%.
  • Ti: 0.001 to 0.1%, 0.005 to 0.2%, W May contain one or more elements selected from the group consisting of: 0.01 to 0% and V: 0.01 to 1.0%. Ti: 0.001 to 0.1%
  • Ti is an element that forms carbonitrides and contributes to the suppression and strengthening of austenite grain growth. Steel that requires high strength and steel that requires low strain is used to prevent coarse grains. It is used as a sizing element. Ti is also a deoxidizing element, and has the effect of improving machinability by forming a soft oxide. However, when the soot content is less than 0.001%, the effect is not recognized, and when the Ti content exceeds 0.1%, undissolved coarse carbonitride that causes hot cracking is precipitated. On the other hand, the mechanical properties are impaired. Therefore, if Ti is added, its content should be 0.001 to 0.1%.
  • Nb also forms carbonitrides and is an element that contributes to strengthening steel by secondary precipitation hardening and suppressing and strengthening the growth of austenite grains.
  • Steel that requires high strength and steel that requires low strain Is used as a sizing element to prevent coarse grains.
  • Nb content is less than 0.005%, the effect of increasing the strength cannot be obtained, and when Nb is added exceeding 0.2%, undissolved coarse carbonitride that causes time cracking is not obtained. It precipitates and on the other hand mechanical properties are impaired. Therefore, when Nb is added, its content is made 0.005 to 0.2%. W: 0.01 to 1.0%
  • w is also an element that forms carbonitrides and can strengthen steel by secondary precipitation hardening.
  • the W content is less than 0.01%, the effect of increasing the strength cannot be obtained, and if W is added in excess of 1.0%,
  • V is also an element that forms carbonitride and can strengthen the steel by secondary precipitation hardening, and is added as appropriate to steels that require high strength. However, if the V content is less than 0.01%, the effect of increasing the strength cannot be obtained, and if V is added in excess of 1.0%, undissolved coarse coal that causes hot cracking. Nitrides are deposited and the mechanical properties are impaired.
  • Mg is a deoxidizing element and produces oxides in steel.
  • a 1 2 0 3 harmful to machinability is modified to MgO or A 1 2 0 3 ⁇ MgO that is relatively soft and finely dispersed.
  • the oxide tends to become the core of MnS and has the effect of finely dispersing MnS.
  • Mg forms a composite sulfide with MnS and spheroidizes MnS.
  • Zr is a deoxidizing element and produces oxides in steel.
  • the oxide is thought to be Zr 0 2 , but since this Zr0 2 becomes a precipitation nucleus of MnS, it has the effect of increasing the precipitation site of MnS and uniformly dispersing MnS.
  • Zr also forms a composite sulfide in solid solution in MnS, lowers its deformability, and has the function of suppressing the elongation of the MnS shape during rolling and hot forging.
  • Zr is an effective element for reducing anisotropy. However, when the Zr content is less than 0.0003%, no significant effect is obtained for these.
  • Rem (rare earth element) is a deoxidizing element, which generates a low melting point oxide, which not only suppresses nozzle clogging during fabrication, but also dissolves or bonds with MnS, lowering its deformability, reducing rolling and heat It also has the function of suppressing the elongation of the MnS shape during cold forging.
  • Rem is an effective element for reducing anisotropy.
  • the total amount of Rem is less than 0.0001%, the effect is not significant, and when Rem is added in excess of 0.015%, a large amount of Rem sulfide is generated, and the machinability deteriorates. . Therefore, if Rem is added, its content should be 0.0001 to 0.015%.
  • Sn has the effect of making the ferritic brittle and extending the tool life and improving the surface roughness.
  • the Sn content is less than 0.005%, the effect is not recognized, and even if Sn is added in excess of 2.0%, the effect is saturated. Therefore, when adding Sn, the content is made 0.005 to 2.0%.
  • Zn has the effect of making the ferritic brittle and extending the tool life and improving the surface roughness.
  • the Zn content is less than 0.0005%, the effect is not observed, and even if Zn is added in excess of 0.5%, the effect is saturated. Therefore, when adding Zn, the content is made 0,0005 to 0.5%.
  • B is effective in grain boundary strengthening and hardenability when dissolved, and is effective in machinability because it precipitates as BN when precipitated. These effects are not significant when the B content is less than 0.0005%. On the other hand, even if B is added in an amount exceeding 0.015%, the effect is saturated and too much BN is precipitated, so that the mechanical properties of the steel are impaired. Therefore, when adding B, the content is made 0.0005 to 0.015%. Te: 0.0003-0.2%
  • Te is a machinability improving element. In addition, it produces MnTe and coexists with MnS, thereby reducing the deformability of MnS and suppressing the extension of the MnS shape. Thus, Te is an effective element for reducing anisotropy. However, when the Te content is less than 0.0003%, these effects are not recognized, and when the Te content exceeds 0.2%, the effects are saturated. In addition, the hot ductility is reduced and it is easy to cause wrinkles. Therefore
  • the content should be 0.0003-0.2%.
  • Bi is a machinability improving element.
  • the content is made 0.005 to 0.5%.
  • Pb is a machinability improving element.
  • the effect is not recognized.Addition of Pb exceeding 0.5% not only saturates the machinability improvement effect but also reduces the hot ductility. It tends to cause wrinkles. Therefore, when adding Pb, the content is made 0.005 to 0.5%.
  • Cr 0.01 to 2.0%
  • Mo 0.05 to 0% of 1 type or 2 types may be added.
  • Cr is an element that improves hardenability and imparts temper softening resistance, and is added to steels that require high strength.
  • the Cr content is less than 0.01%, these effects cannot be obtained, and when a large amount of Cr is added, specifically, when the Cr content exceeds 2.0%, Cr carbide is generated. Steel becomes brittle. Therefore, when adding Cr, the content is made 0.01 to 2.0%.
  • Mo imparts temper softening resistance and improves hardenability It is an element and is added to steels that require high strength. However,
  • Ni 0.05 to 2.0% and Cu: 0.01 to 2.0% are added. can do.
  • Ni is an element that strengthens ferrite and improves ductility, and is effective in improving hardenability and corrosion resistance.
  • the Ni content is less than 0.05%, the effect is not recognized, and even if Ni is added in excess of 2.0%, the effect is saturated in terms of mechanical properties and machinability is reduced. . Therefore, if Ni is added, its content should be 0.05-2.0%.
  • Cu is an element that strengthens ferrite and is effective in improving hardenability and improving corrosion resistance.
  • the Cu content is less than 0.01%, the effect is not recognized, and even if Cu is added over 2.0%, the effect is saturated in terms of mechanical properties. Therefore, if Cu is added, its content should be 0.01-2.0%.
  • Cu is particularly preferable to be added at the same time as Ni because it lowers hot ductility and tends to cause defects during rolling.
