CN101542004B - 切削性和冲击值优异的热加工钢材 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种切削性和冲击值优异的热加工钢材。本发明的热加工钢材，其特征在于，以质量％计，含有C：0.06～0.85％、Si：0.01～1.5％、Mn：0.05～2.0％、P：0.005～0.2％、S：0.001～0.35％、Al：0.06～1.0％、N：0.016％以下，且满足Al×N×105≤96，其余量由Fe以及不可避免的杂质组成，圆相当径超过200nm的AlN的合计体积为全部AlN的总体积的20％以下。

Description

切削性和冲击值优异的热加工钢材
技术领域
本发明涉及可实施切削加工的热轧钢材和热锻钢材(两者总称为热加工钢材)，涉及切削性和冲击值优异的热加工钢材。
背景技术
近年来钢的高强度化不断发展，但其另一方面是发生加工性降低的问题。因此，对保持强度并且不降低切削能率的钢的需求高涨。以往已知为了提高钢的切削性而添加S、Pb以及Bi等的切削性提高元素是有效的。可是已知Pb以及Bi虽然提高切削性，对锻造的影响也比较少，但会使冲击特性等的强度特性降低。
另外，近来Pb作为环境负荷有避免使用的倾向，有降低其使用量的倾向。此外，S形成MnS之类的在切削环境下为软质的夹杂物，使切削性提高，但MnS的尺寸比Pb等的粒子大，容易成为应力集中源。特别是通过锻造以及轧制来伸延时，由于MnS而产生各向异性，例如，冲击特性等在钢的特定的方向极端变弱。另外，在设计钢上也必须考虑那样的各向异性。因此，添加S的情况下，需要降低其各向异性的技术。
如上所述，即使添加对切削性的提高有效的元素，冲击特性也降低，因此强度特性和切削性兼备较困难。因此，为了使钢的切削性和强度特性兼备，需要进一步的技术革新。
于是，以往提出了：在含有合计为0.005质量％以上的例如选自固溶V、固溶Nb以及固溶Al之中的一种以上的同时，含有0.001％以上的固溶N，由此使切削中因切削热而生成的氮化物附着于工具上，作为工具保护膜发挥功能，从而能够延长切削工具寿命的机械结构用钢。(例如参照日本特开2004-107787号公报)。
另外，还曾提出了通过在规定C、Si、Mn、S以及Mg的含量的同时，规定Mg含量与S含量之比，而且使钢中的硫化物系夹杂物的纵横尺寸比以及个数最佳化，来谋求提高切屑处理性和机械特性的机械结构用钢(例如参照日本专利第3706560号公报)。该日本专利第3706560号公报所述的机械结构用钢，在Mg为0.02％以下(不包括0％)的同时，含有Al的场合，其含量限制在0.1％以下。
发明内容
然而，前面所述的现有技术存在以下所示的问题。即，日本特开2004-107787号公报所述的钢，当由切削所引起的发热量不为某种程度以上时，可推定不会引起上述的现象。因此，存在被限定为具有发挥效果的切削速度的程度的高速切削，不能期待得到在通常的速度范围下的效果的问题。另外，日本专利第3706560号公报所述的钢，对于强度特性丝毫没有考虑。而且，日本专利第3706560号公报所述的钢对于切削工具寿命以及冲击特性也丝毫没有考虑，因此存在得不到充分的强度特性的问题。
本发明是鉴于上述的问题而创立的，其目的是提供在宽范围的切削速度区域具有良好的切削性和优异的冲击值的热加工钢材。
本发明者们发现，如果适量添加Al，并且限制N量，而且限制粗大AlN的存在率，则可得到具有良好的切削性和冲击值的钢材，从而完成了本发明。
本发明的切削性和冲击值优异的热加工钢材，其特征在于，化学成分以质量％计含有
C：0.06～0.85％、
Si：0.01～1.5％、
Mn：0.05～2.0％、
P：0.005～0.2％、
S：0.001～0.35％、
Al：0.06～1.0％、
N：0.016％以下，
且满足Al×N×105≤96，
其余量由Fe以及不可避免的杂质组成，圆相当径超过200nm的AlN的合计体积为全部AlN的总体积的20％以下。
另外，该热加工钢材，以质量％计，还可以含有Ca：0.0003～0.0015％。
进而，以质量％计，还可以含有选自Ti：0.001～0.1％、Nb：0.005～0.2％、W：0.01～1.0％、V：0.01％～1.0％之中的一种或两种以上。
进而，以质量％计，还可以含有选自Mg：0.0001～0.0040％、Zr：0.0003～0.01％、Rem：0.0001～0.015％之中的一种或两种以上。
进而，以质量％计，还可以含有选自Sb：0.0005％以上且不到0.0150％、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％、Pb：0.005～0.5％之中的一种或两种以上。
进而，以质量％计，还可以含有选自Cr：0.01～2.0％、Mo：0.01～1.0％之中的一种或两种。
进而，以质量％计，还可以含有选自Ni：0.05～2.0％、Cu：0.01～2.0％之中的一种或两种。
附图说明
图1是说明实施例1的夏比冲击试验用试验片的切取部位的图。
图2是说明实施例2的夏比冲击试验用试验片的切取部位的图。
图3是说明实施例3～7的夏比冲击试验用试验片的切取部位的图。
图4是表示实施例1中的冲击值和切削性的关系的图。
图5是表示实施例2中的冲击值和切削性的关系的图。
图6是表示实施例3中的冲击值与切削性的关系的图。
图7是表示实施例4中的冲击值与切削性的关系的图。
图8是表示实施例5中的冲击值与切削性的关系的图。
图9是表示实施例6中的冲击值与切削性的关系的图。
图10是表示实施例7中的冲击值与切削性的关系的图。
图11是表示钢材中的Al与N的含量的积与圆相当径超过200nm的AlN的发生状况的关系的图。
具体实施方式
以下，对实施本发明的最佳方式进行详细说明。
本发明的切削性和冲击值优异的热加工钢材，为了解决上述的课题，钢的化学成分组成中的Al和N的添加量调整为Al：0.06～1.0％、N：0.016％以下的范围内，圆相当径超过200nm的AlN的合计体积调整为全部AlN的总体积的20％以下。
由此，通过确保适量的具有基体脆化效果的固溶Al量，来改善切削性，与以往的易切削加工性元素S、Pb不同，不降低冲击特性就得到切削性改善效果。
在圆相当径超过200nm的AlN的合计体积，超过全部AlN的总体积的20％而存在的场合，由粗大的AlN导致的切削工具的机械磨损变得显著，看不到切削性改善效果。
首先，对本发明的热加工钢材中的各化学成分的含量(质量％)进行说明。
C：0.06～0.85％
C是对钢材的基本强度造成较大影响的元素。然而，C含量不到0.06％时，得不到充分的强度，不得不更大量地投入其他的合金元素。另一方面，C含量超过0.85％时，接近于过共析，析出较多的硬质的碳化物，切削性显著降低。因此，在本发明中，为了得到充分的强度，C含量确定为0.06～0.85％。
Si：0.01～1.5％
Si一般作为脱氧元素而添加，但也有铁素体的强化以及赋予回火软化抗力的效果。然而，Si含量不到0.01％时，得不到充分的脱氧效果。另一方面，Si含量超过1.5％时，发生脆化等而使材料特性降低，而且切削性也劣化。因此Si含量确定为0.01～1.5％。
Mn：0.05～2.0％
Mn是在使钢中S以MnS形式固定·分散的同时，固溶于基体中提高淬硬性和确保淬火后的强度所必需的元素。然而，Mn含量不到0.05％时，钢中的S与Fe结合变成FeS，钢变脆。另一方面，Mn含量增加时，具体地讲，Mn含量超过2.0％时，在基体的硬度增大，冷加工性降低的同时，对强度和淬硬性的影响也饱和。因此，Mn含量确定为0.05％～2.0％。
P：0.005～0.2％
P具有使切削性良好的效果，但P含量不到0.005％时，得不到该效果。另外，P含量增加时，具体地讲，P含量超过0.2％时，在钢中，基体的硬度增大，不仅冷加工性降低，热加工性以及铸造特性也降低。因此P含量确定为0.005～0.2％。
S：0.001～0.35％
S与Mn结合，以MnS夹杂物形式存在。MnS具有提高切削性的效果，但为了显著地得到该效果，需要添加0.001％以上的S。另一方面，S含量超过0.35％时，该效果饱和，而且显著促进强度降低。因此，通过添加S来谋求切削性提高时，S含量确定为0.001～0.35％。
Al：0.06～1.0％
Al除了形成氧化物以外，还析出对调整晶粒有效的微细AlN，而且成为固溶Al，具有提高切削性的效果。为了充分地生成对该切削性有效的固溶Al，需要添加0.06％以上。Al含量超过1.0％时，在大大改变热处理特性的同时，增加材料硬度，切削性开始降低。因此，Al含量确定为0.06％以上1.0％以下。优选的下限为大于0.1％。
N：0.016％以下
N与Al等的氮化物生成元素结合，形成为氮化物，或者以固溶N形式存在。但是，超过0.016％时，会使氮化物粗大化，或提高固溶N而使切削性劣化，而且轧制时发生缺陷等问题，因此上限确定为0.016％。优选的上限为0.010％。
另外，在本发明的热加工钢材中，除了上述各成分，还可以含有Ca。
Ca：0.0003～0.0015％
Ca是脱氧元素，生成氧化物。总Al含量超过0.05％且在0.3％以下的本发明的热加工钢材，虽然形成铝酸钙(CaOAl2O3)，但该CaOAl2O3与Al2O3相比，为低熔点氧化物，因此在高速切削时成为工具保护膜，提高切削性。然而，Ca含量不到0.0003％时，得不到该切削性提高效果，另外，Ca含量超过0.0015％时，钢中会生成CaS，切削性反倒降低。因此，添加Ca的情况下，其含量确定为0.0003～0.0015％。
进而，在本发明的热加工钢材中，在需要形成碳氮化物来高强度化的情况下，除了上述各成分，还可以含有选自Ti：0.001～0.1％、Nb：0.005～0.2％、W：0.01～1.0％、V：0.01～1.0％之中的一种或两种以上的元素。
Ti：0.001～0.1％
