JP7469612B2 - Steel bar for machine structure and cutting method thereof - Google Patents
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Description
本発明は、被削性に優れた機械構造用鋼およびその切削方法に関する。 The present invention relates to a steel for machine construction with excellent machinability and a cutting method thereof.
自動車や建設機械、産業機械等の一般的な機械製品はギア、シャフトなど複数の部品を含む。これらの部品の多くは、切削加工により製造される。したがって、部品の素材となる鋼には優れた被削性が要求される。被削性は切りくず処理性、工具寿命、切削抵抗などが指標であることが知られている。 General machinery products such as automobiles, construction machinery, and industrial machinery contain multiple parts such as gears and shafts. Many of these parts are manufactured by cutting. Therefore, the steel used to make these parts must have excellent machinability. It is known that chip disposal, tool life, cutting resistance, etc. are indicators of machinability.
従来から、Ｐｂを含有すれば、被削性が高まることは知られている。しかしながら、Ｐｂは環境負荷物質であることから、Ｐｂ含有量を抑えて被削性を改善する技術が必要とされている。 It has long been known that the inclusion of Pb improves machinability. However, because Pb is an environmentally hazardous substance, there is a need for technology that reduces the Pb content and improves machinability.
Ｐｂの使用量を抑制又はＰｂを代替する元素としてＩｎに着目した発明がこれまでになされている。例えば特許文献１および２にはＩｎを微量から多量までの広い範囲で添加することで、高速度鋼 (ｈｉｇｈ－ｓｐｅｅｄ ｓｔｅｅｌ)からなる工具（以下、「ハイス工具」と略称する）を用いて４０～５０ｍ／分で穴あけした時の工具寿命が改善することが開示されている。また、特許文献３にはＩｎを比較的少ない範囲で添加し、ハイス工具で１０～４０ｍ／分で旋削したときの切りくず処理性が改善することが開示されている。さらに特許文献４でも、比較的多量のＩｎ添加により、ハイス工具を用いた２０ｍ／分での切りくず処理性が改善することが開示されている。また、特許文献５には、Ｐｂ及びＩｎ等の低融点金属が被削性を向上させるのに非常に有効な元素であることが開示されている。 Inventions have been made that focus on In as an element to reduce the amount of Pb used or to replace Pb. For example, Patent Documents 1 and 2 disclose that adding a wide range of In from a small amount to a large amount improves the tool life when drilling holes at 40 to 50 m/min using a tool made of high-speed steel (hereinafter referred to as "HSS tool"). Patent Document 3 discloses that adding a relatively small amount of In improves chip disposability when turning at 10 to 40 m/min with a HSS tool. Patent Document 4 also discloses that adding a relatively large amount of In improves chip disposability at 20 m/min using a HSS tool. Patent Document 5 discloses that low-melting point metals such as Pb and In are very effective elements for improving machinability.
しかしながら、前述した従来の技術には、いくつかの問題点がある。
Ｉｎは一般に高価な元素であるため、Ｐｂの使用量を抑制又はＰｂの代替元素として使用するためには、添加コストに見合うだけの大きな被削性改善効果が必要である。特許文献１、２、４および５はＩｎを単純に添加しているのみであり、コストに見合う十分な効果が得られているとは言い難い。特許文献３はＩｎを添加するのみならず、Ｂを添加することによってＩｎの粒界偏析を抑制しようとする技術を提案しているが、含有されるＩｎの形態と被削性との関連性を開示していない。そのため、Ｉｎの形態を適正化することにより、被削性を改善する余地がある。
However, the above-mentioned conventional techniques have some problems.
Since In is generally an expensive element, in order to suppress the amount of Pb used or to use it as a substitute for Pb, a large effect of improving machinability that is worth the cost of addition is required. Patent Documents 1, 2, 4, and 5 simply add In, and it is difficult to say that a sufficient effect worth the cost is obtained. Patent Document 3 proposes a technology to suppress the grain boundary segregation of In by adding not only In but also B, but does not disclose the relationship between the form of In contained and machinability. Therefore, there is room for improving machinability by optimizing the form of In.
また、これらのいずれの特許文献もハイス工具を用いた比較的低切削速度域での効果を開示しているのみである。近年は生産工程の効率化のため、ハイス工具よりも高性能なコーティングハイス工具、超硬工具、コーティング超硬工具などを用いて、より高速で切削することが一般的となっている。これらの特許文献に記載の技術では、高切削速度域での被削性改善効果が得られるとは限らない。さらに、Ｉｎは低融点金属であるため、高温域における延性、つまり熱間延性を低下させて連続鋳造、圧延や鍛造時の製造性を低下させる恐れがあるが、この点を解決する技術は提案されていない。 Furthermore, all of these patent documents only disclose the effects at relatively low cutting speeds using high-speed steel tools. In recent years, in order to streamline production processes, it has become common to cut at higher speeds using coated high-speed steel tools, carbide tools, coated carbide tools, and the like, which have higher performance than high-speed steel tools. The techniques described in these patent documents do not necessarily provide an effect of improving machinability at high cutting speeds. Furthermore, since In is a low-melting-point metal, there is a risk that it will reduce ductility at high temperatures, i.e., hot ductility, and thus reduce manufacturability during continuous casting, rolling, and forging, but no technology has been proposed to solve this problem.
本発明は、上述した問題点に鑑みて創案されたものであり、その目的は、比較的高速での切削速度域に焦点を当て、Ｉｎの被削性改善効果を高めることにより、部品製造に必要な熱間延性を担保しうる機械構造用鋼及びその機械構造用鋼を利用して機械構造部品を製造する際の切削方法を提供することにある。 The present invention was devised in consideration of the above-mentioned problems, and its purpose is to provide a steel for machine structural use that can ensure the hot ductility required for manufacturing parts by focusing on the relatively high cutting speed range and enhancing the machinability improving effect of In, and a cutting method for manufacturing machine structural parts using the steel for machine structural use.
本発明者らは上記課題を解決するため、まずＩｎが被削性を改善する機構を調査した。Ｉｎは添加量が少ないと鋼中に固溶する。添加量を増やしていくと、固溶Ｉｎとして存在するだけでなく、金属Ｉｎを形成するようになる。固溶Ｉｎは鋼材自体を脆化させることにより、また金属Ｉｎは切削時にき裂発生の起点となる、また、工具上で潤滑効果を与えることで被削性改善に寄与するものと考えられる。 In order to solve the above problems, the inventors first investigated the mechanism by which In improves machinability. When a small amount of In is added, it dissolves in steel. When the amount added is increased, In not only exists as solid solution, but also forms metallic In. It is believed that solid solution In embrittles the steel itself, and metallic In becomes the starting point for crack generation during cutting, and that it also contributes to improving machinability by providing a lubricating effect on the tool.
Ｉｎを添加した鋼材を種々の切削速度で切削試験することにより、固溶Ｉｎと金属Ｉｎのそれぞれが被削性に及ぼす影響を調査した。その結果、６０ｍ／分以上の高切削速度域では金属Ｉｎを増やす方が効率的に被削性を改善できることがわかった。 The effects of solute In and metallic In on machinability were investigated by performing cutting tests on steel material containing In at various cutting speeds. As a result, it was found that at high cutting speeds of 60 m/min or more, increasing the amount of metallic In can improve machinability more efficiently.
一般に鋼の切削加工は工具により被削材から切りくずを破断分離する加工であるため、被削材が脆化すると被削性は良好となると考えられる。一方、切削速度が大きくなると、切削発熱が大きくなり、被削材から分離された切りくずは高温となるため、切削加工中の切りくずの延性は向上する。 In general, cutting steel involves the use of a tool to break and separate chips from the workpiece, so it is thought that machinability improves when the workpiece becomes brittle. On the other hand, as the cutting speed increases, the heat generated during cutting increases and the chips separated from the workpiece become hot, improving the ductility of the chips during cutting.
固溶Ｉｎを増加して被削材を脆化させても、６０ｍ／分以上の高切削速度域では切削発熱により、切りくずの延性が向上し、前記切りくずは比較的十分な延性を有すると考えられる。このように、切削速度が大きくなると、切削発熱により被削材が高温となって工具近傍での延性が向上するため、固溶Ｉｎによる脆化の効果が相殺されると考えられる。これが上述した、高切削速度域では固溶Ｉｎよりも金属Ｉｎを増やす方が有効な理由である。 Even if the workpiece is embrittled by increasing the amount of solute In, at high cutting speeds of 60 m/min or more, the heat generated by cutting improves the ductility of the chips, and it is believed that the chips have relatively sufficient ductility. In this way, when the cutting speed increases, the workpiece becomes hotter due to the heat generated by cutting, improving ductility in the vicinity of the tool, which is believed to offset the embrittlement effect of solute In. This is the reason why, as mentioned above, it is more effective to increase metallic In rather than solute In at high cutting speeds.
鋼中の金属Ｉｎを詳細に観察したところ、Ａｌ2Ｏ3等の酸化物の周辺部に存在するものの存在が認められた。この結果に基づき、同じＩｎ添加量で金属Ｉｎを増やすには、Ａｌ2Ｏ3等の酸化物を疲労強度等の機械的性質にあまり影響しない範囲で多くすることが重要であることを知見した。 Detailed observation of metallic In in the steel revealed that it was present in the periphery of oxides such as Al 2 O 3. Based on this result, it was found that in order to increase metallic In with the same amount of In added, it is important to increase the amount of oxides such as Al 2 O 3 within a range that does not significantly affect mechanical properties such as fatigue strength.
被削性改善効果を得るには、同時にＩｎ添加量自体もなるべく多くすれば良いと考えられる。しかし、Ｉｎは、熱間延性を低下させ、鋼製造時の鋳造や圧延、部品製造時の鍛造時の製造性を低下させるという技術的な課題が存在する。 To improve machinability, it is thought that adding as much In as possible at the same time is sufficient. However, there are technical issues with In, as it reduces hot ductility and reduces manufacturability during casting and rolling in steel production, and forging in part production.
そこで、本発明者らは種々の化学成分の鋼材の熱間延性を詳細に測定して分析した結果、熱間延性はＩｎ単独の添加量よりもむしろ、ＳとＩｎを足し合わせた量により良い相関があることを見出した。つまり、Ｓ量に応じて、添加可能なＩｎ量が変化することを知見した。 The inventors then carried out detailed measurements and analysis of the hot ductility of steels with various chemical compositions, and discovered that hot ductility correlates better with the combined amount of S and In than with the amount of In added alone. In other words, they discovered that the amount of In that can be added changes depending on the amount of S.
