(57)【要約】本発明は、幅広い切削速度領域において良好な被削性を有し、且つ、高い衝撃特性と高い降伏比を併せ持つ機械構造用鋼を提供するもので、質量％で、Ｃ：０．１〜０．８５％、Ｓｉ：０．０１〜１．５％、Ｍｎ：０．０５〜２．０％、Ｐ：０．００５〜０．２％、Ｓ：０．００１〜０．１５％、全Ａｌ：０．０５％を超え０．３％以下、Ｓｂ：０．０１５０％未満（０％含む）及び全Ｎ：０．００３５〜０．０２０％を含有すると共に、固溶Ｎ：０．００２０％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる被削性と強度特性に優れた機械構造用鋼。
2008084749.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項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。
【請求項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％、Ｚｒ：０．０００３〜０．０１％、Ｒｅｍ：０．０００１〜０．０１５％、Ｓｎ：０．００５〜２．０％、Ｚｎ：０．０００５〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．０１５％、Ｔｅ：０．０００３〜０．２％、Ｂｉ：０．００５〜０．５％及びＰｂ：０．００５〜０．５％、Ｃｒ：０．０１〜２．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、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。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
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。
【背景技術】
【０００２】
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。
【発明の開示】
【０００３】
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％、Ｚｒ：０．０００３〜０．０１％及びＲｅｍ：０．０００１〜０．０１５％からなる群から選択された１種又は２種以上の元素を含有していてもよい。
更にまた、質量％で、Ｓｎ：０．００５〜２．０％、Ｚｎ：０．０００５〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．０１５％、Ｔｅ：０．０００３〜０．２％、Ｂｉ：０．００５〜０．５％及びＰｂ：０．００５〜０．５％からなる群から選択された１種又は２種以上の元素を含有していてもよい。
更にまた、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜２．０％及びＭｏ：０．０１〜１．０％からなる群から選択された１種又は２種の元素を含有していてもよい。
更にまた、質量％で、Ｎｉ：０．０５〜２．０％及びＣｕ：０．０１〜２．０％からなる群から選択された１種又は２種の元素を含有していてもよい。
【図面の簡単な説明】
【０００４】
図１は、シャルピー衝撃試験用試験片の切出し部位を示す図である。
【発明を実施するための最良の形態】
【０００５】
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。
１）全Ｎ量を本発明で規定した範囲内で低めに抑えること。全Ｎ範囲の規定は０．０２０％以下であるが、好ましくは０．０１％以下、さらに好ましくは０．００６％以下に抑えると良い。
２）全Ｎ量が高い場合には、窒化物生成元素であるＡｌ、その他の窒化物生成元素の適量添加してＮ化合物量を増加させると良い。
３）窒化物の微細析出による固溶Ｎの低減のためには、機械構造用鋼として使用されることを考慮すると、粒粗大化抑制の観点からは微細析出が好ましい。窒化物の微細析出による固溶Ｎ量の低減のためには、Ｎと窒化物生成元素量とにより完全溶体化する高温保持が必須であるが、それを考慮すると１１００℃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。
Ｚｒ：０．０００３〜０．０１％
Ｚｒは脱酸元素であり、鋼中で酸化物を生成する。その酸化物はＺｒＯ２と考えられているが、このＺｒＯ２はＭｎＳの析出核となるため、ＭｎＳの析出サイトを増やし、ＭｎＳを均一分散させる効果がある。また、Ｚｒは、ＭｎＳに固溶して複合硫化物を生成し、その変形能を低下させ、圧延及び熱間鍛造時にＭｎＳ形状の伸延を抑制する働きもある。このように、Ｚｒは異方性の低減に有効な元素である。しかしながら、Ｚｒ含有量が０．０００３％未満の場合、これらについて顕著な効果は得られない。一方、０．０１％を超えてＺｒを添加しても、歩留まりが極端に悪くなるばかりでなく、ＺｒＯ２及びＺｒＳ等の硬質な化合物が大量に生成し、却って被削性、衝撃値及び疲労特性等の機械的性質が低下する。よって、Ｚｒを添加する場合は、その含有量を０．０００３〜０．０１％とする。
Ｒｅｍ：０．０００１〜０．０１５％
Ｒｅｍ（希土類元素）は脱酸元素であり、低融点酸化物を生成し、鋳造時ノズル詰りを抑制するだけでなく、ＭｎＳに固溶又は結合し、その変形能を低下させて、圧延及び熱間鍛造時にＭｎＳ形状の伸延を抑制する働きもある。このように、Ｒｅｍは異方性の低減に有効な元素である。しかしながら、Ｒｅｍ含有量が総量で０．０００１％未満の場合、その効果は顕著ではなく、また、０．０１５％を超えてＲｅｍを添加すると、Ｒｅｍの硫化物を大量に生成し、被削性が悪化する。よって、Ｒｅｍを添加する場合は、その含有量を０．０００１〜０．０１５％とする。
更にまた、本発明の機械構造用鋼において、被削性を向上させる場合には、上記各成分に加えて、Ｓｎ：０．００５〜２．０％、Ｚｎ：０．０００５〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．０１５％、Ｔｅ：０．０００３〜０．２％、Ｂｉ：０．００５〜０．５％及びＰｂ：０．００５〜０．５％からなる群から選択された１種又は２種以上の元素を添加することができる。
Ｓｎ：０．００５〜２．０％
Ｓｎは、フェライトを脆化させて工具寿命を延ばすと共に、表面粗さを向上させる効果がある。しかしながら、Ｓｎ含有量が０．００５％未満の場合、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。
