JP2004018925A

JP2004018925A - Steel of excellent machinability

Info

Publication number: JP2004018925A
Application number: JP2002174645A
Authority: JP
Inventors: Masayuki Hashimura; 橋村　雅之; Atsushi Mizuno; 水野　淳; Hiroshi Hirata; 平田　浩; Kenichiro Naito; 内藤　賢一郎; Hiroshi Hagiwara; 萩原　博
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2002-06-14
Filing date: 2002-06-14
Publication date: 2004-01-22
Anticipated expiration: 2022-06-14
Also published as: JP4267260B2; KR100683923B1; KR20050008823A; CN1659297A; TW200401041A; TWI306476B; WO2003106724A1; CN100355927C

Abstract

<P>PROBLEM TO BE SOLVED: To provide low-carbon steel of excellent machinability which is improved in service life of a tool and surface roughness, and to provide structural steel and high-strength steel having mechanical properties (including anisotropy) and machinability in combination. <P>SOLUTION: Steel of excellent machinability has a composition consisting of, by mass, 0.001-1.5% C, ≤ 3% Si, 0.01-3% Mn, 0.001-0.2% P, 0.0001-1.2% S, 0.001-0.5% Zn, 0.0001-0.02% N, and 0.0005-0.05% O. In addition, the steel contains 0.002-0.5% Sn and/or 0.0005-0.05% B which are machinable elements as necessary. A cost is reduced, and the production efficiency is improved thereby. <P>COPYRIGHT: (C)2004,JPO