本発明者らは、以上のように、Ｉｎ添加による被削性改善機構を理解した上で、鋼材成分、特にｉｎｓｏｌ．Ａｌ含有量及びＯ含有量を適正化することにより、高切削速度域で優れた被削性を得ることに成功した。さらに、必要な熱間延性を確保するにはＳ＋Ｉｎの量を適正の範囲に制限することが重要であることを見出し、これらの知見を組み合わせることで本発明は完成した。
すなわち、本発明に係る機械構造用鋼およびその切削方法は、つぎのとおりである。
（１）組成が、質量％で、
Ｃ：０．０５～０．８５％、
Ｓｉ：０．０１～３．００％、
Ｍｎ：０．０１～３．００％、
Ｉｎ：０．０６０％超、０．２５０％未満、
Ａｌ：０．００２～０．０５０％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．００１％以上、０．１５０％未満、
Ｎ：０．００３０～０．０２５０％、及び
Ｏ：０．０００９％超、０．００５０％以下、
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、かつ下記式（１）を満たし、鋼中に円相当径が２．０μｍ以上である金属Ｉｎの数密度が０．５個／ｍｍ2以上であることを特徴とする機械構造用鋼。
０．０６１＜［Ｓ％］＋［Ｉｎ％］＜０．２５０・・・（１）
ここで、［Ｓ％］および［Ｉｎ％］は、それぞれＳおよびＩｎの鋼中の含有量（質量％）を表す。
（２）前記機械構造用鋼が、質量％で、
ｉｎｓｏｌ．Ａｌ：０．００１１～０．００６０％を含有することを特徴とする（１）に記載の機械構造用鋼。
（３）前記機械構造用鋼が、さらに、質量％で、
Ｃｒ：３．００％以下を含有することを特徴とする（１）又は（２）に記載の機械構造用鋼。
（４）前記機械構造用鋼が、さらに、質量％で、
Ｃａ：０．００５０％以下、
Ｍｇ：０．００５０％以下、
Ｚｒ：０．００５０％以下、及び
ＲＥＭ：０．００５０％以下
からなる群から選択された１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）～（３）のうちいずれかに記載の機械構造用鋼。
（５）前記機械構造用鋼が、さらに、質量％で、
Ｔｉ：１．０００％以下、
Ｎｂ：１．０００％以下、及び
Ｖ：１．０００％以下
からなる群から選択された１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）～（４）のうちいずれかに記載の機械構造用鋼。
（６）前記機械構造用鋼が、さらに、質量％で、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｎｉ：１．４０％以下、
Ｃｕ：１．４０％以下、及び
Ｂ：０．００５０％以下
からなる群から選択された１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）～（５）のうちいずれかに記載の機械構造用鋼。
（７）前記機械構造用鋼が、さらに、質量％で、
Ｓｂ：０．５０００％以下、
Ｓｅ：０．５０００％以下、
Ｔｅ：０．５０００％以下、
Ｂｉ：０．５００％以下、
Ｐｂ：０．０９％以下、及び
Ｚｎ：０．５０００％以下
からなる群から選択された１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）～（６）のうちいずれかに記載の機械構造用鋼。
（８）断面における鋼の表面から０．５ｍｍ以上離れた位置のビッカース硬度が１２０～３２０ＨＶであることを特徴とする（１）～（７）のうちいずれかに記載の機械構造用鋼。
（９）（１）～（８）のうちいずれかに記載の機械構造用鋼を６０ｍ／分以上の切削速度で切削することを特徴とする機械構造用鋼の切削方法。
As described above, the present inventors understood the mechanism of improvement in machinability by the addition of In, and succeeded in obtaining excellent machinability in the high cutting speed range by optimizing the steel components, particularly the insol. Al content and the O content. Furthermore, they discovered that it is important to limit the amount of S + In to an appropriate range in order to ensure the necessary hot ductility, and by combining these findings, the present invention was completed.
That is, the steel for machine structural use and the cutting method thereof according to the present invention are as follows.
(1) The composition, in mass%, is
C: 0.05 to 0.85%,
Si: 0.01 to 3.00%,
Mn: 0.01 to 3.00%,
In: more than 0.060% and less than 0.250%;
Al: 0.002 to 0.050%,
P: 0.100% or less,
S: 0.001% or more and less than 0.150%;
N: 0.0030 to 0.0250%, and O: more than 0.0009% and 0.0050% or less;
and the balance consisting of Fe and impurities, and the steel satisfies the following formula (1), and the number density of metallic In having an equivalent circle diameter of 2.0 μm or more in the steel is 0.5 pieces/ mm2 or more.
0.061<[S%]+[In%]<0.250... (1)
Here, [S%] and [In%] represent the S and In contents (mass%) in the steel, respectively.
(2) The steel for mechanical structural use comprises, in mass%,
The steel for machine structural use according to (1), characterized in that it contains insol. Al: 0.0011 to 0.0060%.
(3) The steel for mechanical structural use further comprises, in mass%,
Cr: 3.00% or less.
(4) The steel for mechanical structural use further comprises, in mass%,
Ca: 0.0050% or less,
Mg: 0.0050% or less,
The steel for machine structural use according to any one of (1) to (3), characterized in that it contains one or more selected from the group consisting of Zr: 0.0050% or less and REM: 0.0050% or less.
(5) The steel for mechanical structural use further comprises, in mass%,
Ti: 1.000% or less,
The steel for machine structural use according to any one of (1) to (4), characterized in that it contains one or more selected from the group consisting of Nb: 1.000% or less and V: 1.000% or less.
(6) The steel for mechanical structural use further comprises, in mass%,
Mo: 1.00% or less,
Ni: 1.40% or less,
The steel for machine structural use according to any one of (1) to (5), characterized in that it contains one or more selected from the group consisting of Cu: 1.40% or less and B: 0.0050% or less.
(7) The steel for mechanical structural use further comprises, in mass%,
Sb: 0.5000% or less,
Se: 0.5000% or less,
Te: 0.5000% or less,
Bi: 0.500% or less,
The steel for machine structural use according to any one of (1) to (6), characterized in that it contains one or more selected from the group consisting of Pb: 0.09% or less and Zn: 0.5000% or less.
(8) Steel for machine structural use according to any one of (1) to (7), characterized in that the Vickers hardness at a position 0.5 mm or more away from the surface of the steel in a cross section is 120 to 320 HV.
(9) A method for cutting steel for machine structural use, comprising cutting the steel for machine structural use according to any one of (1) to (8) at a cutting speed of 60 m/min or more.
本発明の機械構造用鋼とその切削方法によれば、被削性と熱間延性を両立した機械構造用鋼及びその機械構造用鋼を利用して機械構造部品を製造する際の切削方法を提供することができる。なお、本発明の機械構造用鋼とは、自動車部品等の機械構造部品に使用しうる鋼を意味する。 The steel for machine structural use and the cutting method thereof of the present invention can provide a steel for machine structural use that has both machinability and hot ductility, and a cutting method for manufacturing machine structural parts using the steel for machine structural use. Note that the steel for machine structural use of the present invention means a steel that can be used for machine structural parts such as automobile parts.
本発明に係る機械構造用鋼およびその切削方法について説明する。まず、機械構造用鋼（以下、単に鋼とも称する。）の成分及び鋼中の金属Ｉｎを限定する理由について説明する。以下の説明において、各元素の含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。 The steel for machine construction use and the cutting method thereof according to the present invention will be described. First, the components of the steel for machine construction use (hereinafter also simply referred to as steel) and the reasons for limiting the metallic In in the steel will be described. In the following description, "%" for the content of each element means "mass %".
（Ｃ：０．０５～０．８５％）
Ｃは、鋼の強度を確保するために含有させる元素である。Ｃの含有量が０．０５％未満では、硬度が低下し、切削加工後に熱処理されずに使用される場合に強度が不足してしまう。また、最終加工品を焼入れ、焼き戻しをして使用する際にも十分な強度が得られないおそれがある。このため、Ｃ量は、０．０５％以上とする。一方、Ｃ量が０．８５％より多いと、炭化物が多量に生成して被削性が劣化する。このため、Ｃ量は、０．８５％以下とする。好ましいＣ量の下限は０．１６％以上である。好ましいＣ量の上限は、０．６０％以下である。
(C: 0.05 to 0.85%)
C is an element contained to ensure the strength of steel. If the C content is less than 0.05%, the hardness decreases, and the strength is insufficient when the steel is used without heat treatment after cutting. In addition, there is a risk that sufficient strength cannot be obtained when the final processed product is quenched and tempered for use. For this reason, the C content is set to 0.05% or more. On the other hand, if the C content is more than 0.85%, a large amount of carbides is generated, deteriorating the machinability. For this reason, the C content is set to 0.85% or less. The preferable lower limit of the C content is 0.16% or more. The preferable upper limit of the C content is 0.60% or less.
（Ｓｉ：０．０１～３．００％）
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。このため、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が３．００％を超えると、鋼が硬くなりすぎて脆化する。このため、Ｓｉ含有量は３．００％以下とする。好ましいＳｉ量の下限は０．０６％以上であり、さらに好ましくは０．２０％以上である。好ましいＳｉ量の上限は２．００％以下であり、さらに好ましくは１．３０％以下である。
(Si: 0.01 to 3.00%)
Si is generally added as a deoxidizing element, but it also has the effect of strengthening ferrite and imparting temper softening resistance. However, if the Si content is less than 0.01%, sufficient deoxidizing effect cannot be obtained. For this reason, the Si content is set to 0.01% or more. On the other hand, if the Si content exceeds 3.00%, the steel becomes too hard and embrittles. For this reason, the Si content is set to 3.00% or less. The preferred lower limit of the Si content is 0.06% or more, and more preferably 0.20% or more. The preferred upper limit of the Si content is 2.00% or less, and more preferably 1.30% or less.
（Ｍｎ：０．０１～３．００％）
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し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。Ｍｎ含有量が０．０１％未満であると、鋼中において、ＭｎＳとして固定されていないＳがＦｅと結合してＦｅＳとなり、鋼が著しく脆くなる。このため、Ｍｎ含有量は０．０１％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が増えると、具体的には、Ｍｎ含有量が３．００％を超えると、焼入れ性が高くなりすぎて硬さの大幅な増大を招き、被削性が低下する。このため、Ｍｎ含有量は３．００％以下とする。好ましいＭｎ量の下限は０．２０％以上である。好ましいＭｎ量の上限は１．８０％以下である。
(Mn: 0.01 to 3.00%)
Mn is an element necessary for fixing and dispersing sulfur (S) in steel as MnS, and for improving hardenability and securing strength after hardening by dissolving in the matrix. If the Mn content is less than 0.01%, S that is not fixed as MnS in the steel will combine with Fe to become FeS, and the steel will become extremely brittle. For this reason, the Mn content is set to 0.01% or more. On the other hand, if the Mn content increases, specifically if the Mn content exceeds 3.00%, the hardenability will be too high, leading to a significant increase in hardness and a decrease in machinability. For this reason, the Mn content is set to 3.00% or less. The preferred lower limit of the Mn content is 0.20% or more. The preferred upper limit of the Mn content is 1.80% or less.
（Ｉｎ：０．０６０％超、０．２５０％未満）
Ｉｎは被削性を向上させる効果があるが、その効果を得るためには０．０６０％を超えてＩｎを含有させる必要がある。Ｉｎ含有量の下限は好ましくは０．０７０％超、さらに好ましくは０．１００％超、さらに好ましくは０．１５０％超である。一方、Ｉｎ含有量が０．２５０％以上となると、８００℃以上における延性が低下し、連続鋳造、圧延などの歩留まり低下や部品製造の鍛造時の製造性の低下の原因になる。このためにＩｎ含有量を０．２５０％未満とする必要がある。Ｉｎ含有量の上限は好ましくは０．２３０％未満、好ましくは０．２２０％未満、さらに好ましくは０．２００％未満である。
(In: more than 0.060%, less than 0.250%)
In has the effect of improving machinability, but in order to obtain this effect, it is necessary to contain In in an amount exceeding 0.060%. The lower limit of the In content is preferably more than 0.070%, more preferably more than 0.100%, and even more preferably more than 0.150%. On the other hand, if the In content is 0.250% or more, the ductility at 800°C or higher decreases, which causes a decrease in the yield of continuous casting and rolling, and a decrease in manufacturability during forging in part manufacturing. For this reason, it is necessary to make the In content less than 0.250%. The upper limit of the In content is preferably less than 0.230%, preferably less than 0.220%, and even more preferably less than 0.200%.