Ti是形成碳氮化物，抑制奥氏体晶粒生长和有助于强化的元素，在需要高强度化的钢以及要求低应变的钢中，作为用于防止粗大晶粒的调整晶粒的元素使用。另外，Ti也是脱氧元素，通过形成软质氧化物，也有提高切削性的效果。然而，Ti含量不到0.001％时，看不到其效果，另外，Ti含量超过0.1％时，会析出成为热裂纹的原因的未固溶的粗大碳氮化物，机械性质反倒受损。因此添加Ti的情况下，其含量确定为0.001～0.1％。
Nb：0.005～0.2％
Nb也是形成碳氮化物，通过二次析出固化来进行钢的强化、抑制奥氏体晶粒生长以及有助于强化的元素，在需要高强度化的钢以及要求低应变的钢中，作为用于防止粗大晶粒的调整晶粒的元素使用。然而，Nb含量不到0.005％时，得不到高强度化的效果，另外，超过0.2％地添加Nb时，会析出成为热裂纹的原因的未固溶的粗大碳氮化物，机械性质反倒受损。因此添加Nb的情况下，其含量确定为0.005～0.2％。
W：0.01～1.0％
W也是形成碳氮化物，可通过二次析出固化来强化钢的元素。然而，W含量不到0.01％时，得不到高强度化的效果，另外，超过1.0％地添加W时，会析出成为热裂纹的原因的未固溶的粗大碳氮化物，机械性质反倒受损。因此，添加W的情况下，其含量确定为0.01～1.0％。
V：0.01～1.0％
V也是形成碳氮化物，可通过二次析出固化来强化钢的元素。在需要高强度化的钢中可适当添加。然而，V含量不到0.01％时，得不到高强度化的效果，另外，超过1.0％地添加V时，会析出成为热裂纹的原因的未固溶的粗大碳氮化物，机械性质反倒受损。因此，添加V的情况下，其含量确定为0.01％～1.0％。
进而，在本发明的热轧钢材和热锻用钢中，在通过进行脱氧调整来进行硫化物形态控制的场合，除了上述各成分，还可添加选自Mg：0.0001～0.0040％、Zr：0.0003～0.01％以及Rem：0.0001～0.015％之中的一种或两种以上的元素。
Mg：0.0001～0.0040％
Mg是脱氧元素，在钢中生成氧化物。并且，在以Al脱氧为前提的情况下，将对切削性有害的Al2O3改质为比较软质、且微细地分散的MgO或Al2O3·MgO。另外还有其氧化物容易成为MnS的核、使MnS微细分散的效果。然而，Mg含量不到0.0001％时，看不到这些效果。另外，Mg生成与MnS的复合硫化物，将MnS球化，但若过剩地添加Mg，具体地讲，若Mg含量超过0.0040％，则促进单独的MgS生成，使切削性劣化。因此添加Mg的情况下，其含量确定为0.0001～0.0040％。
Zr：0.0003～0.01％
Zr是脱氧元素，在钢中生成氧化物。其氧化物可认为是ZrO2，但由于该ZrO2成为MnS的析出核，因此具有使MnS的析出区域增加，使MnS均匀分散的效果。另外，Zr固溶于MnS，生成复合硫化物，使其变形能力降低，具有在轧制以及热锻时抑制MnS形状的伸延的作用。这样，Zr是对各向异性的降低有效的元素。然而，Zr含量不到0.0003％时，关于这些效果，得不到显著的效果。另一方面，即使添加Zr超过0.01％，不仅有效利用率极端差，而且ZrO2和ZrS等的硬质化合物大量生成，切削性、冲击值以及疲劳特性等的机械性质反倒降低。因此，添加Zr的情况下，其含量确定为0.0003～0.01％。
Rem：0.0001～0.015％
Rem(稀土类元素)是脱氧元素，生成低熔点氧化物，不仅铸造时抑制喷口堵塞，而且固溶于MnS或与其结合，使其变形能力降低，具有在轧制以及热锻时抑制MnS形状的伸延的作用。这样，Rem是对各向异性的降低有效的元素。然而，Rem含量按总量计不到0.0001％时，其效果不显著，另外，超过0.015％地添加Rem时，会大量地生成Rem的硫化物，切削性恶化。因此，添加Rem的情况下，其含量确定为0.0001～0.015％。
进而，在本发明的热加工钢材中，在使切削性提高的情况下，除了上述各成分，还可添加选自Sb：0.0005％以上且不到0.0150％、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％以及Pb：0.005～0.5％之中的一种或两种以上的元素。
Sb：0.0005％以上且不到0.0150％
Sb将铁素体适度地脆化，使切削性提高。该效果特别是在固溶Al量较多时是显著的，当Sb含量不到0.0005％时看不到该效果。另外，Sb含量增加时，具体地讲，超过0.0150％时，Sb的宏观偏析过多，会大大降低冲击值。因此，Sb含量确定为0.0005％以上且不到0.0150％。
Sn：0.005～2.0％
Sn具有在使铁素体脆化、延长工具寿命的同时，提高表面光洁度的效果。然而，Sn含量不到0.005％时，看不到该效果，另外，超过2.0％地添加Sn时，其效果饱和。因此，添加Sn的情况下，其含量确定为0.005～2.0％。
Zn：0.0005～0.5％
Zn具有在使铁素体脆化、延长工具寿命的同时，提高表面光洁度的效果。然而，Zn含量不到0.0005％时，看不到该效果，另外，超过0.5％地添加Zn时，其效果饱和。因此，添加Zn的情况下，其含量确定为0.0005～0.5％。
B：0.0005～0.015％
B在固溶的场合在晶界强化以及淬硬性上具有效果，在析出的场合由于以BN形式析出，因此在切削性的提高上具有效果。这些效果在B含量不到0.0005％时并不显著。另一方面，超过0.015％地添加时，其效果饱和，并且BN过于较多地析出，因此钢的机械性质反倒受损。因此，添加B的情况下，其含量确定为0.0005～0.015％。
Te：0.0003～0.2％
Te是切削性提高元素。另外，通过生成MnTe、或与MnS共存，而使MnS的变形能力降低，具有抑制MnS形状的伸延的作用。这样，Te是对各向异性的降低有效的元素。然而，Te含量不到0.0003％时，看不到这些效果，另外，Te含量超过0.2％时，不仅其效果饱和，而且热延性降低，容易成为缺陷的原因。因此，添加Te的情况下，其含量确定为0.0003～0.2％。
Bi：0.005～0.5％
Bi是切削性提高元素。然而，Bi含量不到0.005％时得不到该效果，另外，超过0.5％地添加Bi时，不仅切削性提高效果饱和，而且热延性降低，容易成为缺陷的原因。因此，添加Bi的情况下，其含量确定为0.005％～0.5％。
Pb：0.005～0.5％
Pb是切削性提高元素。然而，Pb含量不到0.005％时，看不到该效果，另外，超过0.5％地添加Pb时，不仅切削性提高效果饱和，而且热延性降低，容易成为缺陷的原因。因此，添加Pb的情况下，其含量确定为0.005～0.5％。
进而，在本发明的热轧钢材和热锻用钢中，在提高淬硬性、提高回火软化抗力、对钢材进行强度的赋予的场合，除了上述成分，还可以添加Cr：0.01～2.0％、Mo：0.05～1.0％中的一种或两种。
Cr：0.01～2.0％
Cr是在提高淬硬性的同时，赋予回火软化抗力的元素，在需要高强度化的钢中可添加。然而，在Cr含量不到0.01％时，得不到这些效果，另外，若大量地添加Cr，具体地讲，若Cr含量超过2.0％，则生成Cr碳化物，钢发生脆化。因此，添加Cr的情况下，其含量确定为0.01～2.0％。
Mo：0.01～1.0％
Mo是在赋予回火软化抗力的同时，提高淬硬性的元素，在需要高强度化的钢中可添加。然而，Mo含量不到0.01％时，得不到这些效果，另外，超过1.0％地添加Mo时，其效果饱和。因此，添加Mo的情况下，其含量确定为0.01～1.0％。
进而，在本发明的机械结构用钢中，在使铁素体强化的场合，除了上述各成分，还可添加Ni：0.05～2.0％、Cu：0.01～2.0％中的一种或两种。
Ni：0.05～2.0％
Ni是在强化铁素体、提高延性的同时，对淬硬性提高以及耐蚀性提高也有效的元素。然而，Ni含量不到0.05％时，看不到该效果，另外，超过2.0％地添加Ni时，在机械性质方面效果饱和，切削性降低。因此，添加Ni的情况下，其含量确定为0.05～2.0％。
Cu：0.01～2.0％
Cu是在强化铁素体的同时，对淬硬性提高以及耐蚀性提高也有效的元素。然而，Cu含量不到0.01％时，看不到该效果，另外，超过2.0％地添加Cu时，在机械性质方面效果饱和。因此添加Cu的情况下，其含量确定为0.01～2.0％。再者，Cu特别地使热延性降低，容易成为轧制时的缺陷的原因，因此优选と与Ni同时地添加。
接着，对使圆相当径超过200nm的AlN的合计体积为全部AlN的总体积的20％以下的原因进行说明。
在圆相当径超过200nm的AlN的合计体积超过全部AlN总体积的20％而存在的场合，由粗大的AlN引起的切削工具的机械磨损变得显著，看不到由固溶Al的确保所带来的切削性改善效果，因此将圆相当径超过200nm的AlN的合计体积确定为全部AlN的总体积的20％以下，优选为15％以下，更优选为10％以下。
该AlN的体积比率，例如通过透射型电子显微镜的复型法，利用倍率40000左右的接续照片，将1000μm2的视场随机地以10nm以上的AlN为对象观察20个视场以上，求出圆相当径超过200nm的AlN的合计体积和全部AlN的总体积，通过[(圆相当径超过200nm的AlN的合计体积/全部AlN的总体积)×100]来求得。
为了使圆相当径超过200nm的AlN的合计体积为全部AlN的总体积率的20％以下，必须调整热轧前或热锻前的加热温度使得AlN充分地固溶化，固溶残留充分地少。
本发明者们想到AlN的固溶残留与钢材的Al和N的含量的积和热加工前的加热温度关联，进行了以下的实验。
熔炼化学成分为C：0.44～0.46％、Si：0.23～0.26％、Mn：0.78～0.82％、P：0.013～0.016％、S：0.02～0.06％、Al：0.06～0.8％、N：0.0020～0.020，其余量为Fe和不可避免的杂质，改变Al与N的积的钢材10种，然后锻造成Φ65，在1210℃下加热后，进行了AlN的观察调查。AlN的观察通过透射型电子显微镜的复型法进行，AlN的体积率采用与上述同样的方法求得。
圆相当径超过200nm的AlN的合计体积为全部AlN的总体积的20％以下的情况判定为○，超过20％的情况判定为×。
