WO2009096260A1 - 被削性に優れた機械構造用鋼 - Google Patents

被削性に優れた機械構造用鋼 Download PDF

Info

Publication number
WO2009096260A1
WO2009096260A1 PCT/JP2009/050721 JP2009050721W WO2009096260A1 WO 2009096260 A1 WO2009096260 A1 WO 2009096260A1 JP 2009050721 W JP2009050721 W JP 2009050721W WO 2009096260 A1 WO2009096260 A1 WO 2009096260A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
mass
steel
less
content
machinability
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Ceased
Application number
PCT/JP2009/050721
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Koichi Sakamoto
Motohiro Horiguchi
Shogo Murakami
Hiroshi Yaguchi
Shinsuke Masuda
Koichi Akazawa
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Kobe Steel Ltd
Original Assignee
Kobe Steel Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Kobe Steel Ltd filed Critical Kobe Steel Ltd
Priority to US12/809,107 priority Critical patent/US8273292B2/en
Priority to EP09705853.1A priority patent/EP2248925B1/en
Priority to CN2009801031517A priority patent/CN101925687B/zh
Publication of WO2009096260A1 publication Critical patent/WO2009096260A1/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Ceased legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21C—PROCESSING OF PIG-IRON, e.g. REFINING, MANUFACTURE OF WROUGHT-IRON OR STEEL; TREATMENT IN MOLTEN STATE OF FERROUS ALLOYS
    • C21C7/00—Treating molten ferrous alloys, e.g. steel, not covered by groups C21C1/00 - C21C5/00
    • C21C7/04—Removing impurities by adding a treating agent
    • C21C7/064—Dephosphorising; Desulfurising
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21C—PROCESSING OF PIG-IRON, e.g. REFINING, MANUFACTURE OF WROUGHT-IRON OR STEEL; TREATMENT IN MOLTEN STATE OF FERROUS ALLOYS
    • C21C7/00—Treating molten ferrous alloys, e.g. steel, not covered by groups C21C1/00 - C21C5/00
    • C21C7/04—Removing impurities by adding a treating agent
    • C21C7/06—Deoxidising, e.g. killing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/11—Making amorphous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese

Definitions

  • the present invention relates to a machine structural steel that is machined to produce machine parts, and in particular, exhibits excellent machinability in both continuous cutting such as turning and intermittent cutting such as hobbing.
  • the present invention relates to steel for machine structures that does not cause a decrease in strength even after surface hardening treatment such as carburizing treatment or carbonitriding treatment.
  • Machine structural parts such as gears, shafts, pulleys, constant velocity joints, etc. used in various gear transmissions including automobile transmissions and differentials, as well as crankshafts, connecting rods, etc. are processed by forging etc. After applying, it is generally finished to a final shape by cutting. Since the cost required for the cutting processing is large in the production cost, the steel material constituting the mechanical structural component is required to have good machinability.
  • Pb lead
  • Pb-free Pb-free
  • Non-Patent Document 1 Various techniques related to inclusion control have also been proposed.
  • Patent Document 1 by adding Ca under a certain amount of oxygen and Ti, a Ca-based sulfide and a Ca-based oxide effective for machinability coexist, and Ti-added high-strength steel is obtained.
  • a technique for improving machinability is disclosed.
  • Patent Document 2 discloses a steel for machine structures that can control the Ca-based sulfide or oxide by adjusting the Ca / Al ratio to suppress the variation in tool life and obtain stable machinability. ing.
  • Patent Document 3 or 4 in a sulfide-based inclusion containing Ca, by ensuring a predetermined area ratio of sulfide having a Ca content of 0.3 to 40%, or 0.1 to 10% A technique for suppressing the variation in machinability by securing the number of Ca-containing sulfides to a predetermined value or more is disclosed.
  • Patent Documents 5 and 6 the machinability of steel for machine structural use is made by utilizing secondary structure inclusions whose core part is an oxide containing Ca and whose surroundings are sulfides containing Ca. A technique for improving the above is disclosed.
  • Patent Document 7 while Ca is added to lower the melting point of the oxide, the steelmaking conditions are controlled to suppress the solid solution of Ca into sulfide inclusions (particularly MnS).
  • a technique for improving machinability (particularly chip disposal and tool life) by refining system inclusions is disclosed. “182th and 183th Nishiyama Memorial Technology Course”, edited by Japan Iron and Steel Institute, pages 181 to 226 “Inclusion Control”, October 22, 2004, Tokyo, November 12 Kobe JP 2005-272903 A JP 2005-273000 A JP 2000-34538 A Japanese Patent Laid-Open No. 2000-219936 JP 2003-55735 A JP 2004-91886 A JP 2003-213368 A
  • the hobbing is equivalent to intermittent cutting, and a tool used for the hobbing is a high-speed tool steel coated with AlTiN or the like (hereinafter sometimes referred to as “high-speed tool”).
  • high-speed tool a high-speed tool steel coated with AlTiN or the like
  • chips occur when applied to a normalizing material. This is often applied to “continuous cutting” such as turning.
  • the cutting mechanism is different between the above-mentioned intermittent cutting and continuous cutting, and a tool corresponding to each cutting is selected. It is desirable to have a characteristic that exhibits the property.
  • gear cutting by hobbing (intermittent cutting) using a high-speed tool has an adverse effect that the tool is likely to be oxidized and worn at a low speed and low temperature, compared to turning which is continuous cutting using a carbide tool. For this reason, machine structural steel used for intermittent cutting such as hobbing is required to extend the tool life, among other machinability.
  • the present invention has been made paying attention to the above-described circumstances, and its purpose is to reduce the S content and maintain mechanical properties such as strength, and to perform intermittent cutting (for example, hobbing) with a high-speed tool. It is an object of the present invention to provide a steel for machine structure capable of exhibiting excellent machinability (particularly tool life) both in cutting and continuous cutting (for example, turning) with a carbide tool.
  • the steel for machine structural use of the present invention that has been able to achieve the above-mentioned object, when the oxide inclusions present in the steel have an average total composition of the oxide inclusions of 100% by mass, CaO: 10 to 55% by mass, SiO 2 : 20 to 70% by mass, Al 2 O 3 : larger than 0 and not more than 35% by mass, MgO: larger than 0 and 20% by mass or less, MnO: greater than 0 and 5% by mass or less, and one or more selected from the group consisting of Li 2 O, Na 2 O, K 2 O, BaO, SrO and TiO 2 : 0.5 to 20% by mass in total Is a machine structural steel excellent in machinability.
  • CaO 10 to 50% by mass
  • SiO 2 20 to 70% by mass
  • Al 2 O 3 7 to 35% by mass
  • MgO 1 to 13% by mass
  • MnO 1 to 3% by mass
  • Li 2 O, Na 2 O, K 2 O, BaO, SrO and TiO 2 preferably 2 to 6% by mass in total.
  • the chemical component composition of the machine structural steel of the present invention is not particularly limited as long as it is a steel for machine structural use.
  • Preferred examples include C: 0.1 to 1.2% by mass, Si: 0.03 to 2% by mass, Mn: 0.3 to 1.8% by mass, P: greater than 0 and 0.03% by mass or less, S: larger than 0 and 0.02% by mass or less, Cr: 0.3 to 2.5% by mass, Al: 0.0001 to 0.01% by mass, Ca: 0.0001 to 0.005 mass%, Mg: 0.0001 to 0.005 mass%, N: greater than 0 and 0.009% by mass or less, O: greater than 0 and not more than 0.005% by mass, and at least one element selected from the group consisting of Li, Na, K, Ba and Sr: 0.00001 to 0.0050% by mass in total And Ti: 0.01 to 0.5% by mass Among them, those containing at least one of them and the balance containing iron and inevitable impurities are mentioned.
  • the strength is improved by reducing the S content, and each component of the oxide inclusions is appropriately adjusted so that the entire inclusion is easily deformed at a low melting point.
  • machinability particularly, tool life
  • the steel for machine structural use according to the present invention is characterized in that the S content is suppressed to 0.02% by mass or less as a chemical component.
  • the S content is suppressed to 0.02% by mass or less as a chemical component.
  • mechanical properties such as strength in steel can be ensured.
  • sulfide inclusions effective in improving machinability are reduced. Therefore, in the present invention, it is important to improve the machinability (particularly the tool life) of steel by using oxide inclusions in order to compensate for the reduction of sulfide inclusions accompanying the reduction of the S content. It becomes a point.
  • the steel of the present invention improves the machinability (particularly the tool life) of the steel mainly by controlling the composition of oxide inclusions, not sulfide inclusions such as MnS. Since the oxide inclusions contained in the steel of the present invention have a low melting point, they are melted by the heat at the time of cutting, and a film of a protection product (berag) is formed on the tool surface. Wear can be suppressed.
  • the lowering of the melting point of oxide inclusions contained in the steel is achieved by setting the average composition of oxide inclusions to CaO: 10 to 55%, SiO 2 : 20 when the total of the average composition is 100%.
  • compositions Al 2 O 3 : 35% or less (not including 0%), MgO: 20% or less (not including 0%), MnO: 5% or less (not including 0%) It can be achieved by adjusting the total of at least one selected from the group consisting of Li 2 O, Na 2 O, K 2 O, BaO, SrO and TiO 2 to 0.5 to 20%.
  • the reasons for defining these compositions are as follows.
  • the average composition of oxide inclusions can be measured, for example, by the following method.
  • the ratio of oxide inclusions present in the steel for machine structural use of the present invention is not particularly limited as long as the desired effect of the present invention can be obtained, but preferably oxide inclusions defined in the present invention.
  • CaO has an effect of suppressing tool wear by making oxide inclusions into an optimum composite structure, lowering the melting point, and adhering to the tool surface during cutting as a belag.
  • the CaO content needs to be 10% or more with respect to the entire oxide inclusions (hereinafter, the same applies to other components).
  • the preferable upper limit of CaO content is 50%.
  • SiO 2 is an essential component for producing soft oxide inclusions having a low melting point together with CaO, Al 2 O 3 and the like, and if it is less than 20%, the oxide inclusions are CaO or Al 2 O 3. It becomes a large or hard inclusion mainly composed of and becomes the starting point of destruction. Therefore, it is essential to contain 20% or more, preferably 30% or more. However, if the SiO 2 content is too large, the oxide inclusions become high melting point and hard inclusions mainly composed of SiO 2 , which may be a starting point of disconnection or destruction. This trend, since SiO 2 content comes our table very significantly exceeds 70%, SiO 2 content be kept below 70% is extremely important. Preferably it is 65% or less, more preferably 45% or less, and still more preferably 40% or less.
  • Al 2 O 3 is an appropriate composition control of oxide inclusions, including CaO, SiO 2 , and Li 2 O, Na 2 O, K 2 O content, etc., which are preferably contained in the present invention. Depending on the case, Al 2 O 3 may be substantially not included. However, when an appropriate amount of Al 2 O 3 is contained, the oxide inclusions tend to be softer with a lower melting point, and therefore it is preferable to contain about 7% or more, more preferably 10% or more. .
  • MgO greater than 0 and 20% or less
  • MgO becomes a generation source of MgO.SiO 2 hard inclusions and easily causes breakage or breakage. Such an obstacle appears remarkably when the MgO content exceeds 20%. Therefore, in order not to cause such a failure, it is preferable to keep it to 20% or less.
  • the minimum with preferable MgO content is 1%, and a more preferable upper limit is 13%.
  • MnO greater than 0 and 5% or less
  • MnO has the effect of lowering the melting point of the SiO 2 oxide, but is preferably 5% or less in order to offset the effect of CaO.
  • the minimum with preferable MnO content is 1%, and a preferable upper limit is 3%.
  • At least one selected from the group consisting of Li 2 O, Na 2 O, K 2 O, BaO, SrO and TiO 2 is the most specific and important component in the present invention, and the composite oxide inclusion that is formed It exerts a very important effect in lowering the melting point and viscosity of.
  • Li 2 O, Na It is desirable to contain one or more of 2 O, K 2 O, BaO, SrO and TiO 2 in total at least 0.5%, more preferably 1%, and even more preferably 2%. However, if the total of one or more of Li 2 O, Na 2 O, K 2 O, BaO, SrO, and TiO 2 exceeds 20%, the oxide inclusions are too low in melting point, and the resistance to refractories is poor.
  • the amount of hard inclusions derived from the elution of the lining refractories used increases and reduces the machinability. Therefore, the total of one or more of Li 2 O, Na 2 O, K 2 O, BaO, SrO and TiO 2 in the oxide inclusions must be suppressed to 20% or less, preferably 15% or less. It is good to suppress.
  • the adjustment of the composition ratio of oxide inclusions, particularly Si, Al, and Ca is a low melting point region that is thermodynamically calculated according to the Si content.
  • the present invention has been made on the assumption of a steel material applied to machine structural parts, and the steel type is not particularly limited, but the mechanical properties improve machinability and other properties. Therefore, it is also preferable that the chemical component composition is adjusted to an appropriate range.
  • the reason for limiting the range of the preferable chemical composition of the steel material set from such a viewpoint is as follows.
  • C 0.1-1.2%
  • C is an element effective for securing the core hardness necessary for parts manufactured from steel for machine structural use.
  • the C content is preferably 0.1% or more (more preferably 0.13% or more) and 1.2% or less (more preferably 1.1% or less).
  • Si 0.03 to 2%
  • Si is an element that contributes to improving the softening resistance of the surface hardened layer.
  • the Si content is preferably 0.03% or more (preferably 0.1% or more), 2% or less (more preferably 0.7% or less).
  • Mn acts as a deoxidizer and is an effective element for reducing oxide inclusions and improving the internal quality of steel parts.
  • Mn is an element effective for improving hardenability, increasing the core hardness and hardened layer depth of steel parts, and ensuring the strength of the parts.
  • the Mn content is preferably 0.3% or more (more preferably 0.5% or more) and 1.8% or less (more preferably 1.5% or less).
  • P is an element (impurity) inevitably contained in the steel material, and promotes cracking during hot working, so it is preferably reduced as much as possible. Therefore, the P content is determined to be 0.03% or less (more preferably 0.02% or less, still more preferably 0.01% or less). It is industrially difficult to make the amount of P 0%.
  • S greater than 0 and 0.02% or less
  • S reacts with Mn to form MnS inclusions and increases the anisotropy of the impact strength of the steel part, it is preferably reduced as much as possible. Therefore, the S content is set to 0.02% or less (more preferably 0.015% or less).
  • S is an impurity inevitably contained in steel, and it is industrially difficult to reduce the amount to 0%.
  • Cr 0.3-2.5%
  • Cr is an important element for enhancing the hardenability of the steel material and ensuring a stable hardened layer depth and necessary core hardness.
  • the Cr content is determined to be 0.3% or more (more preferably 0.8% or more) and 2.5% or less (more preferably 2.0% or less).
  • Al 0.0001 to 0.01%
  • Al is an effective element for forming a low melting point composite oxide.
  • the Al content is determined to be 0.0001% or more (more preferably 0.002% or more) and 0.01% or less (more preferably 0.005% or less).
  • Ca 0.0001 to 0.005%
  • Ca is an effective element for forming the low melting point composite oxide as described above. Moreover, Ca can suppress the expansion of sulfide in steel and suppress the anisotropy of impact characteristics. However, when the Ca content is excessive, a coarse Ca-containing composite oxide is generated, and the strength may be reduced. Therefore, the Ca content is determined to be 0.0001% or more (more preferably 0.0005% or more) and 0.005% or less (more preferably 0.003% or less).
  • Mg is an effective element for forming the low melting point composite oxide as described above. Further, Mg, like Ca, can suppress the extension of sulfide in steel and suppress the anisotropy of impact characteristics. However, if the Mg content is excessive, a large amount of hard MgO having a high melting point is formed, which may cause a decrease in tool life. Therefore, the Mg content is determined to be 0.0001% or more (more preferably 0.0002% or more) and 0.005% or less (more preferably 0.002% or less).
  • N forms nitrides with other elements (such as Ti) and contributes to the refinement of the structure. Therefore, it is recommended to contain N in an amount of preferably 0.002% or more, more preferably 0.004% or more. However, when the amount of N becomes excessive, it adversely affects hot workability and ductility. Therefore, the upper limit of the N amount is set to 0.009% (more preferably 0.007%). N is inevitably contained in steel, and it is industrially difficult to reduce the amount to 0%.
  • the upper limit of the O content is set to 0.005% (more preferably 0.003%).
  • O is necessary to secure a low melting point composite oxide that forms a belarg. Therefore, it is recommended to contain O in an amount of preferably 0.0005% or more, more preferably 0.0010% or more.
  • the refractory holding the molten steel may be melted, so the total content is preferably 0.0050% or less.
  • the total content is preferably 0.0050% or less.
  • carbonized_material will produce
  • the basic component composition of the steel for machine structure of the present invention is as described above, and the balance is substantially iron.
  • inevitable impurities for example, As, Sb, Sn, Te, Ta, Co, rare earth elements, etc.
  • the steel for machine structure of the present invention may contain the following selective elements as necessary.
  • Mo greater than 0 and 0.5% or less and / or B: greater than 0 and 0.005% or less
  • Both Mo and B are effective elements for improving hardenability, and may be contained in steel as necessary. Specifically, Mo is effective in securing the hardenability of the base material and suppressing the formation of an incompletely hardened structure.
  • B has the effect of strengthening the grain boundaries and increasing the impact strength of the steel. Therefore, Mo is preferably contained in the steel in an amount of 0.05% or more, more preferably 0.10% or more, and B is preferably contained in an amount of 0.0005% or more, more preferably 0.0008% or more. It is recommended.
  • the upper limit of Mo is set to 0.5% (more preferably 0.4%), and the upper limit of B is set to 0.005% (more preferably 0.003%).
  • Bi greater than 0 and 0.1% or less
  • Bi is an element that improves the machinability of steel, and may be contained in steel as necessary. In order to exert such effects, it is recommended that Bi be contained in the steel in an amount of 0.02% or more. However, when the Bi content is excessive, the strength decreases. Therefore, when Bi is contained in steel, the upper limit is set to 0.1% (preferably 0.08%).
  • Cu is an element effective for improving weather resistance, and may be contained in steel as necessary. Therefore, it is recommended to contain Cu in an amount of preferably 0.1% or more. However, when the amount of Cu becomes excessive, the hot workability and ductility of the steel are lowered, and cracks and wrinkles are likely to occur. Therefore, when Cu is contained, the upper limit of the amount is set to 0.5% (more preferably 0.3%).
  • Ni is an element effective for dissolving in a matrix and improving toughness, and may be contained in steel as necessary. Therefore, it is recommended that Ni be contained in the steel, preferably in an amount of 0.1% or more. However, when the amount of Ni becomes excessive, the bainite or martensite structure develops too much, leading to a decrease in toughness. Therefore, when Ni is contained, the upper limit is set to 2% (more preferably 1%).
  • Zr greater than 0 and not more than 0.02%, V: more than 0 and not more than 0.5% and W: more than 0 and not more than 1.0%
  • Zr, V and W are effective elements for preventing coarsening of crystal grains by forming fine carbides, nitrides and carbonitrides with C and / or N, respectively. You may make it contain. Therefore, it is recommended that the steel contains at least one selected from the group consisting of Zr, V and W in the above amounts. However, if these contents are excessive, hard carbides are generated and the covering properties deteriorate, so the above contents are set.
  • 150 kg of steel having the chemical composition shown in Table 1 below is melted in a vacuum induction furnace, cast into a ⁇ 200 mm ingot, forged (soaking: about 1250 ° C. ⁇ 3 hr, forging heating: about 1000 ° C. ⁇ 1 hr) and cut to a thickness
  • a plate-shaped sample was manufactured by processing into a plate shape of 30 mm long ⁇ 100 mm wide ⁇ 145 mm long, and normalizing the plate-shaped forged material (900 ° C. ⁇ 2 hours after air cooling).
  • the adjustment of the composition ratio of the oxide inclusions determined the amounts of Al and Ca so as to be a low melting point region calculated thermodynamically according to the Si content.
  • the toughness of the transverse eye was measured under the following conditions, and the machinability during continuous cutting and intermittent cutting was evaluated.
  • the strength is improved by reducing the S content, and each component of the oxide inclusions is appropriately adjusted so that the entire inclusion is easily deformed at a low melting point.
  • machinability particularly, tool life