  • the machinability and impact characteristics can be improved as compared with the conventional machine structural steel.
  • appropriate amounts of solid solution Al, Sb, and A1N which have an effect of improving machinability, are secured, so a wide range of cutting speeds from low speed to high speed can be achieved. against Effective cutting performance.
  • a high yield ratio can be obtained by this fine precipitation and solid solution A1N.
  • the content of elements that affect the precipitation of MnS is optimized and the amount of MnS with high uniform dispersibility is increased, the impact characteristics are also excellent.
  • Machine structural steels with excellent machinability and strength properties according to the present invention are hot-forged at 1200 ° C or higher for a billet having the above-mentioned steel composition, then forged into a cylindrical shape and then solutionized at 1100 or higher. It can be manufactured by heat treatment and then heat treatment such as normalization and carburization. In particular, for steels containing A1N nitride, the solution is maintained for a long time at 1100 ° C or higher after solution heat treatment at 0.8 hours or longer, preferably 1 hour or longer, more preferably 1.2 hours or longer. A machine structural steel in which N is significantly reduced can be obtained.
  • Fig. 1 is a diagram showing the cut-out part of a specimen for Charpy impact test.
  • Charbi impact test first, as shown in FIG. 1, from each steel material 1 heat-treated under the same method and conditions as the above-described machinability test, Cylinder 2 having a diameter of 25 min was cut out so that the shaft was perpendicular to the forging direction of steel 1.
  • each columnar material 2 was held for 1 hour under a temperature condition of 850 ° C, and for Comparative Examples No. 49 and No. 50, 0.5 hours were held, and then oil quenching was performed to cool to 60 ° C. Further, tempering was carried out by holding for 30 minutes at a temperature of 550 ° C. and then cooling with water.
  • each cylindrical member 2 was machined to produce a Charbi test piece 3 specified in JIS Z 2202, and a Charpy impact test at room temperature was carried out by the method specified in JIS Z 2242. .
  • the evaluation index it was adopted absorbed energy per unit area (J / CD1 2).
  • the steel materials No. 1 to No. 42 shown in Table 1, Table 2 and Table 5 are examples of the present invention, and the steel materials No. 43 to No. 51 shown in Table 2 and Table 6 are comparative examples of the present invention. It is. As shown in Table 5 and Table 6, in the steel materials of Examples No. 1 to No. 42, in all of the evaluation indices VL1000, VB_max, Impact Value (absorbed energy 1) and YP / TS (yield ratio). Although it showed good values, the steel material of the comparative example was inferior to the steel material of the example in at least one of these characteristics. Specifically, the steels of Comparative Examples No.
  • VL1000 and yield ratio (YP / TS), which are evaluation indices for machinability, are implemented. It is inferior to the example steel.
  • the amount of solute N exceeds the range of the present invention, and it is cut more than the steel material of the example.
  • the properties (VL1000, VB_max), impact value (Im pact value), and yield ratio (YS / TS) were poor.
  • Comparative Example No. 48 had a total A1 content exceeding the range of the present invention, the hardness increased and the machinability (VL1000, VB max. 1) was inferior.
  • Comparative Examples No. 49 and No. 50 are more susceptible to precipitation of A1N than the steels of the examples, and the temperature holding time at 850 ° C. is short, so the amount of solute N is within the scope of the present invention.
  • the machinability (VL1000, VB_max) and impact value (Impact Value) were inferior to the steel materials of the examples. Since the steel materials of Comparative Examples No. 5 l to No. 54 have Sb contents exceeding the range of the present invention, the impact value (Impact Value) was inferior to the steel materials of the examples.
  • FIG. 1 is a view showing a cut-out portion of a specimen for a Charpy impact test.
  • Charpy impact test first, as shown in FIG. A cylindrical material 2 having a diameter of 25 mm was cut from each steel material 1 heat-treated in the same manner and under the same machinability test, with the central axis perpendicular to the forging direction of steel material 1.
  • each cylindrical member 2 was held for 1 hour under a temperature condition of 850 ° C., and Comparative Examples No. 48, No. 49, No. 97 to No. 101 were held for 0.5 hour. Oil quenching was performed to cool to 0 ° C, and tempering was further performed by holding for 30 minutes at a temperature of 550 ° C and then water cooling.
  • each cylindrical member 2 was machined to produce a Charpy test piece 3 specified in JIS Z ⁇ 02, and a Charpy impact test at room temperature was performed by the method specified in JIS Z 2242. .
  • the absorbed energy per unit area (J Zcm 2 ) was adopted as an evaluation index.
  • the No. 1 steel materials shown in Tables 7 and 11 are the examples of claim 1, and the No. 2 to No. 42 steel materials are the examples of claim 2.
  • Nos. 52 to 93 shown in Table 8 and Table 12 are the embodiments of claim 1.
  • the steel materials of Comparative Examples No. 43 to No. 49 satisfy the provisions of claim 2 with respect to the S content and Ca content, and the steel materials of Comparative Examples No. 94 to No. 101 contain S.
  • the steel materials of Examples No. 1 to No. 42 and No. 52 to No. 93 are satisfied with respect to the amount and the Ca content.
  • the steel materials of Comparative Examples No. 43 to No. 46 have a total M content that falls below the scope of the present invention, so the machinability (VL1000) and the yield ratio (YPZTS) are higher than those of the steel materials of the examples. Was also inferior.
  • Comparative Example No. 48 and No. 49 steel materials are easier to deposit A1N than the steel materials of the examples. Since the temperature holding time at 850 ° C is short, the amount of solid solution N exceeds the range of the present invention.
  • the machinability (VL1000, VB-max) and impact value (Impact Value) were inferior to the steel materials of the examples. Further, since the total A1 content of the steel materials of Comparative Examples No. 94 to No. 96 was below the range of the present invention, the machinability (VL1G00, VB-max) and the yield ratio (YPZTS) It was inferior to steel. Furthermore, in the steel materials of Comparative Examples No. 97 to No.