其结果示于图11。由该结果可知，通过满足下述(1)式，并使加热温度为1210℃以上，可使圆相当径超过200nm的粗大AlN相对于全部AlN的体积率为20％以下。
(％Al)×(％N)×105≤96…(1)
在此，％Al、％N分别为钢材的Al和N的含量(质量％)。
即，通过满足(1)式，并使加热温度为1210℃以上、优选为1230℃以上、更优选为1250℃以上，可使圆相当径超过200nm的AlN的合计体积为全部AlN的总体积的20％以下、优选为15％以下、更优选为10％以下。
象上述那样，在本发明的热加工钢材(热轧钢材和热锻钢材)中，增加对切削性有效的固溶Al量，并抑制粗大的AlN的生成，因此与以往的热轧钢材、热锻钢材相比，不会损害冲击特性并能够提高切削性。另外，一般地，冲击特性良好的钢其热轧和热锻时的裂纹发生率也低，因此本发明钢作为确保热轧、热锻时的制造性，并改善切削性的钢也有效。
实施例
接着，举出实施例以及比较例对本发明的效果具体地说明。
本发明钢材，不论热轧后或热锻后的热处理如何都能够广泛地适用，例如可用于冷锻造用钢、非调质钢、调质钢等。因此，对于基本成分系或热处理大大不同、基本强度、热处理组织不同的5个钢种，关于应用本发明的情况下的效果进行具体说明。
但是，切削性、冲击特性在基本强度、热处理组织不同的情况下大大受到其影响，因此实施例也分为7个来说明。
(实施例1)
在实施例1中，关于中碳碳素钢的钢材，对正火后的切削性、正火和油淬火回火后的冲击值进行了调查。在本实施例中，用真空熔炼炉熔炼表1-1所示的组成的钢150Kg后，在表1-3所示的加热温度下热锻，锻伸成直径为65mm的圆柱状。然后，关于该实施例的钢材，用下述所示的方法进行切削性试验、夏比冲击试验、AlN的观察，评价其特性。
Figure G2008800004734D00131
切削性试验
切削性试验，是对于锻伸后的实施例的各钢材，在850℃的温度条件下保持1小时后进行空冷，从而实施正火热处理，将硬度调整为以Hv10计为160～170的范围。然后，从热处理后的各钢材切取切削性评价用试验片，在下述表1-2所示的切削条件下进行钻头穿孔试验，评价实施例以及比较例的各钢材的切削性。
此时，作为评价指标，采用在钻头穿孔试验中能切削到累积孔深度1000mm的最大切削速度VL1000。
表1-2
  切削条件   钻头   其他
  切削速度   1-150m/min进给量     0.25mm/rev切削油剂  水溶性切削油   钻头径Φ3mmNACHI普通钻头越程45mm   孔深度    9mm工具寿命  直到折损
NACHI普通钻头是(株)不二越公司制的型号SD3.0的钻头(以下相同)。
夏比冲击试验
图1是表示夏比冲击试验用试验片的切取部位的图。在夏比冲击试验中，首先，如图1所示，从在与前面所述的切削性试验同样的方法以及条件下热处理后的各钢材1，以中心轴与钢材1的锻伸方向垂直的方式切取直径为25mm的圆柱材2。接着，对于各圆柱材2，进行在850℃的温度条件下保持1小时后，冷却到60℃的油淬火，进而进行在550℃的温度条件下保持30分钟后水冷的回火，将硬度调整为以Hv10计为255～265的范围。然后，机械加工各圆柱材2，制作JIS Z 2202所规定的夏比试验片3，采用JIS Z 2242所规定的方法实施室温下的夏比冲击试验。此时，作为评价指标，采用每单位面积的吸收功(J/cm2)。
AlN的观察
AlN的观察，是对于从采用与切削性试验评价用试验片同样的方法制作的钢材的Q部切取的试样，利用透射型电子显微镜的复型法来实施观察。
将1000μm2的视场随机地实施20个视场的观察，评价圆相当径超过200nm的AlN的合计体积相对于全部AlN的总体积的比例(％)。
以上试验的结果汇总示于表1-3。
表1-3
No. Al*N*100000   加热温度℃   AlN分率(％)   VL1000m/min   冲击值J/cm2
  发明例   1   91   1250   17.3   70   33
  发明例   2   90   1250   16.9   67   35
  发明例   3   72   1250   9.9   81   26
  发明例   4   91   1250   17.3   80   26
  发明例   5   53   1250   5.8   96   24
  发明例   6   69   1250   9.8   95   23
  发明例   7   95   1250   18.6   130   19
  发明例   8   53   1250   5.7   113   17
  发明例   9   53   1250   5.4   125   15
  发明例   10   68   1250   9.6   82   27
  发明例   11   47   1250   4.1   83   28
  发明例   12   85   1250   15.0   80   27
  发明例   13   48   1250   4.9   81   26
  发明例   14   55   1250   5.6   95   27
  发明例   15   36   1210   4.8   95   23
  比较例   16   13   1250   0.4   47   35
  比较例   17   107   1250   23.9   53   30
  比较例   18   95   1200   27.1   47   33
  比较例   19   10   1250   0.2   57   27
  比较例   20   107   1250   23.7   55   26
  比较例   21   88   1200   22.3   59   29
  比较例   22   23   1250   1.1   64   20
  比较例   23   140   1250   40.9   64   24
  比较例   24   95   1200   28.0   64   23
  比较例   25   16   1250   0.5   76   15
  比较例   26   113   1250   26.5   74   19
  比较例   27   91   1200   27.5   73   19
  比较例   28   4   1250   0.0   81   13
  比较例   29   132   1250   36.4   82   13
  比较例   30   84   1200   21.1   86   14
上述表1-1以及表1-3所示的No.1～15为发明例，No.16～30为比较例。
如上述表1-3所示，实施例No.1～15的钢材，评价指标VL1000、冲击值(吸收功)的均衡性(Balance)良好，但比较例的No.16～30的钢材，这些评价指标中的至少1个以上的特性比实施例的钢材差，因此VL1000、冲击值(吸收功)的均衡性差。(参照图4)
具体地讲，No.16、19、22、25、28由于Al含量低于本发明规定，因此切削性的指标即VL1000比具有相同程度的S含量的发明钢差。
No.17、20、23、26、29由于Al或N的添加量多，比满足上述式(1)的范围的Al×N高，因此生成粗大的AlN，切削性的指标即VL1000比具有相同程度的S含量的发明钢差。
No.18、21、24、27，30由于加热温度为1200℃，加热温度低，因此生成粗大的AlN，切削性的指标即VL1000比具有相同程度的S含量的发明钢差。
(实施例2)
在实施例2中，对于中碳碳素钢的钢材，关于正火和水淬火回火后的切削性和冲击值进行了调查。在实施例中，用真空熔炼炉熔炼下述表2-1所示的组成的钢150Kg后，在表2-3所示的加热温度下热锻，锻伸成直径为65mm的圆柱状。然后，关于该实施例的钢材，用下述所示的方法进行切削性试验、夏比冲击试验、AlN的观察，评价其特性。
表2-1
化学成分(质量％)
  No.   C   Si   Mn   P   S   Al   N
  发明例   31   0.48   0.21   0.71   0.010   0.012   0.085   0.0107
  发明例   32   0.45   0.23   0.78   0.013   0.023   0.093   0.0088
  发明例   33   0.48   0.23   0.78   0.010   0.058   0.125   0.0073
  发明例   34   0.46   0.23   0.77   0.011   0.097   0.180   0.0050
  发明例   35   0.47   0.20   0.75   0.013   0.130   0.101   0.0091
  发明例   36   0.46   0.23   0.75   0.012   0.120   0.102   0.0055
  比较例   37   0.48   0.19   0.71   0.010   0.013   0.021   0.0138
  比较例   38   0.46   0.24   0.79   0.013   0.023   0.211   0.0096
  比较例   39   0.46   0.24   0.70   0.012   0.044   0.121   0.0069
  比较例   40   0.45   0.23   0.76   0.010   0.101   0.039   0.0099
  比较例   41   0.44   0.23   0.74   0.014   0.144   0.246   0.0051
切削性试验