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は自動車や一般機械などの部品に用いられる鋼に関するものであり、特に切削時の工具寿命、切削表面粗さおよび切り屑処理性等の被削性に優れた鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
一般機械や自動車は多種の部品を組み合わせて製造されているが、その部品は要求精度と製造効率の観点から、多くの場合、切削工程を経て製造されている。その際、コスト低減と生産能率の向上が求められ、鋼にも被削性の向上が求められている。
【０００３】
Ｃ添加量が０．２％未満の低炭快削鋼と呼ばれるＳＵＭ２３やＳＵＭ２４Ｌは被削性を重要視して開発されてきた。これまで被削性を向上させるためにＳ、Ｐｂなど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、近年、Ｐｂは環境負荷として使用を避ける傾向に有り、その使用量を低減する方向にある。
【０００４】
これまでもＰｂを添加しない場合にはＳのように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手法が使われている。しかしいわゆる低炭鉛快削鋼ＳＵＭ２４Ｌには低炭硫黄快削鋼ＳＵＭ２３と同量のＳが添加されている。したがって従来以上のＳ量を添加する必要がある。しかし多量Ｓ添加ではＭｎＳを単に粗大にするだけで、被削性向上に有効なＭｎＳ分布にならないだけでなく、圧延、鍛造等において破壊起点になって圧延疵等の製造上の問題を多く引き起こす。さらにＳＵＭ２３をベースとする硫黄快削鋼では構成刃先が付着しやすく、構成刃先の脱落および切り屑分離現象に伴う、切削表面に凹凸が生じ、表面粗さが劣化する。従って被削性の観点からも表面粗さが劣化による精度低下が問題である。切り屑処理性においても、切り屑が短く分断しやすい方が良好とされているが、単なるＳ添加だけではマトリックスの延性が大きいため、十分に分断されず、大きく改善できなかった。
Ｓ以外の元素、Ｔｅ、Ｂｉ、Ｐ等も被削性向上元素として知られているが、ある程度被削性を向上させることができても、圧延や熱間鍛造時に割れを生じ易くなるため、極力少ない方が望ましいとされている。
【０００５】
また０．２％以上のＣを含有する鋼ではＣ、Ｃｒ、Ｍｏ等の合金元素を多く含み、比較的高強度を有する。このような構造用鋼の場合、構成刃先生成とそれによって生じる切削表面の凹凸（粗さ）の問題は小さく、元来が硬い材料なので、表面粗さは比較的良好である。しかし、基本的な強度が高いために被削性向上元素のＳを多く添加すると、生成されるＭｎＳが圧延や鍛造で伸延するために機械的性質に異方性を生じるため、部品への適用には大きく制約をうける。実質高強度鋼には被削性向上のためのＳ添加は行われず、被削性を犠牲にすることがほとんどである。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
上記のような情況から、本発明は、圧延や鍛造および製品性能上の不具合を避けつつ、Ｃ含有量が０．１５％に満たないいわゆる低炭素鋼に関しては工具寿命と表面粗さの両者を改善した優れた被削性を有する鋼を供給することであり、また、０．１５％以上のＣを含有する構造用鋼、高強度鋼の場合には機械的性質（異方性も含む）と被削性が両立する鋼を提供することを課題とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
切削は切り屑を分離する破壊現象であり、それを促進させることが一つのポイントとなる。しかし、前述したごとく、Ｓを単純に増量するだけでは限界がある。
【０００８】
そこで、本発明者らは実験を重ね鋭意研究した結果、Ｓを増量するだけでなく、基本成分としてＺｎを含有させることによりマトリックスを脆化させ、破壊を容易にして工具寿命を延長すると共に切削表面の凹凸を抑制できることを知見した。
【０００９】
本発明は以上の知見に基づいてなされたものであって、その要旨は以下のとおりである。
【００１０】
（１）　質量％で（以下、同じ）、
Ｃ：０．００１〜１．５％、
Ｓｉ：３％以下、
Ｍｎ：０．０１〜３％、
Ｐ：０．００１〜０．２％、
Ｓ：０．０００１〜１．２％、
Ｚｎ：０．００１〜０．５％、
Ｎ：０．０００１〜０．０２％、
Ｏ：０．０００５〜０．０５％
を含有することを特徴とする被削性に優れた鋼。
【００１１】
（２）　さらに、
Ｓｎ：０．００２〜０．５％
を含有することを特徴とする上記（１）記載の被削性に優れた鋼。
（３）　さらに、
Ｂ：０．０００５〜０．０５％、
を含有することを特徴とする上記（１）または（２）記載の被削性に優れた鋼。
【００１２】
（４）　さらに、
Ｃｒ：０．０１〜７％、
Ｍｏ：０．０１〜３％、
Ｖ：０．０１〜３．０％、
Ｎｂ：０．００１〜０．２％、
Ｔｉ：０．００１〜０．５％、
Ｗ：０．０１〜３％
の内の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）乃至（３）の内のいずれかに記載の被削性に優れた鋼。
【００１３】
（５）　さらに、
Ｎｉ：０．０５〜７％、
Ｃｕ：０．０２〜３％
の内の１種または２種を含有すると共に、Ｃｕが０．３％以上を含む場合はＮｉ％≧Ｃｕ％を満足することを特徴とする上記（１）乃至（４）の内のいずれかに記載の被削性に優れた鋼。
【００１４】
（６）　さらに、
Ａｌ：０．００１〜２％、
Ｃａ：０．０００２〜０．０１％、
Ｚｒ：０．０００３〜０．５％、
Ｍｇ：０．０００２〜０．０２％
の内の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）乃至（５）の内のいずれかに記載の被削性に優れた鋼。
【００１５】
（７）　さらに、
Ｔｅ：０．００１〜０．５％、
Ｐｂ：０．０１〜０．７％、
Ｂｉ：０．０１〜０．７％
の内の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）乃至（６）の内のいずれかに記載の被削性に優れた鋼。
【００１６】
【発明の実施の形態】
本発明の基本思想は、鋼の必須成分としてＳの他にＺｎを含有させることにより、機械的性質を損なうことなく、被削性を向上させることにある。
【００１７】
即ち、Ｚｎは、本発明で特に重要な元素である。Ｚｎには鋼を脆化させる効果があり、被削性を向上させる効果を持つ。特に切削表面粗さを改善する効果がある。また従来から知られているＭｎＳのような粗大な介在物の形態をとらず、マトリックス中に存在するために機械的性質の劣化は最低限に抑制することができる。この効果は特に異方性として顕著に認められる。逆に同程度の機械的性質を有していても、Ｚｎが添加されている場合には良好な被削性を得ることができる。これは切削熱によって温度上昇したときにＺｎの脆化効果が顕著になるためと考えられる。さらに切削中には工具／被削材界面で潤滑効果を生み出すと考えられる。Ｚｎ：０．００１％未満ではその効果が小さい。一方、Ｚｎは溶製時に非常に気化しやすいことから、Ｚｎを溶鋼中に残留させ、凝固後も０．５％を超えるＺｎ量を維持するには、多量のＺｎの投入が必要であり、コストの点から工業的に成立しないため０．５％を上限とした。従って、本発明鋼のＺｎの成分範囲を０．００１〜０．５％に限定した。
【００１８】
Ｚｎに加えて、さらに、Ｓｎ、Ｂ、Ｔｅ等の被削性向上元素を含有させることができるが、Ｓｎは単独では被削性は向上せず、Ｚｎとの相互作用により被削性が向上する。
【００１９】
以下に、Ｚｎ以外の鋼成分を限定した理由を説明する。
【００２０】
Ｃ：０．００１〜１．５％
Ｃは、鋼材の基本強度と鋼中の酸素量に関係するので被削性に大きな影響を及ぼす。Ｃを多く添加して強度を高めると被削性を低下させるのでその上限を１．５％とした。一方、被削性を低下させる硬質酸化物生成を防止しつつ、凝固過程でのピンホール等の高温での固溶酸素の弊害を抑制するため、酸素量を適量に制御する必要がある。単純に吹錬によってＣ量を低減させすぎるとコストがかさむだけでなく、鋼中酸素量が多量に残留してピンホール等の不具合の原因となる。従って、ピンホール等の不具合を容易に防止できるＣ量０．００１％を下限とした。
【００２１】
Ｓｉ：３％以下
Ｓｉの過度な添加は熱間延性が低下して圧延等が困難になるが、適度な添加は機械的性質を付与したり、酸化物を軟質化させ、被削性を向上させる。その上限は３％であり、それ以上では熱間延性が低下して圧延等が困難になり工業生産が困難になる。また、硬質酸化物を生じて被削性を低下させるなどの弊害も生じる。
【００２２】
Ｍｎ：０．０１〜３．０％
Ｍｎは、脱酸元素として、また鋼中硫黄をＭｎＳとして固定・分散させるために必要である。また鋼中酸化物を軟質化させ、酸化物を無害化させるために必要である。その効果は添加するＳ量にも依存するが、０．０１％未満では添加ＳをＭｎＳとして十分に固定できず、ＳがＦｅＳとなり脆くなる。Ｍｎ量が大きくなると素地の硬さが大きくなり被削性や冷間加工性が低下するので、３．０％を上限とした。
【００２３】
Ｐ：０．００１〜０．２％
Ｐは、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、熱間加工性や鋳造特性が低下するので、その上限を０．２％にしなければならない。一方、脆化させることで切削を容易にして被削性向上に効果がある元素で下限値を０．００１％とした。
【００２４】
Ｓ：０．０００１〜１．２％
Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳ介在物として存在する。ＭｎＳは被削性を向上させるが、伸延したＭｎＳは鍛造時の異方性を生じる原因の一つである。大きなＭｎＳは避けるべきであるが、被削性向上の観点からは多量の添加が好ましい。従ってＭｎＳを微細分散させることが好ましい。被削性向上には０．０００１％以上の添加が必要で、好ましくは０．００１％以上の添加がよい。一方、１．２％を越えると粗大ＭｎＳの生成が避けられないだけでなく、ＦｅＳ等による鋳造特性、熱間変形特性の劣化から製造中に割れを生じるので、これを上限とした。
【００２５】
Ｎ：０．０００１〜０．０２％
Ｎは、固溶Ｎの場合、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、工具の寿命を低下させるが、切削表面粗さを改善する効果もある。またＢと結びついてＢＮを生成して被削性を向上させる。Ｎ含有量が０．０００１％未満では固溶窒素による表面粗さ向上効果やＢＮによる被削性改善効果が認められないので、これを下限とした。またＮ含有量が０．０２％を越えると固溶窒素が多量に存在するためかえって工具寿命を低下させる。また鋳造途中に気泡を生成し、疵などの原因となる。従って本発明ではそれらの弊害が顕著になる０．０２％を上限とした。
【００２６】
Ｏ：０．０００５〜０．０５％
Ｏは、ｆｒｅｅで存在する場合には冷却時に気泡となり、ピンホールの原因となる。また酸化物を軟質化し、被削性に有害な硬質酸化物を抑制するためにも制御が必要である。さらにＭｎＳの微細分散させる際にも析出核として酸化物を利用する。Ｏ含有量が０．０００５％未満では十分にＭｎＳを微細分散させることができず、粗大なＭｎＳを生じ、機械的性質にも悪影響を及ぼす。従って０．０００５％を下限とした。さらにＯ含有量が０．０５％を越えると鋳造中に気泡となりピンホールとなるため、０．０５％以下とした。
【００２７】
Ｓｎ：０．００２〜０．５％
Ｓｎは、軟質金属であり、鋼中では粒界等に分布して鋼を脆化させる。このことで被削性を向上させる。０．００２％以下ではその効果が認められず、０．５％を越えると、鋼を脆化させることで鋳造および圧延を困難にする。したがってその範囲を０．００２〜０．５％とした。
【００２８】
Ｂ：０．０００５〜０．０５％
Ｂは、被削性向上に効果がある。この効果は０．０００５％未満では顕著でなく、０．０５％を超えて添加してもその効果が飽和し、熱履歴によってＢＮが多く析出しすぎるとかえって鋳造特性、熱間変形特性の劣化から製造中に割れを生じる。そこで０．０００５〜０．０５％を範囲とした。
【００２９】
Ｃｒ：０．０１〜７％
Ｃｒは焼入れ性向上、焼戻し軟化抵抗付与元素である。また多量に添加することで耐食性を得られる。そのため高強度化が必要な鋼には添加される。その場合、０．０１％以上の添加を必要とする。しかし多量に添加するとＣｒ炭化物を生成し脆化させるため、７％を上限とした。
【００３０】
Ｍｏ：０．０１〜３％
Ｍｏは、焼戻し軟化抵抗を付与するとともに、焼入れ性を向上させる元素である。０．０１％未満ではその効果が認められず、３％を超えて添加してもその効果が飽和しているので、０．０１％〜３％を添加範囲とした。
【００３１】
Ｖ：０．０１〜３％
Ｖは、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。０．０１％未満では高強度化に効果はなく、３％を超えて添加すると多くの炭窒化物を析出し、かえって機械的性質を損なうので、これを上限とした。
【００３２】
Ｎｂ：０．００１〜０．２％
Ｎｂ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。０．００１％未満では高強度化に効果はなく、０．２％を超えて添加すると多くの炭窒化物を析出し、かえって機械的性質を損なうので、これを上限とした。
【００３３】
Ｔｉ：０．００１〜０．５％
Ｔｉも炭窒化物を形成し、鋼を強化する。また脱酸元素でもあり、軟質酸化物を形成させることで被削性を向上させることが可能である。０．００１％未満ではその効果が認められず、０．５％を超えて添加してもその効果が飽和する。また、Ｔｉは高温でも窒化物となりオーステナイト粒の成長を抑制する。そこで上限を０．５％とした。
【００３４】
Ｗ：０．０１〜３％
Ｗは、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。０．０１％未満では高強度化に効果はなく、３％を超えて添加すると粗大な炭窒化物を析出し、かえって機械的性質を損なうので、これを上限とした。
【００３５】
Ｎｉ：０．０５〜７％
Ｎｉは、フェライトを強化し、延性を延性向上させるとともに焼入れ性向上、耐食性向上にも有効である。０．０５％未満ではその効果は認められず、７％を超えて添加しても、機械的性質の点では効果が飽和するので、これを上限とした。
【００３６】
Ｃｕ：０．０２〜３％
Ｃｕは、フェライトを強化し、延性を延性向上させるとともに焼入れ性向上、耐食性向上にも有効である。０．０２％未満ではその効果は認められず、３％を超えて添加しても、機械的性質の点では効果が飽和するので、これを上限とした。またＣｕは単独で添加すると熱間延性を極端に低下させて、割れ等の鋳造、圧延におけるトラブルの原因となる。その添加量が０．３％を越える場合には、製造上のトラブルをそれを避けるために、Ｎｉの添加量をＮｉ％≧Ｃｕ％となるように添加することが好ましい。
【００３７】
Ａｌ：０．００１〜２％
Ａｌは、脱酸元素で鋼中ではＡｌ_２Ｏ_３やＡｌＮを形成する。　それにより焼入れ時のオーステナイト粒径の粗大化防止さらには靭性の向上に有効である。しかし０．００１％未満ではその効果が認められず、２％を越えると粗大な介在物を生じて、かえって機械的性質を低下させる。さらにＡｌ_２Ｏ_３は硬質なので切削時に工具損傷の原因となり、摩耗を促進する場合がある。そこでオーステナイト粒等の粗大化効果が飽和し、Ａｌ_２Ｏ_３の弊害が顕著となる２％を上限とした。特に被削性を優先する場合にはＡｌ_２Ｏ_３を多量に生成しない０．０１５％以下にすることが好ましく、さらに酸化物の軟質化を優先させる場合には０．００５％以下が好ましい。
【００３８】
Ｃａ：０．０００２〜０．０１％
Ｃａは、脱酸元素であり、軟質酸化物を生成し、被削性を向上させるだけでなく、ＭｎＳに固溶してその変形能を低下させ、圧延や熱間鍛造してもＭｎＳ形状の伸延を抑制する働きがある。したがって異方性の低減に有効な元素である。０．０００２％未満ではその効果は顕著ではなく、０．０１％を超えて添加しても歩留まりが極端に悪くなるばかりでなく、硬質のＣａＯ、ＣａＳなどを大量に生成し、かえって被削性を低下させる。したがって成分範囲を０．０００２〜０．０１％と規定した。
【００３９】
Ｚｒ：０．０００３〜０．５％
Ｚｒは、脱酸元素であり、酸化物を生成する。酸化物はＭｎＳの析出核になりＭｎＳの微細均一分散に効果がある。またＭｎＳに固溶してその変形能を低下させ、圧延や熱間鍛造してもＭｎＳ形状の伸延を抑制する働きがある。したがって異方性の低減に有効な元素である。０．０００３％未満ではその効果は顕著ではなく、０．５％を越えて添加しても歩留まりが極端に悪くなるばかりでなく、硬質のＺｒＯ_２やＺｒＳなどを大量に生成し、かえって被削性を低下させる。したがって成分範囲を０．０００３〜０．５％と規定した。
【００４０】
Ｍｇ：０．０００２〜０．０２％
Ｍｇは、脱酸元素であり、酸化物を生成する。酸化物はＭｎＳの析出核になりＭｎＳの微細均一分散に効果がある。したがって異方性の低減に有効な元素である。０．０００２％未満ではその効果は顕著ではなく、０．０２％を超えて添加しても歩留まりが極端に悪くなるばかりで効果は飽和する。したがって成分範囲を０．０００２〜０．０２％と規定した。
【００４１】
Ｔｅ：０．００１〜０．５％
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てＭｎＳ形状の伸延を抑制する働きがある。したがって異方性の低減に有効な元素である。この効果は０．００１％未満では認められず、０．５％を超えると効果が飽和する。
【００４２】
Ｐｂ、Ｂｉ：０．０１〜０．７％
ＰｂおよびＢｉは、被削性向上に効果のある元素である。その効果は０．０１％未満では認められず、０．７％を超えて添加しても被削性向上効果が飽和するだけでなく、熱間鍛造特性が低下して疵の原因となりやすい。そのことからそれぞれの含有量を０．０１〜０．７％とした。
【００４３】
【実施例】
本発明の効果を実施例によって説明する。表１に示す化学成分を有する供試材の一部は２７０ｔ転炉で溶製後、ビレットに分解圧延、さらにφ５０ｍｍの棒鋼に圧延した。他は２ｔ−真空溶解炉にて溶製、圧延した。表２の実施例１〜４０に示す材料の被削性評価はドリル穿孔試験で表３に切削条件を示す。累積穴深さ１０００ｍｍまで切削可能な最高の切削速度（いわゆるＶＬ１０００）で被削性を評価した。
【００４４】
さらに表面粗さは突切工具によって工具形状を転写する、いわゆるプランジ切削によって評価した。その実験方法の概要を図１に示す。即ち、図１（ａ）に示すように、切削方向１に回転する試験材２を工具３により切削し、図１（ｂ）に示すように、工具３を動かして表面粗さ測定面４を形成する。また切削条件を表４に示す。実験では２００溝加工した場合の表面粗さ（１０点表面粗さＲｚμｍ）を測定した。ここで表２に示す切り屑処理性に関して、切り屑はカール形状となるが、カールが５巻き以下で切り屑が破断し、短い切り屑を生成している場合を「○」、５巻をこえても破断しない長い切り屑を生成している場合を「×」と表記した。
【００４５】
【表１】