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)

Abstract

　本発明は、Ｓ含有量を低減して強度等の機械的特性を維持すると共に、ハイス工具での断続切削および超硬工具での連続切削の両方で優れた被削性（特に工具寿命）を発揮することのできる機械構造用鋼を提供する。本発明は、鋼中に存在する酸化物系介在物が、該酸化物系介在物の平均組成合計を１００質量％としたときに、ＣａＯ：１０～５５質量％、ＳｉＯ2：２０～７０質量％、Ａｌ2Ｏ3：０より大きく３５質量％以下、ＭｇＯ：０より大きく２０質量％以下、ＭｎＯ：０より大きく５質量％以下、およびＬｉ2Ｏ,Ｎａ2Ｏ,Ｋ2Ｏ,ＢａＯ,ＳｒＯおよびＴｉＯ2よりなる群から選ばれる１種以上：合計で０．５～２０質量％である機械構造用鋼に関する。

Description

被削性に優れた機械構造用鋼
　本発明は、機械部品を製造するために切削加工が施される機械構造用鋼に関し、詳しくは、旋削のような連続切削およびホブ加工のような断続切削の両方で優れた被削性を示すと共に、浸炭処理や浸炭窒化処理等の表面硬化処理を施した後であっても強度の低下を招くことのない機械構造用鋼に関するものである。
　自動車用変速機や差動装置をはじめとする各種歯車伝達装置へ利用される歯車、シャフト、プーリや等速ジョイント等、更にはクランクシャフト、コンロッド等の機械構造用部品は、鍛造等の加工を施した後、切削加工を施すことによって最終形状に仕上げられるのが一般的である。この切削加工に要するコストは製作費に占める割合が大きいことから、上記機械構造部品を構成する鋼材は被削性が良好であることが要求される。
　一方、上記のような機械構造用部品では、最終形状にされた後、浸炭や浸炭窒化処理(大気圧、低圧、真空、プラズマ雰囲気を含む)等の表面硬化処理を施され、必要によって焼入れ－焼き戻しや高周波焼入れ等がされて所定の強度が確保されるのであるが、こうした処理の際に強度低下が生じることがある。特に、鋼材の圧延方向に対して垂直な方向（この方向を一般に「横目」と呼ばれる）の強度低下が生じ易いという問題がある。
　機械構造用鋼の強度を低下させることなく、被削性を改善する元素としては、従来から鉛（Ｐｂ）が知られており、このＰｂは被削性改善に極めて有効な元素である。しかしながら、Ｐｂは人体への有害性が指摘され、また溶製時の鉛のヒュームや切削屑等の処理の点で問題も多く、近年ではＰｂを添加することなく（Ｐｂフリー）、良好な被削性を発揮することが求められている。
　Ｐｂを添加することなく良好な被削性を確保する技術として、Ｓ含有量を０．０６％程度まで増加させる鋼材が知られている。しかしながら、こうした技術においては、機械的特性（靭性、疲労強度）が低下しやすいという問題があり、Ｓ含有量を増加させることにも限界がある。これは硫化物（ＭｎＳ）が、圧延方向に長く展伸するため、横目の靭性が低下するものと考えられる。特に、高強度化が要求される部品においては、Ｓ含有量を極力低減する必要がある。こうしたことから、ＰｂやＳを積極的に添加させることなく、良好な被削性を向上させるための技術の確立が必要である。
　このような背景の下、ＰｂやＳを積極的に添加することなく、良好な被削性を発揮させるための各種技術が提案されており、特に鋼中介在物と被削性の関係について検討が進められている（例えば、非特許文献１）。また、介在物の制御に関する技術も様々提案されている。
　例えば特許文献１には、一定の酸素およびＴｉ量の下でＣａを添加することによって、被削性に有効なＣａ系硫化物とＣａ系酸化物とを共存させて、Ｔｉ添加高強度鋼の被削性を向上させる技術が開示されている。また特許文献２には、Ｃａ／Ａｌ比を調整してＣａ系硫化物または酸化物を制御することによって、工具寿命のばらつきを抑えて安定した被削性が得られる機械構造用鋼が開示されている。
　特許文献３または４には、Ｃａを含有する硫化物系介在物においてＣａ含有量が０．３～４０％の硫化物の面積率を所定以上に確保することによって、または０．１～１０％のＣａを含有する硫化物の個数を所定以上に確保することによって、いずれも被削性のばらつきを抑える技術が開示されている。また特許文献５および６には、芯部がＣａを含有する酸化物であり、その周りがＣａを含有する硫化物である二次構造介在物を利用して、機械構造用鋼の被削性を向上させる技術が開示されている。
　特許文献７には、Ｃａを添加することで酸化物の低融点化を図る一方、製鋼条件を制御してＣａの硫化物系介在物（特にＭｎＳ）への固溶を抑制して、硫化物系介在物を微細化することによって、被削性（特に切屑処理性および工具寿命）を向上させる技術が開示されている。
「第１８２・１８３回西山記念技術講座」、（社）日本鉄鋼協会編、第１８１～２２６頁「介在物制御」、平成１６年１０月２２日東京、１１月１２日神戸 特開２００５－２７２９０３号公報 特開２００５－２７３０００号公報 特開２０００－３４５３８号公報 特開２０００－２１９９３６号公報 特開２００３－５５７３５号公報 特開２００４－９１８８６号公報 特開２００３－２１３３６８号公報
　例えば機械構造用部品の１つである歯車の製造プロセスでは、機械構造用鋼（素材）を鍛造し、ホブ加工によって粗切し、シェービングにより仕上げた後、浸炭等の熱処理を行い、再度研磨加工（ホーニング加工）するのが一般的である。しかしながら、こうしたプロセスでは、熱処理歪みの発生が大きいので、研磨加工だけでは修正しきれず、部品の寸法精度が悪くなることがある。近年では、歯車使用時の静音対策から良好な寸法精度が求められており、その対策として、上記研磨加工に先立ち、研削加工（ハードフィニッシュ）を施すことが行われることがある。
　いずれの製造プロセスを採用するにしても、非常に多くの工程を必要とし、切削や研削に要するコストが高くなるので、プロセス全体のコスト低減へのニーズが大きい。そのため、全ての行程でのコストダウンが求められ、それを可能とする鋼材への期待が大きい。特に、両プロセスに共通のホブ加工においても、その工具費が高いので工具寿命向上の技術への期待が大きい。
　上記ホブ加工は断続切削に相当するものであり、このホブ加工に用いられる工具としては、高速度工具鋼にＡｌＴｉＮなどのコーティングを施したもの（以下、「ハイス工具」と略称することがある）が、現状の主流である。これに対して、超硬合金にＡｌＴｉＮなどのコーティングを施したもの（以下、「超硬工具」と略称することがある）では、焼きならし材に対して適用するときに「欠け」が発生しやすいという問題があることから、旋削等の「連続切削」に適用されることが多い。
　上記断続切削と連続切削とでは切削機構が異なり、夫々の切削に応じた工具が選ばれることになるのであるが、被削材としての機械構造用鋼にもいずれの切削においても良好な被削性を発揮する特性を具備していることが望まれる。しかしながら、ハイス工具を用いたホブ加工（断続切削）による歯切りは、超硬工具を用いた連続切削である旋削加工よりも、低速・低温で工具が酸化・摩耗し易くなるという弊害がある。そのためホブ加工等の断続切削に供される機械構造用鋼は、被削性のうちでも、特に工具寿命を伸ばすことが求められている。
　本発明は前記のような事情に着目してなされたものであって、その目的は、Ｓ含有量を低減して強度等の機械的特性を維持すると共に、ハイス工具での断続切削（例えばホブ切り加工）および超硬工具での連続切削（例えば旋削）の両方で優れた被削性（特に工具寿命）を発揮することのできる機械構造用鋼を提供することにある。
　上記目的を達成することのできた本発明の機械構造用鋼とは、鋼中に存在する酸化物系介在物が、該酸化物系介在物の平均組成合計を１００質量％としたときに、
　ＣａＯ：１０～５５質量％、
　ＳｉＯ2：２０～７０質量％、
　Ａｌ2Ｏ3：０より大きく３５質量％以下、
　ＭｇＯ：０より大きく２０質量％以下、
　ＭｎＯ：０より大きく５質量％以下、および
　Ｌｉ2Ｏ,Ｎａ2Ｏ,Ｋ2Ｏ,ＢａＯ,ＳｒＯおよびＴｉＯ2よりなる群から選ばれる１種以上：合計で０．５～２０質量％
　を含む被削性に優れた機械構造用鋼である。
　本発明の機械構造用鋼における前記酸化物系介在物の平均組成としては、
　ＣａＯ：１０～５０質量％、
　ＳｉＯ2：２０～７０質量％、
　Ａｌ2Ｏ3：７～３５質量％、
　ＭｇＯ：１～１３質量％、
　ＭｎＯ：１～３質量％、および
　Ｌｉ2Ｏ,Ｎａ2Ｏ,Ｋ2Ｏ,ＢａＯ,ＳｒＯおよびＴｉＯ2よりなる群から選ばれる１種以上：合計で２～６質量％であることが好ましい。