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Abstract

本発明は、幅広い切削速度領域において良好な被削性を有し、且つ、高い衝撃特性と高い降伏比を併せ持つ機械構造用鋼を提供するもので、質量％で、Ｃ：0.1～0.85％、Si：0.01～1.5％、Mn：0.05～2.0％、Ｐ：0.005～0.2％、Ｓ：0.001～0.15％、全Al：0.05％を超え0.3％以下、Sb：0.0150％未満（０％含む）及び全Ｎ：0.0035～0.020％を含有すると共に、固溶Ｎ：0.0020％以下に制限し、残部がFe及び不可避的不純物からなる被削性と強度特性に優れた機械構造用鋼。

Description

被削性と強度特性に優れた機械構造用鋼
技術分野
本発明は、 切削加工が施される機械構造用鋼に関し、 特に、 ハイ ス ドリルによる比較的低速域での切削加工から超鋼コーティ ングェ 明
具による長手旋削等比較的高速域での切削加工まで幅広い切削速度 糸
領域に適用可能な被削性と強度特性に優れた機械構造用鋼に関する 書
背景技術
近年、 鋼の高強度化が進んでいるが、 その反面、 加工性が低下す るという問題が生じている。 このため、 強度を保持しつつ切削能率 を低下させない鋼に対するニーズが高まっている。 従来、 鋼の被削 性を向上させるためには、 S， Pb及び B i等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。 しかしながら、 Pb及び 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、 強度特性を低減させることが知られている。
また、 近時、 Pbを環境負荷として使用を避ける傾向があり、 その 使用量を低減する方向にある。 更に、 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の寸 法は Pb等の粒子に比べて大きく、 応力集中元となりやすい。 特に、 鍛造及び圧延により伸延すると、 MnSにより異方性が生じ、 鋼の特 定の方向が極端に弱くなる。 また、 鋼を設計する上でもそのような 異方性を考慮する必要が生じる。 従って、 Sを添加する場合は、 そ の異方性を低限化する技術が必要になる。 上述したように、 被削性向上に有効な元素を添加しても、 強度特 性が低下するため、 強度特性と被削性との両立は困難である。 この ため、 鋼の被削性と強度特性とを両立化するには、 更なる技術革新 が必要である。
そこで、 従来、 例えば、 固溶 V、 固溶 Nb及び固溶 A 1から選択され る 1種以上を合計で 0. 005質量％以上含有させると共に、 固溶 Nを 0 . 00 1 %以上含有させることで、 切削中に切削熱により生成した窒化 物を工具に付着させて工具保護膜として機能させ、 切削工具寿命を 延長することができる機械構造用鋼が提案されている （特開 2004— 107787号公報参照） 。 また、 C， S i , Mn, S及び Mgの含有量を規定 すると共に、 Mg含有量と S含有量との比を規定し、 更に、 鋼中の硫 化物系介在物のアスペク ト比及び個数を最適化することにより、 切 屑処理性及び機械的特性の向上を図った機械構造用鋼も提案されて いる （特許第 3706560号公報参照） 。 この特許第 3706560号公報に記 載の機械構造用鋼では、 Mgを 0. 02 %以下 （ 0 %を含まない） とする と共に、 A1を含有する場合はその含有量を 0. 1 %以下に規制してい る。 発明の開示
しかしながら、 上述の従来の技術には、 以下に示す問題点がある 。 即ち、 特開 2004— 107787号公報に記載の鋼は、 切削による発熱量 がある程度以上ないと、 上述した現象が起こらないと推定される。 このため、 効果を発揮させる切削速度がある程度の高速切削に限定 され、 低速域での効果が期待できないという問題点がある。 また、 特許第 3706560号公報に記載の鋼では、 強度特性については何ら配 慮されていない。 更に、 特許第 3706560号公報に記載の鋼は、 切削 工具寿命及び降伏比については、 何ら配慮されていないため、 十分 な強度特性が得られないという問題点がある。
本発明は、 上述した問題点に鑑みて案出されたものであり、 幅広 い切削速度領域において良好な被削性を有し、 且つ、 高い衝撃特性 と高い降伏比を併せ持つ機械構造用鋼を提供することを目的とする 本発明に係る被削性と強度特性に優れた機械構造用鋼は、 質量％ で、 C ： 0.1〜0.85%、 Si ： 0.01〜 1.5%、 Mn： 0.05〜2.0%、 P ： 0 .005〜0.2%、 S ： 0.001〜0.15%、 全 A1 ： 0.05 %を超え 0.3 %以下 、 Sb： 0.0150%未満 （ 0 %含む） 及び全 N ： 0.0035〜0.020%を含 ' 有すると共に、 固溶 N ： 0.0020%以下に制限し、 残部が Fe及び不可 避的不純物からなることを特徴とする。
この機械構造用鋼は、 更に、 質量％で、 Ca： 0.0003〜0.0015%を 含有していてもよい。
また、 質量％で、 Ti ： 0.001〜0.1%、 Nb： 0.005〜0.2%、 W ： 0. 01〜1.0%及び V ： 0.01〜1.0%からなる群から選択された 1種又は 2種以上の元素を含有していてもよい。
更に、 質量％で、 Mg： 0.0001〜0.0040%、 Zr： 0.0003〜0.01%及 び Rem： 0.0001〜0.015%からなる群から選択された 1種又は 2種以 上の元素を含有していてもよい。
更にまた、 質量％で、 Sn： 0.005〜2.0%、 Zn： 0.0005〜 0.5 %、 B ： 0.0005〜0.015%、 Te： 0.0003〜0.2%、 B i ： 0.005〜 0.5 %及び Pb： 0.005〜0.5%からなる群から選択された 1種又は 2種以上の元 素を含有していてもよい。
更にまた、 質量％で、 Cr： 0.01〜2.0%及び Mo： 0.01〜1.0%から なる群から選択された 1種又は 2種の元素を含有していてもよい。 更にまた、 質量％で、 Ni ： 0.05〜2.0%及び Cu： 0.01〜2.0%から なる群から選択された 1種又は 2種の元素を含有していてもよい。 図面の簡単な説明
図 1は、 シャルピー衝撃試験用試験片の切出し部位を示す図であ る。 発明を実施するための最良の形態