（Ａｌ：０．００２～０．０５０％）
Ａｌは、一般に脱酸元素として添加されているが、Ｎと結合してＡｌＮを形成し、オーステナイト領域での結晶粒粗大化を抑制する作用もある。この効果を得るためには、Ａｌの含有量を０．００２％以上とする必要がある。好ましくは、下限が０．０１０％以上である。しかしながら、Ａｌを過剰に含有すると、粗大な酸化物として残存しやすくなり、疲労特性が低下する。したがって、Ａｌ含有量の上限は０．０５０％以下とする。Ａｌ含有量の好ましい上限は、０．０３０％以下である。なお、ここでいうＡｌ量とは、酸不溶性Ａｌを含む全Ａｌ量を意味する。
(Al: 0.002 to 0.050%)
Al is generally added as a deoxidizing element, but it also combines with N to form AlN, which acts to suppress grain coarsening in the austenite region. In order to obtain this effect, the Al content must be 0.002% or more. Preferably, the lower limit is 0.010% or more. However, if Al is contained in excess, it tends to remain as coarse oxides, which deteriorates fatigue properties. Therefore, the upper limit of the Al content is 0.050% or less. The preferred upper limit of the Al content is 0.030% or less. The Al content here means the total Al content including acid-insoluble Al.
（Ｐ：０．１００％以下）
Ｐは不純物である。Ｐはオーステナイト粒界に偏析して、熱間加工時に粒界割れの原因となるので、Ｐ量を０．１００％以下にする。Ｐはできるだけ低減することが望ましいが、Ｐ量を０．００１％未満に制限するには過剰なコストがかかる。したがって、Ｐ量の範囲は０．００１％以上としてもよい。Ｐ量の下限は、好ましくは０．００５％以上である。Ｐ量の上限は、好ましくは０．０３０％以下である。
(P: 0.100% or less)
P is an impurity. Since P segregates at the austenite grain boundaries and causes grain boundary cracking during hot working, the P content is set to 0.100% or less. It is desirable to reduce the P content as much as possible, but limiting the P content to less than 0.001% involves excessive costs. Therefore, the P content may be set to 0.001% or more. The lower limit of the P content is preferably 0.005% or more. The upper limit of the P content is preferably 0.030% or less.
（Ｓ：０．００１％以上、０．１５０％未満）
ＳはＭｎと結合してＭｎＳを形成する。ＭｎＳは被削性を向上させる効果があるが、その効果を得るためには、Ｓを０．００１％以上含有させる必要がある。Ｓ含有量の好ましい下限は０．００５％以上である。一方、Ｓ含有量が０．１５０％以上であると、靭性や疲労強度、熱間延性を顕著に低下させる。したがって、Ｓ含有量は０．１５０％未満とする。好ましい上限は０．０８０％未満であり、さらに好ましくは０．０３０％未満である。
(S: 0.001% or more, less than 0.150%)
S combines with Mn to form MnS. MnS has the effect of improving machinability, but in order to obtain this effect, it is necessary to contain S at 0.001% or more. The preferable lower limit of the S content is 0.005% or more. On the other hand, if the S content is 0.150% or more, the toughness, fatigue strength, and hot ductility are significantly reduced. Therefore, the S content is set to less than 0.150%. The preferable upper limit is less than 0.080%, and more preferably less than 0.030%.
（Ｎ：０．００３０～０．０２５０％）
Ｎは鋼中でＡｌやＶなどと結合して炭窒化物を形成し、オーステナイト結晶粒界をピンニングすることによって粒成長を抑制し、オーステナイトから変態する組織を微細化する働きがあり、この効果を得るには０．００３０％以上含有させる必要がある。Ｎ含有量の好適な下限は０．００５０％以上である。一方、０．０２５０％を超えてＮを過剰に含有させると１０００℃以上の高温域における延性が低下し、連続鋳造、圧延時の歩留まり低下の原因になる。このため、Ｎ含有量を０．０２５０％以下とする必要がある。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０１５０％以下である。
(N: 0.0030 to 0.0250%)
N combines with Al, V, etc. in steel to form carbonitrides, pins austenite grain boundaries, inhibits grain growth, and refines the structure transformed from austenite. To obtain this effect, it is necessary to contain 0.0030% or more. The preferable lower limit of the N content is 0.0050% or more. On the other hand, if N is excessively contained in excess of 0.0250%, the ductility in a high temperature range of 1000°C or more decreases, causing a decrease in yield during continuous casting and rolling. For this reason, it is necessary to keep the N content at 0.0250% or less. The preferable upper limit of the N content is 0.0150% or less.
（Ｏ：０．０００９％超、０．００５０％以下）
Ｏは酸化物系介在物を形成し、Ｉｎ介在物を増やすことを通じて被削性を向上させる。この効果を得るには、Ｏ量を０．０００９％超とする必要がある。一方、含有量が多い場合は粗大な酸化物として残存しやすくなり、疲労特性が低下する。このため本発明では、Ｏ量の上限を０．００５０％以下とする必要がある。
(O: more than 0.0009%, 0.0050% or less)
O forms oxide-based inclusions and increases In inclusions, thereby improving machinability. To obtain this effect, the O content must exceed 0.0009%. On the other hand, if the O content is too high, it tends to remain as coarse oxides, which deteriorates fatigue properties. For this reason, in the present invention, the upper limit of the O content must be 0.0050% or less.
（０．０６１＜［Ｓ％］＋［Ｉｎ％］＜０．２５０）・・・（１）式
ここで、［Ｓ％］および［Ｉｎ％］には、それぞれＳおよびＩｎの鋼中の含有量（質量％）を表す。
ＳとＩｎは共に被削性を改善する元素であるが、添加量が増えると高温域における延性が顕著に低下するため、連続鋳造、圧延などの歩留まり低下や部品製造の鍛造時の製造性の低下の原因になる。よってこれらの元素の鋼中の含有量（質量％）の和を０．２５０％未満とする必要がある。好ましくは０．２３０％未満である。（１）式の下限は、Ｓ及びＩｎ元素のそれぞれの下限値により０．０６１％超となる。
(0.061<[S%]+[In%]<0.250) (1) Here, [S%] and [In%] represent the S and In contents (mass%) in the steel, respectively.
Both S and In are elements that improve machinability, but if the amount of S and In added is increased, the ductility at high temperatures is significantly reduced, which causes a decrease in the yield of continuous casting and rolling, and a decrease in manufacturability during forging in part manufacturing. Therefore, the sum of the contents (mass%) of these elements in the steel must be less than 0.250%, preferably less than 0.230%. The lower limit of formula (1) is more than 0.061% due to the respective lower limits of S and In elements.
本発明に係る機械構造用鋼は、鋼成分として、上記の基本成分に加え、以下に示す元素のうちから選んだ１種又は２種以上を含有させても良い。もっとも、以下に示す各元素は任意添加元素であり、いずれの任意添加元素も含有しなくとも（その含有量が０％であっても）本発明を実現できる。 The steel for machine structural use according to the present invention may contain, in addition to the above basic components, one or more of the elements shown below as steel components. However, each of the elements shown below is an optional element, and the present invention can be realized even if none of the optional elements are contained (even if the content is 0%).
（Ｃｒ：３．００％以下）
Ｃｒは、鋼の固溶強化元素であり、また部品を焼入れ、焼き戻しして使用する場合には、焼入れ性を向上すると共に、焼戻し軟化抵抗を付与して焼入れ後の疲労強度を向上させる。この効果を得るため、Ｃｒ含有量を０．０１％以上にしてもよい。一方、Ｃｒ含有量が３．００％を超えると、Ｃｒ炭化物が生成して鋼が脆化する。よって、Ｃｒ量を３．００％以下とする。好ましいＣｒ量の下限は０．０５％以上である。好ましいＣｒ量の上限は１．３０％以下である。
(Cr: 3.00% or less)
Cr is a solid solution strengthening element for steel, and when parts are quenched and tempered for use, it improves hardenability and imparts temper softening resistance to improve fatigue strength after quenching. To achieve this effect, the Cr content may be 0.01% or more. On the other hand, if the Cr content exceeds 3.00%, Cr carbides are formed and the steel becomes embrittled. Therefore, the Cr content is set to 3.00% or less. The preferred lower limit of the Cr content is 0.05% or more. The preferred upper limit of the Cr content is 1.30% or less.
（Ｃａ：０．００５０％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下、Ｚｒ：０．００５０％以下、及び、ＲＥＭ：０．００５０％以下の１種又は２種以上）
Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、及びＲＥＭ（希土類元素）は、いずれも脱酸元素であり、鋼中で酸化物を生成し、鋼中のＭｎＳの形態を制御して機械特性の向上に寄与する元素である。これらの効果を得るためには、本発明の鋼の優れた特性を損なわない範囲で、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、及びＲＥＭを、それぞれ０．０００１％以上含有させてもよい。一方、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ及びＲＥＭのうちいずれか１種が０．００５０％を超えて含有させると、酸化物が粗大化し、疲労強度が低下する。従って、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ及びＲＥＭのそれぞれの含有量の上限は０．００５０％以下とし、好ましくは０．００２０％以下とする。
(One or more of Ca: 0.0050% or less, Mg: 0.0050% or less, Zr: 0.0050% or less, and REM: 0.0050% or less)
Ca, Mg, Zr, and REM (rare earth elements) are all deoxidizing elements that generate oxides in steel and control the form of MnS in the steel, thereby contributing to improving mechanical properties. In order to obtain these effects, Ca, Mg, Zr, and REM may each be contained in an amount of 0.0001% or more within a range that does not impair the excellent properties of the steel of the present invention. On the other hand, if any one of Ca, Mg, Zr, and REM is contained in an amount exceeding 0.0050%, the oxides become coarse and the fatigue strength decreases. Therefore, the upper limit of the content of each of Ca, Mg, Zr, and REM is set to 0.0050% or less, and preferably 0.0020% or less.
なお、ＲＥＭは希土類金属元素を示し、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、及びＬｕから選択される１種以上である。前記ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。 Note that REM refers to rare earth metal elements, and is one or more selected from Sc, Y, La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, and Lu. The content of the REM means the total content of these elements.
（Ｔｉ：１．０００％以下、Ｎｂ：１．０００％以下、Ｖ：１．０００％以下のいずれか１種又は２種以上）
Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、Ｃ及び／又はＮと微細な炭化物、窒化物、及び／又は、炭窒化物を形成して、オーステナイト温度域加熱時の結晶粒成長および異常粒成長を抑制して、組織の微細均質化に寄与し、衝撃特性を改善する。この効果を得るために、Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、１種又は２種以上を、それぞれ０．００５％以上含有させてもよい。いずれの元素も好ましくは０．０１０％以上、より好ましくは０．０２０％以上である。一方、Ｔｉ、Ｎｂ及びＶのいずれか１種が１．０００％を超えて含有されると、硬質の炭化物が生成して被削性が低下する。従って、Ｔｉ、Ｎｂ及びＶのそれぞれの含有量の上限は１．０００％以下とする。Ｔｉ、Ｎｂのいずれの元素も、好ましい含有量は０．２００％以下、より好ましくは０．１５０％以下、さらに好ましくは０．０４０％以下である。Ｖは、好ましくは０．５００％以下、より好ましくは０．３２０％以下である。
(Ti: 1.000% or less, Nb: 1.000% or less, V: 1.000% or less)
Ti, Nb and V form fine carbides, nitrides and/or carbonitrides with C and/or N, suppressing grain growth and abnormal grain growth during heating in the austenite temperature range, contributing to fine homogenization of the structure, and improving impact properties. To achieve this effect, Ti, Nb and V may be contained in an amount of 0.005% or more, each of one or more. Each element is preferably 0.010% or more, more preferably 0.020% or more. On the other hand, if any one of Ti, Nb and V is contained in an amount exceeding 1.000%, hard carbides are formed and machinability is reduced. Therefore, the upper limit of each content of Ti, Nb and V is set to 1.000% or less. The preferred content of each element of Ti and Nb is 0.200% or less, more preferably 0.150% or less, and even more preferably 0.040% or less. V is preferably 0.500% or less, more preferably 0.320% or less.