　本発明の機械構造用鋼の化学成分組成については、機械構造用鋼であれば特に限定されるものではないが、好ましいものとして、例えば
　Ｃ：０．１～１．２質量％、
　Ｓｉ：０．０３～２質量％、
　Ｍｎ：０．３～１．８質量％、
　Ｐ：０より大きく０．０３質量％以下、
　Ｓ：０より大きく０．０２質量％以下、
　Ｃｒ：０．３～２．５質量％、
　Ａｌ：０．０００１～０．０１質量％、
　Ｃａ：０．０００１～０．００５質量％、
　Ｍｇ：０．０００１～０．００５質量％、
　Ｎ：０より大きく０．００９質量％以下、
　Ｏ：０より大きく０．００５質量％以下を含有し、更に
　少なくともＬｉ,Ｎａ,Ｋ,ＢａおよびＳｒよりなる群から選ばれる１種以上の元素：合計で０．００００１～０．００５０質量％
　および
　Ｔｉ：０．０１～０．５質量％
　のうち少なくとも一方
　を含有し、残部が鉄および不可避的不純物を含むものが挙げられる。
　上記好ましい化学成分組成においては、必要によって、更にＭｏ：０より大きく０．５質量％以下を含有することも有効であり、これによって鋼材の特性が更に改善される。
　本発明によれば、Ｓ含有量を低減することにより強度を優れたものとすると共に、酸化物系介在物の各成分を適切に調整して介在物の全体が低融点で変形しやすくすることによって、ハイス工具での断続切削および超硬工具での連続切削の両方で優れた被削性（特に、工具寿命）を発揮する機械構造用鋼を得ることができた。
　本発明の機械構造用鋼は、化学成分としてＳ含有量が０．０２質量％以下に抑えられていることを特徴の１つとする。このＳ含有量の低減によって、鋼における強度等の機械的特性を確保することができる。しかしながら、Ｓ含有量を低減させると、被削性向上に有効な硫化物系介在物が減少する。そこで本発明は、Ｓ含有量の低減に伴う硫化物系介在物の減少を補うために、酸化物系介在物を利用して鋼の被削性（特に工具寿命）を向上させることが重要なポイントとなる。
　本発明の鋼は、ＭｎＳ等の硫化物系介在物ではなく、主に酸化物系介在物の組成制御によって鋼の被削性（特に工具寿命）を向上させるものである。本発明の鋼中に含まれる酸化物系介在物は低融点化されているので、それらが切削時の熱で溶融し、工具表面に保護生成物（ベラーグ）の膜を形成することによって、工具摩耗を抑制することができる。鋼中に含まれる酸化物系介在物の低融点化は、酸化物系介在物の平均組成を、その平均組成の合計を１００％としたときに、ＣａＯ：１０～５５％、ＳｉＯ2：２０～７０％、Ａｌ2Ｏ3：３５％以下（０％を含まない）、ＭｇＯ：２０％以下（０％を含まない）、ＭｎＯ：５％以下（０％を含まない）を夫々含有する他、Ｌｉ2Ｏ,Ｎａ2Ｏ,Ｋ2Ｏ,ＢａＯ,ＳｒＯおよびＴｉＯ2よりなる群から選ばれる少なくとも１種の合計を０．５～２０％に調整することによって達成できる。これらの組成を規定した理由は次の通りである。尚、酸化物系介在物の平均組成は、例えば以下の方法によって測定できる。
　鋼材の圧延方向断面の２５ｍｍ2の視野でのＸ線マイクロ分析（ＥＰＭＡ）によって、ＣａＯ、ＭｇＯ、Ａｌ2Ｏ3、ＭｎＯ、ＳｉＯ2、Ｎａ2Ｏ、Ｋ2Ｏ、ＢａＯ、ＳｒＯおよびＴｉＯ2等の酸化物含有量を測定する。但し酸化物系介在物のＬｉ2Ｏ濃度はＥＰＭＡでは測定できないため、２次イオン質量分析法（ＳＩＭＳ）によって、下記手順で測定する。
（１）１次標準試料
　１）Ｌｉ2Ｏを除く介在物組成をカバーする合成酸化物と、これにＬｉ2Ｏを加えた合成酸化物を多数作成し、これらのＬｉ2Ｏ濃度を化学分析によって定量分析し、標準試料を作成する。
　２）作成した各合成酸化物のＳｉに対するＬｉの相対２次イオン強度を測定する。
　３）Ｓｉに対するＬｉの相対２次イオン強度と、前記（１）－１）で化学分析したＬｉ2Ｏ濃度の検量線を引く。
（２）２次標準試料（測定環境補正用）
　１）測定時の環境補正のために、別途Ｓｉウェハー上にＬｉをイオン注入した標準試料を作成し、Ｓｉに対するＬｉの相対２次イオン強度を測定し、前記（１）－２）を実施する際に補正する。
（３）実際の測定
　１）鋼中介在物のＣａＯなどの各濃度をＥＰＭＡによって測定する。
　２）鋼中介在物のＳｉに対するＬｉの相対２次イオン強度を測定し、前記（１）－３）で求めた検量線のうち、前記（３）－１）の分析結果に最も近い検量線を選択し、これにより介在物のＬｉ2Ｏ含有量を求める。
　本発明の機械構造用鋼中に存在する酸化物系介在物の割合は、本発明の所望の効果を得られる範囲であれば特に限定されないが、好ましくは、本発明で規定する酸化物介在物の組成の中でも、低融点の複合酸化物を形成させるために積極的に添加されるＡｌ、Ｃａ、Ｍｇの各元素の添加量の１／２以上が酸化物を形成する様にすることが好ましく、より好ましくは、各元素の添加量の３／４以上、更に好ましくは４／５以上、一層好ましくは９／１０以上が酸化物を形成している様にする。
　以下、本発明の機械構造用鋼中に存在する酸化物系介在物の組成の範囲限定理由について、組成毎に詳細に説明する。尚、本明細書中に記載する％は、特に断りのない限り質量％を示す。
　[ＣａＯ：１０～５５％]
　ＣａＯは、酸化物系介在物を最適な複合組織にして低融点化させ、切削時の工具表面にベラーグとして付着し、工具摩耗を抑制する効果がある。こうした効果を発揮させるためには、ＣａＯ含有量は酸化物系介在物全体に対して（以下、他の成分についても同じ）１０％以上とする必要がある。しかしながら、ＣａＯ含有量が５５％を超えて多くなり過ぎると、ＣａＯの結晶が生成して鋼材が硬くなって、切削時に工具寿命を低下させることになる。尚、ＣａＯ含有量の好ましい上限は、５０％である。
　［ＳｉＯ2：２０～７０％］
　ＳｉＯ2は、ＣａＯやＡｌ2Ｏ3等と共に低融点で軟質の酸化物系介在物を生成させる上で必須の成分であり、２０％未満では、酸化物系介在物がＣａＯやＡｌ2Ｏ3を主体とする大型もしくは硬質の介在物となり、破壊の起点となる。従って２０％以上含有させることが必須であり、好ましくは３０％以上含有させることが望ましい。但し、ＳｉＯ2含有量が多過ぎると、酸化物系介在物がＳｉＯ2を主体とする高融点で且つ硬質の介在物になり、断線や破壊の起点になる可能性がある。こうした傾向は、ＳｉＯ2含有量が７０％を超えると極めて顕著に表われてくるので、ＳｉＯ2含有量は７０％以下に抑えることが極めて重要となる。好ましくは６５％以下、より好ましくは４５％以下、更に好ましくは４０％以下に抑えるのがよい。
　［Ａｌ2Ｏ3：０より大きく３５％以下］
　Ａｌ2Ｏ3は、ＣａＯやＳｉＯ2、更には本発明で含有されることが好ましいＬｉ2Ｏ，Ｎａ2Ｏ，Ｋ2Ｏ含有量等を含めて、酸化物系介在物の適正な組成制御によっては、実質的にＡｌ2Ｏ3を含まないものであっても構わない。しかし適量のＡｌ2Ｏ3を含有させると、酸化物系介在物はより低融点で且つ軟質のものになり易くなるので、好ましくは７％程度以上、より好ましくは１０％以上含有させることが望ましい。しかし、酸化物系介在物中のＡｌ2Ｏ3が多過ぎると、硬質で微細化し難いアルミナ系介在物となり、やはり熱延工程で微細化し難いものになって破壊や折損の起点となるので、多くとも３５％以下に抑えるべきであり、好ましくは３０％程度以下に抑えるのがよい。
　［ＭｇＯ：０より大きく２０％以下］
　ＭｇＯは、ＭｇＯ・ＳｉＯ2系硬質介在物の生成源となって、破壊や折損の原因になり易く、こうした障害はＭｇＯ含有量が２０％を超えると顕著に表れてくる。よって、こうした障害を生じさせなくさせるには２０％以下に抑えることが好ましい。尚、ＭｇＯ含有量の好ましい下限は１％であり、より好ましい上限は１３％である。
　［ＭｎＯ：０より大きく５％以下］
　ＭｎＯは、ＳｉＯ2系酸化物の融点を低下させる効果があるが、ＣａＯの効果を相殺するため５％以下とすることが好ましい。尚、ＭｎＯ含有量の好ましい下限は１％であり、好ましい上限は３％である。
　［Ｌｉ2Ｏ、Ｎａ2Ｏ、Ｋ2Ｏ、ＢａＯ、ＳｒＯおよびＴｉＯ2よりなる群から選ばれる少なくとも１種：０．５～２０％］