切削性试验，是将锻伸后的实施例的各钢材在850℃的温度条件下保持1小时后进行空冷，从而实施正火热处理后，以11mm厚度切成圆片，将其在850℃的温度条件下保持1小时后进行水淬火，然后，实施在500℃的温度条件下的热处理，将硬度调整为以Hv10计为300～310的范围。然后，从热处理后的各钢材切取切削性评价用试验片，在下述表2-2所示的切削条件进行钻头穿孔试验，评价实施例以及比较例的各钢材的切削性。
此时，作为评价指标，采用在钻头穿孔试验中能切削到累积孔深度1000mm的最大切削速度VL1000。
表2-2
  切削条件   钻头   其他
  切削速度   1-150m/min进给量     0.1mm/rev切削油剂   水溶性切削油   钻头径Φ3mmNACHI普通钻头越程45mm   孔深度    9mm工具寿命  直到折损
夏比冲击试验
图2是表示夏比冲击试验用试验片的切取部位的图。在夏比冲击试验中，首先，如图2所示，将锻伸后的各钢材在850℃的温度条件下保持1小时后进行空冷，从而实施正火热处理后，从各钢材4以中心轴与钢材4的锻伸方向垂直的方式切取单侧比夏比试验片大1mm的长方体的试验片5。接着，对于各长方体材5，进行在850℃的温度条件下保持1小时后水冷的水淬火，进而进行在500℃的温度条件下保持30分钟后水冷的回火。然后，将各长方体材5机械加工，制作JIS Z 2202所规定的夏比试验片3，采用JIS Z 2242所规定的方法实施室温下的夏比冲击试验。此时，作为评价指标，采用每单位面积的吸收功(J/cm2)。
AlN的观察
AlN的观察，是对于从采用与切削性试验评价用试验片同样的方法制作的钢材的Q部切取的试样，通过透射型电子显微镜的复型法来实施观察。
将1000μm2的视场随机地实施20个视场的观察，评价圆相当径超过200nm的AlN的合计体积相对于全部AlN的总体积的比例(％)。
以上试验的结果汇总示于表2-3。
表2-3
  No.   Al*N*100000   加热温度℃   AlN分率(％)   VL1000m/min   冲击值J/cm2
  发明例   31   91   1250   17.2   35   34
  发明例   32   82   1250   14.0   45   29
  发明例   33   91   1250   17.3   56   23
  发明例   34   90   1250   16.9   60   19
  发明例   35   92   1250   17.3   67   17
  发明例   36   56   1250   5.8   68   16
  比较例   37   29   1200   2.9   14   36
  比较例   38   203   1250   85.5   15   29
  比较例   39   83   1200   26.5   27   26
  比较例   40   39   1250   3.1   32   21
  比较例   41   125   1250   32.8   40   18
上述表2-1以及表2-3所示的No.31～36为发明例，No.37～41为比较例。
如上述表2-3所示，实施例No.31～36的钢材，评价指标VL1000、冲击值(吸收功)的均衡性良好，但比较例的No.37～41的钢材，这些评价指标中的至少一个以上的特性比实施例的钢材差，因此VL1000、冲击值(吸收功)的均衡性差。(参照图5)
具体地讲，No.37、40由于Al含量低于本发明的规定，因此切削性的指标即VL1000比具有相同程度的S含量的发明钢差。
No.38、41由于Al或N的添加量多，比满足上述式(1)的范围的Al×N高，因此生成粗大的AlN，切削性的指标即VL1000比具有相同程度的S含量的发明钢差。
No.39由于加热温度为1200℃，加热温度低，因此生成粗大的AlN，切削性的指标即VL1000比具有相同程度的S含量的发明钢差。
(实施例3)
在实施例3中，对于低碳碳素钢的钢材，对正火后的切削性和冲击值进行了调查。在本实施例中，用真空熔炼炉熔炼下述表3-1所示的组成的钢150Kg后，在表3-3所示的加热温度下热锻或热轧，形成为直径为65mm的圆柱状。然后，对于该实施例的钢材，采用下述所示的方法进行切削性试验、夏比冲击试验、AlN的观察，评价其特性。
表3-1
化学成分(质量％)
  No.   C   Si   Mn   P   S   Al   N
  发明例   42   0.09   0.22   0.46   0.013   0.012   0.110   0.0055
  发明例   43   0.10   0.24   0.52   0.012   0.030   0.089   0.0072
  发明例   44   0.08   0.24   0.46   0.015   0.054   0.125   0.0068
  发明例   45   0.09   0.23   0.47   0.010   0.133   0.114   0.0063
  比较例   46   0.08   0.24   0.46   0.013   0.014   0.020   0.0052
  比较例   47   0.10   0.24   0.54   0.015   0.022   0.211   0.0059
  比较例   48   0.10   0.22   0.47   0.013   0.054   0.131   0.0072
  比较例   49   0.08   0.20   0.47   0.015   0.100   0.034   0.0034
  比较例   50   0.11   0.19   0.54   0.015   0.150   0.200   0.0058
切削性试验
切削性试验，是将锻伸后的实施例的各钢材在920℃的温度条件下保持1小时后进行空冷，从而实施正火热处理，将硬度调整为以Hv10计为115～120的范围。然后，从热处理后的各钢材切取切削性评价用试验片，在下述表3-2所示的切削条件进行钻头穿孔试验，评价实施例以及比较例的各钢材的切削性。
此时，作为评价指标，采用在钻头穿孔试验中能切削到累积孔深度1000mm的最大切削速度VL1000。
表3-2
  切削条件   钻头   其他
  切削速度  1-150m/min进给量    0.25mm/rev切削油剂  水溶性切削油   钻头径Φ3mmNACHI普通钻头越程45mm   孔深度    9mm工具寿命  直到折损
夏比冲击试验
图3是表示夏比冲击试验用试验片的切取部位的图。在夏比冲击试验中，首先，如图3所示，从采用与前面所述的切削性试验同样的方法以及条件热处理后的各钢材7，以中心轴与钢材7的锻伸方向垂直的方式，通过机械加工来制作JIS Z 2202所规定的夏比试验片8，采用JIS Z 2242所规定的方法实施室温下的夏比冲击试验。此时，作为评价指标，采用每单位面积的吸收功(J/cm2)。
AlN的观察
AlN的观察，是对于从采用与切削性试验评价用试验片同样的方法制作的钢材的Q部切取的试样，通过透射型电子显微镜的复型法来实施观察。
将1000μm2的视场随机地实施20个视场的观察，评价圆相当径超过200nm的AlN的合计体积相对于全部AlN的总体积的比例(％)。
以上试验的结果汇总示于表3-3。
表3-3
No. Al*N*100000   加热温度℃   AlN分率(％)   VL1000m/min   冲击值J/cm2
  发明例   42   61   1250   7.6   83   66
  发明例   43   64   1250   8.6   98   62
  发明例   44   85   1250   14.7   113   56
  发明例   45   72   1250   10.7   140   52
  比较例   46   10   1250   0.2   48   68
  比较例   47   124   1250   32.3   50   65
  比较例   48   94   1150   32.1   57   57
  比较例   49   12   1250   0.3   66   54
  比较例   50   116   1250   28.0   71   51
上述表3-1以及表3-3所示的No.42～45为发明例，No.46～50为比较例。
如上述表3-3所示，实施例No.42～45的钢材，评价指标VL1000、冲击值(吸收功)的均衡性良好，但比较例的No.46～50的钢材，这些评价指标中的一个以上的特性比实施例的钢材差，因此VL1000、冲击值(吸收功)的均衡性差。(参照图6)
具体地讲，No.46、49由于Al含量低于本发明的规定，因此切削性的指标即VL1000比具有相同程度的S含量的发明钢差。
No.47、50由于Al或N的添加量多，比满足上述式(1)的范围的Al×N高，因此生成粗大的AlN，切削性的指标即VL1000比具有相同程度的S含量的发明钢差。
No.48由于加热温度为1150℃，加热温度低，因此生成粗大的AlN，切削性的指标即VL1000比具有相同程度的S含量的发明钢差。
(实施例4)
在实施例4中，对于中碳碳素钢的钢材，关于热锻后空冷(非调质)后的切削性和冲击值进行了调查。在本实施例中，采用真空熔炼炉熔炼下述表4-1所示的组成的钢150Kg后，在表4-3所示的加热温度下热锻，锻伸成直径为65mm的圆柱状后，进行空冷，将硬度调整为以Hv10计为210～230的范围。然后，对于该实施例的钢材，采用下述所示的方法进行切削性试验、夏比冲击试验、AlN的观察，评价其特性。
表4-1
化学成分(质量％)
  No.   C   Si   Mn   P   S   Al   N
  发明例   51   0.39   0.59   1.44   0.012   0.015   0.109   0.0055