（Ｍｏ：１．００％以下、Ｎｉ：１．４０％以下、Ｃｕ：１．４０％以下、及びＢ：０．００５０％以下のうちの１種又は２種以上）
Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ及びＢは、いずれも、焼入れ性向上元素である。この効果を得るためには、本発明の鋼の優れた特性を損なわない範囲で、Ｍｏ、Ｎｉ及びＣｕは、それぞれ０．０１％以上、Ｂは０．０００３％以上含有させて添加してもよい。一方、Ｍｏが１．００％を超えると、焼入れ性が高くなりすぎて硬さの大幅な増大を招き、切削や鍛造時の加工性が低下する。このため、Ｍｏ含有量は１．００％以下とし、好ましくは０．３０％以下とする。ＮｉとＣｕのいずれかが１．４０％を超えると、やはり、Ｍｏと同様に、焼入れ性が高くなりすぎて、硬さの大幅な増大を招き、加工性が低下する。このため、ＮｉとＣｕの含有量の上限は、いずれも１．４０％以下とする。Ｂは０．００５０％を超えて含有添加しても効果が飽和する。従ってＢを鋼に添加する場合、鋼中のＢ含有量の上限は、０．００５０％以下である。Ｂ含有量の好適な下限は０．００１０％であり、Ｂ含有量の好適な上限は０．００２５％である。
(One or more of Mo: 1.00% or less, Ni: 1.40% or less, Cu: 1.40% or less, and B: 0.0050% or less)
Mo, Ni, Cu and B are all elements that improve hardenability. To obtain this effect, Mo, Ni and Cu may each be added at 0.01% or more, and B may be added at 0.0003% or more, within a range that does not impair the excellent properties of the steel of the present invention. On the other hand, if Mo exceeds 1.00%, the hardenability becomes too high, leading to a significant increase in hardness, and workability during cutting and forging decreases. For this reason, the Mo content is set to 1.00% or less, preferably 0.30% or less. If either Ni or Cu exceeds 1.40%, the hardenability becomes too high, leading to a significant increase in hardness, similar to Mo, and workability decreases. For this reason, the upper limits of the contents of Ni and Cu are both set to 1.40% or less. Even if B is added at a content exceeding 0.0050%, the effect is saturated. Therefore, when B is added to steel, the upper limit of the B content in the steel is 0.0050% or less. A suitable lower limit of the B content is 0.0010%, and a suitable upper limit of the B content is 0.0025%.
（Ｓｂ：０．５０００％以下、Ｓｅ：０．５０００％以下、Ｔｅ：０．５０００％以下、Ｂｉ：０．５００％以下、Ｐｂ：０．０９％以下、及びＺｎ：０．５０００％以下の１種又は２種以上）
Ｓｂ、Ｓｅ、Ｔｅ、及びＢｉは、被削性向上元素である。この効果を得るためには、本発明鋼の優れた特性を損なわない範囲で、Ｓｂ、Ｓｅ及びＴｅは０．０００３％以上、Ｂｉは、０．００１％以上を添加してもよい。一方、Ｓｂ、Ｓｅ及びＴｅが０．５０００％を超える場合、或いはＢｉが０．５００％を超える場合、熱間脆性が発現し、疵の原因となったり、圧延が困難になったりするので、Ｓｂ、Ｓｅ及びＴｅは０．５０００％以下、Ｂｉは０．５００％以下とする。尚、Ｓｂ、Ｓｅ及びＴｅは０．２０００％以下が好ましい。Ｂｉは０．２００％以下が好ましい。
(One or more of Sb: 0.5000% or less, Se: 0.5000% or less, Te: 0.5000% or less, Bi: 0.500% or less, Pb: 0.09% or less, and Zn: 0.5000% or less)
Sb, Se, Te, and Bi are elements that improve machinability. To obtain this effect, Sb, Se, and Te may be added in an amount of 0.0003% or more, and Bi may be added in an amount of 0.001% or more, within a range that does not impair the excellent properties of the steel of the present invention. On the other hand, when Sb, Se, and Te exceed 0.5000%, or when Bi exceeds 0.500%, hot embrittlement occurs, causing defects or making rolling difficult, so Sb, Se, and Te are set to 0.5000% or less, and Bi is set to 0.500% or less. It is preferable that Sb, Se, and Te are set to 0.2000% or less. It is preferable that Bi is set to 0.200% or less.
Ｐｂは、従来より用いられていた、被削性向上元素である。被削性の観点ではより多い量を含むことも可能であるが、環境負荷物質であるため、本発明を実施するうえではＰｂの含有量を０．０９％以下に限定する。環境負荷の観点からはＰｂはより少ないほうが好ましく、具体的には、０．０５％以下、０．０３％以下、０．０２％以下であってもよい。 Pb is an element that has been used conventionally to improve machinability. From the viewpoint of machinability, it is possible to include a larger amount, but since Pb is an environmentally harmful substance, the Pb content is limited to 0.09% or less in implementing the present invention. From the viewpoint of environmental burden, it is preferable to have less Pb, and specifically, it may be 0.05% or less, 0.03% or less, or 0.02% or less.
Ｚｎも被削性向上元素であり、この効果を得るためには、本発明鋼の優れた特性を損なわない範囲で０．０００３％以上添加してもよい。一方、Ｚｎは０．５０００％を超えると、鋼の製造が困難となるので、０．５０００％以下とする。 Zn is also an element that improves machinability, and to obtain this effect, 0.0003% or more may be added as long as the excellent properties of the steel of the present invention are not impaired. On the other hand, if Zn exceeds 0.5000%, it becomes difficult to manufacture the steel, so the content is set to 0.5000% or less.
本発明の機械構造用鋼の成分組成は以上の通りであり、残部はＦｅ及び不純物である。なお、原料、資材、製造設備等の状況によっては、不純物が鋼中に混入するが、本発明の優れた特性を阻害しない範囲であれば許容される。 The composition of the steel for machine structures of the present invention is as described above, with the remainder being Fe and impurities. Note that impurities may be mixed into the steel depending on the conditions of the raw materials, materials, manufacturing equipment, etc., but this is acceptable as long as it does not impair the excellent properties of the present invention.
（鋼中に円相当径が２．０μｍ以上である金属Ｉｎの数密度が０．５個／ｍｍ2以上）
本発明では、鋼中の金属Ｉｎの量を増やすことによって被削性の向上の効果を得ている。本発明者らはさらに金属Ｉｎの適切な数密度について調査を行ったところ、円相当径が２．０μｍ以上である金属Ｉｎの数密度が０．５個／ｍｍ2以上とすることが有効であることを明らかにした。円相当径が２．０μｍ未満の金属Ｉｎは、切削時にき裂発生の起点になり難く、工具上で潤滑効果を与える効果が小さい。また、円相当径が２．０μｍ以上の金属Ｉｎの数密度が０．５個／ｍｍ2未満であると、被削性を向上させるには不十分である。
(The number density of metallic In having a circle equivalent diameter of 2.0 μm or more in the steel is 0.5 pieces/ mm2 or more)
In the present invention, the effect of improving machinability is obtained by increasing the amount of metallic In in the steel. The inventors further investigated the appropriate number density of metallic In, and found that it is effective to set the number density of metallic In having a circle equivalent diameter of 2.0 μm or more to 0.5 pieces/ mm2 or more. Metallic In having a circle equivalent diameter of less than 2.0 μm is unlikely to become a starting point for crack generation during cutting, and has a small effect of providing a lubricating effect on the tool. In addition, if the number density of metallic In having a circle equivalent diameter of 2.0 μm or more is less than 0.5 pieces/ mm2 , it is insufficient to improve machinability.
金属Ｉｎの円相当径及び数密度は、次の方法で測定できる。棒鋼サンプルを、棒鋼の軸方向を含む断面（縦断面）で切断し、縦断面を含む試料を採取する。試料の観察面は腐食させず、そのまま２００倍の走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察し、写真画像を作製する。一視野のサイズは任意の大きさを採用できるが、本開示では約６００μｍ×４５０μｍの視野で３８視野観察することにより、被検面積の合計を１０ｍｍ2以上として算出した。 The circle equivalent diameter and number density of metal In can be measured by the following method. A steel bar sample is cut at a cross section (longitudinal section) including the axial direction of the steel bar, and a specimen including the longitudinal section is taken. The observation surface of the sample is not corroded, but is observed as is with a scanning electron microscope (SEM) at 200 times magnification, and a photographic image is produced. Any size can be adopted for the size of one field of view, but in this disclosure, 38 fields of view with a field of view of about 600 μm × 450 μm were observed, and the total area of the observation area was calculated to be 10 mm 2 or more.
金属Ｉｎは鉄よりも原子量が大きいため、反射電子像中の明るいコントラストとして観察される。そのため、反射電子像のコントラストに基づいて、特定する。Ｂｉ、Ｐｂ、Ｔｅが添加されている場合、鋼中に金属Ｂｉ、金属Ｐｂ、Ｔｅ化合物が存在する場合があり、これらは同様に反射電子像中に明るいコントラストとして観察されるため、金属Ｉｎとの区別が困難な場合がある。このような場合はエネルギー分散型X線分析（ＥＤＳ）による元素マップを用いて、金属Ｉｎを判別する。 Metal In has a larger atomic weight than iron, so it is observed as a bright contrast in the backscattered electron image. Therefore, it is identified based on the contrast of the backscattered electron image. When Bi, Pb, or Te is added, metallic Bi, metallic Pb, and Te compounds may be present in the steel, and these are also observed as a bright contrast in the backscattered electron image, so it may be difficult to distinguish them from metallic In. In such cases, metallic In is identified using an element map obtained by energy dispersive X-ray analysis (EDS).
次に、画像解析装置を用いて、上述の方法で特定した金属Ｉｎの円相当径を算定する。円相当径とは、測定された粒子の投影面積と等しい面積をもつ円の直径を指し、具体的には以下の式によって導出する。
円相当径＝２×｛（当該粒子の面積）÷π｝1/2
Next, an image analyzer is used to calculate the circle-equivalent diameter of the metal In identified by the above-mentioned method. The circle-equivalent diameter refers to the diameter of a circle having an area equal to the projected area of the measured particle, and is specifically calculated by the following formula.
Equivalent circle diameter = 2 × {(area of the particle) ÷ π} 1/2
本発明の鋼の硬さ、すなわち本発明の鋼を被削材として切削する前の硬さは、１２０ＨＶ以上３２０ＨＶ以下の範囲とすることが好ましい。切削前の鋼の硬さが１２０ＨＶ未満であると、切削後に熱処理せずに使用する場合に必要な強度が不足し、一方３２０ＨＶを超えると被削性が低下してくる。なお、硬さはビッカース硬さであり、切削加工がなされる位置の断面、あるいはその位置と同等硬さを有する位置の断面で、ＪＩＳ Ｚ ２２４４：２００９に準拠して、測定荷重は、１０ｋｇ重で測定するとよい。ただし、あまりに表層に近い位置で測定すると、適切な計測ができない可能性がある。測定にあたっては、断面において、鋼の表面から０．５ｍｍ以上離れた位置において硬さを測定する。 The hardness of the steel of the present invention, i.e., the hardness before cutting the steel of the present invention as a workpiece, is preferably in the range of 120 HV to 320 HV. If the hardness of the steel before cutting is less than 120 HV, the strength required for use without heat treatment after cutting will be insufficient, while if it exceeds 320 HV, the machinability will decrease. The hardness is Vickers hardness, and it is recommended to measure the cross section at the position where cutting is performed or at a cross section at a position having the same hardness as that position, in accordance with JIS Z 2244:2009, with a measurement load of 10 kg. However, if the measurement is performed at a position too close to the surface, there is a possibility that appropriate measurement will not be possible. When measuring, the hardness is measured at a position 0.5 mm or more away from the surface of the steel on the cross section.