　Ｌｉ2Ｏ、Ｎａ2Ｏ、Ｋ2Ｏ、ＢａＯ、ＳｒＯおよびＴｉＯ2よりなる群から選ばれる少なくとも1種は、本発明で最も特異的で重要な成分であり、生成する複合酸化物系介在物の融点と粘性を低下させる上で極めて重要な作用を発揮する。そして、酸化物系介在物の低融点化と低粘性化を進めて介在物の微細化を増進し、本発明で意図するレベルの被削性向上効果を確保するには、Ｌｉ2Ｏ、Ｎａ2Ｏ、Ｋ2Ｏ、ＢａＯ、ＳｒＯおよびＴｉＯ2の１種以上を、合計で少なくとも０．５％以上、より好ましくは１％以上、更に好ましくは２％以上含有させることが望ましい。しかし、Ｌｉ2Ｏ、Ｎａ2Ｏ、Ｋ2Ｏ、ＢａＯ、ＳｒＯおよびＴｉＯ2の１種以上の合計が２０％を超えると、酸化物系介在物が低融点化し過ぎ耐火物に対する溶損性が顕著に高まり、使用されている内張り耐火物の溶出に由来する硬質介在物量が増大し、被削性を却って低下させる。従って、酸化物系介在物中のＬｉ2Ｏ、Ｎａ2Ｏ、Ｋ2Ｏ、ＢａＯ、ＳｒＯおよびＴｉＯ2の１種以上の合計は、２０％以下に抑えねばならず、好ましくは１５％以下に抑えるのがよい。
　上記のように酸化物系介在物の各成分割合を適切に調整した機械構造用鋼を用いて機械構造部品を成形することによって、連続切削および断続切削のいずれにおいても優れた被削性を発揮できるものとなる。
　本発明の機械構造用鋼において、酸化物系介在物の組成割合の調整については、特にＳｉ，ＡｌおよびＣａについては、Ｓｉ含有量に応じて、熱力学的に計算される低融点領域となるようにＡｌとＣａの量を決定することが望ましい。
　本発明は、機械構造用部品に適用される鋼材を想定してなされたものであり、その鋼種については特に限定されるものではないが、機械的特性は被削性や他の特性を向上させるために、化学成分組成を適正な範囲に調整されていることも好ましい。こうした観点から設定される鋼材の好ましい化学成分組成の範囲限定理由は次の通りである。
　［Ｃ：０．１～１．２％］
　Ｃは、機械構造用鋼から製造される部品に必要な芯部硬さを確保するために有効な元素である。しかし、Ｃ含有量が過剰になると、硬さが上昇しすぎて、被削性が低下する。そのためＣ含有量は、０．１％以上（より好ましくは０．１３％以上）、１．２％以下（より好ましくは１．１％以下）とするのが良い。
　［Ｓｉ：０．０３～２％］
　Ｓｉは、表面硬化層の軟化抵抗性の向上に寄与する元素である。しかし，Ｓｉ含有量が過剰になると、機械加工時の被削性や冷間鍛造性を低下させる。そこでＳｉ含有量は、０．０３％以上（好ましくは０．１％以上）、２％以下（より好ましくは０．７％以下）とするのが良い。
　［Ｍｎ：０．３～１．８％］
　Ｍｎは、脱酸剤として作用し、酸化物系介在物を低減して鋼部品の内部品質を高めるために有効な元素である。またＭｎは、焼入性を向上させて、鋼部品の芯部硬さや硬化層深さを増大させ、部品強度を確保するためにも有効な元素である。しかし、Ｍｎ含有量が過剰になると、Ｐの粒界偏析を助長し、疲労強度を低下させる。そこでＭｎ含有量は、０．３％以上（より好ましくは０．５％以上）、１．８％以下（より好ましくは１．５％以下）とするのが良い。
　［Ｐ：０より大きく０．０３％以下］
　Ｐは、鋼材中に不可避的に含まれる元素（不純物）であり、熱間加工時の割れを助長するので、できるだけ低減することが好ましい。そのためＰ量を、０．０３％以下（より好ましくは０．０２％以下、更に好ましくは０．０１％以下）と定めた。Ｐは、その量を０％とすることは工業的に困難である。
　［Ｓ：０より大きく０．０２％以下］
　Ｓは、Ｍｎと反応してＭｎＳ介在物を形成し、鋼部品の衝撃強度の異方性を増大させるため、なるべく低減することが好ましい。そこでＳ含有量は、０．０２％以下（より好ましくは０．０１５％以下）と定めた。しかしＳは、鋼に不可避的に含まれる不純物であり、その量を０％とすることは工業的に困難である。
　［Ｃｒ：０．３～２．５％］
　Ｃｒは、鋼材の焼入性を高め、安定した硬化層深さや必要な芯部硬さを確保するために重要な元素である。特に鋼を歯車等の構造部材を製造するために用いる場合、その部材の静的強度および疲労強度を確保するために有効な元素である。しかし、Ｃｒ含有量が過剰になると、Ｃｒ炭化物が旧γ粒界に偏析し、疲労強度が低下する。そこでＣｒ含有量は、０．３％以上（より好ましくは０．８％以上）、２．５％以下（より好ましくは２．０％以下）と定めた。
　［Ａｌ：０．０００１～０．０１％］
　Ａｌは、低融点の複合酸化物を形成させるために有効な元素である。しかしＡｌ含有量が過剰になると、高融点で硬質であるＡｌ2Ｏ3が多量に生成し、切削時の工具摩耗を増大させる。そこでＡｌ含有量は、０．０００１％以上（より好ましくは０．００２％以上）、０．０１％以下（より好ましくは０．００５％以下）と定めた。
　［Ｃａ：０．０００１～０．００５％］
　Ｃａは、前述したような低融点の複合酸化物を形成させるために有効な元素である。またＣａは、鋼中の硫化物の展伸を抑制して、衝撃特性の異方性を抑えることができる。しかしＣａ含有量が過剰になると、粗大なＣａ含有複合酸化物が生成し、強度が低下するおそれがある。そこで、Ｃａ含有量は、０．０００１％以上（より好ましくは０．０００５％以上）、０．００５％以下（より好ましくは０．００３％以下）と定めた。
　［Ｍｇ：０．０００１～０．００５％］
　Ｍｇは、前述したような低融点の複合酸化物を形成させるために有効な元素である。またＭｇは、Ｃａと同様に、鋼中の硫化物の展伸を抑制して衝撃特性の異方性を抑えることができる。しかしＭｇ含有量が過剰になると、高融点で硬質なＭｇＯが多量に形成され、却って工具寿命の低下を引き起こし得る。そこでＭｇ含有量は、０．０００１％以上（より好ましくは０．０００２％以上）、０．００５％以下（より好ましくは０．００２％以下）と定めた。
　［Ｎ：０より大きく０．００９％以下］
　Ｎは、他元素（Ｔｉ等）と窒化物を形成し、組織微細化に寄与する。そこでＮを、好ましくは０．００２％以上、より好ましくは０．００４％以上の量で含有させることが推奨される。しかしＮ量が過剰になると、熱間加工性および延性に悪影響を及ぼす。そこでＮ量の上限を、０．００９％（より好ましくは０．００７％）と定めた。尚、Ｎは鋼に不可避的に含まれ、その量を０％とすることは工業的に困難である。
　［Ｏ：０より大きく０．００５％以下］
　Ｏ含有量が過剰になると、粗大な酸化物系介在物が生成して、鋼の熱間加工性および延性に悪影響を及ぼす。そこでＯ含有量の上限を、０．００５％（より好ましくは０．００３％）と定めた。しかしＯは、ベラーグを形成する低融点複合酸化物を確保するために必要である。そこでＯを、好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．００１０％以上の量で含有させることが推奨される。
　［Ｌｉ,Ｎａ,Ｋ,Ｂａ,ＳｒおよびＴｉよりなる群から選ばれる１種以上の元素：Ｌｉ,Ｎａ,Ｋ,Ｂａ,Ｓｒについては合計で０．００００１～０．００５０％、Ｔｉについては０．０１～０．５％］
　これらの元素は、鋼中のＯと反応して酸化物となって、ＣａＯ－Ａｌ2Ｏ3－ＳｉＯ2系酸化物に取り込まれて低融点酸化物（例えば、ＣａＯ－Ａｌ2Ｏ3－ＳｉＯ2－ＴｉＯ2）を形成し、切削時の工具表面にベラーグとして付着するため、被削性を改善することができる。特にＡｌＴｉＮコーティングされたハイス工具を用いる場合、これらの元素を含有する酸化物から形成されるベラーグの付着性が向上し、工具摩耗を一層低減させる。このうち、ＴｉはＣやＮと反応して、ＴｉＮ、ＴｉＣ、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）等を形成し、浸炭時の結晶粒粗大化を防止する効果も発揮する。こうした効果を発揮させるためには、Ｌｉ,Ｎａ,Ｋ,Ｂａ,Ｓｒについては合計で０．００００１％以上（より好ましくは０．０００１％以上）、Ｔｉについては０．０１％以上含有させることが好ましい。しかしながら、Ｌｉ,Ｎａ,Ｋ,Ｂａ,Ｓｒ等の元素が過剰になると、溶鋼を保持する耐火物が溶損する場合も出てくるので、合計で０．００５０％以下にすることが好ましい。Ｔｉについては、その含有量が過剰になると、硬質の粗大炭化物が生成し、被削性や靭性が劣化するので、０．５％以下とすることが好ましい。
　本発明の機械構造用鋼の基本成分組成は上記の通りであり、残部は実質的に鉄である。但し原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる不可避不純物（例えばＡｓ，Ｓｂ，Ｓｎ，Ｔｅ，Ｔａ，Ｃｏ，希土類元素等）が鋼中に含まれることは許容される。更に、本発明の機械構造用鋼には、必要に応じて、以下の選択元素を含有していても良い。
　［Ｍｏ：０より大きく０．５％以下および／またはＢ：０より大きく０．００５％以下］