Ｂｉ：０．００５〜０．５％
Ｂｉは、被削性向上元素である。しかしながら、Ｂｉ含有量が０．００５％未満の場合、その効果が得られず、また、０．５％を超えてＢｉを添加しても、被削性向上効果が飽和するだけでなく、熱間延性が低下して疵の原因となりやすい。よって、Ｂｉを添加する場合は、その含有量を０．００５〜０．５％とする。
Ｐｂ：０．００５〜０．５％
Ｐｂは、被削性向上元素である。しかしながら、Ｐｂ含有量が０．００５％未満の場合、その効果が認められず、また、０．５％を超えてＰｂを添加しても、被削性向上効果が飽和するだけでなく、熱間延性が低下して疵の原因となりやすい。よって、Ｐｂを添加する場合は、その含有量を０．００５〜０．５％とする。
更にまた、本発明の機械構造用鋼においては、焼き入れ性の向上や焼戻し軟化抵抗を向上させ、鋼材に強度付与を行う場合には、上記各成分に加えて、Ｃｒ：０．０１〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％の１種または２種を添加してもよい。
Ｃｒ：０．０１〜２．０％
Ｃｒは、焼入れ性を向上すると共に、焼戻し軟化抵抗を付与する元素であり、高強度化が必要な鋼には添加される。しかしながら、Ｃｒ含有量が０．０１％未満の場合には、これらの効果が得られず、また、Ｃｒを多量に添加すると、具体的には、Ｃｒ含有量が２．０％を超えると、Ｃｒ炭化物が生成して鋼が脆化する。よって、Ｃｒを添加する場合は、その含有量を０．０１〜２．０％とする。
Ｍｏ：０．０５〜１．０％
Ｍｏは、焼戻し軟化抵抗を付与すると共に、焼入れ性を向上させる元素であり、高強度化が必要な鋼には添加される。しかしながら、Ｍｏ含有量が０．０５％未満の場合これらの効果が得られず、また、１．０％を超えてＭｏを添加しても、その効果は飽和する。よって、Ｍｏを添加する場合は、その含有量を０．０５〜１．０％とする。
更にまた、本発明の機械構造用鋼において、フェライトを強化させる場合には、上記各成分に加えて、Ｎｉ：０．０５〜２．０％、Ｃｕ：０．０１〜２．０％の１種または２種を添加することができる。
Ｎｉ：０．０５〜２．０％
Ｎｉは、フェライトを強化し、延性を向上させると共に、焼入れ性向上及び耐食性向上にも有効な元素である。しかしながら、Ｎｉ含有量が０．０５％未満の場合、その効果は認められず、また、２．０％を超えてＮｉを添加しても、機械的性質の点では効果が飽和し、被削性が低下する。よって、Ｎｉを添加する場合は、その含有量を０．０５〜２．０％とする。
Ｃｕ：０．０１〜２．０％
Ｃｕは、フェライトを強化すると共に、焼入れ性向上及び耐食性向上にも有効な元素である。しかしながら、Ｃｕ含有量が０．０１％未満の場合、その効果は認められず、また、２．０％を超えてＣｕを添加しても、機械的性質の点では効果が飽和する。よって、Ｃｕを添加する場合は、その含有量を０．０１〜２．０％とする。なお、Ｃｕは、特に熱間延性を低下させ、圧延時の疵の原因となりやすいため、Ｎｉと同時に添加することが好ましい。
上述の如く、本発明の機械構造用鋼においては、固溶Ｎ量を低減しているため、従来の機械構造用鋼に比べて、被削性及び衝撃特性を向上させることができる。また、全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。
本発明による被削性と強度特性に優れた機械構造用鋼は、上述した鋼組成を有するビレットを１２００℃以上で熱間鍛造し、円柱状に鍛伸後、１１００℃以上で溶体化熱処理し、次いで焼準、浸炭等の熱処理して製造することができる。特にＡｌＮの窒化物を含有する鋼においては１１００℃以上で溶体化熱処理後０．８時間以上、好ましくは１時間以上、さらに好ましくは１．２時間以上の長時間保定することで固溶Ｎを著しく低減した機械構造用鋼を得ることができる。
【実施例１】
【０００６】
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。
【表１】
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【表２】
2008084749.tif 000004
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。
【表３】
2008084749.tif 000005
【表４】
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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。
【表５】
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【表６】
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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。
【実施例２】
【０００７】
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。
【表７】
2008084749.tif 000009
【表８】
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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。
【表９】
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【表１０】
2008084749.tif 000012
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。
【表１１】
2008084749.tif 000013
【表１２】
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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。
【産業上の利用可能性】
【０００８】
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】
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【国際調査報告】
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