  发明例   52   0.38   0.55   1.45   0.014   0.020   0.098   0.0072
  发明例   53   0.37   0.56   1.53   0.010   0.048   0.119   0.0068
  发明例   54   0.36   0.18   1.80   0.011   0.095   0.102   0.0049
  发明例   55   0.39   0.59   1.46   0.010   0.140   0.111   0.0063
  比较例   56   0.39   0.59   1.40   0.015   0.010   0.023   0.0052
  比较例   57   0.38   0.59   1.50   0.010   0.021   0.209   0.0059
  比较例   58   0.39   0.54   1.40   0.014   0.040   0.135   0.0072
  比较例   59   0.39   0.53   1.54   0.015   0.102   0.039   0.0034
  比较例   60   0.39   0.57   1.43   0.011   0.132   0.320   0.0058
切削性试验
切削性试验是从锻伸后的实施例的各钢材切取切削性评价用试验片，在下述表4-2所示的切削条件下进行钻头穿孔试验，评价实施例以及比较例的各钢材的切削性。
此时，作为评价指标，采用在钻头穿孔试验中能切削到累积孔深度1000mm的最大切削速度VL1000。
表4-2
  切削条件  钻头   其他
  切削速度  1-150m/min进给量    0.25mm/rev切削油剂  水溶性切削油  钻头径Φ3mmNACHI普通钻头越程45mm   孔深度    9mm工具寿命  直到折损
夏比冲击试验
图3是表示夏比冲击试验用试验片的切取部位的图。在夏比冲击试验中，首先，如图3所示，从锻伸后的各钢材7，以中心轴与钢材7的锻伸方向垂直的方式，通过机械加工来制作JIS Z 2202所规定的夏比试验片8，采用JIS Z 2242所规定的方法实施室温下的夏比冲击试验。此时，作为评价指标，采用每单位面积的吸收功(J/cm2)。
AlN的观察
AlN的观察，是对于从采用与切削性试验评价用试验片同样的方法制作的钢材的Q部切取的试样，通过透射型电子显微镜的复型法来实施观察。
将1000μm2的视场随机地实施20个视场的观察，评价圆相当径超过200nm的AlN的合计体积相对于全部AlN的总体积的比例(％)。
以上试验的结果汇总示于表4-3。
表4-3
No. Al*N*100000   加热温度℃   AlN分率(％)   VL1000m/min   冲击值J/cm2
  发明例   51   60   1250   7.5   40   15
  发明例   52   71   1250   9.7   52   14
  发明例   53   81   1250   13.6   61   10
  发明例   54   50   1250   5.0   72   8
  发明例   55   70   1250   9.8   77   6
  发明例   56   12   1250   0.3   25   17
  比较例   57   123   1250   31.7   36   12
  比较例   58   97   1200   30.1   40   11
  比较例   59   13   1250   0.4   47   8
  比较例   60   186   1250   71.8   55   6
上述表4-1以及表4-3所示的No.51～55为发明例，No.56～60为比较例。
如上述表4-3所示，实施例No.51～55的钢材，评价指标VL1000、冲击值(吸收功)的均衡性良好，但比较例的No.56～60的钢材，这些评价指标中的至少一个以上的特性比实施例的钢材差，因此VL1000、冲击值(吸收功)的均衡性差。(参照图7)
具体地讲，No.56，59由于Al含量低于本发明的规定，因此切削性的指标即VL1000比具有相同程度的S含量的发明钢差。
No.57、60由于Al或N的添加量多，比满足上述式(1)的范围的Al×N高，因此生成粗大的AlN，切削性的指标即VL1000比具有相同程度的S含量的发明钢差。
No.58由于Al或N的添加量多，比满足上述式(1)的范围的Al×N高，而且加热温度低，为1200℃，因此生成粗大的AlN，切削性的指标即VL1000比具有相同程度的S含量的发明钢差。
(实施例5)
在实施例5中，对于添加了合金元素Cr、V的低碳合金钢的钢材，关于热锻后空冷(非调质)后的切削性和冲击值进行了调查。在本实施例中，用真空熔炼炉熔炼下述表5-1所示的组成的钢150Kg后，在表5-3所示的加热温度下热锻，锻伸成直径为65mm的圆柱状后，进行空冷，将硬度调整为以Hv10计为200～220的范围。然后，对于该实施例的钢材，采用下述所示的方法进行切削性试验、夏比冲击试验、AlN的观察，评价其特性。
表5-1
化学成分(质量％)
  No.   C   Si   Mn   P   S   Al   N   V   Cr
  发明例   61   0.23   0.30   0.88   0.026   0.014   0.091   0.0101   0.23   0.13
  发明例   62   0.23   0.30   0.90   0.025   0.015   0.101   0.0053   0.23   0.13
  发明例   63   0.23   0.29   0.90   0.026   0.025   0.098   0.0085   0.25   0.15
  发明例   64   0.23   0.30   0.91   0.026   0.040   0.119   0.0078   0.23   0.15
  发明例   65   0.23   0.28   0.92   0.024   0.099   0.180   0.0052   0.25   0.13
  发明例   66   0.20   0.32   0.92   0.024   0.150   0.101   0.0093   0.25   0.17
  比较例   67   0.22   0.28   0.92   0.025   0.011   0.023   0.0102   0.25   0.15
  比较例   68   0.22   0.32   0.90   0.024   0.024   0.209   0.0098   0.24   0.16
  比较例   69   0.21   0.31   0.91   0.025   0.044   0.130   0.0073   0.25   0.13
  比较例   70   0.20   0.31   0.89   0.027   0.095   0.033   0.0085   0.23   0.16
  比较例   71   0.23   0.31   0.90   0.023   0.140   0.320   0.0099   0.24   0.15
切削性试验
切削性试验是从锻伸后的实施例的各钢材切取切削性评价用试验片，在下述表5-2所示的切削条件下进行钻头穿孔试验，评价实施例以及比较例的各钢材的切削性。
此时，作为评价指标，采用在钻头穿孔试验中能切削到累积孔深度1000mm的最大切削速度VL1000。
表5-2
  切削条件   钻头   其他
  切削速度  1-150m/min进给量    0.25mm/rev切削油剂  水溶性切削油   钻头径Φ3mmNACHI普通钻头越程45mm   孔深度    9mm工具寿命  直到折损
夏比冲击试验
图3是表示夏比冲击试验用试验片的切取部位的图。在夏比冲击试验中，首先，如图3所示，从锻伸后的各钢材7，以中心轴与钢材7的锻伸方向垂直的方式，通过机械加工来制作JIS Z 2202所规定的夏比试验片8，采用JIS Z 2242所规定的方法实施室温下的夏比冲击试验。此时，作为评价指标，采用每单位面积的吸收功(J/cm2)。
AlN的观察
AlN的观察，是对于从采用与切削性试验评价用试验片同样的方法制作的钢材的Q部切取的试样，通过透射型电子显微镜的复型法来实施观察。
将1000μm2的视场随机地实施20个视场的观察，评价圆相当径超过200nm的AlN的合计体积相对于全部AlN的总体积的比例(％)。
以上试验的结果汇总示于表5-3。
表5-3
No. Al*N*100000 加热温度℃ AlN分率(％) VL1000m/min 冲击值J/cm2
  发明例   61   92   1250   17.6   40   15
  发明例   62   54   1250   6.0   42   16
  发明例   63   83   1250   14.5   51   12
  发明例   64   93   1250   17.9   61   10
  发明例   65   94   1250   18.3   73   9
  发明例   66   94   1250   18.4   75   5
  比较例   67   23   1250   1.1   25   16
  比较例   68   205   1250   87.4   34   12
  比较例   69   95   1200   29.5   42   11
  比较例   70   28   1250   1.6   49   9
  比较例   71   317   1250   98.0   55   5
上述表5-1以及表5-3所示的No.61～66为发明例，No.67～71为比较例。