以下、 本発明を実施するための最良の形態について、 詳細に説明 する。 本発明に係る被削性と強度特性に優れた機械構造用鋼 （以下 、 単に機械構造用鋼ともいう） においては、 上述した課題を解決す るため、 鋼の成分組成として、 A1及びその他の窒化物生成元素と N の添加量調整をすると共に、 適切な熱処理を付与することにより、 被削性と衝撃特性に有害な固溶 Nを低く抑え、 また、 高温脆化によ り被削性を向上させる固溶 Al、 マトリ ックス脆化効果を有する Sbの 適量確保及び高温脆化効果とへきかい性の結晶構造とにより被削性 を向上させる A1Nを適量確保することにより、 低速から高速までの 幅広い切削速度域に対して有効な切削性能を保有し、 更に、 A1添加 量を高めることにより、 従来の A1—キルド鋼に比べて铸片段階での 偏析が小さく、 均一分散性の高い MnS (SIMSの分類による III型 MnS ) を多く して、 高い衝撃特性を併せ持つ機械構造用鋼とするもので あり、 更には A1Nの微細析出及び固溶 A1により、 高い降伏比を得る ものである。
即ち、 本発明の機械構造用鋼は、 質量％で、 C ： 0.1〜0.85%、 S i ： 0.01〜1.5%、 Mn： 0.05〜2.0%、 P ： 0.005〜0.2%、 S : 0.001 〜0. 15%、 全 A1 ： 0.05%を超え 0.3%以下、 Sb : 0.0150%未満 （ 0 %含む） 及び全 N ： 0.0035〜0.020%を含有すると共に、 固溶 N ： 0 .0020%以下に制限し、 残部が Fe及び不可避的不純物からなる組成 を有する。
先ず、 本発明の機械構造用鋼における各成分元素及びその含有量 について説明する。 なお、 以下の説明においては、 組成における質 量％は、 単に％と記載する。
C ： 0.1〜0.85%
Cは、 鋼材の基本強度に大きな影響を及ぼす元素である。 しかし ながら、 C含有量が 0.1%未満の場合、 十分な強度が得られず、 他 の合金元素をさらに多量に投入せざるを得なくなる。 一方、 C含有 量が 0.85%を超えると、 過共祈に近くなり、 硬質の炭化物を多く析 出するため、 被削性が著しく低下する。 よって、 本発明においては 、 十分な強度を得るため、 C含有量は 0.1〜0.85%とする。 好まし い下限は 0.2%である。
Si： 0.01〜し 5%
Siは、 一般に脱酸元素として添加されているが、 フェライ 卜の強 化及び焼戻し軟化抵抗を付与する効果もある。 しかしながら、 Si含 有量が 0.01%未満の場合、 十分な脱酸効果が得られない。 一方、 Si 含有量が 1.5%を超えると、 脆化等の材料特性が低下し、 更には被 削性も劣化する。 よって、 Si含有量は 0.01〜1.5%とする。 好まし い上限は 1.0%である。
Mn： 0.05〜2.0%
Mnは、 鋼中の硫黄 （S) を MnSとして固定 · 分散させると共に、 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 するために必要な元素である。 しかしながら、 Mn含有量が 0.05%未 満であると、 鋼中の Sが Feと結合して FeSとなり、 鋼が脆くなる。 一方、 Mn含有量が増えると、 具体的には、 Mn含有量が 2.0%を超え ると、 素地の硬さが大きくなり冷間加工性が低下すると共に、 強度 や焼入れ性に及ぼす影響も飽和する。 よって、 Mn含有量は 0.05〜2. 0%とする。
P ： 0.005〜0.2% Pは、 被削性を良好にする効果があるが、 P含有量が 0.005 %未 満の場合、 その効果が得られない。 また、 P含有量が増えると、 具 体的には、 P含有量が 0.2%を超えると、 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、 熱間加工性及び铸造特性も 低下する。 よって、 P含有量は 0.005〜0.2%とする。
S ： 0.001〜0.15%
Sは、 Mnと結合として MnS介在物として存在する。 MnSは、 被削性 を向上させる効果があるが、 その効果を顕著に得るためには、 Sを 0.001%以上添加する必要がある。 一方、 S含有量が 0.15%を超え ると、 鋼の衝撃値が大幅に低下する。 よって、 S添加により被削性 向上を図る場合は、 S含有量を 0.001〜0.15%とする。
全 A1 ： 0.05%を超え 0.3%以下
A1は、 酸化物を形成する以外に、 整粒化及び被削性に有効な A1N を析出させ、 更には固溶 A 1となり被削性を向上させる効果がある。 この被削性に有効な固溶 A1を十分に生成するためには、 0.05%を超 える量を添加する必要がある。 また、 A1は、 MnSの晶 * 析出形態に も影響を及ぼす。 そして、 0.05%を超える量の A1を添加すると、 従 来の A1—キルド鋼に比べて铸片段階での偏祈が小さくなり、 均一分 散性が高い MnS (SIMSの分類による III型 MnS) を多くすることがで きるため、 高い衝撃特性を併せ持つ機械構造用鋼が得られ、 更には 、 A1Nの微細析出及び固溶 A1により、 高い降伏比が得られる。 しか しながら、 全 A1含有量が 0.3%を超えると、 被削性が低下し始める 。 よって、 全 A1含有量は 0.05%を超え 0.3%以下とする。 好ましい 下限は 0.08%、 より好ましい下限は 0.1%超である。
Sb： 0.0150%未満 （ 0 %含む）
SMま、 フェライ トを適度に脆化して、 被削性を向上させる効果が ある。 この効果は、 特に固溶 A1量が多い場合に顕著であるが、 Sb含 u ι -u · 有量が 0.0005 %未満では認められない。 一方、 Sb含有量が増えると 、 具体的には、 Sb含有量が 0.0150%以上の場合、 Sbのマクロ偏析が 過多となり、 衝撃値が大きく低下する。 よって Sb含有量は 0.0005% 以上 0.0150%未満とする。 高い被削性が必要でない場合や全 A1が 0. 1%超の場合は無添加 （ 0 %·) とすることもできる。
全 N ： 0.0035〜0.020 %
Nは、 固溶 N以外に、 Ti， A1又は V等の窒化物としても存在し、 オーステナイ ト粒の成長を抑制する。 しかしながら、 全 N量が 0.00 35%未満では、 顕著な効果は得られない。 一方、 全 N量が 0.020% を超えると、 圧延工程において圧延疵の原因となる。 よって、 全 N 量は 0.0035〜0.020 %とする。
固溶 N ： 0.0020%以下
固溶 Nは、 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て、 工具の寿命を低下させ、 また、 圧延においては、 圧延疵の原因となる。 固溶 N量が多いと、 具体的 には、 固溶 N量が 0.0020%を超えると、 切削時に、 局所硬さ増加に 伴う切削抵抗の上昇により、 工具摩耗を助長する。 よって、 固溶 N 量は 0.0020 %以下に抑制する。 これにより、 工具摩擦を改善するこ とができる。 また、 固溶 N量が多いと、 マトリ ックス脆化を引き起 こし、 衝撃特性が悪化するが、 固溶 N量を 0.0020 %以下に抑制する と、 このマトリックス脆化も改善することができる。 ここでいう固 溶 N量は、 全 N量から A1N， NbN, TiN及び VN等の窒化物に含まれる N量を引いた値であり、 例えば、 不活性ガス融解一熱伝導度法によ り全 N量を測定すると共に、 非水溶媒電解液による定電位電解腐食 法の SPEED法及び 0. l^ mのフィルタ一により電解抽出した残渣をィ ンドフエノール吸光度法により窒化物中 N量を測定し、 下記数式 （ 1 ) により算出することができる。 (固溶 N量） = (全 N量） 一 （窒化物中 N量） … （ 1 ) なお、 固溶 N量は、 以下に示す方法により低く抑えることができ る。