【００４６】
【表２】

【００４７】
【表３】

【００４８】
【表４】

【００４９】
発明例はいずれも比較例に対してドリル工具寿命に優れるとともに、プランジ切削における表面粗さが良好であった。これはＣ、Ｓ等の添加量が異なっても、その順位が変わることはなく、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｂ等の元素が添加された場合、同一Ｃ、Ｓ等の比較鋼に比べ、工具寿命と表面粗さに優れた。Ｓ量の多い方が被削性が良好な傾向にあったが、Ｓ量が比較的少量の場合でも切り屑処理性に改善が見られた。
【００５０】
一方、実施例中の比較例６および２６のようにＳｎが添加された場合でもＺｎが添加されていなければ被削性は向上しなかった。
【００５１】
さらに従来から知られているＴｅ、Ｐｂ、Ｂｉ等の被削性向上元素の含まれる場合であってもＺｎを添加した方がより優れた被削性を示した。
【００５２】
同じく、構造用炭素鋼をベースとした鋼の被削性、機械的性質を評価したサンプルの化学成分を表５に評価結果を表６に示す。それぞれの供試材は一部は２７０ｔ転炉で溶製後、ビレットに分解圧延、さらにφ６５ｍｍの棒鋼に圧延した。他は２ｔ−真空溶解炉にて溶製、圧延した。
【００５３】
衝撃値（Ｊ／ｃｍ^２）はＪＩＳに準拠して２ｍｍ深さのＵノッチ試験片を作成して評価した。
【００５４】
０．１％程度のＣを含有する実施例４１〜４３に関する被削性評価はドリル穿孔試験で表３に切削条件を示す。累積穴深さ１０００ｍｍまで切削可能な最高の切削速度（いわゆるＶＬ１０００）で被削性を評価した。
【００５５】
さらに表面粗さは突切工具によって工具形状を転写する、いわゆるプランジ切削によって評価した。実験では２００溝加工した場合の表面粗さを測定した。表４に示すプランジ切削により表面粗さを評価した。
【００５６】
約０．３％のＣを含有する実施例４４〜４６およびそれらを超えるＣ量の実施例４７〜７７に関しては機械的性質を重要視するため、衝撃値およびその異方性を示した。ここでは棒鋼の横断面方向から切り出した試料の衝撃値を示す（「Ｃ方向」欄）とともに、異方性として　（横断面方向試料の衝撃値）／（長手方向試料の衝撃値）を示した（「異方性」欄）。この値が大きいほど異方性が少ないことを示す。
【００５７】
なお実施例４４〜７７の被削性評価はドリル穿孔特性ＶＬ１０００で行い、表７に示す切削条件で評価した。これらの場合、切削表面粗さは評価していない。
【００５８】
【表５】

【００５９】
【表６】

【００６０】
【表７】

【００６１】
実施例４１〜４３の比較では発明例はＶＬ１０００および表面粗さで比較例より勝っていた。また実施例４４〜７７に関しては、発明例はほぼ同等のＣおよび他の合金元素を含有した比較例に対して硬度ＨＶ、横断面方向試料の衝撃値および（横断面方向試料の衝撃値）／（長手方向試料の衝撃値）は、ほぼ同等であるにも拘わらず、発明例の方が、ＶＬ１０００が良好で被削性に優れることがわかる。
【００６２】
さらに比較例５３のようにＳを増量することで被削性を向上させた場合、衝撃値の異方性が低下するため、構造用鋼としての性能が発明例４７、４８より劣ると考えられた。
【００６３】
表８に、合金元素を多量に添加し、焼入れ性を向上させた鋼をベースとした実施例を示す。供試材は一部は２７０ｔ転炉で溶製後、ビレットに分解圧延、さらにφ５０ｍｍに圧延した。他は２ｔ−真空溶解炉にて溶製、圧延した。
【００６４】
実施例７８〜８２はＳＣｒ４２０をベースとした鋼に関して、焼準（９２０℃×１ｈｒ→空冷）を施した後、切削試験に供した。被削性評価はドリル穿孔試験で切削条件は表５と同じ、評価項目は累積穴深さ１０００ｍｍまで切削可能な最高の切削速度（いわゆるＶＬ１０００）である。このＶＬ１０００の単位はｍ／ｍｉｎで、大きい程良好な工具寿命に優れる。さらに硬度を測定するとともに、図２に示すように９ｍｍφの試験片にＲ１．１６ｍｍのノッチを形成したノッチ付き小野式回転曲げ試験片を作成し、図３（ａ）及び（ｂ）に示す条件で浸炭した後に疲労特性を評価した。
【００６５】
その結果、図３（ｂ）に示す焼準後の硬さはほとんど同一にも関わらずＶＬ１０００は開発鋼の方が優れていた。浸炭後の疲労特性はほぼ同等であり、本発明の技術が被削性を向上させるものの、その後の歯車性能を低下させないことがわかる。
【００６６】
【表８】

【００６７】
表９に、さらに合金元素を多量に添加し、焼入れ性を向上させた鋼をベースとした実施例を示す。供試材は一部は２７０ｔ転炉で溶製後、ビレットに分解圧延、さらにφ５０ｍｍに圧延した。他は２ｔ−真空溶解炉にて溶製、圧延した。被削性評価はドリル穿孔試験で切削条件は表７と同じ、評価項目は累積穴深さ１０００ｍｍまで切削可能な最高の切削速度（いわゆるＶＬ１０００）である。
【００６８】
実施例８３〜８８はＳＣＭ４４０をベース鋼として、焼入れ焼戻し処理によって硬度をＨＶ３１０程度に合わせ、被削性評価はＶＬ１０００で行った。また機械的性質として衝撃値を評価した。衝撃値は試料を棒鋼の長手方向から切り出し、ＪＩＳ３号試験片（２ｍｍＵ切欠き試験片）によって測定した。その結果、発明例は比較例に対してほぼ同一の硬度、衝撃値（Ｊ／ｃｍ^２）を有するにもかかわらず、被削性ＶＬ１０００は比較例よりも大きく、優れていた。
【００６９】
また実施例８９〜９４は軸受け鋼をベースとし、球状化焼鈍処理７００℃×２０ｈｒ保定により軟質化させ、被削性ＶＬ１０００を測定した。その結果、発明例は比較例と比較して、ほぼ同等の硬度を有しているにも関わらず、被削性ＶＬ１０００は大きく、比較例より優れていた。
【００７０】
【表９】