如上述表5-3所示，实施例No.61～66的钢材，评价指标VL1000、冲击值(吸收功)的均衡性良好，但比较例的No.67～71的钢材，这些评价指标中的至少一个以上的特性比实施例的钢材差，因此VL1000、冲击值(吸收功)的均衡性差。(参照图8)
具体地讲，No.67、70由于Al含量低于本发明的规定，因此切削性的指标即VL1000比具有相同程度的S含量的发明钢差。
No.68、71由于Al或N的添加量多，比满足上述式(1)的范围的Al×N高，因此生成粗大的AlN，切削性的指标即VL1000比具有相同程度的S含量的发明钢差。
No.69由于加热温度为1200℃，加热温度低，因此生成粗大的AlN，切削性的指标即VL1000比具有相同程度的S含量的发明钢差。
(实施例6)
在实施例6中，对于添加了合金元素Cr、V，并添加了高Si的中碳合金钢的钢材，关于热锻后空冷(非调质)后的切削性和冲击值进行了调查。在本实施例中，采用真空熔炼炉熔炼下述表6-1所示的组成的钢150Kg后，在表6-3所示的加热温度下热锻，锻伸成直径为65mm的圆柱状后，进行空冷，将硬度调整为以Hv10计为280～300的范围。然后，对于该实施例的钢材，采用下述所示的方法进行切削性试验、夏比冲击试验、AlN的观察，评价其特性。
表6-1
化学成分(质量％)
  No.   C   Si   Mn   P   S   Al   N   V   Cr
  发明例   72   0.30   1.31   1.48   0.024   0.010   0.084   0.0105   0.09   0.35
  发明例   73   0.30   1.30   1.48   0.025   0.010   0.099   0.0055   0.09   0.35
  发明例   74   0.29   1.31   1.48   0.027   0.024   0.097   0.0089   0.10   0.34
  发明例   75   0.31   1.29   1.48   0.023   0.044   0.121   0.0076   0.10   0.34
  发明例   76   0.30   1.31   1.48   0.025   0.096   0.182   0.0049   0.10   0.35
  发明例   77   0.31   1.29   1.48   0.023   0.146   0.102   0.0090   0.11   0.35
  比较例   78   0.30   1.31   1.52   0.026   0.014   0.023   0.0134   0.09   0.34
  比较例   79   0.31   1.28   1.48   0.026   0.022   0.209   0.0099   0.10   0.35
  比较例   80   0.30   1.31   1.51   0.027   0.047   0.132   0.0065   0.11   0.36
  比较例   81   0.30   1.32   1.51   0.026   0.100   0.035   0.0089   0.10   0.36
  比较例   82   0.29   1.30   1.49   0.025   0.147   0.220   0.0093   0.11   0.34
切削性试验
切削性试验是从锻伸后的实施例的各钢材切取切削性评价用试验片，在下述表6-2所示的切削条件下进行钻头穿孔试验，评价实施例以及比较例的各钢材的切削性。
此时，作为评价指标，采用在钻头穿孔试验中能切削到累积孔深度1000mm的最大切削速度VL1000。
表6-2
  切削条件   钻头   其他
  切削速度  1-150m/min进给量    0.25mm/rev切削油剂  水溶性切削油   钻头径Φ3mmNACHI普通钻头越程45mm   孔深度    9mm工具寿命  直到折损
夏比冲击试验
图3是表示夏比冲击试验用试验片的切取部位的图。在夏比冲击试验中，首先，如图3所示，从锻伸后的各钢材7，以中心轴与钢材7的锻伸方向垂直的方式，通过机械加工来制作JIS Z 2202所规定的夏比试验片8，采用JIS Z 2242所规定的方法实施室温下的夏比冲击试验。此时，作为评价指标，采用每单位面积的吸收功(J/cm2)。
AlN的观察
AlN的观察，是对于从采用与切削性试验评价用试验片同样的方法制作的钢材的Q部切取的试样，通过透射型电子显微镜的复型法来实施观察。
将1000μm2的视场随机地实施20个视场的观察，评价圆相当径超过200nm的AlN的合计体积相对于全部AlN的总体积的比例(％)。
以上试验的结果汇总示于表6-3。
表6-3
No. Al*N*100000   加热温度℃   AlN分率(％)   VL1000m/min   冲击值J/cm2
  发明例   72   88   1250   16.2   10   14
  发明例   73   54   1250   6.2   12   15
  发明例   74   86   1250   14.8   15   12
  发明例   75   92   1250   17.6   32   9
  发明例   76   89   1250   16.6   47   7
  发明例   77   92   1250   17.6   59   4
  比较例   78   31   1250   2.0   3   13
  比较例   79   207   1250   89.2   5   10
  比较例   80   86   1200   22.7   15   8
  比较例   81   31   1250   2.0   17   8
  比较例   82   205   1250   87.2   28   6
上述表6-1以及表6-3所示的No.72～77为发明例，No.78～82为比较例。
如上述表6-3所示，实施例No.72～77的钢材，评价指标VL1000、冲击值(吸收功)的均衡性良好，但比较例的No.78～82的钢材，这些评价指标中的至少一个以上的特性比实施例的钢材差，因此VL1000、冲击值(吸收功)的均衡性差。(参照图9)
具体地讲，No.78、81由于Al含量低于本发明的规定，因此切削性的指标即VL1000比具有相同程度的S含量的发明钢差。
No.79、82由于Al或N的添加量多，比满足上述式(1)的范围的Al×N高，因此生成粗大的AlN，切削性的指标即VL1000比具有相同程度的S含量的发明钢差。
No.80由于加热温度为1200℃，加热温度低，因此生成粗大的AlN，切削性的指标即VL1000比具有相同程度的S含量的发明钢差。
(实施例7)
在实施例7中，对于添加合金元素Cr、V、添加低Si的中碳合金钢的钢材，关于热锻后空冷(非调质)后的切削性和冲击值进行了调查。在本实施例中，采用真空熔炼炉熔炼下述表7-1所示的组成的钢150Kg后，在表7-3所示的加热温度下热锻，锻伸成直径为65mm的圆柱状后，进行空冷，将硬度调整为以Hv10计为240～260的范围。然后，对于该实施例的钢材，采用下述所示的方法进行切削性试验、夏比冲击试验、AlN的观察，评价其特性。
表7-1
化学成分(质量％)
  No.   C   Si   Mn   P   S   Al   N   V   Cr
  发明例   83   0.47   0.27   0.98   0.015   0.013   0.083   0.0107   0.11   0.10
  发明例   84   0.47   0.29   0.96   0.013   0.021   0.091   0.0088   0.11   0.12
  发明例   85   0.45   0.30   0.98   0.015   0.050   0.123   0.0073   0.11   0.10
  发明例   86   0.48   0.28   0.99   0.010   0.097   0.160   0.0050   0.11   0.11
  发明例   87   0.46   0.26   0.99   0.015   0.145   0.098   0.0091   0.11   0.10
  发明例   88   0.46   0.26   0.97   0.014   0.021   0.097   0.0038   0.12   0.12
  发明例   89   0.45   0.25   0.98   0.015   0.024   0.103   0.0047   0.10   0.13
  比较例   90   0.47   0.26   0.97   0.012   0.010   0.019   0.0138   0.13   0.10
  比较例   91   0.48   0.27   0.96   0.014   0.027   0.215   0.0096   0.10   0.12
  比较例   92   0.45   0.30   0.97   0.011   0.049   0.126   0.0069   0.12   0.11
  比较例   93   0.47   0.26   0.98   0.013   0.090   0.029   0.0099   0.13   0.13
  比较例   94   0.47   0.26   0.98   0.013   0.143   0.242   0.0051   0.11   0.13
切削性试验
切削性试验是从锻伸后的实施例的各钢材切取切削性评价用试验片，在下述表7-2所示的切削条件下进行钻头穿孔试验，评价实施例以及比较例的各钢材的切削性。