1 ) 全 N量を本発明で規定した範囲内で低めに抑えること。 全 N範 囲の規定は 0.020%以下であるが、 好ましくは 0.01%以下、 さらに 好ましくは 0.006 %以下に抑えると良い。
2 ) 全 N量が高い場合には、 窒化物生成元素である Α1、 その他の窒 化物生成元素の適量添加して N化合物量を増加させると良い。
3 ) 窒化物の微細析出による固溶 Nの低減のためには、 機械構造用 鋼として使用されることを考慮すると、 粒粗大化抑制の観点からは 微細析出が好ましい。 窒化物の微細析出による固溶 N量の低減のた めには、 Nと窒化物生成元素量とにより完全溶体化する高温保持が 必須であるが、 それを考慮すると 1100°C以上、 好ましくは 1200°C以 上、 さらに好ましくは 1250°C以上での溶体化のための熱処理を行つ た後、 焼準、 浸炭等の熱処理を行い析出させる。 特に A1Nの場合に は 850°C付近で長時間保定することで析出量を増加させ固溶 Nを低 減することが可能である。 ここでいう長時間とは 0.8時間以上、 好 ましくは 1時間以上、 さらに好ましくは 1.2時間以上のことを指す また、 本発明の機械構造用鋼においては、 上記各成分に加えて、 Caを含有していてもよい。
Ca： 0.0003〜0, 0015%
Caは、 脱酸元素であり、 鋼中で酸化物を生成する。 全 A1含有量が 0.05%を超え 0.3%以下である本発明の機械構造用鋼では、 カルシ ゥムアルミネート （CaOAl 203 ) が形成するが、 この CaOAl 203は、 A1 203に比べて低融点酸化物であるため、 高速切削時に工具保護膜と なり、 被削性を向上させる効果がある。 しかしながら、 Ca含有量が 0.0003%未満の場合、 この被削性向上効果が得られず、 また、 Ca含 有量が 0.0015%を超えると、 鋼中に CaSが生成し、 却って被削性が 低下する。 よって、 Caを添加する場合は、 その含有量を 0.0003〜0. 0015%とする。
更に、 本発明の機械構造用鋼においては、 炭窒化物を形成させ、 高強度化が必要な場合には、 上記各成分に加えて、 Ti： 0.001〜0.1 %、 ： 0.005〜0.2%、 W： 0.01〜し 0%及び V ： 0.01〜 1.0%から なる群から選択された 1種又は 2種以上の元素を含有してもよい。 Ti： 0.001〜0.1%
Tiは、 炭窒化物を形成し、 オーステナイ ト粒の成長の抑制や強化 に寄与する元素であり、 高強度化が必要な鋼、 及び低歪を要求され る鋼には、 粗大粒防止のための整粒化元素として使用される。 また 、 Tiは、 脱酸元素でもあり、 軟質酸化物を形成させることにより、 被削性を向上させる効果もある。 しかしながら、 Π含有量が 0.001 %未満の場合、 その効果が認められず、 また、 Ti含有量が 0.1%を 超えると、 熱間割れの原因となる未固溶の粗大な炭窒化物を析出し 、 却って機械的性質が損なわれる。 よって、 Tiを添加する場合は、 その含有量を 0.001〜0.1%とする。
Nb： 0.005〜0.2%
Nbも炭窒化物を形成し、 二次析出硬化による鋼の強化、 オーステ ナイ ト粒の成長の抑制及び強化に寄与する元素であり、 高強度化が 必要な鋼及び低歪を要求される鋼には、 粗大粒防止のための整粒化 元素として使用される。 しかしながら、 Nb含有量が 0.005 %未満の 場合、 高強度化の効果は得られず、 また、 0.2%を超えて Nbを添加 すると、 時間割れの原因となる未固溶の粗大な炭窒化物を析出し、 却って機械的性質が損なわれる。 よって、 Nbを添加する場合は、 そ の含有量を 0.005〜0.2%とする。 W ： 0.01〜 1.0%
w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 できる元素である。 しかしながら、 W含有量が 0.01%未満の場合、 高強度化の効果は得られず、 また、 1.0%を超えて Wを添加すると
、 熱間割れの原因となる未固溶の粗大な炭窒化物を析出し、 却って 機械的性質が損なわれる。 よって、 Wを添加する場合は、 その含有 量を 0.01〜1.0%とする。
V ： 0.01〜 1.0%
V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 できる元素であり、 高強度化が必要な鋼には適宜添加される。 しか しながら、 V含有量が 0.01%未満の場合、 高強度化の効果は得られ ず、 また、 1.0%を超えて Vを添加すると、 熱間割れの原因となる 未固溶の粗大な炭窒化物を析出し、 却って機械的性質が損なわれる
。 よって、 Vを添加する場合は、 その含有量を 0.05〜1.0%とする 更にまた、 本発明の機械構造用鋼において、 脱酸調整により硫化 物形態制御を行う場合には、 上記各成分に加えて、 Mg : 0.0001〜0. 0040% , Zr： 0.0003〜0.01%及び Rem： 0.0001〜0.015%からなる群 から選択された 1種又は 2種以上の元素を添加することもできる。 Mg： 0.0001〜0.0040%
Mgは脱酸元素であり、 鋼中で酸化物を生成する。 そして、 A1脱酸 前提の場合には、 被削性に有害な A 1203を、 比較的軟質で微細に分 散する MgO又は A 1203 · MgOに改質する。 また、 その酸化物は MnSの核 となりやすく、 MnSを微細分散させる効果もある。 しかしながら、 M g含有量が 0.0001 %未満では、 これらの効果が認め れない。 また 、 Mgは、 MnSとの複合硫化物を生成して、 MnSを球状化するが、 Mgを 過剰に添加すると、 具体的には、 Mg含有量が 0.0040%を超えると、 単独の MgS生成を促進して被削性を劣化させる。 よって、 Mgを添加 する場合は、 その含有量を 0.0001〜0.0040%とする。
Zr： 0.0003〜0.01%