【００７１】
【発明の効果】
本発明鋼によれば、鋼中マトリックスの破断を促進することで、０．１５％未満のＣ量のいわゆる低炭快削鋼においては工具寿命と切削表面粗さを改善し、Ｐｂを含まない場合でも良好な工具寿命と切削表面粗さを得ることができ、また、０．１５％以上のＣを含む構造用鋼においても、被削性を向上させるとともに、機械的性質の劣化、特に異方性を最低限に抑制することができる。あるいは同程度の機械的性質を有する鋼よりも本発明鋼は良好な被削性を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】プランジ切削試験の概要を示す図で、（ａ）はプランジ切削試験方法、（ｂ）は工具の動きを示す図である。
【００７２】
【図２】ノッチ部付の小野式回転曲げ試験片を示す図である。
【００７３】
【図３】浸炭条件を示す模式図で、（ａ）は浸炭焼入を（ｂ）は焼準の条件を示す模式図である。
【符号の説明】
１　切削方向
２　試験材
３　工具
４　表面粗さ測定面[0001]
TECHNICAL FIELD OF THE INVENTION
The present invention relates to steel used for parts such as automobiles and general machines, and more particularly to steel excellent in machinability such as tool life during cutting, cutting surface roughness and chip handling.
[0002]
[Prior art]
General machines and automobiles are manufactured by combining various types of parts, and the parts are often manufactured through a cutting process from the viewpoint of required accuracy and manufacturing efficiency. At that time, cost reduction and improvement in production efficiency are required, and steel is also required to have improved machinability.
[0003]
SUM23 and SUM24L, which are called low-carbon free-cutting steels containing less than 0.2% of C, have been developed with emphasis on machinability. It has been known that it is effective to add a machinability improving element such as S or Pb in order to improve machinability. However, in recent years, Pb tends to be avoided as an environmental load, and the amount of Pb used is being reduced.
[0004]
Until now, when Pb is not added, a method of forming inclusions that are soft under a cutting environment such as MnS like S and improving machinability has been used. However, so-called low-carbon lead free-cutting steel SUM24L contains the same amount of S as low-carbon sulfur free-cutting steel SUM23. Therefore, it is necessary to add more S than before. However, when a large amount of S is added, merely making MnS coarse, not only does not result in an effective MnS distribution for improving machinability, but also becomes a fracture starting point in rolling, forging, etc., and causes many production problems such as rolling flaws. . Further, in the case of the SUM23-based sulfur free-cutting steel, the constituent cutting edge easily adheres, and the cut surface becomes uneven due to the falling of the constituent cutting edge and the chip separation phenomenon, thereby deteriorating the surface roughness. Therefore, from the viewpoint of machinability, there is a problem that accuracy is reduced due to deterioration of surface roughness. In terms of chip controllability as well, it is considered better if the chips are short and easy to separate, but the simple addition of S has a large ductility of the matrix, so that the matrix is not sufficiently separated and cannot be significantly improved.
Elements other than S, such as Te, Bi, and P, are also known as machinability improving elements. However, even if machinability can be improved to some extent, cracks easily occur during rolling or hot forging. It is said that it is desirable to have as little as possible.
[0005]
Further, steel containing 0.2% or more of C contains a lot of alloying elements such as C, Cr, and Mo, and has relatively high strength. In the case of such structural steel, the problem of the generation of the constituent cutting edges and the resulting unevenness (roughness) of the cutting surface is small, and the surface roughness is relatively good because it is originally a hard material. However, if a large amount of S, which is a machinability improving element, is added due to its high basic strength, the generated MnS will be elongated by rolling or forging, resulting in anisotropy in mechanical properties. Is greatly restricted. S is not added to the substantially high-strength steel for improving machinability, and the machinability is almost always sacrificed.
[0006]
[Problems to be solved by the invention]
In view of the above circumstances, the present invention reduces both tool life and surface roughness for so-called low carbon steels having a C content of less than 0.15% while avoiding defects in rolling, forging and product performance. To provide steel with improved and excellent machinability, and in the case of structural steel and high-strength steel containing 0.15% or more of C, mechanical properties (including anisotropy) It is an object of the present invention to provide a steel that is compatible with steel and machinability.
[0007]
[Means for Solving the Problems]
Cutting is a breaking phenomenon that separates chips, and promoting it is one point. However, as described above, there is a limit to simply increasing S.
[0008]
Therefore, the present inventors have conducted extensive experiments and conducted extensive studies. As a result, not only is the amount of S increased, but also the inclusion of Zn as a basic component makes the matrix brittle, facilitates fracture, prolongs tool life, and cuts. It has been found that irregularities on the surface can be suppressed.
[0009]
The present invention has been made based on the above findings, and the gist is as follows.
[0010]
(1) In mass% (hereinafter the same),
C: 0.001 to 1.5%,
Si: 3% or less,
Mn: 0.01 to 3%,
P: 0.001-0.2%,
S: 0.0001 to 1.2%,
Zn: 0.001-0.5%,
N: 0.0001 to 0.02%,
O: 0.0005 to 0.05%
A steel excellent in machinability characterized by containing.
[0011]
(2)
Sn: 0.002-0.5%
A steel excellent in machinability according to the above (1), characterized by containing:
(3)
B: 0.0005 to 0.05%,
The steel excellent in machinability according to the above (1) or (2), comprising:
[0012]
(4)
Cr: 0.01 to 7%,
Mo: 0.01 to 3%,
V: 0.01 to 3.0%,
Nb: 0.001 to 0.2%,
Ti: 0.001 to 0.5%,
W: 0.01 to 3%
The steel excellent in machinability according to any one of the above (1) to (3), characterized by containing one or more of the above.
[0013]
(5)
Ni: 0.05-7%,
Cu: 0.02 to 3%
One or two of the above, and when Cu contains 0.3% or more, satisfying Ni% ≧ Cu%, any one of the above (1) to (4) 4. A steel excellent in machinability according to 2.).
[0014]
(6)
Al: 0.001-2%,
Ca: 0.0002-0.01%,
Zr: 0.0003-0.5%,
Mg: 0.0002-0.02%
The steel excellent in machinability according to any one of the above (1) to (5), characterized by containing one or more of the above.
[0015]
(7)
Te: 0.001 to 0.5%,
Pb: 0.01 to 0.7%,
Bi: 0.01 to 0.7%
The steel excellent in machinability according to any one of the above (1) to (6), characterized by containing one or more of the above.
[0016]
BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
The basic idea of the present invention is to improve machinability without impairing mechanical properties by including Zn as an essential component of steel in addition to S.
[0017]
That is, Zn is a particularly important element in the present invention. Zn has the effect of embrittlement of steel and has the effect of improving machinability. Particularly, there is an effect of improving the cutting surface roughness. In addition, since it does not take the form of a coarse inclusion such as conventionally known MnS and exists in a matrix, deterioration of mechanical properties can be suppressed to a minimum. This effect is particularly noticeable as anisotropy. Conversely, even if they have similar mechanical properties, good machinability can be obtained when Zn is added. This is considered to be because the embrittlement effect of Zn becomes remarkable when the temperature is increased by cutting heat. It is also believed that during cutting, a lubricating effect is created at the tool / workpiece interface. If the Zn content is less than 0.001%, the effect is small. On the other hand, since Zn is very easy to evaporate at the time of smelting, a large amount of Zn needs to be introduced in order to allow Zn to remain in the molten steel and maintain a Zn amount exceeding 0.5% even after solidification. Since it is not industrially feasible from the viewpoint of cost, the upper limit is set to 0.5%. Therefore, the range of Zn in the steel of the present invention is limited to 0.001 to 0.5%.
[0018]
In addition to Zn, machinability-improving elements such as Sn, B, and Te can be contained. However, Sn alone does not improve machinability, and machinability is improved by interaction with Zn. I do.
[0019]
The reason for limiting the steel components other than Zn will be described below.
[0020]
C: 0.001 to 1.5%
C has a significant effect on machinability because it relates to the basic strength of the steel material and the amount of oxygen in the steel. If the strength is increased by adding a large amount of C, the machinability decreases, so the upper limit was made 1.5%. On the other hand, it is necessary to control the amount of oxygen to an appropriate amount in order to prevent the formation of hard oxides that reduce machinability and to suppress the adverse effects of dissolved oxygen at high temperatures such as pinholes during the solidification process. If the amount of C is simply reduced too much by blowing, not only does the cost increase, but also a large amount of oxygen in the steel remains and causes problems such as pinholes. Therefore, the lower limit of the C content of 0.001% at which inconveniences such as pinholes can be easily prevented is set.
[0021]
Si: 3% or less Excessive addition of Si lowers hot ductility and makes it difficult to roll, etc., but moderate addition imparts mechanical properties or softens oxides, improving machinability. Let it. The upper limit is 3%. If it is more than 3%, hot ductility is reduced, making rolling and the like difficult, and industrial production becomes difficult. Further, adverse effects such as reduction of machinability due to generation of hard oxides also occur.
[0022]
Mn: 0.01 to 3.0%
Mn is necessary as a deoxidizing element and for fixing and dispersing sulfur in steel as MnS. In addition, it is necessary to soften oxides in steel and make the oxides harmless. The effect also depends on the amount of S added, but if it is less than 0.01%, the added S cannot be sufficiently fixed as MnS, so that S becomes FeS and becomes brittle. When the amount of Mn increases, the hardness of the substrate increases, and machinability and cold workability decrease. Therefore, the upper limit is set to 3.0%.
[0023]
P: 0.001 to 0.2%
P increases the hardness of the base material in steel, and deteriorates not only cold workability but also hot workability and casting properties. Therefore, the upper limit of P must be set to 0.2%. On the other hand, the lower limit is set to 0.001%, which is an element which is effective for improving machinability by facilitating cutting by embrittlement.
[0024]
S: 0.0001-1.2%