此时，作为评价指标，采用在钻头穿孔试验中能切削到累积孔深度1000mm的最大切削速度VL1000。
表7-2
  切削条件  钻头   其他
  切削速度  1-150m/min进给量    0.25mm/rev切削油剂  水溶性切削油  钻头径Φ3mmNACHI普通钻头越程45mm   孔深度    9mm工具寿命  直到折损
夏比冲击试验
图3是表示夏比冲击试验用试验片的切取部位的图。在夏比冲击试验中，首先，如图3所示，从锻伸后的各钢材7，以中心轴与钢材7的锻伸方向垂直的方式，通过机械加工来制作JIS Z 2202所规定的夏比试验片8，采用JIS Z 2242所规定的方法实施室温下的夏比冲击试验。此时，作为评价指标，采用每单位面积的吸收功(J/cm2)。
AlN的观察
AlN的观察，是对于从采用与切削性试验评价用试验片同样的方法制作的钢材的Q部切取的试样，通过透射型电子显微镜的复型法来实施观察。
将1000μm2的视场随机地实施20个视场的观察，评价圆相当径超过200nm的AlN的合计体积相对于全部AlN的总体积的比例(％)。
以上试验的结果汇总示于表7-3。
表7-3
No. Al*N*100000   加热温度℃   AlN分率(％)   VL1000m/min   冲击值J/cm2
  发明例   83   89   1250   16.4   25   17
  发明例   84   80   1250   13.4   36   12
  发明例   85   90   1250   16.8   54   10
  发明例   86   80   1250   13.3   65   8
  发明例   87   89   1250   16.6   66   7
  发明例   88   37   1210   3.6   37   13
  发明例   89   48   1230   5.3   48   11
  比较例   90   26 1200 2.4 13   17
  比较例   91   206   1250   88.8   20   14
  比较例   92   87   1200   24.5   35   11
  比较例   93   29   1250   1.7   50   9
  比较例   94   123   1250   31.7   54   5
上述表7-1以及表7-3所示的No.83～89为发明例，No.90～94为比较例。
如上述表7-3所示，实施例No.83～89的钢材，评价指标VL1000、冲击值(吸收功)的均衡性良好，但比较例的No.90～94的钢材，这些评价指标中的至少一个以上的特性比实施例的钢材差，因此VL1000、冲击值(吸收功)的均衡性差。(参照图10)
具体地讲，No.90、93由于Al含量低于本发明的规定，因此切削性的指标即VL1000比具有相同程度的S含量的发明钢差。
No.91、94由于Al或N的添加量多，比满足上述式(1)的范围的Al×N高，因此生成粗大的AlN，切削性的指标即VL1000比具有相同程度的S含量的发明钢差。
No.92由于加热温度为1200℃，加热温度低，因此生成粗大的AlN，切削性的指标即VL1000比具有相同程度的S含量的发明钢差。
产业上的利用可能性
根据本发明，能够提供经切削加工而被用于机械结构用部件的切削性和冲击值优异的热加工钢材。
本发明中表示数值范围的“以上”和“以下”均包括本数。

Claims (3)

1.一种切削性和冲击值优异的热加工钢材，其特征在于，化学成分以质量％计含有
C：0.06～0.85％、
Si：0.01～1.5％、
Mn：0.05～2.0％、
P：0.005～0.2％、
S：0.001～0.35％、
Al：0.06～1.0％、
N：0.016％以下，
且满足(％Al)×(％N)×105≤96，
其余量由Fe以及不可避免的杂质组成，圆相当径超过200nm的AlN的合计体积为全部AlN的总体积的20％以下。
2.根据权利要求1所述的切削性和冲击值优异的热加工钢材，其特征在于，化学成分以质量％计还含有选自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％、Cr：0.01～2.0％、Mo：0.01～1.0％、Ni：0.05～2.0％、Cu：0.01～2.0％、Mg：0.0001～0.0040％、Zr：0.0003～0.01％、Rem：0.0001～0.015％之中的一种或两种以上。
3.根据权利要求1或2所述的切削性和冲击值优异的热加工钢材，其特征在于，化学成分以质量％计还含有选自Sb：0.0005％以上且不到0.0150％、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％、Pb：0.005～0.5％之中的一种或两种以上。
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Families Citing this family (46)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4659139B2 (ja) * 2009-01-16 2011-03-30 新日本製鐵株式会社 高周波焼入れ用鋼
KR101143170B1 (ko) * 2009-04-23 2012-05-08 주식회사 포스코 고강도 고인성 강선재 및 그 제조방법
KR101313373B1 (ko) * 2009-05-22 2013-10-01 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 절삭 공구 수명이 우수한 기계 구조용 강 및 그 절삭 방법
US9200357B2 (en) * 2009-10-02 2015-12-01 Kobe Steel, Ltd. Steel for machine structural use, manufacturing method for same, case hardened steel component, and manufacturing method for same
JP5009438B2 (ja) * 2010-03-30 2012-08-22 新日本製鐵株式会社 機械構造用鋼の切削方法
KR101474627B1 (ko) * 2010-03-30 2014-12-18 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 고주파 켄칭용 강, 고주파 켄칭용 조형재, 그 제조 방법 및 고주파 켄칭 강 부품
PL3266899T3 (pl) * 2010-05-31 2019-12-31 Nippon Steel Corporation Materiał stalowy do hartowania i sposób do wytwarzania takiego materiału
FR2960883B1 (fr) 2010-06-04 2012-07-13 Vallourec Mannesmann Oil & Gas Acier faiblement allie a limite d'elasticite elevee et haute resistance a la fissuration sous contrainte par les sulfures
EP2594654B1 (en) * 2010-07-14 2016-04-13 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel having excellent machinability for mechanical structure
JP5026625B2 (ja) * 2010-10-27 2012-09-12 新日本製鐵株式会社 表面硬化用機械構造用鋼、及び、機械構造用鋼部品とその製造方法
CN103209805B (zh) * 2010-11-02 2014-10-15 新日铁住金株式会社 机械结构用钢的切削方法
CN103403209B (zh) * 2011-03-03 2016-01-13 日立金属株式会社 韧性优异的热作工具钢及其制造方法
JP2013007087A (ja) * 2011-06-23 2013-01-10 Daido Steel Co Ltd 鍛造用鋼、並びに、鍛造品及びその製造方法
KR101108838B1 (ko) * 2011-06-30 2012-01-31 현대하이스코 주식회사 충돌성능이 우수한 열처리 경화강 및 이를 이용한 열처리 경화형 부품 제조 방법
RU2535148C2 (ru) * 2013-01-09 2014-12-10 Открытое акционерное общество "Машиностроительный концерн ОРМЕТО-ЮУМЗ" Инструментальная сталь для горячего деформирования
CN103233187B (zh) * 2013-05-28 2015-02-18 滁州迪蒙德模具制造有限公司 冷作模具用钢及其生产方法
CN103233170B (zh) * 2013-05-28 2015-04-29 滁州迪蒙德模具制造有限公司 热作模具用钢及其生产方法
CN103276321B (zh) * 2013-05-28 2015-07-08 滁州迪蒙德模具制造有限公司 抗腐蚀塑料模具用钢及其生产方法
MX2016008810A (es) 2014-01-06 2016-09-08 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Acero y metodo para fabricarlo.