Zrは脱酸元素であり、 鋼中で酸化物を生成する。 その酸化物は Zr 02と考えられているが、 この Zr02は MnSの析出核となるため、 MnSの 析出サイ トを増やし、 MnSを均一分散させる効果がある。 また、 Zr は、 MnSに固溶して複合硫化物を生成し、 その変形能を低下させ、 圧延及び熱間鍛造時に M n S形状の伸延を抑制する働きもある。 この ように、 Zrは異方性の低減に有効な元素である。 しかしながら、 Zr 含有量が 0.0003 %未満の場合、 これらについて顕著な効果は得られ ない。 一方、 0.01%を超えて Zrを添加しても、 歩留まりが極端に悪 くなるばかりでなく、 Zr02及び ZrS等の硬質 化合物が大量に生成 し、 却って被削性、 衝撃値及び疲労特性等の機械的性質が低下する 。 よって、 Zrを添加する場合は、 その含有量を 0.0003〜0.01%とす る。
Rem： 0.0001〜0.015%
Rem (希土類元素） は脱酸元素であり、 低融点酸化物を生成し、 铸造時ノズル詰りを抑制するだけでなく、 MnSに固溶又は結合し、 その変形能を低下させて、 圧延及び熱間鍛造時に MnS形状の伸延を 抑制する働きもある。 このように、 Remは異方性の低減に有効な元 素である。 しかしながら、 Rem含有量が総量で 0.0001 %未満の場合 、 その効果は顕著ではなく、 また、 0.015%を超えて Remを添加する と、 Remの硫化物を大量に生成し、 被削性が悪化する。 よって、 Rem を添加する場合は、 その含有量を 0.0001〜0.015%とする。
更にまた、 本発明の機械構造用鋼において、 被削性を向上させる 場合には、 上記各成分に加えて、 Sn： 0.005〜2.0%、 Zn： 0.0005〜 0.5% B ： 0.0005〜0.015%、 Te： 0.0003〜0.2%、 Bi ： 0.005〜0. 5 %及び Pb： 0. 005〜0. 5 %からなる群から選択された 1種又は 2種 以上の元素を添加することができる。
Sn： 0. 005〜2. 0 %
Snは、 フェライ トを脆化させて工具寿命を延ばすと共に、 表面粗 さを向上させる効果がある。 しかしながら、 Sn含有量が 0. 005 %未 瀹の場合、 その効果は認められず、 また、 2. 0 %を超えて Snを添加 しても、 その効果は飽和する。 よって、 Snを添加する場合は、 その 含有量を 0. 005〜2. 0 %とする。
Zn： 0. 0005〜0. 5 %
Znは、 フェライ トを脆化させて工具寿命を延ばすと共に、 表面粗 さを向上させる効果がある。 しかしながら、 Zn含有量が 0. 0005 %未 満の場合、 その効果は認められず、 また、 0. 5 %を超えて Znを添加 しても、 その効果は飽和する。 よって、 Znを添加する場合は、 その 含有量を 0, 0005〜0. 5 %とする。
B ： 0. 0005〜0. 0 15 %
Bは、 固溶している場合は粒界強化及び焼入れ性に効果があり、 析出する場合には BNとして析出するため被削性に効果がある。 これ らの効果は、 B含有量が 0. 0005 %未満では顕著ではない。 一方、 0. 015 %を超えて Bを添加してもその効果が飽和すると共に、 BNが多 く析出しすぎるため、 却って鋼の機械的性質が損なわれる。 よって 、 Bを添加する場合は、 その含有量を 0. 0005〜0. 0 15 %とする。 Te： 0. 0003〜0. 2 %
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、 MnS形状の伸延を抑制する 働きがある。 このように、 Teは異方性の低減に有効な元素である。 しかしながら、 Te含有量が 0. 0003 %未満の場合、 これらの効果は認 められず、 また、 Te含有量が 0. 2 %を超えると、 その効果が飽和す るだけでなく、 熱間延性が低下して疵の原因になりやすい。 よって
、 Teを添加する場合は、 その含有量を 0.0003〜0.2%とする。
Bi： 0.005〜0.5%
Biは、 被削性向上元素である。 しかしながら、 Bi含有量が 0.005 %未満の場合、 その効果が得られず、 また、 0.5%を超えて Biを添 加しても、 被削性向上効果が飽和するだけでなく、 熱間延性が低下 して疵の原因となりやすい。 よって、 Biを添加する場合は、 その含 有量を 0.005〜0.5%とする。
Pb： 0.005〜0.5%
Pbは、 被削性向上元素である。 しかしながら、 Pb含有量が 0.005 %未満の場合、 その効果が認められず、 また、 0.5%を超えて Pbを 添加しても、 被削性向上効果が飽和するだけでなく、 熱間延性が低 下して疵の原因となりやすい。 よって、 Pbを添加する場合は、 その 含有量を 0.005〜0.5%とする。
更にまた、 本発明の機械構造用鋼においては、 焼き入れ性の向上 や焼戻し軟化抵抗を向上させ、 鋼材に強度付与を行う場合には、 上 記各成分に加えて、 Cr： 0.01〜2.0%、 Mo： 0.05〜 0%の 1種また は 2種を添加してもよい。
Cr： 0.01〜2.0%
Crは、 焼入れ性を向上すると共に、 焼戻し軟化抵抗を付与する元 素であり、 高強度化が必要な鋼には添加される。 しかしながら、 Cr 含有量が 0.01%未満の場合には、 これらの効果が得られず、 また、 Crを多量に添加すると、 具体的には、 Cr含有量が 2.0%を超えると 、 Cr炭化物が生成して鋼が脆化する。 よって、 Crを添加する場合は 、 その含有量を 0.01〜2.0%とする。
Mo： 0.05〜 1.0%
Moは、 焼戻し軟化抵抗を付与すると共に、 焼入れ性を向上させる 元素であり、 高強度化が必要な鋼には添加される。 しかしながら、
Mo含有量が 0.05%未満の場合これらの効果が得られず、 また、 1.0 %を超えて Moを添加しても、 その効果は飽和する。 よって、 Moを添 加する場合は、 その含有量を 0.05〜1.0%とする。
更にまた、 本発明の機械構造用鋼において、 フェライ トを強化さ せる場合には、 上記各成分に加えて、 Ni ： 0.05〜2.0%、 Cu： 0.01 〜 2.0%の 1種または 2種を添加することができる。
Ni ： 0.05〜2.0%
Niは、 フェライ トを強化し、 延性を向上させると共に、 焼入れ性 向上及び耐食性向上にも有効な元素である。 しかしながら、 Ni含有 量が 0.05%未満の場合、 その効果は認められず、 また、 2.0%を超 えて Niを添加しても、 機械的性質の点では効果が飽和し、 被削性が 低下する。 よって、 Niを添加する場合は、 その含有量を 0.05〜2.0 %とする。
Cu： 0.01〜2.0%
Cuは、 フェライ トを強化すると共に、 焼入れ性向上及び耐食性向 上にも有効な元素である。 しかしながら、 Cu含有量が 0.01%未満の 場合、 その効果は認められず、 また、 2.0%を超えて Cuを添加して も、 機械的性質の点では効果が飽和する。 よって、 Cuを添加する場 合は、 その含有量を 0.01〜2.0%とする。 なお、 Cuは、 特に熱間延 性を低下させ、 圧延時の疵の原因となりやすいため、 Niと同時に添 加することが好ましい。