S bonds with Mn and exists as MnS inclusions. MnS improves machinability, but elongated MnS is one of the causes of anisotropy during forging. Large MnS should be avoided, but a large amount is preferable from the viewpoint of improving machinability. Therefore, it is preferable to finely disperse MnS. To improve machinability, 0.0001% or more is required, and preferably 0.001% or more is good. On the other hand, if it exceeds 1.2%, not only the generation of coarse MnS is unavoidable, but also cracks occur during production due to deterioration of casting properties and hot deformation properties due to FeS or the like.
[0025]
N: 0.0001 to 0.02%
N hardens steel in the case of solid solution N. In particular, in cutting, it hardens near the cutting edge due to dynamic strain aging and shortens the life of the tool, but also has the effect of improving the cutting surface roughness. In addition, BN is generated in combination with B to improve machinability. If the N content is less than 0.0001%, the effect of improving the surface roughness by the dissolved nitrogen and the effect of improving the machinability by BN are not recognized. On the other hand, if the N content exceeds 0.02%, a large amount of solute nitrogen is present, so that the tool life is rather shortened. In addition, bubbles are generated during casting, which causes flaws and the like. Therefore, in the present invention, the upper limit is set to 0.02% at which these adverse effects become remarkable.
[0026]
O: 0.0005 to 0.05%
When O is present in a free state, it becomes a bubble at the time of cooling and causes a pinhole. Control is also required to soften oxides and suppress hard oxides harmful to machinability. Further, when finely dispersing MnS, an oxide is used as a precipitation nucleus. If the O content is less than 0.0005%, MnS cannot be sufficiently finely dispersed, coarse MnS is generated, and the mechanical properties are adversely affected. Therefore, 0.0005% was made the lower limit. Further, if the O content exceeds 0.05%, bubbles are formed during casting and pinholes are formed.
[0027]
Sn: 0.002-0.5%
Sn is a soft metal, and is distributed at grain boundaries and the like in steel to embrittle the steel. This improves machinability. If the content is less than 0.002%, the effect is not recognized. If the content exceeds 0.5%, casting and rolling become difficult due to embrittlement of the steel. Therefore, the range was made 0.002 to 0.5%.
[0028]
B: 0.0005 to 0.05%
B is effective in improving machinability. This effect is not remarkable when the content is less than 0.0005%, and the effect is saturated even when the content exceeds 0.05%, and the casting properties and the hot deformation properties deteriorate when the BN precipitates too much due to the heat history. Cracks during manufacturing. Therefore, the range is 0.0005 to 0.05%.
[0029]
Cr: 0.01 to 7%
Cr is an element that imparts hardenability and temper softening resistance. In addition, corrosion resistance can be obtained by adding a large amount. Therefore, it is added to steels requiring high strength. In that case, 0.01% or more must be added. However, if added in a large amount, Cr carbides are formed and embrittled, so the upper limit is 7%.
[0030]
Mo: 0.01 to 3%
Mo is an element that imparts temper softening resistance and improves hardenability. If it is less than 0.01%, the effect is not recognized, and even if it exceeds 3%, the effect is saturated. Therefore, the addition range is set to 0.01% to 3%.
[0031]
V: 0.01 to 3%
V forms carbonitrides and can strengthen the steel by secondary precipitation hardening. If it is less than 0.01%, there is no effect on increasing the strength, and if it exceeds 3%, a large amount of carbonitride precipitates, which impairs the mechanical properties.
[0032]
Nb: 0.001 to 0.2%
Nb also forms carbonitrides and can strengthen the steel by secondary precipitation hardening. If it is less than 0.001%, there is no effect in increasing the strength, and if it exceeds 0.2%, a large amount of carbonitride precipitates and mechanical properties are rather impaired.
[0033]
Ti: 0.001 to 0.5%
Ti also forms carbonitrides and strengthens the steel. It is also a deoxidizing element, and can improve machinability by forming a soft oxide. If it is less than 0.001%, the effect is not recognized, and even if it exceeds 0.5%, the effect is saturated. Further, Ti becomes a nitride even at a high temperature and suppresses the growth of austenite grains. Therefore, the upper limit is set to 0.5%.
[0034]
W: 0.01 to 3%
W forms carbonitrides and can strengthen the steel by secondary precipitation hardening. If it is less than 0.01%, there is no effect on increasing the strength, and if it exceeds 3%, coarse carbonitrides are precipitated and mechanical properties are rather impaired.
[0035]
Ni: 0.05 to 7%
Ni is effective in strengthening ferrite, improving ductility, improving hardenability, and improving corrosion resistance. If the content is less than 0.05%, the effect is not recognized, and if the content exceeds 7%, the effect is saturated in terms of mechanical properties. Therefore, the upper limit is set.
[0036]
Cu: 0.02 to 3%
Cu is effective for strengthening ferrite, improving ductility, improving hardenability, and improving corrosion resistance. If it is less than 0.02%, the effect is not recognized, and if it exceeds 3%, the effect is saturated in terms of mechanical properties. Therefore, the upper limit is set. In addition, when Cu is added alone, the hot ductility is extremely lowered, which causes troubles such as cracks in casting and rolling. When the addition amount exceeds 0.3%, it is preferable to add Ni so that Ni% ≧ Cu% in order to avoid manufacturing troubles.
[0037]
Al: 0.001-2%
Al is a deoxidizing element and forms Al ₂ O ₃ and AlN in steel. This is effective for preventing austenite grain size from being coarsened during quenching and for improving toughness. However, if the content is less than 0.001%, the effect is not recognized. If the content is more than 2%, coarse inclusions are generated, and the mechanical properties are rather deteriorated. Further, Al ₂ O ₃ is hard, which may cause tool damage during cutting and promote wear. Therefore, the upper limit is set to 2% at which the effect of coarsening of austenite grains and the like is saturated and the adverse effect of Al ₂ O ₃ becomes significant. In particular, when machinability is prioritized, the content is preferably set to 0.015% or less which does not generate a large amount of Al ₂ O _3, and when priority is given to softening of the oxide, 0.005% or less is preferable.
[0038]
Ca: 0.0002-0.01%
Ca is a deoxidizing element, generates a soft oxide and not only improves the machinability, but also dissolves in MnS to reduce its deformability, and the MnS shape is formed even by rolling or hot forging. It works to control distraction. Therefore, it is an element effective for reducing anisotropy. If the content is less than 0.0002%, the effect is not remarkable. If the content exceeds 0.01%, not only the yield is extremely deteriorated, but also a large amount of hard CaO, CaS, etc. is generated, and the machinability is rather reduced. Lower. Therefore, the component range was defined as 0.0002 to 0.01%.
[0039]
Zr: 0.0003-0.5%
Zr is a deoxidizing element and generates an oxide. The oxide serves as a precipitation nucleus of MnS, and is effective in fine and uniform dispersion of MnS. Further, it has the function of dissolving in MnS to reduce its deformability and suppressing the elongation of the MnS shape even in rolling or hot forging. Therefore, it is an element effective for reducing anisotropy. If the content is less than 0.0003%, the effect is not remarkable. If the content exceeds 0.5%, not only the yield is extremely deteriorated, but also a large amount of hard ZrO ₂ or ZrS is generated, and on the contrary, Reduce the nature. Therefore, the component range was defined as 0.0003 to 0.5%.
[0040]
Mg: 0.0002-0.02%
Mg is a deoxidizing element and generates an oxide. The oxide serves as a precipitation nucleus of MnS, and is effective in fine and uniform dispersion of MnS. Therefore, it is an element effective for reducing anisotropy. If the content is less than 0.0002%, the effect is not remarkable. If the content exceeds 0.02%, the yield is extremely deteriorated and the effect is saturated. Therefore, the component range was defined as 0.0002 to 0.02%.
[0041]
Te: 0.001 to 0.5%
Te is a machinability improving element. In addition, by producing MnTe or coexisting with MnS, it has a function of reducing the deformability of MnS and suppressing the elongation of the MnS shape. Therefore, it is an element effective for reducing anisotropy. This effect is not recognized at less than 0.001%, and the effect is saturated at more than 0.5%.
[0042]
Pb, Bi: 0.01 to 0.7%
Pb and Bi are elements that are effective in improving machinability. The effect is not recognized if it is less than 0.01%, and even if added over 0.7%, not only the machinability improving effect is saturated, but also the hot forging property is lowered, which is likely to cause a flaw. Therefore, the respective contents are set to 0.01 to 0.7%.
[0043]
【Example】
The effects of the present invention will be described with reference to examples. Some of the test materials having the chemical components shown in Table 1 were melted in a 270 t converter, then decomposed and rolled into billets, and further rolled into steel bars of φ50 mm. The others were melted and rolled in a 2t-vacuum melting furnace. In the evaluation of the machinability of the materials shown in Examples 1 to 40 in Table 2, cutting conditions are shown in Table 3 in a drilling test. The machinability was evaluated at the highest cutting speed (so-called VL1000) capable of cutting to a cumulative hole depth of 1000 mm.
[0044]
Further, the surface roughness was evaluated by so-called plunge cutting, in which the tool shape was transferred by a parting-off tool. The outline of the experimental method is shown in FIG. That is, as shown in FIG. 1A, a test material 2 rotating in a cutting direction 1 is cut by a tool 3, and as shown in FIG. Form. Table 4 shows the cutting conditions. In the experiment, surface roughness (10-point surface roughness Rz μm) when 200 grooves were processed was measured. With respect to the chip disposability shown in Table 2, the chips are curled, but if the curl is less than 5 turns and the chips are broken and short chips are generated, "O" indicates that the chips are 5 turns. A case where a long chip that did not break even when it was exceeded was generated was indicated as “×”.
[0045]
[Table 1]