　ＭｏおよびＢは、共に焼入性向上に有効な元素であり、必要に応じて鋼に含有させてもよい。詳しくは、Ｍｏは、母材の焼入性を確保して、不完全焼入組織の生成を抑制するのに有効である。またＢは、焼入性を大幅に向上させることに加えて、結晶粒界を強化させて鋼の衝撃強度を高める作用を有する。そこでＭｏを、好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．１０％以上の量で、Ｂを、好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．０００８％以上の量で鋼に含有させることが推奨される。
　しかしＭｏ量が過剰になると、芯部の硬度が必要以上に硬くなって、機械加工時における被削性や冷間鍛造性が劣化する。またＢ量が過剰になると、Ｎと共に形成するＢ窒化物の量が増大し、冷間および熱間加工性が低下する。そこでこれらを含有させる場合、Ｍｏの上限を０．５％（より好ましくは０．４％）、Ｂの上限を０．００５％（より好ましくは０．００３％）と定めた。
　［Ｂｉ：０より大きく０．１％以下］
　Ｂｉは、鋼の被削性を向上させる元素であり、必要に応じて鋼に含有させても良い。こうした効果を発揮させるためには、Ｂｉは０．０２％以上の量で鋼に含有させることが推奨される。しかしＢｉ含有量が過剰になると強度が低下する。そこでＢｉを鋼に含有させる場合、その上限を０．１％（好ましくは０．０８％）と定めた。
　［Ｃｕ：０より大きく０．５％以下］
　Ｃｕは、耐候性向上に有効な元素であり、必要に応じて鋼に含有させても良い。そのためＣｕを、好ましくは０．１％以上の量で鋼に含有させることが推奨される。しかしＣｕ量が過剰になると、鋼の熱間加工性および延性が低下し、割れや疵が発生し易くなる。そこでＣｕを含有させる場合、その量の上限を０．５％（より好ましくは０．３％）と定めた。
　［Ｎｉ：０より大きく２％以下］
　Ｎｉは、マトリックス中に固溶し、靭性を向上させるために有効な元素であり、必要に応じて鋼に含有させても良い。そこでＮｉを、好ましくは０．１％以上の量で鋼に含有させることが推奨される。しかしＮｉ量が過剰になると、ベイナイトまたはマルテンサイト組織が発達しすぎて、靭性の低下を招く。そこでＮｉを含有させる場合、その上限を２％（より好ましくは１％）と定めた。
　［Ｚｒ：０より大きく０．０２％以下、Ｖ：０より大きく０．５％以下およびＷ：０より大きく１．０％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種］
　Ｚｒ、ＶおよびＷは、それぞれＣおよび／またはＮと微細な炭化物、窒化物、炭窒化物を形成して、結晶粒の粗大化を防止するために有効な元素であり、必要に応じて鋼に含有させても良い。そこでＺｒ、ＶおよびＷよりなる群から選ばれる１種以上を、それぞれ上記の量で鋼に含有させることが推奨される。しかしこれらの含有量が過剰になると、硬質炭化物が生成して被覆性が劣化するので、上記含有量までとする。
　以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、前記・下記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
　下記表１に示す化学成分組成の鋼１５０ｋｇを真空誘導炉で溶解し、φ２００ｍｍのインゴットに鋳造し、鍛造（ソーキング：１２５０℃×３ｈｒ程度、鍛造加熱：１０００℃×１ｈｒ程度）および切断して厚さ３０ｍｍ×幅１００ｍｍ×長さ１４５ｍｍの板形状に加工し、この板形状の鍛造材を焼ならし（９００℃×２ｈｒ後に空冷）して、板形状のサンプルを製造した。このとき、酸化物系介在物の組成割合の調整は、Ｓｉ含有量に応じて、熱力学的に計算される低融点領域となるようにＡｌとＣａの量を決定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　前記のようにして得られたサンプルに含まれる酸化物系介在物について、ＣａＯ、ＭｇＯ、Ａｌ2Ｏ3、ＭｎＯ、ＳｉＯ2、Ｎａ2Ｏ、Ｋ2Ｏ、ＢａＯ、ＳｒＯおよびＴｉＯ2等の酸化物含有量を、鋼材の圧延方向断面の２５ｍｍ2の視野でのＸ線マイクロ分析（ＥＰＭＡ）によって測定した。得られた結果を下記表２に示す。
　但し酸化物系介在物のＬｉ2Ｏ濃度はＥＰＭＡでは測定できないため、２次イオン質量分析法（ＳＩＭＳ）によって、下記手順で測定した。得られた結果を表２に示す。
（１）１次標準試料
　１）Ｌｉ2Ｏを除く介在物組成をカバーする合成酸化物と、これにＬｉ2Ｏを加えた合成酸化物を多数作成し、これらのＬｉ2Ｏ濃度を化学分析によって定量分析し、標準試料を作成する。
　２）作成した各合成酸化物のＳｉに対するＬｉの相対２次イオン強度を測定する。
　３）Ｓｉに対するＬｉの相対２次イオン強度と、前記（１）－１）で化学分析したＬｉ2Ｏ濃度の検量線を引く。
（２）２次標準試料（測定環境補正用）
　１）測定時の環境補正のために、別途Ｓｉウェハー上にＬｉをイオン注入した標準試料を作成し、Ｓｉに対するＬｉの相対２次イオン強度を測定し、前記（１）－２）を実施する際に補正する。
（３）実際の測定
　１）鋼中介在物のＣａＯなどの各濃度をＥＰＭＡによって測定する。
　２）鋼中介在物のＳｉに対するＬｉの相対２次イオン強度を測定し、前記（１）－３）で求めた検量線のうち、前記（３）－１）の分析結果に最も近い検量線を選択し、これにより介在物のＬｉ2Ｏ含有量を求めた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　得られた各種鋼材について、下記の条件で横目の靭性を測定すると共に、連続切削時および断続切削時の被削性を評価した。
　［横目の靭性］
　各鋼材から、圧延方向に垂直な方向に沿ってノッチ形状がＲ１０（ｍｍ）のシャルピー衝撃試験片（形状：１０ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍ）を削り出し、衝撃値（横目のシャルピー衝撃値）を測定した。その結果を、下記表４に示す。
　［連続切削時の被削性評価］
　連続切削時の被削性を評価するために、φ８０ｍｍ×長さ３５０ｍｍの丸棒（焼きならし材）をスケール除去した後表面を約２ｍｍ研削した試料を用いて、外周旋削加工を行なった後、光学顕微鏡により、平均逃げ面摩耗幅（工具摩耗量）Ｖｂを測定した。このときの外周旋削加工条件は、以下の通りである。その結果を、下記表４に示す。
　（外周旋削加工条件）
　工具：超硬合金Ｐ１０（ＪＩＳ　Ｂ４０５３）
　切削速度：２００ｍ／ｍｉｎ
　切削長：３０００ｍ
　送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ
　切り込み：１．５ｍｍ
　潤滑方式：乾式
　［断続切削時の被削性評価］
　断続切削時の被削性を評価するために、エンドミル加工での工具摩耗を評価した。上記板材（焼きならし材）をスケール除去した後表面を約２ｍｍ研削し、エンドミル試験片とした。具体的には、マニシングセンタ主軸にエンドミル工具を取り付け、上記のようにして製造した厚さ３０ｍｍ×幅１００ｍｍ×長さ１４５ｍｍのサンプルをバイスにより固定し、乾式の切削雰囲気下でダウンカット加工を行った。詳細な加工条件を表３に示す。断続切削を２００カット行った後、光学顕微鏡により、平均逃げ面摩耗幅Ｖｂを測定した。結果を表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表１～４の結果から、本発明の要件を満たすサンプルＮｏ．Ａ１～Ａ１９のものは、連続切削後および断続切削後の両方で、工具の逃げ面摩耗幅が小さく、連続切削および断続切削のどちらにおいても、被削性に優れていることが分かる。
　これらに対してサンプルＮｏ．Ｂ１～Ｂ３は、いずれもＡｌ含有量が過剰になって、Ａｌ2Ｏ3が多量に生成しており、切削時の工具摩耗が増大している。
　本発明を詳細にまた特定の実施態様を参照して説明したが、本発明の精神と範囲を逸脱することなく様々な変更や修正を加えることができることは当業者にとって明らかである。
　本出願は、2008年1月28日出願の日本特許出願（特願2008－016653）に基づくものであり、その内容はここに参照として取り込まれる。
　本発明によれば、Ｓ含有量を低減することにより強度を優れたものとすると共に、酸化物系介在物の各成分を適切に調整して介在物の全体が低融点で変形しやすくすることによって、ハイス工具での断続切削および超硬工具での連続切削の両方で優れた被削性（特に、工具寿命）を発揮する機械構造用鋼を得ることができる。