上述の如く、 本発明の機械構造用鋼においては、 固溶 N量を低減 しているため、 従来の機械構造用鋼に比べて、 被削性及び衝撃特性 を向上させることができる。 また、 全 A1含有量及び Sb含有量を適正 化することにより、 被削性向上効果がある固溶 Al， Sb及び A1Nを適 量確保しているため、 低速から高速までの幅広い切削速度域に対し て有効な切削性能が得られる。 更に、 この A1Nの微細析出及び固溶 A 1により、 高い降伏比が得られる。 更にまた、 MnSの析出に影響する 元素の含有量を適正化して、 均一分散性が高い MnSの量を多く して いるため、 衝撃特性にも優れている。
本発明による被削性と強度特性に優れた機械構造用鋼は、 上述し た鋼組成を有するビレツ トを 1200°C以上で熱間鍛造し、 円柱状に鍛 伸後、 1100 以上で溶体化熱処理し、 次いで焼準、 浸炭等の熱処理 して製造することができる。 特に A1Nの窒化物を含有する鋼におい ては 1100°C以上で溶体化熱処理後 0. 8時間以上、 好ましくは 1時間 以上、 さらに好ましくは 1. 2時間以上の長時間保定することで固溶 Nを著しく低減した機械構造用鋼を得ることができる。 実施例 1
次に、 実施例及び比較例を挙げて、 本発明の効果について具体的 に説明する。 本実施例においては、 表 1及び表 2に示す組成の鋼 15 Okgを真空溶解炉で溶製後、 1250°Cの温度条件下で熱間鍛造し、 直 径が 65 の円柱状に鍛伸した。 そして、 この実施例及び比較例の各 鋼材について、 下記に示す方法で被削性試験、 シャルピー衝撃試験 及び引張り試験を行ない、 その特性を評価した。 なお、 表 2におけ る下線は、 本発明の範囲外であることを示す。
/ oscsz-oz-ovuozfcld/ 6?0 O800ZAV
Figure imgf000018_0001
τ拏
Figure imgf000019_0002
Figure imgf000019_0001
被削性試験
被削性試験は、 先ず、 1250°Cに加熱して温間で鍛伸した実施例及 び比較例の各鋼材に対して、 850°Cの温度条件下で 1時間、 比較例 N 0. 49 , No. 50については 0. 5時間焼準した後、 空冷する熱処理を施し た。 その後、 熱処理後の各鋼材から被削性評価用試験片を切出し、 下記表 3に示す切削条件でドリル穿孔試験を行なうと共に、 下記表 4に示す条件で長手旋削試験を行い、 実施例及び比較例の各鋼材の 被削性を評価した。 その際、 評価指標としては、 ドリル穿孔試験で は累積穴深さ 1000mmまで切削可能な最大切削速度 VL 1000を、 長手旋 削試験で 10分後の逃げ面最大磨耗幅 VB_maxを夫々採用した。
表 3
Figure imgf000020_0001
シャルピー衝撃試験
図 1 はシャルピー衝撃試験用試験片の切出し部位を示す図である 。 シャルビ一衝撃試験においては、 先ず、 図 1 に示すように、 前述 の切削性試験同様の方法及び条件で熱処理した各鋼材 1から、 中心 軸が鋼材 1の鍛伸方向に対して垂直になるようにして、 直径が 25min の円柱材 2を切出した。 次に、 各円柱材 2に対して、 850°Cの温度 条件下で 1時間、 比較例 No.49, No.50については 0.5時間保持した 後、 60°Cまで冷却する油焼入れを行い、 更に、 550°Cの温度条件下 で 30分間保持した後水冷する焼戻しを行った。 その後、 各円柱材 2 を機械加工して、 JIS Z 2202に規定されているシャルビ一試験片 3 を作製し、 JIS Z 2242に規定されている方法で、 室温におけるシャ ルピ一衝撃試験を実施した。 その際、 評価指標としては、 単位面積 当たりの吸収エネルギー （ J /CD12 ) を採用した。
引張試験
鍛伸方向と平行に採取した円柱材 2に、 前述したシャルピー衝撃 試験と同様の方法及び条件で油焼入れ及び焼戻しを行なった後、 平 行部の直径が 8mmで、 平行部の長さが 30mmの引張試験片に加工し、 JIS Z 2241に規定されている方法に基づき、 室温下での引張試験を 行った。 その際、 評価指標としては、 降伏比 （= (0.2%耐カ YP) / (引張強さ TS) ) を採用した。
以上の試験の結果を表 5及び表 6 に示す。
表 5
Figure imgf000022_0001
表 6
Figure imgf000023_0001
表 1、 表 2及び表 5に示す No. 1〜No.42の鋼材は本発明の実施例 であり、 表 2及び表 6に示す No.43〜No.51の鋼材は本発明の比較例 である。 表 5及び表 6に示すように、 実施例 No. 1〜 No.42の鋼材で は、 評価指標である VL1000、 VB_max, Impact Value (吸収エネルギ 一） 及び YP/TS (降伏比） の全てにおいて良好な値を示していたが 、 比較例の鋼材では、 これらのうちの少なく とも 1つ以上の特性が 、 実施例の鋼材に比べて劣っていた。 具体的には、 比較例 No.43〜N 0.46の鋼材は全 Al含有量が本発明の範囲を下回っているため、 被削 性の評価指標である VL1000及び降伏比 （YP/TS) が実施例の鋼材よ りも劣っている。 また、 比較例 No.47の鋼材は、 全 A1含有量が本発 明の範囲を極端に下回っているため、 固溶 N量が本発明の範囲を上 回り、 実施例の鋼材よりも被削性 （VL1000、 VB_max) 、 衝撃値 （Im pact Value) 及び降伏比 （YS/TS) が劣っていた。
比較例 No.48の鋼材は、 全 A1含有量が本発明の範囲を上回ってい るため、 硬さが増加し、 被削性 （VL1000、 VB一 max) が劣っていた。 比較例 No.49、 No.50の鋼材は、 実施例の鋼材に比べて A1Nが析出し やすい 850°Cでの温度保持時間が短いため、 固溶 N量が本発明の範 囲を上回り、 実施例の鋼材よりも被削性 （VL1000、 VB_max) 及び衝 撃値 （Impact Value) が劣っていた。 比較例 No.5 l〜No.54の鋼材は 、 Sb含有量が本発明の範囲を上回っているため、 実施例の鋼材より も衝撃値 （Impact Value) が劣っていた。
実施例 2
本実施例においては、 表 7及び表 8に示す組成の鋼 150kgを真空 溶解炉で溶製後、 1250°Cの温度条件下で熱間鍛造し、 直径が 65mmの 円柱状に鍛伸した。 そして、 この実施例及び比較例の鋼材について 、 下記に示す方法で被削性試験、 シャルピー衝撃試験及び引張り試 験を行ない、 その特性を評価した。 なお、 表 7及び表 8における下 線は、 本発明の範囲外であることを示す。