一般に、被削材である鋼の組織にベイナイトやマルテンサイトが含まれると被削性が低下することが知られている。そのため、本発明の鋼を被削材として切削する前の組織はフェライト及びパーライトの混合組織あるいはパーライト単相の組織でも良い。但し、本発明の効果は、組織によって影響されるものではなく、どのような組織でも得られるものであり、例えば組織が焼戻しマルテンサイトであっても本発明の効果（被削性を改善する効果）は阻害されることなく享受できる。 It is generally known that the machinability of steel that is the workpiece is reduced when the structure contains bainite or martensite. Therefore, the structure of the steel of the present invention before cutting as a workpiece may be a mixed structure of ferrite and pearlite or a single-phase pearlite structure. However, the effect of the present invention is not affected by the structure and can be obtained with any structure. For example, even if the structure is tempered martensite, the effect of the present invention (the effect of improving machinability) can be enjoyed without being hindered.
焼入れ焼戻しを加えた後の機械構造用鋼であれば、組織は主として焼戻しマルテンサイトとなり、具体的には、断面における面積率で９０％以上が焼戻しマルテンサイトとなる。また、硬さは２５０ＨＶ（測定荷重１０ｋｇ重）以上であることが好ましい。 In the case of steel for mechanical structural use after quenching and tempering, the structure is mainly tempered martensite, specifically, 90% or more of the area ratio in the cross section is tempered martensite. In addition, it is preferable that the hardness is 250 HV (measurement load 10 kg) or more.
本発明の機械構造用鋼の製造方法の一例を説明する。これは、鋼中に十分な量の金属Ｉｎを得るための方法である。特に、本開示では、鋼に含有されるＡｌを、Ａｌ2Ｏ3として鋼中に分散させて金属Ｉｎの生成核とすることにより、上述した金属Ｉｎの形態を実現している。本実施の形態では、鋼の精錬工程を工夫することによって上記の金属Ｉｎの形態を実現した。 An example of a manufacturing method of steel for machine structural use according to the present invention will be described. This is a method for obtaining a sufficient amount of metal In in steel. In particular, in the present disclosure, Al contained in the steel is dispersed in the steel as Al2O3 to form nuclei for the formation of metal In, thereby realizing the above-mentioned form of metal In. In this embodiment, the above-mentioned form of metal In is realized by devising a steel refining process.
具体的には、転炉での脱炭、脱燐、脱珪処理が行われた溶鋼が取鍋に出鋼されたあと、ただちに第１の脱酸処理を行い、続いて脱硫処理を行う。第１の脱酸処理で用いられる脱酸剤は、Ａｌ含有量が質量％で８０％以上の金属Ａｌ又はＡｌ合金であることが好ましい。 Specifically, after the molten steel that has been decarburized, dephosphorized, and desiliconized in the converter is tapped into the ladle, the first deoxidization treatment is immediately performed, followed by desulfurization. The deoxidizing agent used in the first deoxidization treatment is preferably metallic Al or an Al alloy with an Al content of 80% or more by mass.
また、ＳｉＯ2やＣａＯの混入を防ぐため、取鍋はアルミ脱酸専用鍋を使用するのが好ましい。取鍋の形状および材質は特に限定されず、鋼等の金属製のケーシングに多孔質の耐熱性セラミックスが内張された構造の取鍋を用いることができるが、ＳｉやＣａ等を用いた脱酸を過去に行っていないことが好ましい。このような取鍋を用いることで、ＳｉやＣａ等の不純物が鋼の溶湯に混入することを抑制できる。 In addition, in order to prevent the inclusion of SiO2 and CaO, it is preferable to use a ladle dedicated to aluminum deoxidization. The shape and material of the ladle are not particularly limited, and a ladle having a structure in which a casing made of metal such as steel is lined with porous heat-resistant ceramics can be used, but it is preferable that deoxidization using Si, Ca, etc. has not been performed in the past. By using such a ladle, it is possible to prevent impurities such as Si and Ca from being mixed into the molten steel.
脱硫処理の後、真空脱ガス処理を実施する。ここで、製造途中の溶鋼成分を確認し、真空脱ガス処理中に第２の脱酸処理を行う。第２の脱酸処理で用いられる脱酸剤は、第1の脱酸処理で用いられたものと同様、Ａｌ含有量が質量％で８０％以上の金属Ａｌ又はＡｌ合金であることが好ましい。また、第２の脱酸処理で添加されるアルミ脱酸剤の量は、脱酸に用いられたアルミ脱酸剤の全量（第１の脱酸処理で用いられた量と、第２の脱酸処理で用いられた量との総和）に対し、５０％以上７０％以下である。 After the desulfurization process, a vacuum degassing process is carried out. Here, the molten steel composition during production is checked, and a second deoxidization process is carried out during the vacuum deoxidization process. The deoxidizer used in the second deoxidization process is preferably metallic Al or an Al alloy with an Al content of 80% or more by mass, similar to that used in the first deoxidization process. In addition, the amount of aluminum deoxidizer added in the second deoxidization process is 50% or more and 70% or less of the total amount of aluminum deoxidizer used in the deoxidization (the sum of the amount used in the first deoxidization process and the amount used in the second deoxidization process).
精錬工程において、ＳｉＯ2の生成を抑制するため、Ｓｉの添加はアルミ脱酸剤によって鋼が十分脱酸された後に行う。鋼中のＳｉ含有量が０．０１％前後の場合、原料由来のＳｉが鋼に混入する場合がある。鋼中のＳｉ含有量を０．０１％超とする場合、特に、鋼中のＳｉ含有量を０．０２％以上にする場合、Ｓｉの添加は、たとえば、第２の脱酸処理から１０分以上経過後に実施する。さらに、Ａｌ2Ｏ3を適正範囲で凝集させるため、第１の脱酸処理の開始から鋳造開始までにおいて、溶鋼温度が１６００℃以上の時間は１５分以上６０分以下となるのが好ましい。以上の精錬工程によれば、本実施形態による機械構造用鋼のうち、上述の化学組成及び式（１）を満たす溶鋼が得られる。 In the refining process, in order to suppress the generation of SiO2 , the addition of Si is performed after the steel is sufficiently deoxidized by an aluminum deoxidizer. When the Si content in the steel is about 0.01%, Si derived from the raw material may be mixed into the steel. When the Si content in the steel is made to exceed 0.01%, particularly when the Si content in the steel is made to be 0.02% or more, the addition of Si is performed, for example, 10 minutes or more after the second deoxidization treatment. Furthermore, in order to aggregate Al2O3 within an appropriate range, it is preferable that the time during which the molten steel temperature is 1600°C or more is 15 minutes or more and 60 minutes or less from the start of the first deoxidization treatment to the start of casting. According to the above refining process, a molten steel that satisfies the above-mentioned chemical composition and formula (1) is obtained among the steel for machine structural use according to this embodiment.
上述の溶鋼を用いて、周知の方法により鋳片（スラブ又はブルーム）又は鋼塊（インゴッ卜）を製造する。鋳造方法はたとえば、連続鋳造法や造塊法である。鋳片や鋼塊などの鋼素材を、加熱し、常用の熱間圧延又は熱間鍛造等の熱間加工を施して所望の形状にすることによって、本発明の機械構造用鋼を製造することができる。但し、本発明の鋼の硬さを、断面における鋼の表面から０．５ｍｍ以上離れた位置のビッカース硬度で１２０ＨＶ以上３２０ＨＶ以下の範囲に調整するように製造条件を調整することが好ましい。例えば、硬さを好ましい範囲に調整するために、切削工程の前に鋼に焼鈍、球状化焼鈍等の熱処理を行ってもかまわない。 The above-mentioned molten steel is used to produce a cast piece (slab or bloom) or a steel ingot (ingot) by a known method. Examples of casting methods include continuous casting and ingot casting. The steel for machine structures of the present invention can be produced by heating a steel material such as a cast piece or steel ingot and subjecting it to hot processing such as conventional hot rolling or hot forging to form it into a desired shape. However, it is preferable to adjust the manufacturing conditions so that the hardness of the steel of the present invention is adjusted to a range of 120 HV to 320 HV in terms of Vickers hardness at a position 0.5 mm or more away from the surface of the steel in the cross section. For example, in order to adjust the hardness to a preferred range, the steel may be subjected to heat treatment such as annealing or spheroidizing annealing before the cutting process.
［発明に係る機械構造用鋼の切削方法］
本発明の鋼は比較的大きな切削速度、具体的には６０ｍ／分以上の切削速度での切削加工条件において特に有効である。切削方法はドリル、旋削、歯切り、エンドミル、フライス、タップ等様々な方法があるが、これらの切削方法には本発明の効果は限定されない。また、切削工具は高速度鋼、超硬合金、サーメット、またそれらに化学蒸着（Ｃｈｅｍｉｃａｌ Ｖａｐｏｒ Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ；ＣＶＤ）や物理蒸着（Ｐｈｙｓｉｃａｌ Ｖａｐｏｒ Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ；ＰＶＤ）によりセラミックコーティングを施したものなどがあるが、これらの工具材料の種類には本発明の効果は限定されない。
[Method of cutting steel for machine structural use according to the invention]
The steel of the present invention is particularly effective under cutting conditions with relatively high cutting speeds, specifically cutting speeds of 60 m/min or more. There are various cutting methods, such as drills, turning, gear cutting, end mills, milling cutters, and taps, but the effects of the present invention are not limited to these cutting methods. In addition, cutting tools include high-speed steels, cemented carbide, cermets, and those with ceramic coatings applied by chemical vapor deposition (CVD) or physical vapor deposition (PVD), but the effects of the present invention are not limited to the types of tool materials.
さらに、潤滑方法として、湿式、乾式、ＭＱＬ（Ｍｉｎｕｍｕｍ Ｑｕａｎｔｉｔｙ Ｌｕｂｒｉｃａｔｉｏｎ）などのセミドライ等が知られているが、これらの潤滑方法にも本発明の効果は限定されない。なおＭＱＬとは、潤滑油剤（切削油剤）の量が１時間当たり２００ｃｍ3以下であることを指すが、実際の鋼材の加工においては潤滑油剤の量を１時間当たり約５０ｃｍ3以下として実施することも多い。潤滑油剤の塗布方法は潤滑油を空気と混合してミスト状にして噴射する方法が一般的である。場合によってはミスト状の水も混合させても良い。 Furthermore, as lubrication methods, wet, dry, semi-dry, such as MQL (Minimum Quantity Lubrication), and the like are known, but the effects of the present invention are not limited to these lubrication methods. Note that MQL refers to an amount of lubricant (cutting oil) of 200 cm3 or less per hour, but in actual steel processing, the amount of lubricant is often about 50 cm3 or less per hour. The general method of applying lubricant is to mix lubricant with air and spray it in the form of mist. In some cases, mist water may also be mixed.