US10508317B2 (en) 2014-07-18 2019-12-17 Nippon Steel Corporation Steel product and manufacturing method of the same
RU2606825C1 (ru) * 2015-06-24 2017-01-10 Федеральное Государственное Унитарное Предприятие "Центральный Научно-Исследовательский Институт Конструкционных Материалов "Прометей" (Фгуп "Цнии Км "Прометей") Высокопрочная износостойкая сталь для сельскохозяйственных машин (варианты)
CN105088061A (zh) * 2015-08-20 2015-11-25 无锡贺邦金属制品有限公司 一种镜面模具钢
CN105088051A (zh) * 2015-08-20 2015-11-25 无锡贺邦金属制品有限公司 一种热作模具钢
CN105177464A (zh) * 2015-08-25 2015-12-23 广西南宁智翠科技咨询有限公司 一种耐酸碱腐蚀合金钢及其制备方法
CN105088103A (zh) * 2015-08-25 2015-11-25 广西南宁智翠科技咨询有限公司 一种抗低温脆性合金钢及其制备方法
CN105088106B (zh) * 2015-09-23 2017-08-11 福州大学 一种含锡铋的复合易切削钢
CN105483532B (zh) * 2015-12-04 2018-01-02 北京科技大学 一种改善含残余元素锑碳素结构钢性能的方法
CN106086670A (zh) * 2016-06-15 2016-11-09 成都高普石油工程技术有限公司 一种石油钻采用钻头的钢材
US20180057915A1 (en) * 2016-08-30 2018-03-01 GM Global Technology Operations LLC Steel alloys and cylinder liners thereof
WO2018181861A1 (ja) * 2017-03-31 2018-10-04 新日鐵住金株式会社 鉄道車輪
CN107217211B (zh) * 2017-05-26 2018-12-07 广西柳工机械股份有限公司 一种法兰盘类零件及其制造方法
CN107326305A (zh) * 2017-05-27 2017-11-07 江苏金基特钢有限公司 一种耐腐蚀钢板及其制造方法
CN107245654A (zh) * 2017-05-27 2017-10-13 江苏金基特钢有限公司 一种轴承钢及其制备方法
CN107245653A (zh) * 2017-05-27 2017-10-13 江苏金基特钢有限公司 一种用于天然气传输的钢管
KR102010052B1 (ko) * 2017-10-19 2019-08-12 주식회사 포스코 열간 압연성이 우수한 중탄소 쾌삭강 및 그 제조방법
CN107815614A (zh) * 2017-10-29 2018-03-20 江苏鼎荣电气集团有限公司 一种抗拉型电缆桥架及其生产工艺
CN107974644A (zh) * 2017-11-21 2018-05-01 苏州胜禹材料科技股份有限公司 耐磨耐腐蚀汽车用钢材料及其制备方法
CN108048750A (zh) * 2017-12-15 2018-05-18 苏州赛斯德工程设备有限公司 一种耐腐蚀抗拉型合金钢及其生产工艺
CN108559922B (zh) * 2018-05-28 2019-06-07 山东易斯特工程工具有限公司 一种隧道掘进机滚刀刀圈合金材料及其制备方法
CN109295384B (zh) * 2018-08-31 2020-11-24 上海大学 含硫锡碲的易切削钢及其制备方法
CN109457194B (zh) * 2018-10-29 2020-07-28 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种保淬透性易切削钢及其热处理方法
CN113293336A (zh) * 2021-04-13 2021-08-24 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种屈服强度500MPa级稀土非调质易切削热轧圆钢的制备方法
CN115233088A (zh) * 2021-04-25 2022-10-25 日照东昌铸业股份有限公司 一种耐腐蚀铸造高碳钢及其制备方法
CN115558843A (zh) * 2021-09-08 2023-01-03 僖昴晰(上海)新材料有限公司 一种合金钢组合物
CN114015938A (zh) * 2021-10-27 2022-02-08 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种240MPa级冷轧碳素结构钢及其生产方法
CN114990424B (zh) * 2021-11-22 2023-05-26 上海双舜科技发展有限公司 一种高合金热作模具钢及其加工工艺

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1436874A (zh) * 2002-02-05 2003-08-20 日本高周波钢业株式会社 热工具钢
CN1659297A (zh) * 2002-06-14 2005-08-24 新日本制铁株式会社 切削性优异的钢

Family Cites Families (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
BE614881A (fr) * 1961-05-16 1962-07-02 Ishikawajima Harima Heavy Ind Acier ductile au manganèse-molybdène
FR2107804B1 (zh) * 1970-09-18 1974-09-20 Vallourec
JPH06104857B2 (ja) * 1989-04-07 1994-12-21 新日本製鐵株式会社 疲労特性の優れた快削性厚板の製造方法
JPH11293398A (ja) * 1998-04-06 1999-10-26 Kawasaki Steel Corp 高密度エネルギービーム溶接に適した熱延鋼板およびその製造方法
JP3534166B2 (ja) * 1998-05-12 2004-06-07 住友金属工業株式会社 被削性、耐粗粒化特性及びケースクラッシュに対する抵抗性に優れた機械構造用鋼
JP3706560B2 (ja) 2000-08-30 2005-10-12 株式会社神戸製鋼所 切屑処理性および機械的特性に優れた機械構造用鋼
EP1254275B1 (en) * 2000-12-14 2008-01-09 Posco STEEL PLATE TO BE PRECIPITATING TiN + ZrN FOR WELDED STRUCTURES, METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME AND WELDING FABRIC USING THE SAME
KR100435488B1 (ko) * 2000-12-15 2004-06-10 주식회사 포스코 침질처리에 의해 ＴｉＮ과 ＺｒＮ의 석출물을 갖는용접구조용 강재의 제조방법
JP4681160B2 (ja) * 2001-07-10 2011-05-11 愛知製鋼株式会社 高温浸炭用鋼の製造方法及びその方法により製造された高温浸炭用鋼
JP3901582B2 (ja) * 2002-05-28 2007-04-04 日本高周波鋼業株式会社 金型用快削鋼
JP4205406B2 (ja) 2002-07-25 2009-01-07 株式会社神戸製鋼所 切削工具寿命に優れた機械構造用鋼およびその製法
JP4057930B2 (ja) * 2003-02-21 2008-03-05 新日本製鐵株式会社 冷間加工性に優れた機械構造用鋼及びその製造方法
JP4325277B2 (ja) * 2003-05-28 2009-09-02 住友金属工業株式会社 熱間成形法と熱間成形部材
JP3918787B2 (ja) * 2003-08-01 2007-05-23 住友金属工業株式会社 低炭素快削鋼
JP4510488B2 (ja) * 2004-03-11 2010-07-21 新日本製鐵株式会社 成形性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき複合高強度鋼板およびその製造方法
JP4327051B2 (ja) * 2004-09-08 2009-09-09 山陽特殊製鋼株式会社 鏡面性に優れたプラスチック金型用鋼
JP4682822B2 (ja) * 2004-11-30 2011-05-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1436874A (zh) * 2002-02-05 2003-08-20 日本高周波钢业株式会社 热工具钢
CN1659297A (zh) * 2002-06-14 2005-08-24 新日本制铁株式会社 切削性优异的钢

Non-Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
JP特开2003-27135A 2003.01.29
JP特开2003-342691A 2003.12.03
JP特开2006-77274A 2006.03.23

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Publication number Publication date
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JP4473928B2 (ja) 2010-06-02
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BRPI0804500B1 (pt) 2018-09-18
AU2008241823A1 (en) 2008-10-30

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