Figure imgf000025_0001
L拏
OS£S.0/.OOidf/X3d 6t^1"80/800Z OAV n
Figure imgf000026_0001
8 ¾
OSC≤.0/Z.OOZdT/X3d 6t^80/800 OAV 被削性試験
被削性試験は、 先ず、 1250°Cに加熱して温間で鍛伸した実施例及 び比較例の各鋼材に対して、 850°Cの温度条件下で 1時間、 比較例 N 0. 48, No. 49 , No. 97〜No. 10 1については 0. 5時間焼準した後、 空冷 する熱処理を施した。 その後、 熱処理後の各鋼材から被削性評価用 試験片を切出し、 表 9に示す切削条件でドリル穿孔試験を行なうと 共に、 表 10に示す条件で長手旋削試験を行い、 実施例及び比較例の 各鋼材の被削性を評価した。 その際、 評価指標としては、 ドリル穿 孔試験では累積穴深さ 1000 まで切削可能な最大切削速度 VL 1000を 、 長手旋削試験で 10分後の逃げ面最大磨耗幅 VB_niaxを夫々を採用し た。
表 9
Figure imgf000027_0001
シャルピー衝撃試験
図 1はシャルピー衝撃試験用試験片の切出し部位を示す図である 。 シャルピー衝撃試験においては、 先ず、 図 1 に示すように、 前述 の切削性試験同様の方法及び条件で熱処理した各鋼材 1から、 中心 軸が鋼材 1の鍛伸方向に対して垂直になるようにして、 直径が 25mm の円柱材 2を切出した。 次に、 各円柱材 2に対して、 850°Cの温度 条件下で 1時間、 比較例 No.48， No.49, No.97〜No.101については 0 .5時間保持した後、 60°Cまで冷却する油焼入れを行い、 更に、 550 °Cの温度条件下で 30分間保持した後水冷する焼戻しを行った。 その 後、 各円柱材 2を機械加工して、 JIS Z Π02に規定されているシャ ルピー試験片 3を作製し、 JIS Z 2242に規定されている方法で、 室 温におけるシャルピー衝撃試験を実施した。 その際、 評価指標とし ては、 単位面積当たりの吸収エネルギー （ J Zcm2) を採用した。 引張試験
前述したシャルピー衝撃試験と同様の方法及び条件で油焼入れ及 び焼戻しを行なった各円柱材 2を、 平行部の直径が 8 mmで、 長さが 30mmの引張試験片に加工し、 JIS Z 2241に規定されている方法に基 づき、 室温下での引張試験を行った。 その際、 評価指標としては、 降伏比 （= (0.2%耐カ YP) / (引張強さ TS) ) を採用した。
以上の試験の結果を表 11及び表 12にまとめて示す。
11
Figure imgf000029_0001
12
Figure imgf000030_0001
なお、 表 7及び表 11に示す No. 1の鋼材は請求項 1の実施例であ り、 No. 2〜No.42の鋼材は請求項 2の実施例である。 また表 8及び 表 12に示す No.52〜No.93は請求項 1の実施例である。 更に、 比較例 No.43〜No.49の鋼材は、 S含有量及び Ca含有量については請求項 2 の規定を満足しており、 比較例 No.94〜No.101の鋼材は、 S含有量 及び Ca含有量については請求項 1の規定を満足しているものである 表 11及び表 12に示すように、 実施例 No. 1〜No.42及び No.52〜No. 93の鋼材では、 評価指標である VL 1000、 VB_max、 Impact Value (吸 収エネルギー） 及び YPZTS (降伏比） の全てにおいて良好な値を示 していたが、 比較例の鋼材では、 これらのうちの少なく とも 1っ以 上の特性が、 実施例の鋼材に比べて劣っていた。 具体的には、 比較 例 No.43〜No.46の鋼材は全 M含有量が本発明の範囲を下回っている ため、 被削性 （VL1000) 及び降伏比 （YPZTS) が実施例の鋼材より も劣っていた。 また、 比較例 No.47の鋼材は、 全 A1含有量が本発明 の範囲を極端に下回っているため、 固溶 N量が本発明の範囲を上回 り、 実施例の鋼材よりも被削性 （VL 1000、 VB— max) 、 衝撃値 （Impa ct Value) 及び降伏比 （YSZTS) が劣っていた。
比較例 No.48及び No.49の鋼材は、 実施例の鋼材に比べて A1Nが析 出しやすい 850°Cでの温度保持時間が短いため、 固溶 N量が本発明 の範囲を上回り、 実施例の鋼材より も被削性 （VL1000、 VB— max) 及 び衝撃値 （Impact Value) が劣っていた。 更に、 比較例 No.94〜No. 96の鋼材は、 全 A1含有量が本発明の範囲を下回っているため、 被削 性 （VL1G00、 VB— max) 及び降伏比 （YPZTS) が実施例の鋼材よりも 劣っていた。 更に、 比較例 No.97〜No.101の鋼材は、 実施例の鋼材 に比べて A1Nが析出しやすい 850ででの温度保持時間が短いため、 固 溶 N量が本発明の範囲を上回り、 実施例の鋼材よりも被削性 （VL10 00、 VBjax) 及び衝撃値 （Impact Value) が劣っていた 産業上の利用可能性
本発明によれば、 幅広い切削速度領域において良好な被削性を有 し、 且つ、 高い衝撃特性と高い降伏比を併せ持つ機械構造用鋼を提 供することができる。

Claims

1. 質量％で、
C ： 0. 1〜0.85%、
Si ： 0.01〜 1.5%、
Mn： 0.05〜2.0%、
請
P ： 0.005〜0.1%、
S ： 0.001〜0. 15%、
全 A1 ： 0.05%超 0.3%以下、
Sb : 0.0150%未満 （ 0 %含む） 及び
全 N ： 0.0035〜0.020%を含有すると共囲に、
固溶 N ： 0.0020%以下に制限し、
残部が Fe及び不可避的不純物からなることを特徴とする被削性と 強度特性に優れた機械構造用鋼。
2. 更に、 質量％で、 Ca： 0.0003〜0.0015%、 T i ： 0.001〜 0. 1 % 、 Nb： 0.005〜0.2%、 W ： 0.01〜 1.0%、 V ： 0.01〜 1.0%、 Mg： 0. 0001〜0.0040%、 Zr： 0.0003〜0.01%、 Rem： 0.0001〜0.015%、 Sn
： 0.005〜2.0%、 Zn： 0.0005〜0.5%、 B ： 0.0005〜 0.015 %、 Te ： 0.0003〜0.2%、 Bi ： 0.005〜0.5%及び Pb： 0.005〜0.5%、 Cr： 0.0 1〜2.0%、 Mo : 0.01〜 L 0%、 Ni ： 0.05〜2.0%及び Cu： 0.01〜2.0 %の 1種又は 2種以上を含有することを特徴とする請求項 1 に記載 の被削性と強度特性に優れた機械構造用鋼。
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