[0046]
[Table 2]

[0047]
[Table 3]

[0048]
[Table 4]

[0049]
All of the inventive examples were superior to the comparative examples in the life of the drill tool and had good surface roughness in plunge cutting. This is because even if the addition amounts of C, S, etc. are different, the order does not change, and when elements such as Zn, Sn, B, etc. are added, the tool life and Excellent surface roughness. The greater the S content, the better the machinability tended to be, but even when the S content was relatively small, an improvement in chip disposability was observed.
[0050]
On the other hand, even when Sn was added as in Comparative Examples 6 and 26 in the examples, the machinability was not improved unless Zn was added.
[0051]
Further, even when a conventionally known machinability improving element such as Te, Pb, Bi or the like is included, the addition of Zn showed more excellent machinability.
[0052]
Similarly, Table 5 shows the chemical components of the samples evaluated for the machinability and mechanical properties of the steel based on the structural carbon steel, and Table 6 shows the evaluation results. A part of each test material was melted in a 270 t converter, then decomposed and rolled into billets, and further rolled into steel bars having a diameter of 65 mm. The others were melted and rolled in a 2t-vacuum melting furnace.
[0053]
The impact value (J / cm ² ) was evaluated by preparing a U-notch test piece having a depth of 2 mm in accordance with JIS.
[0054]
Table 3 shows the cutting conditions in the drilling test for the machinability evaluation of Examples 41 to 43 containing about 0.1% of C. The machinability was evaluated at the highest cutting speed (so-called VL1000) capable of cutting to a cumulative hole depth of 1000 mm.
[0055]
Further, the surface roughness was evaluated by so-called plunge cutting, in which the tool shape was transferred by a parting-off tool. In the experiment, the surface roughness when 200 grooves were processed was measured. The surface roughness was evaluated by plunge cutting shown in Table 4.
[0056]
For Examples 44 to 46 containing about 0.3% C and Examples 47 to 77 having a C content exceeding them, the impact value and its anisotropy were shown in order to emphasize the mechanical properties. Here, the impact value of the sample cut out from the cross section direction of the steel bar is shown (“C direction” column), and (an impact value of the cross section direction sample) / (an impact value of the longitudinal sample) is shown as anisotropy. ("Anisotropic" column). The larger the value is, the smaller the anisotropy is.
[0057]
In addition, the machinability evaluation of Examples 44 to 77 was performed with the drilling characteristics VL1000, and evaluated under the cutting conditions shown in Table 7. In these cases, the cutting surface roughness was not evaluated.
[0058]
[Table 5]