（ｉｎｓｏｌ．Ａｌ：０．００１１～０．００６０％）
本発明の機械構造用鋼では、金属Ｉｎの形態を制御するため、鋼に含有されるＡｌを、Ａｌ2Ｏ3として鋼中に分散させている。本発明の機械構造用鋼においては、酸不溶性Ａｌであるｉｎｓｏｌ．Ａｌを、Ａｌ2Ｏ3として存在するＡｌの量とみなされ、その量が測定される。本発明においては、所定サイズの金属Ｉｎを十分確保するうえでは、ｉｎｓｏｌ．Ａｌを０．００１１％以上とすることが好ましい。また、ｉｎｓｏｌ．Ａｌが多い場合は粗大な酸化物が残存しやすくなり、疲労特性が低下することが懸念される。このため、ｉｎｓｏｌ．Ａｌは０．００６０％以下であることが好ましい。
(Insol. Al: 0.0011 to 0.0060%)
In the steel for machine structural use of the present invention, in order to control the form of metallic In, Al contained in the steel is dispersed in the steel as Al2O3 . In the steel for machine structural use of the present invention, insol . Al, which is acid-insoluble Al, is regarded as the amount of Al present as Al2O3 , and this amount is measured. In the present invention, in order to sufficiently secure metallic In of a predetermined size, it is preferable that the insol. Al content is 0.0011% or more. In addition, if the insol. Al content is high, coarse oxides are likely to remain, and there is a concern that fatigue properties will deteriorate. For this reason, the insol. Al content is preferably 0.0060% or less.
ｉｎｓｏｌ．Ａｌは酸不溶性残さをＩＣＰ（誘導結合プラズマ）分析することにより測定する。本実施の形態では、採取した試料を王水で分解した後、溶液をろ紙（５種Ｃ）を用いてろ過することで得られる。抽出された残さを融解合剤を用いて加熱融解した後、融解物を冷却して固体化する。次に、前記固体化した融解物を硝酸等を用いて溶解し、ＩＣＰ（誘導結合プラズマ）分析により測定する。なお、使用する試薬や試料調整はＪＩＳ Ｇ １２５７：２０１３ 鉄及び鋼－原子吸光分析方法を参考にしても良い。 Insol. Al is measured by ICP (inductively coupled plasma) analysis of the acid-insoluble residue. In this embodiment, the collected sample is decomposed with aqua regia, and the solution is filtered using filter paper (Type 5 C). The extracted residue is heated and melted using a melting agent, and the melt is cooled and solidified. Next, the solidified melt is dissolved using nitric acid or the like, and measured by ICP (inductively coupled plasma) analysis. The reagents used and sample preparation may refer to JIS G 1257:2013 Iron and steel - Atomic absorption spectrometry method.
次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。 Next, an embodiment of the present invention will be described. However, the conditions in the embodiment are merely an example of conditions adopted to confirm the feasibility and effects of the present invention, and the present invention is not limited to this example of conditions. Various conditions may be adopted in the present invention as long as they do not deviate from the gist of the present invention and achieve the object of the present invention.
表１－１及び表１－２に示す成分組成の鋼を７０トン転炉で一次精錬を実施し、取鍋に出鋼した。各製造番号の鋼について、アルミ脱酸専用鍋を用いたか否かについて表２－１及び表２－２に示す。具体的に、表２－１及び表２－２中の「取鍋」欄において、「適用」はアルミ脱酸専用鍋を用いたことを、「非適用」はアルミ脱酸専用鍋ではない取鍋を用いたことを示す。尚、使用した取鍋は、どちらも鋼製のケーシングに多孔質の耐熱性セラミックスが内張された構造を有したものである。アルミ脱酸専用鍋は、過去にＳｉやＣａ等を用いた脱酸に用いられていないものである。 Primary refining of steel with the chemical composition shown in Tables 1-1 and 1-2 was carried out in a 70-ton converter and the steel was tapped into a ladle. For each production number, Tables 2-1 and 2-2 show whether or not a dedicated ladle for aluminum deoxidation was used. Specifically, in the "Ladle" columns in Tables 2-1 and 2-2, "Applied" indicates that a dedicated ladle for aluminum deoxidation was used, and "Not Applied" indicates that a ladle other than a dedicated ladle for aluminum deoxidation was used. Both ladles used had a structure in which a steel casing was lined with porous heat-resistant ceramics. The dedicated ladle for aluminum deoxidation had not been used in the past for deoxidation using Si, Ca, etc.
各製造番号の鋼について、取鍋に出鋼後直ちにアルミ脱酸剤を添加し（第１の脱酸処理）、その後脱硫処理を実施した。使用したアルミ脱酸剤中のＡｌ含有量について表２－１及び表２－２に示す。具体的に、表２－１及び表２－２中の「アルミ脱酸剤」欄において、「適用」はアルミ脱酸剤中のＡｌ含有量が８０％以上であることを、「非適用」はアルミ脱酸剤中のＡｌ含有量が８０％未満であることを示す。 For each production number of steel, an aluminum deoxidizer was added immediately after the steel was tapped into the ladle (first deoxidization treatment), and then desulfurization treatment was performed. The Al content of the aluminum deoxidizer used is shown in Tables 2-1 and 2-2. Specifically, in the "Aluminum deoxidizer" columns in Tables 2-1 and 2-2, "applied" indicates that the Al content in the aluminum deoxidizer is 80% or more, and "not applied" indicates that the Al content in the aluminum deoxidizer is less than 80%.
脱硫処理後、第２の脱酸処理として、真空脱ガス処理中にアルミ脱酸剤を添加した。第２の脱酸処理においても、第１の脱酸処理に用いられたアルミ脱酸剤が用いられた。ここで、各製造番号の鋼について、真空脱ガス処理中に添加するアルミ脱酸剤の割合を、表２－１及び表２－２に示す。具体的に、表２－１及び表２－２中の「脱酸剤配分」欄において、「適用」は真空脱ガス処理中に添加するアルミ脱酸剤が、添加するアルミ脱酸剤全体の５０％以上であることを、「非適用」は真空脱ガス処理中に添加するアルミ脱酸剤が、添加するアルミ脱酸剤全体の５０％未満であることを示す。 After the desulfurization treatment, an aluminum deoxidizer was added during the vacuum degassing treatment as the second deoxidization treatment. The aluminum deoxidizer used in the first deoxidization treatment was also used in the second deoxidization treatment. Here, the proportion of aluminum deoxidizer added during the vacuum degassing treatment for each production number of steel is shown in Tables 2-1 and 2-2. Specifically, in the "Deoxidizer distribution" columns in Tables 2-1 and 2-2, "applied" indicates that the aluminum deoxidizer added during the vacuum degassing treatment is 50% or more of the total aluminum deoxidizer added, and "not applied" indicates that the aluminum deoxidizer added during the vacuum degassing treatment is less than 50% of the total aluminum deoxidizer added.
さらに、各製造番号の鋼について、真空脱ガス処理中にアルミ脱酸剤を添加してからＳｉを添加するまでの時間を示す。具体的に、表２－１及び表２－２中の「Ｓｉ添加タイミング」欄において、「適用」は真空脱ガス処理中にアルミ脱酸剤を添加してからＳｉを添加するまでの時間が１０分以上であることを、「非適用」は真空脱ガス処理中にアルミ脱酸剤を添加してからＳｉを添加するまでの時間が１０分未満であることを示す。 In addition, for each steel manufacturing number, the time between the addition of the aluminum deoxidizer during the vacuum degassing process and the addition of Si is shown. Specifically, in the "Timing of Si addition" column in Tables 2-1 and 2-2, "Applied" indicates that the time between the addition of the aluminum deoxidizer during the vacuum degassing process and the addition of Si is 10 minutes or more, and "Not Applied" indicates that the time between the addition of the aluminum deoxidizer during the vacuum degassing process and the addition of Si is less than 10 minutes.
各製造番号の鋼について、出鋼後のアルミ脱酸剤添加から鋳造開始までの、溶鋼温度が１６００℃以上の時間を表２－１及び表２－２に示す。具体的に、表２－１及び表２－２中の「溶鋼の保持時間」欄において、「適用」は出鋼後の第１の脱酸処理の開始から鋳造開始までの、溶鋼温度が１６００℃以上の時間が、１５～６０分であることを、「非適用」は出鋼後のアルミ脱酸剤添加から鋳造開始までの、溶鋼温度が１６００℃以上の時間が、１５分未満であることを示す。 For each production number of steel, the time during which the molten steel temperature is at or above 1600°C from the addition of the aluminum deoxidizer after tapping to the start of casting is shown in Tables 2-1 and 2-2. Specifically, in the "Molten Steel Holding Time" column in Tables 2-1 and 2-2, "Applicable" indicates that the time during which the molten steel temperature is at or above 1600°C from the start of the first deoxidization treatment after tapping to the start of casting is 15 to 60 minutes, while "Not Applicable" indicates that the time during which the molten steel temperature is at or above 1600°C from the start of the first deoxidization treatment after tapping to the start of casting is less than 15 minutes.
続いて、各製造番号の鋼について、連続鋳造機を用いて、連続鋳造法により溶鋼から鋳片（ブルーム）を製造した。ブルームの横断面は３００ｍｍ×４００ｍｍであった。製造された鋳片を熱間圧延してビレッ卜を製造した。ビレッ卜を１１５０℃で３５分加熱し、その後、仕上げ圧延機を用いて仕上げ圧延を実施して直径１００ｍｍの棒鋼を製造した。 Next, for each production number of steel, a continuous casting machine was used to produce a slab (bloom) from the molten steel by continuous casting. The cross section of the bloom was 300 mm x 400 mm. The produced slab was hot rolled to produce a billet. The billet was heated at 1150°C for 35 minutes, and then finish-rolled using a finishing rolling machine to produce a steel bar with a diameter of 100 mm.
直径１００ｍｍの棒鋼を、６０ｍｍ×６０ｍｍの断面サイズの角型の棒鋼、及びΦ５０の丸型の棒鋼の２種類の形状に熱間鍛造した。鍛造後の棒鋼は、１１００℃で１時間保持し、その後空冷する加熱放冷処理を実施した。 Steel bars with a diameter of 100 mm were hot forged into two shapes: a square steel bar with a cross-sectional size of 60 mm x 60 mm, and a round steel bar with a diameter of 50 mm. After forging, the steel bars were held at 1100°C for one hour, and then subjected to a heating and cooling treatment in which they were air-cooled.
角型の棒鋼を長さ方向と垂直な断面で切断し、得られた角形断面上の、中心部から幅方向に１５ｍｍ且つ厚み方向に１５ｍｍ離れた位置（以下、「中間位置」という。）を観察できるように試料を切り出して樹脂に埋め、研磨した後、同位置のビッカース硬さをＪＩＳ Ｚ ２２４４：２００９に準拠し測定した。なお、測定荷重は１０ｋｇ重で行った。また、同様にして試料を切り出し、ナイタール腐食の後、当該試料の断面の中間位置を光学顕微鏡で組織観察した。 A square steel bar was cut in a cross section perpendicular to the length direction, and a sample was cut out so that a position 15 mm away from the center in the width direction and 15 mm away in the thickness direction (hereinafter referred to as the "middle position") on the obtained square cross section could be observed, embedded in resin, polished, and the Vickers hardness at the same position was measured in accordance with JIS Z 2244:2009. The measurement was performed with a load of 10 kg. A sample was also cut out in the same manner, and after nital etching, the structure of the middle position of the cross section of the sample was observed with an optical microscope.