Claims (6)

  1. 　機械構造用鋼中に存在する酸化物系介在物が、該酸化物系介在物の平均組成合計を１００質量％としたときに、
    　ＣａＯ：１０～５５質量％、
    　ＳｉＯ2：２０～７０質量％、
    　Ａｌ2Ｏ3：０より大きく３５質量％以下、
    　ＭｇＯ：０より大きく２０質量％以下、
    　ＭｎＯ：０より大きく５質量％以下、および
    　Ｌｉ2Ｏ,Ｎａ2Ｏ,Ｋ2Ｏ,ＢａＯ,ＳｒＯおよびＴｉＯ2よりなる群から選ばれる１種以上：合計で０．５～２０質量％
    　を含む被削性に優れた機械構造用鋼。
  2. 　前記酸化物系介在物の平均組成が、
    　ＣａＯ：１０～５０質量％、
    　ＳｉＯ2：２０～７０質量％、
    　Ａｌ2Ｏ3：７～３５質量％、
    　ＭｇＯ：１～１３質量％、
    　ＭｎＯ：１～３質量％、および
    　Ｌｉ2Ｏ,Ｎａ2Ｏ,Ｋ2Ｏ,ＢａＯ,ＳｒＯおよびＴｉＯ2よりなる群から選ばれる１種以上：合計で２～６質量％
    　である請求項１に記載の機械構造用鋼。
  3. 　Ｃ：０．１～１．２質量％、
    　Ｓｉ：０．０３～２質量％、
    　Ｍｎ：０．３～１．８質量％、
    　Ｐ：０より大きく０．０３質量％以下、
    　Ｓ：０より大きく０．０２質量％以下、
    　Ｃｒ：０．３～２．５質量％、
    　Ａｌ：０．０００１～０．０１質量％、
    　Ｃａ：０．０００１～０．００５質量％、
    　Ｍｇ：０．０００１～０．００５質量％、
    　Ｎ：０より大きく０．００９質量％以下、
    　Ｏ：０より大きく０．００５質量％以下を含有し、更に
    　少なくともＬｉ,Ｎａ,Ｋ,ＢａおよびＳｒよりなる群から選ばれる１種以上の元素：合計で０．００００１～０．００５０質量％、
    　および
    　Ｔｉ：０．０１～０．５質量％
    　のうち少なくとも一方
    　を含有し、残部が鉄および不可避的不純物を含む請求項１に記載の機械構造用鋼。
  4. 　Ｃ：０．１～１．２質量％、
    　Ｓｉ：０．０３～２質量％、
    　Ｍｎ：０．３～１．８質量％、
    　Ｐ：０より大きく０．０３質量％以下、
    　Ｓ：０より大きく０．０２質量％以下、
    　Ｃｒ：０．３～２．５質量％、
    　Ａｌ：０．０００１～０．０１質量％、
    　Ｃａ：０．０００１～０．００５質量％、
    　Ｍｇ：０．０００１～０．００５質量％、
    　Ｎ：０より大きく０．００９質量％以下、
    　Ｏ：０より大きく０．００５質量％以下を含有し、更に
    　少なくともＬｉ,Ｎａ,Ｋ,ＢａおよびＳｒよりなる群から選ばれる１種以上の元素：合計で０．００００１～０．００５０質量％、
    　および
    　Ｔｉ：０．０１～０．５質量％
    　のうち少なくとも一方
    　を含有し、残部が鉄および不可避的不純物を含む請求項２に記載の機械構造用鋼。
  5. 　更に、Ｍｏ：０より大きく０．５質量％以下を含有する請求項３に記載の機械構造用鋼。
  6. 　更に、Ｍｏ：０より大きく０．５質量％以下を含有する請求項４に記載の機械構造用鋼。
PCT/JP2009/050721 2008-01-28 2009-01-20 被削性に優れた機械構造用鋼 Ceased WO2009096260A1 (ja)

Priority Applications (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US12/809,107 US8273292B2 (en) 2008-01-28 2009-01-20 Steel for machine and structural use having excellent machinability
EP09705853.1A EP2248925B1 (en) 2008-01-28 2009-01-20 Steel for machine structural use with excellent machinability
CN2009801031517A CN101925687B (zh) 2008-01-28 2009-01-20 被削性优异的机械结构用钢

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2008016653A JP2009174033A (ja) 2008-01-28 2008-01-28 被削性に優れた機械構造用鋼
JP2008-016653 2008-01-28

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2009096260A1 true WO2009096260A1 (ja) 2009-08-06

Family

ID=40912613

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2009/050721 Ceased WO2009096260A1 (ja) 2008-01-28 2009-01-20 被削性に優れた機械構造用鋼

Country Status (7)

Country Link
US (1) US8273292B2 (ja)
EP (1) EP2248925B1 (ja)
JP (1) JP2009174033A (ja)
KR (1) KR20100099749A (ja)
CN (1) CN101925687B (ja)
TW (1) TW200942624A (ja)
WO (1) WO2009096260A1 (ja)

Families Citing this family (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5137082B2 (ja) * 2008-12-19 2013-02-06 新日鐵住金株式会社 機械構造用鋼材およびその製造方法
JP5299104B2 (ja) * 2009-06-15 2013-09-25 新日鐵住金株式会社 高周波焼入用鋼
CN102985577B (zh) * 2010-07-14 2015-05-06 新日铁住金株式会社 切削性优良的机械结构用钢
EP2682489B1 (en) * 2011-03-01 2021-01-13 Nippon Steel Corporation High-carbon steel wire rod excellent in drawability and fatigue characteristics after wire drawing
JP5856485B2 (ja) * 2012-01-11 2016-02-09 株式会社神戸製鋼所 鍛造品およびその製造方法
JP5768757B2 (ja) * 2012-04-19 2015-08-26 新日鐵住金株式会社 機械構造用鋼
JP5833984B2 (ja) 2012-07-24 2015-12-16 株式会社神戸製鋼所 転動疲労特性に優れた軸受用鋼材および軸受部品
JP5976584B2 (ja) * 2013-03-27 2016-08-23 株式会社神戸製鋼所 転動疲労特性と切削加工性に優れた軸受用鋼材、および軸受部品
RU2530909C1 (ru) * 2013-12-12 2014-10-20 Юлия Алексеевна Щепочкина Сталь
JP6462376B2 (ja) * 2015-01-23 2019-01-30 株式会社神戸製鋼所 転動疲労特性に優れた軸受用鋼材および軸受部品
CN105385817A (zh) * 2015-11-12 2016-03-09 芜湖天金机械有限公司 提高切削性能的万向节球壳正火工艺
CN105671434A (zh) * 2016-03-19 2016-06-15 上海大学 一种含镁钙硫的20MnCr易切削齿轮钢及其制备方法
CN106319349A (zh) * 2016-10-27 2017-01-11 马钢(集团)控股有限公司 一种预应力锚具用合金结构钢
JP7189053B2 (ja) * 2019-03-14 2022-12-13 株式会社神戸製鋼所 非調質鍛造用鋼および非調質鍛造部品
JP7007510B1 (ja) * 2021-03-12 2022-02-14 日本冶金工業株式会社 表面性状に優れたＦｅ－Ｎｉ合金およびその製造方法、ＣＦＲＰ用金型
JP7050989B1 (ja) * 2021-03-12 2022-04-08 日本冶金工業株式会社 アウトガス特性に優れるＦｅ－Ｎｉ合金およびその製造方法
CN113737112B (zh) * 2021-08-12 2022-06-24 常州世竟液态金属有限公司 一种Zr基块体非晶合金中氧化夹杂物细化方法