[0059]
[Table 6]

[0060]
[Table 7]

[0061]
In the comparison of Examples 41 to 43, the invention example was superior to the comparison example in VL1000 and surface roughness. Further, with respect to Examples 44 to 77, the invention examples showed hardness HV, impact value of the sample in the cross section direction and (impact value of the sample in the cross section direction) / compared to the comparative example containing substantially the same C and other alloying elements. Although the (impact value of the sample in the longitudinal direction) is almost the same, it can be seen that the VL1000 of the invention example is more favorable and has excellent machinability.
[0062]
Further, when the machinability is improved by increasing the amount of S as in Comparative Example 53, the anisotropy of the impact value is reduced, so that the performance as a structural steel is considered to be inferior to those of Invention Examples 47 and 48. Was.
[0063]
Table 8 shows examples based on steel in which a large amount of alloying elements were added to improve the hardenability. A part of the test material was melted in a 270 t converter, then decomposed and rolled into billets, and further rolled to φ50 mm. The others were melted and rolled in a 2t-vacuum melting furnace.
[0064]
In Examples 78 to 82, the steel based on SCr420 was subjected to normalization (920 ° C. × 1 hr → air cooling) and then subjected to a cutting test. The evaluation of machinability is a drilling test, and the cutting conditions are the same as those in Table 5. The evaluation item is the maximum cutting speed (so-called VL1000) capable of cutting to a cumulative hole depth of 1000 mm. The unit of this VL1000 is m / min, and the larger the value, the better the tool life. Further, the hardness was measured, and an Ono-type rotary bending test piece having a notch of R1.16 mm was formed on a test piece of 9 mmφ as shown in FIG. 2, and the conditions shown in FIGS. 3 (a) and (b) were obtained. After carburizing, the fatigue properties were evaluated.
[0065]
As a result, although the hardness after normalization shown in FIG. 3B was almost the same, VL1000 was superior to the developed steel. The fatigue characteristics after carburization are almost the same, and it is understood that the technology of the present invention improves the machinability but does not lower the subsequent gear performance.
[0066]
[Table 8]

[0067]
Table 9 shows examples based on steel in which hardenability is improved by further adding a large amount of alloying elements. A part of the test material was melted in a 270 t converter, then decomposed and rolled into billets, and further rolled to φ50 mm. The others were melted and rolled in a 2t-vacuum melting furnace. The evaluation of machinability is a drilling test, and the cutting conditions are the same as those in Table 7. The evaluation item is the maximum cutting speed (so-called VL1000) capable of cutting to a cumulative hole depth of 1000 mm.
[0068]
In Examples 83 to 88, the hardness was adjusted to about HV310 by quenching and tempering using SCM440 as a base steel, and the machinability was evaluated at VL1000. The impact value was evaluated as a mechanical property. The impact value was measured by cutting a sample from the longitudinal direction of a steel bar and using a JIS No. 3 test piece (2 mm U notch test piece). As a result, although the inventive example had almost the same hardness and impact value (J / cm ² ) as the comparative example, the machinability VL1000 was larger and superior to the comparative example.
[0069]
In Examples 89 to 94, the bearing steel was used as a base, and softening was performed by spheroidizing annealing at 700 ° C. for 20 hours, and the machinability VL1000 was measured. As a result, although the invention example had almost the same hardness as the comparative example, the machinability VL1000 was large and superior to the comparative example.
[0070]
[Table 9]

[0071]
【The invention's effect】
According to the steel of the present invention, by promoting the fracture of the matrix in the steel, the tool life and the cutting surface roughness are improved in a so-called low-carbon free-cutting steel having a C content of less than 0.15%, and Pb is not contained. In this case, it is possible to obtain good tool life and cutting surface roughness, and also to improve machinability and degrade mechanical properties, especially for structural steel containing 0.15% or more of C. Anisotropy can be minimized. Alternatively, the steel of the present invention can obtain better machinability than steel having the same mechanical properties.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a diagram showing an outline of a plunge cutting test, in which (a) shows a plunge cutting test method, and (b) shows a movement of a tool.
[0072]
FIG. 2 is a view showing an Ono-type rotary bending test piece with a notch.
[0073]
3A and 3B are schematic diagrams showing carburizing conditions, wherein FIG. 3A is a schematic diagram showing carburizing and quenching conditions, and FIG. 3B is a schematic diagram showing normalizing conditions.
[Explanation of symbols]
1 Cutting direction 2 Test material 3 Tool 4 Surface roughness measurement surface

Claims

Mass% (hereinafter the same),
C: 0.001 to 1.5%,
Si: 3% or less,
Mn: 0.01 to 3%,
P: 0.001-0.2%,
S: 0.0001 to 1.2%,
Zn: 0.001-0.5%,
N: 0.0001 to 0.02%,
O: 0.0005 to 0.05%
A steel excellent in machinability characterized by containing.

further,
Sn: 0.002-0.5%
The steel excellent in machinability according to claim 1, comprising:

further,
B: 0.0005 to 0.05%
The steel excellent in machinability according to claim 1 or 2, which comprises:

further,
Cr: 0.01 to 7%,
Mo: 0.01 to 3%,
V: 0.01 to 3%,
Nb: 0.001 to 0.2%,
Ti: 0.001 to 0.5%,
W: 0.01 to 3%
The steel excellent in machinability according to any one of claims 1 to 3, wherein the steel comprises one or more of the following.

further,
Ni: 0.05-7%,
Cu: 0.02 to 3%
5. The method according to claim 1, wherein one or two of the above are contained, and when Cu contains 0.3% or more, Ni% ≧ Cu% is satisfied. Steel with excellent machinability.

further,
Al: 0.001-2%,
Ca: 0.0002-0.01%,
Zr: 0.0003-0.5%,
Mg: 0.0002-0.02%
The steel excellent in machinability according to any one of claims 1 to 5, comprising one or more of the following.

further,
Te: 0.001 to 0.5%,
Pb: 0.01 to 0.7%,
Bi: 0.01 to 0.7%
The steel with excellent machinability according to any one of claims 1 to 6, comprising one or more of the following.