また、上記角型の棒鋼から、所定サイズの試料を切削により取得し、前記試料に含有されるｉｎｓｏｌ．Ａｌの量を前述した方法により測定した。 In addition, samples of a specified size were obtained from the above square steel bar by cutting, and the amount of insol. Al contained in the samples was measured using the method described above.
硬さ測定の結果を「切削前の硬さ」として表２－１及び表２－２に示す。なお、表中の「切削前の硬さ」とは、上記中間位置にて硬さ測定を３回行い、その平均値を「切削前の硬さ」として評価した。表２－１及び表２－２の「フェライト－パーライト」はフェライト及びパーライトの混合組織であり、「パーライト」はパーライト単相の組織であることを意味する。本実施例で用いた切削前の鋼材の組織はフェライト及びパーライトの混合組織、あるいはパーライト単相の組織であった。 The results of the hardness measurements are shown in Tables 2-1 and 2-2 as "hardness before cutting." In the tables, "hardness before cutting" refers to the average value of three hardness measurements taken at the intermediate position. In Tables 2-1 and 2-2, "ferrite-pearlite" refers to a mixed structure of ferrite and pearlite, and "pearlite" refers to a single-phase pearlite structure. The structure of the steel material used in this example before cutting was a mixed structure of ferrite and pearlite, or a single-phase pearlite structure.
平均粒径２．０μｍ以上の金属Ｉｎの数密度（個／ｍｍ2）を表２－１及び表２－２に示す。金属Ｉｎの数密度は、上記角棒から、軸方向を含む断面（縦断面）を、深さ１５ｍｍ位置から切り出し、被検面積の合計を１０ｍｍ2としてサンプルを採取し、上述の方法で求めた。 The number density (pieces/ mm2 ) of metallic In having an average particle size of 2.0 μm or more is shown in Tables 2-1 and 2-2 . The number density of metallic In was determined by the method described above, by cutting a cross section (longitudinal cross section) including the axial direction from the square bar at a depth of 15 mm and taking a sample with a total test area of 10 mm2.
試料の観察面は腐食させず、そのまま２００倍の走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察し、写真画像を撮影した。写真画像では、約６００μｍ×４５０μｍの視野で３８視野を観察した。前記写真画像から金属Ｉｎを特定して、画像解析装置を用いて、２．０μｍ以上の円相当径を有する金属Ｉｎの個数を求め、被検面積の合計（１０ｍｍ2）で除した値を数密度（個／ｍｍ2）とした。 The observation surface of the sample was not corroded, but was observed as it was with a scanning electron microscope (SEM) at 200x magnification, and a photographic image was taken. In the photographic images, 38 fields of view with a field of view of approximately 600 μm x 450 μm were observed. Metal In was identified from the photographic images, and the number of metal In particles having a circle equivalent diameter of 2.0 μm or more was determined using an image analyzer, and the value divided by the total area of the test (10 mm 2 ) was taken as the number density (pieces/mm 2 ).
次に、上記棒鋼に対し、切削試験を行った。具体的には、上記の加熱放冷処理後の角型の棒鋼から切り出した５０×５０×１１５ｍｍの角型試験片に対し、直径が４．９８ｍｍ、全長が１７０ｍｍ、刃長が１２４ｍｍの油穴付き超硬コーティングドリルを用いて、下記の条件で切削加工を行った。 Next, a cutting test was conducted on the steel bar. Specifically, a square test piece measuring 50 x 50 x 115 mm was cut out from the square steel bar after the heating and cooling treatment, and cutting was performed under the following conditions using a carbide-coated drill with an oil hole having a diameter of 4.98 mm, a total length of 170 mm, and a cutting edge length of 124 mm.
周速：９０ｍ／分
送り：０．１５ｍｍ／ｒｅｖ
穴深さ：１００ｍｍ
潤滑条件：ＭＱＬ（生分解性の高い合成エステルを約１．０ｃｍ3／時の割合でドリル油穴から内部給油で塗布）
Circumferential speed: 90 m/min. Feed: 0.15 mm/rev.
Hole depth: 100mm
Lubrication conditions: MQL (highly biodegradable synthetic ester applied internally through drill oil holes at a rate of approximately 1.0 cm 3 /hour)
なお、前記切削試験前に、角型試験片に対して、直径が５．０ｍｍ、深さが１５ｍｍのガイド穴を形成した。したがって、先に述べた穴深さとしての１００ｍｍには、このガイド穴の深さが含まれている。上記の条件で切削加工した際の切削抵抗（トルク）の測定値と、切りくずをランダムに２０個採取して重量を測定し、切りくず１個当たりの重量の値で被削性を評価した。切削抵抗及び切りくず重量とも、小さな値の方が被削性に優れることを意味する。 Before the cutting test, a guide hole with a diameter of 5.0 mm and a depth of 15 mm was formed in the square test piece. Therefore, the hole depth of 100 mm mentioned above includes the depth of this guide hole. When cutting was performed under the above conditions, the cutting resistance (torque) was measured, and 20 pieces of chips were randomly collected and weighed, and machinability was evaluated based on the weight of each chip. Smaller values for both cutting resistance and chip weight indicate better machinability.
本発明に係る機械構造用鋼は、切削加工後に熱処理を行なわずに部材として使用される場合、及び焼入れ焼戻しなどの熱処理をして使用される場合の両方を想定している。すなわち、「切削前の硬さ」はもちろん、切削後に熱処理を施した場合の硬さも確保できることが望ましい。そのため、焼入れ焼戻し後の硬さを以下のように調べた。 The steel for machine structural use according to the present invention is intended for use as a component without heat treatment after cutting, and for use after heat treatment such as quenching and tempering. In other words, it is desirable to ensure not only the "hardness before cutting" but also the hardness when heat treatment is performed after cutting. For this reason, the hardness after quenching and tempering was investigated as follows.
上述した加熱放冷処理後の角型の棒鋼の上記中間位置に相当する部位が円形断面の中心となるように、Φ１０×５０ｍｍの丸棒試験片を切り出し、その試験片を９５０℃で３０分間保持後に水焼入れし、その後に５５０℃で９０分間保持する焼戻し処理を実施した。続いて、その試験片の長さ方向と垂直な円形断面を観察できるように試料を切り出して樹脂に埋め、研磨した後、円形断面の円の中心と鋼表面との中間にある位置のビッカース硬さをＪＩＳ Ｚ ２２４４：２００９に準拠し、３回測定した。なお、測定荷重は１０ｋｇ重で行った。その平均値を、表２－１及び表２－２中に「焼入れ焼戻し後の硬さ」として示した。本発明の機械構造用鋼の焼入れ焼戻し後の硬さはいずれも２５０ＨＶ以上であり、部材として使用されるために、十分な強度特性を有している。 A round bar test piece of Φ10×50 mm was cut out so that the part corresponding to the above-mentioned intermediate position of the square steel bar after the above-mentioned heating and cooling treatment was the center of the circular cross section, and the test piece was held at 950°C for 30 minutes, water quenched, and then tempered at 550°C for 90 minutes. Next, the sample was cut out so that the circular cross section perpendicular to the length direction of the test piece could be observed, embedded in resin, and polished, and the Vickers hardness at the position intermediate between the center of the circle of the circular cross section and the steel surface was measured three times in accordance with JIS Z 2244:2009. The measurement was performed with a load of 10 kg. The average value is shown as "hardness after quenching and tempering" in Tables 2-1 and 2-2. The hardness of the steel for machine structure of the present invention after quenching and tempering is 250 HV or more in all cases, and it has sufficient strength characteristics to be used as a member.
さらに熱間延性の調査を次のように高温引張試験にて実施した。Φ５０の加熱放冷処理後の丸型の棒鋼から、Φ１０×１７０ｍｍの引張試験片を棒鋼の長さ方向に沿って作製した。引張試験片の作製にあたっては、丸型の棒鋼の断面における中心と外周との中間地点が、引張試験片の円形断面の中心に位置するように切削加工した。熱間延性は１２５０℃に加熱して１分間保持後、１０００℃まで温度を下げ、１０００℃に達した後に１分間保持後に歪速度が５×１０-3／ｓで引張試験を行い、その絞りの値により評価した。絞りが６０％以上であれば熱間延性が合格（”ＯＫ”）であり、６０％未満であれば不合格（”ＮＧ”）とした。 Further, the hot ductility was investigated by a high temperature tensile test as follows. A tensile test piece of Φ10×170 mm was prepared along the length direction of the steel bar from a round steel bar after heating and cooling treatment of Φ50. In preparing the tensile test piece, the round steel bar was cut so that the midpoint between the center and the periphery in the cross section was located at the center of the circular cross section of the tensile test piece. The hot ductility was evaluated by heating to 1250° C. and holding for 1 minute, then lowering the temperature to 1000° C., holding for 1 minute after reaching 1000° C., and performing a tensile test at a strain rate of 5×10 −3 /s. If the reduction of area was 60% or more, the hot ductility was passed ("OK"), and if it was less than 60%, it was rejected ("NG").
表１－２中で、本発明の条件を満たさないものについては、下線を引いて示す。切削前の硬さ、鋼材組織、切削抵抗、切りくず重量、高温引張試験の結果、焼入れ焼戻し後の硬さは表２－１及び表２－２に示した。 In Table 1-2, those that do not meet the conditions of the present invention are underlined. The hardness before cutting, steel structure, cutting resistance, chip weight, high-temperature tensile test results, and hardness after quenching and tempering are shown in Tables 2-1 and 2-2.
なお、切削抵抗や切りくず重量などの被削性は硬さに影響されることが一般的である。また、本発明は、熱間延性を確保する必要がある。そこで、被削性の良否は、熱間延性が合格であることを前提として、切削前の硬さが同程度の鋼材をもって比較評価することにした。図１、図２の発明例と比較例（但し、熱間延性が合格（ＯＫ）である比較例）とを同程度の切削前の硬さにおいて比較すると、発明例は比較例に比べて切削抵抗が低く、且つ切りくず重量が小さくなっていることが確認できる。以下、熱間延性が合格である比較例に対して切削前の硬さの差が±５ＨＶの範囲内にある発明例を「切削前の硬さが比較例と同程度」とする。 In addition, machinability such as cutting resistance and chip weight is generally affected by hardness. In addition, the present invention requires hot ductility to be ensured. Therefore, the machinability was evaluated by comparing steel materials with the same hardness before cutting, assuming that the hot ductility was acceptable. When comparing the invention examples and comparative examples (where the hot ductility is acceptable (OK)) in Figures 1 and 2 at the same hardness before cutting, it can be confirmed that the invention examples have lower cutting resistance and smaller chip weight than the comparative examples. Hereinafter, the invention examples with a difference in hardness before cutting within ±5HV compared to the comparative example with acceptable hot ductility are referred to as "hardness before cutting is the same as the comparative example."
番号２２～２４の鋼はＩｎ含有量が不足しているため、所定サイズの金属Ｉｎを十分確保できなかった。その結果、切削前の硬さが同程度の発明例の鋼に対して切削抵抗が高く、且つ切りくず重量も大きい。番号２２は番号４及び１１、番号２３は番号３、５、７、９及び１０、番号２４は番号１４と切削前の硬さが同程度である。比較例である番号２２～２４の鋼では、それぞれ硬さが同程度の鋼に比べ、切削抵抗が５．０Ｎｃｍ以上高く、また切りくず１個あたりの重量も３０％以上大きい。 The steels of numbers 22 to 24 had an insufficient In content, so it was not possible to secure sufficient metallic In of the specified size. As a result, the cutting resistance was higher and the weight of the chips was also larger than the steels of the invention examples, which had similar hardness before cutting. Number 22 had similar hardness before cutting to numbers 4 and 11, number 23 to numbers 3, 5, 7, 9 and 10, and number 24 to number 14. The comparative steels of numbers 22 to 24 had cutting resistance 5.0 Ncm or more higher and the weight of each chip was 30% or more heavier than the steels of similar hardness.