Citations (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS55152152A (en) * 1979-05-17 1980-11-27 Daido Steel Co Ltd Free cutting steel including adjusted interposing material
JP2000034538A (ja) 1998-07-14 2000-02-02 Daido Steel Co Ltd 旋削加工性に優れた機械構造用鋼
JP2000219936A (ja) 1999-02-01 2000-08-08 Daido Steel Co Ltd 快削鋼
JP2001214239A (ja) * 2000-01-28 2001-08-07 Kobe Steel Ltd 切屑分断性に優れた機械構造用鋼およびその製法
JP2001214240A (ja) * 2000-01-28 2001-08-07 Kobe Steel Ltd 被削性に優れた快削鋼およびその製法
JP2003055735A (ja) 2001-06-08 2003-02-26 Daido Steel Co Ltd 超硬工具切削性にすぐれた機械構造用の快削鋼
JP2003213368A (ja) 2001-11-15 2003-07-30 Sumitomo Metal Ind Ltd 機械構造用鋼
JP2004091886A (ja) 2002-09-02 2004-03-25 Daido Steel Co Ltd 被削性にすぐれるとともに切屑破砕性が高い機械構造用鋼
JP2005272903A (ja) 2004-03-23 2005-10-06 Sanyo Special Steel Co Ltd 被削性に優れるＴｉ添加高強度鋼
JP2005273000A (ja) 2004-02-26 2005-10-06 Sanyo Special Steel Co Ltd 被削性に優れた機械構造用鋼
JP2008016653A (ja) 2006-07-06 2008-01-24 Fujitsu Ltd 半導体パッケージ、その製造方法、プリント基板及び電子機器

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
FR2456785A1 (fr) 1979-05-17 1980-12-12 Daido Steel Co Ltd Acier de decolletage contenant des inclusions determinees et un procede de sa preparation
KR100420304B1 (ko) 2000-08-30 2004-03-04 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 절설(切屑)처리성 및 기계적 특성이 우수한 기계구조용강
JP3524479B2 (ja) 2000-08-31 2004-05-10 株式会社神戸製鋼所 機械的特性に優れた機械構造用快削鋼
JP3468239B2 (ja) * 2001-10-01 2003-11-17 住友金属工業株式会社 機械構造用鋼及びその製造方法
CN1169992C (zh) * 2001-11-15 2004-10-06 住友金属工业株式会社 机械结构用钢
JP4441360B2 (ja) 2003-12-01 2010-03-31 株式会社神戸製鋼所 仕上面粗さに優れた低炭素複合快削鋼材
JP4393335B2 (ja) 2004-10-01 2010-01-06 株式会社神戸製鋼所 疲労強度または冷間加工性に優れた高清浄度鋼の製造方法
WO2005071120A1 (ja) 2004-01-22 2005-08-04 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho 疲労強度または冷間加工性に優れた高清浄度鋼の製造方法
JP4718359B2 (ja) * 2005-09-05 2011-07-06 株式会社神戸製鋼所 伸線性と疲労特性に優れた鋼線材およびその製造方法
JP4606321B2 (ja) * 2005-12-26 2011-01-05 株式会社神戸製鋼所 疲労強度に優れた高清浄度鋼
CN100494453C (zh) * 2006-12-05 2009-06-03 南京三鑫特殊金属材料有限公司 一种具有良好切削性和切屑破碎性的低碳易切削钢
BR122015020249B1 (pt) * 2006-12-28 2016-07-26 Kobe Steel Ltd haste e mola de fio de aço acalmado com si
EP2123784B1 (en) * 2006-12-28 2012-07-11 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Si KILLED STEEL WIRE MATERIAL HAVING EXCELLENT FATIGUE PROPERTY AND SPRING

Patent Citations (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS55152152A (en) * 1979-05-17 1980-11-27 Daido Steel Co Ltd Free cutting steel including adjusted interposing material
JP2000034538A (ja) 1998-07-14 2000-02-02 Daido Steel Co Ltd 旋削加工性に優れた機械構造用鋼
JP2000219936A (ja) 1999-02-01 2000-08-08 Daido Steel Co Ltd 快削鋼
JP2001214239A (ja) * 2000-01-28 2001-08-07 Kobe Steel Ltd 切屑分断性に優れた機械構造用鋼およびその製法
JP2001214240A (ja) * 2000-01-28 2001-08-07 Kobe Steel Ltd 被削性に優れた快削鋼およびその製法
JP2003055735A (ja) 2001-06-08 2003-02-26 Daido Steel Co Ltd 超硬工具切削性にすぐれた機械構造用の快削鋼
JP2003213368A (ja) 2001-11-15 2003-07-30 Sumitomo Metal Ind Ltd 機械構造用鋼
JP2004091886A (ja) 2002-09-02 2004-03-25 Daido Steel Co Ltd 被削性にすぐれるとともに切屑破砕性が高い機械構造用鋼
JP2005273000A (ja) 2004-02-26 2005-10-06 Sanyo Special Steel Co Ltd 被削性に優れた機械構造用鋼
JP2005272903A (ja) 2004-03-23 2005-10-06 Sanyo Special Steel Co Ltd 被削性に優れるＴｉ添加高強度鋼
JP2008016653A (ja) 2006-07-06 2008-01-24 Fujitsu Ltd 半導体パッケージ、その製造方法、プリント基板及び電子機器

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP2248925A4

Also Published As

Publication number Publication date
EP2248925B1 (en) 2017-06-21
CN101925687A (zh) 2010-12-22
EP2248925A4 (en) 2013-12-11
US20110229363A1 (en) 2011-09-22
CN101925687B (zh) 2013-01-02
TW200942624A (en) 2009-10-16
EP2248925A1 (en) 2010-11-10
US8273292B2 (en) 2012-09-25
KR20100099749A (ko) 2010-09-13
JP2009174033A (ja) 2009-08-06

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5138991B2 (ja) 被削性に優れた機械構造用鋼
WO2009096260A1 (ja) 被削性に優れた機械構造用鋼
TWI391498B (zh) A steel for mechanical structure excellent in machinability and a method for manufacturing the same
JP2012224928A (ja) 面圧疲労強度に優れた機械構造用鋼鋼材
JP5368885B2 (ja) 熱間加工性及び被削性に優れた機械構造用鋼
JP5318638B2 (ja) 被削性に優れた機械構造用鋼
JP5237696B2 (ja) 機械構造用鋼
JP4451808B2 (ja) 疲労特性と耐結晶粒粗大化特性に優れた肌焼用圧延棒鋼およびその製法
KR100940715B1 (ko) 피삭성 및 열간압연성이 우수한 환경친화형 무연 쾌삭강의제조방법
JP2005336553A (ja) 熱間工具鋼
JP4964060B2 (ja) 強度異方性と被削性に優れた機械構造用鋼および機械構造用部品
JP5768757B2 (ja) 機械構造用鋼
JP5166959B2 (ja) 酸素富化雰囲気切削加工用の機械構造用鋼
JP6801542B2 (ja) 機械構造用鋼およびその切削方法
KR100833034B1 (ko) 고온연성이 우수한 환경친화형 무연 쾌삭강 및 그 제조방법
JP7489811B2 (ja) 非調質鍛造用鋼および非調質鍛造部品
JP2005240120A (ja) 疲労特性に優れた機械構造用鋼
JP2001026841A (ja) 冷間鍛造性に優れたＢｉ快削鋼およびその製造方法
JP2022098655A (ja) 温間鍛造用肌焼鋼及びこれを用いて製造した鍛造粗形材
JP2003268487A (ja) 非調質鋼
JP2005344205A (ja) 高温強度及び被削性に優れた機械部品用鋼

Legal Events

Date Code Title Description
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 200980103151.7

Country of ref document: CN

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 09705853

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 12809107

Country of ref document: US

REEP Request for entry into the european phase

Ref document number: 2009705853

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2009705853

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 4616/CHENP/2010

Country of ref document: IN

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20107016830

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE