JP4568362B2 - 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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Description

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工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。
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Bi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Bi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Al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0.001％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，Si，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、Al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。
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％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％及びTe：0.0003〜0.2％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％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。
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。
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、Al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AlN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、Al添加量を高めることにより、従来のAl−キルド鋼に比べて鋳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AlNの微細析出及び固溶Al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％、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、過共析に近くなり、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：0.01〜1.5％
Siは、一般に脱酸元素として添加されているが、フェライト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、熱間加工性及び鋳造特性も低下する。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Al：0.05％を超え0.3％以下
Alは、酸化物を形成する以外に、整粒化及び被削性に有効なAlNを析出させ、更には固溶Al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Al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、Al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Alを添加すると、従来のAl−キルド鋼に比べて鋳片段階での偏析が小さくなり、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、AlNの微細析出及び固溶Alにより、高い降伏比が得られる。しかしながら、全Al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Al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）
Sbは、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Al量が多い場合に顕著であるが、Sb含有量が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Al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，Al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0.0035％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AlN，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−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0.1μｍのフィルターにより電解抽出した残渣をインドフェ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）−（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。
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℃以上、好ましくは1200℃以上、さらに好ましくは1250℃以上での溶体化のための熱処理を行った後、焼準、浸炭等の熱処理を行い析出させる。特にAlNの場合には850℃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Al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、カルシウムアルミネート（CaOAl2O3）が形成するが、このCaOAl2O3は、Al2O3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％、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、Ti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、Al脱酸前提の場合には、被削性に有害なAl2O3を、比較的軟質で微細に分散するMgO又はAl2O3・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、Mg含有量が0.0001％未満では、これらの効果が認められない。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。
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％未満の場合、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：0.0005〜0.015％
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0.0005〜0.015％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。
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。
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Al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AlN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AlNの微細析出及び固溶Al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。
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150kgを真空溶解炉で溶製後、1250℃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。
Figure 0004568362
Figure 0004568362
被削性試験
被削性試験は、先ず、1250℃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℃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VL1000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。
Figure 0004568362
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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℃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℃まで冷却する油焼入れを行い、更に、550℃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／cm2）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％耐力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。
Figure 0004568362
Figure 0004568362
 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（吸収エネルギー）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〜No.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Al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（Impact Value）及び降伏比（YS／TS）が劣っていた。
比較例No.48の鋼材は、全Al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 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AlNが析出しやすい850℃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.51〜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。
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℃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 0004568362
Figure 0004568362
被削性試験
被削性試験は、先ず、1250℃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℃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1000mmまで切削可能な最大切削速度VL1000を、長手旋削試験で10分後の逃げ面最大磨耗幅VB maxを夫々を採用した。
Figure 0004568362
Figure 0004568362
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℃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℃まで冷却する油焼入れを行い、更に、550℃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／cm2）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８mm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％耐力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。
Figure 0004568362
Figure 0004568362
 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VL1000、VB max、Impact Value（吸収エネルギー）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〜No.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（VL1000）及び降伏比（YP／TS）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Al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（Impact Value）及び降伏比（YS／TS）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AlNが析出しやすい850℃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Al含有量が本発明の範囲を下回っているため、被削性（VL1000、VB max）及び降伏比（YP／TS）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AlNが析出しやすい850℃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。
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。
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。

Claims (2)

  1. 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％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％、Ti：0.001〜0.1％、Nb：0.005〜0.2％、Ｗ：0.01〜1.0％、Ｖ：0.01〜1.0％、Mg：0.0001〜0.0040％、Sn：0.005〜2.0％、Zn：0.0005〜0.5％、Ｂ：0.0005〜0.015％、Te：0.0003〜0.2％、Cr：0.01〜2.0％、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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