番号２５、２６の鋼はＩｎ含有量が過剰であり、［Ｓ％］＋［Ｉｎ％］の値が大きくなったため、高温引張試験での絞り値が不合格である。すなわち、熱間延性を十分確保できなかった。 Steels Nos. 25 and 26 have an excessive In content, and the value of [S%] + [In%] is large, so the reduction in area in the high-temperature tensile test is unacceptable. In other words, the hot ductility was not sufficient.
番号２７、２８及び２９の鋼のＩｎ含有量は発明の範囲内であるが、［Ｓ％］＋［Ｉｎ％］の値が大きくなったため、高温引張試験での絞り値が不合格である。なお、番号２９の鋼はＳ含有量も発明の範囲外である。 The In contents of steels Nos. 27, 28, and 29 are within the range of the invention, but the value of [S%] + [In%] is large, so the reduction in area in the high-temperature tensile test is unacceptable. The S content of steel No. 29 is also outside the range of the invention.
番号３０はアルミ脱酸剤中のＡｌ含有量が低すぎた。そのため、所定サイズの金属Ｉｎの個数密度が低すぎた。これは、Ａｌ2Ｏ3以外の酸化物が生じてｉｎｓｏｌ．Ａｌの値が低くなったことによると考えられる。その結果、切削前の硬さが同程度の発明例である番号１５及び１８の鋼に対して切削抵抗が５．０Ｎｃｍ以上高く、且つ切りくず重量も３０％以上大きい。 In No. 30, the Al content in the aluminum deoxidizer was too low. Therefore, the number density of metallic In of a given size was too low. This is thought to be due to the generation of oxides other than Al2O3 , which resulted in a low value of insol. Al. As a result, the cutting resistance was 5.0 Ncm or more higher and the chip weight was 30% or more higher than those of Nos. 15 and 18, which are invention examples having similar hardness before cutting.
番号３１は取鍋にアルミ脱酸専用鍋を用いなかった。そのため、所定サイズの金属Ｉｎの個数密度が低すぎた。これは、Ａｌ2Ｏ3以外の酸化物が生じてｉｎｓｏｌ．Ａｌの値が低くなったことに因ると考えられる。その結果、切削前の硬さが同程度である発明例の番号２及び２０の鋼に対して切削抵抗が５．０Ｎｃｍ以上高く、且つ切りくず重量も３０％以上大きい。 In the case of No. 31, a ladle dedicated to aluminum deoxidation was not used. Therefore, the number density of metallic In of a given size was too low. This is thought to be due to the generation of oxides other than Al2O3 , which resulted in a low value of insol. Al. As a result, the cutting resistance was 5.0 Ncm or more higher and the chip weight was 30% or more higher than those of the steels of the invention examples No. 2 and No. 20, which had similar hardness before cutting.
番号３２は真空脱ガス処理中にアルミ脱酸剤を添加してからＳｉを添加するまでの時間が短すぎた。そのため、Ａｌ2Ｏ3以外の酸化物が生じてｉｎｓｏｌ．Ａｌの値が低くなった。その結果、所定サイズの金属Ｉｎの個数密度が低すぎた。その結果、切削前の硬さが同程度である発明例の番号２、１９及び２０の鋼に対して切削抵抗が５．０Ｎｃｍ以上高く、且つ切りくず重量も３０％以上大きい。 In the case of No. 32, the time between the addition of the aluminum deoxidizer and the addition of Si during the vacuum degassing process was too short. As a result, oxides other than Al2O3 were generated, resulting in a low insol.Al value. As a result, the number density of metallic In of a given size was too low. As a result, the cutting resistance was 5.0 Ncm or more higher and the chip weight was 30% or more higher than that of the steels of the invention examples Nos. 2, 19, and 20, which had similar hardness before cutting.
番号３３は添加されるアルミ脱酸剤の総量に比べ、第２の脱酸処理において添加されるアルミ脱酸剤の割合が低すぎた。そのため、形成されたＡｌ2Ｏ3が十分に鋼中に分散できず、所定サイズの金属Ｉｎの個数密度が低すぎた。その結果、切削前の硬さが同程度である発明例の番号２、１９及び２０の鋼に対して切削抵抗が５．０Ｎｃｍ以上高く、且つ切りくず重量も３０％以上大きい。 In the case of No. 33, the ratio of the aluminum deoxidizer added in the second deoxidization treatment was too low compared to the total amount of aluminum deoxidizer added. Therefore, the formed Al2O3 could not be sufficiently dispersed in the steel, and the number density of metallic In of a predetermined size was too low. As a result, the cutting resistance was 5.0 Ncm or more higher and the chip weight was 30% or more higher than those of the steels of the invention examples Nos. 2, 19, and 20, which had similar hardness before cutting.
番号３４は出鋼後のアルミ脱酸剤添加から鋳造開始までの、溶鋼温度が１６００℃以上の時間が短すぎた。そのため、Ａｌ2Ｏ3以外の酸化物が生じてｉｎｓｏｌ．Ａｌの値が低くなり、所定サイズの金属Ｉｎの個数密度が低すぎた。その結果、切削前の硬さが同程度である発明例の番号３、５、７、１０、１７及び２１の鋼に対して切削抵抗が５．０Ｎｃｍ以上高く、且つ切りくず重量も３０％以上大きい。 In No. 34, the time from the addition of the aluminum deoxidizer after tapping to the start of casting during which the molten steel temperature was at or above 1600°C was too short. As a result, oxides other than Al2O3 were generated, the insol.Al value was low, and the number density of metallic In of a given size was too low. As a result, the cutting resistance was 5.0 Ncm or more higher and the chip weight was 30% or more higher than those of the steels of the invention examples Nos. 3, 5, 7, 10, 17, and 21, which had similar hardness before cutting.
番号３５の鋼はＳ含有量が大きくなったため、高温引張試験での絞り値が不合格である。すなわち、熱間延性を十分確保できなかった。 Steel No. 35 had a high S content, so the reduction in area in the high-temperature tensile test was unsatisfactory. In other words, the hot ductility was not sufficient.
番号１～２１は、成分組成が本発明の範囲内となっており、所定サイズの金属Ｉｎを十分確保できたため、切削抵抗、切りくず重量、及び高温引張試験での絞り値が良好である。 Numbers 1 to 21 have a composition within the range of the present invention, and sufficient metallic In of the specified size is secured, so the cutting resistance, chip weight, and reduction in area in high-temperature tensile tests are good.
本発明によれば、特に比較的高速な切削速度で切削時の被削性と、鋼や部品製造時の熱間延性を両立した機械構造用鋼とその切削方法を提供することができる。 The present invention provides a steel for machine construction that has both machinability during cutting, particularly at relatively high cutting speeds, and hot ductility during steel and part manufacturing, and a cutting method for the steel.
Claims (9)
Ｃ：０．０５～０．８５％、
Ｓｉ：０．０１～３．００％、
Ｍｎ：０．０１～３．００％、
Ｉｎ：０．０６０％超、０．２５０％未満、
Ａｌ：０．００２～０．０５０％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．００１％以上、０．１５０％未満、
Ｎ：０．００３０～０．０２５０％、及び
Ｏ：０．０００９％超、０．００５０％以下、
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、かつ下記式（１）を満たし、軸方向を含む断面上において２００倍のＳＥＭ観察の反射電子像およびＥＤＳによる元素マップで特定された円相当径が２．０μｍ以上である金属Ｉｎの数密度が０．５個／ｍｍ2以上であることを特徴とする機械構造用棒鋼。
０．０６１＜［Ｓ％］＋［Ｉｎ％］＜０．２５０・・・（１）
ここで、［Ｓ％］および［Ｉｎ％］は、それぞれＳおよびＩｎの鋼中の含有量（質量％）を表す。 The composition is, in mass%,
C: 0.05 to 0.85%,
Si: 0.01 to 3.00%,
Mn: 0.01 to 3.00%,
In: more than 0.060% and less than 0.250%;
Al: 0.002 to 0.050%,
P: 0.100% or less,
S: 0.001% or more and less than 0.150%;
N: 0.0030 to 0.0250%, and O: more than 0.0009% and 0.0050% or less;
and the balance being Fe and impurities, and the following formula (1) is satisfied, and the number density of metallic In having a circle equivalent diameter of 2.0 μm or more on a cross section including the axial direction, as identified by a backscattered electron image observed at 200 times by SEM and an element map by EDS, is 0.5 pieces/ mm2 or more.
0.061<[S%]+[In%]<0.250... (1)
Here, [S%] and [In%] represent the S and In contents (mass%) in the steel, respectively.
ｉｎｓｏｌ．Ａｌ：０．００１１～０．００６０％を含有することを特徴とする請求項１に記載の機械構造用棒鋼。 The steel bar for mechanical structure contains, in mass%,
The steel bar for machine structure according to claim 1, further comprising: insol. Al: 0.0011 to 0.0060%.
Ｃｒ：３．００％以下を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の機械構造用棒鋼。 The steel bar for mechanical structure further comprises, in mass%,
3. The steel bar for machine structure according to claim 1, further comprising Cr: 3.00% or less.
Ｃａ：０．００５０％以下、
Ｍｇ：０．００５０％以下、
Ｚｒ：０．００５０％以下、及び
ＲＥＭ：０．００５０％以下
からなる群から選択された１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１～３のうちいずれか１項に記載の機械構造用棒鋼。 The steel bar for mechanical structure further comprises, in mass%,
Ca: 0.0050% or less,
Mg: 0.0050% or less,
The steel bar for mechanical structure according to any one of claims 1 to 3, characterized in that it contains one or more selected from the group consisting of Zr : 0.0050% or less and REM: 0.0050% or less.
Ｔｉ：０．２００％以下、
Ｎｂ：０．０４１％以下、及び
Ｖ：０．５００％以下
からなる群から選択された１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１～４のうちいずれか１項に記載の機械構造用棒鋼。 The steel bar for mechanical structure further comprises, in mass%,
Ti: 0.200 % or less,
The steel bar for machine structure according to any one of claims 1 to 4, characterized in that it contains one or more elements selected from the group consisting of Nb: 0.041 % or less and V: 0.500 % or less.
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｎｉ：１．４０％以下、
Ｃｕ：１．４０％以下、及び
Ｂ：０．００５０％以下
からなる群から選択された１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１～５のうちいずれか１項に記載の機械構造用棒鋼。 The steel bar for mechanical structure further comprises, in mass%,
Mo: 1.00% or less,
Ni: 1.40% or less,
The steel bar for mechanical structures according to any one of claims 1 to 5, characterized in that it contains one or more selected from the group consisting of Cu: 1.40% or less and B : 0.0050% or less.
Ｓｂ：０．０１５０％以下、
Ｓｅ：０．０５００％以下、
Ｔｅ：０．００３９％以下、
Ｂｉ：０．２００％以下、
Ｐｂ：０．０５％以下、及び
Ｚｎ：０．０００５％以下
からなる群から選択された１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１～６のうちいずれか１項に記載の機械構造用棒鋼。 The steel bar for mechanical structure further comprises, in mass%,
Sb: 0.0150 % or less,
Se: 0.0500 % or less,
Te: 0.0039 % or less,
Bi: 0.200 % or less,
The steel bar for machine structure use according to any one of claims 1 to 6, characterized in that it contains one or more elements selected from the group consisting of Pb: 0.05 % or less and Zn : 0.0005 % or less.
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